Die vorliegende Arbeit befasst sich mit dem vertieften Verständnis der Rekombinationsdynamik von polaren ZnO/MgZnO-Quantengraben(QW)-Strukturen zur exakten Bestimmung des unabgeschirmten Grundzustandes und der Analyse der zugrundeliegenden Emissionsprozesse. Dafür werden ausgehend von Beobachtungen an ZnO-Dünnschichten die Eigenschaften von mittels PLD hergestellten QWs unter dem Einfluss des internen elektrischen Feldes mit Hilfe der zeitintegrierten (TI-) und zeitaufgelösten (TR-) Photolumineszenz(PL)-Spektroskopie untersucht. Die Differenz der spontanen und piezoelektrischen Polarisation zwischen ZnO und MgZnO führt zur Ausbildung eines internen elektrischen Feldes und damit zum Auftreten des quantum-confined Stark effect (QCSE). Es wird gezeigt, dass der QCSE durch eine Durchmischung der Grenzflächen stark vermindert wird. Für QWs mit schwachem QCSE ist die Übergangsenergie und Zerfallszeit des Grundzustandes experimentell gut bestimmbar. Bei starkem QCSE müssen jedoch bereits bei geringen Anregungsdichten (1E10 /cm²) Abschirmeffekte berücksichtigt werden. Dadurch ist es sehr schwierig, den unabgeschirmten Grundzustand mittels herkömmlicher experimenteller Methoden mit einem aussagekräftigen Signal-Rausch-Verhältnis zu bestimmen. Es wird gezeigt, dass für QWs mit einer Dicke > 4 nm die Übergangsenergie des unabgeschirmten Grundzustandes nicht durch TI-PL-Messungen bestimmt werden kann. TR-PL-Messungen zeigen energetisch tiefere Übergangsenergien, jedoch ebenfalls nicht den unabgeschirmten Grundzustand. Mit einem eingeführten Modell zur Beschreibung der zeitabhängigen Abschirmung des Grundzustandsniveaus wird die Zerfallszeit für QW-Dicken in einem Bereich von 1 - 10 nm bestimmt. Durch die selbstkonsistente Lösung von Schrödinger- und Poissongleichung werden die Übergangsenergie und Zerfallszeit der Exzitonen im QW in Abhängigkeit der Feldstärke und auch der Ladungsträgerdichte berechnet. Dadurch ist eine exaktere Bestimmung der Feldstärke möglich. Zusätzlich wird durch die vergleichende Untersuchung von QWs unterschiedlicher Dicke, Potentialhöhe und Wachstumsunterlage die spontane und piezoelektrische Polarisation der Materialien experimentell bestimmt. Mittels temperaturabhängiger Messungen wird der Ursprung der Lumineszenz für QW-Dicken > 2 nm der Rekombination freier Exzitonen im QW zugeschrieben. Für dünnere QWs ist der temperaturabhängige Verlauf des PL-Maximums durch Lokalisation der Exzitonen bestimmt.

Die vorliegende Arbeit befasst sich mit dem vertieften Verständnis der Rekombinationsdynamik von polaren ZnO/MgZnO-Quantengraben(QW)-Strukturen zur exakten Bestimmung des unabgeschirmten Grundzustandes und der Analyse der zugrundeliegenden Emissionsprozesse. Dafür werden ausgehend von Beobachtungen an ZnO-Dünnschichten die Eigenschaften von mittels PLD hergestellten QWs unter dem Einfluss des internen elektrischen Feldes mit Hilfe der zeitintegrierten (TI-) und zeitaufgelösten (TR-) Photolumineszenz(PL)-Spektroskopie untersucht. Die Differenz der spontanen und piezoelektrischen Polarisation zwischen ZnO und MgZnO führt zur Ausbildung eines internen elektrischen Feldes und damit zum Auftreten des quantum-confined Stark effect (QCSE). Es wird gezeigt, dass der QCSE durch eine Durchmischung der Grenzflächen stark vermindert wird. Für QWs mit schwachem QCSE ist die Übergangsenergie und Zerfallszeit des Grundzustandes experimentell gut bestimmbar. Bei starkem QCSE müssen jedoch bereits bei geringen Anregungsdichten (1E10 /cm²) Abschirmeffekte berücksichtigt werden. Dadurch ist es sehr schwierig, den unabgeschirmten Grundzustand mittels herkömmlicher experimenteller Methoden mit einem aussagekräftigen Signal-Rausch-Verhältnis zu bestimmen. Es wird gezeigt, dass für QWs mit einer Dicke > 4 nm die Übergangsenergie des unabgeschirmten Grundzustandes nicht durch TI-PL-Messungen bestimmt werden kann. TR-PL-Messungen zeigen energetisch tiefere Übergangsenergien, jedoch ebenfalls nicht den unabgeschirmten Grundzustand. Mit einem eingeführten Modell zur Beschreibung der zeitabhängigen Abschirmung des Grundzustandsniveaus wird die Zerfallszeit für QW-Dicken in einem Bereich von 1 - 10 nm bestimmt. Durch die selbstkonsistente Lösung von Schrödinger- und Poissongleichung werden die Übergangsenergie und Zerfallszeit der Exzitonen im QW in Abhängigkeit der Feldstärke und auch der Ladungsträgerdichte berechnet. Dadurch ist eine exaktere Bestimmung der Feldstärke möglich. Zusätzlich wird durch die vergleichende Untersuchung von QWs unterschiedlicher Dicke, Potentialhöhe und Wachstumsunterlage die spontane und piezoelektrische Polarisation der Materialien experimentell bestimmt. Mittels temperaturabhängiger Messungen wird der Ursprung der Lumineszenz für QW-Dicken > 2 nm der Rekombination freier Exzitonen im QW zugeschrieben. Für dünnere QWs ist der temperaturabhängige Verlauf des PL-Maximums durch Lokalisation der Exzitonen bestimmt.

Im Rahmen der vorliegenden Arbeit wurden planare und drahtförmige Heterostrukturen (HS) mit ZnO- und ZnCdO-Quantengräben bezüglich ihrer Lumineszenz untersucht. Die Proben wurden mit der gepulsten Laserabscheidung (PLD) hergestellt. Bei ZnO-basierten drahtförmigen HS mit Durchmessern im Mikro- und Nanometer-Bereich handelt es sich um vielversprechende Kandidaten für miniaturisierte optoelektronische Bauelemente. Da es für viele Anwendungen notwendig ist, dass die Emission des Quantengrabens (QW) in einem breiten Spektralbereich eingestellt werden kann, muss die ZnO-Bandlücke möglichst stark verändert werden können. Durch ZnCdO und MgZnO ist dies möglich. Durch eine Optimierung der Abscheideparameter wurde der für PLD erreichte maximale Cd-Gehalt signifikant auf 0,25 erhöht. Große Mg-Gehalte konnten schon vor der Forschung zur vorliegenden Arbeit mit der PLD realisiert werden. Die planaren HS mit ZnO-Quantengräben wurden vorrangig bezüglich Ihrer Lumines-zenzeigenschaften untersucht. Aufgrund der Orientierung der QW sollten diese zusätzlich zum Quantum-Confinement Effekt den Quantum-Confined Stark Effect (QCSE) zeigen. Der QCSE wurde durch zeitabhängige und anregungsabhängige Lumineszenzmessungen nachgewiesen. In den Mikrodraht (µW)- bzw. Nanodraht (NW)-HS mit ZnO-QW wurde die Emission zwischen 3,4 eV und 3,6 eV bzw. 3,4 eV und 3,7 eV eingestellt. Um HS mit ZnCdO-QW herstellen zu können, war es notwendig, die strukturellen und optischen Eigenschaften sowie die elektronische Struktur von ZnCdO-Dünnfilmen zu untersuchen. Durch einen hohen Cd-Gehalt von 0,25 war es möglich, die Bandlücken-energie um 0,8 eV zu verringern. In planaren HS wurde ZnO bzw. MgZnO als Barriere verwendet und die QW-Emission zwischen 2,5 eV und 3,1 eV bzw. 2,5 eV und 3,65 eV eingestellt. Es wurde untersucht, ob für HS mit ZnCdO-QW ein QCSE auftritt. Die experimentellen Energien wurden dazu mit berechneten Werten verglichen, die mithilfe einer Effektiv-Masse-Näherung und dem Modell eines endlich tiefen Potentialtopfes bestimmt wurden. In entsprechenden µW- bzw. NW-HS wurde die QW-Emission infolge des Quantum-Confinement Effektes zwischen 2,7 eV und 3,1 eV bzw. 2,5 eV und 3,4 eV variiert. Da es für die Anwendung von µW- und NW-HS wichtig ist, dass diese eine homogene QW-Emission zeigen, wurde deren spektrale Position entlang der Struktur und für die verschiedenen Facetten der hexagonalen Drähte untersucht. Die Homogenität der Emission ist für die µW-HS kleiner als für die NW-HS.

Diese Arbeit präsentiert Untersuchungen zum Wachstum von GaAs Nanodrähten (NWs) und (In,Ga)As Hüllen mittels Molekularstrahlepitaxie (MBE) mit sekundärem Fokus auf den optischen Eigenschaften solcher Kern-Hülle Strukturen. Das ortsselektive Wachstum von GaAs NWs auf mit Oxidmasken beschichteten Si Substraten wird untersucht, wobei der entscheidende Einfluss der Oberflächenpreparation auf die vertikale Ausbeute von NW Feldern aufgedeckt wird. Basierend auf diesen Ergebnissen wird ein zweistufiger Wachstumprozess präsentiert der es ermöglicht NWs mit dünner und gerade Morphologie zu erhalten ohne die vertikale Ausbeute zu verringern. Für die detaillierte Beschreibung der NW Form wird ein Wachstumsmo- dell entwickelt, das die Einflüsse der Veränderung der Tropfen Größe während des Wachstums sowie direktes des Wachstums auf den NW Seitenwänden umfassend beschreibt. Dieses Wachstumsmodell wird benutzt für die Vorhersage der NW Form über einen großen Parameterraum um geeignete Bedingungen für die Realisierung von erwünschten NW Formen und Dimensionen zu finden. Ausgehend von diesen NW Feldern werden die optimalen Parameter für das Wachstum von (In,Ga)As Hüllen untersucht und wir zeigen, dass die Anordnung der Materialquellen im MBE System die Materialqualität entscheidend beeinflusst. Die dreidimensionale Struktur der NWs in Kombination mit der Substratrotation und der Richtungsabhängigkeit der Materialflüsse in MBE resultieren in unterschiedlichen Flusssequenzen auf der NW Seitenfacette welche die Wachstumsdynamik und infolgedessen die Punktde- fektdichte bestimmen. An Proben mit optimaler (In,Ga)As Hülle und äußerer GaAs Hülle zeigen wir, dass thermionische Emission mit anschließender nichtstrahlender Rekombination auf der Oberfläche zu einem starken thermischen Verlöschen der Lumineszenz Intensität führt, welches durch das Hinzufügen einer AlAs Barrierenhülle zur äußeren Hüllenstruktur erfolgreich unterdrückt werden kann. Abschließend wird ein Prozess präsentiert der das ex-situ Tempern von NWs bei hohen Temperaturen ermöglicht, was in der Reduzierung von Inhomogenitäten in den (In,Ga)As Hüllenquantentöpfen führt und in beispiellosen optischen Eigenschaften resultiert. / This thesis presents an investigation of the growth of GaAs nanowires (NWs) and (In,Ga)As shells by molecular beam epitaxy (MBE) with a second focus on the optical properties of these core-shell structures. The selective-area growth of GaAs NWs on Si substrates covered by an oxide mask is investigated, revealing the crucial impact of the surface preparation on the vertical yield of NW arrays. Based on these results, a two-step growth approach is presented that enables the growth of thin and untapered NWs while maintaining the high vertical yield. For a detailed quantitative description of the NW shape evolution, a growth model is derived that comprehensively describes the NW shape resulting from changes of the droplet size during elongation and direct vapour-solid growth on the NW sidewalls. This growth model is used to predict the NW shape over a large parameter space to find suitable conditions for the realization of desired NW shapes and dimensions. Using these GaAs NW arrays as templates, the optimum parameters for the growth of (In,Ga)As shells are investigated and we show that the locations of the sources in the MBE system crucially affect the material quality. Here, the three-dimensional structure of the NWs in combination with the substrate rotation and the directionality of material fluxes in MBE results in different flux sequences on the NW sidefacets that determine the growth dynamics and hence, the point defect density. For GaAs NWs with optimum (In,Ga)As shell and outer GaAs shell, we demonstrate that thermionic emission with successive nonradiative recombination at the surface leads to a strong thermal quenching of the luminescence intensity, which is succesfully suppressed by the addition of an AlAs barrier shell to the outer shell structure. Finally, a process is presented that enables the ex-situ annealing of NWs at high temperatures resulting in the reduction of alloy inhomogeneities in the (In,Ga)As shell quantum wells and small emission linewidths.

In der vorliegenden Promotionsarbeit werden optische Eigenschaften von Halbleiterquantengräben untersucht, die mit der Ausbildung von Speckle-Mustern in der exzitonischen Emission zusammenhängen. Die in nichtspekulärer Richtung nach resonanter Anregung von Exzitonen ausgestrahlte Emission enthält Informationen über Unordnung und Streuprozesse in der Probe. Im Kapitel "Spektrale Speckle-Analyse" wird gezeigt, dass Speckles zur Bestimmung des koährenten Anteils verwendet werden können. Außerdem kann die innerhalb des inhomogen verbreiterten Ensembles frequenzaufgelöste Lebensdauer der Exzitonen bestimmt werden. Eine mikroskopische Dichtematrixtheorie wird entwickelt und numerisch gelöst. Es wird eine gute Übereinstimmung mit den gemessenen Daten für unterschiedliche Quantengraben-Dicken und Temperaturen gefunden. Im Kapitel "Schrägliegende Speckles" werden Quantengräben mit mechanischer Verzerrung betrachtet. Die Verzerrung führt zu einer ort-abhängigen Änderung der Emissionsenergie in der Ebene des Quantengrabens und das richtungs- und zeitaufgelöste Specklemuster erfährt eine Drehung. Die theoretische Beschreibung des Rayleigh-Spektrums erlaubt es, diese Drehung mit dem lokalen Wert des Gradienten der Exzitonenergie in Beziehung zu setzen. Numerische Simulationen zeigen allerdings, dass dieser Effekt nicht durch eine Bewegung der Exzitonen entlang des Verzerrungs-Gradienten verursacht wird. Im Kapitel "Nicht-Markovsche Exziton-Phonon Dynamik" die Dichtematrixtheorie, wird jenseits der Markovschen Näherung für die Streuung von Exzitonen an akustischen Phononen numerisch gelöst. Das Absorptionsspektrum besteht aus Lorentz-formige Peaks und breiteren Seitenbändern, die aus der nicht-Markovschen Kopplung stammen. Diese Eigenschaften sind vor allem für die stark lokalisierten Zustände auf der Niederenergie-Seite des Spektrums wichtig, und erlauben eine bessere Deutung von Nahfeld-Experimenten. / In this work, optical properties of semiconductor quantum wells (QW) are investigated, which are relevant for the irregular light pattern (speckle pattern) emitted in nonspecular directions by QW after resonant excitation of the exciton states. This emission contains information on disorder and scattering processes in the sample. In Chapter "Spectral Speckle Analysis", it is shown that Speckles can be used for extraction of the coherent part of the emission, the Resonant Rayleigh Scattering. Furthermore, the frequency resolved lifetime of excitons within an inhomogeneously broadened ensemble can be established. A microscopic density matrix theory for excitons interacting with acoustic phonons is developed and numerically solved. Good agreement with the experimental results for different QW sizes and temperatures is found. In Chapter "Sloped Speckles" QW with mechanical strain are considered. The strain leads to a spatially dependent modification of the emission energy and to a tilting of the direction- and time-resolved speckle pattern. The theoretical description of the RRS relates this tilting to the local value of the spatial gradient of the exciton energy. However, numerical simulations make clear that this effect is not due to exciton motion along the strain gradient. In Chapter "Non-Markovian exciton-phonon dynamics" the density matrix theory is numerically solved beyond the Markov approximation for the interaction between excitons and acoustical phonons. The resulting absorption spectrum consists of Lorentzian peaks on top of broader sidebands originating from the non-Markovian coupling. These features are mostly important for the strongly localized states in the low energy side of the spectrum, suggesting a better interpretation of near-field experiments.

AlGaAs/GaAs- und AlGaAs/GaAs/InGaAs-Quantengraben-Strukturen mit dotiertem Kanal sowie modulationsdotierte AlGaAs/InGaAs/GaAs- Heterostrukturen auf Halbleitermaterialien mit hoher Elektronendriftgeschwindigkeit werden erfolgreich zur Herstellung von Mikro-Hall-Bauelementen eingesetzt. Mit Blick auf ihre Eignung als Magnetfeldsensoren werden die Signal-Linearität, die Sensitivität und das Rauschen bei schwachen und starken elektrischen Feldern untersucht. Auch bei höheren elektrischen Feldern von mehr als 1.8 kV/cm zeigen die Bauelemente mit dotiertem Kanal eine ausgezeichnete Linearität des Signals. Magnetische Empfindlichkeiten von bis zu 600 V/A/T werden im Konstantstrombetrieb gemessen. Unter Verwendung eines Si-δ-dotierten pseudomorphen InGaAs-Quantengrabens wird sowohl eine bessere Sensitivität als auch ein besseres Rauschverhalten erzielt als bei homogen dotiertem GaAs-Kanal. Als beste Signal-Rausch-Empfindlichkeit wird ein Wert von 138 dB/T erreicht für ein Bauelement von 10·10 µm Fläche (bei 300 K, 100 kHz Messfrequenz und 1 Hz Bandbreite). Da das elektrische Verhalten dieser Strukturen besonders durch die hohen Elektronendriftgeschwindigkeiten bestimmt wird, tritt auch bei hohen elektrischen Feldern bis zu 2.4 kV/cm keine Degradation des Bauelementes auf. Als niedrigste Nachweisgrenze für Magnetfelder wird ein Wert von 127 nT/√Hz bestimmt. Verglichen damit, zeigen die modulationsdotierten Bauelemente von 20·20 µm Größe zwar eine höhere Signal-Rausch-Empfindlichkeit von 141 dB/T bei geringen elektrischen Feldern, die sich aber bei höheren Feldstärken stark verschlechtert. Daher haben die Bauelemente mit dotiertem Kanal und pseudomorph verspanntem InGaAs-Quantengraben unter Ausnutzung hoher Elektronendriftgeschwindigkeit bei hohen elektrischen Feldern einige Vorteile gegenüber den modulationsdotierten Strukturen mit hoher Elektronenbeweglichkeit. Untersuchungen der thermischen Stabilität von Bauelementen mit modulationsdotiertem Quantengraben zeigen, dass eine dicke InGaAs-Schicht (innerhalb fixierter Gesamtdicke des GaAs/InGaAs-Kanals) erforderlich ist, um die parasitäre Parallel-Leitfähigkeit des GaAs-Kanals zu vermeiden. Unter Berücksichtigung dieser Erkenntnis und bei Verwendung eines hohen Dotierungsgrades werden ausgezeichnete Temperaturstabilitäten von 90 ppm/K im Konstantstrombetrieb und 192 ppm/K im Konstantspannungsbetrieb erzielt. Unabhängig davon zeigen optische Untersuchungen mit Photolumineszenz-Spektroskopie und Raman-Streuung einen hohen Fehlordnungsgrad in dünnen InGaAs-Quantengräben, der dagegen für dicke pseudomorphe InGaAs-Schichten vernachlässigbar ist. Daher resultiert eine dickere InGaAs-Schicht nicht nur in einer höheren absoluten magnetischen Sensitivität und besseren thermischen Stabilität, sondern auch in geringerem 1/f-Rauschen als Ergebnis von Leitfähigkeitsfluktuationen. Besondere Anstrengungen werden unternommen zum Einsatz der Rauschspektroskopie tiefer Zentren zur Untersuchung der Qualität von Halbleitervolumina bzw. -schichten. In Kombination mit den Untersuchungen der betriebsstromabhängigen Sensitivität erweist sich diese Methode als am Besten geeignet für die Optimierung von Mikro-Hall-Bauelementen. Der Einfluss der Skalierung des Bauelementes auf seine Charakteristika wie Rauschen und magnetische Empfindlichkeit wird untersucht. Sowohl die Signal-Rausch-Empfindlichkeit als auch die Grenzempfindlichkeit sind größenabhängig. Der Einfluss der Geometrie auf die Verteilung des elektrischen Feldes wird für die Form eines Griechischen Kreuzes durch numerische Rechnungen simuliert und diskutiert. Abgerundete Ecken erweisen sich als am Besten geeignet für die Herstellung hochsensitiver und rauscharmer Mikro-Hall-Bauelemente. / Doped-channel quantum well (QW) AlGaAs/GaAs and AlGaAs/GaAs/InGaAs as well as modulation-doped AlGaAs/InGaAs/GaAs heterostructures based on high electron drift velocity semiconductors are successfully applied to the fabrication of micro-Hall devices. Considering these devices as magnetic sensors, their properties were characterized in terms of signal linearity, sensitivity and noise at low and high electric fields. Even at electric fields higher than 1.8 kV/cm, the doped-channel devices exhibit an excellent signal linearity. Magnetic sensitivities up to 600 V/T/A in current drive mode are measured. The usage of a Si-δ-doped pseudomorphic InGaAs QW results in better sensitivity and noise performance than does uniformly doped GaAs. A maximal signal-to-noise sensitivity (SNS) of 138 dB/T is achieved in 10 μm square size device at 300 K, 100 kHz frequency and 1 Hz bandwidth. Because the performance in these structures is driven in part by the high electron drift velocity, it does not degrade even at high electric fields up to 2.4 kV/cm and corresponds to a lowest detection limit of 127 nT/√Hz. Comparatively, the modulation-doped devices of 20 μm square size exhibit a higher SNS of 141 dB/T at low electric fields, but degrade at higher fields. Thus, the doped-channel pseudomorphically strained InGaAs QW high-velocity devices have several advantages over modulation-doped high-mobility structures at high electric fields. Thermal stability studies of doped-channel QW devices reveal a thick InGaAs layer (within a fixed total thickness of the GaAs/InGaAs channel) necessary to avoid the parasitic parallel conductivity in GaAs channel. Using this result and a high doping level, superior temperature stabilities of 90 ppm/K in the current drive mode and 192 ppm/K in the voltage drive mode are attained. Independently, optical studies like photoluminescence and Raman scattering reveal a high degree of disorder in thin InGaAs QWs, being negligible for thick pseudomorphic InGaAs layers. Hence, a thick InGaAs layer causes not only a higher absolute magnetic sensitivity and a better thermal stability, but also lower 1/f noise being a result of conductivity fluctuations. Special effort is devoted to the application of deep level noise spectroscopy as a very sensitive probe for semiconductor bulk and layer quality. Combined with supply-current-related sensitivity studies, this method is most suitable for micro-Hall device optimization. The effect of device scaling on device characteristics like noise and absolute magnetic sensitivity is studied. Both the SNS and detection limit are shown as size-dependent. Additionally, geometry effects on the electric field distribution for Greek cross shapes are simulated by numerical calculations and discussed. Rounded corners appear as most appropriate for the fabrication of highly sensitive low-noise micro-Hall devices.

Im Rahmen der vorliegenden Arbeit wurden planare und drahtförmige Heterostrukturen (HS) mit ZnO- und ZnCdO-Quantengräben bezüglich ihrer Lumineszenz untersucht. Die Proben wurden mit der gepulsten Laserabscheidung (PLD) hergestellt. Bei ZnO-basierten drahtförmigen HS mit Durchmessern im Mikro- und Nanometer-Bereich handelt es sich um vielversprechende Kandidaten für miniaturisierte optoelektronische Bauelemente. Da es für viele Anwendungen notwendig ist, dass die Emission des Quantengrabens (QW) in einem breiten Spektralbereich eingestellt werden kann, muss die ZnO-Bandlücke möglichst stark verändert werden können. Durch ZnCdO und MgZnO ist dies möglich. Durch eine Optimierung der Abscheideparameter wurde der für PLD erreichte maximale Cd-Gehalt signifikant auf 0,25 erhöht. Große Mg-Gehalte konnten schon vor der Forschung zur vorliegenden Arbeit mit der PLD realisiert werden. Die planaren HS mit ZnO-Quantengräben wurden vorrangig bezüglich Ihrer Lumines-zenzeigenschaften untersucht. Aufgrund der Orientierung der QW sollten diese zusätzlich zum Quantum-Confinement Effekt den Quantum-Confined Stark Effect (QCSE) zeigen. Der QCSE wurde durch zeitabhängige und anregungsabhängige Lumineszenzmessungen nachgewiesen. In den Mikrodraht (µW)- bzw. Nanodraht (NW)-HS mit ZnO-QW wurde die Emission zwischen 3,4 eV und 3,6 eV bzw. 3,4 eV und 3,7 eV eingestellt. Um HS mit ZnCdO-QW herstellen zu können, war es notwendig, die strukturellen und optischen Eigenschaften sowie die elektronische Struktur von ZnCdO-Dünnfilmen zu untersuchen. Durch einen hohen Cd-Gehalt von 0,25 war es möglich, die Bandlücken-energie um 0,8 eV zu verringern. In planaren HS wurde ZnO bzw. MgZnO als Barriere verwendet und die QW-Emission zwischen 2,5 eV und 3,1 eV bzw. 2,5 eV und 3,65 eV eingestellt. Es wurde untersucht, ob für HS mit ZnCdO-QW ein QCSE auftritt. Die experimentellen Energien wurden dazu mit berechneten Werten verglichen, die mithilfe einer Effektiv-Masse-Näherung und dem Modell eines endlich tiefen Potentialtopfes bestimmt wurden. In entsprechenden µW- bzw. NW-HS wurde die QW-Emission infolge des Quantum-Confinement Effektes zwischen 2,7 eV und 3,1 eV bzw. 2,5 eV und 3,4 eV variiert. Da es für die Anwendung von µW- und NW-HS wichtig ist, dass diese eine homogene QW-Emission zeigen, wurde deren spektrale Position entlang der Struktur und für die verschiedenen Facetten der hexagonalen Drähte untersucht. Die Homogenität der Emission ist für die µW-HS kleiner als für die NW-HS.:I Einleitung 1 II Grundlagen 5 1 Kristall- und Bandstruktur der verwendeten Materialien 7 1.1 Kristallstruktur . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . 7 1.2 Bandstruktur und effektive Massen . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . 9 1.3 ZnO-basierte Mikro- und Nanostrukturen . . . . . . . . . . . . . . . . . 14 2 Lumineszenz 17 2.1 Band-Band-Übergänge . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . 18 2.2 Exzitonen . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . 18 2.3 Exziton-Polaritonen . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . 19 2.4 Lumineszenz von ZnO-Dünnfilmen und -Einkristallen . . . . . . . . . . . 21 2.5 Lumineszenz von ZnO-Mikro- und ZnO-Nanostrukturen . . . . . . . . . 25 2.6 Lumineszenz von ternären Halbleitern . . . . . . . . . . . . . . . . . . . 27 3 Quantengrabenstrukturen 29 3.1 Energieniveaus im Quantengraben . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . 30 3.2 Exzitonenbindungsenergie . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . 33 3.3 Quantum-Confined Stark Effect . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . 35 4 Hexagonale Resonatoren 43 4.1 Fabry-Pérot- und WGM-Resonatoren . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . 43 4.2 Brechungsindex . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . 47 III Experimentelle Methoden 51 5 Proben 53 5.1 Herstellungsmethoden . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . 53 5.2 Probenherstellung . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . 56 6 Untersuchungsmethoden 61 6.1 Strukturelle Charakterisierung . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . 61 6.2 Optische Charakterisierung und Charakterisierung der elektronischen Struktur . . . . . . . 65 IV Ergebnisse und Diskussion 69 7 Heterostrukturen mit ZnO-Quantengräben 71 7.1 Planare Heterostrukturen . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . 71 7.2 Mikrodraht-Heterostrukturen . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . 85 7.3 Nanodraht-Heterostrukturen . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . 93 8 ZnCdO/ZnO-Doppelheterostrukturen 103 8.1 Lumineszenzeigenschaften . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . 103 8.2 Tempern und thermische Stabilität . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . 115 9 Heterostrukturen mit ZnCdO-Quantengräben 123 9.1 ZnCdO-Dünnfilme . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . 123 9.2 Planare ZnCdO/ZnO-Multiquantengrabenstrukturen . . . . . . . . . . . 133 9.3 Planare ZnCdO/MgZnO-Quantengrabenstrukturen . . . . . . . . . . . . 151 9.4 Mikrodraht-Heterostrukturen . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . 163 9.5 Nanodraht-Heterostrukturen . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . 169 Zusammenfassung und Ausblick 179 V Anhang 185 Ausheizen eines Niedrigtemperatur-ZnO-Dünnfilmes 187 Abkürzungsverzeichnis 191 Eigene Veröffentlichungen 193 Eigene Tagungsbeiträge 195 Literaturverzeichnis 197 Danksagung 210 Selbstständigkeitserklärung 211 Lebenslauf 213

Selbstorganisierte InAs Nanostrukturen in InP, wie Quantendrähte, Quantenpunkte, und Quantengräben als Referenz, werden bezüglich ihres Wachstums, ihrer Struktur, optischen Eigenschaften und Transporteigenschaften untersucht. Das Stranski-Krastanov Wachstum der Nanostrukturen auf exakt orientiertem und vizinalem InP(001) wird mittels Gasquellen-Molekularstrahlepitaxie untersucht. Ich zeige, dass die Missorientierung des vizinalen InP, weitestgehend unabhängig von den Wachstumsparametern, den Nanostrukturtyp definiert. Optische Polarisation der Interbandübergänge (im 1.55 Mikrometer Bereich) aufgrund des Nanostrukturtyps wird mittels Photolumineszenz- und Transmissionsspektroskopie wird nachgewiesen. Die experimentell unaufwändige 4-Kontakt van der Pauw Hall Messung wird erweitert, um anisotrope Transporteigenschaften zu bestimmen. Der Ladungstägertransport in einer Schicht dicht gepackter, lateral gekoppelter InAs Nanostrukturen ist stark anisotrop mit der Hochbeweglichkeitsrichtung [-110], was parallel zur Richtung der Quantendrähte ist. Die maximalen Anisotropien übersteigen 30 für Elektronen und 100 für Löcher. Die extreme Anisotropie im Falle der Löcher basiert auf diffusem Transport in der [-110], und Hoppingtransport in der [110] direction. Die Elektronenbeweglichkeit bei niedrigen Temperaturen wird duch Grenzflächenrauhigkeitsstreuung in der [110] direction, und Streuung an entfernten Störstellen in der [-110] dominiert. Im Kontext gekoppelter Nanostrukturen, zeige ich, dass die Transportanisotropie auf anisotroper Tunnelkopplung zwischen benachbarten Nanostrukturen beruht, und weniger durch die Form der Nanostruktur bestimmt wird. Transport im Quanten-Hall Regime, und die Schwache Lokalisierung werden untersucht. Ein neuartiges Baulelement basierend auf Gate-konrollierter Transportanisotropie wird vorgeschlagen. Es wird gezeigt, dass modulationsdotierte InAs Quantendrähte für eine Implementierung des Bauelements geeignet sind. / Self-assembled InAs nanostructures in InP, comprising quantum wires, quantum dots, and quantum wells as reference, are studied in terms of their formation, structural properties, optical properties, and anisotropic transport properties. The Stranski-Krastanov growth of InAs nanostructures is studied by gas-source molecular beam epitaxy on both nominally oriented and vicinal InP(001). I demonstrate that the off-cut direction of vicinal substrates - largely independent of growth conditions - determines the nanostructure type. Optical polarization of the interband transitions (in the 1.55 micron wavelength range) arising from the nanostructure type is demonstrated by photoluminescence and transmission spectroscopy. The experimentally convenient four-contact van der Pauw Hall measurement is extended to yield the anisotropic transport properties. The in-plane transport in large ensembles of closely spaced, laterally coupled InAs nanostructures is highly anisotropic with the high-mobility direction [-110], which is parallel to the direction of the quantum wires. The maximum anisotropies exceed 30 for electrons, and 100 for holes. The extreme anisotropy for holes is due to diffusive transport in the [-110], and hopping transport in the [110] direction. The principal electron mobilities at low temperature are dominated by interface roughness scattering in the [110] direction, and by remote impurity scattering in the [-110] direction. In the context of coupled nanostructure, I demonstrate that the transport anisotropy results from directionally anisotropic tunnel coupling between adjacent nanostructures rather than from the nanostructure shape anisotropy. The Quantum-Hall regime, and the weak-localization contribution to conductivity is studied. A novel 5-terminal electronic switching device based on gate-controlled transport anisotropy is proposed. Modulation-doped InAs/InP quantum wires are demonstrated to be a candidate for implementation of the device.

In der vorliegenden Arbeit wird das Hauptaugenmerk auf die Untersuchung der Auswirkungen einer Modifikation der zugänglichen Prozessparameter auf die funktionalen Eigenschaften oxidischer Dünnfilme während der gepulsten Laserabscheidung (PLD) gelegt. Der erste Teil der Arbeit stellt die Herstellung von BaTiO3/SrTiO3-Mehrfach-Heterostrukturen auf thermisch und chemisch vorbehandelten SrTiO3-Substraten mittels gepulster Laserabscheidung (PLD) vor. Die zugängliche in-situ Wachstumskontrolle durch ein reflection high-energy electron diffraction (RHEED)-System ermöglicht es die Wachstumsprozesse in Echtzeit zu überwachen. Angestrebt wird ein stabiler zwei-dimensionaler Wachstumsmodus, der neben glatten Grenzflächen auch eine hohe Dünnfilmqualität ermöglicht. Es wird erstmals die prinzipielle Anwendbarkeit von BaTiO3/SrTiO3-Heterostrukturen als Bragg-Spiegel aufgezeigt. Für BaTiO3- sowie SrTiO3-Dünnfilme wurden die PLD-Parameter Substrattemperatur, Sauerstoffpartialdruck, Energiedichte des Lasers sowie Flussdichte der Teilchen variiert und die Auswirkungen auf die strukturellen, optischen und Oberflächeneigenschaften mittels Röntgendiffraktometrie (XRD), spektraler Ellipsometrie (SE) und Rasterkraftmikroskopie (AFM) beleuchtet. Im zweiten Teil werden ZnO/MgxZn1−xO-Quantengrabenstrukturen hetero- und homoepitaktisch auf thermisch vorbehandelten a-Saphir- respektive m- und a-orientierten ZnO-Einkristallen vorgestellt. Die Realisierung eines zwei-dimensionalen „layer-by-layer“ Wachstumsmodus wird für die Quantengrabenstrukturen aufgezeigt. Die Quantengrabenbreite lässt sich aus beobachteten RHEED-Oszillationen exakt bestimmen. Ein Vergleich zwischen, mittels Photolumineszenz gemessenen Quantengrabenübergangsenergien als Funktion der Grabenbreite mit theoretisch ermittelten Werten wird vorgestellt, wobei der Unterschied zwischen polaren und nicht-polaren Strukturen mit Blick auf eine Anwendung aufgezeigt wird. Für c-orientierte ZnO-Dünnfilme wird das Wachstum im Detail untersucht und ein alternativer Abscheideprozess im so genannten Intervall PLD-Verfahren vorgestellt. Die Verifizierung der theoretischen Prognose einer ferromagnetischen Ordnung mit einer Curie-Temperatur oberhalb Raumtemperatur (RT) für kubische, Mangan stabilisierte Zirkondioxid (MnSZ)-Dünnfilme stellt den dritten Teil der Arbeit dar. Die strukturellen Eigenschaften der Dünnfilme werden mittels XRD, AFM sowie Transmissionselektronenmikroskopie (TEM) untersucht. Die Bedingungen einer erfolgreichen Stabilisierung der kubischen Kristallphase durch den Einbau von Mn wird aufgezeigt. Mittels Röntgenphotoelektronenspektroskopie (XPS) sowie Elektronenspinresonanz (EPR) wird der Ladungszustand der, in der Zirkondioxidmatrix eingebauten, Mn-Ionen ermittelt. Die elektrischen Eigenschaftenwerden durch Strom-Spannungsmessungen(IU) sowie der Leitungstyp durch Seebeck-Effekt Messungen charakterisiert. Zur Erhöhung der Leitfähigkeit werden die MnSZ Dünnfilme in verschiedenen Atmosphären thermisch behandelt und Veränderungen durch IU-Messungen aufgezeigt. Ergebnisse von optischen Untersuchungen mittels Transmissionsmessungen und KL werden präsentiert. Superconducting quantum interference device (SQUID)-Magnetometrie wird zur Charakterisierung der magnetischen Eigenschaften genutzt. Magnetische Ordnungen im Bereich zwischen 5 K ≤ T ≤ 300 K werden untersucht und der Einfluss von Defekten sowie einer thermischen Behandlung in verschiedenen Atmosphären auf die magnetischen Eigenschaften diskutiert.

In der vorliegenden Arbeit wird das Hauptaugenmerk auf die Untersuchung der Auswirkungen einer Modifikation der zugänglichen Prozessparameter auf die funktionalen Eigenschaften oxidischer Dünnfilme während der gepulsten Laserabscheidung (PLD) gelegt. Der erste Teil der Arbeit stellt die Herstellung von BaTiO3/SrTiO3-Mehrfach-Heterostrukturen auf thermisch und chemisch vorbehandelten SrTiO3-Substraten mittels gepulster Laserabscheidung (PLD) vor. Die zugängliche in-situ Wachstumskontrolle durch ein reflection high-energy electron diffraction (RHEED)-System ermöglicht es die Wachstumsprozesse in Echtzeit zu überwachen. Angestrebt wird ein stabiler zwei-dimensionaler Wachstumsmodus, der neben glatten Grenzflächen auch eine hohe Dünnfilmqualität ermöglicht. Es wird erstmals die prinzipielle Anwendbarkeit von BaTiO3/SrTiO3-Heterostrukturen als Bragg-Spiegel aufgezeigt. Für BaTiO3- sowie SrTiO3-Dünnfilme wurden die PLD-Parameter Substrattemperatur, Sauerstoffpartialdruck, Energiedichte des Lasers sowie Flussdichte der Teilchen variiert und die Auswirkungen auf die strukturellen, optischen und Oberflächeneigenschaften mittels Röntgendiffraktometrie (XRD), spektraler Ellipsometrie (SE) und Rasterkraftmikroskopie (AFM) beleuchtet. Im zweiten Teil werden ZnO/MgxZn1−xO-Quantengrabenstrukturen hetero- und homoepitaktisch auf thermisch vorbehandelten a-Saphir- respektive m- und a-orientierten ZnO-Einkristallen vorgestellt. Die Realisierung eines zwei-dimensionalen „layer-by-layer“ Wachstumsmodus wird für die Quantengrabenstrukturen aufgezeigt. Die Quantengrabenbreite lässt sich aus beobachteten RHEED-Oszillationen exakt bestimmen. Ein Vergleich zwischen, mittels Photolumineszenz gemessenen Quantengrabenübergangsenergien als Funktion der Grabenbreite mit theoretisch ermittelten Werten wird vorgestellt, wobei der Unterschied zwischen polaren und nicht-polaren Strukturen mit Blick auf eine Anwendung aufgezeigt wird. Für c-orientierte ZnO-Dünnfilme wird das Wachstum im Detail untersucht und ein alternativer Abscheideprozess im so genannten Intervall PLD-Verfahren vorgestellt. Die Verifizierung der theoretischen Prognose einer ferromagnetischen Ordnung mit einer Curie-Temperatur oberhalb Raumtemperatur (RT) für kubische, Mangan stabilisierte Zirkondioxid (MnSZ)-Dünnfilme stellt den dritten Teil der Arbeit dar. Die strukturellen Eigenschaften der Dünnfilme werden mittels XRD, AFM sowie Transmissionselektronenmikroskopie (TEM) untersucht. Die Bedingungen einer erfolgreichen Stabilisierung der kubischen Kristallphase durch den Einbau von Mn wird aufgezeigt. Mittels Röntgenphotoelektronenspektroskopie (XPS) sowie Elektronenspinresonanz (EPR) wird der Ladungszustand der, in der Zirkondioxidmatrix eingebauten, Mn-Ionen ermittelt. Die elektrischen Eigenschaftenwerden durch Strom-Spannungsmessungen(IU) sowie der Leitungstyp durch Seebeck-Effekt Messungen charakterisiert. Zur Erhöhung der Leitfähigkeit werden die MnSZ Dünnfilme in verschiedenen Atmosphären thermisch behandelt und Veränderungen durch IU-Messungen aufgezeigt. Ergebnisse von optischen Untersuchungen mittels Transmissionsmessungen und KL werden präsentiert. Superconducting quantum interference device (SQUID)-Magnetometrie wird zur Charakterisierung der magnetischen Eigenschaften genutzt. Magnetische Ordnungen im Bereich zwischen 5 K ≤ T ≤ 300 K werden untersucht und der Einfluss von Defekten sowie einer thermischen Behandlung in verschiedenen Atmosphären auf die magnetischen Eigenschaften diskutiert.:Inhaltsverzeichnis 1. Einleitung . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . 4 2. Grundlagen . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . 9 2.1. Thermodynamische Grundlagen . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . 9 2.1.1. Konzept der Übersättigung . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . 9 2.1.2. Beschreibung der Grenz- bzw. Oberfläche . . . . . . . . . . . . . . 10 2.2. Keimbildung . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . 12 2.2.1. Thermodynamische Grundlagen der Keimbildung . . . . . .. . . . 12 2.2.2. Atomistische Beschreibung der Keimbildung . . . . . . . . . . . . . 14 2.3. Besonderheiten der Schichtbildung in Homo- und Heteroepitaxie 16 2.3.1. Homoepitaxie . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . 16 2.3.2. Heteroepitaxie . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . 18 2.4. Wachstumskinetik in der gepulsten Laserabscheidung . . . . . . . 19 3. Experimentelle Details 21 3.1. Probenherstellung – Gepulste Laser Abscheidung (PLD) . . . . . . 21 3.1.1. Allgemeine Grundlagen der PLD . . . . . . . .. . . . . . . . . . . . . . . . 21 3.1.2. Reflection high-energy electron diffraction . . . . . . . . . . . . . . . 23 3.1.3. PLD-Kammer mit in-situ RHEED . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . 27 3.1.4. PLD-Kammer ohne in-situ RHEED . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . 28 3.2. Strukturelle und chemische Charakterisierung . . . . . . . . . . . . . 29 3.2.1. Röntgendiffraktometrie . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . 29 3.2.2. Rasterkraftmikroskopie . . . . . . . . .. . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . 31 3.2.3. Transmissionselektronenmikroskopie . . . . . . . . . . . . . . . . . . . 33 3.2.4. Energiedispersive Röntgenspektroskopie . . . . . . . . . . . . . . . . 33 3.2.5. Rutherford-Rückstreuspektrometrie und Partikel-induzierte Röntgenemission . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . 34 3.2.6. Röntgenphotoelektronenspektroskopie . . . . . . . . . . . . . . . . . . 34 3.3. Optische Charakterisierung . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . 35 3.3.1. Transmissionsmessungen . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . 35 3.3.2. Lumineszenzmessungen . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . 36 3.3.3. Spektroskopische Ellipsometrie . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . 37 3.3.4. Raman-Streuung . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . 37 3.4. Magnetische Charakterisierung . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . 39 3.4.1. Messungen der Magnetisierung mit einem SQUID-Magnetometer . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . .. . . . . . . 39 3.4.2. Elektronenspinresonanz . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . 40 3.5. Elektrische Charakterisierung . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . 41 3.5.1. Strom-Spannungs-Messungen . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . 41 3.5.2. Seebeck Effekt Messungen . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . 41 4. Die Herstellung und Charakterisierung von BaTiO3/SrTiO3-Bragg-Spiegeln mittels PLD . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . 43 4.1. Einführung . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . 43 4.2. Bragg-Spiegel . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . 44 4.3. Die Materialien Strontiumtitanat und Bariumtitanat . . . . . . . . . . 45 4.3.1. Kristallstruktur . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . 45 4.3.2. Substrateigenschaften . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . 46 4.4. Epitaktische BaTiO3-Dünnfilme . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . 47 4.4.1. Heteroepitaktische BaTiO3-Dünnfilme auf SrTiO3 (001)-Substraten . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . 47 4.4.2. Initiale Wachstumsphasen von BaTiO3-Dünnfilmen auf SrTiO3 (001)-Substraten . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . 53 4.4.3. Auswirkung der PLD-Abscheideparameter auf epitaktische BaTiO3-Dünnfilme . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . .60 4.4.4. Veränderung der optischen Konstanten durch die Modifikation der PLD-Abscheideparameter . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . 69 4.5. Epitaktische SrTiO3-Dünnfilmen . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . 70 4.6. Abscheidung von BaTiO3/SrTiO3-Bragg-Spiegel . . . . . . . . . . . . . 73 4.6.1. BaTiO3/SrTiO3-Einfach–Heterostrukturen . . . . . . . . . . . . . . . . 73 4.6.2. BaTiO3/SrTiO3-Mehrfach–Heterostrukturen . . . . . . . . . . . . . . . 78 4.6.3. BaTiO3/SrTiO3-Bragg-Spiegel . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . 80 4.6.4. Abschlussbemerkungen . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . 85 5. Die Herstellung und Charakterisierung von ZnO/MgxZn1−xO-Quantengräben mittels PLD . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . 87 5.1. Einführung . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . 87 5.2. Die Materialien ZnO und MgxZn1−xO . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . 88 5.2.1. ZnO . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . 88 5.2.2. MgxZn1−xO . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . 88 5.3. Quantengrabenstrukturen . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . 89 5.3.1. Exzitonen im Zinkoxid . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . 91 5.3.2. Quantum-Confined Stark Effect . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . 91 5.4. Die Abscheidung von ZnO- und MgxZn1−xO-Dünnfilmen mittels PLD . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . 92 5.4.1. Heteroepitaktische Abscheidung von ZnO- und MgxZn1−xO-Dünnfilmen auf a-Saphir-Substraten . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . 93 5.4.2. Homoepitaktische Abscheidung von ZnO- und MgxZn1−xO-Dünnfilmen auf verschiedenen ZnO-Substraten . . . . . . . . . . . . . . . . 106 5.5. Die Herstellung von ZnO/MgxZn1−xO-Quantengrabenstrukturen auf verschiedenen Substraten . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . 129 5.5.1. Heteroepitaktische Quantengrabenstrukturen auf a-Saphir-Substraten . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . 130 5.5.2. Anmerkungen zu homoepitaktischen Quantengrabenstrukturen abgeschieden auf c-ZnO-Substraten . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . 143 5.5.3. Homoepitaktischen Quantengrabenstrukturen abgeschieden auf nicht-polaren ZnO-Substraten . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . 144 5.5.4. Abschlussbemerkungen . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . 152 6. Die Herstellung und Charakterisierung von Mangan stabilisierten Zirkondioxid als potentieller verdünnter magnetischer Halbleiter mittels PLD . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . 155 6.1. Einführung . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . 155 6.2. Theoretische Grundlagen . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . 156 6.2.1. Spintronik . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . 156 6.2.2. Verdünnte magnetische Halbleiter . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . 158 6.2.3. Ferromagnetische Kopplung in verdünnten magnetische Halbleitern . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . 159 6.3. Mangan stabilisiertes Zirkondioxid als möglicher DMS . . . . . . . . 162 6.4. Das Material Zirkondioxid . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . 164 6.4.1. Die Phasen des Zirkondioxids . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . 164 6.5. Substrateigenschaften von (001) und (111) orientiertem Yttrium stabilisierten Zirkondioxid . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . 166 6.6. Untersuchungen an Mangan stabilisierten Zirkondioxid Dünnfilmen . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . .176 6.6.1. Strukturelle und chemische Charakterisierung . . . . . . . . . . . . 177 6.6.2. Analyse der unterschiedlichen Phasen im Mangan stabilisierten Zirkondioxid . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . .190 6.6.3. Elektrische und optische Charakterisierung . . . . . . . . . . . . . . 203 6.6.4. Magnetische Charakterisierung von Mangan stabilisiertem Zirkondioxid . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . .210 6.6.5. Magnetische Charakterisierung von nominell undotiertem Zirkondioxid . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . .221 6.6.6. MnSZ-Mehrfach-Heterostrukturen . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . 224 6.6.7. Einfluss einer thermischen Behandlung auf die magnetischen Eigenschaften . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . .227 6.6.8. Zusammenfassung der Messergebnisse . . . . . . . . . . . . . . . . 232 6.7. Abschlussbemerkung . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . 234 7. Zusammenfassung und Ausblick . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . 237 8. Literaturverzeichnis . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . 245 A. Symbole und Abkürzungen . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . 275 B. Liste der Veröffentlichungen . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . 281 C. Danksagung . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . 283 D. Curriculum Vitae . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . .286 E. Selbstständigkeitserklärung . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . 287