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Généralités sur le silicium
Le siliciumamorphe
A l’opposé, le silicium amorphe (a-Si) ne conserve pas l’ordre à longue portée, bien que sa structure soit localement semblable [5]. a-Etats électroniques L’absence d’ordre à longue distance n’autorise pas l’application de la théorie des bandes d’énergie et ne permet pas la description des états électroniques par une structure de bande E(k). Cependant, les états électroniques dans les semi-conducteurs amorphes sont décrits en termes des approximations de liaisons fortes et de Hartree- Fock [3]. En utilisant ces approches, les fluctuations spatiales de la longueur de liaison, de l’angle de liaison ainsi que l’angle dièdral entrainent l’élargissement des bords de la bande de conduction et de la bande de valence, et l’extension de ces dernières à l’intérieur du gap optique en suivant un profil exponentiel(figur1-3.). Ces extensions sont appelées « Queues de bandes ».
Toutes ces fluctuations sont dues à la présence des liaisons faibles et distordues entre les atomes constituant la coordination tétraédrique. Les états électroniques des queues de bandes sont localisés et délimités par les bords des états étendus des bandes de valence et de conduction EV et EC respectivement (seuils de mobilité). La séparation énergétique entre ces deux bords définit l’énergie du gap de mobilité. Ces états agissent comme des pièges aux porteurs de charges et développent une charge d’espace au sein du composant. Un deuxième défaut qui caractérise les semi-conducteurs amorphes, est celui dit de coordination. Dans le cas du silicium, le nombre de coordination est Quatre : ceci définit le nombre des atomes proches voisins d’un atome de silicium pour former la liaison tétraédrique. Pour le silicium amorphe le nombre de coordination n’obéit pas à la règle de nombre de coordination (8- N) où N est le nombre d’électrons de valence de l’élément (4 pour le silicium). Cette capacité du réseau désordonné de s’adapter à n’importe quelle coordination atomique engendre dans le matériau amorphe un défaut de coordination isolé [6]. Un exemple de ce défaut est la coordination triple d’un atome de silicium avec ces proches voisins. Ceci fait apparaître une liaison non satisfaite, c’est la liaison pendante. La figure I-4 illustre les liaisons pendantes dans les semi-conducteurs amorphes à coordination tétraédrique. Ces défauts de structure introduisent des niveaux d’énergie profonds au voisinage du milieu du gap. Ils agissent comme des centres de recombinaison très efficaces, en affectant considérablement la durée de vie des porteurs de charges.
Le silicium amorphe hydrogéné
La réduction de la densité des liaisons pendantes rend possible l’utilisation du silicium amorphe dans la fabrication des composants. L’incorporation d’hydrogène dans le réseau s’est avérée un moyen très efficace pour améliorer ses propriétés électroniques [8,9], en saturant en partie les liaisons pendantes et en relaxant les contraintes du matériau. En effet, l’hydrogène se lie de façon covalente aux atomes de silicium, en donnant naissance à des niveaux liants et anti-liants situés respectivement dans la bande de valence et de conduction entraînant la disparition d’une partie des états localisés. La densité d’états dans la bande interdite peut atteindre 1015/cm3, et un tel matériau devient plus facile à doper que le a-Si [10].Il est à noter que dans un échantillon a-Si :H standard le contenu d’hydrogène est de 10%[11], soit une concentration environ de 51021at.cm-3, beaucoup plus élevée que la densité de défauts à guérir dans le a-Si.
De plus, malgré cet excès d’hydrogène, les meilleurs échantillons contiennent encore une densité de défauts de l’ordre de 1015 cm-3. Ceci peut être expliqué par la formation des complexes hydrogénés dans la matrice du silicium. L’hydrogène incorporé réduit aussi le nombre de liaisons faibles (ou distordues) Si-Si qui constituent près de 8% des liaisons dans le a-Si:H [12]. En effet, la densité d’états localisés dans les queues de bandes se trouve diminuée. La cassure de chaque liaison entraîne la formation de deux liaisons pendantes qui seront ensuite passivées par l’hydrogène. Cette cassure conduit à la diminution du désordre structural et donc des contraintes internes du matériau et à par conséquent à la relaxation de la matrice amorphe[13]. La densité d’états localisés dans les queues de bandes se trouve diminuée. L’incorporation de l’hydrogène provoque également un élargissement du gap (1,8 eV dans les films a-Si:H).
Ainsi, par effet d’hydrogénation, les propriétés optoélectroniques du a-Si:H se sont considérablement améliorées : une énergie de gap variant de 1.7 à 1.9 eV selon les conditions de dépôt et un coefficient d’absorption pour la lumière visible de l’ordre de 105- 106 cm-1 [4]. Il suffit, donc, d’une couche d’épaisseur de 1μm pour absorber la lumière visible. De ce fait, ce matériau est utilisé largement dans la fabrication des composants électroniques tels que les transistors à effet de champ et les cellules solaires en couches minces [14-16]. Aujourd’hui une véritable industrie du silicium amorphe hydrogéné et de ses alliages est en place. Cela est dû en grande partie à la possibilité de le déposer à basse température (~250 °C) sur n’importe quel type de substrat (verre, métal, plastique, etc…). Les efforts ont été consentis pour dévoiler davantage d’autres effets résultant de l’incorporation de l’hydrogène dans la matrice amorphe du silicium lors de son dépôt par décomposition du silane dans un plasma. Ses effets sur le silicium cristallin (passivation de défauts profonds, formation de complexes avec les dopants,…) ont fait l’objet de plusieurs études [17]. Il a été montré que l’hydrogène peut passiver les accepteurs peu profonds en substitution dans le réseau du silicium amorphe, principalement dans le cas du dopage par le bore. A l’opposé, les donneurs peu profonds ne peuvent pas être passivés [18-20]. Un autre effet, mais cette fois-ci néfaste, est celui que joue l’hydrogène dans les mécanismes microscopiques de la dégradation photo-induite de l’a-Si:H ; autrement dit la dégradation des propriétés électroniques du matériau sous forte illumination [21, 22] : le phénomène connu sous le nom de l’effet Steabler-Wronski [23].
Maintenant, nous allons évoquer quelques dates importantes montrant l’intérêt ascendant qu’a éprouvé ce matériau dans la conception des composants optoélectroniques. Le silicium amorphe hydrogéné était reporté pour la première fois en 1976 par Carlson et Wronski [24]. Depuis lors, des travaux intensifs ont été effectués pour l’amélioration de ses performances. En tentant d’augmenter les rendements de conversion des cellules solaires à base de couches minces, une structure de cellule solaire à jonction multiple a été proposé et a été étudiée [25-28]. Cette structure se compose de couches intrinsèques ayant des largeurs de gaps optiques différentes afin d’absorber une large gamme du spectre solaire d’une manière efficace. La densité des porteurs photo-générés est conditionnée par le coefficient d’absorption de lumière et la densité de défauts dans le matériau. Le coefficient d’absorption de a-Si: H dans le domaine de lumière visible est plus important que celui du c-Si:H et du μc-Si:H en raison du phénomène de transition directe. Par conséquent, une couche mince de a-Si: H absorbe suffisamment de photons.
Ceci a constitué un énorme avantage pour la technologie des cellules solaires. Toutefois, l’effet Steabler-Wronski qui provoque la réduction de la densité des porteurs photo-générés en diminuant leurs durées de vie, a limité le degré de performance de ce matériau . En effet, le rendement de la conversion de ces cellules se dégrade généralement d’un facteur 15 à 20% . D’autre part, il a été possible de réduire cette dégradation dans une certaine mesure en réduisant l’épaisseur du film a-Si:H avec des structures efficaces de confinement de la lumière [29]. En Effet, la fabrication d’une cellule solaire à une seule jonction à base de a-Si: H hautement stabilisé par l’optimisation précise des propriétés optiques et l’épaisseur de la couche intrinsèque (i) a été reportée. Outre ces efforts intensifs, l’établissement d’une technique de fabrication des films a-Si: H hautement stables est très importante pour en extraire le potentiel maximal dans des applications en conversion photovoltaïque. En effet, la technique PECVD doté d’un système triode VHF (100MH) a été utilisée pour le fabrication des couches minces de a-Si:H avec un contenu en hydrogène plus faible[30]. Des cellules solaires à base de ce matériau ont révélé un rendement de 10% avec un taux de dégradation de 7.8% [https://www.rapport-gratuit.com/].
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Table des matières
Introduction générale
Références
Chapitre I: Généralités sur le silicium
I-1-Introduction
I-2-Silicium monocristallin, amorphe et amorphe hydrogéné
1-2-1-Le silicium monocristallin
1-2-2-Le silicium amorphe
a-Etats électroniques
b- Structure atomique
c- Le silicium amorphe hydrogéné
I-2-3-Le silicium micro(nano)cristallin
a- Historique
b- Propriétés Structurales de μc-Si:H
c- Défauts et états de gap
d- Propriétés optiques
e- Propriétés électroniques et de transport
f- L’hydrogène dans le silicium microcristallin
I-3-Modèles de croissance
I-3-1- Modèles de dépôt du silicium amorphe hydrogéné
I-3-2- Modèles de croissance du silicium micro(nanocristallin) hydrogéné
a- Modèles de croissance en surface
b- Modèles de croissance de zone
Références
Chapitre II: Techniques de Dépôt et de Caractérisation
II-1-Introduction
II-2- Méthodes générales de dépôt des couches minces
II-2-1- Les techniques à dissociation chimique en phase gazeuse (CVD)
I-2-2- Dépôt en phase vapeur physique « PVD
d- La pulvérisation cathodique
II- 3- Conditions de dépôt de nos échantillons
II-3-1- préparation des substrats
II-3-2- Elaboration des échantillons
II-4- Techniques de caractérisations
II-4-1- La profilométrie
II-4-2- La spectroscopie d’absorption infrarouge
II-4-2-a- Modes de vibration des liaisons Si-H
II-4-2-b- Traitement des spectres d’absorption infrarouge
II-4-2-c- Calcul du contenu total en hydrogène et oxygène lié
II-4-3- La spectroscopie de diffusion Raman
II-4-3-a- Notions fondamentales
II-4-3-b-Considérations expérimentales
II-4-3-c- Le spectre de diffusion Raman du c-Si, a-Si:H et de μc-Si:H
II-4-3-Microscopie Electronique en Transmission Conventionnelle (METC) et à Haute Résolution( METHR
II-4-5-L’exo-diffusion thermique de l’hydrogène
II-4-5-a- Principe et dispositif de la technique
II-4-5-b- La ligne de base
Références
Chapitre III: Résultats et discussion
II-1-Introduction
III-2-Spectroscopie d’absorption infrarouge
III-2-1- Configurations SiHx entre deux étapes de dépôt différentes
III-2-1- a-Description qualitative
III-2-2-Décomposition
III-2-2-a. Le mode wagging
III-2-2-b- Le mode bending
III-2-2-c- Le mode stretching
III-2-3- Contenu d’hydrogène
II-2- 4- Evolution des configurations SiHx
III-3- Spectroscopie de diffusion Raman
III-3-1- Evolution de la cristallinité des couches
III-3-2- Evolution de la taille des cristallites et contraintes
III-4- Microscopie électronique à transmission (METC) et à haute résolution (METHR)
III-5- Exo-diffusion thermique de l’hydrogène
III-5-1- Localisation de l’hydrogène
III-5-2- Contenu d’hydrogène
III-6-Conclusion
Références
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