Nghiên cứu tính chất điện của màng Ge pha tạp điện tử từ nguồn rắn GaP và Sb bằng phương pháp epitaxy chùm phân tử

 ISSN: 1859-2171 
e-ISSN: 2615-9562 
TNU Journal of Science and Technology 204(11): 79 - 84 
 Email: jst@tnu.edu.vn 79 
NGHIÊN CỨU TÍNH CHẤT ĐIỆN CỦA MÀNG Ge PHA TẠP ĐIỆN TỬ TỪ 
NGUỒN RẮN GaP VÀ Sb BẰNG PHƯƠNG PHÁP EPITAXY CHÙM PHÂN TỬ 
Lương Thị Kim Phượng 
Trường Đại học Hồng Đức 
TÓM TẮT 
Trong nghiên cứu này, tính chất điện của màng Ge được pha tạp điện tử sử dụng đồng thời từ hai 
nguồn rắn GaP và Sb được tập trung khảo sát. Màng Ge được lắng đọng trực tiếp trên đế Si bằng 
phương pháp nuôi cấy chùm phân tử. Sự thay đổi điện trở suất của lớp Ge khi thay đổi nhiệt độ 
tăng trưởng từ 140oC đến 300oC và thay đổi nhiệt độ nguồn Sb trong khoảng 257-330oC đã được 
phân tích nhờ phép đo điện trở bốn điểm. Độ linh động của hạt tải và mật độ điện tử trong mạng 
nền Ge tham gia vào quá trình dẫn điện được xác định bằng cách thực hiện phép đo hiệu ứng Hall. 
Kết quả cho thấy, giá trị của mật độ điện tử tự do trong lớp Ge đạt tới 4,1x1019cm-3. Hiệu ứng co 
hẹp vùng cấm của Ge khi pha tạp điện tử mật độ cao đã được quan sát bằng cách sử dụng phép đo 
phổ huỳnh quang trong vùng bước sóng từ 1100-2200nm. Khả năng phát quang của lớp Ge pha 
tạp điện tử từ các nguồn rắn GaP và P được cải thiện đáng kể với cường độ huỳnh quang tăng gấp 
3 lần so với màng Ge chỉ pha tạp P. 
Từ khóa: Germani;điện trở suất; GaP và Sb; mật độ điện tử; phổ huỳnh quang 
Ngày nhận bài: 17/6/2019; Ngày hoàn thiện: 04/7/2019; Ngày đăng: 07/8/2019 
STUDY OF ELECTRICAL PROPERTIES 
OF ELECTRON DOPED Ge FILM USING GaP AND Sb SOLID SOURCES 
BY MOLECULAR BEAM EPITAXY METHOD 
Luong Thi Kim Phuong 
Hong Duc University 
ABSTRACT 
In this work, electrical properties of n-doped Ge epilayers using both GaP and Sb solid sources 
were investigated. The Ge films were directly deposited on the Si substrate by molecular beam 
epitaxy method. The resistivity variation of the Ge layers when the growth temperature varies in 
the range of 140-300
o
C and the Sb cell temperature increases from 257
o
C to 330
o
C was analyzed 
by four point probe resistivity measurement. Electron mobility and carrier concentration which 
contributes to the electrically conductive process in the Ge matrix were estimated by Hall 
measurment. Results shown that, the value of free electron concentration in the Ge film obtained 
up to 4.1x10
19
cm
-3
. The band gap narrowing effect of Ge occurs at a high n-doping level was 
observed from photoluminescence spectra which were recorded at an infrared range of wavelength 
from 1100nm to 2100nm. Photoluminescence intensity of the n-doped Ge layers was highly 
enhanced by a factor of 3 times compared to the Ge sample doped with P only. 
Keywords: Germanium; resistivity; GaP and Sb solid sources; electron concentration; 
photoluminescence spectrum 
Received: 17/6/2019; Revised: 04/7/2019; Published: 07/8/2019 
Email: luongthikimphuong@hdu.edu.vn 
Lương Thị Kim Phượng Tạp chí KHOA HỌC & CÔNG NGHỆ ĐHTN 204(11): 79 - 84 
 Email: jst@tnu.edu.vn 80 
1. Mở đầu 
Trong những năm gần đây, nghiên cứu về 
vật liệu Ge phát quang đã thu hút được sự 
quan tâm của các nhà khoa học trên thế giới. 
Vốn dĩ là một chất bán dẫn chuyển tiếp xiên 
nhưng khả năng phát quang của Ge có thể cải 
thiện đáng kể khi được pha tạp điện tử mật độ 
cao[1-3]. Tuy có sự chênh lệch đáng kể 
(4,2%) về hằng số mạng giữa màng Ge và đế 
Si nhưng nhờ có kỹ thuật tăng trưởng hai 
bước mà lớp Ge vẫn có thể lắng đọng trực 
tiếp trên đế Si mà vẫn tạo được màng Ge với 
chất lượng tinh thể tốt [4]. Điều đó có ý nghĩa 
quan trọng trong việc hiện thực hoá một 
nguồn sáng trên cơ sở silic và tương thích với 
công nghệ vi điện tử hiện nay- mục tiêu của 
nhiều nhóm nghiên cứu trong suốt vài thập kỷ 
qua. Vì mục tiêu này mà nhiều nghiên cứu về 
các vật liệu phát quang trên nền Si đã được 
tập trung khảo sát nhưng chưa đạt được hiệu 
suất phát quang như mong đợi ở nhiệt độ 
phòng [5-9]. Bên cạnh những lợi thế kể trên 
thì Ge được tập trung nghiên cứu vì độ linh 
động của lỗ trống trong Ge là lớn nhất trong 
các chất bán dẫn và độ linh động của điện tử 
trong Ge cao gấp 2,7 lần trong Si [10]. Để pha 
tạp điện tử vào màng Ge người ta có thể sử 
dụng các nguyên tố pha tạp như P, As, Sn, 
SbCác công bố gần đây cho thấy, với 
phương pháp pha tạp đơn thuần từ một nguồn 
pha tạp thì mật độ hạt tải trong màng Ge chỉ 
đạt cỡ 2x1019cm-3[2, 11]. Với mật độ điện tử 
này thì khả năng phát quang của lớp Ge vẫn 
chưa đủ lớn để đưa lớp Ge vào ứng dụng 
trong việc tạo ra các nguồn sáng cũng như sử 
dụng làm lớp hoạt động trong các linh kiện vi 
điện tử. Trong nghiên cứu này, tính chất điện 
của màng Ge pha tạp điện tử đồng thời từ hai 
nguồn GaP và Sb được tập trung khảo sát. Độ 
hoà tan của mỗi nguyên tố trong mạng nền là 
một đại lượng xác định. Khi sử dụng hai 
nguồn pha tạp thì mật độ hạt tải sẽ được tăng 
lên nhờ sự thay đổi vật liệu nền cũng như sử 
dụng được độ hoà tan của cả hai nguyên tố 
pha tạp. Điện trở suất của vật liệu, Độ linh 
động và mật độ của hạt tải trong màng Ge là 
các thông số quan trong được nghiên cứu. Vì 
các thông số này quyết định trực tiếp đến tính 
chất quang của màng Ge. 
2. Thực nghiệm 
Màng Ge được lắng đọng trên đế Si bằng 
cách sử dụng hệ thống MBE (Molecular 
Beam Epitaxy) tiêu chuẩn với áp suất nền 
thấp hơn 3÷5x10-10torr. Nhiệt được cung cấp 
ở hai vùng trên nguồn Knudsen làm cho Ge 
bay hơi với tốc độ bốc bay khoảng từ 2 đến 
5nm/phút. Tốc độ bốc hơi của nguồn Ge được 
xác định nhờ dao động RHEED (Reflection of 
High Energy Electron Diffraction) của cường 
độ tại một điểm trên bề mặt mẫu khi tăng 
trưởng Ge trên đế Ge định hướng (100) để 
đảm bảo kiểu tăng trưởng của lớp Ge trên đế 
Ge là tăng trưởng theo từng lớp (hình 1). Mỗi 
chu kỳ dao động của cường độ RHEED ứng với 
2 đơn lớp đã được lắng đọng (tương ứng với độ 
dày của hai lần đường kính nguyên tử Ge. Khi 
xác định được chu kỳ từ quan sát dao động 
RHEED ta có thể xác định được tốc độ lắng 
đọng của nguồn Ge. Quan sát từ phổ RHEED 
còn cho phép đánh giá chất lượng bề mặt của 
màng Ge ngay trong quá trình lắng đọng. 
Hình 1. Dao động cường độ nhiễu xạ RHEED của một 
điểm trên bề mặt màng Ge theo thời gian lắng đọng 
Đế Si phẳng kích thước 2x2 cm2 có định 
hướng (100) và đã được làm sạch theo quy 
trình trước khi được đưa vào buồng MBE. 
Công tắc cặp nhiệt được gắn ở mặt phía sau 
của đế Si để xác định nhiệt độ tăng trưởng với 
độ chính xác khoảng 20oC. Điện tử được 
pha tạp vào màng Ge bằng cách sử dụng đồng 
Lương Thị Kim Phượng Tạp chí KHOA HỌC & CÔNG NGHỆ ĐHTN 204(11): 79 - 84 
 Email: jst@tnu.edu.vn 81 
thời các nguyên tố pha tạp là P và Sb. Trong 
đó P được tổ hợp vào mạng nền Ge từ nguồn 
rắn GaP. Dưới tác dụng của nhiệt độ, GaP bị 
phân tách thành Ga và P2. Tuy nhiên nhờ có 
một bẫy đặc biệt (Hình 2) mà các phân tử Ga 
bị giữ lại do có bán kính nguyên tử lớn hơn 
bán kính nguyên tử P và hầu như chỉ có 
nguyên tử P được thoát ra khỏi nguồn và lắng 
đọng vào lớp Ge. 
Phép đo điện trở bốn điểm được sử dụng để 
đo đường đặc trưng I-V của màng Ge khi pha 
tạp. Từ đó, điện trở suất của vật liệu cũng 
được xác định theo công thức: R= .l/S. Để 
phép đo I-V được thực hiện chính xác, các 
điện cực bằng Au được tạo ra bằng phương 
pháp quang khắc trong phòng sạch. 
Để xác định mật độ điện tử đã kích hoạt trong 
màng Ge, phép đo hiệu ứng Hall bằng thiết bị 
Kanaya đã được thực hiện đồng thời độ linh 
động của điện tử cũng đã được xác định từ 
phép đo này. 
Hình 2. Mô hình nguồn GaP với bẫy đặc biệt để 
giữ nguyên tố Ga không thoát khỏi nguồn 
Phổ huỳnh quang trong vùng hồng ngoại của 
màng Ge được khảo sát nhờ một nguồn kích 
laser có bước sóng 523nm được hội tụ trên bề 
mặt mẫu. Tín hiệu huỳnh quang được đo bằng 
đầu thu InGaAs và các phép đo được thực 
hiện ở nhiệt độ phòng. 
3. Kết quả và thảo luận 
Trước hết chất lượng bề mặt cũng như kiểu 
tăng trưởng của màng Ge được tập trung khảo 
sát vì chất lượng tinh thể là một yếu tố quan 
trọng ảnh hưởng đến khả năng phát quang của 
lớp Ge. Hình 3 là ảnh nhiễu xạ RHEED của 
màng Ge pha tạp P và Sb tăng trưởng trên đế 
Si theo hướng [100] khi nhiệt độ đế giảm từ 
210
oC đến 140oC. Màng Ge được lắng đọng 
theo mô hình tăng trưởng hai bước. Nhiệt độ 
của nguồn GaP và nguồn Sb được giữ ở các 
nhiệt độ tương ứng là 725oC và 275oC [12]. Ở 
nhiệt độ lắng đọng tại 210oC (Hình 3a) thì 
tăng trưởng của màng Ge tuân theo tăng 
trưởng từng lớp (tăng trưởng hai chiều) được 
đặc trưng bởi các vạch sọc (1x1) và vạch 
(2x1). Điều đó chứng tỏ lớp Ge có chất lượng 
tinh thể tốt và bề mặt màng mịn, đồng đều. 
Khi giảm nhiệt độ xuống 170oC thì kiểu tăng 
trưởng theo từng lớp của màng Ge vẫn được 
duy trì tuy nhiên đã xuất hiện một vài mầm 
dạng đảo 3D (Hình 3b). Tiếp tục giảm nhiệt 
độ xuống 140oC thì quan sát ảnh nhiễu xạ 
RHEED cho thấy các chấm 3D trở nên rõ nét 
và các vạch sọc (1x1), (1x2) mờ dần. Điều đó 
chứng tỏ kiểu tăng trưởng của lớp Ge đã bao 
gồm kiểu tăng trưởng dạng đảo (tăng trưởng 
ba chiều). Hơn nữa, quan sát từ hình 3c còn 
cho thấy các quầng của ảnh nhiễu xạ RHEED 
đặc trưng cho cấu trúc vô định hình hoặc đa 
tinh thể của vật liệu. 
Hình 3. Phổ nhiễu xạ RHEED theo hướng [100] 
của màng Ge pha tạp P và Sb khi thay đổi nhiệt độ 
tăng trưởng từ 210oC đến 140oC 
Lương Thị Kim Phượng Tạp chí KHOA HỌC & CÔNG NGHỆ ĐHTN 204(11): 79 - 84 
 Email: jst@tnu.edu.vn 82 
Khi pha tạp điện tử vào lớp Ge thì nó sẽ 
chuyển từ chất bán dẫn sang chất dẫn điện. 
Hình 4a biểu diễn sự phụ thuộc của điện trở 
suất của màng Ge pha tạp P và Sb vào nhiệt 
độ tăng trưởng. Quan sát từ đồ thị cho thấy 
khi giảm nhiệt độ đế từ 290oC xuống 170oC 
thì điện trở suất giảm dần. Điều đó chứng tỏ 
mật độ điện tử đã kích hoạt trong mạng nền 
Ge tăng lên. Điện trở suất đạt giá trị thấp nhất 
bằng 6,93x10-4.cm-4 tại nhiệt độ đế là 
170
oC. Tiếp tục giảm nhiệt độ tăng trưởng 
xuống 140oC thì điện trở suất lại tăng lên 
đáng kể. Nghĩa là mật độ tổng cộng của các 
nguyên tố pha tạp P và Sb đã thay thế vị trí 
của Ge trong mạng nền giảm mạnh. Nguyên 
nhân là do sự kết đám của các nguyên tố pha 
tạp cũng như chất lượng tinh thể của màng Ge 
(đã được phân tích ở hình 3c). Hình 4b biểu 
diễn sự thay đổi của điện trở suất theo nhiệt 
độ của nguồn Sb. Nhiệt độ tăng trưởng được 
giữ không đổi tại 170oC. Nhiệt độ nguồn Sb 
được tăng dần từ 257oC đến 330oC. Từ hình 
4b cho thấy, điện trở suất của lớp Ge khi pha 
tạp điện tử từ nguồn GaP và Sb giảm dần khi 
nhiệt độ nguồn Sb tăng từ 257oC đến 275oC. 
Tại giá trị TSb=275
oC thì điện trở suất đạt giá 
trị bé nhất và tiếp tục tăng nhiệt độ nguồn Sb 
lên đến 300oC thì điện trở suất của màng Ge 
tăng mạnh. Chú ý rằng khi tăng dần nhiệt độ 
nguồn Sb thì phổ nhiễu xạ RHEED (không 
trình bày ở đây) của bề mặt lớp Ge cho thấy 
tăng trưởng của lớp Ge trên đế Si dần chuyển 
từ kiểu tăng trưởng từng lớp (257-275oC) 
sang kiểu tăng trưởng dạng đảo (300oC). Tại 
nhiệt độ nguồn Sb là 330oC thì màng Ge 
chuyển sang trạng thái vô định hình sau 15 
phút lắng đọng nên mẫu này không được thực 
hiện phép đo I-V. Nguyên nhân việc hình 
thành trạng thái vô định hình của màng Ge là 
lượng Sb được tổ hợp vào mạng nền quá lớn 
dẫn đến sự kết đám giữa chúng. Hơn nữa bán 
kính nguyên tử của Sb lớn hơn so với bán 
kính nguyên tử của Ge nên khi lượng Sb thâm 
nhập vào mạng tinh thể tăng lên sẽ phá vỡ cấu 
trúc mạng vốn có của Ge. 
Hình 4. Sự phụ thuộc của điện trở suất của màng 
Ge pha tạp P và Sb vào nhiệt độ đế (hình a) và 
nhiệt độ nguồn Sb (hình b.) 
Hình 5. Sự phụ thuộc của mật độ hạt tải trong 
màng Ge pha tạp P và Sb theo nhiệt độ đo 
Một thông số quan trọng của màng Ge pha 
tạp điện tử cần được xác định đó chính là mật 
độ điện tử đã kích hoạt trong mạng tinh thể. 
Vì thông số này ảnh hưởng trực tiếp đến tính 
chất điện cũng như khả năng phát quang của 
Ge. Khả năng phát quang của Ge được cải 
thiện đáng kể khi mật độ điện tử tự do trong 
lớp Ge tăng lên vì các điện tử này sẽ chiếm 
giữ các mức năng lượng của thung lũng L. 
Dẫn tới xác suất để xảy ra chuyển mức trực 
Lương Thị Kim Phượng Tạp chí KHOA HỌC & CÔNG NGHỆ ĐHTN 204(11): 79 - 84 
 Email: jst@tnu.edu.vn 83 
tiếp của điện tử từ các mức năng lượng của 
thung lũng  tăng lên [1]. Mật độ điện tử đã 
kích hoạt trong màng Ge được xác định bằng 
phép đo hiệu ứng Hall. Lưu ý rằng trước khi 
thực hiện phép đo này thì mẫu được xử lý 
nhiệt ở 650oC trong thời gian 30 giây để kích 
hoạt điện tử đã pha tạp. Hình 5 biểu diễn sự 
thay đổi của mật độ hạt tải trong màng Ge pha 
tạp P và Sb theo nhiệt độ đo. Nhiệt độ đo 
được tăng dần từ 4K đến 300K. Từ hình 6 ta 
thấy khi tăng nhiệt độ đo thì mật độ hạt tải 
giảm nhẹ từ 4,2x1019cm-3 xuống 4,1x1019cm-3 
(tại nhiệt độ phòng). Độ linh động của điện tử 
trong màng Ge cũng được khảo sát khi thay 
đổi nhiệt độ đo trong khoảng 4-300K (Hình 
6). Từ hình 6 ta thấy độ linh động của điện tử 
pha tạp trong màng Ge giảm dần theo chiều 
tăng của nhiệt độ đo. Tại nhiệt độ phòng thì 
độ linh động giảm còn 210 cm2.V-1.s-1. Chú ý 
rằng để thực hiện phép đo hiệu ứng Hall thì 
màng Ge pha tạp điện tử đồng thời từ nguồn 
GaP và Sb được tăng trưởng trên đế SOI 
(Silicon on Insulator) để tránh dòng rò từ đế 
Si đi lên lớp Ge. Từ đó định lượng chính xác 
mật độ hạt tải và các thông số điện trong 
màng Ge. 
Hình 6. Sự thay đổi của độ linh động của hạt tải 
trong màng Ge pha tạp điện tử mật độ cao khi 
tăng nhiệt độ đo từ 4K đến 300K 
Để xác định hiệu suất phát quang của màng 
Ge pha tạp P và Sb, phép đo phổ huỳnh quang 
trong vùng bước sóng 1100-2100nm của mẫu 
đã được thực hiện tại nhiệt độ 300K. Từ hình 
7 ta thấy, cường độ huỳnh quang màng Ge 
pha tạp điện từ từ hai nguồn GaP và Sb cao 
gấp 3 lần so với màng Ge chỉ pha tạp P. Dải 
bước sóng của đầu thu kéo dài đến 2100nm 
cho phép ta xác định vị trí của đỉnh phổ Ge. 
Hình 7. Sự thay đổi của phổ huỳnh quang tại nhiệt 
độ phòng theo nguyên tố pha tạp 
Một điều thú vị ở đây là ta có thể quan sát 
được hiện tượng co hẹp vùng cấm trong cấu 
trúc dải năng lượng của Ge. Đây là hiện 
tượng xảy ra khi pha tạp điện tử mật độ cao 
vào vật liệu Ge [13-14]. Khi đó đỉnh phổ phát 
xạ của Ge sẽ dịch chuyển về phía bước sóng 
dài (dịch chuyển đỏ). Căn cứ vào độ chênh 
lệch bước sóng này so với vị trí đỉnh phổ của 
Ge tinh khiết ta có thể xác định được mật độ 
các nguyên tố pha tạp đã được kích hoạt (mật 
độ hạt tải) [15]. Với Ge tinh khiết thì đỉnh phổ 
phát xạ nằm ở vị trí xung quanh bước sóng 
1550nm. Khi pha tạp điện tử vào màng Ge từ 
nguồn GaP thì đỉnh phổ dịch chuyển đến vị trí 
1580nm (ứng với mật độ điện tử cỡ 2x10-
19
cm
-3). Tiếp tục tăng nồng độ pha tạp bằng 
cách sử dụng đồng thời hai nguồn pha tạp là 
GaP và Sb thì đỉnh phổ dịch chuyển tiếp đến 
bước sóng cỡ 1638 nm ứng với mật độ hạt tải 
cỡ 4x1019cm-3. Kết quả này khá tương đồng 
với kết quả thu được từ phép đo hiệu ứng Hall 
đã trình bày ở trên. Chú ý rằng bước sóng 
phát xạ xung quanh 1550nm (đối với Ge tinh 
khiết) là bước sóng ứng với chuyển mức 
thẳng của điện tử từ thung lũng  xuống đỉnh 
của vùng hoá trị. Có thể thấy rằng khi pha tạp 
điện tử mật độ cao thì cường độ huỳnh quang 
ứng với chuyển mức thẳng cao hơn nhiều lần 
so với cường độ huỳnh quang ứng với chuyển 
mức xiên. Hiệu suất phát quang của màng Ge 
Lương Thị Kim Phượng Tạp chí KHOA HỌC & CÔNG NGHỆ ĐHTN 204(11): 79 - 84 
 Email: jst@tnu.edu.vn 84 
pha tạp P và Sb được cải thiện đáng kể so với 
màng Ge tinh khiết. 
4. Kết luận 
Màng Ge pha tạp P và Sb tăng trưởng trên đế 
Si đã được chế tạo thành công bằng kỹ thuật 
epitaxy chùm phân tử. Từ việc thực hiện phép 
đo I-V của mẫu khi thay đổi nhiệt độ đế và 
nhiệt độ nguồn Sb cho thấy, điện trở suất của 
màng Ge có giá trị thấp nhất khi TS=170oC 
và TSb=275
oC. Nồng độ hạt tải trong lớp Ge 
thay đổi nhẹ khi nhiệt độ đo tăng từ 4K đến 
300K. Tại nhiệt độ phòng thì mật độ hạt tải 
đạt giá trị 4,1x1019cm-3 và độ linh động của 
điện tử là 210 cm2.V-1.s-1. Cường độ huỳnh 
quang của mẫu Ge pha tạp P và Sb tăng gấp 3 
lần so với màng Ge chỉ pha tạp P. Hiện tượng 
co hẹp vùng cấm trong cấu trúc vùng năng 
lượng của Ge khi pha tạp điện tử mật độ cao 
đã được quan sát. So với màng Ge tinh khiết 
thì độ dịch chuyển đỉnh phổ ứng với chuyển 
mức trực tiếp cỡ 88nm. 
Lời cảm ơn 
Xin chân thành cảm ơn nhóm nghiên cứu 
“Heterostructure” của viện CINaM ,Trường Đại 
học Aix- Marseille, Cộng hoà Pháp vì sự giúp 
đỡ trong quá trình thực hiện nghiên cứu này. 
TÀI LIỆU THAM KHẢO 
[1]. X. Sun, J.F. Liu, L.C. Kimerling, and J. 
Michel, “Direct gap photoluminescence of n-type 
tensile strained Ge-on-Si”, Appl. Phys. Lett., 95, 
011911, 2009. 
[2]. M. El Kurdi, T. Kociniewski, T.-P. Ngo, J. 
Boulmer, D. Débarre, P. Boucaud, J. F. 
Damlencourt, O. Kermarrec, and D. Bensahel, 
“Enhanced photoluminescence of heavily n-doped 
germanium”, Appl. Phys. Lett., 94, 191107, 2009. 
[3]. X. Sun, J.F. Liu, L.C. Kimerling and J. 
Michel, “Toward a germanium laser for integrated 
silicon photonics”, IEEE J. Sel. Top. Quantum 
Electron., 16, 124, 2010. 
[4]. Luong T. K. P. et al,“Control of Tensile Strain 
and Interdiffusion in Ge/Si(001) Epilayers Grown 
By Molecular-Beam Epitaxy", J. Appl. Phys., 114, 
083504, 2013. 
[5]. N. Koshida and H. Koyama, “Visible 
electroluminescence from porous silicon”, Appl. 
Phys. Lett., 60, 347, 1992. 
[6]. B. Zheng, J. Michel, F.Y.G. Ren, L.C. 
Kimerling, D.C. Jacobson and J.M. Poate, “Room-
temperature sharp line electroluminescence at 
λ=1.54 μm from an erbiumdoped silicon light-
emitting diode”, Appl. Phys. Lett., 64, 2842, 1994. 
[7]. L. Pavesi, L. Dal Negro, C. Mazzoleni, G. 
Franzo and F. Priolo, “Optical gain in silicon 
nanocrystals”, Nature, 408, 440, 2000. 
[8]. C.S. Peng, Q. Huang, W.Q. Cheng, J.M. 
Zhou, Y.H. Zhang, T.T. Sheng, and C.H.Tung, 
“Optical properties of Ge self-organized quantum 
dots in Si”, Phys. Rev. B, 57, 8805, 1998. 
[9]. M. El Kurdi, S. David, P. Boucaud, C. 
Kammerer, X. Li, V. Le Thanh, S. Sauvage, J.-M. 
Lourtioz, “Strong 1.3-1.5 μm luminescence from 
Ge/Si self-assembled islands in highly-confining 
microcavities on silicon-on-insulator”, J. Appl. 
Phys., 96, 997, 2004. 
[10]. Luong Thi Kim Phuong, Croissance 
épitaxiale de germanium contraint en tension et 
fortement dopé de type n pour des applications en 
optoélectronique intégrée sur silicium, Doctoral 
Thesis, Aix-Marseille, France, 2014. 
[11]. T.K.P. Luong, A. Ghrib, M.T. Dau, M.A. 
Zrir, M. Stoffel, V. Le Thanh, R. Daineche, T.G. 
Le, V. Heresanu, O. Abbes, M. Petit, M. El Kurdi, 
P. Boucaud, H. Rinnert, and J. Murota, Thin Solid 
Films 557, 70–75, 2014. 
[12]. T. K. P. Luong et al, “Enhanced Tensile 
Strain in P-doped Ge Films Grown by Molecular 
Beam Epitaxy Using GaP and Sb Solid Sources”, 
Journal of Electronics Materials, 49, 4674, 2019. 
[13]. R. Camacho-Aguilera, Z. Han, Y. Cai, L.C. 
Kimerling and J. Michel,“Direct Band Gap 
Narrowing in Highly Doped Ge”, Appl. Phys. 
Lett., 102, 152106, 2013. 
[14]. S. C. Jain and D. J. Roulston,“A Simple 
Expression for Band Gap Narrowing (BGN) In 
Heavily Doped Si, Ge, GaAs and GexSi1−x Strained 
Layers”, Solid State Electron, 34, 453, 1991. 
[15]. M. Oehme, M. Gollhofer, D. Widmann, M. 
Schmid, M. Kaschel, E. Kasper, and J. Schulze, 
“Direct Bandgap Narrowing in Ge LED’s On Si 
Substrates”, Opt. Exp., 21, 2206, 2013.