The progress in device performance of modern microelectronic technology is mainly driven by down-scaling. In the near future, this road will probably reach a point where physical limits make even more down-scaling impossible. The substitution of single components materialwise over the last decades, like high-k dielectrics or metal gates, has been a suitable approach to foster performance improvements. In this scheme, the integration of high-mobility III-V compound semiconductors as channel materials into Si technology is a promising route to follow for the next one or two device generations. III-V integration, today, is conventionally performed by using techniques like molecular beam epitaxy or wafer bonding which utilize solid phase crystallization but suffer to strain due to the lattice mismatch between III-V compounds and Si. An alternative approach using sequential ion beam implantation in combination with a subsequent flash lamp annealing is presented in this work. Using this technique, nanocrystals from various III-V compounds have been successfully integrated into bulk Si and Ge as well as into thin Si layers which used either SOI substrates or were grown by plasma-enhanced chemical vapour deposition. The III-V compounds which have been fabricated are GaP, GaAs, GaSb, InP, InAs, GaSb and InxGa1-xAs with variable composition. The structural properties of these nanocrystals have been investigated by Rutherford backscattering, scanning electron microscopy and transmission electron microscopy, including bright-field, dark-field, high-resolution, high-angle annular dark-field and scanning mode imaging, electron-dispersive x-ray spectroscopy and energy-filtered element mapping. Furthermore, Raman spectroscopy and X-ray diffraction have been performed to characterise the nanocrystals optically. In Raman spectroscopy, the characteristic transversal and longitudinal optical phonon modes of the different III-V compounds have been observed. These signals proof that the nanocrystals have formed by the combination of ion implantation and flash lamp annealing. Additionally, the appearance of the typical phonon modes of the respective substrate materials verifies recrystallization of the substrate by the flash lamp after amorphisation during implantation. In the bulk Si samples, the nanocrystals have a circular or rectangular lateral shape and they are randomly distributed at the surface. Their cross-section has either a hemispherical or triangular shape. In bulk Ge, there are two types of precipitates: one at the surface with arbitrary shape and another one buried with circular shape. For the thin film samples, the lateral shape of the nanocrystals is more or less arbitrary and they feature a block-like cross-section which is limited in height by the Si layer thickness. Regarding crystalline quality, the nanocrystals in all samples are mainly single-crystalline with only a few number of stacking faults. However, the crystalline quality in the bulk samples is slightly better than in the thin films. The X-ray diffraction measurements display the (111), (220) and (311) Bragg peaks for InAs and GaAs as well as for the InxGa1-xAs where the peaks shift with increasing In content from GaAs towards InAs. The underlying formation mechanism is identified as liquid phase epitaxy. Hereby, the ion implantation leads to an amorphisation of the substrate material which is then molten by the subsequent flash lamp annealing. This yields a homogeneous distribution of the implanted elements within the melt due to their strongly increased diffusivity in the liquid phase. Afterwards, the substrate material starts to recrystallize at first and an enrichment of the melt with group-III and group-V elements takes place due to segregation. When the temperature is low enough, the III-V compound semiconductor starts to crystallize using the recrystallized substrate material as a template for epitaxial growth. In order to gain control over the lateral nanocrystal distribution, an implantation mask of either aluminium or nickel is introduced. Using this mask, only small areas of the samples are implanted. After flash lamp treatment, nanocrystals form only in these small areas, which allows precise positioning of them. An optimal implantation window size with an edge length of around 300nm has been determined to obtain one nanocrystal per implanted area. During an additional experiment, the preparation of Si nanowires using electron beam lithography and reactive ion etching has been conducted. Hereby, two different processes have been investigated; one using a ZEP resist, a lift-off step and a Ni hard mask and another one using a hydrogen silsesquioxane resist which is used directly as a mask for etching. The HSQ-based process turned out to yield Si nanowires of better quality. Combining both, the masked implantation and the Si nanowire fabrication, it might be possible to integrate a single III-V nanocrystal into a Si nanowire to produce a III-V-in-Si-nanowire structure for electrical testing. / Der Fortschritt in der Leistungsfähigkeit der Bauelemente moderner Mikroelektroniktechnologie wird hauptsächlich durch das Skalieren vorangetrieben. In naher Zukunft wird dieser Weg wahrscheinlich einen Punkt erreichen, an dem physikalische Grenzen weiteres Herunterskalieren unmöglich machen. Der Austausch einzelner Teile auf Materialebene, wie Hoch-Epsilon-Dielektrika oder Metall-Gate-Elektroden, war während der letzten Jahrzehnte ein geeigneter Ansatz, um die Leistungsverbesserung voranzubringen. Nach diesem Schema ist die Integration von III-V-Verbindungshalbleiter mit hoher Mobilität ein vielversprechender Weg, dem man für die nächsten ein oder zwei Bauelementgenerationen folgen kann. Heutzutage erfolgt die III-V-Integration konventionell mit Verfahren wie der Molekularstrahlepitaxie oder dem Waferbonden, welche die Festphasenkristallisation nutzen, die aber aufgrund der Gitterfehlanpassung zwischen III-V-Verbindungen und Silizium an Verspannungen leiden. In dieser Arbeit wird ein alternativer Ansatz präsentiert, welcher die sequenzielle Ionenstrahlimplantation in Verbindung mit einer darauffolgenden Blitzlampentemperung ausnutzt. Mit Hilfe dieses Verfahrens wurden Nanokristalle verschiedener III-V-Verbindungshalbleiter erfolgreich in Bulksilizium- und -germaniumsubstrate sowie in dünne Siliziumschichten integriert. Für die dünnen Schichten wurden hierbei entweder SOI-Substrate verwendet oder sie wurden mittels plasmagestützer chemischer Gasphasenabscheidung gewachsen. Die hergestellten III-V-Verbindungen umfassen GaP, GaAs, GaSb, InP, InAs, InSb und InxGa1-xAs mit veränderbarer Zusammensetzung. Die strukturellen Eigenschaften dieser Nanokristalle wurden mit Rutherford-Rückstreu-Spektroskopie, Rasterelektronenmikroskopie und Transmissionselektronenmikroskopie untersucht. Bei der Transmissionelektronenmikroskopie wurden die Hellfeld-, Dunkelfeld-, hochauflösenden, “high-angle annular dark-field” und Rasteraufnahmemodi sowie die energiedispersive Röntgenspektroskopie und die energiegefilterte Elementabbildung eingesetzt. Darüber hinaus wurden Ramanspektroskopie- und Röntgenbeugungsmessungen durchgeführt, um die Nanokristalle optisch zu charakterisieren. Mittels Ramanspektroskopie wurden die charakteristischen transversal- und longitudinal-optischen Phononenmoden der verschiedenen III-V-Verbindungen beobachtet. Diese Signale beweisen, dass sich unter Verwendung der Kombination von Ionenstrahlimplantation und Blitzlampentemperung Nanokristalle bilden. Weiterhin zeigt das Vorhandensein der typischen Phononenmoden der jeweiligen Substratmaterialien, dass die Substrate aufgrund der Blitzlampentemperung rekristallisiert sind, nachdem sie durch Ionenimplantation amorphisiert wurden. In den Bulksiliziumproben besitzen die Nanokristalle eine kreisförmige oder rechteckige Kontur und sind in zufälliger Anordnung an der Oberfläche verteilt. Ihr Querschnitt zeigt entweder eine Halbkugel- oder dreieckige Form. Im Bulkgermanium gibt es zwei Arten von Ausscheidungen: eine mit willkürlicher Form an der Oberfläche und eine andere, vergrabene mit sphärischer Form. Betrachtet man die Proben mit den dünnen Schichten, ist die laterale Form der Nanokristalle mehr oder weniger willkürlich und sie zeigen einen blockähnlichen Querschnitt, welcher in der Höhe durch die Siliziumschichtdicke begrenzt ist. Bezüglich der Kristallqualität sind die Nanokristalle in allen Proben mehrheitlich einkristallin und weisen nur eine geringe Anzahl an Stapelfehlern auf. Jedoch ist die Kristallqualität in den Bulkmaterialien ein wenig besser als in den dünnen Schichten. Die Röntgenbeugungsmessungen zeigen die (111), (220) und (311) Bragg-Reflexe des InAs und GaAs sowie des InxGa1-xAs, wobei sich hier die Signalpositionen mit steigendem Gehalt an Indium von GaAs zu InAs verschieben. Als zugrundeliegender Bildungsmechanismus wurde die Flüssigphasenepitaxie identifiziert. Hierbei führt die Ionenstrahlimplantation zu einer Amorphisierung des Substratmaterials, welches dann durch die anschließende Blitzlampentemperung aufgeschmolzen wird. Daraus resultiert eine homogene Verteilung der implantierten Elemente in der Schmelze, da diese eine stark erhöhte Diffusivität in der flüssigen Phase aufweisen. Danach beginnt zuerst das Substratmaterial zu rekristallisieren und es kommt aufgrund von Segregationseffekten zu einer Anreicherung der Schmelze mit den Gruppe-III- und Gruppe-V-Elementen. Wenn die Temperatur niedrig genug ist, beginnt auch der III-V-Verbindungshalbleiter zu kristallisieren, wobei er das rekristallisierte Substratmaterial als Grundlage für ein epitaktisches Wachstum nutzt. In der Absicht Kontrolle über die laterale Verteilung der Nanokristalle zu erhalten, wurde eine Implantationsmaske aus Aluminium beziehungsweise Nickel eingeführt. Durch die Benutzung einer solchen Maske wurden nur kleine Bereiche der Proben implantiert. Nach der Blitzlampentemperung werden nur in diesen kleinen Bereichen Nanokristalle gebildet, was eine genaue Positionierung dieser erlaubt. Es wurde eine optimale Implantationsfenstergröße mit einer Kantenlänge von ungefähr 300 nm ermittelt, damit sich nur ein Nanokristall pro implantierten Bereich bildet. Während eines zusätzlichen Experiments wurde die Präparation von Siliziumnanodrähten mit Hilfe von Elektronenstrahllithografie und reaktivem Ionenätzen durchgeführt. Hierbei wurden zwei verschiedene Prozesse getestet: einer, welcher einen ZEP-Lack, einen Lift-off-Schritt und eine Nickelhartmaske nutzt, und ein anderer, welcher einen HSQ-Lack verwendet, der wiederum direkt als Maske für die Ätzung dient. Es stellte sich heraus, dass der HSQ-basierte Prozess Siliziumnanodrähte von höherer Qualität liefert. Kombiniert man beides, die maskierte Implantation und die Siliziumnanodrahtherstellung, miteinander, sollte es möglich sein, einzelne III-V-Nanokristalle in einen Siliziumnanodraht zu integrieren, um eine III-V-in-Siliziumnanodrahtstruktur zu fertigen, welche für elektrische Messungen geeignet ist.

In dieser Arbeit ist die Bildung von selbstorganisierten Nanostrukturen auf Galliumantimonid (GaSb) und Germanium (Ge) durch Ionenbeschuss untersucht worden. Zudem sind die auf Ge erhaltenen Lochstrukturen als Template für Silber- und Eisenschichten verwendet worden. Bei der Bestrahlung von GaSb mit Argonionen unter senkrechtem Ioneneinfall bilden sich hexagonal geordnete Punktstrukturen, während bei der Bestrahlung von Ge mit Galliumionen unter senkrechtem Ioneneinfall hexagonal geordnete Lochstrukturen entstehen. Dabei handelt es sich um zueinander inverse Muster. Für diese beiden Materialsysteme sind die Abhängigkeit der sich bildenden Strukturen von der Ionenenergie, dem Fluss, der Fluenz und dem Ioneneinfallswinkel untersucht, und die entstehenden Muster mit theoretischen Modellen verglichen worden. Bei der Bestrahlung von GaSb unter senkrechtem Ioneneinfall steigen charakteristische Länge und Höhe mit der Ionenenergie linear an, bis sie sättigen. Eine Variation des Einfallswinkels der Ar-Ionen führt zu hexagonal geordneten Punktstrukturen, geneigten Punktstrukturen und Rippeln auf GaSb. Das Aspektverhältnis steigt mit dem Winkel an, bis es für die Rippel wieder stark absinkt. Auf Ge bilden sich bei der Bestrahlung mit Ga-Ionen Lochstrukturen, deren Höhe linear mit der Ionenenergie ansteigt und deren charakteristische Länge mit dieser absinkt. Mit steigendem Ioneneinfallswinkel bilden sich aneinander gereihte Lochstrukturen sowie unregelmäßige Muster. Bei den Materialsystemen ist der Anstieg der Ordnung bis zu einer Sättigung mit der Fluenz ebenso wie der Anstieg der Höhe der Strukturen mit der Energie gemeinsam. Für schrägen Ioneneinfall werden gänzlich unterschiedliche Muster erhalten. Zudem ist ein Unterschied im Verhalten der charakteristischen Länge mit der Ionenenergie vorhanden. Ebenso wie die unterschiedlichen Aspektverhältnisse weist dies auf einen Unterschied im Musterbildungsprozess hin. Dieser wird auf Ge von der Vakanzdynamik dominiert, wohingegen auf GaSb das präferentielle Sputtern ausschlaggebend ist. Somit bestimmen die unterschiedlichen Materialeigenschaften von GaSb und Ge den Musterbildungsprozess. Um ein zeitlich entkoppeltes Bestrahlen zu betrachten, wird mit dem Strahl über die Ge-Oberfläche gerastert. Die erhaltenen Muster werden mit denen durch einen stehenden Ionenstrahl entstanden verglichen. Das Rastern des Ionenstrahls hat keinen Einfluss auf die entstehenden Muster. Zudem wird der Fluss bei Bestrahlung der Ge-Oberfläche über vier Größenordnungen variiert. Da der Fluss in allen Termen der Kontinuumsgleichungen enthalten ist, ist kein Einfluss auf die entstehenden Lochstrukturen vorhanden. Bei einer Bestrahlung von Ge mit Ge-Ionen bilden sich ebenfalls Lochstrukturen, die aber keine hexagonale Nahordnung aufweisen. Damit wird eine zweite Komponente, entweder im Substrat oder aus dem Ionenstrahl, benötigt, damit die Strukturen geordnet sind. Diese Lochstrukturen werden im Anschluss mit Silber und Eisen bedampft, um ein unterschiedliches Aufwachsen im Vergleich zu einer planaren Oberfläche zu untersuchen. Bei Verwendung einer vorstrukturierten Oberfläche steigt die Anzahl der Silbercluster aufgrund der größeren Oberfläche an. Eine Vorstrukturierung des Substrats verhindert eine Veränderung der Filmmorphologie eines nahezu geschlossenen Films durch Tempern. Bei Verwendung eines planaren Substrats bilden sich nach dem Tempern Cluster. Beim senkrechten Aufdampfen eines Eisenfilms folgt dieser der Oberfläche. Durch die erhöhte Rauigkeit aufgrund der Vorstrukturierung verändert sich die polare Magnetisierungskomponente. Beim Aufdampfen des Eisens unter streifendem Einfall bilden sich säulenartige Strukturen. Diese sind auf dem vorstrukturierten Substrat größer und haben im Mittel einen größeren Abstand. Diese Säulen weisen eine starke magnetische und magnetooptische Anisotropie auf, die im Anschluss untersucht wird. Die Verwendung des vorstrukturierten Substrats und somit die veränderte Größe der Säulen, beeinflusst die magnetischen Eigenschaften kaum.