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Dünne tantalbasierte Diffusionsbarrieren für die Kupfer-Leitbahntechnologie: Thermische Stabilität, Ausfallmechanismen und Einfluss auf die Mikrostruktur des MetallisierungsmaterialsHübner, René 25 November 2004 (has links)
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.
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Präparation und Charakterisierung nanostrukturierter Magnetwerkstoffe unter besonderer Berücksichtigung des Exchange Bias EffektsSchletter, Herbert 12 July 2013 (has links)
Der Einsatz nanostrukturierter Magnetmaterialien als Speicherschichten in Festplatten stellt ein vielversprechendes Konzept zur weiteren Erhöhung der erreichbaren Speicherdichten im Vergleich zu den heute eingesetzten granularen Medien dar. Für die Realisierung dieses Konzeptes ist eine detaillierte Kenntnis der Struktureigenschaften und deren Einfluss auf das magnetische Verhalten der einzusetzenden Schichten erforderlich. Für die vorliegende Arbeit wurden drei verschiedene magnetische Materialien ausgewählt und insbesondere mit elektronenmikroskopischen Methoden in struktureller Hinsicht untersucht. Dazu zählen ferromagnetische (FePt)(100-x)Cu(x) -Schichten, ferromagnetische [Co/Pt]n -Multilagen sowie ferrimagnetische Fe(100-x)Tb(x) -Schichten.
Der Schwerpunkt der Untersuchungen lag dabei auf der Korrelation zwischen strukturellen und magnetischen Eigenschaften sowie im Einfluss der Nanostrukturierung auf das magnetische Verhalten der Schichten. In dieser Hinsicht wurden Aspekte der durch die Struktur bedingten magnetischen Anisotropie in Form von magnetokristalliner und Grenzflächenanisotropie betrachtet. Zudem wurde das Kopplungsverhalten zwischen einzelnen Strukturelementen in nanostrukturierten Schichten untersucht.
Aufbauend auf die Untersuchung der drei genannten Materialien wurden [Co/Pt]n und Fe(100-x)Tb(x) ausgewählt zum Aufbau eines Systems mit zwei magnetischen Komponenten: Fe(80)Tb(20) / [Co/Pt]10. Die Untersuchungen konzentrierten sich dabei auf die Morphologie der Grenzfläche zwischen den beiden Bestandteilen und deren Einfluss auf den Exchange Bias, der in diesem System vorliegt.
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Copper Oxide Films Grown by Atomic Layer Deposition from Bis(tri-n-butylphosphane)copper(I)acetylacetonate on Ta, TaN, Ru, and SiO2Waechtler, Thomas, Oswald, Steffen, Roth, Nina, Jakob, Alexander, Lang, Heinrich, Ecke, Ramona, Schulz, Stefan E., Gessner, Thomas, Moskvinova, Anastasia, Schulze, Steffen, Hietschold, Michael 02 May 2009 (has links) (PDF)
The thermal atomic layer deposition (ALD) of
copper oxide films from the non-fluorinated yet
liquid precursor
bis(tri-<it>n</it>-butylphosphane)copper(I)acetylacetonate,
[(<sup><it>n</it></sup>Bu<sub>3</sub>P)<sub>2</sub>Cu(acac)],
and wet O<sub>2</sub> on Ta, TaN, Ru and SiO<sub>2</sub>
substrates at temperatures of < 160°C is
reported. Typical temperature-independent
growth was observed at least up to 125°C with
a growth-per-cycle of ~ 0.1 Å for the metallic
substrates and an ALD window extending down to
100°C for Ru. On SiO<sub>2</sub> and TaN the ALD window
was observed between 110 and 125°C, with
saturated growth shown on TaN still at 135°C.
Precursor self-decomposition in a chemical
vapor deposition mode led to bi-modal growth
on Ta, resulting in the parallel formation of
continuous films and isolated clusters. This
effect was not observed on TaN up to about
130°C and neither on Ru or SiO<sub>2</sub> for any
processing temperature. The degree of
nitridation of the tantalum nitride underlayers
considerably influenced the film growth. With
excellent adhesion of the ALD films on all
substrates studied, the results are a promising
basis for Cu seed layer ALD applicable to
electrochemical Cu metallization in interconnects
of ultralarge-scale integrated circuits.<br>
© 2009 The Electrochemical Society. All rights reserved. <br> / Es wird die thermische Atomlagenabscheidung
(ALD) von Kupferoxidschichten, ausgehend von
der unfluorierten, flüssigen Vorstufenverbindung
Bis(tri-<it>n</it>-butylphosphan)kupfer(I)acetylacetonat,
[(<sup><it>n</it></sup>Bu<sub>3</sub>P)<sub>2</sub>Cu(acac)],
sowie feuchtem Sauerstoff,
auf Ta-, TaN-, Ru- und SiO<sub>2</sub>-Substraten bei
Temperaturen < 160°C berichtet. Typisches
temperaturunabhängiges Wachstum wurde zumindest
bis 125°C beobachtet.
Damit verbunden wurde für
die metallischen Substrate ein Zyklenwachstum
von ca. 0.1 Å erzielt sowie ein ALD-Fenster,
das für Ru bis zu einer Temperatur von 100°C
reicht. Auf SiO<sub>2</sub> und TaN wurde das
ALD-Fenster
zwischen 110 und 125°C beobachtet, wobei auch
bei 135°C noch gesättigtes Wachstum auf TaN
gezeigt werden konnte. Die selbständige
Zersetzung des Precursors ähnlich der chemischen
Gasphasenabscheidung führte zu einem bimodalen
Schichtwachstum auf Ta, wodurch gleichzeitig
geschlossene Schichten und voneinander isolierte
Cluster gebildet wurden. Dieser Effekt wurde auf
TaN bis zu einer Temperatur von 130°C nicht
beobachtet. Ebensowenig trat er im untersuchten
Temperaturbereich auf Ru oder SiO<sub>2</sub> auf. Der
Nitrierungsgrad der TaN-Schichten beeinflusste
hierbei das Schichtwachstum stark. Mit einer
sehr guten Haftung der ALD-Schichten auf allen
untersuchten Substratmaterialien erscheinen die
Ergebnisse vielversprechend für die ALD von
Kupferstartschichten, die für die
elektrochemische Kupfermetallisierung in
Leitbahnsystemen ultrahochintegrierter
Schaltkreise anwendbar sind.
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Copper Oxide Films Grown by Atomic Layer Deposition from Bis(tri-n-butylphosphane)copper(I)acetylacetonate on Ta, TaN, Ru, and SiO2Waechtler, Thomas, Oswald, Steffen, Roth, Nina, Jakob, Alexander, Lang, Heinrich, Ecke, Ramona, Schulz, Stefan E., Gessner, Thomas, Moskvinova, Anastasia, Schulze, Steffen, Hietschold, Michael 02 May 2009 (has links)
The thermal atomic layer deposition (ALD) of
copper oxide films from the non-fluorinated yet
liquid precursor
bis(tri-<it>n</it>-butylphosphane)copper(I)acetylacetonate,
[(<sup><it>n</it></sup>Bu<sub>3</sub>P)<sub>2</sub>Cu(acac)],
and wet O<sub>2</sub> on Ta, TaN, Ru and SiO<sub>2</sub>
substrates at temperatures of < 160°C is
reported. Typical temperature-independent
growth was observed at least up to 125°C with
a growth-per-cycle of ~ 0.1 Å for the metallic
substrates and an ALD window extending down to
100°C for Ru. On SiO<sub>2</sub> and TaN the ALD window
was observed between 110 and 125°C, with
saturated growth shown on TaN still at 135°C.
Precursor self-decomposition in a chemical
vapor deposition mode led to bi-modal growth
on Ta, resulting in the parallel formation of
continuous films and isolated clusters. This
effect was not observed on TaN up to about
130°C and neither on Ru or SiO<sub>2</sub> for any
processing temperature. The degree of
nitridation of the tantalum nitride underlayers
considerably influenced the film growth. With
excellent adhesion of the ALD films on all
substrates studied, the results are a promising
basis for Cu seed layer ALD applicable to
electrochemical Cu metallization in interconnects
of ultralarge-scale integrated circuits.<br>
© 2009 The Electrochemical Society. All rights reserved. <br> / Es wird die thermische Atomlagenabscheidung
(ALD) von Kupferoxidschichten, ausgehend von
der unfluorierten, flüssigen Vorstufenverbindung
Bis(tri-<it>n</it>-butylphosphan)kupfer(I)acetylacetonat,
[(<sup><it>n</it></sup>Bu<sub>3</sub>P)<sub>2</sub>Cu(acac)],
sowie feuchtem Sauerstoff,
auf Ta-, TaN-, Ru- und SiO<sub>2</sub>-Substraten bei
Temperaturen < 160°C berichtet. Typisches
temperaturunabhängiges Wachstum wurde zumindest
bis 125°C beobachtet.
Damit verbunden wurde für
die metallischen Substrate ein Zyklenwachstum
von ca. 0.1 Å erzielt sowie ein ALD-Fenster,
das für Ru bis zu einer Temperatur von 100°C
reicht. Auf SiO<sub>2</sub> und TaN wurde das
ALD-Fenster
zwischen 110 und 125°C beobachtet, wobei auch
bei 135°C noch gesättigtes Wachstum auf TaN
gezeigt werden konnte. Die selbständige
Zersetzung des Precursors ähnlich der chemischen
Gasphasenabscheidung führte zu einem bimodalen
Schichtwachstum auf Ta, wodurch gleichzeitig
geschlossene Schichten und voneinander isolierte
Cluster gebildet wurden. Dieser Effekt wurde auf
TaN bis zu einer Temperatur von 130°C nicht
beobachtet. Ebensowenig trat er im untersuchten
Temperaturbereich auf Ru oder SiO<sub>2</sub> auf. Der
Nitrierungsgrad der TaN-Schichten beeinflusste
hierbei das Schichtwachstum stark. Mit einer
sehr guten Haftung der ALD-Schichten auf allen
untersuchten Substratmaterialien erscheinen die
Ergebnisse vielversprechend für die ALD von
Kupferstartschichten, die für die
elektrochemische Kupfermetallisierung in
Leitbahnsystemen ultrahochintegrierter
Schaltkreise anwendbar sind.
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Gepulste Laserabscheidung und Charakterisierung funktionaler oxidischer Dünnfilme und HeterostrukturenZippel, Jan 04 December 2012 (has links) (PDF)
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.
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Gepulste Laserabscheidung und Charakterisierung funktionaler oxidischer Dünnfilme und Heterostrukturen: Gepulste Laserabscheidung und Charakterisierung funktionaler oxidischerDünnfilme und HeterostrukturenZippel, Jan 09 November 2012 (has links)
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
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