Haut PDF Etude des Inhomogénéités de Déformation dans les Films Minces Polycristallins par Diffraction X Cohérente

Etude des Inhomogénéités de Déformation dans les Films Minces Polycristallins par Diffraction X Cohérente

Etude des Inhomogénéités de Déformation dans les Films Minces Polycristallins par Diffraction X Cohérente

Ce premier chapitre expérimental sera construit sur une caractérisation des dé- formations de plus en plus précise dans l’espace direct : passant d’une échelle carac- téristique du mm à la dizaine de nm. Une étude la plus quantitative possible sera esquissée pour caractériser les grandeurs moyennes des échantillons. Ensuite, l’étude de la structure fine des anneaux de Debye granulaires obtenus permettra de suivre le comportement de quelques dizaines de grains individuels lors d’un cycle thermique. Une comparaison du comportement mécanique à ces deux échelles sera alors effec- tuée. Ensuite, la méthodologie de mesure d’un grain unique en mode cohérence sera explicitée. Une analyse du signal sera alors effectuée en quantifiant au mieux les mesures réalisées. Une simulation mécanique éléments finis sera exposée en vue de mettre en perspective les figures de diffraction cohérente obtenues en essayant de faire correspondre au mieux les simulations aux échantillons réellement caractérisés. Finalement dans le cas d’un échantillon fortement déformé, il sera montré comment il est possible d’obtenir des informations à partir de la structure complexe du signal de cohérence.
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Etude et caractérisation des films minces lors du procédé de lithographie par nanoimpression

Etude et caractérisation des films minces lors du procédé de lithographie par nanoimpression

expérimentales peut laisser supposer qu’il existe une différence de potentiel non négligeable entre le moule et la résine. Selon nos observations, cette différence de potentiel serait de l’ordre de la dizaine de volts mais il existe probablement des fluctuations importantes de sa valeur. Cette hypothèse permet d’expliquer en grande partie les phénomènes observés. Elle semble cohérente mais, malgré tout, il subsiste un doute. En effet, notre expérience qui consistait à mettre le moule, la résine et le substrat en contact électrique (cf. Figure 4.3), n’a pas été concluante : les ponts sont apparus sur le film de résine mais aussi sous le dépôt d’Au- Pd formant le contact. De même, la formation de ponts capillaires lors de l’impression d’un film de résine recouvert d’un dépôt de 20 nm d’Au-Pd, laisse certaines questions sans réponses, même si dans ce cas la distance moule-résine qui déclenche l’apparition des ponts (entre 5 et 10 nm) est compatible avec une interaction dispersive. Il est néanmoins possible que ces expériences n’aient pas pu permettre de reproduire les conditions idéales à l’annulation de la différence de potentiel entre le moule et la résine. De plus, nous n’avons pas tenu compte ici de l’existence possible d’un gradient de température entre le moule et le substrat [12, 13, 14]. Des études complémentaires (utilisation de polymères conducteurs, …) seraient à poursuivre pour valider définitivement notre hypothèse.
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Simulation de la diffraction cohérente d'un film polycristallin

Simulation de la diffraction cohérente d'un film polycristallin

Mots clefs : diffraction coh´erente, m´ethode des ´el´ements finis, film polycristallin 1 Introduction Les films minces m´etalliques sont des composants essentiels en micro´electronique, o`u la miniaturisation des dispositifs est un enjeu tr`es important. Cependant, le comportement m´ecanique des films polycristallins `a ces petites dimensions est encore mal connu. Voila pourquoi, il est n´ecessaire de caract´eriser les champs de d´eformations et de contraintes dans ce type d’objet. Malheureusement, une mesure directe en 3 dimensions de la contrainte reste aujourd’hui un v´eritable d´efi exp´erimental. Une des techniques les plus utilis´ees pour sonder l’´etat de la mati`ere de fac¸on non destructive reste la diffraction des rayons X. Celle-ci est tr`es sensible aux positions atomiques mais souffre de la perte de phase de l’onde diffus´ee, ce qui rend toute analyse quantitative d´elicate. Une nouvelle technique apparue ces derni`eres ann´ees peut permettre de contourner cette limitation : la diffraction X en faisceau coh´erent (CXRD). Son principe essentiel est de tirer parti d’une extension du th´eor`eme d’´echantillonnage de Shannon. Il s’agit d’enregistrer le signal de diffraction avec une fr´equence d’´echantillonnage au moins deux fois sup´erieur `a la fr´equence de Nyquist [1]. Cette pr´ecaution permet par la suite de reconstruire la phase de l’onde diffract´ee. Dans la pratique, un certain nombre d’algorithmes sont utilis´es pour parvenir `a cette reconstruction [2].
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ETUDE DE NANOSTRUCTURES<br />MAGNÉTIQUES PAR DIFFRACTION<br />RÉSONANTE ET COHÉRENTE DES<br />RAYONS X MOUS

ETUDE DE NANOSTRUCTURES<br />MAGNÉTIQUES PAR DIFFRACTION<br />RÉSONANTE ET COHÉRENTE DES<br />RAYONS X MOUS

Dans cette thèse, je présente une étude de nanostructures magnétiques par la diffusion ré- sonante des rayons X mous. Les échantillons étudiés sont des empilements de couches minces épitaxiées d’alliages de FePd et des multicouches de Co/Pt déposées sur des substrats de Silicium nanostructurés. Dans une première partie, les échantillons sont présentés et caractérisés par des techniques conventionnelles de laboratoire, ainsi que par des mesures de neutrons. En outre, une modélisation micromagnétique est décrite. Dans une deuxième partie, la diffusion des rayons X mous par les couches de FePd est mesurée au seuil L 3 du Fer et modélisée afin de tirer des infor- mations sur la configuration magnétique périodique des échantillons. Dans une troisième partie, j’utilise un faisceau cohérent de rayons X mous afin de caractériser en détail la configuration magnétique d’échantillons modèles. A cette fin, un dispositif instrumental est développé et une méthodologie est décrite pour le comptage des photons sur une camera CCD. Un algorithme de Monte-Carlo est proposé et discuté en vue de reconstruire la configuration magnétique exacte d’un réseau de nanolignes à aimantation perpendiculaire.
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Films nématiques minces sur substrats liquides

Films nématiques minces sur substrats liquides

5.1.3 Quelques ´ etudes sur la tension de ligne Nous d´ecrivons ici quelques cas pour lesquels les effets de tension de ligne deviennent non n´egligeables. Les ´etudes relatives ` a la tension de ligne sont peu nombreuses compar´ees aux ´etudes o` u la tension de surface est impliqu´ee. Ceci est notamment dˆ u au fait que les m´ethodes exp´erimentales permettant de mesurer une tension de ligne dans les syst`emes de monocouches font intervenir des m´ethodes optiques d´elicates. Une des techniques classiques utilis´ee est le microscope ` a angle de Brewster (BAM) qui permet de d´etecter de tr`es faibles intensit´es obte- nues par r´eflexion ` a l’angle de Brewster. Un des inconv´enients du BAM est qu’il est difficile de r´esoudre correctement en mˆeme temps les domaines d’´epaisseur mol´eculaire (≈ 2 − 3 nm) et les domaines ´epais (≈ 30 nm). Ces derniers induisent des ph´enom`enes de diffraction qui perturbent le signal. La fluorescence est ´egalement utilis´ee pour imager les syst`emes de monocouche [15]. Si cette technique permet de bien rendre compte des d´eplacements au sein des monocouches ou de la densit´e des phases, elle est difficile d’utilisation et ne permet pas une mesure simple d’´epaisseur. La majorit´e des ´etudes se sont int´eress´ees ` a des syst`emes de monocouches ou ` a des m´elanges binaires de monocouches (DPPC et cholest´erol (groupe de McConnell [4])), monocouche d’acide gras et monocouche de PDMS (groupe de J. Meunier [17]) et les tensions de ligne ´etudi´ees ne prenaient pas en compte la notion d’´epaisseur de film. R´ecemment le groupe d’E.K. Mann [22] a ´etudi´e la tension de ligne pour le 8CB en phase smectique sur l’eau pour des ´epaisseurs allant jusqu’`a 0.06 µm, c’est ` a dire jusqu’`a une vingtaine de bicouches de 8CB. Nous reviendrons sur cette ´etude dans la suite.
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Rupture et délamination de films minces

Rupture et délamination de films minces

et al. (2013)). Les premières observations expérimentales de la fragmentation de films rigides déposés sur des substrats de polymère par microscopie optique in- situ (Leterrier et al. (1997b,a)) sont motivées par l’étude de couches barrières d’oxyde de silicium déposée sur du PET. En appliquant des modèles de trans- fert de contrainte parfaitement plastique développés par Hu & Evans (1989) pour modéliser la fissuration de films déposés sur des métaux ductiles, ces auteurs remontent à une valeur de cisaillement à l’interface qu’ils relient à la plasticité du substrat. Handge et al. (2000) observent les dépendances en loi de puissance de la taille des fragments en fonction de la déformation appli- quée et examinent le cas plus général d’un transfert de contrainte non linéaire à l’interface. Frank et al. (2011) déterminent expérimentalement les champs de contrainte dans les fragments et la taille de déchargement par diffraction de rayons X. Thouless et al. (2011) examinent l’influence de la propagation des fissures dans le substrat sur la fragmentation. La fragmentation de dépôt ductile comme une monocouche de cuivre déposée sur un substrat polymé- rique conduit à des morphologies de fissures très différentes de celles des films d’oxyde. Lu et al. (2007) mettent en évidence le maintien de la conductivité électrique à grande déformation, importante pour les applications en électro- nique flexible. L’observation des fissures par microscopie électronique montre l’apparition de zones localisées où l’endommagement et le décollement de la couche coexistent.
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Rupture et délamination de films minces

Rupture et délamination de films minces

et al. (2013)). Les premières observations expérimentales de la fragmentation de films rigides déposés sur des substrats de polymère par microscopie optique in- situ (Leterrier et al. (1997b,a)) sont motivées par l’étude de couches barrières d’oxyde de silicium déposée sur du PET. En appliquant des modèles de trans- fert de contrainte parfaitement plastique développés par Hu & Evans (1989) pour modéliser la fissuration de films déposés sur des métaux ductiles, ces auteurs remontent à une valeur de cisaillement à l’interface qu’ils relient à la plasticité du substrat. Handge et al. (2000) observent les dépendances en loi de puissance de la taille des fragments en fonction de la déformation appli- quée et examinent le cas plus général d’un transfert de contrainte non linéaire à l’interface. Frank et al. (2011) déterminent expérimentalement les champs de contrainte dans les fragments et la taille de déchargement par diffraction de rayons X. Thouless et al. (2011) examinent l’influence de la propagation des fissures dans le substrat sur la fragmentation. La fragmentation de dépôt ductile comme une monocouche de cuivre déposée sur un substrat polymé- rique conduit à des morphologies de fissures très différentes de celles des films d’oxyde. Lu et al. (2007) mettent en évidence le maintien de la conductivité électrique à grande déformation, importante pour les applications en électro- nique flexible. L’observation des fissures par microscopie électronique montre l’apparition de zones localisées où l’endommagement et le décollement de la couche coexistent.
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Etude par spectroscopie X en condition de diffraction de la croissance et de l'encapsulation de boites quantiques GaN/AlN

Etude par spectroscopie X en condition de diffraction de la croissance et de l'encapsulation de boites quantiques GaN/AlN

The works presented in this manuscript focus on the structural (size, strain, composition) investigation of GaN quantum dots, which remarkable optoelectronic properties in the visible to ultraviolet range makes them potential building blocks of new optoelectronic devices. Their optoelectronic properties strongly depend on the dots strain state and composition, which must therefore be controlled and characterized accurately. One major objective of that thesis was to take benefit of and develop x-ray spectroscopy in diffraction condition and x-ray anomalous diffraction and scattering, for that purpose, in a grazing incidence setup. The measurement of fine structure oscillation in diffraction condition (x-ray spectroscopy in diffraction condition) and anomalous diffraction from nanoobjects, which requires synchrotron radiation sources such that the European Synchrotron Radiation Facility (ESRF), promoted specific experimental de- velopments. The dynamical effects occurring in grazing incidence were taken into account for the quantitative analysis of the experimental results. Moreover, experimental results were compared with simulations of x-ray diffraction diagrams, fine structure signal in diffraction condition and anomalous diffraction spectrum, performed on the basis of finite element simulations of the strain fields in the quantum dots. The x-ray analysis was complemented by Reflection High-Energy Electron Diffraction (RHEED), Transmission Electron Microscopy (TEM), Atomic Force Mi- croscopy (AFM) and Medium-Energy Ion Scattering (MEIS) measurements. The capping of (0001) GaN quantum dots by AlN, was studied in situ during growth and ex situ. Those studies put in evidence a three-step capping mechanism, the progressive strain and absence of intermix- ing in the quantum dots, during the capping process. The vertical alignment of GaN quantum in stackings, and the average increase of the dots diameter, were analyzed in situ. Using RHEED as a tool to monitor the overall strain in the dots, a preliminary analysis of the (0001) GaN quantum dots ripening under vacuum was carried out. At last, AFM, TEM and MEIS allowed to investigate the structural and optoelectronic properties of self-organized (11¯ 20) GaN quantum dots.
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en
                                                                    fr

en fr Diffraction and X-ray absorption spectroscopy Diffraction et Spectroscopie d'Absorption des Rayons-X

k(Å -1 ) is the photoelectron wavenumber and is thus equivalent to Q in a diffraction experiment. m e is the electron mass. 𝜇 " is not measured but estimated by fitting a smooth spline function above the edge. The procedure to extract the C(k) is explained in various books and reviews [41][42]. Due to the short electron mean free path, the EXAFS region is dominated by single scattering. In this approximation, the theoretical expression of the EXAFS signal is a sum of damped sinusoidal oscillations due to the scattering contributions from the various absorber-scatterer paths:
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Cristallisation des polylactides en films minces et ultraminces

Cristallisation des polylactides en films minces et ultraminces

cristalline comme une succession de germinations secondaires conduisant d'un germe non favorisé thermodynamiquement vers un cristal stable. Un premier segment de chaî[r]

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Analyse asymptotique et numérique de la diffraction d'ondes par des fils minces

Analyse asymptotique et numérique de la diffraction d'ondes par des fils minces

Il existe plusieurs façons de remédier à cette difficulté. C’est ici qu’il convient de faire un choix sur la méthode de développement asymptotique que nous allons utiliser. Citons au moins deux méthodes possibles : les développements multi-échelles et les développements raccordés. Les références mathé- matiques traitant d’analyse asymptotique par développements multi-échelles nous semblent plus cou- rantes : il en existe une littérature très étendue. Entre autres, citons l’incontournable livre en deux vo- lumes de Maz’ya, Nazarov et Plamenevskii [87] qui est une compilation d’analyses asymptotiques de diverses situations. La technique des développements raccordés est plutôt issue de la littérature phy- sique, et notamment d’aérodynamique avec une référence fondatrice de Van Dyke [112]. Ensuite cette approche a été développée par une école anglo-saxonne qui a produit des références plutôt formelles (utilisation de séries non convergentes, absence d’estimation d’erreur). Il existe cependant des réfé- rences de grande rigueur mathématiques telles que [68, 67] ou également la thèse de Sébastien Tordeux [109] qui traite d’un problème de propagation dans des fentes minces. Enfin citons [110] qui s’intéresse justement à confronter ces deux méthodes (développements multi-échelles et raccordés).
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Etude du pouvoir d'absorption d'humidité de films minces déposés à partir de vapeurs d'hexamethyldisiloxane (HMDSO)

Etude du pouvoir d'absorption d'humidité de films minces déposés à partir de vapeurs d'hexamethyldisiloxane (HMDSO)

Abstract Thin water molecule sensitive layers were deposited from hexamethyldisiloxane (HMDSO) precursor on two-intredigitated electrode at low frequency plasma reactor. The deposited parameters were varied in order to investigate their effect on the electrical sensing properties of the deposited layers. The deposited films exhibited a detectable response to relative humidity (RH) percentages ranging from 20 to 95%. According to electrical response characteristics, PPHMDSO films exhibit good electrical response to relative humidities for the investigated range of 2.5-95% RH with very low hysteresis of no more than 6%. This results indicated the ability of using PPHMDSO films as a sensitive layers and that the reversibility absorption/desorption is easily achieved. Increasing discharge time and power, leads to film densification and reduce the capacity of absorbing water molecule. However, adding oxygen in the mixture increase significatively the sensitivity of the deposited layers. Structural characterizations revealed the presence of –CH 3 groups in the deposited film
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Etude structurale de complexes de cuivre par diffraction et spectroscopie d'absorption X (EXAFS et XANES)

Etude structurale de complexes de cuivre par diffraction et spectroscopie d'absorption X (EXAFS et XANES)

Etude structurale de complexes de cuivre par diffraction et spectroscopie d'absorption X (EXAFS et XANES).. Authors[r]

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Films minces de cristaux liquides

Films minces de cristaux liquides

L’archive ouverte pluridisciplinaire HAL, est destinée au dépôt et à la diffusion de documents scientifiques de niveau recherche, publiés ou non, émanant des établissements d’enseignemen[r]

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Controlled biaxial deformation of nanostructured W/Cu thin films studied by X-ray diffraction

Controlled biaxial deformation of nanostructured W/Cu thin films studied by X-ray diffraction

2.2. Finite elements (FE) design and modelling of the substrate The use of this new experimental set-up requires the design of the cruciform specimen geometry. In order to achieve homogeneous stress condition on a few square millimetres, the specimen geometry is optimised based on FE-simulation. Indeed, the required substrate geometry must allow obtaining small deformations (to study the elastic domain) within an area of the specimen centre wide enough to achieve XRD measurements. We have to keep in mind that the X-ray beam size can be of about 1 × 1 mm² and, thus the irradiated area can be about 5 times larger. The mechanical behaviour of the polyimide cruciform substrate has been modelled using the software CAST3M (from the French atomic energy commission CEA in french). The branches of the chosen specimen are 20 mm in width and 5 mm toe weld as illustrated in Fig. 2 .
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Etude des propriétés structurales magnétiques et de transport des couches minces et multicouches CoxZn₁₋x; (CoxZn₁₋x/Cu; Co)n, préparées par électrodéposition

Etude des propriétés structurales magnétiques et de transport des couches minces et multicouches CoxZn₁₋x; (CoxZn₁₋x/Cu; Co)n, préparées par électrodéposition

Le calcul de la dimension moyenne à partir de la largeur à mi-hauteur ( Δ2θ ) suppose que seule la disparité de taille des cristallites contribue à l'élargissement de cette raie de diffraction. La grandeur déterminée constitue une estimation moyenne de la taille (ou un ordre de grandeur); elle est inversement proportionnelle à la densité des défauts cristallins dans les structures. En effet, beaucoup de paramètres peuvent intervenir dans l'élargissement des raies de diffraction, parmi ces effets on peut citer la différence d'homogénéité des contraintes et la désorientation des grains les uns par rapport aux autres. Ainsi la taille moyenne déduite donne seulement un ordre de grandeur et reste par conséquent approximative dans notre cas.
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Films minces de copolymères à blocs supramoléculaires et photosensibles

Films minces de copolymères à blocs supramoléculaires et photosensibles

71 L’évolution du RI PM/VP dans les films minces trempés pour le PS-P4VP/BHAB 0,25 est analogue à celles pour les dérivés du naphtalène lorsque les films sont préparés à partir du même solvant. La Figure 3.12A montre que le RI débute autour de 24% (par rapport à la composition nominale de 0,25 en solution) dans le THF pour les films sans illumination et s’accroît rapidement dans le régime capillaire, de 0,5 à 7 mm/min, avant de se stabiliser aux environs de 88% à 7 mm/min, là où les films sont les plus minces (Figure 3.12B) jusqu’à 80 mm/min dans le régime de drainage. La Figure 3.12B montre quant à elle que l’évolution du RI dans le toluène débute à des quantités relatives bien plus élevées que dans le THF. En effet, le premier point à une vitesse de 0,3 mm/min se situe à un RI de 62% de BHAB (par rapport à la composition nominale de 0,50 en solution). La quantité de BHAB emportée dans les films augmente également avec la vitesse de retrait, mais de façon beaucoup moins prononcée que dans le THF. Le RI se stabilise en effet, entre 2 et 80 mm/min, à une moyenne de 92%. Comme pour le THF, la vitesse de saturation du RI correspond à la vitesse où le minimum d’épaisseur est atteint, soit à la vitesse de retrait de 2 mm/min pour les films préparés à partir du toluène. L’origine de ces différences entre le THF et le toluène a déjà été discutée à la Section 3.1.2. Elles sont principalement dues à la présence de ponts H compétiteurs entre le THF et le BHAB en solution permettant un lessivage plus important de la petite molécule dans le THF que dans le toluène, où aucune interaction avec le solvant n’entre en compétition avec les liaisons hydrogène formées entre le bloc P4VP et le BHAB. Les mêmes observations sont faites pour des solutions équimolaires de PS-P4VP/BHAB dans le THF et le toluène (et dans le chloroforme, un cas intermédiaire) à la Figure A4.
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Effet de la pression sur le phénomène de cloquage des films minces

Effet de la pression sur le phénomène de cloquage des films minces

1.3 Modélisation dans le cadre de Föppl-von Karman Dans cette partie, les résultats expérimentaux obtenus précédemment pour les rides sont confrontés avec la théorie de la déformation des plaques minces de Föppl-von Karman. Ce for- malisme est bien adapté à l’étude du flambage pour lequel un fort déplacement vertical du film est observé. En effet, la théorie de Föppl-von Karman prend en compte les termes non linéaires de la déformation caractérisant les fortes flexions à la différence des modèles plus classiques décrivant le gonflement pur d’un film [ 39 ]. Le lecteur peut se référer au livre "Theory of Elasti- city" de Landau et Lifchitz, pour une description complète de cette théorie [ 40 ]. On considère un film mince d’épaisseur h constante suffisamment faible comparée aux autres dimensions du problème, sur un substrat rigide semi-infini (voir Figure ( 1.8 ) pour les axes). Le film mince est initialement délaminé sur une distance 2b. Les paramètres représentant la variation du champ de déplacement pour un film cloqué par rapport à l’état plan de référence sont notés u, v et w selon les axes (Ox), (Oy) et (Oz). Les composantes du tenseur de déformation sont notées  ij . Au cour du flambage, le déplacement hors-plan (selon l’axe Oz) étant beaucoup plus im-
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Etude à l'échelle nanométrique par sonde locale de la fiabilité et de la dégradation de films minces d'oxyde pour applications MOS et MIM

Etude à l'échelle nanométrique par sonde locale de la fiabilité et de la dégradation de films minces d'oxyde pour applications MOS et MIM

2 nombreux dispositifs dans des conditions de contrainte beaucoup plus sévères que les conditions standards d’utilisation. Pour palier aux problèmes entrainés par la réduction des dimensions, la composition de la couche isolante des structures MOS n’a cessé d’évoluer. C’est ainsi qu’ont été intégrés les matériaux à constante diélectrique élevée dits « High-  » dans les oxydes de grille. Il a notamment été montré que des structures Metal Isolant Metal (MIM) à base de High-  peuvent être utilisées comme mémoires résistives, très prometteuses pour le remplacement des actuelles mémoires F LASH . Cependant, l’évolution des dimensions et de la composition des oxydes de grille soulève de nouvelles interrogations sur la fiabilité et la dégradation des composants. Pour continuer à étudier la fiabilité de ces oxydes de grille, il devient nécessaire de se rapprocher le plus possible de l’échelle du phénomène de rupture diélectrique estimée à quelques nm². Pour ce faire, il a été montré que la microscopie à force atomique utilisée en mode conducteur propose une surface de test d’une dizaine de nm² et permet des tests de claquage diélectrique similaires à ceux réalisés à l’échelle du dispositif. Ce travail de thèse se propose d’étudier à l’aide de cette technique, la fiabilité et la dégradation à l’échelle locale des oxydes de grille ultra minces, puis d’étendre ces mesures aux échantillons à mémoire résistive qui représentent un futur enjeu majeur des industriels de la microélectronique. Ce manuscrit débutera par une présentation du contexte général de cette étude. Nous rappellerons ce qu’est une structure MOS ainsi que ses évolutions au cours de la miniaturisation des composants. Puis nous nous attacherons aux mécanismes de dégradation affectant le dispositif, avant d’introduire les principales notions nécessaires à la compréhension de cette étude, notamment la rupture diélectrique, la description statistique de cet événement et enfin les différents modèles existant pour comprendre ce phénomène.
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Etude théorique et expérimentale des relations architecture – propriétés optiques de films minces d'oxyde de tungstène pulvérisés par GAD

Etude théorique et expérimentale des relations architecture – propriétés optiques de films minces d'oxyde de tungstène pulvérisés par GAD

l’indice de réfraction du matériau évolue entre n = 1,4 et n = 3,5. Or, durant l’intégralité de des spires a été conservé constant à P = 400 nm. Ainsi, d’après l’équation ), l’augmentation de l’indice de réfraction du matériau doit conduire la localisation du pic de sélectivité à se décaler vers les plus grandes longueurs d’onde. J’ai représenté, en rouge, b) les valeurs théoriques de localisation du pic de sélectivité fournies par cette équation. On constate que les valeurs issues de la modélisation suivent la même tendance que es valeurs théoriques. Toutefois, si l’accord semble bon pour des indices de réfraction du matériau inférieur à 3, on constate une légère divergence entre les deux séries de valeur pour des indices de réfraction supérieurs à 3. Pour n = 2,8, on mesure un écart de 5 nm entre les valeurs issues de la modélisation et les valeurs théoriques alors que cet écart augmente à = 3,5. La divergence constatée entre valeurs modélisées et valeurs théoriques oblige, cette fois encore, à se poser la question de l’exactitude de la formule (5.10) permettant le calcul de l’indice de réfraction moyen des couches minces. En effet, l’indice de réfraction moyen augmentant avec l’indice de réfraction des structures et avec la fraction volumique Une mauvaise estimation de la quantité de matière présente au sein de la structure conduit à une mésestimation de l’indice de réfraction moyen qui s’accentue avec l’augmentation de l’indice de réfraction du matériau ce qui pourrait expliquer les écarts
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