Elektrochemische Energiespeicher sind entscheidend für eine zuverlässige Energieversorgung angesichts steigender Nachfrage und knapper Ressourcen. Die fortlaufende Entwicklung möglichst umweltfreundlicher Materialien mit guter Verfügbarkeit ist essenziell für die Verbesserung von deren Leistungsfähigkeit. Ziel der Arbeit war die Nutzung cellulosebasierter Präkursoren zur Herstellung von Elektrodenmaterialien für die elektrochemischen Energiespeicher Superkondensator und Li-Ionen-Batterie. Dabei werden die Struktur-Eigenschaftsbeziehungen von Präkursormaterial und Kohlenstoff, sowie deren Einfluss auf die resultierenden elektrochemischen Leistungen untersucht. Mittels Acetatverfahren können sphärische Partikel auf Basis von Cellulose mit einer Partikelgröße < 5 µm und enger Partikelgrößenverteilung hergestellt werden. Bei der Herstellung sphärischer Partikel aus Celluloseacetat werden eine Vielzahl verschiedener Parameter im Herstellungsprozess variiert und deren Einfluss auf die Eigenschaften der sphärischen Partikel verändert. Außerdem werden die Cellulosederivate Celluloseacetat-butyrat und Celluloseacetat-phthalat als Ausgangsmaterial zur Herstellung sphärischer Partikel verwendet. Die hergestellten sphärischen Partikel werden mittels Pyrolyse zu Kohlenstoff umgewandelt, wobei zum einen der Einfluss der Eigenschaften der sphärischen Präkursoren auf die resultierenden Kohlenstoffe und zum anderen der Einfluss verschiedener Carbonisierungsbedingungen (Carbonisierungstemperatur, Haltezeit, Heizrate) anhand von sphärischen Celluloseacetatpartikeln mit einer Partikelgröße < 5 µm untersucht werden. Zur Vergrößerung der Oberfläche und zur Veränderung der Porenstruktur werden aktivierte Kohlenstoffe hergestellt. Dabei wird KOH in verschiedenen Aktivierungsgraden C : KOH verwendet sowie alternative Aktivierungsreagenzien getestet. Die (aktivierten) Kohlenstoffe dienen als Elektrodenmaterialien in Superkondensatoren, Li-Ionen-Batterien und Li-Ionen-Kondensatoren. Die hergestellten Kohlenstoffe zeigen vielversprechende Kapazitäten als Elektrodenmaterial in symmetrischen Superkondensatoren mit KOH-Elektrolytlösung, insbesondere bei Verwendung von aktiviertem Kohlenstoff aus sphärischen Celluloseacetatpartikeln. Außerdem werden verschiedene neutrale wässrige Elektrolytlösungen als Alternative zu alkalischen KOH-Lösungen getestet und der Einfluss von Konzentration und Arbeitstemperatur betrachtet. Weiterhin kann die Eignung der hergestellten nicht-aktivierten Kohlenstoffe aus Celluloseacetat-Perlen als Anodenmaterial in Lithium-Ionen-Batterien als Alternative zu Graphit gezeigt werden, insbesondere hinsichtlich Langzeitstabilität und dem Einsatz bei hohen Betriebstemperaturen. Auch ein möglicher Einsatz der aktivierten Kohlenstoffe aus Celluloseacetat-Perlen in Li-Ionen-Kondensatoren als Kathodenmaterial mit TNO-Anode wird geprüft.:ABBILDUNGSVERZEICHNIS TABELLENVERZEICHNIS ABKÜRZUNGSVERZEICHNIS SYMBOLVERZEICHNIS 1 EINLEITUNG 2 THEORETISCHE GRUNDLAGEN 2.1 Ausgangsmaterialien 2.1.1 Cellulose 2.1.2 Celluloseester (Celluloseacetat, Celluloseacetat-butyrat, Celluloseacetat-phthalat) 2.1.3 Sphärische Partikel aus Cellulose und Cellulosederivaten 2.2 Kohlenstoffe 2.2.1 Kohlenstoffe in Energiespeichern 2.2.2 Amorphe Kohlenstoffe 2.2.3 Aktivierte Kohlenstoffe 2.3 Elektrochemische Speichermethoden 2.3.1 Superkondensatoren 2.3.1.1 Speicherarten – EDLC vs. Pseudokapazität 2.3.1.2 Elektrodenmaterialien 2.3.1.3 Elektrolytsysteme 2.3.2 Lithium-Ionen-Batterien 2.3.3 Lithium-Ionen-Kondensatoren 2.4 Methoden zur strukturellen Charakterisierung 2.4.1 Laserbeugungsspektroskopie 2.4.2 Sedimentationsverhalten zur Bestimmung der Porosität 2.4.3 Stickstoffphysiosorption 2.4.4 Raman-Spektroskopie 2.4.5 Rasterelektronenmikroskopie 2.4.6 Röntgendiffraktometrie 2.4.7 Viskositätsmessungen 2.5 Elektrochemische Charakterisierung 2.5.1 Zyklische Voltammetrie 2.5.2 Galvanostatisches Zyklieren 2.5.3 Elektrochemische Impedanzspektroskopie 2.5.4 Galvanostatische intermittierende Titrationstechnik 3 EXPERIMENTELLER TEIL 3.1 Herstellung Perlcellulose 3.1.1 Herstellung der sphärischen Celluloseester / Deacetylierung 3.1.2 Variationen der Parameter 3.2 Carbonisierung / Aktivierung 3.3 Herstellung der Elektrochemischen Energiespeicher 3.3.1 Superkondensatoren 3.3.2 Lithium-Ionen-Batterien 3.3.3 Lithium-Ionen-Kondensatoren 3.4 Chemikalien 3.5 Geräte und Methoden 4 ERGEBNISSE & DISKUSSION 4.1 Ausgangsmaterialien für die Herstellung von sphärischen Celluloseestern 4.2 Sphärische Celluloseester 4.2.1 Verschiedene CA-Materialien 4.2.2 Deacetylierung zur Perlcellulose 4.2.3 Partikelgröße 4.2.4 Salzgehalt 4.2.5 Tensidgehalt 4.2.6 Celluloseacetat-butyrat 4.2.7 Celluloseacetat-phthalat 4.2.8 Zusammenfassung der Herstellung sphärischer Partikel aus Celluloseestern 4.3 Kohlenstoffe auf Basis von sphärischen Celluloseestern 4.3.1 Einfluss der Carbonisierungsbedingungen auf die hergestellten Kohlenstoffe aus CA1-Perlen 4.3.2 Einfluss der verschiedenen Herstellungsbedingungen der Celluloseacetat-Perlen auf den resultierenden Kohlenstoff 4.3.3 Kohlenstoffe aus Celluloseacetat-butyrat-Perlen 4.3.4 Kohlenstoffe aus Celluloseacetat-phthalat 4.3.5 Zusammenhänge zwischen Präkursoren und Kohlenstoffen 4.4 Aktivierte Kohlenstoffe 4.4.1 Aktivierung von CA- und CAB-Perlen mit KOH 4.4.2 Vergleich von KOH mit anderen Aktivierungsreagenzien 4.5 Superkondensatoren mit Elektroden aus Kohlenstoffen auf Basis von sphärischen Celluloseestern in alkalischen Elektrolyten 4.5.1 Einfluss der Carbonisierungsbedingungen auf die Performance von Superkondensatoren mit CA1-Elektroden 4.5.2 Superkondensatoren auf Basis von Kohlenstoffen aus verschiedenen Celluloseestern 4.5.3 Aktivierte Kohlenstoffe 4.5.4 Zusammenhang zwischen den hergestellten Kohlenstoffen und deren Einsatz als Elektrodenmaterial in Superkondensatoren 4.6 Vergleich von alkalischen und neutralen Elektrolyten in Superkondensatoren 4.6.1 Charakterisierung der Elektrolyte 4.6.2 Neutrale Elektrolyte und alkalische Elektrolyte im Vergleich 4.6.3 Einfluss von Konzentration und Temperatur auf die Zellperformance mit Na2SO4-Elektrolyten 4.7 Kohlenstoffe aus sphärischen Celluloseestern als Anodenmaterial in Lithium-Ionen-Batterien 4.7.1 Einfluss der Carbonisierungsbedingungen auf CA1 als Anodenmaterial 4.7.2 Bindersysteme 4.7.3 Kohlenstoffe aus Celluloseestern mit verschiedenen Herstellungsbedingungen 4.7.4 Einfluss der Temperatur 4.8 Lithium-Ionen-Kondensatoren mit aktiviertem Kohlenstoff aus CA-Perlen als Kathodenmaterial 4.9 Vergleich der Kohlenstoffe als Elektrodenmaterial in den verschiedenen Energiespeichersystemen 5 ZUSAMMENFASSUNG 6 LITERATURVERZEICHNIS 7 ANHANG

There has been progress in the surface modification of low carbon steel in order to enhance its surface hardness. This study contributes to this by investigating the introduction of carbon nanotubes and amorphous carbon in the carburization of mild steel. In order to achieve the goal, carbon nanotubes were synthesized in a horizontal tubular reactor placed in a furnace also called the chemical vapor deposition process at a temperature of 700oC. Catalyst was produced from Iron nitrate Fe(NO3)3.9H2O and Cobalt nitrate Co(NO3)2.6H2O on CaCO3 support while acetylene C2H2 was used as the carbon source and nitrogen N2 was used as contaminant remover. The as-synthesized carbon nanotubes were purified using nitric acid HNO3 and characterized using scanning electron microscopy (SEM), thermo-gravimetric analysis (TGA) and fourier transform infrared spectroscopy (FTIR). It was found that as-synthesized carbon nanotubes had varying lengths with diameters between 42-52 nm from the SEM and the TGA showed the as-synthesized CNTs with a mass loss of 78% while purified CNTs had 85% with no damage done to the structures after using the one step acid treatment. The as-synthesized and purified carbon nanotubes were used in carburizing low carbon steel (AISI 1018) at two austenitic temperatures of 750oC and 800oC and varying periods of 10-50 minutes while amorphous carbon obtained by pulverizing coal was also used as comparison. The mild steel samples were carburized with carbon nanotubes and amorphous carbon in a laboratory muffle furnace with a defined number of boost and diffusion steps. The carburizing atmosphere consisted of heating up to the varying temperatures at a speed of 10oC/minute, heating under this condition at varying periods, performing a defined number of boost and diffusion processes at the varying temperatures and cooling to room temperatures under the same condition. The carburized surfaces were observed with the Olympus SC50 optical microscope and the hardness distribution of the carburized layer was inspected with a Vickers FM 700 micro-hardness tester. The as-synthesized and purified CNT samples showed higher hardness on the surface of the mild steel than the amorphous carbon. In the same vein, the change in the microstructures of vi the steel samples indicated that good and improved surface hardness was obtained in this work with the reinforcements but with purified CNT having the highest peak surface hardness value of 191.64 ± 4.16 GPa at 800oC, as-synthesized CNT with 177.88 ± 2.35 GPa and amorphous carbon with 160.702 ± 5.79 GPa which are higher compared to the values obtained at 750oC and that of the original substrate which had a surface hardness of 145.188 ± 2.66 GPa. The percentage hardness obtained for the reinforcement with the amorphous carbon, the CNT and the pCNT showed an increase of 5.47%, 10.04% and 15.77% respectively at 750oC when compared to that of the normal substrate carburized without reinforcements. Furthermore, at 800oC, the reinforcement with the amorphous carbon, the CNT and the pCNT show a percentage hardness increase of 7.04%, 14.68% and 22.05% when compared to that of the normal substrate carburized without reinforcements. Comparing the reinforcement potential of the amorphous carbon, the CNT and the pCNT at 750oC, the percentage hardness reveal that using pCNT displayed an increase of 10.89% over that of amorphous carbon and of 6.37% over that of CNT. In addition, the use of CNT as reinforcement at 750oC displayed a percentage hardness increase of 4.83% over that of the amorphous carbon carburized at the same temperature / Civil and Chemical Engineering / M. Tech. (Chemical Engineering)

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Ion irradiation of tetrahedral amorphous carbon (ta-C) thin films induces a carbon phase transformation from the electrically insulating sp3 hybridization into the conducting sp2 hybridization. In this work, a detailed study on the electrical resistivity and the microstructure of areas, irradiated with several ion species at 30 keV energy is presented. Continuous ion bombardment yields a drastic drop of the resistivity as well as significant structural modifications of the evolving sp2 carbon phase. It is shown that the resistivity lowering can be attributed to the degree of graphitization in the film. Furthermore, the structural ordering processes are correlated with the ion deposited energy density. It is therefore revealed that the ion-induced phase transformation in ta-C films is a combination of sp3-to-sp2 conversion of carbon atoms and ion-induced ordering of the microstructure into a more graphite-like arrangement. All experiments were done with focused ion beam (FIB) systems by applying FIB lithography of electrical van-der-Pauw test structures. FIB lithography on ta-C layers is presented as a fast and easy technique for the preparation of electrically active micro- and nanostructures in an insulating carbon matrix.

There has been progress in the surface modification of low carbon steel in order to enhance its surface hardness. This study contributes to this by investigating the introduction of carbon nanotubes and amorphous carbon in the carburization of mild steel. In order to achieve the goal, carbon nanotubes were synthesized in a horizontal tubular reactor placed in a furnace also called the chemical vapor deposition process at a temperature of 700oC. Catalyst was produced from Iron nitrate Fe(NO3)3.9H2O and Cobalt nitrate Co(NO3)2.6H2O on CaCO3 support while acetylene C2H2 was used as the carbon source and nitrogen N2 was used as contaminant remover. The as-synthesized carbon nanotubes were purified using nitric acid HNO3 and characterized using scanning electron microscopy (SEM), thermo-gravimetric analysis (TGA) and fourier transform infrared spectroscopy (FTIR). It was found that as-synthesized carbon nanotubes had varying lengths with diameters between 42-52 nm from the SEM and the TGA showed the as-synthesized CNTs with a mass loss of 78% while purified CNTs had 85% with no damage done to the structures after using the one step acid treatment. The as-synthesized and purified carbon nanotubes were used in carburizing low carbon steel (AISI 1018) at two austenitic temperatures of 750oC and 800oC and varying periods of 10-50 minutes while amorphous carbon obtained by pulverizing coal was also used as comparison. The mild steel samples were carburized with carbon nanotubes and amorphous carbon in a laboratory muffle furnace with a defined number of boost and diffusion steps. The carburizing atmosphere consisted of heating up to the varying temperatures at a speed of 10oC/minute, heating under this condition at varying periods, performing a defined number of boost and diffusion processes at the varying temperatures and cooling to room temperatures under the same condition. The carburized surfaces were observed with the Olympus SC50 optical microscope and the hardness distribution of the carburized layer was inspected with a Vickers FM 700 micro-hardness tester. The as-synthesized and purified CNT samples showed higher hardness on the surface of the mild steel than the amorphous carbon. In the same vein, the change in the microstructures of vi the steel samples indicated that good and improved surface hardness was obtained in this work with the reinforcements but with purified CNT having the highest peak surface hardness value of 191.64 ± 4.16 GPa at 800oC, as-synthesized CNT with 177.88 ± 2.35 GPa and amorphous carbon with 160.702 ± 5.79 GPa which are higher compared to the values obtained at 750oC and that of the original substrate which had a surface hardness of 145.188 ± 2.66 GPa. The percentage hardness obtained for the reinforcement with the amorphous carbon, the CNT and the pCNT showed an increase of 5.47%, 10.04% and 15.77% respectively at 750oC when compared to that of the normal substrate carburized without reinforcements. Furthermore, at 800oC, the reinforcement with the amorphous carbon, the CNT and the pCNT show a percentage hardness increase of 7.04%, 14.68% and 22.05% when compared to that of the normal substrate carburized without reinforcements. Comparing the reinforcement potential of the amorphous carbon, the CNT and the pCNT at 750oC, the percentage hardness reveal that using pCNT displayed an increase of 10.89% over that of amorphous carbon and of 6.37% over that of CNT. In addition, the use of CNT as reinforcement at 750oC displayed a percentage hardness increase of 4.83% over that of the amorphous carbon carburized at the same temperature / Civil and Chemical Engineering / M. Tech. (Chemical Engineering)

Technologies laser pour l’élaboration de matériaux carbonés pour microsystèmes analytiques environnementaux. Pas de résumé en français fourni / Amorphous carbon nitride (a-CzN) material has attractor much attention in research and development. Recently, it has become a more promising electrode material than conventional carbon based electrodes in electrochemical and biosensor applications. Nitrogen containing amorphous carbon (a-C:N) thin films have been synthesized by femtosecond pulsed laser deposition (fs-PLD) coupled with plasma assistance through Direct Current (DC) bias power supply. During the deposition process, various nitrogen pressures (0 to 50 Pa) and DC bias (0 to -350 V) were used in order to explore a wide range of nitrogen content into the film. The structure and chemical composition of the films have been studied by using Multi-wavelength (MW) Roman spectroscopy, electron energy-loss spectroscopy (EELS), X-ray photoelectron spectroscopy (XPS) and high-resolution transmission electron microscopy (HRTBM). The surface morphology has been studied by Scanning Electron Microscopy (SEM) and Atomic Force Microscopy (AFM). Increasing the nitrogen pressure or adding a DC bias induced an increase of the N content, up to 28 at.%. Nitrogen content increase induces a higher sp2 character of the film. However DC bias has been found to increase the film structmal disorder, which was detrimental to the electrochemical properties. Indeed the electrochemical measurern-ts, investigated by cyclic voltammetry (CV), demonstrated that the a-CzNfilms show better electron transfer kinetics, reversibility and excellent reproducibility than the pure a-C films. Electrochemical grafting from diazoniurn salts was successfully achieved on this film, with a surface coverage of covalently bonded molecules close to the dense packed monolayer of ferrocene

This thesis deals with deposition of GaN thin films and GaN selective growth utilizing pyrolyzed resist masks. Carbon masks were prepared on silicon substrates by electron-beam litography and resist pyrolysis. As a further step, Ga and GaN were deposited on the masked substrates by Moleculer Beam Epitaxy (MBE) method. A selective growth of Ga droplets was achieved. These results were used for preparation of GaN crystallites by pulse deposition. It is also shown that direct MBE deposition of GaN on the masked substrates leads to a selective growth of GaN thin films with GaN film growing only on the areas which are not covered by the carbon mask. The results are explained by enhanced surface diffusion of gallium atoms on the surface of the carbon mask.

Bei der quasi-simultanen Deposition massenselektierter Kohlenstoff- und Metallionen mit Energien jenseits thermischer Energien treten verschiedene Morphologien auf abhängig vom verwendeten Metall und den eingestellten Depositionsparametern. Die Abmessungen der auftretenden Strukturen liegen im Nanometerbereich. Die Materialien sind deshalb für zukünftige potentielle Anwendungen in verschiedenen Bereichen der Nanotechnologie von Interesse.Die vorliegende Arbeit beschäftigt sich mit der Strukturanalyse von kupfer-, silber-, gold- oder eisenhaltigen amorphen Kohlenstoffschichten. Dabei wurden unter anderem die Rutherford Rückstreuungsspektroskopie, die hochauflösende Transmissionselektronenmikroskopie und die energiedispersive Röntgenspektroskopie angewandt.Die dünnen Schichten weisen die folgenden Morphologien auf: Die kupferhaltigen Proben bestehen aus Kupfer-Nanopartikeln deren Durchmesser zwischen 3 und 9 nm variieren und gleichmäßig in der amorphen Kohlenstoffmatrix verteilt sind. Der mittlere Durchmesser steigt mit dem Kupfergehalt an. Die silberhaltigen Proben trennen sich in eine reine amorphe Kohlenstoffschicht mit Silberpartikeln an der Oberfläche. Sowohl die gold- wie auch die eisenhaltigen Schichten weisen eine Multilagenstruktur auf, wobei metallreiche Lagen mit erhöhter Partikeldichte durch amorphe Kohlenstofflagen voneinander getrennt sind. Die Lagenabstände sind im Falle der Gold-Kohlenstoffschichten bis zu ca. 15 nm, bei den Eisen-Kohlenstoffschichten um die 7 nm.Die Entstehung der verschiedenen Strukturen kann nicht auf herkömmlich Selbstorganisationseffekte, die auf Diffusion und Gleichgewichtsthermodynamik beruhen zurückgeführt werden. Stattdessen wurden ioneninduzierte Transportmechanismen, Sputtereffekte und die Stabilität kleiner Metallpartikel berücksichtigt, um die Strukturbildung zu modellieren.In der Literatur wurden in letzter Zeit ähnliche Multilagenstrukturen von Metall-Kohlenstoffschichten diskutiert, die durch Magnetronsputterdeposition hergestellt wurden. Erste Experimente wurden nun an einer RF Magnetronsputterdepositionsanlage durchgeführt um zu untersuchen, ob die zugrundeliegenden Mechanismen hier die gleichen sind wie im Falle der oben beschriebenen ionenstrahldeponierten Schichten. Bisher konnte jedoch keine Multilagenbildung bestätigt werden.

Ion irradiation of tetrahedral amorphous carbon (ta-C) thin films induces a carbon phase transformation from the electrically insulating sp3 hybridization into the conducting sp2 hybridization. In this work, a detailed study on the electrical resistivity and the microstructure of areas, irradiated with several ion species at 30 keV energy is presented. Continuous ion bombardment yields a drastic drop of the resistivity as well as significant structural modifications of the evolving sp2 carbon phase. It is shown that the resistivity lowering can be attributed to the degree of graphitization in the film. Furthermore, the structural ordering processes are correlated with the ion deposited energy density. It is therefore revealed that the ion-induced phase transformation in ta-C films is a combination of sp3-to-sp2 conversion of carbon atoms and ion-induced ordering of the microstructure into a more graphite-like arrangement. All experiments were done with focused ion beam (FIB) systems by applying FIB lithography of electrical van-der-Pauw test structures. FIB lithography on ta-C layers is presented as a fast and easy technique for the preparation of electrically active micro- and nanostructures in an insulating carbon matrix.:Contents List of Figures iii List of Tables v List of Abbreviations vii 1. Introduction 1 2. Fundamentals 5 2.1. Ion-solid interactions . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . 5 2.1.1. Scattering and stopping . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . 5 2.1.2. Ion range distribution . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . 9 2.1.3. Target modifications . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . 12 2.1.4. Thermal driven segregation . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . 18 2.2. Focused ion beams (FIBs) . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . 21 2.2.1. Commercial gallium FIB (Ga + -FIB) . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . 24 2.2.2. Mass-separated FIB . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . 25 2.3. Tetrahedral amorphous carbon (ta-C) . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . 26 2.3.1. Composition, microstructure and film properties . . . . . . . . . . . . . . 26 2.3.2. Growth mechanisms . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . 30 2.3.3. Electronic properties . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . 34 3. Experimental 39 3.1. Samples . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . 39 3.2. Apparatus . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . 40 4. Ion induced surface swelling 43 4.1. Fluence and energy dependence . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . 44 4.2. Calculations of the swelling height . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . 48 5. Electrical properties of irradiated ta-C 55 5.1. Electrical resistivity of as-implanted ta-C . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . 55 5.1.1. Resistance of Ga + implanted micropatterns . . . . . . . . . . . . . . . . . 55 5.1.2. Sheet resistance of Ga + irradiated ta-C . . . . . . . . . . . . . . . . . . . 59 5.1.3. Determination of the sp 3 content . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . 62 5.1.4. The effect of different ion species . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . 65 5.1.5. Low temperature resistivity – The peculiarity of gallium . . . . . . . . . . 71 5.2. The effect of annealing . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . 74 5.3. Irradiation at elevated substrate temperatures . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . 79 6. The microstructure of irradiated ta-C 87 6.1. Raman investigations of ion irradiated ta-C . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . 88 6.1.1. Fundamentals of Raman spectroscopy on amorphous carbon . . . . . . . . 88 6.1.2. Raman spectra of as-implanted ta-C . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . 93 6.1.3. Thermally driven graphitization of the microstructure . . . . . . . . . . . 98ii Contents 6.1.4. The correlation between microstructure and resistivity . . . . . . . . . . . 101 6.2. TEM investigations of ion irradiated ta-C . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . 104 7. FIB lithography on ta-C layers 107 7.1. Graphitic nanowires . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . 107 7.1.1. Nanowire dimensions – The resolution of FIB lithography . . . . . . . . . 108 7.1.2. Nanowire resistance . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . 110 7.2. Electrical insulation between conducting structures . . . . . . . . . . . . . . . . . 113 8. Conclusions and Outlook 117 A. Gallium nanoparticles on ta-C layers 121 Bibliography 123