[ca] Els nous reptes tecnològics impulsen el desenvolupament de nous materials amb les propietats físiques adients per satisfer les necessitats de cada aplicació. Així, el desenvolupament de nous materials optoelectrònics ha rebut una gran atenció de la comunitat científica els últims anys. Més concretament, els compostos II-VI com els òxids de Zn, Cd i Mg o els aliatges ternaris ZnMgO i ZnCdO han sigut i estan sent àmpliament estudiats degut a les seues propietats físiques que els doten d'un gran potencial per al seu ús en dispositius optoelectrònics com díodes emissors de llum (LED per les sigles en anglès de Light-Emitting Diode) o sensors de radiació ultraviolada [Nieda2016, Wang2010, Mohanta2008, Sadofev2006]. No obstant això, fins el que nosaltres coneixem només s'ha publicat un nombre reduït de treballs sobre l'aliatge dels òxids binaris CdO i MgO. Des de l'any 2011 s'han publicat alguns treballs teòrics en els que es descriuen les interessants propietats que el MgCdO deuria presentar. Entre aquestes podem destacar-ne l'estabilitat energètica de l'estructura rock salt en tot el rang de concentracions o la possibilitat de modular l'energia del band gap en funció del contingut de Mg [Amin2010, Joshi2013, Zhu2008, Paliwal2012]. D'aleshores ençà, s'han publicat alguns treballs experimentals sobre aquest compost. A mode de síntesi, nanopartícules aïllades de Cd{1-x}Mg{x}O en tot el rang de concentracions de Mg (0 < x < 1) han estat crescudes sobre substrats de safir R emprant la tècnica d'esprai piròlisi [Rajappan2014]. Tanmateix, pel que fa al creixement de capes primes, tot el rang de concentracions no ha estat cobert encara. A la literatura podem trobar que mitjançant la tècnica d'esprai piròlisi capes policristal·lines de CdO:Mg amb una concentració de fins al 6% de Mg, han estat sintetitzades sobre substrats de vidre [Atay2011, Vigneshwaran2012]. Per altra banda, Guibin Chen et al. han aconseguit depositar Cd{1-x}Mg{x}O policristal·lí aleatòriament orientat sobre plaques de vidre de microscopi utilitzant un sistema de RF-sputtering on han arribat a obtindre fins a un 28% de contingut de Mg en l'estructura del CdO estimat a partir del desplaçament dels pics de difracció de raigs X i utilitzant la llei de Vegard [Chen2013a, Chen2013b]. Tanmateix, cal destacar que la regió del compost d'altes concentracions de Mg ha estat menys estudiada. Aquesta regió del compost rica en Mg deuria mostrar el seu potencial per a diferents aplicacions tècniques degut a l'estabilitat física, l'alta transparència òptica i l'alta emissivitat d'electrons secundaris de l'òxid de magnesi [Lee2003, Thiandoume2009], propietats que conseqüentment s'espera que estiguen també en l'aliatge. A més, la seua gran energia de band gap podria dotar-lo amb un gran potencial per a ser desenvolupat com a sensor de radiació UV mitjana i UV llunyana. D'aquesta manera, l'objectiu principal d'aquesta tesi és la síntesi de l'aliatge dels òxids metàl·lics II-VI de Cd i Mg en forma de capes, intentant abastar el màxim rang de concentracions possible. Així, en primer lloc s'ha volgut eixamplar el rang de concentracions de les capes crescudes mitjançant la tècnica d'esprai piròlisi per determinar les seues característiques morfològiques i estructurals. Per altra banda, també s'ha volgut abordar la síntesi d'aquest material emprant la tècnica MOCVD amb la finalitat de depositar l'aliatge en la regió de concentracions amb un elevat contingut de magnesi. D'aquesta manera el que es pretén és mirar de caracteritzar les seus propietats morfològiques, estructurals i de composició, així com facilitar l'estudi de les propietats òptiques. CREIXEMENT PER ESPRAI PIRÒLISI - Mitjançant una tècnica ràpida i econòmica com ho és l'esprai piròlisi, podem afirmar que és possible avançar en la síntesi de l'aliatge de Cd{1-x}Mg{x}O aconseguint unes proporcions de magnesi incorporat a la xarxa cristal·lina del CdO de fins a un 20,5% atòmic, molt per sobre de l'aconseguit en les publicacions sobre la síntesi de capes d'aquest material mitjançat l'esprai piròlisi [Atay2011, Vigneshwaran2012]. - Mitjançant la microscòpia electrònica d'escombratge, s'observa la presència de dues morfologies diferenciades en funció de les condicions de depòsit. A les mostres de CdO tenim nanoestructures cúbiques de fins a 500 nm sobre una base de nano-dots de 10 nm de diàmetre. Quan incorporem magnesi als creixements, la densitat de les nanoestructures cúbiques es redueix fins que desapareixen amb concentracions del 30% nominal de Mg i els nano-dots de la capa augmenten la seua mida fins els 35 nm a aquestes concentracions. - Aquest fet pot estar relacionat amb la formació de nous punts de nucleació als creixements amb un elevat contingut de cadmi degut al precipitat de partícules derivades de prereaccions en la fase d'esprai al voltant dels quals creixen grans estructures cúbiques. La reducció de la quantitat de precursor de cadmi implicaria un menor nombre de prereaccions i, per tant, una menor presència d'estructures cúbiques a les mostres. - Emprant diferents tècniques de caracterització estructural, en particular la difracció de raigs X, la difracció d'electrons i l'adquisició d'imatges d'alta resolució amb el microscopi electrònic de transmissió, s'ha observat una variació progressiva del paràmetre de xarxa de l'estructura del CdO amb la incorporació de Mg. S'han corroborat així, les prediccions dels treballs teòrics [Amin2010, Paliwal2012] en el rang de concentracions estudiat. - Finalment, l'obtenció de nanoestructures d'aquest aliatge de fins a 500 nm obri la porta a l'estudi de les propietats fonamentals d'aquest nou material. A partir d'aquest punt, es va constatar la possibilitat del creixement de l'aliatge ternari dels òxids de cadmi i magnesi i la millora dels resultats experimentals apareguts en la bibliografia, es va continuar el treball dins del grup d'investigació per dues vies paral·leles. Per un costat es va abordar el creixement de nanopartícules aïllades d'aquest material sobre substrats de safir R mitjançant la tècnica d'esprai piròlisi cobrint tot el rang de concentracions del compost [Rajappan2014]. Per altra banda, com es mostra en el següent capítol d'aquesta tesi, també s'ha estudiat el creixement de capes d'aquest aliatge mitjançant la tècnica de MOCVD amb la idea d'obtindre la fase rica en Mg del compost i extendre així el rang de concentracions obtingut tant per nosaltres com en la bibliografia. CREIXEMENT PER MOCVD En aquesta secció es presenta cronològicament un sumari de la tasca feta en la síntesi de l'aliatge MgCdO mitjançant la tècnica MOCVD amb les principals conclusions extretes de l'anàlisi de les dades de les caracteritzacions morfològica, estructural i de composició. Així, s'han agrupat els diferents punts d'aquesta secció en els diferents estudis realitzats del creixement d'aquest aliatge ternari. Estudi de l'efecte de la concentració de precursors - Mitjançant la tècnica de MOCVD i partint de les condicions de creixement del MgO, s'ha depositat sobre substrats de safir C l'aliatge ternari MgCdO. Els fluxos de precursors s'han modificat actuant sobre la pressió dels borbolladors i sobre el flux de gas d'arrossegament (He) que circula pel seu interior, per tal d'estudiar els efectes que té la concentració relativa de precursors en la fase gasosa sobre la morfologia i estructura de les mostres. La temperatura de creixement s'ha fixat en 500 °C. - Mitjançant XRD, per a concentracions elevades del precursor de cadmi s'observa principalment la formació de dues fases del compost diferenciades. Mentre que per a baixes concentracions només trobem una fase rica en Mg. - Amb la microscòpia electrònica d'escombratge observem una capa compacta i algunes estructures sense forma definida que apareixen quan s'augmenta la concentració del precursor de Cd. - L'anàlisi mitjançant EDX ens mostra que aquestes estructures tenen una elevada concentració de Cd, mentre que la capa compacta és rica en Mg. Aquest fet és consistent amb els resultats de XRD: quan tenim aquestes estructures trobem també la fase rica en Cd en els patrons de difracció, mentre que la capa compacta està relacionada amb la fase Mg{1-x}Cd{x}O. - Quan augmenta la concentració del precursor de Cd, la capa de Mg{1-x}Cd{x}O n'incorpora més. Aquest fet s'observa, a més de en les mesures de EDX, en el desplaçament del pic de difracció de raigs X i per tant en l'increment del paràmetre de xarxa de l'aliatge. - L'anàlisi pel mètode de Williamson-Hall ens mostra que la incorporació d'àtoms aliens a una determinada estructura (p.e. àtoms de Cd a l'estructura del MgO) produeix un augment de la microdeformació de la xarxa i per tant una minva de la seua qualitat cristal·lina. - Sota les condicions experimentals estudiades s'ha aconseguit incorporar fins un 15,03% de Cd a l'estructura del Mg{1-x}Cd{x}O mesurat per EDX corresponent a un paràmetre de xarxa de 4,3220 Å. Estudi de l'efecte de la temperatura de creixement - Mitjançant la tècnica de MOCVD s'ha depositat sobre substrats de safir C l'aliatge ternari MgCdO. La temperatura de creixement s'han modificat per tal d'estudiar els efectes que té sobre la morfologia, composició i estructura de les mostres. La ràtio de precursors metal·lorgànics Cd/(Cd+Mg) s'ha fixat en el 9,7% atòmic de Cd. Per a l'anàlisi de les mostres s'han emprat les tècniques de XRD, EDX i SEM. - En funció de la temperatura trobem un canvi des d'una capa compacta de Mg{1-x}Cd{x}O a altes temperatures de creixement vers una capa de Cd{1-x}Mg{x}O a baixes temperatures. - Per a temperatures de creixement entre 450 °C i 500 °C mitjançant XRD trobem les dues fases. Aquestes es corresponen amb una capa compacta de Mg{1-x}Cd{x}O i algunes estructures de Cd{1-x}Mg{x}O sense forma definida com determinem mitjançant SEM i el mapatge de composicions de EDX. - La morfologia sense definir d'aquestes estructures pot estar relacionada amb els processos de re-evaporació del CdO quan és crescut a altes temperatures. - La temperatura de creixement ens permet, per a una ràtio de precursors fixa, obtindre diferents concentracions de l'aliatge tenint així la fase rica en Cd o la fase rica en Mg. - Per a la fase rica en Mg trobem que com més decreix la temperatura de creixement, més Cd s'incorpora a la xarxa del MgO. Un comportament similar té lloc en la fase rica en Cd on com més augmentem la temperatura de creixement més Mg és incorporat a l'estructura del CdO. Aquest fet ens indica la gran influència que té la temperatura de creixement en l'estabilitat i solubilitat dels ions de Cd i Mg en l'estructura que els acull. - Quan ambdues fases estan presents aquest comportament es trunca i pareix que hi ha una competició entre elles per incorporar més material. - Aquest procés de competició entre les fases pot ser explicat degut als processos de re-evaporació del CdO a temperatures més enllà dels 400 °C [Huerta2016]. Així a 450 °C tenim una fase rica en Cd amb una ràtio de re-evaporació significativa i a 500 °C una amb una ràtio més gran. Aquesta volatilitat de la fase Cd{1-x}Mg{x}O afavoreix la incorporació d'àtoms de Mg, i en menor mesura de Cd, a la fase Mg{1-x}Cd{x}O. - En altres paraules: - La fase Mg{1-x}Cd{x}O incorpora més àtoms de Cd com més baixa és la temperatura de creixement degut a la menor evaporació del Cd. A 500 °C, tot i la presència de la fase Cd{1-x}Mg{x}O els àtoms de Cd es segueixen incorporant a la fase rica en Mg. No obstant, a 450 °C les condicions són favorables per a que la fase Cd{1-x}Mg{x}O incorpore una quantitat considerable de Cd impedint així que ho faça la fase Mg{1-x}Cd{x}O. - Per altra banda, pel que fa a la fase rica en Cd, quan la temperatura de creixement s'incrementa, aquesta incorpora més àtoms de Mg. Tanmateix, a partir dels 450 °C aquesta fase no és capaç d'incorporar més àtoms de Mg provocant així que aquests s'incorporen a la fase rica en magnesi. - Mitjançant el mètode de Williamson-Hall s'ha observat que la longitud de coherència vertical és suficientment gran per a que aquesta no afecte a l'eixamplament dels pics de difracció. En canvi, el microstrain si que varia en les diferents mostres estudiades. En ambdues fases trobem que la microdeformació de la xarxa augmenta com més àtoms aliens a l'estructura s'hi hagen incorporat. - La gran diferència entre les condicions de creixement dels compostos binaris de l'aliatge dificulta enormement la síntesi d'aquest. Així, s'ha evidenciat la limitació per a créixer capes amb concentracions en el rang intermedi de composicions perquè, en funció de les condicions de creixement, el que obtenim són les fases riques en Cd i Mg en compte d'una única fase en el rang intermedi de concentracions. Estudi de les fases Mg{1-x}Cd{x}O i Cd{1-x}Mg{x}O - S'ha estudiat l'evolució de les propietats de les dues fases de l'aliatge ternari, Cd{1-x}Mg{x}O i Mg{1-x}Cd{x}O en funció de la ràtio de precursors metal·lorgànics. Per a l'obtenció de les fases rica en Mg i rica en Cd, s'ha treballat a temperatures de creixement de 600 °C i 400 °C respectivament. - Mitjançant XRD, s'ha comprovat com la fase predominant als creixements a 400 °C és la Cd{1-x}Mg{x}O, mentre que als creixements a 600 °C trobem la fase Mg{1-x}Cd{x}O. És a dir, sota les condicions estudiades, la formació d'una o altra fase ve determinada més per la temperatura de creixement que per la concentració de precursors metal·lorgànics. - Amb el càlcul dels paràmetres de xarxa a partir de la posició dels pics de difracció observem, per a cadascuna de les fases, un increment d'aquest paràmetre quan augmentem la concentració del precursor de Cd durant els processos de creixement. - Centrant-nos en les fases predominants a cada temperatura de creixement, la microscòpia electrònica d'escombratge ens mostra, per una banda, una capa compacta d'uns 115 nm d'espessor de la fase Mg{1-x}Cd{x}O als creixements a 600 °C. Per altra banda, als creixements a 400 °C trobem una capa més rugosa que augmenta el seu gruix des d'aproximadament els 150 nm fins els 240 nm quan s'incrementa la concentració del precursor de Cd. - L'anàlisi mitjançant EDX ens confirma els resultats de XRD mostrant-nos un augment de la concentració at. de Cd en ambdues fases quan incrementem la proporció del seu precursor als creixements. - Amb l'ajust de totes les dades experimentals a una funció quadràtica, trobem una curvatura per sobre de la llei de Vegard com la predita en els treballs teòrics [Amin2010, Joshi2013, Paliwal2012]. Caracterització òptica preliminar - Aquesta caracterització òptica preliminar s'ha centrat en les mostres amb una elevada presència de la fase Cd{1-x}Mg{x}O per les raons ja exposades. És a dir, les mostres caracteritzades han estat aquelles crescudes a baixa temperatura. - Mitjançant l'espectrofotometria d'absorció s'han adquirit els espectres de transmitància de les mostres i a partir d'aquests s'ha calculat la seua absorbància. Per determinar l'energia de band gap òptic s'ha utilitzat el punt de màxim pendent de les corbes d'absorbància. - Així, s'ha constatat com aquesta energia augmenta progressivament amb els àtoms de Mg incorporats a la xarxa del CdO on hem assolit un valor de fins a 2,958 eV. A més també s'ha observat com els valors mesurats s'alineen entre els valors acceptats per al CdO i el MgO dibuixant el que podria ser un comportament lineal. BIBLIOGRAPHY -Yoshiaki Nieda, Mari Suzuki, Atsushi Nakamura, Jiro Temmyo, Gema Tabares, Alejandro Kurtz, Manuel Lopez, Jos e Mar a Ulloa, Adrian Hierro, and El ías Muñoz. Journal of Crystal Growth, 449:27-34, 2016. -L.K. Wang, Z.G. Ju, C.X. Shan, J. Zheng, B.H. Li, Z.Z. Zhang, B. Yao, D.X. Zhao, D.Z. Shen, and J.Y. Zhang. Journal of Crystal Growth, 312(7):875-877, 2010. -A. Mohanta and R. K. Thareja. Journal of Applied Physics, 103(2):024901, 2008. -S. Sadofev, S. Blumstengel, J. Cui, J. Puls, S. Rogaschewski, P. Sch afer, and F. Henneberger. Applied Physics Letters, 89(20):201907, 2006. -Y. Z. Zhu, G. D. Chen, Honggang Ye, Aron Walsh, C. Y. Moon, and Su-Huai Wei. Phys. Rev. B, 77:245209, 2008. -U. Paliwal, T. Bredow, and K. B. Joshi. AIP Conference Proceedings, 1447(1):1037-1038, 2012. -Bin Amin, Iftikhar Ahmad, Muhammad Maqbool, Nazma Ikram, Yasir Saeed, Afaq Ahmad, and Suneela Arif. Journal of Alloys and Compounds, 493:212 - 218, 2010. -K.B. Joshi, U. Paliwal, K.L. Galav, D.K. Trivedi, and T. Bredow. Journal of Solid State Chemistry, 204:367 - 372, 2013. -Sreekumar Rajappan Achary, Said Agouram, Juan F. S anchez-Royo, M. Carmen Mart nez-Tom as, and Vicente Muñoz-Sanjos e. CrystEngComm, 16:8969-8976, 2014. -F. Atay, I. Akyuz, S. Kose, E. Ketenci, and V. Bilgin. Journal of Materials Science: Materials in Electronics, 22:492-498, 2011. -M. Vigneshwaran, R. Chandiramouli, B. G. Jeyaprakash, and D. Balamurugan. Journal of Applied Sciences, 12:1754-1757, 2012. -G. Chen, K. M. Yu, L. A. Reichertz, and W.Walukiewicz. 2013 IEEE 39th Photovoltaic Specialists Conference (PVSC), pages 1105-1109, 2013. -G. Chen, K. M. Yu, L. A. Reichertz, and W. Walukiewicz. Applied Physics Letters, 103(4), 2013. -C. Thiandoume, A. Lusson, P. Galtier, and V. Sallet. Journal of Crystal Growth, 311(19):4371 - 4373, 2009. -J. H. Lee, J. H. Eun, S. G. Kim, S. Y. Park, M. J. Lee, and H. J. Kim. Journal of Materials Research, 18:2895-2903, 2003. -Adelaida Huerta-Barber a, Llu s Manel Guia, Oleksii Klymov, Vicente Mari n-Borr as, Carmen Mart nez-Tom as, Julen Tamayo-Arriola, Alejandro Kurtz, Miguel Montes Bajo, El as Muñoz, Adri an Hierro, and Vicente Muñoz-Sanjos e. Applied Surface Science, 385:209 - 215, 2016.

[en] Over years the study of potential applications like light emitting diodes or ultraviolet photodetectors of new optoelectronic materials has focused the attention of the materials science community. Among these materials, due to their huge physical properties and therefore their great potential as optoelectronic devices, II-VI oxides such as MgO, ZnO and CdO and its ternary alloys, namely Mg{1-x}Zn{x}O and Cd{1-x}Zn{x}O [Nieda2016, Wang2010, Mohanta2008, Sadofev2006], have been and are being widely studied. Regarding the alloy of CdO and MgO cubic binary oxides, in recent years, some theoretical papers were published showing the interesting properties that this alloy should present. Among them should be emphasised the energetic stability of the rock salt structure in the whole range of concentrations or the band gap energy tunability as a function of Mg content [Zhu2008,Paliwal2012,Amin2010,Joshi2013]. Since then, some experimental work has been carried out. Thus, isolated nanoparticles of the new ternary compound Cd{1-x}Mg{x}O in the whole range of Mg content (0 < x < 1) have been grown by using spray pyrolysis technique on r-sapphire substrates [Rajappan2014]. However, in the case of the growth of thin films, the whole range of concentrations is not covered yet. Looking at the literature we can find that by using the spray pyrolysis technique, CdO:Mg polycrystalline layers with a concentration up to 6% of Mg content have been synthesised on glass substrates [Atay2011,Vigneshwaran2012]. Furthermore, Guibin Chen et al. have achieved to deposit polycrystalline and random oriented Cd{1-x}Mg{x}O on microscope glass slides using a radio frequency sputtering system. They did estimate up to 28% of Mg content for the ternary alloy from the XRD peaks shift and using the Vegard's law [Chen2013a,Chen2013b]. Nevertheless, the region of high concentrations of Mg has been less studied in the current literature probably due to intrinsic difficulties in making compatible the different growth conditions for the two binary compounds. An alloy with a high concentration of Mg should show a big potential for technical applications due to the physical stability, high optical transparency and high secondary electron emission of the MgO [Thiandoume2009,Lee2003]. These properties should be present in the alloy in addition to the capabilities generated by the incorporation of Cd in the MgO matrix, e.g. a tuneable high band gap energy that could endow it with a great potential to be developed as a middle and far UV sensor. Thus, the main goal of this work is to grow layers of the alloy between cadmium and magnesium oxides trying to enlarge as far as possible the concentrations range. To do that we have used both, spray pyrolysis and MOCVD growth techniques to increase the amount of Mg introduced in the CdO structure and to synthesise the Mg rich phase of the alloy. It should be noted that we refer to the Cd-rich and to the Mg-rich phases of the alloy as Cd{1-x}Mg{x}O and Mg{1-x}Cd{x}O respectively whereas we refer generically to the alloy as CdMgO or MgCdO indistinctly. MgCdO GROWTH BY SPRAY PYROLYSIS - By using a fast and low-cost growth technique such as spray pyrolysis one, we can say that it is possible to synthesise the Cd{1-x}Mg{x}O alloy reaching a magnesium incorporation to the CdO lattice up to at. 20.5%, far away of what was achieved in the bibliography using this technique [Atay2011, Vigneshwaran2012]. - By using SEM we can observe the presence of two growth morphologies as a function of deposition conditions. At the CdO samples we have cubic nano-structures, whose size reaches up to 500 nm, and a layer of nano-dots of 10 nm of diameter. When we add Mg to the growth process the density of cubic nano-structures falls until they disappear in the growths with nominal concentrations of 30% of Mg while nano-dots diameter reaches 35 nm. - This behaviour could be related with the formation of new nucleation points in the growth processes with a high presence of cadmium due to the precipitation of pre-reaction particles during spray. Nano-structures would grow from this new nucleation points. The less cadmium precursor we have, the less prereactions occur and therefore the density of these cubic structures is lower. - By using different structural characterisation techniques such as XRD, electron diffraction and the acquisition of high-resolution TEM pictures, a progressive variation of the CdO lattice parameter with the Mg incorporation have been observed. Thus, theoretical works predictions [Amin2010, Paliwal2012] have been confirmed in the studied range. - Finally, the obtention of nano-structres of this alloy whose size reaches up to 500 nm, opens the door to the study of the fundamental properties of this new alloy. At this point in which both, the possibility of growing the ternary compound and the improvement of the experimental results from the bibliography were confirmed, the work was continued by the research group in two parallel lines. On the one hand the group worked on the growth of isolated nanoparticles of this material on R-sapphire substrates covering all the concentrations range using spray pyrolysis technique [Rajappan2014]. On the other hand, as shown below, the growth of layers of this alloy using MOCVD technique has also ben studied with the aim of synthesise the Mg-rich phase and expand the range reached in the bibliography. MgCdO GROWTH BY MOCVD In this section a chronological summary of the work carried out about the growth of MgCdO alloy using MOCVD technique is shown with the main conclusions from the data analysis of the morphological, structural and compositional characterisation. Thus, the studies about the synthesis of this alloy are grouped in different subsections. Study of the effect of precursors concentration - By using MOCVD technique the ternary alloy MgCdO has been deposited on C-sapphire substrates taking MgO growth conditions as a starting point. Precursors flows have been modified varying bubblers pressure and carrier gas flow in order to study the effect of its relative concentration in the morphology and structure of the samples. Growth temperature was set at 500 °C. - In the XRD patterns we observe two different phases of the alloy when we have a high Cd precursor concentration. On the other hand at low concentrations the samples only have the Mg-rich phase. - With the SEM we can observe a compact layer and some non-defined shape structures that appear when Cd precursor concentration is increased. - EDX analysis shows us that these structures have a high Cd concentration while the compact layer is Mg-rich. This fact links with the XRD results: when we have these structures we also have a Cd-rich phase at the diffraction patterns while compact layer is related with the Mg{1-x}Cd{x}O phase. - When the Cd precursor concentration is increased, the Mg{1-x}Cd{x}O layer incorporates more Cd. This fact can be observed, apart from EDX measurements, in the XRD peaks shift and therefore in the rise of the lattice parameter. - The Willimason-Hall plot shows how the incorporation of Cd (or Mg) atoms to the MgO (or CdO) lattice increases the microstrain of the structure and therefore its crystalline quality. - Under the studied conditions up to 15.03% at. percentage of Cd determined by EDX has been incorporated to the Mg{1-x}Cd{x}O structure corresponding to a lattice parameter of 4.3220 Å. Study of the effect of growth temperature - MgCdO ternary alloy has been deposited on C-sapphire substrates using MOCVD technique. Growth temperature has been modified in order to study its effect on morphology, structure and composition of the samples. Metal-organic precursors ratio Cd/(Cd+Mg) was kept at 9.7% at. of Cd. XRD, SEM and EDX have been used to analyse the samples. -As a function of growth temperature we can observe a shift from a compact layer of Mg{1-x}Cd{x}O at high temperatures to a Cd{1-x}Mg{x}O layer at low temperatures. - At growth temperatures between 450 °C and 500 °C with XRD analysis we can observe that both phases coexist. Thus, as determined by SEM and EDX there is a Mg{1-x}Cd{x}O compact layer and some Cd{1-x}Mg{x}O structures without a defined shape. - This non-defined morphology of the Cd{1-x}Mg{x}O structures could be related with the reevaporation process of the CdO that happens when the growth is carried out at high temperatures. - Growth temperature let us, for a fixed MO precursors ratio, to get different concentrations of the alloy having the Mg-rich and the Cd-rich phases. - In the Mg-rich phase we can see that the more we reduce growth temperature, the more Cd is incorporated into the MgO lattice. Similar behaviour can be observed in the Cd-rich phase: the more we increase growth temperature, the more Mg is incorporated to the CdO lattice. This fact shows the influence that growth temperature has in the stability and solubility of Cd an Mg ions in the host lattice. - When both phases are present this behaviour is modified. It seems that there is a competition between them to incorporate more material. - This competition process between both phases can be explained due to reevaporation process of the CdO at temperatures beyond 400 °C [Huerta2016]. Thus, at 450 °C we have a Cd-rich phase with a significant reevaporation ratio and at 500 °C with a higher one. This volatility favours the incorporation of Mg atoms and, to a lesser degree, Cd atoms, in the Mg{1-x}Cd{x}O phase. - In other words: - Mg{1-x}Cd{x}O phase incorporates more Cd atoms when the growth temperature is low due to the lower evaporation of Cd. At 500 °C, despite the presence of the Cd{1-x}Mg{x}O phase, Cd atoms still incorporate to the Mg-rich phase. However, at 450 °C growth conditions favour that Cd{1-x}Mg{x}O phase incorporates a significant amount of Cd reducing its incorporation to the Mg{1-x}Cd{x}O phase. - On the other hand, regarding Cd-rich phase, when we increase growth temperature, this phase incorporates more Mg atoms. Nevertheless, beyond 450 °C this phase is not able to incorporate more Mg atoms so that they are incorporated to the Mg-rich phase. - Willimason-Hall plot shows that the vertical coherence length is high enough to not contribute to the widening of the diffraction peaks. However, microstrain is higher in both phases as the Mg (or Cd) atoms incorporate to the CdO (or MgO) lattice. - The great difference between growth conditions of the MgO and the CdO makes difficult the synthesis of the ternary alloy MgCdO. Thus, the limitation to grow layers with concentrations in the middle range of compositions has been evidenced because as a function of growth conditions what we obtain are the Cd-rich or the Mg-rich phases instead a phase in the middle range of concentrations. Study of the Mg{1-x}Cd{x}O and Cd{1-x}Mg{x}O phases - The evolution of the properties of the phases has been studied as a function of metal-organic precursors ratio. Mg-rich phase and Cd-rich phase have been obtained at growth temperatures of 600 °C and 400 °C respectively. - XRD measurements allow to stablish that at 400 °C the main phase is Cd{1-x}Mg{x}O, while at 600 °C we have the Mg{1-x}Cd{x}O phase. That is, under the studied growth conditions the formation of the different phases is determined by the growth temperature regardless the metal-organic precursors ratio. - Lattice parameters were calculated from the XRD peaks position. In both phases this parameter raises when the Cd precursor concentration is increased. - With the SEM it can be observed a layer of 115 nm of thickness for the Mg{1-x}Cd{x}O phase of the growths at 600 °C. On the other hand, for the growths at 400 °C we can see rougher layers that increase its thickness from 150 nm to 240 nm when Cd precursor concentration is increased. - EDX analysis links the XRD results showing how the Cd at. % rises in both phases when its precursor concentration is increased in the growth process. - Fitting the experimental data to a quadratic function we can see a curve above the Vegard's law like predicted in theoretical works [Amin2010, Joshi2013, Paliwal2012]. The experimental bowing parameter has been determined to be b=-0.4490 nm. Preliminary optical characterisation - An optical preliminary characterisation has been done on samples with the Cd{1-x}Mg{x}O phase. That is, the samples grown at low temperature. - By using spectrophotometry, transmittance patterns of the samples have been recorded from which the absorbance patterns have been calculated. In order to determine the optical band gap energy the maximum slope point of the absorbance patterns has been used. - Thus, the band gap energy rises with the Mg incorporation to the CdO lattice reaching a value up to 2.958 eV. The experimental points show, in the studied range, a linear behaviour. BIBLIOGRAPHY -Yoshiaki Nieda, Mari Suzuki, Atsushi Nakamura, Jiro Temmyo, Gema Tabares, Alejandro Kurtz, Manuel Lopez, Jos e Mar a Ulloa, Adrian Hierro, and El ías Muñoz. Journal of Crystal Growth, 449:27-34, 2016. -L.K. Wang, Z.G. Ju, C.X. Shan, J. Zheng, B.H. Li, Z.Z. Zhang, B. Yao, D.X. Zhao, D.Z. Shen, and J.Y. Zhang. Journal of Crystal Growth, 312(7):875-877, 2010. -A. Mohanta and R. K. Thareja. Journal of Applied Physics, 103(2):024901, 2008. -S. Sadofev, S. Blumstengel, J. Cui, J. Puls, S. Rogaschewski, P. Sch afer, and F. Henneberger. Applied Physics Letters, 89(20):201907, 2006. -Y. Z. Zhu, G. D. Chen, Honggang Ye, Aron Walsh, C. Y. Moon, and Su-Huai Wei. Phys. Rev. B, 77:245209, 2008. -U. Paliwal, T. Bredow, and K. B. Joshi. AIP Conference Proceedings, 1447(1):1037-1038, 2012. -Bin Amin, Iftikhar Ahmad, Muhammad Maqbool, Nazma Ikram, Yasir Saeed, Afaq Ahmad, and Suneela Arif. Journal of Alloys and Compounds, 493:212 - 218, 2010. -K.B. Joshi, U. Paliwal, K.L. Galav, D.K. Trivedi, and T. Bredow. Journal of Solid State Chemistry, 204:367 - 372, 2013. -Sreekumar Rajappan Achary, Said Agouram, Juan F. S anchez-Royo, M. Carmen Mart nez-Tom as, and Vicente Muñoz-Sanjos e. CrystEngComm, 16:8969-8976, 2014. -F. Atay, I. Akyuz, S. Kose, E. Ketenci, and V. Bilgin. Journal of Materials Science: Materials in Electronics, 22:492-498, 2011. -M. Vigneshwaran, R. Chandiramouli, B. G. Jeyaprakash, and D. Balamurugan. Journal of Applied Sciences, 12:1754-1757, 2012. -G. Chen, K. M. Yu, L. A. Reichertz, and W.Walukiewicz. 2013 IEEE 39th Photovoltaic Specialists Conference (PVSC), pages 1105-1109, 2013. -G. Chen, K. M. Yu, L. A. Reichertz, and W. Walukiewicz. Applied Physics Letters, 103(4), 2013. -C. Thiandoume, A. Lusson, P. Galtier, and V. Sallet. Journal of Crystal Growth, 311(19):4371 - 4373, 2009. -J. H. Lee, J. H. Eun, S. G. Kim, S. Y. Park, M. J. Lee, and H. J. Kim. Journal of Materials Research, 18:2895-2903, 2003. -Adelaida Huerta-Barber a, Llu s Manel Guia, Oleksii Klymov, Vicente Mari n-Borr as, Carmen Mart nez-Tom as, Julen Tamayo-Arriola, Alejandro Kurtz, Miguel Montes Bajo, El as Muñoz, Adri an Hierro, and Vicente Muñoz-Sanjos e. Applied Surface Science, 385:209 - 215, 2016.