Der wasserstofffreie tetraedrisch amorphe Kohlenstoff (ta C) weist aufgrund seiner einzigarti-gen Eigenschaftskombination eine hervorragende Eignung als Schichtmaterial für viele An-wendungen auf. Seine begrenzte Schadenstoleranz und Temperaturstabilität schränken die Verwendung jedoch ein. Eine Möglichkeit zur Verbesserung könnte die Zugabe geeigneter Dotierungselemente sein. In der Literatur wurde die Dotierung von ta-C dafür bisher kaum in Betracht gezogen. Obwohl vereinzelte Publikationen ein gewisses Potenzial erkennen lassen, fehlt ein systematisches und umfassendes Verständnis über die Beziehung zwischen der che-mischen Natur des Dotierstoffs, der Mikrostrukur der Schicht und deren Auswirkungen auf die mechanischen Eigenschaften, die Schadenstoleranz und die Temperaturstabilität. Die vorliegende Arbeit ist ein Beitrag zur Schließung dieser Lücke. Zu diesem Zweck wurden dotierte ta C:X-Schichten (X = B, Si, Mo, Fe oder Cu) mit je einer festen Elementkonzentrati-on unter identischen Bedingungen hergestellt und vor sowie nach einer Temperung an Luft und im Vakuum untersucht. Es zeigte sich, dass die Elementzugabe im Allgemeinen zur Stö-rung des sp3-Netzwerks des Kohlenstoffs und so zur Erhöhung des sp2-Anteils und der sp2-Cluster im Kohlenstoff führte, wodurch sich die Härte, der Elastizitätsmodul und, außer im Fall von a C:Mo, auch die Eigenspannungen verringerten. Das Ausmaß dieser Veränderungen war elementabhängig, wobei die Bindungsart der Dotierstoffe zum Kohlenstoff, deren Atom-radius und deren Beeinflussung der Plasmaenergie als wichtige Einflussgrößen identifiziert wurden. Für die metallisch dotierten Schichten (a C:Mo, a C:Fe, a C:Cu) traten als zusätzli-che Gefügeanteile turbostratischer Kohlenstoff und Molybdänkarbid- (für a C:Mo) bezie-hungsweise Kupferkristallite (für a C:Cu) auf. Interessanterweise führte die Dotierung in den meisten Fällen zu einer erheblichen Reduktion an Abscheidungsdefekten. Die Schadenstoleranz wurde mittels Biegung, Indentations- und progressiver sowie zyklischer Ritzprüfung untersucht, wobei sehr unterschiedliche Beanspruchungszustände auftraten. Als methodische Voraussetzung dafür waren, insbesondere beim Indentations- und zyklischen Ritztest, geeignete Kriterien zur Bewertung der Schadenstoleranz sowie ein fundiertes Ver-ständnis der Schädigungsentwicklung zu erarbeiten. Der zyklische Ritztest erwies sich als gut geeignet zur direkten Gegenüberstellung unterschiedlicher Beanspruchungszustände anhand verschiedener unterkritischer Laststufen und zur Bewertung des niederzyklischen Versagens-verhaltens. Für eine hohe Schadenstoleranz im Fall starker lokaler Verformungen waren in allen Versuchen eine geringere Härte, ein duktileres Verformungsverhalten, eine geringe Dichte an Abscheidungsdefekten und höhere Schichtdicken von Vorteil. Unter Beibehaltung einer sehr hohen Härte zeigte ta C:B eine geringfügig bessere Schadenstoleranz als ta-C. Die höchste Schadenstoleranz bei häufig ausreichender Härte von über 25 GPa wies a C:Mo auf. Die Untersuchungen nach dem Tempern zeigten, dass die Temperaturbeständigkeit generell mit geringerem sp3-Anteil der Kohlenstoffphase abnimmt. Im Vakuum waren demnach die sp3-reichen Schichten ta-C, ta C:B und ta C:Si am stabilsten. Dabei wurde sogar eine signifi-kante Härtesteigerung beobachtet. An Luft sind außerdem die Oxidationsneigung der Dotie-relemente und die Hemmwirkung der entstehenden Oxidschicht gegen weitere Oxidation re-levant. Eine Verbesserung der Oxidationsbeständigkeit konnte für ta-C:Si und ta-C:B nachge-wiesen werden. Als wichtige Einschränkung wurde die Haftungsverminderung nach dem Tempern aufgrund der Oxidation der Chrom-Zwischenschicht festgestellt.:1 Einleitung 2 Grundlagen 2.1 Mechanisches Werkstoffverhalten 2.1.1 Elastizitätsmodul und Härte 2.1.2 Werkstoffversagen und Bruchmechanik 2.1.3 Eigenspannungen 2.2 Wasserstofffreier amorpher Kohlenstoff 2.2.1 Modifikationen des Kohlenstoffs 2.2.2 Arten der Kohlenstoffschichten 2.2.3 Herstellung von (t)a-C 2.2.4 Eigenschaften von (t)a-C 2.2.5 Anwendungsgebiete von (t)a-C 3 Stand der Technik 3.1 Mechanische Schichtanalytik 3.1.1 Dornbiegung 3.1.2 Instrumentierte Eindringprüfung 3.1.3 Progressiver Ritztest 3.1.4 Abschätzung der Schadenstoleranz anhand von Härte und E-Modul 3.1.5 Zyklischer Ritztest 3.1.6 Eigenspannungsmessung 3.2 Strukturelle Schichtanalytik 3.2.1 Kalottenschliff 3.2.2 Raman-Spektroskopie 3.2.3 Transmissionselektronenmikroskopie 3.2.4 Makropartikel 3.2.5 Rauheit 3.2.6 Energiedispersive Röntgenspektroskopie 3.3 Dotierung von (t)a-C 3.4 Temperaturstabilität von (t)a-C(:X) 3.4.1 Inerte Atmosphäre 3.4.2 Oxidierende Atmosphäre 3.4.3 Effekte der Dotierung 4 Zielstellung der Arbeit 5 Experimentelles Vorgehen 5.1 Prüfkörpermaterial 5.1.1 Substratwerkstoffe 5.1.2 Schichtherstellung 5.2 Tempern 5.2.1 Tempern im Vakuum 5.2.2 Tempern an Luft 5.3 Charakterisierungsmethoden 5.3.1 Instrumentierte Eindringprüfung 5.3.2 Kalottenschliff 5.3.3 Eigenspannungen 5.3.4 Progressiver Ritztest 5.3.5 Zyklischer Ritztest 5.3.6 Indentations-Riss-Versuche 5.3.7 Dornbiegung 5.3.8 Raman-Spektroskopie 5.3.9 Elektronenmikroskopie 5.3.10 Rauheit 5.3.11 Partikelflächenbelegung 6 Ergebnisse 6.1 Allgemeine Charakterisierung 6.2 Strukturuntersuchungen 6.3 Dornbiegung 6.4 Indentations-Riss-Versuche 6.4.1 Rissarten bei der Indentation 6.4.2 Versagenslasten bei der Indentation 6.4.3 Bestimmung der Bruchzähigkeit aus Indentations-Riss-Versuchen 6.5 Progressiver Ritztest 6.6 Zyklischer Ritztest 6.7 Tempern 6.7.1 Tempern im Vakuum 6.7.2 Tempern an Luft 7 Diskussion 7.1 Struktur und mechanische Eigenschaften von (t)a-C:X 7.2 Versagensarten im Indentations-Riss-Versuch 7.3 Bewertung der Schadenstoleranz 7.4 Temperaturstabilität 7.5 Schadenstoleranz nach dem Tempern 8 Zusammenfassung und Ausblick Danksagung Literaturverzeichnis Abkürzungs- und Formelverzeichnis Abbildungsverzeichnis Tabellenverzeichnis Anhang: Zusätzliche Ergebnisse und Diskussion / Hydrogen-free tetrahedral amorphous carbon (ta-C) is an excellent coating material for many applications due to its unique combination of properties,. However, its limited damage toler-ance and temperature stability limit its use. One possibility for improvement could be the addi-tion of suitable doping elements. The doping of ta-C for this purpose has hardly been consid-ered in the literature, so far. Although a few publications indicate some potential, a systematic and comprehensive understanding of the relationship between the chemical nature of the do-pant, the microstructure of the coating and its effects on mechanical properties, damage toler-ance and temperature stability is lacking. The present work is a contribution to fill this gap. For this purpose, doped ta C:X coatings (X = B, Si, Mo, Fe or Cu) with a fixed element concentration were prepared under identical conditions and investigated before and after annealing in air and in vacuum. It was found that the addition of elements generally led to disruption of the sp3 network of the carbon and thus to an increase in the sp2 fraction and the sp2 clusters in the carbon, which reduced the hard-ness, the Young’s modulus and, except in the case of a C:Mo, also the residual stresses. The extent of these changes depended on the element, with its type of bonding to the carbon, its atomic radius and its influence on the plasma energy identified as important influencing varia-bles. For the metallically doped coatings (a C:Mo, a C:Fe, a C:Cu), turbostratic carbon and molybdenum carbide (for a C:Mo) and copper crystallites (for a C:Cu) appeared as additional microstructural components. Interestingly, in most cases the doping led to a considerable re-duction in deposition defects. Damage tolerance was investigated using mandrel bending, indentation, progressive and cyclic scratch tests, which produce very different stress situations. As a methodological requirement, it was necessary to develop appropriate criteria for evaluating damage tolerance and a sound understanding of damage evolution, particularly for the indentation and cyclic scratch tests. The cyclic scratch test was found to be well suited for directly comparing different stress states based on different subcritical load levels and for evaluating low-cycle fatigue behavior. In all tests, lower hardness, more ductile deformation behavior, lower defect density, and higher coating thicknesses were advantageous for high damage tolerance in case of strong localized deformation. Ta C:B showed a slightly better damage tolerance than ta C while retaining a very high hardness. The highest damage tolerance with often sufficient hardness above 25 GPa was shown by a C:Mo. The post-annealing investigations showed that the temperature resistance generally decreases with a lower sp3 fraction of the carbon phase. Accordingly, the sp3-rich ta-C, ta-C:B and ta-C:Si coatings were the most stable in vacuum. A significant increase in hardness was even ob-served. In air, the oxidation tendency of the dopant elements and the inhibiting effect of the resulting oxide layer against further oxidation are also relevant. For ta C:Si and ta C:B, an im-provement in oxidation resistance was demonstrated. The reduction in adhesion after anneal-ing due to oxidation of the chromium interlayer was identified as an important limitation.:1 Einleitung 2 Grundlagen 2.1 Mechanisches Werkstoffverhalten 2.1.1 Elastizitätsmodul und Härte 2.1.2 Werkstoffversagen und Bruchmechanik 2.1.3 Eigenspannungen 2.2 Wasserstofffreier amorpher Kohlenstoff 2.2.1 Modifikationen des Kohlenstoffs 2.2.2 Arten der Kohlenstoffschichten 2.2.3 Herstellung von (t)a-C 2.2.4 Eigenschaften von (t)a-C 2.2.5 Anwendungsgebiete von (t)a-C 3 Stand der Technik 3.1 Mechanische Schichtanalytik 3.1.1 Dornbiegung 3.1.2 Instrumentierte Eindringprüfung 3.1.3 Progressiver Ritztest 3.1.4 Abschätzung der Schadenstoleranz anhand von Härte und E-Modul 3.1.5 Zyklischer Ritztest 3.1.6 Eigenspannungsmessung 3.2 Strukturelle Schichtanalytik 3.2.1 Kalottenschliff 3.2.2 Raman-Spektroskopie 3.2.3 Transmissionselektronenmikroskopie 3.2.4 Makropartikel 3.2.5 Rauheit 3.2.6 Energiedispersive Röntgenspektroskopie 3.3 Dotierung von (t)a-C 3.4 Temperaturstabilität von (t)a-C(:X) 3.4.1 Inerte Atmosphäre 3.4.2 Oxidierende Atmosphäre 3.4.3 Effekte der Dotierung 4 Zielstellung der Arbeit 5 Experimentelles Vorgehen 5.1 Prüfkörpermaterial 5.1.1 Substratwerkstoffe 5.1.2 Schichtherstellung 5.2 Tempern 5.2.1 Tempern im Vakuum 5.2.2 Tempern an Luft 5.3 Charakterisierungsmethoden 5.3.1 Instrumentierte Eindringprüfung 5.3.2 Kalottenschliff 5.3.3 Eigenspannungen 5.3.4 Progressiver Ritztest 5.3.5 Zyklischer Ritztest 5.3.6 Indentations-Riss-Versuche 5.3.7 Dornbiegung 5.3.8 Raman-Spektroskopie 5.3.9 Elektronenmikroskopie 5.3.10 Rauheit 5.3.11 Partikelflächenbelegung 6 Ergebnisse 6.1 Allgemeine Charakterisierung 6.2 Strukturuntersuchungen 6.3 Dornbiegung 6.4 Indentations-Riss-Versuche 6.4.1 Rissarten bei der Indentation 6.4.2 Versagenslasten bei der Indentation 6.4.3 Bestimmung der Bruchzähigkeit aus Indentations-Riss-Versuchen 6.5 Progressiver Ritztest 6.6 Zyklischer Ritztest 6.7 Tempern 6.7.1 Tempern im Vakuum 6.7.2 Tempern an Luft 7 Diskussion 7.1 Struktur und mechanische Eigenschaften von (t)a-C:X 7.2 Versagensarten im Indentations-Riss-Versuch 7.3 Bewertung der Schadenstoleranz 7.4 Temperaturstabilität 7.5 Schadenstoleranz nach dem Tempern 8 Zusammenfassung und Ausblick Danksagung Literaturverzeichnis Abkürzungs- und Formelverzeichnis Abbildungsverzeichnis Tabellenverzeichnis Anhang: Zusätzliche Ergebnisse und Diskussion

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.

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