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L’élément vanadium(V):
Le vanadium découvert de façon certaine en 1830 par Nils Gabriel Sefstrom entre dans la composition de nombreux alliages destinés aux industries de pointe. Etymologie du nom: vient de vanadis, déesse de la beauté dans la mythologie scandinave. Classé parmi les 22 éléments les plus répandus dans toute la lithosphère, il est situé à des niveaux de concentration peu élevés: 0, 07% en moyenne, pouvant aller jusqu’à 2% [1]. Le vanadium se rencontre dans la nature sous forme de composés chimiques présents dans plus de 65 espèces de minerais (fer, titane, la vanadinite qui est un chlorovanadate de plomb, la cardite qui est un vanadate doublé d’uranyle et de potassium etc…), dans les roches et les gissements de pétrole, Sa présence dans les minérais de titane, amène en aval dans les usines de fabrication de dioxyde de titane, des eaux chargées en vanadium qui enrichissent les fleuves en sel de ce métal [1]. Les hydrocarbures, le pétrole et le charbon contiennent en général de l’ordre de 50 mg de vanadium par kilogramme. Leur combustion dégage ainsi près de 10 à 30 000 tonnes de vanadium dans l’atmosphère sous forme dioxyde, ce qui constitue une source anthropologique majeure de pollution. Toute fois à faible dose dans l’organisme, le vanadium est un oligoélément nécessaire dans la vie.
Etude bibliographique du dioxyde de vanadium (VO2).
Le vanadium (V) est un métal de transition de couleur grise, situé à la quatrième période et au cinquième groupe du tableau de classification périodique des éléments. Avec son numéro atomique égal à 23, sa configuration électronique est [Ar] 3d3 4s2.
Le vanadium a plusieurs états d’oxydation allant de +II à +V, il est souvent utilisé dans sa forme oxyde. Le vanadium a pour densité d = 6, de masse atomique 50,9 u. Sa structure est cubique centré comme représentée sur la figure 1. Il s’oxyde au-delà de 900° C mais il est très stable à température ordinaire et est principalement utilisé dans les alliages. Il est solide à l’état ordinaire, insoluble dans l’eau, sa température de fusion est de 1930o C et la température d’ébullition est de 3380o C [2]. C’est un métal rare, dur et ductile.
Pour calculer le paramètre de maille a. On prend (d) la grande diagonale du cube :[4] d = 4r = a√3 ; a = 4√3 r = 4√33 r ; a = 311,7691 pm
Le dioxyde de vanadium :
Le vanadium a plusieurs états d’oxydation allant de +II à +V, Toutefois, c’est sous sa forme d’oxydes qu’il est le plus employé. La figure 2 présente le diagramme de phase du système V-O qui autorise la formation de plusieurs composants oxydes stables.
Comme le montre la figure 2, les différents oxydes de vanadium présentent des degrés d’oxydation compris entre +II (phase VO pour x < 1,15) et +V (phaseV2O5 pour x > 2,5). La multitude de composés intermédiaires nécessite, lors de l’élaboration d’un oxyde de vanadium donné, un contrôle très précis de la composition en oxygène pour éviter la formation de couches polyphasées. On distingue deux séries de phases les phases de Magnéli et les phases de Wadsley. Pour les phases de Wadsley, seules les trois phases V6O13, V4O9 et V3O7 ont été synthétisées sous forme de poudre ou de cristaux.
La phases de Magnelli de formules VnO2n-1, avec 3 ≤ n ≤ 9 a été largement étudiée afin de mieux comprendre les transitions de phases dans ces matériaux. La majorité de ces oxydes subissent des transitions du premier ordre entre les états isolants et métalliques (MIT) à différentes températures. Seule la phase de Magnelli V₇O₁₃ est métallique et ne présente pas de transition métal-isoant.
Propriétés structurales du VO2 :
Il existe six variétés allotropiques du dioxyde de vanadium, une seule d’entre elles appelée VO2 (M/R) est stable. Il subit une transition réversible de part et d’autre de la température de transition. Il passe d’une structure tétragonale /rutile à une structure monoclinique, lorsque sa température est inférieure à la température de transition.
Structure monoclinique (M1):
Cette structure est caractérisée par des atomes de Vanadium formant des paires le long de l’axe c de la maille. Lors de la transition de phase, les atomes de Vanadium se décalent légèrement par rapport à leurs positions d’origine à plus haute température et ne sont plus alignés les uns par rapport aux autres le long de l’axe c. Cette phase M1 appartient au groupe d’espace P21/c. En plus cette phase monoclinique (M1) est aussi caractérisée par l’alternance de courte et longue distance de la liaison Vanadium-Vanadium (V-V) comme le montre la figure 3. D’après J.M.Longo et son groupe les liaisons métalliques V-V d’une longueur de 0,2619 nm se forment ainsi en zigzag, par paire, le long de l’axe 𝑎𝑀1 modifiant ainsi les paramètres de maille de la structure cristalline d’origine : 𝑎𝑀1 = 2𝑐𝑅 = 0,57517 nm, 𝑏𝑀1 = 0,45378 nm, 𝑐𝑀1 = 𝑎𝑅 – 𝑐𝑅 = 0,53825 nm et 𝛽𝑀1 = 122,646 °C [6]. Dans cette phase VO2 (M1) il est important de constater l’existence de deux distances inter-atomiques différentes vanadium-oxygène notées V-O1 et V-O2, dont les longueurs sont respectivement de 0,177 nm, 0,201 nm selon A. Corvisier [7].
Méthode de synthèse des couches minces de VO2:
L’essentiel des applications du dioxyde de vanadium nécessitent de le synthétiser sous la forme de couches minces. Les principales techniques de dépôt de couches minces de VO2 peuvent être séparées en deux catégories : les procédés physiques et les procédés chimiques.
Procédés physiques:
Les méthodes physiques sont en général utilisées en recherche scientifique telles que la pulvérisation ou l’évaporation.
Dépôt par ablation Laser pulsé (PLD) : L’ablation laser consiste à focaliser un faisceau laser de forte puissance sur un matériau dans le but de le vaporiser puis de condenser les particules ionisées sur un substrat chauffé ou non à l’aide d’une onde. Ces particules ont une grande énergie cinétique. Le dépôt par ablation laser pulsé a d’abord été utilisé pour fabriquer des oxydes supraconducteurs dans les années 1980. C’est en 1993 que Mark Borek et ses coauteurs ont rapporté le premier dépôt de couches minces de dioxyde de vanadium par PLD. Ils utilisèrent d’abord un laser KrF pulsé de 15 ns à une longueur d’onde de 249 nm et des substrats d’Al2O3 chauffés à 500 o C [17].
Dépôt physique en phase vapeur (PVD) : Cette technique consiste à chauffer sous vide le matériau que l’on veut déposer. Les atomes du matériau reçoivent de l’Energie calorifique supérieur à leur énergie vibratoire, ce qui provoque l’évaporation. Le matériau évaporé est alors recueilli par condensation sur un substrat à recouvrir [18].
Cette méthode d’évaporation réactive est largement utilisée pour fabriquer des couches de VO2 de haute qualité. Le vanadium est évaporé en présence d’oxygène avec lequel il réagit pour former un oxyde de vanadium dans une chambre à vide. Le rapport bien défini vanadium-oxygène, la pression dans la chambre et la température vont concourir à la formation d’un oxyde de vanadium stable à la surface du substrat. Le premier dépot de VO2 par évaporation réactive a été réalisé en 1984 par G. A. Nyberg et R. A. Buhrman. Ces couches minces sont fabriquées dans une chambre vidée par une pompe cryogénique à 10-7 Torr ensuite remplie jusqu’à 0,37 mTorr d’oxygène [19].
Procédés chimiques :
Les méthodes chimiques sont généralement de type industriel.
Méthode SOL-GEL : Cette méthode attire de plus en plus l’attention des chercheurs travaillant sur la préparation des verres. C’est un procédé bien adapté aussi à la préparation des couches minces a l’échelle de quelques nanomètres voire plusieurs centaines de nanomètres
Le principe de base du procédé sol-gel ( solution gélification ) est le suivant : Une solution à base de précurseurs en phase liquide, se transforme en un solide par un ensemble de réactions chimiques de type polymérisation à température ambiante Les téchniques utilisées sont le “spin–casting”, le “dip–coating” et le “meniscus–coating”.Pour chaque téchnique il existe trois étapes : préparation de la solution, formation des couches minces, et en fin un traitement thermique dont l’intérêt est l’obtention d’une structure cristalline régulière et homogène, de soulever le degré de dureté de la surface, et l’augmentation de la pureté. Le premier processuce sol gel de fabrication du VO2 pur et dopé a été rapporté par Greenberg end 1983 [20]. Dans ce processus, des couches minces de V2O5 sont d’abord déposées par trempage ou par centrifugation avec le gel obtenu à partir de précurseurs moléculaires.
Dépôt chimique en phase vapeur (CVD) : La téchnique CVD (Chemical Vapour Déposition) est une technique utilisée pour l’élaboration des couches minces. Son principe consiste à faire réagir chimiquement un composant gazeux du matériau à deposer avec d’autres gazs pour produire un solide qui est par la suite déposé sur un substrat. Le premier dépot de VO2 « bulk » et Couche mince a été rapportée en 1967 par l’équipe Japonaise de Koide et Takei [21]. Ils utilisèrent de la vapeur d’oxychlorure de vanadium (VOCl3) avec un gaz porteur d’azote. Mac Chesney et ses collaborateurs, en 1968, reprirent la méthode de Koide et Takei en remplaçant l’azote porteur par du CO2 [22]. Ils déposèrent du V2O5 qu’ils réduisirent en VO2 à 530 ℃ en présence d’un mélange de CO/CO2. En 1972, Ryabova et ses alliés furent les premiers à fabriquer des couches minces de VO2 de 60 à 1000 nm par cette meme méthode CVD sans traitement thermique après deposition [23]. D’autres téchniques de fabrications des couches minces de VO2 peuvent être utilisées pour régler certaines problèmes liés à des limites des autres méthodes d’élaboration. C’est le cas de la pulvérisation cathodique et du dépôt assistés par faisceau d’ions avec la possibilité de contrôler la microstructure, la texture et la densité des couches minces fabriquées
Applications du dioxyde de vanadium:
Toutes ces caractéristiques physiques font du dioxyde de vanadium un matériau de choix pour différents domaines. En raison de sa propriété thermochrome réversible, le VO2 a été étudié pour des applications novatrices dans des domaines variés et répondants à des besoins actuels. A la température 68 °C, les propriétés optiques de ce matériau sont donc modifiées, cela se traduit par une forte variation de la transmittance pour les longueurs d’ondes du domaine de l’infrarouge (IR), les autres domaines n’étant pas ou peu touchés.
Fabrication des couches minces de VO2 par ablation Laser pulsé:
L’ablation laser pulsé (PLD : Pulsed Laser Deposition) Présentation :
L’ablation laser pulsé (PLD) est une méthode de dépôt physique en phase vapeur. C’est une téchnique de dépôt développée en 1965 qui permet la synthèse de couches minces de très haute qualité en utilisant un laser de très forte puissance [1]. L’avancée de cette technique s’est produit en parallèle avec l’amélioration des systèmes laser en augmentant le taux de répétition du laser et la génération d’impulsions laser plus courtes et en générant des impulsions dans l’ultraviolet (UV) ce qui augmente l’absorption de l’énergie du laser par le solide soumis à l’ablation. Les débuts de cette ablation laser remontent des années 1962 pendant laquelle Brech et Cross ablate pour la première fois, une cible par irradiation laser. Cette expérience suscite de l’intérêt et aboutit à la naissance effective de la PLD en 1965 lorsque Smith et Turner réalisent pour la première fois des dépôts de couches minces de ZnTe, PbTe et de Ge grâce à un laser à rubis. Son utilisation a réellement débuté 20 ans après en raison du coup élevé et de leurs manques de fiabilité. En 1987 Dijkkamp et al élaborent des couches minces supraconductrices de YBa2Cu3O47-α à haute température critique [2]. Aujourd’hui, l’ablation laser (PLD) est l’une des plus rapides croissances des processus à couches minces. C’est aussi un procédé de dépôt pour d’autres types de matériaux comme les oxydes mixtes et supraconducteurs. Elle est basée sur l’évaporation de la matière au moyen d’un faisceau laser pulsé hautement énergétique focalisé sur la cible solide par une lentille [3].
Principe PLD:
L’ablation laser pulsé consiste à focaliser un faisceau laser intense sur une cible massive de manière à ablater de la matière. La cible qui est placée dans une enceinte sous vide ou sous atmosphère contrôlée, est en rotation pendant l’ablation afin que le processus soit homogénéisé. L’ablation ne se produit qu’à partir d’une certaine densité de puissance du faisceau laser. A ce niveau, les particules éjectées forment une vapeur dense et lumineuse (plasma) dont la distribution spatiale a la forme d’une plume. Cette vapeur se déploie dans une direction perpendiculaire à la cible et se condense sur un substrat qui intercepte sa trajectoire (figure 9).
Les étapes principales de la PLD sont au nombre de quatre essentiellement :
✓ l’interaction laser matière
✓ la formation d’un panache plasma,
✓ l’expansion tridimensionnelle adiabatique du plasma
✓ la croissance du film sur le substrat [5].
L’échantillon est introduit à l’intérieur du plasma, ce qui a pour effet de dissocier les molécules et d’ioniser une partie des atomes présents. Ce plasma est ensuite dirigé vers un spectromètre de masse, lequel détermine de manière précise (moins d’une partie par milliard de résolution) le contenu de l’échantillon [6].
Le faisceau de forte énergie provoque l’évaporation du métal de la cible sous la forme d’un panache de plasma qui réagit avec l’oxygène introduit en quantité contrôlée dans l’enceinte. Le composé issu de cette réaction se dépose alors sur le substrat en vis-à-vis par simple effet cinétique. Cette technique est utilisée dans la réalisation de matériaux complexes (supraconducteurs, ferroélectriques, composites, etc.) car elle permet d’obtenir des dépôts d’excellente qualité, présentant une très bonne stoechiométrie.
L’interaction entre laser et la cible :
Au début de l’impulsion le laser frappe tout d’abord la cible et cause une excitation électronique du matériau qui est convertie en vibration du réseau et en énergie thermique. Un plasma d’ablation est ainsi créé lorsque la fluence du laser est supérieure au seuil d’ablation. Ce dernier dépend de la longueur d’onde du laser et est typiquement de l’ordre de 1 J/cm2[8]. La dernière partie de l’impulsion laser (quelques ns) va, par la suite, interagir avec le plasma de surface qui poursuit son chemin vers le substrat, et transférer de l’énergie cinétique à ce dernier.
Alors qu’elle est diffusée de la cible vers le substrat, la plume plasma interagit avec le gaz ambiant. Pour une interaction avec un gaz inerte comme l’argon, les particules composant le plasma sont simplement thermalisées par collisions, ce qui cause une réduction de leur énergie et la vitesse à laquelle elles sont transportées vers le substrat. Dans le cas d’une interaction avec un gaz réactif comme l’oxygène ou l’azote, il y a une augmentation de la diffusion dans la plume plasma, ce qui entraîne également une atténuation et une thermalisation de celle-ci.
Finalement, pour des conditions de dépôt optimales, les espèces incidentes à la surface du substrat se condensent pour former une couche mince du matériau désiré.
Celon la nature du materiau cible (isolant, semiconducteur, métal), ([9, 10, 11]) il existe trois (3) régimes d’interaction laser matière sont distingués selon les propriétés optiques et thermiques du matériau cible :
Le régime de faible irradiance (< 106 W/cm2) pendant lequel le taux de vaporisation est négligeable,
Le régime de moyenne irradiance (> 106 W/cm2) pendant lequel le taux de vaporisation devient plus important et la vapeur est transparente aux faisceaux lasers incidents, et enfin
Le régime de forte irradiance (> 108 W/cm2) dans lequel il y a fusion et vaporisation rapide de la cible et la vapeur qui n’est plus transparente aux faisceaux incidents absorbe ceux-ci et s’étend jusqu’à un volume critique puis s’expand dans une direction normale à la cible vers un substrat placé en face.
Pour chaque régime, deux types de processus permettent de décrire l’interaction, le processus thermique et le processus photochimique qui dépendent étroitement des paramètres de la cibles (composition, état de surface, densité, coefficient d’absorption, conductivité thermique) et de ceux du laser utilisé pour l’ablation (longueur d’onde, fluence, fréquence de tir, durée d’impulsion). Au cours du processus thermique, l’énergie électromagnétique est transformée en excitation électronique puis en chaleur qui se déplace dans le matériau sous forme de conduction thermique entrainant la fusion et la vaporisation de la cible. Pendant le processus photochimiques la plupart des photons ont une énergie équivalente ou supérieure à l’énergie de liaison entre les atomes. Ainsi, la puissance du faisceau laser est suffisante pour rompre les liaisons et conduire à l’évaporation du matériau cible.
L’ablation laser pulsée ne se fera pas de la même manière en présence d’un isolant ou d’un semiconducteur. Dans les deux cas, l’énergie nécessaire pour ablater le matériau doit être supérieure à la bande interdite du matériau cible. Les lasers du domaine proche UV qui délivrent des faisceaux d’énergie 5 eV, ablatent sans difficulté les semiconducteurs, tandis que les isolants requièrent des lasers de puissance plus élevée (ultra-violet lointain). Que le matériau soit isolant ou semiconducteur, l’interaction laser matière se déroule en deux étapes : la première est celle qui consiste à envoyer les électrons dans la bande de conduction et la seconde est celle décrit par le processus thermique définit précédemment pendant lequel la chaleur se propage dans le matériau par couplage électron-électron ou électron-phonon. Le taux de vaporisation est plus lent dans le cas des isolants du faits de leur grand gap et que pour cela, il faudrait l’absorption de plusieurs photons pour créer une paire électron-trou.
Formation et dynamique d’expansion de la plume :
La formation de plume est précédée par la formation d’une couche de Knudsen qui elle-même résulte d’un état d’évolution de la distribution des vitesses des espèces de la vapeur formée à proximité de la surface de la cible. La couche de Knudsen est le siège de nombreuses collisions des espèces, certaines d’entre eux sont redirigées vers la cible tandis que d’autres sortent de la couche de knudsen et acquièrent une distribution maxwellienne totale. Les espèces redirigées vers la cible subissent des collisions (élastiques ou inélastiques) et des recondensations. Ces recondensations sont généralement responsables de l’écart de stoechiométrie observé dans les couches déposés; en l’occurrence, les couches sont enrichies en éléments moins volatiles. L’observation de cônes sur la surface de la cible après ablation est également expliquée par cette resolidification, ceci à cause de la différence de température de fusion en cas de ségrégation de phase.
L’expansion du plasma à forte irradiance se fait par extension de la plume d’ablation sous l’effet des conditions de température et de pression qui elles même sont induites par des absorptions des faisceaux incidents par les espèces de la plume d’ablation. Sous l’effet de ces contraintes, le gaz atteint une masse critique et se détend suivant une loi en cos n θ où n>1 et dont l’exactitude de la valeur de n dépend de l’atmosphère (réactive ou neutre) régnant dans l’enceinte d’ablation.
Dans le vide, la plume se détend préférentiellement dans une direction normale à la cible en raison d’un nombre plus important de collisions dans les directions tangentes. La détente se fait de manière isotherme et adiabatique par transformation progressive d’énergie thermique en énergie cinétique, ce qui se fait au fur et à mesure que le plasma évolue et on arrive à un moment où la totalité de l’énergie thermique est convertie puis à un autre (au bout de quelques centaines de nanosecondes) où le nombre de collisions entre les espèces dans la direction normale à la cible devient équivalent ou supérieur au nombre de collisions dans les directions tangentes et dès lors, l’expansion se fait dans les trois dimensions de l’espace et un peu plus tard, suivant les directions tangentes. L’expansion dans le milieu gazeux diffère de l’expansion dans le vide par le fait que les particules du plasma sont freinées dans leur courses vers le substrat et que certains d’entre eux sont susceptibles d’interagir avec ceux du milieu réactif. Les modèles d’onde de choc et de force de viscosité permettent de décrire l’influence du gaz environnent sur l’expansion [9, 10, 11].
Croissance du film sur le substrat :
La croissance de la couche sur le substrat dépend des paramètres de ce dernier (température, nature, composition, état de surface, orientation) que de ceux des espèces (nature, énergies, vitesse) présentes dans la plume d’ablation. Il existe trois modes de croissance des couches : la croissance d’ilots à trois dimensions, développée par Volmer-Weber, la croissance de mono couche complète à deux dimensions, développée par Frank-Van der Merwe suivie de la croissance d’ilots à trois dimensions qui a été développée par Stranski-Krastanov. Les travaux de Greene permettent de sélectionner l’un des modes selon la thermodynamique qui régit l’interface couche-substrat [12].
La croissance épitaxiale ou texturée, dépend du désaccord de maille entre la couche et le substrat. Comme déjà mentionnée dans le chapitre précédent, un désaccord de maille important conduira à la formation des contraintes à l’interface couche-substrat et donc dans la plupart des cas la formation d’une phase de stoechiométrie non désirée relâche la contrainte sur quelque nanomètre. Les différentes modes de croissance sont représentées sur la figure 10 :
Figure 10: Schéma des différents modes de croissance d’une couche mince: (a) Frank-Van Der Merwe; (b) Volmer–Weber; (c) Stranski-Krastanov; (d) Step-Flow, [15]
Les différents modes de croissance sont alors définis en fonction de l’énergie libre de surface du substrat (γs), [15] des énergies de la couche (γf) et de l’interface couche-substrat (γi).
Dans le cas où γf + γi < γs, la croissance se déroule couche par couche de manière bidimensionnelle et le mode de croissance est appelé croissance de Frank-van der Merwe [24] (Figure 10 (a)). Pour γf + γi > γs, la croissance s’éffectue sous forme d’îlots tridimensionnels (3D) selon le mode de croissance appelé croissance de Volmer-Weber [13] (Fig.10 (b)). Le mode de croissance intermédiaire entre ces deux modes, qui débute par une croissance couche par couche pour ensuite se transposer en formation d’îlots, est appelé croissance de Stranski-Krastanov (Fig.10 (c)) [14]. Finalement, dans le cas où les atomes peuvent rapidement atteindre les sites énergétiquement favorables en bordure des marches atomiques sans interagir entre eux, la croissance se fait par propagation des marches (Step-flow) (Fig.10 (d)) [15].
Avantage et Limites de la PLD
Le dépôt de couches minces par ablation laser reste une technique de choix pour les applications de recherche et de développement. Sa simplicité et sa polyvalence permettent la synthèse efficace d’une grande variété de composés. La PLD permet aussi la fabrication des couches aux propriétés uniques (composés de matériaux nanocristallins par exemple), impossible avec les autres méthodes de croissance [16].
L’un des nombreux avantages de la PLD est l’excellent transfert stoechiométrique de la cible vers le substrat. Ce phénomène est dû à la faible sélectivité par rapport au type d’éléments ablaté sur la cible suite à la création du plasma. De plus, même dans le cas où les éléments qui composent la cible sont volatils (N, O, Bi, Ga et In, par exemple), il est toujours possible d’obtenir la stoechiométrie désirée via l’ajout d’un gaz réactif lors du dépôt ou en utilisant une cible non stoechiométrique pour compenser la perte de ces éléments [17].
La PLD permet aussi non seulement de réduire la température nécessaire pour l’épitaxie de couches minces par rapport à certaines autres techniques, mais également la croissance de composés métastables. Ceci est dû au fait que les espèces créées dans la plume plasma lors du processus d’ablation ont une énergie plus élevée (~10 à 100 eV) que celle obtenue à partir d’autres techniques comme la pulvérisation (~1 eV).
Cependant la projection de gouttelettes de matière (droplets) sur le substrat est un des inconvénients reliés au dépôt par ablation laser. Ces droplets sont, en général, formées par l’érosion progressive de la cible qui entraîne la formation de microstructures en surface. Une fois formée, ces microstructures peuvent être détachées par l’impulsion laser et transportées par le plasma d’ablation vers le substrat [18]. Différentes méthodes ont été développées afin de pallier ce problème, comme l’insertion de filtres de vitesse entre la cible et le substrat, la déposition hors axe la PLD en faisceaux croisés etc…
Téchniques de caractérisation :
Diffraction des rayons X :
Les rayons X sont à la base de différentes téchniques d’analyse comme la radiographie, la spéctroscopie et la diffractométrie. Ce sont des radiations électromagnétiques dont la longueur d’onde est de l’ordre de l’Angstrom, un outile de prédilection pour l’analyse des problemes de la cristallographie. Un cristal etant un agencement d’atomes, d’ions ou de molécules, les distances interatomiques sont de l’ordre de l’Angstrom, du même ordre de grandeur les longueurs d’onde des rayons X, il constitue alors un réseau à trois dimensions qui peut diffracter les rayons X. Découverts en 1895 par le physicien allemand, Röntgen, ils ont pris leur essor à partir de 1912, date à laquelle Max Von Laue et ses collaborateurs ont réussi à obtenir le premier diagramme de diffraction des rayons X par un cristal. Cependant il a fallu attendre les récents progrès informatiques pour que la technique de diffraction sur poudre (donnant des diagrammes bien plus complexes) puisse être appliquée de façon usuelle à la résolution cristalline complexe.
La diffraction de rayons X (DRX) permet d’identifier les phases présentes dans l’échantillon par comparaison aux fiches internationales de diffraction JCPDS, de déterminer les paramètres de maille d’un réseau cristallin et les positions atomiques (méthode de Rietveld), mais aussi de calculer la taille moyenne des cristallites « DDRX » (élargissement de pics de diffraction). Le diagramme de diffraction montre l’intensité des pics de diffraction en fonction de l’angle θ. Cet angle est relié, par la loi de Bragg, à une distance interatomique dhkl et donc à un plan (hkl) caractéristique d’une structure cristallographique comme le montre la figure 11 :
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Table des matières
Introduction Générale:
CHAPITRE I : ETUDE BIBLIOGRAPHIQUE DU DIOXYDE DE VANADIUM (V02)
Introduction
I.1 L’élément vanadium(V)
I.2 Le dioxyde de vanadium
I.3 Propriétés structurales du VO2
I.3.1 Structure monoclinique (M1)
I.3.2 Structure tétragonale de type rutile VO2 (R)
I.4 Les propriétés physiques du VO2:
I.4.1 Propriétés optiques
I.4.2 Propriétés électriques
I.5 Méthode de synthèse des couches minces de VO2:
I.5.1 Procédés physiques
I.5.2 Procédés chimiques
I.6 Applications du dioxide de vanadium:
Conclusion
Références
CHAPITRE II : TECHNIQUES EXPERIMENTALES
Introduction
II.1 Fabrication des couches minces de VO2 par ablation Laser pulsé
II.1.1 L’ablation laser pulsé (PLD : Pulsed Laser Deposition) Présentation
II.1.2 Principe PLD:
II.1.3 Mécanisme d’ablation laser
II.1.3.1 L’interaction entre laser et la cible
II.1.3.2 Formation et dynamique d’expansion de la plume
II.1.3.3 Croissance du film sur le substrat
II.1.4 Avantage et Limites de la PLD
II.2 Téchniques de caractérisation
II.2.1 Diffraction des rayons X
II.2.2 Principe
II.2.3 Avantage de la méthode d’analyse XDR
Conclusion
Références
CHAPITRE III: RESULTATS ET DISCUSSIONS
Introduction
III.1 Téchniques expérimentales de dépôts
III.2 Résultats et discussions
III.2.1 Influence de la dose d’irradiation des rayons gamma
III.2.1.1 Étude de la structure des couches
III.2.1.2 Évolution des intensités
III.2.1.3 Taille des cristallites
III.2.1.4 Évolution de la taille des cristallites:
Conclusion:
Références
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