The following thesis demonstrates two isotope tracing experiments that measure oxygen transport through electrochemically polarized solid oxides. Cathode-symmetric ‘button’ cells with yttria stabilized zirconia(YSZ) electrolytes and either strontium doped lanthanum manganate(LSM) or composite LSM/YSZ cathodes were studied. The first experiment measured the residence time distributions(RTD) of 34O2. The measured RTDs were compared at different temperatures(700-800°C) and applied potentials(-2 to -8V). Comparisons with simulated RTDs revealed that oxygen transport was laterally heterogeneous. Delamination of the counter electrode is likely the source of the heterogeneity. The second experiment measured a wave of 18O by exposing an interior cross section and applying ToF-SIMS analysis. A depth profile was produced that spans the cathode and electrolyte interface. The depth profile was compared with a variety of limiting oxygen activation scenarios predicted by a simple 1-D model. Comparisons demonstrated that oxygen activation is likely not restricted to the cathode and electrolyte interface.

The following thesis demonstrates two isotope tracing experiments that measure oxygen transport through electrochemically polarized solid oxides. Cathode-symmetric ‘button’ cells with yttria stabilized zirconia(YSZ) electrolytes and either strontium doped lanthanum manganate(LSM) or composite LSM/YSZ cathodes were studied. The first experiment measured the residence time distributions(RTD) of 34O2. The measured RTDs were compared at different temperatures(700-800°C) and applied potentials(-2 to -8V). Comparisons with simulated RTDs revealed that oxygen transport was laterally heterogeneous. Delamination of the counter electrode is likely the source of the heterogeneity. The second experiment measured a wave of 18O by exposing an interior cross section and applying ToF-SIMS analysis. A depth profile was produced that spans the cathode and electrolyte interface. The depth profile was compared with a variety of limiting oxygen activation scenarios predicted by a simple 1-D model. Comparisons demonstrated that oxygen activation is likely not restricted to the cathode and electrolyte interface.

By an improved understanding of Mg-doped GaN through an exhaustive review of current limitations, increased control over the material was achieved by addressing several of these issues. To address the issues of the memory effect, low sticking coefficient and high vapor pressure of Mg, a new Mg dopant source was implemented, characterized and modeled for p-type doping of GaN. The device enhanced the sticking coefficient of Mg by energizing the outgoing Mg flux, and also allowed the first reported demonstration of an abrupt junction between two non-zero Mg concentrations and a graded Mg-doped GaN film. The significant compensation of Mg acceptors at high dopant concentrations was used advantageously to develop a new ex situ resistivity analysis technique using the energy distributions of SIMS to characterize doping of buried layers. The new technique was used to identify the barrier between conductive and resistive Mg doping for increased Mg concentration, which was then used to optimize Mg-doped GaN. Because Mg doping exhibits a dependence upon the growth regime, a new growth and regime characterization technique was developed using specific RHEED intensity responses to repeat growth conditions. During the development of this technique, a new surface kinetics growth model for III-nitrides was discovered based on DMS observations, which suggests preferential buildup of the metal bilayer before growth begins with an unfamiliar cation-anion exchange process initially upon metal shutter opening. Using the new RHEED growth and regime characterization technique, a new growth technique called metal modulated epitaxy (MME) was developed to increase repeatability, uniformity and smoothness. The MME technique was enhanced with a closed-loop control using real-time feedback from RHEED transients to control shutter transitions. This enhancement, called smart shuttering, led to improved growth rate and further improvement of surface roughness and grain size, which were repeatable within low percentages. Effects of smart-shuttering MME were observed with Si, Mg and In during GaN growths. Repeatable Mg-doped GaN was achieved with a variation of less than 8%, and a peak hole carrier concentration of 4.7E18 cm^-3.

The thermal stability of p-type CdTe crystals by using conductivity and Hall-effect measurements have been studied at room and slightly increased temperatures. It was observed that thermal changes often implicate an anomalous behavior of the hole density characterized by reversible decrease/increase in a heating/cooling regime. This anomaly was explained by a transfer of fast diffusing donors between Te inclusions and the bulk of the sample. Sodium and potassium were determined by the Secondary Ion Mass Spectroscopy (SIMS) as the most probable diffusing species. To verify this behavior samples were also treated in saturated NaCl solution for different time intervals in order to examine the influence of the oxide layer and sodium on the surface of the sample. To determine the structure of the surface the sample was characterized by ellipsometric and X-ray photoelectron spectroscopy (XPS) and SIMS. Very low determined diffusion coefficient of Na was explained by trapping of Na in Cd sublattice

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Aufgrund der höheren elektrischen Leitfähigkeit und des größeren Widerstandes gegen Elektromigration im Vergleich zum Aluminium wird seit einigen Jahren Kupfer als Leitbahnmaterial in der Mikroelektronik eingesetzt. Da Kupfer jedoch eine hohe Beweglichkeit in den für die Halbleitertechnologie relevanten Werkstoffen aufweist, sind zur Verhinderung einer Diffusion effektive Barrieren notwendig. Dabei muss die u. a. geforderte hohe thermische Stabilität der Barrierematerialien auch im Zuge der fortschreitenden Miniaturisierung der mikroelektronischen Bauelemente und damit der Reduzierung der Barriereschichtdicken sichergestellt sein. Im Rahmen der Arbeit wurden mittels Magnetron-Sputtern neben Ta- und TaN-Einfachschichten sowie Ta-TaN-Mehrfachschichten auch Ta-Si-N-Einfachschichten jeweils mit und ohne Cu-Metallisierung sowohl auf blanke als auch auf thermisch oxidierte Si-Scheiben abgeschieden. Die Dicken der Barriereeinzelschichten und die der Cu-Schichten betrugen 10 nm bzw. 50 nm. Die Beurteilung der Barrierestabilität sowie die Charakterisierung der Ausfallmechanismen erfolgten nach Wärmebehandlungen durch den kombinierten Einsatz von Röntgenstreumethoden, spektroskopischen sowie mikroskopischen Analyseverfahren. In Abhängigkeit von ihrer Zusammensetzung und damit von der Mikrostruktur im Ausgangszustand finden für die zwischen Kupfer und SiO2 abgeschiedenen Diffusionsbarrieren unterschiedliche Prozesse während thermischer Belastungen statt. Bei den mehrstufigen Ta-TaN-Barrieren setzt bereits bei T = 300 °C eine Umverteilung von Stickstoff ein, die bei T = 500 °C in der Bildung von Ta2N-Kristalliten resultiert. Im Fall der Ta-Si-N-Barrieren führt die vorhandene Cu-Metallisierung zu einer an der Cu/Barriere-Grenzfläche beginnenden Kristallisation. Dabei hängen sowohl deren Einsatzzeitpunkt während einer bei konstanter Temperatur durchgeführten Wärmebehandlung als auch das entstehende Kristallisationsprodukt von der Barrierezusammensetzung ab. Im Zuge der Kristallisation erfolgt die vollständige Zerstörung der ursprünglichen Schichtintegrität, so dass Kupfer in unmittelbaren Kontakt zum SiO2-Substrat gelangt. Der sensitive Nachweis einer Cu-Diffusion durch die Barriere erfolgte einerseits durch die Charakterisierung von Cu/Barriere/SiO2/Si-Systemen mit Hilfe spurenanalytischer Methoden und andererseits durch die Untersuchung von Proben mit geändertem Aufbau. Durch Abscheidung der Barrieren zwischen Kupfer und Silizium ist mittels Röntgenbeugung die nach Diffusion von Cu-Atomen ins Substrat einsetzende Bildung von Cu3Si detektierbar. Mit den kritischen Temperaturen für die Bildung dieses Kupfersilizids erfolgte die vergleichende Bewertung der thermischen Stabilitäten der Barrieren. Werden die dünnen Ta-basierten Schichten zusätzlich bezüglich ihres spezifischen elektrischen Widerstandes beurteilt, so stellt sich eine Ta56Si19N25-Diffusionsbarriere als am geeignetsten für den Einsatz in Cu-Metallisierungssystemen heraus. Die mikrostrukturellen Untersuchungen gestatten Aussagen zu den Versagensmechanismen der einzelnen Barrieren. Für die Ta-TaN-Mehrfachschichten wird durch die einsetzende Stickstoffumverteilung und die sich anschließende Ta2N-Bildung bereits frühzeitig die stabile Mikrostruktur der TaN-Schicht zerstört. Während für Ta-Si-N-Schichten mit einem N-Gehalt von bis zu 25 at.% eine Cu-Diffusion ins Substrat erst nach vorzeitiger Barrierekristallisation beobachtet wird, erfolgt sie im Fall der stickstoffreichen Ta-Si-N-Barrieren in einem Zustand, für den mittels Röntgenbeugung eine Kristallisation noch nicht nachweisbar ist. Die Untersuchung der Abhängigkeit der sich während des Cu-Schichtwachstums bzw. einer nachträglichen Wärmebehandlung ausbildenden Cu-Texturkomponenten von der chemischen Zusammensetzung der Unterlage erfolgte mittels röntgenographischer Texturanalyse. Zur Diskussion der beobachteten Vorzugsorientierungen wurde das Modell des zweidimensionalen Kornwachstums in dünnen Schichten herangezogen.

Aufgrund der höheren elektrischen Leitfähigkeit und des größeren Widerstandes gegen Elektromigration im Vergleich zum Aluminium wird seit einigen Jahren Kupfer als Leitbahnmaterial in der Mikroelektronik eingesetzt. Da Kupfer jedoch eine hohe Beweglichkeit in den für die Halbleitertechnologie relevanten Werkstoffen aufweist, sind zur Verhinderung einer Diffusion effektive Barrieren notwendig. Dabei muss die u. a. geforderte hohe thermische Stabilität der Barrierematerialien auch im Zuge der fortschreitenden Miniaturisierung der mikroelektronischen Bauelemente und damit der Reduzierung der Barriereschichtdicken sichergestellt sein. Im Rahmen der Arbeit wurden mittels Magnetron-Sputtern neben Ta- und TaN-Einfachschichten sowie Ta-TaN-Mehrfachschichten auch Ta-Si-N-Einfachschichten jeweils mit und ohne Cu-Metallisierung sowohl auf blanke als auch auf thermisch oxidierte Si-Scheiben abgeschieden. Die Dicken der Barriereeinzelschichten und die der Cu-Schichten betrugen 10 nm bzw. 50 nm. Die Beurteilung der Barrierestabilität sowie die Charakterisierung der Ausfallmechanismen erfolgten nach Wärmebehandlungen durch den kombinierten Einsatz von Röntgenstreumethoden, spektroskopischen sowie mikroskopischen Analyseverfahren. In Abhängigkeit von ihrer Zusammensetzung und damit von der Mikrostruktur im Ausgangszustand finden für die zwischen Kupfer und SiO2 abgeschiedenen Diffusionsbarrieren unterschiedliche Prozesse während thermischer Belastungen statt. Bei den mehrstufigen Ta-TaN-Barrieren setzt bereits bei T = 300 °C eine Umverteilung von Stickstoff ein, die bei T = 500 °C in der Bildung von Ta2N-Kristalliten resultiert. Im Fall der Ta-Si-N-Barrieren führt die vorhandene Cu-Metallisierung zu einer an der Cu/Barriere-Grenzfläche beginnenden Kristallisation. Dabei hängen sowohl deren Einsatzzeitpunkt während einer bei konstanter Temperatur durchgeführten Wärmebehandlung als auch das entstehende Kristallisationsprodukt von der Barrierezusammensetzung ab. Im Zuge der Kristallisation erfolgt die vollständige Zerstörung der ursprünglichen Schichtintegrität, so dass Kupfer in unmittelbaren Kontakt zum SiO2-Substrat gelangt. Der sensitive Nachweis einer Cu-Diffusion durch die Barriere erfolgte einerseits durch die Charakterisierung von Cu/Barriere/SiO2/Si-Systemen mit Hilfe spurenanalytischer Methoden und andererseits durch die Untersuchung von Proben mit geändertem Aufbau. Durch Abscheidung der Barrieren zwischen Kupfer und Silizium ist mittels Röntgenbeugung die nach Diffusion von Cu-Atomen ins Substrat einsetzende Bildung von Cu3Si detektierbar. Mit den kritischen Temperaturen für die Bildung dieses Kupfersilizids erfolgte die vergleichende Bewertung der thermischen Stabilitäten der Barrieren. Werden die dünnen Ta-basierten Schichten zusätzlich bezüglich ihres spezifischen elektrischen Widerstandes beurteilt, so stellt sich eine Ta56Si19N25-Diffusionsbarriere als am geeignetsten für den Einsatz in Cu-Metallisierungssystemen heraus. Die mikrostrukturellen Untersuchungen gestatten Aussagen zu den Versagensmechanismen der einzelnen Barrieren. Für die Ta-TaN-Mehrfachschichten wird durch die einsetzende Stickstoffumverteilung und die sich anschließende Ta2N-Bildung bereits frühzeitig die stabile Mikrostruktur der TaN-Schicht zerstört. Während für Ta-Si-N-Schichten mit einem N-Gehalt von bis zu 25 at.% eine Cu-Diffusion ins Substrat erst nach vorzeitiger Barrierekristallisation beobachtet wird, erfolgt sie im Fall der stickstoffreichen Ta-Si-N-Barrieren in einem Zustand, für den mittels Röntgenbeugung eine Kristallisation noch nicht nachweisbar ist. Die Untersuchung der Abhängigkeit der sich während des Cu-Schichtwachstums bzw. einer nachträglichen Wärmebehandlung ausbildenden Cu-Texturkomponenten von der chemischen Zusammensetzung der Unterlage erfolgte mittels röntgenographischer Texturanalyse. Zur Diskussion der beobachteten Vorzugsorientierungen wurde das Modell des zweidimensionalen Kornwachstums in dünnen Schichten herangezogen.