Gegenstand dieser Arbeit war: - die Optimierung und Modellierung des CVD-Wachstums von Fe-gefüllten CNTs aus Ferrocen, - die Auswahl geeigneter Schichtsysteme für das orientierte Wachstum Fe-gefüllter CNTs, - eine umfassende Charakterisierung der Nanostrukturen und deren Bezug zu den Wachstumsparametern, - die Formulierung eines allgemeingültigen Wachstumsmodels. Es wurde eine Anlage zur thermisch induzierten chemischen Gasphasenabscheidung bei Atmosphärendruck verwendet. Im Mittelpunkt der Syntheseexperimente standen Fe-gefüllte MWCNTs. Als Precursoren dienten Ferrocen und Cyclopentadienyl-eisen-dicarbonyl-dimer. Für die Darstellung von CNT-Ensembles mit idealerweise paralleler Ausrichtung der Einzelindividuen kamen thermisch oxidierte Si-Substrate (Schichtdicke des Oxid: 1 µm) zum Einsatz. Das Wachstum der CNTs wurde überwiegend als cokatalysierter Prozess durchgeführt, d.h. neben dem Fe aus dem Precursor dienten dünne Metallschichten (Fe, Co, oder Ni, Schichtdicke ≤ 10 nm), die auf den Substraten deponiert waren, als Katalysatorreservoir. Zunächst ging es darum den CVD-Prozess hinsichtlich tubularer CNTs mit senkrechter Vorzugsorientierung zur Substratoberfläche, einer guten Kristallinität der Hülle, sowie einem hohen Füllungsanteil der ferromagnetischen α-Fe-Phase zu überprüfen. Generell ließ sich die Abscheidung gefüllter CNTs für mittlere Substrattemperaturen im Bereich von 1013 – 1200 K durchführen. Die optimale Wachstumstemperatur lag bei ≈ 1103 K. Mit den beiden Precursoren - Ferrocen und Cyclopentadienyl-eisen-dicarbonyl-dimer ließen sich Fe-gefüllte CNTs in guter Qualität darstellen. Letztere Verbindung verringerte die Abscheidung von amorphem Kohlenstoff auf der CNT-Oberfläche, barg allerdings die Nachteile einer Sauerstoffkontamination und höherer Verdampfungs-temperaturen in sich. Aus der Vielzahl von Experimenten konnte abgeleitet werden, dass die Haupteinflussgrößen für den Innen- und Außendurchmesser der CNTs die Katalysatorschicht auf dem Substrat, die Synthesetemperatur und der Precursormassenstrom sind. Höhere Temperaturen und/oder ein Mehrangebot an Precursor äußerten sich stets in größeren Durchmessern. Zusätzliche Metallschichten auf den oxidierten Si-Substraten erlaubten eine gezielte Durchmesservariation. Beispielsweise zeigte sich an Substraten mit 2 nm Fe bzw. 2 nm Ni, dass sich die mittleren CNT-Außendurchmesser gegenüber dem auf unbeschichteten Substraten (34 nm) zu 44 nm bzw. 30 nm verändern lässt. Mit Al-Zwischenschichten konnten sogar Durchschnittswerte für den CNT-Außendurchmesser von 18 nm erzielt werden. Durch Röntgenstrukturuntersuchungen und Mössbaueranalysen an CNT-Ensembles wurde α-Fe als Hauptbestandteil der Füllung identifiziert. Auf den hohen Anteilen der α-Fe-Phase beruhte auch das magnetische Verhalten der Nanodrähte. Ein Beleg für die Schlüsselrolle des Systems Fe-C während des Wachstumsprozesses war die Phase Fe3C, mit orthorhombischer Struktur. Weniger häufig ließ sich γ-Fe nachweisen. Darüber hinaus konnten sämtliche CNT-Füllungen mittels SAED und HRTEM als Einkristalle charakterisiert werden. Die innerhalb der CNTs eingeschlossenen Fe- oder Fe-C-Nanodrähte wiesen außerdem keine kristallographische(n) Vorzugsrichtung(en) gegenüber den CNT-Wänden auf. Anhand der experimentellen Befunde war es möglich ein phänomenologisches Wachstumsmodell vorzuschlagen, welche eine Erweiterung des VLS-Mechanismus darstellt. Das in der vorliegenden Arbeit vorgestellte Modell greift das base-growth-Konzept auf und favorisiert die Akkumulation von Katalysatormaterial über die geöffneten Enden der CNTs. Eine genauere kinetische und thermodynamische Beschreibung war aufgrund der im Nanometerbereich nur schwer zugänglichen Stoffdaten nicht möglich.

Diese Arbeit demonstriert die vollständige thermoelektrische Charakterisierung einzelner einkristalliner Bismuttellurid- und Silbernanodrähte und deren anschließende lokale strukturelle und chemische Charakterisierung mittels analytischer Transmissionselektronenmikroskopie. Die lokale strukturelle, chemische und morphologische Charakterisierung entlang der Nanodrähte trägt essentiell zum Verständnis des thermoelektrischen Transportes bei und bestätigt die Korrelation zwischen Oberflächen- und den thermoelektrischen Eigenschaften. Für durchmesservariierte Bismuttelluridnanodrähte wird der Einfluss der Morphologie auf die Wärmeleitfähigkeit bei Raumtemperatur quantifiziert. Im Vergleich zu einem glatten Referenznanodraht zeigt der durchmesservariierte Nanodraht gleicher Zusammensetzung und Kristallorientierung eine Reduktion der Wärmeleitfähigkeit um 55 %. Diese Reduktion kann durch Phononenrückstreuung an der eingekerbten Oberfläche erklärt werden. Die elektrische Leitfähigkeit und der Seebeckkoeffizient der Bismuttelluridnanodrähte deuten auf einen topologischen Oberflächenzustand hin. Für Silbernanodrähte werden die elektrische Leitfähigkeit und die Wärmeleitfähigkeit im Temperaturbereich von 1,4 K bis 300 K gemessen. Mit fallender Temperatur steigt die relative Reduktion der Wärmeleitfähigkeit im Verhältnis zur elektrischen Leitfähigkeit stärker, sodass die Lorenzzahl die klassische Wiedemann-Franz-Relation nicht erfüllt und eine Funktion der Temperatur darstellt. Der Temperaturverlauf der Lorenzzahl der Silbernanodrähte entspricht der 1938 von Makinson aufgestellten Theorie für hochreine Metalle und ist im Tieftemperaturbereich um bis zu zwei Größenordnungen zum Sommerfeldwert reduziert. / This work demonstrates the full thermoelectric characterisation of individual single crystalline bismuth telluride and silver nanowires and their subsequent local structural and chemical characterisation via analytical transmission electron microscopy along the whole nanowires. Therefore, the correlation between the structure, in particular the surface morphology, and the thermoelectric transport properties is unambiguously shown. For diameter varied bismuth telluride nanowires the influence of the morphology on the thermal conductivity is quantified at room temperature. The diameter varied nanowire shows a reduction of 55 % with respect to the smooth nanowire of the same chemical composition and structural orientation. This reduction can be explained by phonon backscattering at the indents. The electrical conductivity and the Seebeck coefficient indicate the presence of a topological surface state. For silver nanowires the electrical and thermal conductivity are determined in the temperature range between 1.4 K and 300 K. With decreasing temperature the relative reduction of the thermal conductivity is higher than the reduction of the electrical conductivity resulting in a temperature-dependent Lorenz number, so that the classical Wiedemann-Franz relation is not fulfilled. The temperature characteristic of the silver nanowires'' Lorenz number is in agreement with the theory Makinson established for highly pure metals in 1938 and is reduced by two orders of magnitude with respect to the Sommerfeld value in the low temperature regime.

Dichte Ensembles aus GaN-Nanodrähten können in der Molekularstrahlepitaxie mithilfe eines selbstinduzierten Prozesses sowohl auf kristallinen als auch amorphen Substraten gezüchtet werden. Aufgrund der Natur selbstgesteuerter Prozesse ist dabei die Kontrolle über viele wichtige Ensembleparameter jedoch eingeschränkt. Die Arbeit adressiert genau diese Einschränkungen bei der Kristallzucht selbstinduzierter GaN-Nanodrähte. Konkret sind das Limitierungen bezüglich der Nanodraht-Durchmesser, die Nanodraht-Anzahl-/Flächendichte, der Koaleszenzgrad sowie die maximal realisierbare Wachstumstemperatur. Für jede dieser Einschränkungen werden Lösungen präsentiert, um die jeweilige Limitierung zu umgehen oder zu verschieben. Als Resultat wurde eine neue Klasse von GaN Nanodrähten mit bisher unerreichten strukturellen und optischen Eigenschaften geschaffen. Mithilfe eines Zwei-Schritt-Ansatzes, bei dem die Wachstumstemperatur während der Nukleationsphase erhöht wurde, konnte eine verbesserte Kontrolle über die Flächendichte, den Durchmesser und den Koaleszenzgrad der GaN-Nanodraht-Ensembles erreicht werden. Darüber hinaus werden Ansätze präsentiert, um die außerordentlich lange Inkubationszeit bei hohen Wachstumstemperaturen zu minimieren und damit wesentlich höhere Wachstumstemperaturen zu ermöglichen (bis zu 905°C). Die resulierenden GaN-Nanodraht-Ensembles weisen schmale exzitonische Übergänge mit sub-meV Linienbreiten auf, vergleichbar zu denen freistehender GaN-Schichten. Abschließend wurden Nanodrähte mit Durchmessern deutlich unterhalb von 10 nm fabriziert. Mithilfe eines Zersetzungsschrittes im Ultrahochvakuum direkt im Anschluss an die Wachstumsphase wurden reguläre Nanodraht-Ensembles verdünnt. Die resultierenden ultradünnen Nanodrähte weisen dielektrisches Confinement auf. Wir zeigen eine ausgeprägte exzitonische Emission von puren GaN-Nanodrähten mit Durchmessern bis hinab zu 6 nm. / In molecular beam epitaxy, dense arrays of GaN nanowires form spontaneously on crystalline as well as amorphous substrates. Due to the nature of spontaneous formation, the control over important parameters is limited. This thesis addresses the major limitations of spontaneous nanowire formation, namely the nanowire diameter, number density, and coalescence degree but also the maximum achievable growth temperature, and presents approaches to overcome the same. Thereby, we have fabricated a new class of nanowires with unprecedented structural and optical properties. We find that a two-step growth approach, where the substrate temperature is increased during the nucleation stage, is an efficient method to gain control over the area coverage, average diameter, and coalescence degree of GaN nanowire ensembles. Furthermore, we present growth approaches to minimize the long incubation time that precedes nanowire nucleation at elevated temperatures and to thus facilitate significantly higher growth temperatures (up to 905°C). The GaN nanowire ensembles grown at so far unexplored substrate temperatures exhibit excitonic transitions with sub-meV linewidths comparable to those of state-of-the-art free-standing GaN layers grown by hydride vapor phase epitaxy. Finally, we fabricate nanowires with diameters well below 10 nm, the lower boundary given by the nucleation mechanism of spontaneously formed nanowires. Here, regular nanowire arrays are thinned in a post-growth decomposition step in ultra-high vacuum. In situ monitoring the progress of decomposition using quadrupole mass spectrometry enables a precise control over the diameter of the thinned nanowires. These ultrathin nanowires show dielectric confinement, which is potentially much stronger than quantum confinement. We demonstrate intense excitonic emission from bare GaN nanowires with diameters down to 6 nm.

Halbleiter-Nanosäulen (auch -Nanodrähte) werden als Baustein für Leuchtdioden (LEDs) untersucht. Herkömmliche LEDs aus Galliumnitrid (GaN) bestehen aus mehreren Kristallschichten auf einkristallinen Substraten. Ihr Leistungsvermögen wird durch Gitterfehlpassung und dadurch hervorgerufene Verspannung, piezoelektrische Felder und Kristallfehler beschränkt. GaN-Nanosäulen können ohne Kristallfehler auf Fremdsubstraten gezüchtet werden. Verspannung wird in Nanosäulen elastisch an der Oberfläche abgebaut, dadurch werden Kristallfehler und piezoelektrische Felder reduziert. In dieser Arbeit wurden GaN-Nanosäulen durch Molukularstrahlepitaxie katalysatorfrei gezüchtet. Eine Machbarkeitsstudie über das Kristallwachstum von Halbleiter-Nanosäulen auf Metall zeigt, dass GaN-Nanosäulen in hoher Kristallqualität ohne einkristallines Substrat epitaktisch auf Titanschichten gezüchtet werden können. Für das Wachstum axialer (In,Ga)N/GaN Heterostrukturen in Nanosäulen wurden quantitative Modelle entwickelt. Die erfolgreiche Herstellung von Nanosäulen-LEDs auf Silizium-Wafern zeigt, dass dadurch eine Kontrolle der Emissionswellenlänge erreicht wird. Die Gitterverspannung der Heterostrukturen in Nanosäulen ist ungleichmäßig aufgrund des Spannungsabbaus an den Seitenwänden. Das katalysatorfreie Zuchtverfahren führt zu weiteren statistischen Schwankungen der Nanosäulendurchmesser und der Abschnittlängen. Die entstandene Zusammensetzung und Verspannung des (In,Ga)N-Mischkristalls wird durch Röntgenbeugung und resonant angeregte Ramanspektroskopie ermittelt. Infolge der Ungleichmäßigkeiten erfordert die Auswertung genaue Simulationsrechnungen. Eine einfache Näherung der mittleren Verspannung einzelner Abschnitte kann aus den genauen Rechnungen abgeleitet werden. Gezielte Verspannungseinstellung erfolgt durch die Wahl der Abschnittlängen. Die Wirksamkeit dieses allgemeingültigen Verfahrens wird durch die Bestimmung der Verspannung von (In,Ga)N-Abschnitten in GaN-Nanosäulen gezeigt. / Semiconductor nanowires are investigated as a building block for light-emitting diodes (LEDs). Conventional gallium nitride (GaN) LEDs contain several crystal films grown on single crystal substrates, and their performance is limited by strain-induced piezoelectric fields and defects arising from lattice mismatch. GaN nanowires can be obtained free of defects on foreign substrates. In nanowire heterostructures, the strain arising from lattice mismatch can relax elastically at the free surface. Crystal defects and piezoelectric fields can thus be reduced. In this thesis, GaN nanowires are synthesized in the self-induced way by molecular beam epitaxy. A proof-of-concept study for the growth of semiconductor nanowires on metal shows that GaN nanowires grow epitaxially on titanium films. GaN of high crystal quality is obtained without a single crystal substrate. Quantitative models for the growth of axial (In,Ga)N/GaN nanowire heterostructures are developed. The successful fabrication of nanowire LED devices on silicon wafers proves that these models provide control over the emission wavelength. In the (In,Ga)N/GaN nanowire heterostructures, strain is non-uniform due to elastic relaxation at the sidewalls. Additionally, the self-induced growth leads to statistical fluctuations in the diameter and length of the GaN nanowires, and in the thickness of the axial (In,Ga)N segments. The (In,Ga)N crystal composition and lattice strain are analyzed by x-ray diffraction and resonant Raman spectroscopy. Due to the non-uniformity in strain, detailed numerical simulations are required to interpret these measurements. A simple approximation for the average strain in the nanowire segments is derived from the detailed numerical calculation. Strain engineering is possible by defining the nanowire segment lengths. Simulations of resonant Raman spectra deliver the experimental strain of (In,Ga)N segments in GaN nanowires, and give a proof of this universal concept.

(In,Ga)N/GaN-Leuchtdioden wurden vor mehr als 10 Jahren kommerzialisiert, dennoch ist das Verständnis über den Einfluss von Lokalisierung auf die Rekombinationsdynamik in den (In,Ga)N/GaN Quantengräben (QG) unvollständig. In dieser Arbeit nutzen wir die temperaturabhängige stationäre und zeitaufgelöste Spektroskopie der Photolumineszenz (PL), um diesen Einfluss in einer typischen Ga-polaren, planaren (In,Ga)N/GaN-QG-Struktur zu untersuchen. Zusätzlich dehnen wir unsere Studie auf N-polare, axiale (In,Ga)N/GaN Quantumscheiben, nichtpolare Kern/Mantel GaN/(In,Ga)N µ-Drähte und Ga-polare, submonolage InN/GaN Übergitter aus. Während wir einen einfach exponentiellen Abfall der PL-Intensität in den nichtpolaren QG beobachten (Hinweise auf die Rekombination von Exzitonen), folgen die PL-Transienten in polaren QG asymptotisch einem Potenzgesetz. Dieses Potenzgesetz weist auf eine Rekombination zwischen individuell lokalisierten, räumlich getrennten Elektronen und Löchern hin. Für einen solchen Zerfall kann keine eindeutige PL-Lebensdauer definiert werden, was die Schätzung der internen Quanteneffizienz und die Bestimmung einer Diffusionslänge erschwert. Um nützliche Rekombinationsparameter und Diffusivitäten für die polaren QG zu extrahieren, analysieren wir die PL-Transienten mit positionsabhängigen Diffusionsreaktionsgleichungen, die durch einen Monte-Carlo-Algorithmus effizient gelöst werden. Aus diesen Simulationen ergibt sich, dass das asymptotische Potenzgesetz auch bei effizienter nichtstrahlender Rekombination (z. B. in den Nanodrähten) erhalten bleibt. Zudem stellen wir fest, dass sich die InN/GaN Übergitter elektronisch wie konventionelle (In,Ga)N/GaN QG verhalten, aber mit starkem, thermisch aktiviertem nichtstrahlenden Kanal. Des Weiteren zeigen wir, dass das Verhältnis von Lokalisierungs- und Exzitonenbindungsenergie bestimmt, dass die Rekombination entweder durch das Tunneln von Elektronen und Löchern oder durch den Zerfall von Exzitonen dominiert wird. / (In,Ga)N/GaN light-emitting diodes have been commercialized more than one decade ago. However, the knowledge about the influence of the localization on the recombination dynamics and on the diffusivity in the (In,Ga)N/GaN quantum wells (QWs) is still incomplete. In this thesis, we employ temperature-dependent steady-state and time-resolved photoluminescence (PL) spectroscopy to investigate the impact of localization on the recombination dynamics of a typical Ga-polar, planar (In,Ga)N/GaN QW structure. In addition, we extend our study to N-polar, axial (In,Ga)N/GaN quantum disks, nonpolar core/shell GaN/(In,Ga)N µ-rods, and Ga-polar, sub-monolayer InN/GaN superlattices. While we observe a single exponential decay of the PL intensity in the nonpolar QWs, indicating the recombination of excitons, the decay of the PL intensity in polar QWs asymptotically obeys a power law. This power law reveals that recombination occurs between individually localized, spatially separated electrons and holes. No unique PL lifetime can be defined for such a decay, which impedes the estimation of the internal quantum efficiency and the determination of a diffusion length. In order to extract useful recombination parameters and diffusivities for the polar QWs, we analyze the PL transients with position-dependent diffusion-reaction equations, efficiently solved by a Monte Carlo algorithm. From these simulations, we conclude that the power law asymptote is preserved despite efficient nonradiative recombination in the nanowires. Moreover, we find that the InN/GaN superlattices behave electronically as conventional (In,Ga)N/GaN QWs, but with a strong, thermally-activated nonradiative channel. Furthermore, we demonstrate that the ratio of localization and exciton binding energy, both of which are influenced by the magnitude of the internal electric fields in the QWs, determines the recombination mechanism to be either dominated by tunneling of electrons and holes or by the decay of excitons.

Zur Aufklärung der lokalen Magnetisierungs- und magnetischen Streufeldstruktur in ferromagnetischen und supraleitenden Materialien wurden magnetkraftmikroskopische (Magnetkraftmikroskopie-MFM) Untersuchungen durchgeführt und quantitativ ausgewertet. Für eine solch quantitative Auswertung muss der Einfluß der verwendeten MFM-Spitzen auf das MFM-Bild bestimmt und in geeigneter Weise subtrahiert werden. Hierzu wurden Spitzenkalibrierungsroutinen und ein Verfahren zur Entfaltung der gemessenen MFM-Daten implementiert, das auf der Wiener Dekonvolution basiert. Mit Hilfe dieser Prozedur können sowohl die räumliche Ausdehnung als auch die Größe der Streufelder direkt aus gemessenen MFM-Bildern bestimmt werden. Gezeigt wurde diese Anwendung für die Durchmesserbestimmung von Blasendomänen in einer (Co/Pd)-Multilage und für die Bestimmung der temperaturabhängigen magnetischen Eindringtiefe in einem supraleitendem BaFe2(As0.24P0.76)2 Einkristall. Desweiteren konnte durch die Kombination von mikromagnetischen Rechnungen und der quantitativen MFM-Datenanalyse die Existenz einer dreidimensionalen Vortex-Struktur am Ende von Co48Fe52-Nanodrähten nachgewiesen werden. Damit ist es gelungen die Tiefensensitivität der Magnetkraftmikroskopie erfolgreich in die Rekonstruktion der vermessenen Magnetisierungsstruktur einzubeziehen.

Zur Aufklärung der lokalen Magnetisierungs- und magnetischen Streufeldstruktur in ferromagnetischen und supraleitenden Materialien wurden magnetkraftmikroskopische (Magnetkraftmikroskopie-MFM) Untersuchungen durchgeführt und quantitativ ausgewertet. Für eine solch quantitative Auswertung muss der Einfluß der verwendeten MFM-Spitzen auf das MFM-Bild bestimmt und in geeigneter Weise subtrahiert werden. Hierzu wurden Spitzenkalibrierungsroutinen und ein Verfahren zur Entfaltung der gemessenen MFM-Daten implementiert, das auf der Wiener Dekonvolution basiert. Mit Hilfe dieser Prozedur können sowohl die räumliche Ausdehnung als auch die Größe der Streufelder direkt aus gemessenen MFM-Bildern bestimmt werden. Gezeigt wurde diese Anwendung für die Durchmesserbestimmung von Blasendomänen in einer (Co/Pd)-Multilage und für die Bestimmung der temperaturabhängigen magnetischen Eindringtiefe in einem supraleitendem BaFe2(As0.24P0.76)2 Einkristall. Desweiteren konnte durch die Kombination von mikromagnetischen Rechnungen und der quantitativen MFM-Datenanalyse die Existenz einer dreidimensionalen Vortex-Struktur am Ende von Co48Fe52-Nanodrähten nachgewiesen werden. Damit ist es gelungen die Tiefensensitivität der Magnetkraftmikroskopie erfolgreich in die Rekonstruktion der vermessenen Magnetisierungsstruktur einzubeziehen.:Introduction 6 1 Contrast formation in Magnetic Force Microscopy (MFM) 9 1.1 Type of interactions . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . 9 1.1.1 Relevant interaction forces . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . 9 1.1.2 Magnetic interaction mechanisms . . . . . . . . . . . . . . . . . . . 11 1.2 Basic magnetostatics of the tip-sample system . . . . . . . . . . . . . . . . 12 1.2.1 General magnetostatic expressions . . . . . . . . . . . . . . . . . . . 12 1.2.2 Description of the tip sample system . . . . . . . . . . . . . . . . . 14 1.2.3 Magnetostatics in Fourier space . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . 15 2 Instrumentation 20 2.1 Scanning Force Microscopy (SFM) . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . 20 2.1.1 Measurement principle and operation modes . . . . . . . . . . . . . 20 2.1.2 Dynamic mode SFM . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . 21 2.2 Lift mode MFM . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . 24 2.3 Non-contact MFM . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . 25 2.4 Vibrating Sample Magnetometry . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . 26 3 Quantitative Magnetic Force Microscopy 28 3.1 The challenge of MFM image inversion . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . 28 3.1.1 Description of the problem and state of the art . . . . . . . . . . . 28 3.1.2 The point probe approximations . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . 31 3.1.3 The transfer function approach . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . 33 3.2 Tip calibration: Adapted Wiener deconvolution . . . . . . . . . . . . . . . 39 3.2.1 Details of the procedure . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . 39 3.2.2 Evaluation of possible errors . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . 44 3.3 Noise measurements . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . 47 3.4 MFM probes and their specific characteristics . . . . . . . . . . . . . . . . 49 3.5 Calibration samples . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . 54 3.6 Detection of tip-sample modification . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . 55 4 Quantitative MFM with iron filled carbon nanotube sensors (Fe-CNT) 56 4.1 The monopole character of Fe-CNT sensors . . . . . . . . . . . . . . . . . . 57 4.1.1 Calibration within the point probe approximation . . . . . . . . . . 57 4.1.2 Calibration results and discussion . . . . . . . . . . . . . . . . . . . 59 4.1.3 Quantitative MFM on a [Co/Pt]/Co/Ru multilayer . . . . . . . . . 62 4.2 Inplane sensitive MFM with Fe-CNT sensors . . . . . . . . . . . . . . . . . 63 4.2.1 Bimodal MFM technique . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . 63 4.2.2 Comparison between calculated and measured in-plane contrast . . 66 5 Quantification of magnetic nanoobjects in MFM measurements 70 5.1 Bubble domains in a [Co/Pd]80 multilayer . . . . . . . . . . . . . . . . . . 71 5.1.1 Micromagnetic model . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . 72 5.1.2 MFM image simulation . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . 72 5.1.3 Results and discussion . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . 74 5.2 Quantitative assessment of the magnetic penetration depth in superconductors 78 5.2.1 Comparison of methods . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . 79 5.2.2 Experimental determination of the temperature dependent penetration depth in a BaFe2(As0:24P0:76)2 single crystal . . . . . . . . . . . 83 6 Magnetization studies of CoFe nanowire arrays on a local and global scale 87 6.1 Revisiting the estimation of demagnetizing fields in magnetic nanowire arrays 88 6.1.1 Available approaches . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . 88 6.1.2 Calculation of demagnetizing fields in nanowire arrays . . . . . . . . 91 6.2 Micromagnetic Simulations . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . 99 6.3 Combination of demagnetizing field calculations and micromagnetic simulation100 6.4 Experimental details . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . 102 6.5 Global hysteresis measurements of CoFe nanowire arrays with varying length 104 6.6 Local magnetic characterization of a CoFe nanowire array by quantitative MFM . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . 107 6.6.1 Magnetic structure of individual nanowires . . . . . . . . . . . . . . 107 6.6.2 Magnetization reversal of the nanowire array . . . . . . . . . . . . . 110 6.7 Summary . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . 117 Conclusions and Outlook 119 Bibliography 121 Acknowledgements 135