Logische Schaltungen basieren derzeit auf Silizium, dessen Eigenschaften durch gezielte Dotierung manipulierbar sind. Die Kombination von halbleitenden und magnetischen Eigenschaften würde die Implementierung der elektronischen
a) b) c)
Abbildung 1.6: Vom Halbleiter zum ferromagnetischen Halbleiter [Ohn98]. (a) zeigt einen ferroma-gnetischen Halbleiter, (b) einen verdünnten maferroma-gnetischen Halbleiter bei dem einige Gitterplätze mit magnetischen Ionen besetzt sind. Bei (c) enthält der Halbleiter keine magnetischen Ionen.
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Bauteile revolutioniert. So wurde der Halbleiter Silizium bisher nur zur Integra-tion von logischen Schaltungen benutzt, und die Realisierung der magnetischen Datenspeicherung war bekannten ferromagnetischen Materialien vorbehalten.
Eines der ersten Materialien, das halbleitende mit magnetischen Eigenschaf-ten verband (Mn-dotiertes GaAs), wurde von Ohno et al. [Ohn98] vorgestellt.
Bei diesem Material wird der Halbleiter GaAs mit wenigen Atomprozent Mn dotiert.
Bei verdünnten magnetischen Halbleitern (DMS) sind einzelne Gitterplätze mit magnetischen Ionen besetzt [Abb. 1.6]. Der III-V Halbleiter GaAs lässt sich außerdem gezielt p- oder n-dotieren, was für die elektronische Anwendung von Bedeutung ist. Für die Integrationsfähigkeit eines neuen Materials ist auch entscheidend, ob die gewünschten Materialeigenschaften auch noch bei höhe-ren Temperatuhöhe-ren präsent sind. Beim Betrieb elektronischer Schaltungen treten Temperaturen oberhalb Raumtemperatur auf; die ferromagnetische Ordnung der DMS muss deshalb noch deutlich oberhalb der Raumtemperatur vorhan-den sein. Dies wurde bisher beim System (Ga,Mn)As nicht erreicht; die Ord-nungstemperatur oder auch Curie-Temperatur (TC) liegt hier bei 110 bzw. in ver-spanntem GaMnAs/InGaMnAs bei 130 K [KLF+04], was den DMS (Ga,Mn)As für die Anwendung ungeeignet erscheinen lässt. Höhere Curie-Temperaturen (135 K und 360 K) werden der Bildung von Mn-Phasen zugeschrieben [SPC+05].
Dennoch wird ausgehend von (Ga,Mn)As die Herstellung ternärer
Verbindun-Abbildung 1.7: Theoretisch errechnete Übergangstemperaturen von Halbleitern, die mit 5%Mn dotiert wurden. Die Löcherkonzentration beträgt 3.5×1020Löcher/cm3[DOM+00].
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gen vorgeschlagen [XvS06], um Raumtemperatur-Ferromagnetismus erreichen zu können.
Es wurden theoretische Rechnungen durchgeführt, die die Curie-Temperatur für eine Reihe von dotierten Halbleitern abgeschätzt haben. Dietl et al. [DOM+00] beschrieb auf der Basis des Zener-Modells das Auftreten von fer-romagnetischer Ordnung in Mn-dotierten Halbleitern. Grundlage der Vorhersa-ge war das Auftreten einer ferromagnetischen Ordnung in (Ga,Mn)As bis 110 K.
Eine Dotierung, die zur p-Leitung in (Ga,Mn)As führte, wurde ebenfalls für die Berechnung der Curie-Temperatur herangezogen. Abb. 1.7 zeigt die errechne-ten Übergangtemperaturen für Mn dotierte Halbleiter. Dabei wurde eine Dotie-rung mit 5%Mn sowie eine durchaus hohe Ladungsträgerkonzentration von 3.5×1020Löcher/cm3angenommen.
1.2.1 Der verdünnte magnetische Halbleiter MnxGe1−x
Ein Beispiel für ein Material, das einer Publikation folgend nahe Raumtempera-tur ferromagnetisch ordnet, ist Mn-dotiertes Ge [CCH+02]. Der Halbleiter Ge ist ein wohlbekannter Halbleiter aus der IV. Hauptgruppe im Periodensystem der Elemente. Die Kristallstruktur von Ge entspricht der Diamantstruktur, wobei
Abbildung 1.8: Die Kristallstruktur von Germanium. Ge kristallisiert in der Diamantstruktur.
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die Ge-Atome die Positionen zweier kubisch ächenzentrierter Gitter besetzen, die so ineinandergestellt sind, dass sie um ein Viertel einer Raumdiagonalen der Elementarzelle gegeinander verschoben sind [Abb. 1.8]. Die Ge-Atome des zweiten Teilgitters besetzen dabei jeweils die Positionen jeder zweiten tetraedri-schen Lücke des ersten Teilgitters und umgekehrt. In der kubisch ächenzen-trierten Elementarzelle besetzen mithin die Ge-Atome des zweiten Teilgitters die Mittelpunkte jedes zweiten Achtelwürfels. Alle Ge-Atome werden gleicherma-ßen tetraedrisch von vier nächsten Nachbarn koordiniert. Die Winkel zwischen den Verbindungslinien zu benachbarten Atomen ergeben sich sowohl geome-trisch aus der Struktur, als auch aus den Orbitalen der sp3-Hybridisierung zu 109◦[KBB98].
Ge steht im Periodensystem direkt unter Si, wobei sich Si im Laufe der Zeit als Schlüsselelement der Halbleiterelektronik etablierte. Dass es dazu kam, lag an der exzellenten Beherrschbarkeit der Dotierung des Materials. Mit Hilfe der Dotierung lässt sich gezielt n- oder p-leitendes Si herstellen, woraus sich die verschiedenen Bauelemente der Elektronik realisieren lassen. Der Halblei-ter Ge weist eine ähnliche Historie wie Si auf. Über die Dotierung und Einkri-stallzüchtung von Ge wurde intensiv geforscht und die Eigenschaften dieses Halbleiters sind weitestgehend bekannt. Deshalb wurde die Dotierung mit 3d -Metallen vorgeschlagen, um dadurch Ferromagnetismus im Halbleiter hervor-zurufen [PHE+02].
Bisherige experimentelle Untersuchungen zeigten Übergangstemperaturen an Mn-dotierten Ge-Filmen [PHE+02] von 116 K. Die Filme werden im MBE-Prozess bei niedrigen Substrattemperaturen gewachsen, um eine Dif-fusion der Mn-Atome während des Herstellungsprozesses zu vermeiden.
Die Wahrscheinlichkeit der Bildung Mn-reicher Cluster ist somit geringer.
In dieser Arbeit besitzt der Mn-dotierte verdünnte magnetische Halbleiter MnxGe1−x mit 0.006 <x< 0.035 eine Ladungsträgerkonzentration von 1019 bis 1020Löcher/cm3. Aus Hall-Messungen wurde die p-Dotierung des Materials er-mittelt, wonach die MBE-gewachsenen DMS über halbleitende Eigenschaften verfügen. Die magnetische Übergangstemperatur der dünnen Schichten vari-iert von 25 bis 116 K und steigt im untersuchten Bereich linear mit der Dotier-konzentrationx. Selbst bei geringer Variation des Mn-Gehaltes zwischen 3 und 5%[DLP+04] wurde festgestellt, dass sich das ferromagnetische Verhalten der Proben stark unterscheidet. Hierbei wurden Übergangstemperaturen von 50 bis
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250 K gemessen. Es wurde die Bildung Mn-reicher Cluster in Erwägung gezo-gen, um die Ursache dieser Diskrepanz erklären zu können. Experimentelle Un-tersuchungen dieser Vermutung standen aber zum damaligen Zeitpunkt noch aus. Die Möglichkeit der Phasentrennung als Ursache für das ferromagnetische Verhalten muss in diesem Zusammenhang ausgeschlossen werden können, um in der Lage zu sein, intrinsisches ferromagnetisches Verhalten eines DMS nach-zuweisen.
In der Arbeit von Li et al. [LSTW05] wurden dünne Filme des DMS MnxGe1−x
bei verschiedenen Wachstumstemperaturen hergestellt. Die Substrattemperta-tur wurde zwischen 50 und 110◦C variiert, um die Bildung Mn-reicher Clu-ster kontrollieren zu können. Dabei wurde festgestellt, dass bereits bei einer Wachstumstemperatur von mehr als 85◦C, unabhängig von der Dotierkonzen-tration x, stets ein TC von 296 K gemessen wird. Die Tatsache, dass sich die Übergangstemperatur nicht mit der Dotierkonzentration an Mn ändert, spricht für Bildung Mn-reicher Phasen, namentlich Mn5Ge3, dessen Übergangstempe-ratur nahe RaumtempeÜbergangstempe-ratur liegt [ZEF+03, Yam90]. Die Proben, die bei Tempe-raturen unterhalb von 85◦C gewachsen worden waren, zeigten hingegen in gu-ter Übereinstimmung mit Park et al. [PHE+02] eine Übergangstemperatur von 112 K (TC). Außerdem wurde bei diesen Proben eine zweite, niedrigere magne-tische Übergangstemperatur bei 12 K (T∗C) detektiert. Frequenzabhängige Ma-gnetisierungsmessungen zeigten, dass TC linear mit der Dotierkonzentrationx steigt, wohingegen T∗C konstant bleibt. Die niedrigere Übergangstemperatur ist deshalb vermutlich der Präsenz interagierender Cluster zuzuschreiben, die sich trotz der niedrigen Wachstumstemperatur ausbilden konnten. Das Ausschlie-ßen der Bildung Mn-reicher Phasen ist demnach bei der Präparation verdünnter magnetischer Halbleiter von essentieller Bedeutung.
Kang et al. [KKW+05] untersuchte die chemische Verteilung und lokale elek-tronische Struktur von dotierten Ge-Einkristallen mit SPEM-Messungen, die zei-gen, dass sich auf der µm-Skala Mn-reiche Gebiete bilden. XPS-Messungen an Mn-armen und -reichen Bereichen der Proben belegen die Abwesenheit bzw. die Anreicherung der Mn-Dotierung. Der Mn-reiche Bereich wurde außerdem mit Röntgenabsorptionsmessungen untersucht und so der Oxidationszustand von Mn bestimmt. Der Vergleich mit Rechnungen und Referenzproben bestätigt die Präsenz von Mn2+im Mn-reichen Bereich der Proben. Des Weiteren wurde das Valenzband von Ge bei der Anregungsenergie um die Mn 2p-Absorptionskante
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aufgenommen, um die Mn 3dPDOS aus dem Valenzband von Ge extrahieren zu können. Die Zustandsdichte der Mn 3d-Elektronen wurde um 4 eV unter-halb des Fermi-Niveaus lokalisiert und mit Ga1−xMnxAs verglichen. Der Mn-arme Bereich der Proben hingegen war nicht Gegenstand der Untersuchung mit Hilfe der Resonanten Photoemissionsspektroskopie. Somit konnte eine sehr in-homogene Mn-Verteilung nachgewiesen werden, was zu dem Schluss führte, dass Mn-reiche Phasen die Ursache für das ferromagnetische Verhalten darstel-len und der Ferromagnetismus somit keine intrinsische Eigenschaft des DMS MnxGe1−xist.
Cho et al. [CCH+02] präparierte Mn-dotierte Ge-Einkristalle im Einkristall-züchtungsprozess und detektierte ferromagnetische Ordnung zwischen 150 und 285 K. Das Koerzitivfeld bei 250 K betrug 1200 Oe, was ein eindeutiges Indiz für ferromagnetisches Verhalten darstellt. In der Arbeit wurde angenommen, dass das Material bei 150 K aus einer antiferromagnetischen in eine ferromagnetische Phase übergeht. Die Nettomagnetisierung unterhalb von 150 K ist demnach null, wobei bei Überschreiten der kritischen Temperatur aufgrund eines Spin-Flip-Prozesses eine spontane Magnetisierung auftritt. Bei diesem Vorgang reicht eine bestimmte Temperatur aus, um die antiparallele Stellung der Spins spontan par-allel zueinander ausrichten zu können [Blu01]. Es ndet ein Übergang vom anti-ferromagnetischen zum anti-ferromagnetischen Zustand statt. Die parallele Orientie-rung der Spins wird nun bevorzugt. Bei der höheren Übergangstemperatur von 285 K wird der Einuss der Temperatur so groß, dass sich das System parama-gnetisch verhält. Die hohe maparama-gnetische Übergangstemperatur nahe der Raum-temperatur gab Anlass zur Intensivierung der Forschungsarbeiten zu verdünn-ten magnetischen Halbleitern auf der Basis von Ge. Cho et al. verwendete die Methode der Einkristallzüchtung nach Bridgman, welche eine einfache Präpara-tionstechnik darstellt. Die Herstellung der verdünnten magnetischen Halbleiter mit Hilfe eines Einkristallzüchtungsprozesses erschien interessant. In der vor-liegenden Arbeit wurde deshalb die Präparation des verdünnten magnetischen Halbleiters MnxGe1−xmit dem Züchtungsverfahren nach Bridgman vorgenom-men. Zum damaligen Zeitpunkt wurde die Möglichkeit der Bildung Mn-reicher Cluster während des Herstellungsprozesses noch nicht explizit diskutiert. Ob es sich bei der hohen magnetischen Übergangstemperatur um ein intrinsisches Verhalten des verdünnten magnetischen Halbleiters handelt, muss deshalb Ziel jeder Forschungsarbeit auf diesem Gebiet sein.
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Mn-Ionen-implantierte Ge-Proben [POP+05] zeigten XRD- und XPS-Messungen zufolge keine Phasenseparation. Bei diesem Herstellungsprozess werden Ge-Einkristalle mit Mn-Ionen beschossen, wodurch die Dotierionen in das Wirtsmaterial eingebaut werden. Anhand von XAS-Spektren wird die Bil-dung metallischer Mn-Cluster ausgeschlossen und die Linienform des Spek-trums der effektiven Dotierung von Ge mit Mn zugeschrieben.
Eine weitere Möglichkeit zur Herstellung von DMS ist die Kodotierung mit zwei Materialien. Die Dotierung von Ge mit Mn und Co führte zu einer Über-gangstemperatur von 270 K [THM+03]. Von der Methode der Kodotierung wird erwartet, dass sich die Ladungsträgerkonzentration erhöht und das ferromagne-tische Verhalten verstärkt wird.
1.2.2 Verdünnte magnetische oxidische Halbleiter
Matsumoto et al. [MMS+01] erweiterten 2001 das Feld der DMS mit dem oxidischen Halbleiter TiO2. Co-dotiertes TiO2 zeigte bei Raumtemperatur fer-romagnetisches Verhalten, dessen Ursache jedoch bis heute kontrovers dis-kutiert wird. Das Material mit dem hohen Brechungsindex, sehr guter opti-scher Transmission im nahen Infrarotbereich sowie einer hohen Dielektrizi-tätskonstanten und großer Bandlücke (≈3.2 eV) fand bisher in Sonnenschutz-cremes [PPLM05] und als Farbzusatz Anwendung. Nach der Entdeckung des ferromagnetischen Verhaltens in Co-dotiertem ZnO im Zusammenhang mit theoretischen Untersuchungen wurde die Möglichkeit der Existenz von Raumtemperatur-Ferromagneten in weitlückigen Halbleitern, unter ihnen Mn-dotiertes ZnO [DOM+00, DOM01] aufgezeigt. Dies initiierte viele experimentel-le Arbeiten zu dotierten oxidischen Materialien [CVF05]. In diesem Zusammen-hang wurde eine ganze Reihe von oxidischen Halbleitern diskutiert, unter ihnen auch SnO2.
ZnO ist mit einer Bandlücke von ≈3.3 eV bei Raumtemperatur [zAL+05]
und wegen der möglichen optoelektronischen Anwendungen interessant. Eini-ge davon überschneiden sich mit denen von GaN (EG ≈3.3 eV), welches für die Herstellung von grünen, blauen und weißen LEDs benutzt wird [JYOK02].
ZnO verfügt gegenüber GaN jedoch über einige Vorteile zumal die Technolo-gie der Einkristallzüchtung ZnO betreffend sehr fortgeschritten und zugleich kostengünstig ist. ZnO wurde auch für die Herstellung von Transistoren
ver-Spinelektronik mit verdünnten magnetischen Halbleitern 17
Abbildung 1.9: Wurtzitstruktur von ZnO. Die großen Atome (rot) stellen Sauerstoff dar, die klei-neren (blau) Zink, von denen einzelne Gitterplätze mit 3d-Übergangsmetallen (grün) substituiert wurden. Zink ist von Sauerstoff tetrahedrisch koordiniert [BO90].
wendet [HNW03]. Der Halbleiter kann für die elektronische Anwendung dotiert werden, ohne dass die transparenten Eigenschaften des halbleitenden Materials verloren gehen. Außerdem wurde die Verwendung von ZnO als Material für Displays [ZZS+03] oder Solarzellen [ML03] diskutiert.
Die Wurtzitstruktur von ZnO ist in Abb. 1.9 gezeigt. Die Stapelfolge ist die der dichtesten Kugelpackung in der Reihenfolge ABAB..., womit sich mit einer Identitätsperiode von nur zwei Schichten die Struktur aufbauen lässt. Die Zn-und O-Atome besetzen jeweils die Positionen der hexagonal dichtesten Kugel-packung, wobei beide Teilgitter so ineinander gestellt sind, dass sie gegenseitig die Positionen tetraedrischer Lücken einnehmen [KBB98]. Die Symmetrie der Wurtzitstruktur ist hexagonal (Raumgruppe P63mc, Kristallklasse 6mm) mit ei-ner sechszähligen Drehachse (c-Achse) und die gegenseitige Koordination der Atome somit tetraedrisch [Abb. 1.9].
Im Folgenden wird der Forschungsstand anhand der vorliegenden Literatur diskutiert. Die experimentellen Ergebnisse unterscheiden sich voneinander im Hinblick auf Sättigungsmagnetisierung, Koerzitivfeld und Curie-Temperatur.
Außerdem wird ein Modell zur Erklärung des Ferromagnetismus angeführt.
In der frühen Arbeit von Ueda et al. [UTK01] wurde bereits über
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gewachsenes Co-dotiertes ZnO berichtet, das bis 280 K ferromagnetisches Ver-halten gezeigt hatte. Bei tiefer Temperatur wurde ein kleines Koerzitivfeld von 50 Oe mit einer Sättigungsmagnetisierung von 1.8µB/Co-Atom gemessen. Wei-tere Untersuchungen zu diesem System bestätigten eine Curie-Temperatur über Raumtemperatur. Song et al. [SGZ+06] dotierte ZnO mit 4%Co, was zu einer ferromagnetischen Kopplung unterhalb von 790 K führte. Das Koerzitivfeld un-terhalb der Übergangtemperatur betrug 610 Oe bei einer Sättigungsmagnetisie-rung von 6.1µB/Co. Vergleichbare Werte wurden von Venkatesan et al. gemes-sen. ZnO wurde mit 7%Co dotiert und zeigte bis Raumtemperatur eine Magne-tisierung von 2.6µB/Co [VFLC04]. Co erschien aufgrund der hohen Sättigungs-magnetisierung das interessanteste Dotiermaterial für ZnO zu sein.
Andere Arbeiten berichten über ein weitaus geringer ausgeprägtes ferro-magnetisches Verhalten. Co-dotierte Nanopartikel wurden von Martínez et al. [MSB+05] untersucht. Zn0.95Co0.05O zeigte bei 5 K ein Moment von ledig-lich 0.03µB/Co. Temperaturabhängige Messungen der Magnetisierung geben Anlass zu der Vermutung, dass die Möglichkeit der Phasenseparation in den dotierten Oxiden ähnlich wie in MnxGe1−x in Betracht gezogen werden muss.
Dieses Ergebnis wurde auch von Kim et al. [KKK+02] publiziert. ZnO wurde mit 25%Co dotiert und das ferromagnetische Verhalten bei Raumtemperatur der Segregation von metallischen Co-Clustern zugeschrieben. Homogene Filme hingegen zeigten keinen Raumtemperatur-Ferromagnetismus sondern ein Spin-Glas-Verhalten unterhalb von 8 K [KKK+02]. Aufgrund der geringen Übergang-stemperatur von 13 K an Zn0.64Co0.36O [FJK+01] wurde ebenfalls ein Spin-Glas-Verhalten des Systems angenommen.
Das Ausbleiben von ferromagnetischem Verhalten bei dotiertem ZnO, das mit unterschiedlichen Herstellungsmethoden präpariert worden war, wurde zeit-gleich von anderen Arbeitsgruppen gezeigt. Polykristallines Zn0.9Co0.1O zeigte bei 5 K keine Koerzitivfeldstärke [YXY+06, LRRS05].
Jung et al. [JAY+02] untersuchte das ferromagnetische Verhalten von Mn-dotiertem ZnO bei unterschiedlichen Dotierkonzentrationen. Bei Variation des Mn-Gehaltes zwischen 10 und 30% wurde in Übereinstimmung mit Arbeiten von Park et al. [PHE+02] eine Verschiebung der Übergangstemperatur von 30 auf 45 K detektiert. Am selben System wurde die Dotierkonzentration unterhalb von 10%variiert und das magnetische Verhalten bei 2 K gemessen. Die Sättigungs-magnetisierung lag zwischen 1 und 2µB/Mn, ohne dass ein Koerzitivfeld
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messen werden konnte [LRRS05]. Das magnetische Verhalten der Mn-dotierten ZnO-Probe wurde als nicht-ferromagnetisch interpretiert und der Präsenz freier, ungekoppelter Spins zugeordnet.
Der Einuss der Kodotierung mit Stickstoff an dotiertem ZnO führte ledig-lich bei Mn-dotierten ZnO-Proben zu einer Verbesserung des Ferromagnetis-mus [KLG06]. Kodotiertes Zn1−xCoxO hingegen zeigte ausschließlich parama-gnetisches Verhalten.
Um die Ursache des ferromagnetischen Verhaltens in Co-dotiertem ZnO stu-dieren zu können, ist insbesondere die elektronische Struktur der dotierten Ma-terialien interessant. Bisher wurden nur wenige Untersuchungen der elektro-nischen Struktur an DMS veröffentlicht. Nicht ferromagnetisches Co-dotiertes ZnO-Pulver wurde mit XAS- und PES-Messungen untersucht [WKK+04]. Hier-bei wurde festgestellt, dass sich Co als Co2+ unter tetraedrischer Symmetrie an Zn-Plätzen bendet und Co somit in das ZnO-Wirtsgitter eingebaut worden war. Im Gegensatz hierzu steht die Publikation von Kobayashi et al. [KIlH+05].
Hierin wurden PES- und XMCD-Messungen an ferromagnetischen Zn1−xCox O-Proben durchgeführt, wobei den Co-Ionen die gleiche tetraedrische Umgebung wie in den nicht ferromagnetischen Proben zugeschrieben worden war. Die fer-romagnetischen Eigenschaften dieser Proben müssten deshalb eine intrinsische Eigenschaft des DMS Zn1−xCoxO sein.
In der Arbeit von Kittilstved et al. [KST+06] wird der Einuss von Zn-Zwischengitteratomen auf das magnetische Verhalten des DMS Zn1−xCoxO un-tersucht. Dabei wurde festgestellt, dass der Einuss freier Ladungsträger auf das ferromagnetische Verhalten nur von untergeordneter Bedeutung ist. Der Ein-bau von Zn an Zwischengitterplätzen aktiviert das ferromagnetische Verhalten in Co-dotierten ZnO-Filmen. Deren Präsenz wird anhand von XAS-Messungen veriziert und die Bildung metallischer Cluster ausgeschlossen.
In Cr-dotiertem ZnO und Ni-dotiertem SnO2 wurde festgestellt, dass die Eliminierung von Sauerstoff-Fehlstellen das ferromagnetische Verhalten redu-ziert [HSH+05]. Die gezielte Manipulation der Sauerstoff-Fehlstellen an Co-dotiertem ZnO war Gegenstand der Arbeit von Hsu et al. [HHH+06]. Dabei wurden die dünnen Schichten der DMS gezielt in reduzierender oder oxidie-rende Atmosphäre nachgetempert, was nach der Analyse der XAS-Spektren zu dem Schluss führte, dass die Präsenz von Sauerstoff-Fehlstellen ursächlich für das ferromagnetische Verhalten ist. Die Präsenz von Sauerstoff-Fehlstellen
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und deren Einuss auf das magnetische Verhalten wurde in Co-dotiertem TiO2
theoretisch untersucht [WYD+04]. Es wurde festgestellt, dass die Präsenz von Sauerstoff-Fehlstellen das ferromagnetische Verhalten stärker beeinusst, als die Dotierung mit Co. In der Arbeit von Jaffe et al. [JDC05] wird ebenfalls der Einuss der Sauerstoff-Fehlstellenkonzentration auf den Ferromagnetismus des DMS Ti1−xCoxO2untersucht. Sowohl theoretisch als auch experimentell wurde eine Korrelation zwischen der Fehlstellenkonzentration und dem magnetischen Verhalten bestätigt. Demnach bilden die Sauerstoff-Fehlstellen mit Co-Atomen Komplexe aus, die das magnetische Verhalten maßgeblich beeinussen.
Es wurden verschiedene Modelle zur Erklärung der ferromagnetischen Kopp-lung in Me-dotiertem ZnO (Me = 3d-Metalle) eingeführt. Dietl et al. [DOM+00]
befasste sich mit einem Austauschmechanismus, der mit Hilfe freier Ladungs-träger im Valenz- oder Leitungsband eine Kopplung der lokalisierten magneti-schen Momente zulässt. Der Doppelaustausch wurde in Bandstrukturrechnun-gen anBandstrukturrechnun-genommen. Hierbei führen Übergänge der 3d-Elektronen zu ferromagne-tischer Kopplung im dotierten Halbleiter [SKY02]. Eine weitere Möglichkeit zur Erklärung der Kopplung in oxidischen Halbleitern ist der Superaustausch. Die Ursache des Superaustausches liegt in der Wechselwirkung nicht benachbarter magnetischer Ionen, die über dazwischen platzierte unmagnetische Ionen inter-agieren. So würden die magnetischen Ionen des Dotiermetalles im oxidischen Halbleiter über die unmagnetischen Sauerstofonen wechselwirken.
Das von Coey et al. vorgeschlagene Modell der gebunden magnetischen Po-laronen [CVF05] erklärt das Auftreten des Ferromagnetismus mit dem Aus-bilden eines Defekt-induzierten Verunreinigungsbandes. Es treten Sauerstoff-Fehlstellen auf, um die sich Polaronen ausbilden. Dotieratome, die sich inner-halb des Aktionsradius der Polaronen benden, koppeln an andere magnetische Ionen, insofern sich die magnetischen Polaronen überlappen. Isolierte magneti-sche Dotierionen, die sich nicht in der Nähe von Sauerstoff-Fehlstellen benden oder sich außerhalb der magnetischen Polaronen benden, tragen nicht zur fer-romagnetischen Kopplung bei. Die Kopplungsmechanismen werden im Folgen-den ausführlich vorgestellt.
Bisher konnte keines der vorgeschlagenen Modelle ausreichend experimen-tell bestätigt werden. Die widersprüchlichen experimenexperimen-tellen Ergebnisse zeigen, dass das Auftreten des ferromagnetischen Verhaltens stark von der verwendeten Präparationstechnik zur Herstellung der DMS abhängt und deshalb die genaue
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Ursache des Ferromagnetismus in DMS noch kontrovers diskutiert wird. In der vorliegenden Arbeit wurden deshalb die oxidischen Halbleiter ZnO und SnO2
mit Co oder Fe dotiert und hinsichtlich ihrer strukturellen, magnetischen und elektronischen Eigenschaften untersucht.