Cette thèse se concentre sur la fabrication de cellule solaire IIIN- V sur substrat de GaP (001) et sur la croissance de couche de GaP sur Si (001). Le but est de réaliser des cellules solaires hautes efficacité sur un substrat à faible coût afin de les intégrer dans des centrales solaire photovoltaïque sous concentration. Les principaux résultats obtenus montrent : - L’importance de l’utilisation d’AlGaP en tant que couche de prénucléation pour annihiler les parois d’antiphase à l’interface GaP/ Si (néfaste pour les propriétés optoélectroniques des dispositifs) - De nombreuses similitude entre la croissance de GaAsN et de GaPN ce qui permet d’élaborer une stratégie afin d’optimiser les propriétés optoélectroniques du GaAsPN - De fortes corrélations entre les propriétés optique et éléctriques dans les nitrures dilués - La réalisation préliminaire d’une cellule solaire monojonction sur GaP ayant un rendement encourageant de 2.25% considérant la faible épaisseur de l’absorbeur dans cette cellule (300 nm) / This thesis focuses on optimizing the heterogeneous growth of IIIN- V solar cells on GaP (001) and GaP nanolayers on Si (001). The goal is to build high efficiency solar cells on low-cost substrate for the realization of concentrated photovoltaic powerplant. The main results shows: - AlGaP as prenucleation layer increase the annihilations of anti-phase boundaries at the GaP/Si interface (harmful for the electronic properties of the devices). - Similarities between the growth of GaAsN and GaPN giving strategies to improve the GaAsPN electrical properties - Clear correlations between the optical and electrical properties of dilute nitride solar cells, giving interesting tools to optimize the growth of those materials using optical measurements. - The realization of a GaAsPN solar cell on GaP with a yield of 2.25%. This results is encouraging given the thin GaAsPN absorber used in this cell

Depuis les premiers travaux publiés en 2004, le graphène est obtenu par trois principales techniques, l'exfoliation, le dépôt chimique en phase vapeur et la graphitisation du carbure de silicium. Seules les deux dernières sont adaptées aux technologies standards de la microélectronique. Une autre méthode est étudiée dans ce travail, consistant à faire croître le graphène par épitaxie par jets moléculaires. Le SiC a été utilisé comme substrat du fait du faible désaccord de maille avec le graphène et de sa compatibilité avec les processus technologiques. La croissance de graphène a été obtenue avec succès sur les deux faces du SiC, à partir d'une source de carbone solide. La gamme de température utilisable est restreinte du fait de l'amorphisation ou de la graphitisation. La structure du graphène dépend fortement de la face du SiC considérée, de façon analogue à ce qui est obtenu par graphitisation (plan d'interface riche en C et empilement graphite sur la face Si, absence de couche d'interface et plans tournés et découplés électroniquement sur la face C). Les bandes de valence ont été mesurées en spectroscopie de photoélectrons résolue angulairement, et présentent la dépendance linéaire caractéristique du graphène aux points de Dirac. Cependant, la présence de défauts dans le matériau induit une forte réduction de la mobilité électronique. Cette dernière a été améliorée en réalisant la croissance épitaxiale sous un flux de Si externe, à plus haute température.

Au cours de ce travail, nous avons procédé à une analyse extensive des dislocations d'interface et de la relaxation des contraintes dans les couches épitaxiales de GaSb sur GaAs (ou GaP) par microscopie électronique en transmission. Sur le substrat de GaAs, nous avons étudié le rôle de l'épaisseur de couches intermédiaires AlSb et le traitement de surface du substrat sur la relaxation des contraintes et la densité de dislocations émergeantes de la couche GaSb. Pareillement, nous avons étudié les effets des paramètres de croissance, tels que, le traitement de surface du substrat, la vitesse et la température de croissance sur la relaxation des contraintes des premières monocouches de GaSb sur la GaP. Avec ces paramètres de croissance optimisés, nous avons pu réaliser une couche de GaSb tampon (600 nm) et des hétérostructures AlSb/InAs avec une mobilité température ambiante de 30000 cm2V-1s-1 et 25500 cm2V-1s-1 sur la GaAs et GaP, respectivement. De plus nous avons mis en évidence, une dépendance du type de dislocation d'interface au mode de croissance: une croissance 2D de GaSb favorise la génération de dislocations de Lomer; alors que des dislocations 60o et des paires de 60o sont principalement générées en mode de croissance 3D. Nous avons aussi déterminé de façon quantitative le mécanisme général de formation des dislocations d'interface: l'interaction d'une dislocation 60o qui se forme en surface et glisse sous interaction avec celle qui se trouve déjà dans l'interface, mais aussi la tension de surface, permettent de déterminer la direction de son vecteur de Burger et donc la configuration de la dislocation résultante à l'interface. Les structures des dislocations et leur stabilité ont été étudiées par HAADF avec résolution atomique et modélisation par dynamique moléculaire. L'étude quantitative des vecteurs de Burger par analyse fine des images a confirmé le mécanisme de formation des dislocations d'interface en accord avec notre modèle.