Summary (english): The thesis investigates the potential of thin films of Ta, Ti and W and their nitrides to suppress copper induced interactions in the contact area to silicon. Possible interactions between Cu and gaseos or solid materials within preparation and lifetime of an integrated circuit are summarized. The degradation mechanisms to be expected are the solution of Cu in Si and the formation of Cu3Si. Thin conductive diffusion barriiers are needed to suppress this mechanisms. The requirements on these barriers are discussed. The most important criterion, their resistivity, is determined by the place of application. The resitivity has to be lower than 100 mOhmcm for contacts and lower than 2000 mikroOhmcm for vias. The materials to be separated by a diffusion barrier can pass it by diffusion or the diffusion barrier can be destroyed by reaction (reactive diffusion). Therefore one can distinguish in passive and sacrificial barriers. The thin films were prepared by magnetron sputtering in Ar or Ar/N2 mixture. The films were characterized with respect to composition, phase/structure as well as their resulting electrical, optical, and mechanical properties. The appearance of new phases correlates with changes in process parameters like target voltage and condensation rate. All films - except for a small process window for amorphous/nanocrystalline WNx films - are polycrystalline. The influence of annealing steps in different ambients is investigated. Amorphous/nanocrystalline WNx films do recrystallize during annealing. For a direct contact of Cu to Si a sufficient energy supply during Cu depotsition or during following annealing (T> 200 °C) results in the formation of Cu3Si. The potential of diffusion barriers of different thicknesses and nitrogen contents to suppress this reaction is investigated for annealing steps up to 650 °C. The characterization is performed by analytical methods, sheet resistance measurements as well as leakage current measurements (pn, np and schottky diodes). A diffusion barrier is able to suppress the Cu3Si formation, until itself is consumed by silicidation or intermetallic phase formation. The metal nitrides are more stable, since the present metal nitrogen bonding has to be broken before these reactions can start. With the failure of a diffusion barrier a Cu Si contact occurs with the consequence of copper silicide formation. The silicidation can be either homogeneous (on a large area) or in the form of crystallites several mikrometers in diameter. The distance between the crystallites is up to several 100 mikrometers. It is shown, that results of a barrier evaluation can be paradox if different methods are applied to the same sample. The diffusion of Cu accross a barrier into Si can be shown using analytical methods, already before the formation of Cu3Si. However, the leakage current of pn or schottky diodes is not or not unequivocal modified by this diffusion. The leakage current does not change before the diodes are shorted by the Cu3Si formation. The results of parallel prepared references with Al metallization show, that the diffusion barriers are more stable in a Cu metallization than in an Al metallization. / Zusammenfassung (detusch): Die Arbeit beschreibt das Potential von Schichten des Ta, Ti, W und ihrer Nitride zur Unterdrückung kupferinduzierter Degradationen im Kontakt zu Silicium. Mögliche Wechselwirkungen zwischen Cu und den im Herstellungsprozess sowie der Lebensdauer von Schaltkreisen präsenten Gasen und Feststoffen werden zusammengestellt. Für das System Cu-Si sind als Degradationsmechanismen die Lösung von Cu und die Cu3Si Bildung zu erwarten. Die Anforderungen an die zur Unterdrückung der Degradationen notwendigen leitfähigen Diffusionsbarrieren werden diskutiert. Ihr spezifischer elektrischer Widerstand als wichtigstes Kriterium für die Integration wird vom Einsatzort bestimmt. Er muss für Kontakte unter 100 mOhm cm und für Vias unter 2000 mikroOhmcm liegen. Diffusionsbarrieren können von den zu trennenden Materialien durch Diffusion überwunden oder durch Reaktion (reaktive Diffusion) aufgezehrt werden. Damit kann in passive und Opferbarrieren unterschieden werden. Die Schichtherstellung erfolgt mit dem Verfahren der Magnetronzerstäubung in Ar oder Ar/N2 Atmosphäre. Sie werden hinsichtlich ihrer Zusammensetzung, Phase/Struktur sowie resultierender elektrischer, optischer und mechanischer Eigenschaften charakterisiert. Das Auftreten neuer Phasen korreliert mit Verlaufsänderungen einfach zugänglicher Prozessparameter wie Targetspannung und Kondensationsrate. Alle Schichten mit Ausnahme eines engen Prozessfensters für amorphes/nanokristallines WNx sind polykristallin. Der Einfluss von Temperungen in verschiedenen Medien wird untersucht. Amorphe/nanokristalline WNx Schichten rekristallisieren während Temperung. Für direkten Kontakt Cu zu Si führt ausreichende Energiezufuhr schon während der Abscheidung oder während nachfolgender Temperung (T> 200 °C) zur Cu3Si Bildung. Das Potential der Diffusionsbarrieren zur Unterdrückung dieser Reaktion wird für unterschiedliche Dicken und Stickstoffgehalte nach Temperungen bis maximal 650 °C untersucht. Dazu werden analytische Methoden, Schichtwiderstandsmessungen und Sperrstromdichtemessungen an pn, np und Schottkydioden eingesetzt. Die Diffusionsbarrieren können die Cu3Si Bildung unterdrücken, bis sie selbst durch Silicierung und/oder intermetallische Phasenbildung aufgezehrt sind. Die Nitride der Metalle sind thermisch stabiler, weil Metall Stickstoff Bindungen erst aufgebrochen werden müssen. Mit dem Versagen der Barrieren treffen Cu und Si zusammen - mit der Folge der Kupfersilicidbildung. Sie kann grossflächig oder in Form mikrometergrosser und einige 100 mikrometer voneinander entfernt liegender Kristallite stattfinden. Für beide Degradationsmechanismen kann gezeigt werden, dass eine Barrierebewertung für unterschiedliche Methoden paradoxe Ergebnisse liefern kann. Die Cu Diffusion über die Diffusionsbarriere in das Si kann mit analytischen Methoden schon vor der Cu3Si Bildung nachgewiesen werden. Der Sperrstrom von pn oder Schottkydioden wird dadurch nicht bzw. nicht eindeutig verändert. Er reagiert erst, wenn sie durch Cu3Si Wachstum kurzgeschlossen sind. Ergebnisse parallel präparierter Referenzen mit Al Metallisierung belegen, dass die Diffusionsbarrieren gegen Cu gleich oder besser wirken als gegen Al.

The thesis investigates the potential of thin films of Ta, Ti and W and their nitrides to suppress copper induced interactions in the contact area to silicon. Possible interactions between Cu and gaseos or solid materials within preparation and lifetime of an integrated circuit are summarized. The degradation mechanisms to be expected are the solution of Cu in Si and the formation of Cu3Si. Thin conductive diffusion barriiers are needed to suppress this mechanisms. The requirements on these barriers are discussed. The most important criterion, their resistivity, is determined by the place of application. The resitivity has to be lower than 100 mOhmcm for contacts and lower than 2000 mikroOhmcm for vias. The materials to be separated by a diffusion barrier can pass it by diffusion or the diffusion barrier can be destroyed by reaction (reactive diffusion). Therefore one can distinguish in passive and sacrificial barriers. The thin films were prepared by magnetron sputtering in Ar or Ar/N2 mixture. The films were characterized with respect to composition, phase/structure as well as their resulting electrical, optical, and mechanical properties. The appearance of new phases correlates with changes in process parameters like target voltage and condensation rate. All films - except for a small process window for amorphous/nanocrystalline WNx films - are polycrystalline. The influence of annealing steps in different ambients is investigated. Amorphous/nanocrystalline WNx films do recrystallize during annealing. For a direct contact of Cu to Si a sufficient energy supply during Cu depotsition or during following annealing (T> 200 °C) results in the formation of Cu3Si. The potential of diffusion barriers of different thicknesses and nitrogen contents to suppress this reaction is investigated for annealing steps up to 650 C. The characterization is performed by analytical methods, sheet resistance measurements as well as leakage current measurements (pn, np and schottky diodes). A diffusion barrier is able to suppress the Cu3Si formation, until itself is consumed by silicidation or intermetallic phase formation. The metal nitrides are more stable, since the present metal nitrogen bonding has to be broken before these reactions can start. With the failure of a diffusion barrier a Cu Si contact occurs with the consequence of copper silicide formation. The silicidation can be either homogeneous (on a large area) or in the form of crystallites several mikrometers in diameter. The distance between the crystallites is up to several 100 mikrometers. It is shown, that results of a barrier evaluation can be paradox if different methods are applied to the same sample. The diffusion of Cu accross a barrier into Si can be shown using analytical methods, already before the formation of Cu3Si. However, the leakage current of pn or schottky diodes is not or not unequivocal modified by this diffusion. The leakage current does not change before the diodes are shorted by the Cu3Si formation. The results of parallel prepared references with Al metallization show, that the diffusion barriers are more stable in a Cu metallization than in an Al metallization. (copying allowed) new: pdf version 1.4 / Die Arbeit beschreibt das Potential von Schichten des Ta, Ti, W und ihrer Nitride zur Unterdrückung kupferinduzierter Degradationen im Kontakt zu Silicium. Mögliche Wechselwirkungen zwischen Cu und den im Herstellungsprozess sowie der Lebensdauer von Schaltkreisen präsenten Gasen und Feststoffen werden zusammengestellt. Für das System Cu-Si sind als Degradationsmechanismen die Lösung von Cu und die Cu3Si Bildung zu erwarten. Die Anforderungen an die zur Unterdrückung der Degradationen notwendigen leitfähigen Diffusionsbarrieren werden diskutiert. Ihr spezifischer elektrischer Widerstand als wichtigstes Kriterium für die Integration wird vom Einsatzort bestimmt. Er muss für Kontakte unter 100 mOhm cm und für Vias unter 2000 mikroOhmcm liegen. Diffusionsbarrieren können von den zu trennenden Materialien durch Diffusion überwunden oder durch Reaktion (reaktive Diffusion) aufgezehrt werden. Damit kann in passive und Opferbarrieren unterschieden werden. Die Schichtherstellung erfolgt mit dem Verfahren der Magnetronzerstäubung in Ar oder Ar/N2 Atmosphäre. Sie werden hinsichtlich ihrer Zusammensetzung, Phase/Struktur sowie resultierender elektrischer, optischer und mechanischer Eigenschaften charakterisiert. Das Auftreten neuer Phasen korreliert mit Verlaufsänderungen einfach zugänglicher Prozessparameter wie Targetspannung und Kondensationsrate. Alle Schichten mit Ausnahme eines engen Prozessfensters für amorphes/nanokristallines WNx sind polykristallin. Der Einfluss von Temperungen in verschiedenen Medien wird untersucht. Amorphe/nanokristalline WNx Schichten rekristallisieren während Temperung. Für direkten Kontakt Cu zu Si führt ausreichende Energiezufuhr schon während der Abscheidung oder während nachfolgender Temperung (T > 200 °C) zur Cu3Si Bildung. Das Potential der Diffusionsbarrieren zur Unterdrückung dieser Reaktion wird für unterschiedliche Dicken und Stickstoffgehalte nach Temperungen bis maximal 650 C untersucht. Dazu werden analytische Methoden, Schichtwiderstandsmessungen und Sperrstromdichtemessungen an pn, np und Schottkydioden eingesetzt. Die Diffusionsbarrieren können die Cu3Si Bildung unterdrücken, bis sie selbst durch Silicierung und/oder intermetallische Phasenbildung aufgezehrt sind. Die Nitride der Metalle sind thermisch stabiler, weil Metall Stickstoff Bindungen erst aufgebrochen werden müssen. Mit dem Versagen der Barrieren treffen Cu und Si zusammen - mit der Folge der Kupfersilicidbildung. Sie kann grossflächig oder in Form mikrometergrosser und einige 100 mikrometer voneinander entfernt liegender Kristallite stattfinden. Für beide Degradationsmechanismen kann gezeigt werden, dass eine Barrierebewertung für unterschiedliche Methoden paradoxe Ergebnisse liefern kann. Die Cu Diffusion über die Diffusionsbarriere in das Si kann mit analytischen Methoden schon vor der Cu3Si Bildung nachgewiesen werden. Der Sperrstrom von pn oder Schottkydioden wird dadurch nicht bzw. nicht eindeutig verändert. Er reagiert erst, wenn sie durch Cu3Si Wachstum kurzgeschlossen sind. Ergebnisse parallel präparierter Referenzen mit Al Metallisierung belegen, dass die Diffusionsbarrieren gegen Cu gleich oder besser wirken als gegen Al. (Kopiermöglichkeit) neu: PDF-Version 1.4

The demanding structural applications (e.g. aerospace, biomedical, etc.) require new materials with improved mechanical performance. The novel Ti-based dendrite + nano-/ultrafine-structured (Ti-based DNUS) composites exhibit an advantageous combination of high compressive strength (2000 – 2500 MPa) and large compressive ductility (10 – 30 %) already in the as-cast state [1,2] and, therefore, can be referred as high-performance materials. However, these Ti-based composites frequently exhibit very low or even lack of tensile ductility [3]. Therefore, the aim of this research work is to develop high strength Ti-based DNUS composites with pronounced tensile plasticity and to correlate the mechanical properties with their microstructure. In order to reach the goal, the high-strength Ti66Nb13Cu8Ni6.8Al6.2 (at.%) alloy exhibiting large compressive ductility [4] was selected for the modification. The microstructure of Ti66Nb13Cu8Ni6.8Al6.2 is composed of two metallographic constituents including β-Ti dendrites and an interdendritic component. The β-Ti dendrites are enriched in Nb and, therefore, Nb is referred as “dendritic element” whereas the interdendritic component is enriched in Ni and Cu and, therefore, these are referred as “interdendritic elements”. To perform a systematic study of the “interdendritic elements” (Ni, Cu and Co) effect on microstructure, a number of alloys with different concentration and types of alloying elements (Ti-Nb-Cu-Ni-Al, Ti-Nb-Co-Ni-Al, Ti-Nb-Cu-Co-Al and Ti-Nb-Ni(Co)-Al) were developed. It was shown that a higher concentration of the “interdendritic elements” in a composition within one alloy system corresponds to a higher volume fraction of the interdendritic component. Additionally, the crystal structure of the interdendritic phases is affected by type of the “interdendritic elements”. Since the most advanced applications (e.g. aerospace) require materials with high specific strengths, the new ductile Ti-Nb-Cu-Ni-Al alloys were modified to reduce their density, i.e. the Nb was substituted by lighter V. As a result, a new family of Ti-V-Cu-Ni-Al alloys with improved specific strength compared to the Ti-Nb-Cu-Ni-Al alloys was developed. Additionally, moduli of resilience of the Ti-V-Ni-Cu-Al alloys are superior when compared with those of the commercial Ti-based spring materials. The effect of microstructure on deformation of the newly developed alloys was studied through the in-situ microstructural analysis of samples at different strained states by means of scanning electron microscopy. To reveal the effect of the metallographic constituents on strength, the microhardness mapping of the new alloys was performed. Using the obtained empirical principles of microstructure adjustment, a new Ti68.8Nb13.6Co6Cu5.1Al6.5 (at.%) alloy with a large static toughness (superior to those of the recently developed Ti-based metallic glass composites) was developed. This large static toughness is due to both high strength and significant tensile plasticity. To study the effect of microstructure on tensile plasticity of Ti68.8Nb13.6Co6Cu5.1Al6.5 the in-situ microstructural analysis of samples at different strained states in the scanning electron microscope as well as the transmission electron microscopy studies were performed. / Der erhöhte Anspruch an strukturelle Anwendungen (z.B. Luftfahrt, Biomedizin, etc.) verlangt neue Werkstoffe mit verbesserten mechanischen Leistungsfähigkeiten. Neuartige Ti-basierte dendritische nano-/ultrafeine Komposite (Ti-basierte DNUS Komposite) besitzen eine vorteilhafte Kombination von hoher Druckfestigkeit mit großer plastischer Verformbarkeit unter Druckbelastung bereits im Gusszustand [1,2] wodurch sie als hochleistungsfähige Werkstoffe angesehen werden. Jedoch besitzen diese Ti-basierte DNUS Komposite heufig eine stark verringerte oder gar keine Duktilität unter Zugbelastung [3]. Deswegen ist es das Ziel dieser Forschungsarbeit neue hochfeste Ti-basierte DNUS Komposite mit ausgeprägter Duktilität unter Zugbelastung zu entwickeln und die mechanischen Eingeschaften mit ihrer Mikrostruktur zu korrelieren. Um dieses Ziel zu erreichen wurde die hochfeste Legierung Ti66Nb13Cu8Ni6.8Al6.2 (at.%) [4], die eine große plastische Verformbarkeit unter Druckbelastung aufweist, ausgewählt. Die Mikrostruktur von Ti66Nb13Cu8Ni6.8Al6.2 setzt sich aus zwei metallographischen Konstituenten, einschließlich β-Ti Dendriten und einer interdendritischen Komponente, zusammen. Die β-Ti Dendriten sind mit Nb angereichert, weswegen Nb als “dendritisches Element” bezeichnet wird, wohingegen die interdendritische Komponente mit Ni und Cu angereichert ist und deswegen diese als “interdendritische Elemente” bezeichnet werden. Um den Einfluss der “interdendritischen Elemente” (Ni, Cu and Co) auf die Mikrostruktur zu untersuchen wurden Legierungen mit verschiedenen Konzentrationen unterschiedlicher Legierungselemente (Ti-Nb-Cu-Ni-Al, Ti-Nb-Co-Ni-Al, Ti-Nb-Cu-Co-Al and Ti-Nb-Ni(Co)-Al) entwickelt. Es wurde gezeigt, dass eine höhere Konzentration “interdendritischer Elemente” in einer bestimmten Zusammensetzung einem höheren Volumanteil der interdendritischen Komponente entspricht. Zusätzlich wird die Kristallstruktur der interdendritischen Phase sehr stark durch die “interdendritischen Elemente” beeinflusst. Da die meisten hoch entwickelten Anwendungen (z.B. Luftfahrt) gesteigerte spezifische Festigkeiten erforden, wurden die neuen duktilen Ti-Nb-Cu-Ni-Al Legierungen modifiziert um ihre Dichte zu reduzieren, indem Nb durch das leichtere V ersetzt wurde. Als Ergebniss wurde eine neue Familie von Ti-V-Cu-Ni-Al Legierungen, mit im Vergleich zu Ti-Nb-Cu-Ni-Al Legierungen verbesserten spezifischen Festigkeiten, entwickelt. Zusäzlich ist die elastische Formänderungsenergiedichte der neu entwickelten Legierungen höher verglichen mit kommerziellen Ti-basierten Federmaterialien. Der Effekt der Mikrostruktur auf das Verformungsverhalten der Legierungen wurde mittels in-situ mikrostruktureller Analysen verschiedener Verformungszustände im Rasterelektronenmikroskop untersucht. Um ein Einfluss der metallographischen Konstituenten auf die Festigkeit zu bestimmen wurden Mikrohärtekarten erstellt. Unter Verwendung der erhalten empirischen Prinzipen zur Einstellung der Mikrostruktur wurde eine neue Legierung Ti68.8Nb13.6Co6Cu5.1Al6.5 (at.%) mit hoher statischer Zähigkeit (besser als die der kürzlich entwickelten Ti-basierten gläsernen metallischen Kompositlegierungen) entwickelt. Diese hohe statische Zähigkeit wird sowohl durch die hohe Festigkeit als auch durch die ausgeprägte Plastizität unter Zugbelastung verursacht. Um den Einfluss der Mikrostruktur auf die Plastizität unter Zug zu untersuchen wurde Transmissionelektronmikroskopie sowie in-situ mikrostrukturelle Analysen verschiedener Verformungszustände im Rasterelektronmikroskop durchgefühlt.

Objective of the present work is a broad investigation of the so called "target poisoning" during magnetron deposition of TiN in an Ar/N2 atmosphere. Investigations include realtime in-situ ion beam analysis of nitrogen incorporation at the Ti sputter target during the deposition process and the analysis of particle uxes towards and from the target by means of energy resolved mass spectrometry. For experiments a planar, circular DC magnetron, equipped with a 2 inch titanium target was installed in an ultrahigh vacuum chamber which was attached to the beam line system of a 5 MV tandem accelerator. A manipulator allows to move the magnetron vertically and thereby the lateral investigation of the target surface. During magnetron operation the inert and reactive gas flow were adjusted using mass flow controllers resulting in an operating pressure of about 0.3 Pa. The argon flow was fixed, whereas the nitrogen flow was varied to realize different states of target poisoning. In a fi?rst step the mass spectrometer was used to verify and measure basic plasma properties e.g. the residual gas composition, the behavior of reactive gas partial pressure, the plasma potential and the dissociation degree of reactive gas molecules. Based on the non-uniform appearance of the magnetron discharge further measurements were performed in order to discuss the role of varying particle fluxes across the target during the poisoning process. Energy and yield of sputtered particles were analyzed laterally resolved, which allows to describe the surface composition of the target. The energy resolving mass spectrometer was placed at substrate position and the target surface was scanned by changing the magnetron position correspondingly. It was found, that the obtained energy distributions (EDF) of sputtered particles are influenced by their origin, showing signi?ficant differences between the center and the erosion zone of the target. These results are interpreted in terms of laterally different states of target poisoning, which results in a variation of the surface binding energy. Consequently the observed energy shift of the EDF indicates the metallic or already poisoned fraction on target surface. Furthermore the EDF's obtained in reactive sputtering mode are broadened. Thus a superposition of two components, which correspond to the metallic and compound fractions of the surface, is assumed. The conclusion of this treatment is an discrete variation of surface binding energy during the transition from metallic to compound target composition. The reactive gas target coverage as derived from the sputtered energy distributions is in reasonable agreement with predictions from model calculations. The target uptake of nitrogen was determined by means of ion beam analysis using the 14N(d, )12C nuclear reaction. Measurements at varying nitrogen gas flow directly demonstrate the poisoning eff?ect. The reactive gas uptake saturates at a maximum nitrogen areal density of about 1.1016 cm-2 which corresponds to the stoichiometric limit of a 3 nm TiN layer. At sufficiently low reactive gas flow a scan across the target surface discloses a pronounced lateral variation of target poisoning, with a lower areal density in the target race track compared to the target center and edge. Again the findings are reproduced by model calculations, which confirm that the balance of reactive gas injection and sputter erosion is shifted towards erosion in the race track. Accomplished computer simulations of the reactive sputtering process are similar to Berg's well known model. Though based on experimental findings the algorithm was extended to an analytical two layer model which includes the adsorption of reactive gas as well as its different kinds of implantation. A distribution of ion current density across the target diameter is introduced, which allows a more detailed characterization of the processes at the surface. Experimental results and computer simulation have shown that at sufficiently low reactive gas flow, metallic and compound fractions may exist together on the target surface, which is in contradiction to previous simulations, where a homogeneous reactive gas coverage is assumed. Based on the results the dominant mechanisms of nitrogen incorporation at different target locations and at varying reactive gas admixture were identified. / Gegenstand der Arbeit ist die Untersuchung der Targetvergiftung beim reaktiven Magnetronsputtern von TiN in Argon-Sticksoff Atmosphäre. Die Untersuchungen beinhalten die Echtzeit in-situ Ionenstrahlanalyse des Stickstoffeinbaus in das Titantarget während des Depositionsprozesses sowie die Analyse der Teilchenflüsse vom – und hin zum Sputtertarget mittels energieaufgelöster Massenspektrometrie. Das Magnetron wurde in einer Vakuumkammer installiert, welche an die Beamline des 5 MV Tandembeschleunigers angeschlossen war. Die Position des Magnetrons konnte mittels eines Manipulator verändert werden, was die laterale Untersuchung der Targetoberfläche ermöglichte. Während des Magnetronbetriebes wurde der Argonfluss in die Kammer konstant gehalten, während der Stickstofffluss variiert wurde um verschiedene Ausprägungen der Targetvergiftung zu erreichen. In einem ersten Schritt wurden die Eigenschaften des Plasmas, z.B. die Zusammensetzung des Sputtergases, das Verhalten des Reaktivgaspartialdruckes, das Plasmapotenzial und der Dissoziationsgrad der Reaktivgasmoleküle im Plasma, mit dem Massenspektrometer ermittelt. Aufgrund der ungleichmäßigen Gasentladung vor dem Magnetrontarget, wurden auch lateral variierende Teilchenflüssen und eine ungleichmäßige Targetvergiftung angenommen. Die Energie und die Ausbeute von gesputterten Teilchen wurde deshalb lateral aufgelöst untersucht. Das Massenspektrometer wurde zu diesem Zweck am Ort des Substrates positioniert und die Targetoberfläche konnte gescannt werden indem die Magnetronposition verändert wurde. Die so aufgenommenen Energieverteilungen der gesputterten Teilchen zeigen eine räumliche Abhängigkeit. Teilchen die aus dem Targetzentrum stammen unterscheiden sich hinsichtlich ihrer Energie signifikant von den Teilchen die in der Target-Erosionszone gesputtert werden. Dieses Resultat zeigt die ungleichmäßige Targetvergiftung, wodurch es zu einer Veränderung der Oberflächenbindungsenergie kommt. Über die Verschiebung in der Energieverteilung lässt sich somit der Zustand der Targetoberfläche beschreiben. Diese experimentellen Ergebnisse zeigen Übereinstimmung mit den Ergebnissen der Modellrechnungen. Der Stickstoffgehalt des Targets wurde weiterhin mittels Ionenstrahlanalyse (NRA) bestimmt. Messungen bei verschiedenen Stickstoffflüssen demonstrieren direkt die Vergiftung des Targets. Die maximale Stickstoffkonzentration sättigt bei einem Wert, der dem Stickstoffgehalt in einer ca. 3 nm dicken Titannitridschicht entspricht. Bei ausreichend niedrigem Stickstofffluss zeigt die Messung quer über den Targetdurchmesser eine Variation im Stickstoffgehalt. Die Stickstoffkonzentration in der Erosionszone ist deutlich geringer als im Targetzentrum oder am Targetrand. Die Resultate wurden wiederum durch Modellrechnungen bestätigt. Die durchgeführten Computersimulationen basieren auf Sören Bergs Modell des reaktiven Sputterprozesses. Der Algorithmus wurde jedoch auf der Basis der experimentellen Ergebnisse erweitert. Das Modell beinhaltet nun Mechanismen des Reaktivgaseinbaus in das Target, wie Adsorption, Implantation und Recoilimplantation. Des Weiteren wurde die Ionenstromverteilung als Funktion des Targetdurchmessers in das Modell aufgenommen, was eine detailliertere Beschreibung des Prozesses ermöglicht. Die experimentellen Ergebnisse und die Resultate der Computersimulation zeigen, dass bei niedrigen Reaktivgasflüssen metallische und vergiftete Bereiche auf der Targetoberfläche gemeinsam existieren. Das ist im Widerspruch zu älteren Simulationen, in denen von einer homogenen Targetbedeckung durch das Reaktivgas ausgegangen wird. Basierend auf den Ergebnissen wurden die dominierenden Mechanismen des Reaktivgaseinbaus in das Sputtertarget, in Abhängigkeit von der Position und von der Sputtergaszusammensetzung, identifiziert.

Mit zunehmender Etablierung der Implantattherapie im zahnärztlichen Alltag stellt die Reduzierung der Einheilzeit durch Oberflächenoptimierung eine der Hauptbestrebungen der forschenden Industrie dar. Dazu treten ästhetische Patientenwünsche nach „weißen“ Materialien, die am ehesten durch das jedoch frakturgefährdete Zirkonmischoxid zu realisieren sind. Ziel der vorliegenden Arbeit war die Untersuchung der Osteokompatibilität verschiedener, metallener Probekörper mit „Zirkoniummischoxidbeschichtung“, in der humanen enoralen Knochenzellkultur. Unter Verwendung einer männlichen Knochenzellkultur über 10 Tage wurden die Expressionen der nonkollagenen Knochenmatrixproteine, Osteocalcin, Osteonectin und Bone Sialo Protein sowie des Wachstumsfaktors TGF-β auf 3 Standardoberflächen und 5 experimentell hergestellten Zirkoniummischoxidoberflächen bestimmt. Es galt zu ermitteln, ob die chemische Zusammensetzung und die Mikrostruktur der getesteten Probekörper Einfluss auf die Proteinexpression haben. Die gewonnenen Versuchsergebnisse lassen vermuten, dass vor allem die Oberflächenkonfigurationen der Experimentaloberflächen 3 (ZSG ½), 4 (ZS4-0,5) und 5 (ZS4-2) die Sekretion o.g. Knochenproteine im Vergleich zu den anderen Experimentaloberflächen sowie dem metallenen Positivstandard (PK7) und dem Negativstandard (PK8) begünstigen. Des Weiteren kann für den als keramischen Positivstandard verwendeten CERCON® Probekörper (PK6) auf Grund der Ergebnisse eine gute biologische Eignung in vitro angenommen werden. Von weiteren Versuchen, welche mit mind. 6 Probekörpern pro Standzeit und Marker durchgeführt werden sollten, lässt sich keine der verwendeten Experimentaloberflächen gerechtfertigt ausschließen.

Main topic of the thesis was to evaluate fatigue properties of the titanium alloy Ti-A13-V2,5, labelled by ASTM as Grade 9. Most attention was focused on fatigue behaviour of the alloy in the range of high cycle fatigue. Fatigue testing was realised to detect the fatigue properties and consequently to generate the Wöhler curve and the Haigh diagram. In addition to this, tension and bending tests were performed. Metallographic and fractographic analyses of fatigue fracture form part of the overview about material properties, which was accomplished by use of REM. Experimental part of the thesis was backed by the literature research. The first half of it contains a short summary of basic information about the titanium and its alloys, so as some chapters about the history and properties of titanium, the way of its production, classification of titanium alloys and its thermic treatment. The fatigue is thoroughly scrutinised in the second half of the background research. Here can also be found the information about the fatigue process, its stages, the fatigue life and the most significant attributes of the fatigue fracture. The last chapters of the thesis are dedicated to the alloy Ti-A13-V2,5 - being examined in the experimental part - so as to its fatigue properties. The main benefit of this thesis is the completion of the missing information concerning the fatigue behaviour of the alloy, which is – according to the literature research - generally not available.

Im Rahmen dieser Arbeit wurde ein modulares Nukleinsäure-basiertes System zur Immobilisierung von verschiedenen bioaktiven Molekülen untersucht. Zur Verankerung nutzt das System komplementäre Nukleinsäurestränge. Einer der beiden Stränge wird durch anodische Polarisation partiell in die anodische Oxidschicht eingebaut, an den komplementären Strang wird das biologische Molekül konjugiert. Der Vorteil des hier weiter entwickelten Immobilisierungssystems bildet dessen Vielseitigkeit. Es kann auf alle titanbasierenden Implantate übertragen werden und dadurch, dass ein universelles Verankerungssystem verfügbar ist, können verschiedene bioaktive Moleküle aufgebracht werden. Für die Übertragung des Nukleinsäure-basierten Immobilisierungssystems auf reale Implantatoberflächenzustände konnten optimale Prozessbedingungen festgelegt werden. Weiterhin konnten verschiedene Ankerstrangsequenzen hinsichtlich ihres Einflusses auf Adsorption und Hybridisierungseffizienz beurteilt werden. In der vorliegenden Arbeit konnte eine Methode entwickelt werden, die es ermöglicht, das Immobilisierungssystem mit 25 kGy Standarddosis Gammastrahlung zu sterilisieren. Hierbei wurden verschiedene Strategien (Trocknung, Schutzgas, Opferstränge) untersucht und hinsichtlich ihrer Ankerstrangschutzfähigkeit bewertet. In Zell- und Tierversuchen konnte die biologische Aktivität der über das Immobilisierungssystem aufgebrachten Wachstumsfaktoren VEGF und BMP-2 gezeigt werden. Zusammenfassend konnte mit der vorliegenden Arbeit ein wichtiger Beitrag zur Weiterentwicklung eines Nukleinsäure-basierten Immobilisierungssystems im Hinblick auf eine klinische Anwendung geleistet werden.

Chapter 1-2:The Cassini RADAR mapper has imaged elevated blocks and mountains on Titan we term ‘ridges’. Two unresolved problems regarding Titan's surface are still debated: what is the origin of its ridges and was there tectonic activity on Titan? To understand the processes that produced the ridges, in this study, (1) we analyze the distribution and orientation of ridges through systematic geomorphologic mapping and (2) we compare the location of the ridges to a new global topographic map to explore the correlation between elevation and ridges and the implications for Titan's surface evolution. Globally, the orientation of ridges is nearly E-W and the ridges are more common near the equator than at the poles, which suggests a tectonic origin for most of the ridges on Titan. In addition, the ridges are found to preferentially lie at higher-than-average elevations near the equator. We conclude the most reasonable formation scenario for Titan's ridges is that contractional tectonism built the ridges and thickened the icy lithosphere, causing regional uplift. The combination of global and regional tectonic events, likely contractional in nature, plus enhanced fluvial erosion and sedimentation near the poles, would have contributed to shaping Titan's tectonic landforms and surface morphology to what we see today. However, contractional structures (i.e. thrusts and folds) require large stresses (8~10 MPa), the sources of which probably do not exist on Titan. Liquid hydrocarbons in Titan's near subsurface must play a role similar to that of water on Earth and lead to fluid overpressures, which enable contractional deformation at smaller stresses (< 1MPa) by significantly reducing the shear strength of materials. We show that crustal conditions with enhanced pore fluid pressures on Titan favor the formation of thrust faults and related folds, in a contractional stress field. The production of folds, as on Earth, is facilitated by the presence of crustal liquids to weaken the crust. These hydrocarbon fluids have played a key role in Titan's tectonic evolutionary history, leaving it the only icy body on which strong evidence for contractional tectonism exists. Chapter 3: Arthur Wichmann's ‘Earthquakes of the Indian Archipelago’ documents several large earthquakes and tsunami throughout the Banda Arc region that can be interpreted as mega-thrust events. However, the source regions of these events are not known. One of the largest and well-documented events in the catalog is the great earthquake and tsunami affecting the Banda islands on 1 August 1629. It caused severe damage from a 15-meter tsunami that arrived at the Banda Islands about a half hour after violent shaking stopped. The earthquake was also recorded 230 km away in Ambon, but no tsunami is mentioned. This event was followed by at least 9 years of uncommonly frequent seismic activity in the region that tapered off with time, which can be interpreted as aftershocks. The combination of these observations indicates that the earthquake was most likely a mega-thrust event. We use an inverse modeling approach to numerically reconstruct the tsunami, which constrains the likely location and magnitude of the 1629 earthquake. Only linear numerical models are applied due to the low-resolution of bathymetry in the Banda Islands and Ambon. Therefore, we apply various wave amplification factors (1.5 to 4) derived from simulations of recent, well-constrained tsunami to bracket the upper and lower limits of earthquake moment magnitudes for the event. The closest major earthquake sources to the Banda Islands are the Tanimbar and Seram Troughs of the Banda subduction/collision zone. Other source regions are too far away for such a short arrival time of the tsunami after shaking. Moment magnitudes predicted by the models in order to produce a 15 m tsunami are Mw of 9.8 to 9.2 on the Tanimbar Trough and Mw 8.8 to 8.2 on the Seram Trough. The arrival times of these waves are 58 minutes for Tanimbar Trough and 30 minutes for Seram Trough. The model also predicts 5 meters run-up for Ambon from a Tanimbar Trough source, which is inconsistent with the historical records. Ambon is mostly shielded from a wave generated by a Seram Trough Source.We conclude that the most likely source of the 1629 mega-thrust earthquake is the Seram Trough. Only one earthquake > Mw 8.0 is recorded instrumentally from the eastern Indonesia region although high rates of strain (50-80 mm/a) are measured across the Seram section of the Banda subduction zone. Enough strain has already accumulated since the last major historical event to produce an earthquake of similar size to the 1629 event. Due to the rapid population growth in coastal areas in this region, it is imperative that the most vulnerable coastal areas prepare accordingly.

In der Arbeit wurden die zwei ternären Oxide GdScO3 und AlTiOx strukturell und elektrisch charakterisiert und in laterale AlGaN/GaN-MISHEMTs integriert. GdScO3 wächst hexagonal und epitaktisch bei einer Abscheidung mittels PLD bei 700°C auf einer AlGaN/GaN Heterostruktur auf. Die demonstrierten MISHEMTs zeigen einen deutlich verringerten Gate-Leckstrom. Zeit- und beleuchtungsabhängige Drain-Strom Messungen im ausgeschaltetem Transistor weisen allerdings auf photoinduzierte Trapzustände mit langer Lebensdauer im Oxid hin, die den Drain-Leckstrom limitieren. Die AlTiOx Mischoxide wurden mittels ALD abgeschieden. Dabei wurde die Stöchiometrie über das Zyklenverhältnis zwischen Al2O3 und TiO2 variiert. Es konnte gezeigt werden, dass der Brechungsindex, die Permittivität, die Bandlücke und das Bandalignment zum GaN über die Stöchiometrie eingestellt werden können. Durch die Implementierung eines high-k last Prozesses konnten schaltbare MISHEMTs prozessiert werden. Durch die Simulation der Bandstruktur konnten die Einsatzspannungsverschiebung und ein Maximum des Drain-Stroms im ausgeschaltetem Zustand über die Ermittlung der Barrierendicke für Elektronen erklärt werden. Für eine Passivierung mit TiO2 wurde ein um 2,5 Größenordnungen reduzierter Drain-Leckstrom bei gleichzeitig nur minimal verschobener Einsatzspannung gemessen.:Inhaltsverzeichnis 1 Einleitung 7 2 Grundlagen 9 2.1 Der III-V Halbleiter Galiumnitrid . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . 9 2.2 Der Hetero-Feldeffekttransisor . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . 10 2.3 Performance Einschränkungen am unpassivierten HFET . . . . . . . . 14 2.4 Gatedielektrika für MISHEMTs . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . 17 2.4.1 Verwendete Dielektrika . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . 19 2.4.2 Limitationen in MISHEMTs . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . 23 2.5 Atomlagenabscheidung . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . 25 2.5.1 Der ALD-Prozess . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . 25 2.5.2 Abscheidung ternärer Verbindungen . . . . . . . . . . . . . . . . 27 3 Charakterisierungsmethoden 31 3.1 Kapazitäts-Spannungs-Messungen an MIS-Kondensatoren . . . . . . . . 31 3.2 Photo-assisted Kapazitäts-Spannungsmessungen . . . . . . . . . . . . . 34 3.3 Messungen am Transistor . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . 35 4 Probenherstellung 39 4.1 Atomlagenabscheidung . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . 39 4.2 Prozessoptimierung am HFET . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . 43 4.2.1 Mesa-Ätzung . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . 46 4.2.2 Formierung der ohmschen Kontakte . . . . . . . . . . . . . . . . 47 4.3 Strukturierung der Oxide . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . 50 5 Gadoliniumscandiumoxid 53 5.1 Strukturelle Charakterisierung . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . 53 5.2 PhotoCV-Messungen . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . 55 5.3 MISHEMT mit GdScO3 . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . 57 5.4 Zusammenfassung . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . 64 6 Aluminium-Titanoxid Mischschichten 65 6.1 Voruntersuchungen am TiO2 . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . 65 6.2 Strukturelle Charakterisierung an AlTiOx . . . . . . . . . . . . . . . . 67 6.2.1 Stöchiometrie . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . 68 6.2.2 Kristallisationsverhalten . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . 70 6.3 Bestimmung des Bandalignments . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . 72 6.3.1 UV/Vis Messungen . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . 72 6.3.2 Röntgenphotoelektronenspektroskopie . . . . . . . . . . . . . . . 74 6.3.3 Bandalignment zum GaN . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . 77 6 Inhaltsverzeichnis 6.4 Elektrische Charakterisierung . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . 79 6.4.1 CV-Messungen . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . 79 6.4.2 IV-Messungen . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . 81 6.4.3 PhotoCV-Messungen . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . 82 6.5 Zusammenfassung der AlTiOx Charakterisierung . . . . . . . . . . . . . 86 6.6 MISHEMTs mit AlTiOx . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . 88 6.6.1 high-k first MISHEMTs . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . 88 6.6.2 High-k last MISHEMTs . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . 89 6.7 Einordnung der Transistorergebnisse . . . . . . . . . . . . . . . . . . . 94 7 Zusammenfassung 99 Anhang 103 Abkürzungsverzeichnis 111 Symbolverzeichnis 113 Abbildungsverzeichnis 115 Tabellenverzeichnis 121 Literatur 123 Publikationen 141 Danksagung 143

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