Untersuchungen zur Diffusion und Reaktion von Kohlenstoff auf Nickel- und Eisenoberflächen sowie von Beryllium auf Wolfram

Titelangaben

Wiltner, Almut:
Untersuchungen zur Diffusion und Reaktion von Kohlenstoff auf Nickel- und Eisenoberflächen sowie von Beryllium auf Wolfram.
Bayreuth , 2004
( Dissertation, 2004 , Universität Bayreuth, Fakultät für Mathematik, Physik und Informatik)

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Abstract

Die chemische Wechselwirkung und die Diffusion von dünnen C-Schichten auf Ni- und Fe-Oberflächen sowie von Be-Schichten auf polykristallinen W-Substraten werden mit der oberflächensensitiven Analysemethode Röntgenphotoelektronenspektroskopie (XPS) untersucht. Dabei erfolgt die Schichtdeponierung aus der Gasphase durch Elektronenbeschuß eines Graphitstabs bzw. von metallischem Be, das in einem BeO-Heiztiegel vorliegt. Die C-Schichten werden auf Ni(100), Ni(111) und Fe(110) deponiert. Diese Substratoberflächen repräsentieren sowohl die dichtesten als auch offene Atomanordnungen. Die Bildung der entsprechenden Ni- und Fe-Carbide verläuft in einer endothermen Reaktion. Die Carbidbildung und C-Diffusion werden vom untersuchten Substrat und der jeweiligen Oberflächenatomanordnung beeinflußt. Die bei Raumtemperatur aufgebrachten C-Schichten werden mit XPS analysiert. Im C 1s-Signal wird hauptsächlich elementarer C nachgewiesen. Dieser nicht reagierte C besteht aus dem graphitischen und dem ungeordneten Anteil. Obwohl die Carbidbildungsreaktionen endotherm sind, wird auf allen untersuchten Substratoberflächen zusätzlich ein Carbidanteil nachgewiesen. Dieser Anteil ist auf das unmittelbare Interface limitiert und wird mit der Bildung eines Oberflächencarbids erklärt. Die C-Schichten werden nachfolgend geheizt. Dabei werden zwei experimentelle Verfahren angewandt. Im Verfahren I werden die Proben in Schritten von 50 bzw. 100 K bis zu einer Temperatur von 970 K für jeweils 10 bzw. 30 Minuten geheizt. Nach Abkühlung auf Raumtemperatur werden die Systeme nach jedem Heizschritt mit XPS analysiert. Im thermischen Verhalten zeigen sich dabei verschiedene Phasen. Das anfänglich gebildete Carbid wird zunächst zersetzt (Phase I, 370-570 K), die C 1s-Signalintensität des elementaren C-Anteils nimmt entsprechend zu. Im weiteren Temperaturverlauf wird die Phase II (>370 K) identifiziert. In dieser Phase nimmt der ungeordnete C-Anteil ab, die Signalintensität des graphitischen Anteils steigt entsprechend an. Diese Reaktion wird als Umordnungsreaktion des elementaren C-Anteils bezeichnet. Phase I und II werden auf allen Substratoberflächen im gleichen Temperaturbereich beobachtet. In Abhängigkeit von Substrat und der untersuchten Oberfläche setzt die C-Diffusion (Phase III) ein. Auf Fe(110) die C 1s-Signalintensität bei 620 K ab, gefolgt von Ni(100) bei 670 K und Ni(111) bei 770 K. Der C-Verlust innerhalb dieser Phase führt zu einer Abnahme des C 1s-Signals innerhalb von 200 K. An der Oberfläche ist nach diesem Temperaturbereich eine C-Restbedeckung von weniger als einer Monolage nachweisbar. Zur Ermittlung der kinetischen Parameter (Aktivierungsenergien) für die identifizierten Phasen werden C-Schichten im Heizverfahren II untersucht. Dabei werden die jeweiligen Systeme für mehrere Stunden bei ausgewählten Temperaturen gehalten und dabei mit XPS analysiert. In diesem experimentellen Heizverfahren kann zusätzlich die endotherme Carbidbildungsreaktion, die im Verfahren I nicht eindeutig zu identifizieren ist, charakterisiert werden. Die in beiden Verfahren ermittelten Reaktionen werden sowohl vom untersuchten Substrat als auch von der vorliegenden Struktur beeinflußt. Da die gebildeten Carbide durch die Einlagerung von C-Atomen in das Metallatomgitter entstehen, geht diese Reaktion mit der C-Diffusion einher. Die Be-Schichten werden auf polykristalline W-Substrate deponiert. Das Be 1s-Signal weist hauptsächlich metallisches Be auf. Bereits bei Raumtemperatur wird sowohl im Be 1s- als auch im W 4f-Signal eine Be-W-Mischphase nachgewiesen. Diese Mischphase wird mit der Bildung einer Oberflächenlegierung erklärt. Im Be 1s-Signal wird außerdem ein oxidischer Anteil nachgewiesen. Das thermische Verhalten der Be-Schichten ist abhängig von der anfänglich deponierten Schichtdicke. Dünne Filme (bis 1.2 nm) weisen bis 970 K eine konstante Schichtdicke auf. Werden Be-Schichten mit einer anfänglichen Dicke von 1.2-3.0 nm aufgebracht, nimmt die Be-Menge ab 670 K innerhalb weniger Minuten deutlich ab. Die nach den Heizschritten bis 970 K an der Oberfläche verbleibende Be-Schichtdicke (1.0-.2 nm) ist mit den zuvor erwähnten dünnen Filmen vergleichbar. Be-Schichten mit einer anfänglichen Dicke von mehr als 3.0 nm zeigen eine wesentlich langsamere Abnahme der Schichtdicke bei vergleichbaren Temperaturen. Nach dem letzten Heizschritt bei 970 K ist die verbleibende Schichtdicke größer als 1.4 nm. Unabhängig von der Schichtdicke nimmt die Intensität des Legierungsanteils im Be 1s- und W 4f-Signal ab 670 K zu. Das stöchiometrische Verhältnis des Legierungsanteils in beiden Signalen deutet auf die Bildung von Be(2)W(1) hin. Nach Abschluß der Heizexperimente weisen Tiefenprofile auf eine Be-Diffusion, die auf die Be-W-Mischphase begrenzt ist, hin. Der Verlust des Be wird entsprechend mit der Be-Desorption erklärt.

Abstract in weiterer Sprache

The chemical interaction and diffusion of thin (nm) carbon films on nickel and iron surfaces as well as beryllium films on polycrystalline tungsten is studied using X-ray photoelectron spectroscopy (XPS) as a surface sensitive tool for the investigation of near-surface regions. The carbon and beryllium layers are deposited from the vapor phase using electron beam evaporation from a graphite rod and beryllium pieces in a BeO crucible, respectively. The carbon films are deposited on Ni(100) and Ni(111), representing different surface structures, and on Fe(110). The carbon-metal-interaction is studied with respect to the carbide formation (endothermic formation reaction) and carbon diffusion, both depending on the structures of the substrate bulk and surface. After room temperature deposition the carbon films are characterized using XPS analysis. Elementary and carbidic carbon species are identified within the C 1s signal. The elementary (not reacted) carbon consists of a graphitic and disordered fraction. Although being endothermic a carbide peak is observed. This peak originates from the layer-substrate interface and is explained by the formation of a surface carbide. Following the room temperature analysis the samples are annealed using two different procedures. Firstly, the samples are annealed in steps of 50 K or 100 K up to 970 K for several minutes (10 or 30 minutes). After cooling down the samples are analyzed again. Using this procedure different reaction phases are identified. The initially formed carbide (surface carbide) is decomposed (phase I, 370-570 K), leading to an increased intensity from elementary carbon. Supplying additional thermal energy leads to phase II (>370 K), wherein the elementary carbon shows an ordering reaction. During annealing the disordered fraction is converted into the graphitic phase. These two reactions are observed on all substrates in the same temperature range. Depending on the substrate and surface structure the carbon diffusion (phase III) sets in at 620 K on Fe(110), 670 K on Ni(100) and 770 K on Ni(111). The carbon diffusion leads to a loss of carbon into the bulk. After the pronounced carbon diffusion the C 1s signal consists only of a small (less than one monolayer) residual peak due to segregation of carbon to the surface upon cooling to room temperature (phase IV). In order to determine quantitative kinetic parameters for the different phases a second procedure is applied. Thereby the sample is held at elevated temperatures for several hours and is analyzed at these temperatures. Using this procedure the activation barriers for each reaction are determined. This procedure allows to observe and quantify the carbide formation for these endothermic systems. The detected reactions are governed by the substrate and surface structures. Corresponding to the carbide structure (interstitial carbide), the carbide formation is dominated by the carbon atom mobility. The beryllium films are deposited onto tungsten at room temperature. Within the Be 1s signal the metallic fraction dominates. Even at room temperature a Be–W mixed phase (surface alloy) is formed. Beside the metallic and alloy fractions the Be 1s signal demonstrates the formation of oxide. During the annealing experiments the thermal behavior depends on the initially deposited Be layer thickness. In case of very thin films (up to 1.2 nm) the layer thickness remains constant up to 970 K. Beryllium layers with an initial thickness of 1.4 - 3.0 nm show a pronounced Be loss within a few minutes at temperatures above 670 K leading to a similar thickness (1.0- 1.2 nm) of the remaining layer. Annealing of thick Be films (>3.0 nm) leads to a slow loss of Be intensity above 670 K. The residual thickness at 970 K is above 1.4 nm. The alloy fraction intensity increases at 670 K, independent of the initially deposited Be layer thickness. The stoichiometric ratio indicates the formation of a Be(2)W(1) at 970 K. Be diffusion into W is only of minor importance, as measured by sputter depth profiling after surface alloy formation. The Be 1s signal intensity loss is consequently explained by Be desorption.