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In the present work, the electronic density of states of hydrogenated amorphous silicon (a-Si:H) layers in the thickness range from 300 down to ~2 nm was examined by Near-UV-photoelectron spectroscopy (NUV-PES). The measurements yield a mean density (averaged over all directions in k space) of the extended states in the valence band close to the band edge Ev, down to approximately Ev–1 eV, as well as the density of states in the band-gap between Ev and the Fermi level Ef. Using the constant final state yield spectroscopy (CFSYS) mode of NUV-PES, which was extended to a density of states spectroscopy in the present work, densities of states can be measured over more than 8 magnitudes, from > 10e22 down to 10e14 states/(eV cm3). The CFSYS detects photoelectrons with a constant final state energy, and the excitation-energy hv is varied, between ~4 and 7-8 eV in the experimental set-up used here. The detection energy is chosen so that only those electrons are counted whose kinetic energy is just high enough to overcome the work function barrier of the sample into the vacuum. This is in contrast to conventional techniques of photoelectron spectroscopy, where the excitation energy (e.g. the characteristic emission line of a gas discharge lamp) is kept constant and the detection energy is varied. Advantages of the CFSYS are the information-depth of ~5-10 nm, which is large compared to other photoelectron spectroscopies and matches optimally the a-Si:H layer thicknesses of the examined samples, and the mentioned span of 8 magnitudes in the detectable density of states. To avoid systematic errors in the the evaluation of the measured spectra, it is necessary to take into account the energy resolution of the PES system. Therefore, the resolution was measured and an (excitation energy dependent) transfer function was used to describe the influence of the apparatus on the PES measurement. The detailed analysis of the PES measurements was introduced using data obtained from a 300 nm thick, nominally undoped intrinsic a-Si:H layer that was deposited by PECVD on crystalline silicon. In order to evaluate the spectra, the measured photoelectron yield data have to be normalized to a density of states, and the valence-band mobility edge EVµ must be determined (the position of EF is known in the measured spectra, because the Fermi level is the common reference potential of energy analyzer and sample). To this end, an analytic model for the density of states was fitted to the measured yield data. The model describes the extended states close to the band edge as well as the localized states in the band gap. The gap states consist of the exponentially decreasing band tails (Urbach tails), which are commonly interpreted as strained Si-Si bonds, as well as dangling (broken) bonds, whose density of states distribution is approximately a Gaussian. The model spectrum was normalized to 2*10e21 states/(eVcm³) at the valence band mobility edge, which coincides within some 10 meV with the top of the exponential Urbach tail. The convolution of this model spectrum with the transfer function of the spectrometer could be used to obtain excellent fits to the data measured in all available PES modes (CFSYS as well as conventional UPS and total yield spectroscopy). The defect parameters obtained from the fits to the 300nm sample are elevated with respect to literature data: The exponential tail slope (Urbach energy) amounts to 62(3) meV, the density of the dangling bond defects to 3,5*10e18 cm-3. The Fermi level, EF–EVµ=1,1 eV, lies in the upper half of the band gap. The high density of dangling bonds was confirmed by photocurrent spectroscopy (CPM) measurements on 300nm a-Si:H films deposited on glass under identical deposition conditions, which could be described by the same density of states model as the PES data. In contrast to PES (which "sees" only the 5-10nm of the a-Si:H layer close to the surface) the photocurrent measurement yield the defect parameters averaged over the entire layer thickness. The PES and CPM results are consistent with ESR measurements on the same 300 nm films, which also show elevated values of the defect-density with respect to literature data for thick layers. It has to be concluded that either the deposition conditions were not optimized or the high defect density is due to contamination by impurity atoms. Finally, the photocurrent measurements can be evaluated in the Tauc plot to yield the optical band-gap, Egopt=1,76(5) eV. The methodology developed in the first part of the thesis (PES measurement and fit of the model density of states) was then applied to various series of approximately 10 nm thin a-Si:H layers on c-Si substrates, where the deposition temperature of the layers and the concentration of their doping both by phosphorus and boron were varied. Since for these layer thicknesses, the position of the Fermi level cannot be determined from measurements of the photo- or dark conductivity, the near-UV-PES is the only method to yield data on defect densities and the position of the Fermi level here. The experimental results can be summarized as follows: Ultrathin a-Si:H layers show an optimum of the deposition-temperature around 230°C, comparable to the well-established optimum temperature range for thick layers. The optimum is characterized by an Urbach energy of 66(1) meV and a defect-density of 2,9(3)*10e18 cm-3. For undoped layers, the Fermi level lies EF–EVµ=1,04(6) eV, the films are therefore slightly n-type. Conductivity measurements at identically prepared thick layers on glass allow to determine the distance of the Fermi level to the conduction band mobility edge, ECµ–EF. From these quantities, the mobility gap Egµ=Ecµ–Evµ can be determined under the assumption that the band gap of thin layers does not change in comparison to that of thick ones. It shows the same trend of a decrease of the band gap with rising deposition temperature as is known from thick layers. The Fermi level in the band gap can be shifted by doping for ultrathin layers in a similar way as for thick films; however, only a maximum variation of EF–Evµ from 0,55(6) eV at 1e4 ppm B2H6 in the gas phase to 1,49(6) eV (1e4 ppm PH3) is possible. Under the assumption that the band gap Egopt~Egµ is unchanged with respect to the thick, undoped layer, the latter corresponds to a distance of EF to the conduction band mobility edge of 0,27(8) eV. The small variations of the position of the Fermi level even for high doping levels correlate with reports in the literature, where from measurements by Near-UV-PES on thick a-Si:H, it was concluded that the position of the surface fermi level deviates from the bulk position. However, for the ultra-thin layers examined here, PES measures the mean Fermi level over the entire layer thickness; furthermore, it was estimated that there should be no considerable band bending in the ultra-thin layers. It seems plausible that the elevated density of dangling defects and band tail states (higher Urbach energy) should be at the origin of the smaller variation of Ef–Evµ. The cause for the poorer quality of the ultra-thin layers is certainly on the one hand the proximity of two interfaces (the vacuum/a-Si:H and the a-Si:H/c-Si interface) as well as the short deposition time of the ultra-thin layers, that hinder the relaxation of the amorphous network; on the other hand, suboptimal deposition conditions as well as a contamination as it was found for the thick layers cannot be ruled out. Both for the deposition temperature series of the undoped layers and the doping series with a substrate-temperature of 230°C, measurements of the transient surface-photovoltage (SPV) were carried out. For these measurements, excess charge-carriers are generated in the c-Si by a short light pulse, and the resulting change in the position of the Fermi level relative to the band edges is measured. These measurements yield through their decay behavior over time (which is an image of the bands relaxing to their dark equilibrium position) a measurement for the recombination velocity at the a-Si:H/c-Si interface. Furthermore, if high-injection conditions can be reached, i.e. a concentration of photogenerated excess charge-carriers in the c-Si that exceeds significantly both the minority as well as the majority charge-carrier density in the dark (high-injection case), then the maximum photovoltage is a measurement for the band bending in the c-Si in dark equilibrium (without illumination). If the valence band offset at the a-Si:H/c-Si interface is known, one can also calculate from PES measurements of Ef–Evµ the position of the Fermi level at the interface relative to the c-Si band edge. For optimal deposition-conditions, both calculations yield an identical position of the interface fermi level. this correlates with a slow decay of the SPV transient. For suboptimal a-Si:H deposition conditions (Tdep not 230°C, phosphorus doping >3000 ppm), the transient decays faster, and the calculated positions of the interface Fermi levels no longer agree. The faster decay as well as the discrepancy of the calculated Fermi levels are indications for an elevated recombination velocity: Obviously, the high excitation case is no longer reached. This is can be explained by the fact that for suboptimal deposition conditions the density of states both in the a-Si:H band-tails and deep in the band gap increase so that the photogenerated excess charge-carriers can tunnel from the c-Si into the amorphous layer where they find an efficient recombination path. If the a-Si:H layer thickness is reduced below the information depth of the Near-UV-PES, the density of states of the underlying substrate contributes to the measured PES signal. In this thesis, it was shown that the measured spectrum can be described as the sum of the spectra of a hydrogen terminated c-Si surface and a thick (~100 nm) a-Si:H layer. The shift of the two spectra relative to each other is the band offset DEv of the a-Si:H/c-Si interface, without further assumptions such as the ones necessary e.g. for the evaluation of C-V measurements to determine DEv. Such measurements and fits were carried out on film thickness series of intrinsic, n- and p-doped ultrathin a-Si:H layers on n- and p-doped c-Si wafers. They represent the first systematic examination of the a-Si:H/c-Si band offset with Near-UV-PES. The mean value of the band offset was determined to DEv=0,458(6) eV. It is independent of the doping both of the a-Si:H layer and the substrate; however, it decreases slightly with the a-Si:H layer-thickness. The absolute value of DEv, the independence of the doping and the decrease with the layer thickness are consistent with a model in which the band offset depends on the so-called charge neutrality level of the materials on both sides of the interface and on additional contributions by extrinsic interface dipoles., In der vorliegenden Arbeit wurde die elektronische Zustandsdichte hydrogenisierter amorpher Silizium (a-Si:H)-Schichten mit Dicken von 300 bis hinab zu ~2 nm untersucht. Die dazu eingesetzte Methode der Nah-UV-Photoelektronenspektroskopie (NUV-PES) liefert eine gemittelte Valenzband-Zustandsdichte der bandkantennahen ausgedehnten Zustände (bis etwa Ev-1 eV) sowie die Zustandsdichte in der Bandlücke zwischen Ev und dem Ferminiveau Ef. Dabei können mit der hier zur Zustandsdichte-Spektroskopie weiterentwickelten constant final state yield-Spektroskopie (CFSYS) Zustandsdichten über mehr als 8 Größenordnungen von >10e22 bis hinab zu 10e14 1/(eV cm³) detektiert werden. Die CFSYS detektiert die Photoelektronen bei einer konstanten final state-Energie, und die Anregungsenergie hv wird variiert, im hier genutzten Aufbau zwischen ~4 und 7-8eV. Die Detektionsenergie wird so gewählt, dass Elektronen gezählt werden, deren kinetische Energie gerade ausreicht, um die Austrittsarbeits-Barriere von der Probe ins Vakuum zu überwinden. Dies steht im Gegensatz zu konventionellen Techniken der Photoelektronenspektroskopie, wo mit festen Anregungsenergien und variabler Detektionsenergie gearbeitet wird. Vorteil der CFSYS ist die für Photoelektronenspektroskopie große Informationstiefe von ~5-10nm, die optimal an die hier untersuchten Schichtdicken angepasst ist, und die erwähnte Spanne von 8 Größenordnungen in der detektierbaren Zustandsdichte. Um systematische Fehlern bei der Auswertung der gemessenen Spektren zu vermeiden, ist die korrekte Berücksichtigung der Energieauflösung des Spektrometers notwendig. Daher wurde sie gemessen und als (von der Anregungsenergie abhängige) Transferfunktion beschrieben. Die entwickelte PES-Methodik (PES-Messung und Anpassung der Modell-Zustandsdichte) wurde auf Serien von etwa 10nm dünnen a-Si:H-Schichten auf c-Si-Substrat angewendet, bei denen die Depositionstemperatur und die Dotierkonzentration von Phosphor oder Bor variiert wurden. Da bei diesen Schichtdicken die Lage des Ferminiveaus nicht aus Messungen der Photoleitung oder der Dunkelleitfähigkeit bestimmt werden kann, ist die Nah-UV-PES hier die einzige Möglichkeit, Defektdichten und die Lage des Fermi-Niveaus zu bestimmen. Die experimentellen Ergebnisse lassen sich wie folgt zusammenfassen: Auch ultradünne Schichten zeigen ein Optimum der Depositionstemperatur um 230°C, das charakterisiert ist durch eine Urbach-Energie von 66(1meV und eine Defektdichte von 2,9(3)e18 1/cm³. Das Ferminiveau liegt dabei für undotierte Schichten bei Ef-Ev=1,04(6) eV, die Filme sind also n-leitend. Aus Leitfähigkeitsmessungen an identisch präparierten dicken Schichten auf Glas kann man den Abstand des Ferminiveaus zur Leitungsband-Beweglichkeitskante El-Ef bestimmen. Dann lässt sich unter der Annahme, dass sich die Bandlücke von dünnen Schichten im Vergleich zu dicken nicht ändert, die Beweglichkeits-Lücke El-Ev bestimmen. Sie zeigt den von dicken Schichten bekannten Trend einer Abnahme der Bandlücke mit steigender Depositionstemperatur. Reduziert man die a-Si:H-Schichtdicke unter die Informationstiefe der Nah-UV-PES, dann liefert die Zustandsdichte des darunterliegenden Substrats Beiträge zum gemessenen Signal. Es wurde gezeigt, dass das gemessene Spektrum sich als Summe aus den Spektren einer Wasserstoff-terminierten c-Si-Oberfläche und einer dicken (~100nm) a-Si:H-Schicht beschreiben lässt. Die Verschiebung der beiden Spektren gegeneinander liefert direkt die Banddiskontinuität (band-offset) der a-Si:H/c-Si-Grenzfläche. Die durchgeführten Messungen an Schichtdickenserien von intrinsischen, n- und p-dotierten ultradünnen a-Si:H-Schichten auf n- und p-dotierten c-Si-Wafern stellen die erste systematische Untersuchung des a-Si:H/c-Si-Band-offsets mit den Methoden der Nah-UV-PES dar. Der Mittelwert des Band-offsets wurde zu DEv = 0,458(6)eV bestimmt. Er ist unabhängig von der Dotierung sowohl der a-Si:H-Schicht als auch des Substrats, nimmt aber geringfügig mit der a-Si:H-Schichtdicke ab. Der Wert von DEv, die Unabhängigkeit von der Dotierung und die Abnahme mit der Schichtdicke ist konsistent mit einem Modell, bei dem der Band-offset vom sog. Ladungs-Neutralpunkt der Materialien zu beiden Seiten der Grenzfläche sowie zusätzlichen Beiträgen von extrinsischen Grenzflächen-Dipolen abhängt.

The metastable N-containing III/V-compound semiconductor material systems have attracted an immense interest both from a fundamental as well as application point of view. The GaP-based mixed crystalline system is novel in this class of material and especially interesting due to the possibility of realizing monolithic optoelectronic integrated circuits (OIECs) on silicon, since the lattice constant of GaP-substrate is very close to silicon. Though GaP is an indirect semiconductor fundamental band structure can be modified towards totally new optical properties via the incorporation of Indium, Arsenic und Nitrogen. In the present studies the pseudomorphical growth of (GaIn)(NAsP) mixed heterostructures based on GaP-substrate by metal organic vapour phase epitaxy has been investigated over a wide regime of growth parameters in order to optimize the crystalline properties. The crystalline structure has been verified by high-resolution X-ray diffraction (XRD), transmission electron microscopy (TEM) and atomic force microscopy (AFM). Due to the metastability of this material system extreme non-equilibrium growth conditions have to be applied. The penternary mixed crystal reveals a very complex incorporation characteristic for each group V-element. The composition of the (GaIn)(NAsP) material system has been varied systematically in a range that always pseudomorphical deposition is guaranteed on GaP-substrate. In order to study the dependence of the optical properties on the composition, different spectroscopic investigation techniques (photoluminescence (PL), excitation photoluminescence (PLE) and absorption measurement) have been carried out. First results show that the intrinsic optical character can be tailored by the change of composition. For an optimized (GaIn)(NAsP) compound the optoelectronic properties reveal a high photoluminescence efficiency and narrow PL line width even up to room temperature. For the first time optically pumped lasing operation of Ga(NAsP) QWs pseudomorphically grown on GaP substrate have been observed for temperatures up to room temperature. In addition, first electrical injection laser structures have been realized and laser action at low temperatures (80 K) has been verified for the first time. The realized electrical injection laser applying the novel dilute nitride Ga(NAsP)/GaP-material system already at this early stage of development clearly underlines the potential for the integration of III/V-based optoelectronic functionalities using this novel material system to Si substrate in the near future., Die Realisierung von optoelektronisch integrierten Schaltungen auf Silizium-Substrat würde ein komplett neues Feld der Fabrikationstechnologie eröffnen. Motiviert durch die vielseitigen Anwendungsmöglichkeiten wurde in dieser Arbeit das Ziel verfolgt, ein Materialsystem mittels MOVPE (metal organic vapour phase epitaxy) zu entwickeln, welches pseudomorph auf Si-Substrat abgeschieden werden kann, eine hohe Lumineszenzeffizienz und Materialverstärkung besitzt. Da der III-V Halbleiter GaP und Si, die beide eine indirekte Bandstruktur aufweisen, eine ähnliche Gitterkonstante besitzen und zugleich GaP gitterangepaßt auf Si-Substrat abgeschieden werden kann, war die herausfordernde Fragestellung, ob eine Komposition des Mischkristall (GaIn)(NAsP) existiert, in der die Bandstrukturmodifikation aufgrund der Zusammensetzung einen direkten Halbleiter ergibt und zeitgleich der Mischkristall ohne jegliche Ausbildung von Versetzungen auf GaP-Substrat abscheidbar ist. Der Schwerpunkt dieser Arbeit liegt in den folgenden Punkten: 1. Konzeption des neuartigen (GaIn)(NAsP) Materialsystems 2. Epitaktische Herstellung mittels der metallorganischen Gasphasenepitaxie 3. Strukturelle Charakterisierung (Röntgenbeugung, Rasterkraftmikroskopie) 4. Spektroskopische Charakterisierung (Photolumineszenz- und Photolumineszenzanregungsspektroskopie, Transmissionsmessung). Die Arbeit ist wie folgt gegliedert: Nach der Einleitung werden im zweiten Kapitel einige physikalische Grundlagen erörtert. Der Schwerpunkt liegt in der Vorstellung grundlegender Methoden zur Berechnung von Bandstrukturen, da die experimentellen Ergebnisse immer bezüglich einer möglichen Bandstrukturmodifikation interpretiert werden. In einem separaten Abschnitt wird die Klasse der verdünnt N-haltigen Materialsysteme vorgestellt. Das dritte Kapitel umfaßt die Beschreibung der eingesetzten Verfahren und Methoden zur Herstellung und Untersuchung der Halbleiterproben. Das Ergebniskapitel ist nach den unterschiedlichen Materialklassen gegliedert, welche im Rahmen dieser Arbeit entstanden sind: (GaIn)(NP), (GaIn)(NAsP) und Ga(NAsP). In einem weiteren Abschnitt werden erste Bauelemente und Verstärkungsmessungen vorgestellt. Das letzte Kapitel enthält eine Zusammenfassung und einen Ausblick. Die epitaktische Herstellung der unterschiedlichen N-haltigen Materialsysteme auf GaP-Substrate zeigt viele Parallelen zu dem GaAs basierenden Materialsystem (Ga(In))(NAs). Die spektroskopischen Untersuchungen von (GaIn)(NP)-MQWs unterschiedlicher Zusammensetzung ergaben, daß durch den Einbau von In die Lumineszenzeffizienz nicht wesentlich verbessert werden konnte. Die optische Charakterisierung der pentanären Proben (GaIn)(NAsP) hingegen zeigte, daß durch den Einbau von As und die Reduzierung der In-Konzentration die Lumineszenzeigenschaften deutlich verbessert werden konnten. Die Zustandsdichte im Leitungsband steigt deutlich an und die Kopplung im Rahmen des Band-Anticrossing-Modells nimmt zu. Der Signalverlauf im Tieftemperatur-PLE-Spektrum des In-freien Mischkristalls Ga(N0.04As0.8P0.16) offenbart schließlich einen abrupten Anstieg in der Zustandsdichte, wie er typisch ist für einen direkten Halbleiter. Damit wurde erstmals ein Mischkristall pseudomorph auf GaP-Substrat abgeschieden, der eine direkte Bandstruktur besitzt. Die methodische Variation des N- und P-Gehaltes in verschiedenen Probenreihen zeigte, daß die besten PL-Charakteristiken für den Kompositionsbereich von 4%±1% N und 0-10% P erzielt wurden. Erstmalig wurde eine Raumtemperatur-PL detektiert und die PL-Linienbreite auf unter 60meV optimiert. Damit sind die optischen Eigenschaften dieses neuartigen Materialsystems vergleichbar mit denen von verdünnt N-haltigen Mischkristallen auf der Basis von GaAs. Um die Anwendungsmöglichkeiten für Bauelemente zu untersuchen, wurden erste Breitstreifenlaserstrukturen mittels MOVPE abgeschieden. Verstärkungsmessungen mittels der Stichlängen-Methode demonstrieren einen deutlichen modalen Gewinn bei Raumtemperatur. Mittels optischer Anregung (bis zu 300K) und elektrischer Injektion bei 80K konnte ein deutliches Schwellenverhalten der Emissionsintensität abhängig von der Anregungsdichte sowie ein ausgeprägtes Modenspektrum oberhalb der Schwelle beobachtet werden. Damit besitzen die Laserbarren die charakteristischen Merkmale für eine Laseraktivität sowohl bei tiefen Temperaturen als auch bei Raumtemperatur. Das Ergebnis dieser Arbeit zeigt, daß es gelungen ist, durch die sukzessive Optimierung der Zusammensetzung, anhand der strukturellen und optischen Untersuchungsergebnisse in Kombination mit theoretischen Vorhersagen der Bandstrukturmodifikation, ein Materialsystem zu entwickeln, welches pseudomorph auf GaP-Substrat abgeschieden werden kann und eine direkte Bandlücke besitzt.