JP2002544380A - 複合コーティング - Google Patents
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Abstract
(57)【要約】
本発明は、複合コーティング、特に、炭素とシリコンまたはアルミニウムのような他の金属元素とを含む、複合コーティングを記載する。これらのコーティングは、減少した応力レベルを有しそしてより高い層厚で蒸着され得るが、許容可能な硬度および他の有用な機械的特性を保持する点で、純粋な四面体アモルファス炭素コーティングと比較して改良された特性を有する。複合コーティングの作成方法、このコーティングを作成するための材料、およびそれによりコートされた基材も記載される。詳細には、カソードアーク光源を用いて基材にコーティングを付与する方法は、該光源のカソードターゲットとアノードとの間にアークを生じさせる工程、および該基材上に陽ターゲットイオンを蒸着させて該コーティングを形成する工程、を含み、該コーティングは、少なくとも第1および第2の元素の複合物であり、そして該ターゲットは、該少なくとも第1および第2の元素を含む。複合コーティングは、四面体アモルファス炭素と炭素以外の金属元素とを含み、この複合コーティングは、少なくとも60%のsp3含量を有する。カソードアーク光源において使用するためのターゲットは、炭素と炭素以外の金属元素との混合物を含む。
Description
【0001】 本発明は、複合コーティング、特に炭素および他の金属元素を含むようなコー
ティングに関する。本発明はまた、複合コーティングの作成方法、コーティング
を作成するための材料、およびこのコーティングでコートされた基材に関する。
ティングに関する。本発明はまた、複合コーティングの作成方法、コーティング
を作成するための材料、およびこのコーティングでコートされた基材に関する。
【0002】 アモルファスシリコン−炭素合金(a−Si1-xCx)は、その光学バンドギャ
ップの組成依存的変動特性のためだけでなく、結晶性シリコンおよび非ダイヤモ
ンド基材上のダイヤモンドフィルムの成長のための中間層としての重要な役割の
ため、最近非常に注目を集めている。現存する熱化学的蒸着(CVD)またはプ
ラズマCVD技法を用いて、(a−Si1-xCx)フィルムを蒸着させるためのい
くつかの試みが行われているが、これらの技法は、多くの基材材料を破壊または
損傷し得る高い蒸着温度を必要とする。また、公知のCVD技法は、金属有機化
合物を使用しているが、これはその毒性のため望ましくない。
ップの組成依存的変動特性のためだけでなく、結晶性シリコンおよび非ダイヤモ
ンド基材上のダイヤモンドフィルムの成長のための中間層としての重要な役割の
ため、最近非常に注目を集めている。現存する熱化学的蒸着(CVD)またはプ
ラズマCVD技法を用いて、(a−Si1-xCx)フィルムを蒸着させるためのい
くつかの試みが行われているが、これらの技法は、多くの基材材料を破壊または
損傷し得る高い蒸着温度を必要とする。また、公知のCVD技法は、金属有機化
合物を使用しているが、これはその毒性のため望ましくない。
【0003】 フィルタを通したカソードアークを用いて、四面体アモルファス炭素(ta−
C)のような硬く薄いフィルムを蒸着することが知られている(McKenzieら 199
1、Fallonら 1993、Martinら 1988)。これらのta−Cフィルムは、フィルム
における炭素原子の高いsp3分率(87%まで)のため、広いスペクトル領域
において、極端な硬度(約70Gpa)、熱安定性、高い電気抵抗性、広いTauc
光学バンドギャップ(約2.5eV)、平滑表面および低摩擦、ならびに透明性
などの興味深いおよび有用な特性を有する。
C)のような硬く薄いフィルムを蒸着することが知られている(McKenzieら 199
1、Fallonら 1993、Martinら 1988)。これらのta−Cフィルムは、フィルム
における炭素原子の高いsp3分率(87%まで)のため、広いスペクトル領域
において、極端な硬度(約70Gpa)、熱安定性、高い電気抵抗性、広いTauc
光学バンドギャップ(約2.5eV)、平滑表面および低摩擦、ならびに透明性
などの興味深いおよび有用な特性を有する。
【0004】 しかし、フィルムにおける内部応力が高く、特に比較的厚いフィルムを蒸着す
ることが所望される場合、フィルムが基材から薄く剥がれ得るので、該フィルム
の付与が制限され得る。
ることが所望される場合、フィルムが基材から薄く剥がれ得るので、該フィルム
の付与が制限され得る。
【0005】 ta−Cフィルムの内部応力を減少させるために、そしてこのタイプの厚いフ
ィルムの接着を改良するための試みにおいて、フィルムへの窒素の導入などの種
々の改変が行われてきた。しかし、内部応力は少し減少し得るが、これは、使用
可能なフィルム厚さが顕著に増加し得るには十分ではない。さらに、これらのフ
ィルムへの窒素の組み込みは、そのようにすることがフィルムの機械的特性の多
くを損ない得るので、不利である。
ィルムの接着を改良するための試みにおいて、フィルムへの窒素の導入などの種
々の改変が行われてきた。しかし、内部応力は少し減少し得るが、これは、使用
可能なフィルム厚さが顕著に増加し得るには十分ではない。さらに、これらのフ
ィルムへの窒素の組み込みは、そのようにすることがフィルムの機械的特性の多
くを損ない得るので、不利である。
【0006】 金属含有ダイヤモンド様炭素(DLC)材料は、有用な電気的および機械的特
性、耐摩耗性、および摩擦を有することが潜在的に知られている(Dimigenら 19
87)。ある低い割合の金属を含むこのようなフィルムが、a−C:Hフィルムと
比較可能な耐摩耗性および摩擦係数を有し得、そして基材に対してより良好に接
着し得ることが報告されている。アルミニウムのようなある金属元素をDLCフ
ィルムに導入することは、フィルム応力を減少させ得るが、それは硬度およびヤ
ング率のような、該フィルムの機械的特性の許容できない損失を伴う。
性、耐摩耗性、および摩擦を有することが潜在的に知られている(Dimigenら 19
87)。ある低い割合の金属を含むこのようなフィルムが、a−C:Hフィルムと
比較可能な耐摩耗性および摩擦係数を有し得、そして基材に対してより良好に接
着し得ることが報告されている。アルミニウムのようなある金属元素をDLCフ
ィルムに導入することは、フィルム応力を減少させ得るが、それは硬度およびヤ
ング率のような、該フィルムの機械的特性の許容できない損失を伴う。
【0007】 米国特許3,428,541は、複合フィルムを調製するための炭素および白金族金属
含有ターゲット(必要に応じてランタニド希土類金属も含む)の使用を記載し、
このフィルムは、改良された電気抵抗特性(すなわち、高い表面抵抗性および低
い温度抵抗係数)を有する。フィルムは、初期の「アークランプ」法を使用して
調製される(第4欄の18〜34行を参照のこと)。これはまた、この特許の許可日
(すなわち、1969年2月18日)から明らかである。このようなアークランプ法は
、本来、その蒸着中にターゲットから発せられる非常に多くの夾雑する巨大粒子
を生じる。これらの巨大粒子は、所望のフィルム形成粒子とともに、米国特許3,
428,541のフィルムに組み込まれ、結果として、典型的には従来のフィルムに関
連する高い内部応力特性を有することとなる。このようなフィルムは、例えば、
精密機械部品およびツールに必要とされるような、保護的磨耗/抵抗コーティン
グに必要とされる、許容可能な磨耗および/または硬度特徴を有していない。対
照的に、本発明は、フィルタを通したカソードアーク光源プロセスを用い、そし
て減少した応力特性を有する実質的に巨大粒子を含まない複合コーティングを提
供する。
含有ターゲット(必要に応じてランタニド希土類金属も含む)の使用を記載し、
このフィルムは、改良された電気抵抗特性(すなわち、高い表面抵抗性および低
い温度抵抗係数)を有する。フィルムは、初期の「アークランプ」法を使用して
調製される(第4欄の18〜34行を参照のこと)。これはまた、この特許の許可日
(すなわち、1969年2月18日)から明らかである。このようなアークランプ法は
、本来、その蒸着中にターゲットから発せられる非常に多くの夾雑する巨大粒子
を生じる。これらの巨大粒子は、所望のフィルム形成粒子とともに、米国特許3,
428,541のフィルムに組み込まれ、結果として、典型的には従来のフィルムに関
連する高い内部応力特性を有することとなる。このようなフィルムは、例えば、
精密機械部品およびツールに必要とされるような、保護的磨耗/抵抗コーティン
グに必要とされる、許容可能な磨耗および/または硬度特徴を有していない。対
照的に、本発明は、フィルタを通したカソードアーク光源プロセスを用い、そし
て減少した応力特性を有する実質的に巨大粒子を含まない複合コーティングを提
供する。
【0008】 カソードアーク光源技法は、フィルタを通したカソードアーク光源技法ではな
いが、複合金属含有フィルムを調製するために既に考慮されている。例えば、米
国特許4,842,710および米国特許4,839,011を参照のこと。このような方法は、2
つ以上の金属を通常は合金として含むターゲットを用いている。
いが、複合金属含有フィルムを調製するために既に考慮されている。例えば、米
国特許4,842,710および米国特許4,839,011を参照のこと。このような方法は、2
つ以上の金属を通常は合金として含むターゲットを用いている。
【0009】 米国特許4,839,011(米国特許4,839,011の第1欄の36〜41行および65〜67行を
参照のこと)に記載のように、カソードアーク技法によって金属合金を含む単一
カソードターゲットから複合コーティングを調製することにおいて、問題に遭遇
している。特に、ターゲット表面を横切るアークスポットの迅速な移動を制御す
ることが困難であり、そのため一貫した複合コーティングを調製することが困難
であることが証明されている。特に、アークスポットは、ターゲット表面から飛
び出しそしてターゲット支持装置の構成成分を蒸発させ得、それによって蒸着し
たフィルムにさらに夾雑物が導入される。スポット移動を制御できないことによ
り、ランダムなターゲットの磨耗を生じ、そして平滑な蒸着表面の悪化を招く。
これは、次に、蒸着組成物に影響を及ぼし、そしてターゲットの有効な操作時間
を減少させる。
参照のこと)に記載のように、カソードアーク技法によって金属合金を含む単一
カソードターゲットから複合コーティングを調製することにおいて、問題に遭遇
している。特に、ターゲット表面を横切るアークスポットの迅速な移動を制御す
ることが困難であり、そのため一貫した複合コーティングを調製することが困難
であることが証明されている。特に、アークスポットは、ターゲット表面から飛
び出しそしてターゲット支持装置の構成成分を蒸発させ得、それによって蒸着し
たフィルムにさらに夾雑物が導入される。スポット移動を制御できないことによ
り、ランダムなターゲットの磨耗を生じ、そして平滑な蒸着表面の悪化を招く。
これは、次に、蒸着組成物に影響を及ぼし、そしてターゲットの有効な操作時間
を減少させる。
【0010】 フィルタを通したカソードアーク光源技法が、炭素含有コーティング(WO96/2
6532)を調製するために用いられている場合、上記の課題を回避するために、こ
の技術は、1つより多くの元素を含む単一のカソードターゲットの使用を教示せ
ず、むしろ異なる元素からなる2つ以上のカソードターゲットの同時使用につい
て教示している。
6532)を調製するために用いられている場合、上記の課題を回避するために、こ
の技術は、1つより多くの元素を含む単一のカソードターゲットの使用を教示せ
ず、むしろ異なる元素からなる2つ以上のカソードターゲットの同時使用につい
て教示している。
【0011】 WO96/26532は、炭素からなるターゲットの使用を記載している。WO96/26532は
また、多層コーティングを調製するために、非炭素電極、引き続いて炭素電極の
使用を記載している(例えば、8頁を参照のこと)。コーティングの炭素および
非炭素層は、異なるカソードターゲットに由来した。
また、多層コーティングを調製するために、非炭素電極、引き続いて炭素電極の
使用を記載している(例えば、8頁を参照のこと)。コーティングの炭素および
非炭素層は、異なるカソードターゲットに由来した。
【0012】 WO96/26532の多層コーティングが分離した層を含み、各層が単一成分からなる
ことに注目することも重要である。多層コーティングにおいて第1層上に第2の
(またはそれ以上の)層を付与する目的は、第1層の物理的/化学的特性を改変
するためである。複合(すなわち、実質的に均質の)コーティングの特性は、多
層コーティングの特性とは全く異なる。この点で、WO96/26532には、実質的に均
質な形態で、炭素および第2の非炭素元素(特に金属)を含むコーティングの教
示はない。
ことに注目することも重要である。多層コーティングにおいて第1層上に第2の
(またはそれ以上の)層を付与する目的は、第1層の物理的/化学的特性を改変
するためである。複合(すなわち、実質的に均質の)コーティングの特性は、多
層コーティングの特性とは全く異なる。この点で、WO96/26532には、実質的に均
質な形態で、炭素および第2の非炭素元素(特に金属)を含むコーティングの教
示はない。
【0013】 したがって、本発明の目的は、上記課題を解決または少なくとも緩和する複合
コーティングを提供することである。特に、本発明の特定の実施態様の目的は、
減少した応力を示す複合コーティングを提供し、そのため許容可能な硬度を保持
しながら、比較的厚いコーティングの蒸着を可能にすることである。
コーティングを提供することである。特に、本発明の特定の実施態様の目的は、
減少した応力を示す複合コーティングを提供し、そのため許容可能な硬度を保持
しながら、比較的厚いコーティングの蒸着を可能にすることである。
【0014】 したがって、本発明は、第1の局面において、フィルタを通したカソードアー
ク光源を用いて基材にコーティングを付与する方法を提供し、この方法は、 該光源のカソードターゲットとアノードとの間にアークを生じさせる工程;お
よび 該基材上に陽ターゲットイオンを蒸着させて該コーティングを形成する工程、
を含み、 該コーティングは、少なくとも炭素と第2の元素との複合物であり、そして該
ターゲットは、該少なくとも炭素と第2の元素とを含む。
ク光源を用いて基材にコーティングを付与する方法を提供し、この方法は、 該光源のカソードターゲットとアノードとの間にアークを生じさせる工程;お
よび 該基材上に陽ターゲットイオンを蒸着させて該コーティングを形成する工程、
を含み、 該コーティングは、少なくとも炭素と第2の元素との複合物であり、そして該
ターゲットは、該少なくとも炭素と第2の元素とを含む。
【0015】 フィルタを通したカソードアーク光源技法は、基材表面上にカチオンを蒸着す
る独特の方法であり、そして例えば、WO96/26531に記載されている。
る独特の方法であり、そして例えば、WO96/26531に記載されている。
【0016】 したがって、本発明は、2つ以上のコーティング成分を含むカソードアークに
使用されるターゲットからの複合(すなわち、実質的に均質な)コーティングの
調製を可能にする。複合フィルムが、フィルタを通したカソードアークプロセス
を用いて、そしてアーク真空チャンバへのガス状化合物の導入を必要とせずに、
容易に調製され得ることが、この方法の利点である。複合フィルムは、例えば、
グラファイトターゲットおよび炭化水素ガス、SiH4ガスまたは金属有機化合
物を、典型的には基材に密接して導入された蒸気形態で使用して、既に作成され
ている。得られたフィルムは、高い水素含量を有し、そして乏しい機械的特性で
あった。本発明の方法は、ガス状成分の必要性を回避し、そしてこれまであり得
るものよりも低い水素含量および改良された機械的特性を有するフィルムの調製
を可能にする。本発明のフィルムは、典型的には、20%以下、好ましくは10
%以下の水素含量を有し、そして本発明の特定の実施態様では、実質的に水素を
含まないコーティングが調製される。
使用されるターゲットからの複合(すなわち、実質的に均質な)コーティングの
調製を可能にする。複合フィルムが、フィルタを通したカソードアークプロセス
を用いて、そしてアーク真空チャンバへのガス状化合物の導入を必要とせずに、
容易に調製され得ることが、この方法の利点である。複合フィルムは、例えば、
グラファイトターゲットおよび炭化水素ガス、SiH4ガスまたは金属有機化合
物を、典型的には基材に密接して導入された蒸気形態で使用して、既に作成され
ている。得られたフィルムは、高い水素含量を有し、そして乏しい機械的特性で
あった。本発明の方法は、ガス状成分の必要性を回避し、そしてこれまであり得
るものよりも低い水素含量および改良された機械的特性を有するフィルムの調製
を可能にする。本発明のフィルムは、典型的には、20%以下、好ましくは10
%以下の水素含量を有し、そして本発明の特定の実施態様では、実質的に水素を
含まないコーティングが調製される。
【0017】 少なくとも炭素と、第2および第3の元素との複合物であるコーティングを蒸
着させるための方法については、さらに任意であり、ここではターゲットはこの
少なくとも炭素と、第2および第3の元素とを含む。あるいは、このコーティン
グは、少なくとも炭素と、第2および第3の元素との複合物であり得、そしてタ
ーゲットは、この少なくとも炭素と第2の元素とを含み、そしてこの方法は、コ
ーティングに第3の元素をガス状または液体形態で導入する工程を含む。
着させるための方法については、さらに任意であり、ここではターゲットはこの
少なくとも炭素と、第2および第3の元素とを含む。あるいは、このコーティン
グは、少なくとも炭素と、第2および第3の元素との複合物であり得、そしてタ
ーゲットは、この少なくとも炭素と第2の元素とを含み、そしてこの方法は、コ
ーティングに第3の元素をガス状または液体形態で導入する工程を含む。
【0018】 ターゲットは、好ましくは、例えば、圧縮または焼結した、完全な混合物中に
(すなわち、実質的に均質な形態で)所定の成分を含む。そのようなターゲット
は、炭化物としてではなく実質的に原子の状態で、所定の成分を含む。
(すなわち、実質的に均質な形態で)所定の成分を含む。そのようなターゲット
は、炭化物としてではなく実質的に原子の状態で、所定の成分を含む。
【0019】 本発明の方法は、ターゲット材料の選択に制限されることなく、適用されるこ
とが考えられる。詳細には、この方法は、炭素を含むターゲットを用いて成功裏
に行われており、四面体アモルファス炭素を含む複合物のコーティングが形成さ
れる。このターゲットは、好ましくは、第2の元素として金属を含む。ターゲッ
トは、導電性であるべきであり、そのため、カソードアーク蒸着装置においてタ
ーゲットがカソードターゲットとして使用されるために十分に導電性を有してい
るならば、非金属性である他のターゲット材料が選択され得る。
とが考えられる。詳細には、この方法は、炭素を含むターゲットを用いて成功裏
に行われており、四面体アモルファス炭素を含む複合物のコーティングが形成さ
れる。このターゲットは、好ましくは、第2の元素として金属を含む。ターゲッ
トは、導電性であるべきであり、そのため、カソードアーク蒸着装置においてタ
ーゲットがカソードターゲットとして使用されるために十分に導電性を有してい
るならば、非金属性である他のターゲット材料が選択され得る。
【0020】 ターゲットの第2の元素は、好ましくは、チタン、ニッケル、クロム、アルミ
ニウム、シリコン、およびタングステンからなる群より選択される。アルミニウ
ムが好ましい第2の元素である。
ニウム、シリコン、およびタングステンからなる群より選択される。アルミニウ
ムが好ましい第2の元素である。
【0021】 ターゲットの原子百分率として、アルミニウムは、好ましくは最大20%、よ
り好ましくは最大10%、そして最も好ましくは最大5%で存在する。特に良好
な硬度特徴は、1%および2%の間のアルミニウムで、特に約1.5%アルミニ
ウムで達成されている。上で挙げた他の第2の元素は、好ましくは50%まで、
より好ましくは20%および30%の間の実用上の元素百分率を有する。元素と
は、元素のままの形態またはイオン形態または化合物形態のいずれで存在するに
せよ、元素をいうことが意図される。
り好ましくは最大10%、そして最も好ましくは最大5%で存在する。特に良好
な硬度特徴は、1%および2%の間のアルミニウムで、特に約1.5%アルミニ
ウムで達成されている。上で挙げた他の第2の元素は、好ましくは50%まで、
より好ましくは20%および30%の間の実用上の元素百分率を有する。元素と
は、元素のままの形態またはイオン形態または化合物形態のいずれで存在するに
せよ、元素をいうことが意図される。
【0022】 四面体アモルファス炭素コーティングは、最適な耐衝撃特性を有さない。上記
のようなターゲットへの第2の元素の導入は、このようなコーティングの全体の
質を改良し、特に減少した脆性を与える。
のようなターゲットへの第2の元素の導入は、このようなコーティングの全体の
質を改良し、特に減少した脆性を与える。
【0023】 本発明の特に好ましい実施態様では、この方法は、炭素およびシリコンの複合
フィルムの層を、適切には少なくとも40%の炭素を含み、残りが実質的にシリ
コンであるターゲットを用いて蒸着させる工程を含む。得られた複合Si−Cフ
ィルムは、半導体分野で使用する。得られたSi−Cフィルムはまた、公知のD
LCおよびDCベースのフィルムと比較して、減少した応力および高い硬度の改
良されたトラベロジカルな性質のために使用され得る。
フィルムの層を、適切には少なくとも40%の炭素を含み、残りが実質的にシリ
コンであるターゲットを用いて蒸着させる工程を含む。得られた複合Si−Cフ
ィルムは、半導体分野で使用する。得られたSi−Cフィルムはまた、公知のD
LCおよびDCベースのフィルムと比較して、減少した応力および高い硬度の改
良されたトラベロジカルな性質のために使用され得る。
【0024】 本明細書全体を通して「%」とは、特に記載がないかぎり、原子%(at.%)
をいう。
をいう。
【0025】 本発明のさらに特に好ましい実施態様では、この方法は、炭素およびアルミニ
ウムの複合フィルムの層を、適切には少なくとも80%の炭素を含み、残りが実
質的にアルミニウムであるターゲットを用いて蒸着させる工程を含む。
ウムの複合フィルムの層を、適切には少なくとも80%の炭素を含み、残りが実
質的にアルミニウムであるターゲットを用いて蒸着させる工程を含む。
【0026】 本発明によれば、複合ターゲットの使用により、高い割合のsp3結合を有す
るコーティングを蒸着させ得るという利点を有する。蒸着したコーティングが、
少なくとも60%、より好ましくは少なくとも70%のsp3含量を有すること
が好ましく、本発明の特定の実施態様では、80%以上のsp3百分率が達成可
能である。
るコーティングを蒸着させ得るという利点を有する。蒸着したコーティングが、
少なくとも60%、より好ましくは少なくとも70%のsp3含量を有すること
が好ましく、本発明の特定の実施態様では、80%以上のsp3百分率が達成可
能である。
【0027】 本発明のカソードアーク法において炭素複合物ターゲットを用いる場合、ター
ゲット表面を横切るアークスポット移動は、特に遅くてもよい。これは、望まし
くないピットの形成を生じるターゲット表面の局所的浸食を引き起こし得、これ
は次にこのようなターゲットの操作時間を減少し得る。操作有効操作時間を延長
するために、多くのプロセスの改変が採用され得る。例えば: 第1に、ターゲット表面は、アークスポットと相対して回転され得、それによ
ってターゲット表面の新しい部分をアークスポットに曝す。ターゲットの回転は
、間歇的または連続的であり得る; 第2に、新鮮なターゲット表面は、アークに近いターゲット表面のスライスを
取り除くことによってアークスポットに提示され得る。例えば、一旦ターゲット
表面にピットが形成されると、ピット形成した区画が簡単に切除され得る。1つ
の実施態様では、カソードターゲットは、例えば、延伸され、そしてフィーダー
に結合され得る。したがって、スライスの後、カソードターゲットは、アーク装
置にさらに供給され得、そのため新しい表面は、これまでの表面と実質的に同じ
位置と考えられる;および 第3に、アークは、簡単に停止され、次いで作り替えられ得る。
ゲット表面を横切るアークスポット移動は、特に遅くてもよい。これは、望まし
くないピットの形成を生じるターゲット表面の局所的浸食を引き起こし得、これ
は次にこのようなターゲットの操作時間を減少し得る。操作有効操作時間を延長
するために、多くのプロセスの改変が採用され得る。例えば: 第1に、ターゲット表面は、アークスポットと相対して回転され得、それによ
ってターゲット表面の新しい部分をアークスポットに曝す。ターゲットの回転は
、間歇的または連続的であり得る; 第2に、新鮮なターゲット表面は、アークに近いターゲット表面のスライスを
取り除くことによってアークスポットに提示され得る。例えば、一旦ターゲット
表面にピットが形成されると、ピット形成した区画が簡単に切除され得る。1つ
の実施態様では、カソードターゲットは、例えば、延伸され、そしてフィーダー
に結合され得る。したがって、スライスの後、カソードターゲットは、アーク装
置にさらに供給され得、そのため新しい表面は、これまでの表面と実質的に同じ
位置と考えられる;および 第3に、アークは、簡単に停止され、次いで作り替えられ得る。
【0028】 2以上の上記解決法は、本発明によるターゲットの操作時間を延長するために
一緒に採用され得る。
一緒に採用され得る。
【0029】 本発明は、さらに、第1の局面において、少なくとも第1および第2の元素の
複合コーティングを蒸着する方法を提供し、この方法は、 アノードとカソードターゲットとの間にアークを生じさせる工程であって、該
カソードターゲットが、該第1および第2の元素の陽イオンを生じさせるように
該第1および第2の元素を含む、工程;および 該イオンを基材に蒸着させて複合コーティングを形成する工程、を含む。
複合コーティングを蒸着する方法を提供し、この方法は、 アノードとカソードターゲットとの間にアークを生じさせる工程であって、該
カソードターゲットが、該第1および第2の元素の陽イオンを生じさせるように
該第1および第2の元素を含む、工程;および 該イオンを基材に蒸着させて複合コーティングを形成する工程、を含む。
【0030】 この方法で使用されるターゲットは、炭素を含み得、そして複合コーティング
は、少なくとも70%のsp3含量を有する四面体アモルファス炭素を含む。
は、少なくとも70%のsp3含量を有する四面体アモルファス炭素を含む。
【0031】 本発明の第2の局面では、四面体アモルファス炭素と炭素以外の金属元素とを
含む複合コーティングが提供され、この複合コーティングは少なくとも60%の
sp3含量を有する。好ましいコーティングにおけるsp3含量は、少なくとも7
0%である。
含む複合コーティングが提供され、この複合コーティングは少なくとも60%の
sp3含量を有する。好ましいコーティングにおけるsp3含量は、少なくとも7
0%である。
【0032】 本発明の実施態様では、複合コーティングは、99.9〜80%の炭素および
0.1〜20%のアルミニウムを含む。これらは、以下の実施例でさらに詳細に
記載されるように、特に所望の特性を示すことが見出されている。
0.1〜20%のアルミニウムを含む。これらは、以下の実施例でさらに詳細に
記載されるように、特に所望の特性を示すことが見出されている。
【0033】 本発明のさらなる実施態様では、複合コーティングは、99.9〜40%の炭
素および0.1〜60%のシリコンを含む。これらは、以下の実施例でさらに詳
細に記載されるように、特に所望の特性を示すことが見出されている。
素および0.1〜60%のシリコンを含む。これらは、以下の実施例でさらに詳
細に記載されるように、特に所望の特性を示すことが見出されている。
【0034】 本発明のフィルムの利点は、これが純粋なta−Cフィルムと比較して減少し
た応力レベルを有することであり、したがって、本発明のフィルムは、純粋なt
a−Cフィルムよりも厚く蒸着され得るが、許容可能な硬度を保持する。その構
造に関して、本発明のフィルムは、高レベルのsp3結合のような、純粋なta
−Cフィルムで見られる有意な比率の構造を保持する。本発明の特定の実施態様
のフィルムは、基材への高い接着を示すことおよび良好な摩擦係数を有すること
が、さらに見出されている。この点で、本出願のコーティングは、低い摩擦係数
を有する。例えば、アルミニウム/炭素コーティングは、約0.06の摩擦係数
を有するが、従来のTi−窒化物コーティングは、対応する係数が少なくとも1
0倍高い。このコーティングは、このような特性が求められる適用、特に、成形
用のツール、半導体チップ用リフトフレーム、成形用、特に射出成形用の成分、
金型、およびパンチに使用される。本発明のコーティングは、このようなツール
が回転しおよび/または乾燥(すなわち、潤滑剤を含まない)環境で使用される
場合、機械ツールをコーティングするために特に適用される。
た応力レベルを有することであり、したがって、本発明のフィルムは、純粋なt
a−Cフィルムよりも厚く蒸着され得るが、許容可能な硬度を保持する。その構
造に関して、本発明のフィルムは、高レベルのsp3結合のような、純粋なta
−Cフィルムで見られる有意な比率の構造を保持する。本発明の特定の実施態様
のフィルムは、基材への高い接着を示すことおよび良好な摩擦係数を有すること
が、さらに見出されている。この点で、本出願のコーティングは、低い摩擦係数
を有する。例えば、アルミニウム/炭素コーティングは、約0.06の摩擦係数
を有するが、従来のTi−窒化物コーティングは、対応する係数が少なくとも1
0倍高い。このコーティングは、このような特性が求められる適用、特に、成形
用のツール、半導体チップ用リフトフレーム、成形用、特に射出成形用の成分、
金型、およびパンチに使用される。本発明のコーティングは、このようなツール
が回転しおよび/または乾燥(すなわち、潤滑剤を含まない)環境で使用される
場合、機械ツールをコーティングするために特に適用される。
【0035】 本発明の第3の局面では、本発明の第2の局面による複合コーティングでコー
トした基材が提供される。硬く厚いコーティングが得られ得ることが本発明の利
点であり、そしてこの複合コーティングは、典型的には、10ミクロンまで、好
ましくは少なくとも1ミクロン、より好ましくは5ミクロンの厚さを有する。
トした基材が提供される。硬く厚いコーティングが得られ得ることが本発明の利
点であり、そしてこの複合コーティングは、典型的には、10ミクロンまで、好
ましくは少なくとも1ミクロン、より好ましくは5ミクロンの厚さを有する。
【0036】 本発明のなおさらなる第4の局面は、炭素と金属元素との混合物を含むカソー
ドアーク光源に使用するためのターゲットを提供する。
ドアーク光源に使用するためのターゲットを提供する。
【0037】 ターゲットは、炭素およびシリコンを含み得、そして炭素およびアルミニウム
を含み得る。この組成物のターゲットは、より詳細に以下で記載のような本発明
の特定の実施態様で使用されており、有利な特性を有するフィルムを生じる。タ
ーゲットはまた、炭素と、チタン、クロム、ニッケル、およびタングステンから
選択される金属元素のような他の元素とを含み得る。
を含み得る。この組成物のターゲットは、より詳細に以下で記載のような本発明
の特定の実施態様で使用されており、有利な特性を有するフィルムを生じる。タ
ーゲットはまた、炭素と、チタン、クロム、ニッケル、およびタングステンから
選択される金属元素のような他の元素とを含み得る。
【0038】 本発明のターゲットを得るために、炭素と金属または他の元素との混合物は、
例えば、ビチューメンまたはタールのようなバインダーの存在下で焼結され得る
。
例えば、ビチューメンまたはタールのようなバインダーの存在下で焼結され得る
。
【0039】 第5の局面において、本発明は、なおさらに、カソードアーク光源に使用する
ためのターゲットの製造方法を提供し、この方法は、 粉末状および/または微細に分割された形態で少なくとも第1および第2のタ
ーゲット成分を混合して該第1および第2のターゲット成分の混合物を調製する
工程;および 該成分を圧縮してターゲットを形成する工程、を含む。
ためのターゲットの製造方法を提供し、この方法は、 粉末状および/または微細に分割された形態で少なくとも第1および第2のタ
ーゲット成分を混合して該第1および第2のターゲット成分の混合物を調製する
工程;および 該成分を圧縮してターゲットを形成する工程、を含む。
【0040】 この方法は、好ましくは、高温で、より好ましくは1000℃以上の温度で、
第1および第2のターゲット成分の混合物を焼結させる工程を含む。
第1および第2のターゲット成分の混合物を焼結させる工程を含む。
【0041】 必要に応じてバインダーが含まれ、その場合、この方法は、タール、ビチュー
メン、アルコール、ならびにその混合物および組成物のようなバインダーの存在
下で、ターゲット成分を混合する工程を含む。
メン、アルコール、ならびにその混合物および組成物のようなバインダーの存在
下で、ターゲット成分を混合する工程を含む。
【0042】 しかし、バインダーは、アルミニウム含有ターゲットを調製する場合には用い
られ得ない。これは、望ましくないバインダー成分を蒸発させるために用いられ
る高温が、同時にアルミニウム成分を蒸発させるからである。
られ得ない。これは、望ましくないバインダー成分を蒸発させるために用いられ
る高温が、同時にアルミニウム成分を蒸発させるからである。
【0043】 本発明の特定の実施態様において、フィルタを通したカソード真空アーク技法
によって、クリーンなアモルファスシリコン−炭素(a−SiC)合金フィルム
が蒸着された。フィルム中のシリコン含量を、X線光電子分光(XPS)測定に
よって測定し、そして実施例において2.4から48at.%まで変化することを
見出した。XPSおよびラマン測定の両方において、42と48at.%との間の
シリコン含量を有するフィルムにおけるアモルファスシリコン炭化物クラスター
の存在を示した。シリコン含量の増加とともに、フィルムの硬度は62GPaか
ら22GPaまで減少し、一方、圧縮応力は8.2GPaから2.0GPaまで
減少する。
によって、クリーンなアモルファスシリコン−炭素(a−SiC)合金フィルム
が蒸着された。フィルム中のシリコン含量を、X線光電子分光(XPS)測定に
よって測定し、そして実施例において2.4から48at.%まで変化することを
見出した。XPSおよびラマン測定の両方において、42と48at.%との間の
シリコン含量を有するフィルムにおけるアモルファスシリコン炭化物クラスター
の存在を示した。シリコン含量の増加とともに、フィルムの硬度は62GPaか
ら22GPaまで減少し、一方、圧縮応力は8.2GPaから2.0GPaまで
減少する。
【0044】 このように、アルミニウム含有四面体アモルファス炭素(ta−C:Al)フ
ィルムを、本発明に従って、フィルタを通したカソード真空アークプロセスによ
り同様に調製した。フィルムの特徴は、フィルム構造およびAl含量に関してそ
の機械的特性および内部応力に主として焦点を当てた。フィルム構造を、主とし
てマイクロラマン分光法によって研究した。機械的特性を、ナノインデンテーシ
ョン試験によって測定した。内部応力を、表面形状測定によって曲率半径技法で
評価した。実施例のフィルムの内部応力が、ta−Cフィルムでの10〜12G
Paからta−C:Alフィルムでの1〜2GPaまで顕著に減少したことは注
目すべき事柄であった。しかし、フィルムの硬度は、フィルムのAl含量が10
at.%を超えた場合、約25GPaまで低下した。ラマン測定から、Gピークの
強度、半値幅(FWHH)、およびピーク面積に対するDピークにおけるそれら
の比は、Al含量の増加とともにわずかに増加した。これは、これらのフィルム
中のsp2結合の量が増加したことを示す。sp2結合の増加は多くないようで
ある。しかし、フィルムにおけるAlのさらなる増加とともに、DピークはGピ
ークよりも非常に速く出現する。これはsp2成分が顕著に増加したことを意味
し、そして本発明のフィルムにおいて、Alがアクセプターとしてフィルムで効
果的にドープされ得、次いでsp3結合が維持され、そして過剰のAlがフィル
ムの導入される場合に、Al4C3またはAlOCのようなAl合金化が起こり得
ることを示す。次いで、Alは、sp3が優勢な炭素ネットワーク中でクラスタ
ー中に存在し得る。
ィルムを、本発明に従って、フィルタを通したカソード真空アークプロセスによ
り同様に調製した。フィルムの特徴は、フィルム構造およびAl含量に関してそ
の機械的特性および内部応力に主として焦点を当てた。フィルム構造を、主とし
てマイクロラマン分光法によって研究した。機械的特性を、ナノインデンテーシ
ョン試験によって測定した。内部応力を、表面形状測定によって曲率半径技法で
評価した。実施例のフィルムの内部応力が、ta−Cフィルムでの10〜12G
Paからta−C:Alフィルムでの1〜2GPaまで顕著に減少したことは注
目すべき事柄であった。しかし、フィルムの硬度は、フィルムのAl含量が10
at.%を超えた場合、約25GPaまで低下した。ラマン測定から、Gピークの
強度、半値幅(FWHH)、およびピーク面積に対するDピークにおけるそれら
の比は、Al含量の増加とともにわずかに増加した。これは、これらのフィルム
中のsp2結合の量が増加したことを示す。sp2結合の増加は多くないようで
ある。しかし、フィルムにおけるAlのさらなる増加とともに、DピークはGピ
ークよりも非常に速く出現する。これはsp2成分が顕著に増加したことを意味
し、そして本発明のフィルムにおいて、Alがアクセプターとしてフィルムで効
果的にドープされ得、次いでsp3結合が維持され、そして過剰のAlがフィル
ムの導入される場合に、Al4C3またはAlOCのようなAl合金化が起こり得
ることを示す。次いで、Alは、sp3が優勢な炭素ネットワーク中でクラスタ
ー中に存在し得る。
【0045】 本発明は、本明細書において、添付の図面を参照して特定の実施態様で説明さ
れる。
れる。
【0046】 実施例1 アモルファスシリコン−炭素合金フィルムを、他に記載されているFCVAシ
ステムによって蒸着させた。これに関して、適切なFCVA技法は、本出願人の
これまでの公開公報、WO96/26531、WO96/26532、WO98/03988、WO99/22395、WO99
/22396、WO99/22397、およびWO99/22398に記載されている。これらはすべて、本
明細書に参考として援用される。
ステムによって蒸着させた。これに関して、適切なFCVA技法は、本出願人の
これまでの公開公報、WO96/26531、WO96/26532、WO98/03988、WO99/22395、WO99
/22396、WO99/22397、およびWO99/22398に記載されている。これらはすべて、本
明細書に参考として援用される。
【0047】 炭素およびシリコンイオンは、カソードと接地アノードとの間の真空アーク放
電で形成される。カソードは、水冷ステンレススチールブロック上に取り付けら
れた60mmの直径のターゲットである。種々の原子分率を有する純粋なグラフ
ァイトおよびシリコンパウダー(325メッシュ)を、充分に混合し、そして7
70MPaの圧力で円筒形状のターゲットに圧縮した。アーク電流を90Aで一
定に保った。プラズマを操作するために、約40mTのトロイダル磁場を用いて
軸方向および曲線場を作り出した。すべての蒸着を、室温にておよび10-6To
rr未満の真空圧で、浮動条件下で行った。基材は、0.5mmの平均厚さを有
するクリーンな(100)n−タイプシリコンであった。XPS測定を、x線源
としてMg Ka(1253.6eV)を使用してVG Scientific Microlab 310F
システムで行った。ラマンスペクトルを、Ar+レーザーの514.5nmライ
ンを用いて励起し、そしてRenishaw micro-Raman System 1000分光光度計を用い
て後方散乱をCCDカメラで集めた。フィルム応力を、曲率半径方法で表面形状
測定機(Tencor P10)によって測定した。フィルムの硬度を、定常置換速度連続
剛性モードで操作した圧子(Nano-Indenter(登録商標)II)によって測定した
。
電で形成される。カソードは、水冷ステンレススチールブロック上に取り付けら
れた60mmの直径のターゲットである。種々の原子分率を有する純粋なグラフ
ァイトおよびシリコンパウダー(325メッシュ)を、充分に混合し、そして7
70MPaの圧力で円筒形状のターゲットに圧縮した。アーク電流を90Aで一
定に保った。プラズマを操作するために、約40mTのトロイダル磁場を用いて
軸方向および曲線場を作り出した。すべての蒸着を、室温にておよび10-6To
rr未満の真空圧で、浮動条件下で行った。基材は、0.5mmの平均厚さを有
するクリーンな(100)n−タイプシリコンであった。XPS測定を、x線源
としてMg Ka(1253.6eV)を使用してVG Scientific Microlab 310F
システムで行った。ラマンスペクトルを、Ar+レーザーの514.5nmライ
ンを用いて励起し、そしてRenishaw micro-Raman System 1000分光光度計を用い
て後方散乱をCCDカメラで集めた。フィルム応力を、曲率半径方法で表面形状
測定機(Tencor P10)によって測定した。フィルムの硬度を、定常置換速度連続
剛性モードで操作した圧子(Nano-Indenter(登録商標)II)によって測定した
。
【0048】 すべてのシリコン−炭素合金フィルムは、1μm2の画像域について0.6n
mよりも小さいRMS粗面度を有するクリーンおよび平滑な形態を示す。XPS
測定によって測定したフィルム中のシリコン含量(Si/(Si+C))は、ター
ゲット中のシリコン含量が1、5、10、20、および30at.%である場合、
それぞれ、2.4、14.5、29、42、および48at.%である。対応する
ターゲットと比較してフィルム中のより大きいシリコン含量は、グラファイトと
比較してより低い融点のシリコンから得られ得る。図1は、アモルファスシリコ
ン−炭素合金フィルムについてのC 1sピークのXPS狭スキャンを示す。C
1sピークを、それぞれC−Si、C−C、およびC−O(夾雑物)結合に帰属
する283.2、284.5(285.0)、および286.3eVに位置する
3つの成分にデコンボルートした。C−C結合は、14.5および29at.%シ
リコンを有するフィルムについては284.5eVに位置するが、42および4
8at.%シリコンを有するフィルムについては285.0eVに位置する。ta
−CフィルムについてのC 1sピークが、285.4eVでsp3C−C結合お
よび284.3eVでsp2C−C結合を含むことが観察された。42および4
8at.%シリコンを有する本発明のフィルムについてのより高いC−C結合位置
は、sp3結合した炭素のより高い分率を示す。シリコン含量が増加するにつれ
て、C−Si結合のピーク面積は増加する。14.5at.%シリコンを有するフ
ィルムでは、C−C結合は炭素原子のメインの結合である。42および48at.
%シリコンを有するフィルムでは、C−Si結合は優勢結合になる。Si 2p
ピーク(示さず)を、100.5eVで大きい成分におよび102.7eVで小
さい成分にデコンボルートした。前者はSi−C結合に帰属し、そして後者はS
i−O結合に帰属する。Si−C結合は、種々のシリコン含量のすべてのフィル
ムについてSi 2pピークにおいて優勢である。
mよりも小さいRMS粗面度を有するクリーンおよび平滑な形態を示す。XPS
測定によって測定したフィルム中のシリコン含量(Si/(Si+C))は、ター
ゲット中のシリコン含量が1、5、10、20、および30at.%である場合、
それぞれ、2.4、14.5、29、42、および48at.%である。対応する
ターゲットと比較してフィルム中のより大きいシリコン含量は、グラファイトと
比較してより低い融点のシリコンから得られ得る。図1は、アモルファスシリコ
ン−炭素合金フィルムについてのC 1sピークのXPS狭スキャンを示す。C
1sピークを、それぞれC−Si、C−C、およびC−O(夾雑物)結合に帰属
する283.2、284.5(285.0)、および286.3eVに位置する
3つの成分にデコンボルートした。C−C結合は、14.5および29at.%シ
リコンを有するフィルムについては284.5eVに位置するが、42および4
8at.%シリコンを有するフィルムについては285.0eVに位置する。ta
−CフィルムについてのC 1sピークが、285.4eVでsp3C−C結合お
よび284.3eVでsp2C−C結合を含むことが観察された。42および4
8at.%シリコンを有する本発明のフィルムについてのより高いC−C結合位置
は、sp3結合した炭素のより高い分率を示す。シリコン含量が増加するにつれ
て、C−Si結合のピーク面積は増加する。14.5at.%シリコンを有するフ
ィルムでは、C−C結合は炭素原子のメインの結合である。42および48at.
%シリコンを有するフィルムでは、C−Si結合は優勢結合になる。Si 2p
ピーク(示さず)を、100.5eVで大きい成分におよび102.7eVで小
さい成分にデコンボルートした。前者はSi−C結合に帰属し、そして後者はS
i−O結合に帰属する。Si−C結合は、種々のシリコン含量のすべてのフィル
ムについてSi 2pピークにおいて優勢である。
【0049】 種々のシリコン含量のフィルムについてのラマンスペクトルを、600〜18
00cm-1の範囲で図2に示す。スペクトルは、明確のために垂直方面に移動さ
せている。2.4〜29at.%のシリコン含量を有するフィルムについては、1
400〜1700cm-1の範囲でブロードなバンドが優勢であり、そして幅の広
いピークが約950cm-1に現れる。前者のピークは、アモルファス炭素クラス
ターの振動モードによるものであり(Schwanら 1996)、そして後者はシリコン
基材の二次ラマン振動モードである。42および48at.%のシリコン含量を有
するフィルムについては、ブロードなバンドが600〜900cm-1の範囲に現
れ、これは、アモルファスシリコン炭化物クラスターの振動モードと考えられる
(Zhangら 1998、Kumbharら 1995)。1400〜1700cm-1の範囲でブロー
ドなピークを、それぞれ、グラファイト(「G」)および不規則(「D」)ピー
クとして定義される2つのガウスピークとフィットさせた。フィッティングによ
り、大きいGピークおよび小さいDピークが示される。G位置は、2.4at.%
シリコンを含むフィルムについての1571cm-1から42at.%シリコンを含
むフィルムについての1416cm-1までほとんど直線的に減少する。これはフ
ィルム組成物についての良好なインジケーターであり得る。48at.%シリコン
を含むフィルムについては、炭素クラスターのラマンバンドは、約1370cm -1 に出現し、そして非常に弱くなる。炭素クラスターのG位置の大きな減少を、
以下のように定性的に説明する。低いシリコン濃度で、シリコン原子は、炭素原
子を優先的に置換する。フィルムにおけるシリコンの原子分率が増加するにつれ
て、ますますシリコン原子は、炭素原子を環形状のsp2結合した炭素クラスタ
ーに置換する。シリコン原子が炭素原子よりも重くそしてSi−C結合がC−C
結合よりも弱いので、環の伸縮モードの振動エネルギーはますます低くなる。
00cm-1の範囲で図2に示す。スペクトルは、明確のために垂直方面に移動さ
せている。2.4〜29at.%のシリコン含量を有するフィルムについては、1
400〜1700cm-1の範囲でブロードなバンドが優勢であり、そして幅の広
いピークが約950cm-1に現れる。前者のピークは、アモルファス炭素クラス
ターの振動モードによるものであり(Schwanら 1996)、そして後者はシリコン
基材の二次ラマン振動モードである。42および48at.%のシリコン含量を有
するフィルムについては、ブロードなバンドが600〜900cm-1の範囲に現
れ、これは、アモルファスシリコン炭化物クラスターの振動モードと考えられる
(Zhangら 1998、Kumbharら 1995)。1400〜1700cm-1の範囲でブロー
ドなピークを、それぞれ、グラファイト(「G」)および不規則(「D」)ピー
クとして定義される2つのガウスピークとフィットさせた。フィッティングによ
り、大きいGピークおよび小さいDピークが示される。G位置は、2.4at.%
シリコンを含むフィルムについての1571cm-1から42at.%シリコンを含
むフィルムについての1416cm-1までほとんど直線的に減少する。これはフ
ィルム組成物についての良好なインジケーターであり得る。48at.%シリコン
を含むフィルムについては、炭素クラスターのラマンバンドは、約1370cm -1 に出現し、そして非常に弱くなる。炭素クラスターのG位置の大きな減少を、
以下のように定性的に説明する。低いシリコン濃度で、シリコン原子は、炭素原
子を優先的に置換する。フィルムにおけるシリコンの原子分率が増加するにつれ
て、ますますシリコン原子は、炭素原子を環形状のsp2結合した炭素クラスタ
ーに置換する。シリコン原子が炭素原子よりも重くそしてSi−C結合がC−C
結合よりも弱いので、環の伸縮モードの振動エネルギーはますます低くなる。
【0050】 42at.%シリコンを含むフィルムについては、アモルファスシリコン炭化物
クラスターによる強いブロードなピークが約790cm-1に出現する。48at.
%シリコンを含むフィルムについては、このピークは750cm-1に中心がある
。約750〜790cm-1の幅の広いピークの出現は、これらのフィルムに分離
したシリコン炭化物クラスターがあることを示唆する。ホットフィラメント補助
CVD法(Kumbharら 1995)によって蒸着したアモルファスシリコン−炭素フィ
ルムのIR吸収測定により、シリコン含量が減少するにつれて、Si−C振動に
対応する吸収ピークが760から800cm-1にシフトすることが示された。こ
れは、発明者らの結果とよく一致する。42at.%シリコンを含むフィルムにつ
いてのより高いピーク位置は、アモルファスシリコン炭素クラスターがなお炭素
リッチであることから生じ得る。
クラスターによる強いブロードなピークが約790cm-1に出現する。48at.
%シリコンを含むフィルムについては、このピークは750cm-1に中心がある
。約750〜790cm-1の幅の広いピークの出現は、これらのフィルムに分離
したシリコン炭化物クラスターがあることを示唆する。ホットフィラメント補助
CVD法(Kumbharら 1995)によって蒸着したアモルファスシリコン−炭素フィ
ルムのIR吸収測定により、シリコン含量が減少するにつれて、Si−C振動に
対応する吸収ピークが760から800cm-1にシフトすることが示された。こ
れは、発明者らの結果とよく一致する。42at.%シリコンを含むフィルムにつ
いてのより高いピーク位置は、アモルファスシリコン炭素クラスターがなお炭素
リッチであることから生じ得る。
【0051】 シリコン含量の増加とともに、フィルムの内部圧縮応力は、2.4at.%シリ
コンを有するフィルムについての8.2GPaから48at.%シリコンを有する
フィルムについての2.0GPaまで単調に減少する(図3〜7)。最高の応力
の8.2GPaは、純粋なta−Cフィルムに非常に近い値である。42および
48at.%シリコンを有するフィルムにおける2.5Gpa未満の応力は、50
0nmを超える厚さを有する厚いフィルムを蒸着させることを可能にする。硬度
は、内部応力とほぼ同様の動きを示し、2.4at.%シリコンを有するフィルム
についての62GPaから48at.%シリコンを有するフィルムについての22
GPaまで減少する。42および48at.%シリコンを有するフィルムについて
のかなり高い硬度(24および22Gpa)は、アモルファスシリコン炭化物ク
ラスターの存在およびFCVA技法のサブプランテーション蒸着メカニズムによ
るものであり得る。
コンを有するフィルムについての8.2GPaから48at.%シリコンを有する
フィルムについての2.0GPaまで単調に減少する(図3〜7)。最高の応力
の8.2GPaは、純粋なta−Cフィルムに非常に近い値である。42および
48at.%シリコンを有するフィルムにおける2.5Gpa未満の応力は、50
0nmを超える厚さを有する厚いフィルムを蒸着させることを可能にする。硬度
は、内部応力とほぼ同様の動きを示し、2.4at.%シリコンを有するフィルム
についての62GPaから48at.%シリコンを有するフィルムについての22
GPaまで減少する。42および48at.%シリコンを有するフィルムについて
のかなり高い硬度(24および22Gpa)は、アモルファスシリコン炭化物ク
ラスターの存在およびFCVA技法のサブプランテーション蒸着メカニズムによ
るものであり得る。
【0052】 水素を含まないクリーンなおよび硬いアモルファスシリコン−炭素合金フィル
ムは、本発明に従って成功裏に蒸着されている。XPSおよびラマン分光光度法
の両方とも、42と48at.%との間のシリコン含量を有する特定のフィルムに
おけるシリコン炭化物クラスターの存在を示す。シリコン原子は、低いシリコン
濃度で炭素原子を炭素クラスターに優先的に置換し、そしてより高いシリコン濃
度でアモルファスシリコン炭化物クラスターを形成する。
ムは、本発明に従って成功裏に蒸着されている。XPSおよびラマン分光光度法
の両方とも、42と48at.%との間のシリコン含量を有する特定のフィルムに
おけるシリコン炭化物クラスターの存在を示す。シリコン原子は、低いシリコン
濃度で炭素原子を炭素クラスターに優先的に置換し、そしてより高いシリコン濃
度でアモルファスシリコン炭化物クラスターを形成する。
【0053】 実施例2 ta−C:Alフィルムを、フィルタを通したカソード真空アーク(FCVA
)プロセスで蒸着した。FCVAシステムは、他に記載されている(Shiら 1996
)。混合したアルミニウム/グラファイト(Al/C)ターゲットを、蒸着の間
に純粋なグラファイトターゲットの代わりに使用した。種々のAl含量を有する
Al/Cターゲットを、0.6GPaの圧力下でアルミニウムおよびグラファイ
トパウダーから作成した。ta−C:Alフィルムを、−80Vのバイアスで蒸
着した。FCVAプロセスにおいて、真空チャンバ(10-4〜10-7Torr)
中でターゲットから生じたイオン化原子を、機械的−電気的−磁気的濾過湾曲部
を通して基材方向へ加速し、そして基材上にさらに蒸着した。ドープされていな
いn−タイプ<100>シリコンウェーハを、基材として使用した。ウェーハを
、まず、真空チャンバに入る前に超音波機械を用いて、洗浄液で、次いで脱イオ
ン水で清浄化した。基材表面を、蒸着前に真空チャンバ中でArイオン衝撃によ
って清浄化した。次いで、ウェーハ表面を、ta−C:Alフィルムの層でコー
トした。すべての蒸着を、室温にて行った。
)プロセスで蒸着した。FCVAシステムは、他に記載されている(Shiら 1996
)。混合したアルミニウム/グラファイト(Al/C)ターゲットを、蒸着の間
に純粋なグラファイトターゲットの代わりに使用した。種々のAl含量を有する
Al/Cターゲットを、0.6GPaの圧力下でアルミニウムおよびグラファイ
トパウダーから作成した。ta−C:Alフィルムを、−80Vのバイアスで蒸
着した。FCVAプロセスにおいて、真空チャンバ(10-4〜10-7Torr)
中でターゲットから生じたイオン化原子を、機械的−電気的−磁気的濾過湾曲部
を通して基材方向へ加速し、そして基材上にさらに蒸着した。ドープされていな
いn−タイプ<100>シリコンウェーハを、基材として使用した。ウェーハを
、まず、真空チャンバに入る前に超音波機械を用いて、洗浄液で、次いで脱イオ
ン水で清浄化した。基材表面を、蒸着前に真空チャンバ中でArイオン衝撃によ
って清浄化した。次いで、ウェーハ表面を、ta−C:Alフィルムの層でコー
トした。すべての蒸着を、室温にて行った。
【0054】 514.5nmのArレーザーを有するマイクロラマン分光分析機(Ramascop
e, Renishaw)を用いて、フィルム構造を特徴付けた。レーザー出力は、10m
Wであった。50%のフィルタも使用した。レーザービームを、50×の倍率の
光学顕微鏡を使用して試料表面に集めた(レーザースポットサイズ、約1μm)
。ラマンスペクトルを、1100cm-1から1900cm-1の範囲で得て、一次
DおよびGピーク位置、ならびに対応するDとGピークとの間のピーク振幅、半
値幅(FWHM)、および積分ピーク面積の比に関して、ta−C:Alフィル
ムの構造の差異を評価した。
e, Renishaw)を用いて、フィルム構造を特徴付けた。レーザー出力は、10m
Wであった。50%のフィルタも使用した。レーザービームを、50×の倍率の
光学顕微鏡を使用して試料表面に集めた(レーザースポットサイズ、約1μm)
。ラマンスペクトルを、1100cm-1から1900cm-1の範囲で得て、一次
DおよびGピーク位置、ならびに対応するDとGピークとの間のピーク振幅、半
値幅(FWHM)、および積分ピーク面積の比に関して、ta−C:Alフィル
ムの構造の差異を評価した。
【0055】 原子間力顕微鏡(AFM)(S−3000、Digital Instruments)および表
面形状測定機(Tencor P-10)を用いて、フィルムの表面形態の特徴を測定した
。
面形状測定機(Tencor P-10)を用いて、フィルムの表面形態の特徴を測定した
。
【0056】 SEM/EDXおよびXPSを用いて、ta−C:Alフィルム中のAl含量
を分析した。
を分析した。
【0057】 磨耗および引かき試験も、それぞれ、ピンオンディスク摩擦計(CSEM)お
よびマイクロ引かき試験機(CSEM)を用いてta−C:Alフィルムで行っ
た。
よびマイクロ引かき試験機(CSEM)を用いてta−C:Alフィルムで行っ
た。
【0058】 マイクロラマン分光分析法は、材料の結合構造を測定するための非破壊的方法
である。514.5nmのレーザー光は、sp2炭素結合に対してより感度が高
いので、sp2の寄与は、常にラマンスペクトルで明確である。結果として、t
a−Cフィルムのラマンスペクトルは、約1550cm-1のGピークおよび13
50cm-1のDピークが優位を占め、これらは両方ともsp2結合による。
である。514.5nmのレーザー光は、sp2炭素結合に対してより感度が高
いので、sp2の寄与は、常にラマンスペクトルで明確である。結果として、t
a−Cフィルムのラマンスペクトルは、約1550cm-1のGピークおよび13
50cm-1のDピークが優位を占め、これらは両方ともsp2結合による。
【0059】 図8および9は、ta−Cおよびta−C:Alフィルムの表面形態のAFM
イメージを示し、ここではta−Cフィルムを、−80Vのバイアスで蒸着し、
そしてta−C:Alフィルムを、5at.%Alを含むC/Al混合ターゲット
を使用して成長させた。ta−Cフィルムが細かい凹凸を含むことが見られ得る
。ta−C:Alフィルムの粒子サイズは、より大きくなる。ta−Cフィルム
中の微粒子は、高衝突炭素エネルギーによって形成されるsp3炭素結合の大き
い割合によるものであると仮定される。ta−C:Alフィルムについては、s
p2結合の含量は、フィルム中の高いAl含量のためかなり高くなり、これによ
り、フィルム中に比較的大きな粒子が形成される。
イメージを示し、ここではta−Cフィルムを、−80Vのバイアスで蒸着し、
そしてta−C:Alフィルムを、5at.%Alを含むC/Al混合ターゲット
を使用して成長させた。ta−Cフィルムが細かい凹凸を含むことが見られ得る
。ta−C:Alフィルムの粒子サイズは、より大きくなる。ta−Cフィルム
中の微粒子は、高衝突炭素エネルギーによって形成されるsp3炭素結合の大き
い割合によるものであると仮定される。ta−C:Alフィルムについては、s
p2結合の含量は、フィルム中の高いAl含量のためかなり高くなり、これによ
り、フィルム中に比較的大きな粒子が形成される。
【0060】 ラマンスペクトルは、非弾性光子散乱から生じる。ラマンシグナルの総強度は
、ラマン散乱断面積、ビームジオメトリー、励起力、検出効率に依存する。
、ラマン散乱断面積、ビームジオメトリー、励起力、検出効率に依存する。
【0061】 典型的には、ta−Cフィルムにおいて、優勢な成分は、あるsp2結合した
炭素クラスターとともに存在するsp3結合した炭素である。ラマン光子線は、
そのより大きなラマン散乱断面積のため、sp2炭素結合に対してより感度が高
い。この研究におけるフィルムについてのラマンスペクトルは、図10に示すよ
うにGおよびDピークが重なったブロードなバンドを与える。
炭素クラスターとともに存在するsp3結合した炭素である。ラマン光子線は、
そのより大きなラマン散乱断面積のため、sp2炭素結合に対してより感度が高
い。この研究におけるフィルムについてのラマンスペクトルは、図10に示すよ
うにGおよびDピークが重なったブロードなバンドを与える。
【0062】 Al含有フィルムについては、GおよびDの位置は両方とも、Al含量の増加
とともにより低い周波数にシフトする。この傾向は、Al誘導された応力放出に
よってまたは過剰のAl含量によって引き起こされ得る。他の研究は、内部応力
が、ta−Cフィルムについての10〜12GPaから15at.%Alを含むA
l/Cターゲットで蒸着したフィルムについての1〜2GPaに減少したことを
示している。Ager IIIらは、歪んだフィルムを自立フィルムと比較した場合、−
100Vバイアスで蒸着したta−Cフィルムにおける約20cm-1のGピーク
シフトを報告している。しかし、Gピークシフトは、この研究においてAl含有
ta−Cフィルムについては約90cm-1までである。したがって、Gピーク位
置シフトは、内部応力放出によってのみ誘導されるのではないと考えられる。
とともにより低い周波数にシフトする。この傾向は、Al誘導された応力放出に
よってまたは過剰のAl含量によって引き起こされ得る。他の研究は、内部応力
が、ta−Cフィルムについての10〜12GPaから15at.%Alを含むA
l/Cターゲットで蒸着したフィルムについての1〜2GPaに減少したことを
示している。Ager IIIらは、歪んだフィルムを自立フィルムと比較した場合、−
100Vバイアスで蒸着したta−Cフィルムにおける約20cm-1のGピーク
シフトを報告している。しかし、Gピークシフトは、この研究においてAl含有
ta−Cフィルムについては約90cm-1までである。したがって、Gピーク位
置シフトは、内部応力放出によってのみ誘導されるのではないと考えられる。
【0063】 Gピークの強度に対するDピークの強度の比は、DLCフィルムの黒鉛化の程
度を反映するために使用され得る。すなわち、sp3結合したマトリクス中のs
p2結合したクラスターの量が増加するにつれて、比ID/IGは増加する。(Gピ
ークの強度が比較的変化しないままであると考えられる)。
度を反映するために使用され得る。すなわち、sp3結合したマトリクス中のs
p2結合したクラスターの量が増加するにつれて、比ID/IGは増加する。(Gピ
ークの強度が比較的変化しないままであると考えられる)。
【0064】 図10はまた、アルミニウム含量としてのDおよびGピークの位置が、フィル
ム中で変化することを示す。グラフは、フィルム中のアルミニウム含量が増加す
るにつれて両方のピークの位置が変化することを示す。Al含量が0.7at.%
から15at.%まで増加する場合、Dピークは1406cm-1から1327cm- 1 までシフトする。Gピークは、1569cm-1から1487cm-1までシフト
する。
ム中で変化することを示す。グラフは、フィルム中のアルミニウム含量が増加す
るにつれて両方のピークの位置が変化することを示す。Al含量が0.7at.%
から15at.%まで増加する場合、Dピークは1406cm-1から1327cm- 1 までシフトする。Gピークは、1569cm-1から1487cm-1までシフト
する。
【0065】 ピーク強度および面積比について、測定は、両方ともアルミニウムの含量が増
加するにつれて増加していることを示す。この現象を説明するために、発明者ら
は、2つのカテゴリー、一方は原子からナノクラスターまでの範囲および他方は
ナノクラスターから巨大粒子までの範囲、にクラスターを分類することを提案す
る。
加するにつれて増加していることを示す。この現象を説明するために、発明者ら
は、2つのカテゴリー、一方は原子からナノクラスターまでの範囲および他方は
ナノクラスターから巨大粒子までの範囲、にクラスターを分類することを提案す
る。
【0066】 より低い周波数へのGピークのシフトは、アルミニウムがフィルムに導入され
るのにつれて、圧縮応力が減少するのを推定するために使用され得る。この推定
のための仮説は、材料における振動周波数が、原子の間の原子間力に比例するこ
とである。材料が歪むならば、原子間のスペーシングは、相応して変化し、これ
は振動周波数の変化をさらに生じる。
るのにつれて、圧縮応力が減少するのを推定するために使用され得る。この推定
のための仮説は、材料における振動周波数が、原子の間の原子間力に比例するこ
とである。材料が歪むならば、原子間のスペーシングは、相応して変化し、これ
は振動周波数の変化をさらに生じる。
【0067】 より低い周波数へのDピークのシフトは、sp2結合したクラスターの不規則
性の程度のさらなる増加によるものであり得る。クラスターにおける結合の結合
角はまた、さらに歪み、そして結合長が増加し、これは結合強度を弱くする。こ
れは、Dピーク位置の低下を引き起こす。不規則性の増加はまた、クラスターの
サイズが減少しているが、Dピークの強度が増加しそしてGピークの強度が減少
することを意味する。これは、DおよびGピークのピーク強度の比が、アルミニ
ウムの量が増加するにつれて増加すべきであることを意味する。
性の程度のさらなる増加によるものであり得る。クラスターにおける結合の結合
角はまた、さらに歪み、そして結合長が増加し、これは結合強度を弱くする。こ
れは、Dピーク位置の低下を引き起こす。不規則性の増加はまた、クラスターの
サイズが減少しているが、Dピークの強度が増加しそしてGピークの強度が減少
することを意味する。これは、DおよびGピークのピーク強度の比が、アルミニ
ウムの量が増加するにつれて増加すべきであることを意味する。
【0068】 Dピーク強度の増加はまた、ta−C:Alフィルムにおいてsp3結合した
マトリクスに包埋されたsp2結合したクラスターの量の相対的増加に関連し得
る。FWHMの比の差は、他の2つの比と比較して比較的小さい。
マトリクスに包埋されたsp2結合したクラスターの量の相対的増加に関連し得
る。FWHMの比の差は、他の2つの比と比較して比較的小さい。
【0069】 通常のta−Cフィルムは、隔離されたsp2結合した炭素クラスターを有す
るsp3結合した炭素マトリクスから構成される。アルミニウムを導入すること
によって、さらに二重結合した炭素クラスターまたはさらにAlクラスターが、
四面体結合の量の収支で、フィルムにおける圧縮内部応力を放出するために創製
され得ることが期待される。Alクラスターはまた、フィルムにおけるある応力
を吸収することが期待される。
るsp3結合した炭素マトリクスから構成される。アルミニウムを導入すること
によって、さらに二重結合した炭素クラスターまたはさらにAlクラスターが、
四面体結合の量の収支で、フィルムにおける圧縮内部応力を放出するために創製
され得ることが期待される。Alクラスターはまた、フィルムにおけるある応力
を吸収することが期待される。
【0070】 ラマン測定から、Gピークに対するDピーク強度、FWHM、およびピーク面
積の比は、Al含量の増加とともにわずかに増加する。これは、これらのフィル
ムにおけるsp2結合の量が比較的増加していることを意味する。小さいAl含
量では、sp2結合の量の増加は、感知できないようである。しかし、フィルム
における比較的高いAl含量では、DピークはGピークよりも速く出現する。こ
れは、より多くのAlを含むta−C:Alフィルム中のsp2成分が、sp3成
分に対してかなり増加していることを意味する。したがって、2つの仮説が提案
される。第1は、Al含量が小さくなるにつれて、四面体結合の量が、あまり変
化せずに維持され得ることである。Al原子はまた、電子受容体として部分的に
作用し得、ドープした構造を形成する。第2は、フィルムにおけるAl原子が、
Al/C化合物を形成するようにCと反応し得るか、または過剰のAlがフィル
ムに導入される場合にAlクラスターに存在し得るかであり、これは研究中であ
る。
積の比は、Al含量の増加とともにわずかに増加する。これは、これらのフィル
ムにおけるsp2結合の量が比較的増加していることを意味する。小さいAl含
量では、sp2結合の量の増加は、感知できないようである。しかし、フィルム
における比較的高いAl含量では、DピークはGピークよりも速く出現する。こ
れは、より多くのAlを含むta−C:Alフィルム中のsp2成分が、sp3成
分に対してかなり増加していることを意味する。したがって、2つの仮説が提案
される。第1は、Al含量が小さくなるにつれて、四面体結合の量が、あまり変
化せずに維持され得ることである。Al原子はまた、電子受容体として部分的に
作用し得、ドープした構造を形成する。第2は、フィルムにおけるAl原子が、
Al/C化合物を形成するようにCと反応し得るか、または過剰のAlがフィル
ムに導入される場合にAlクラスターに存在し得るかであり、これは研究中であ
る。
【0071】 DとGピークとの間の強度比、FWHM比、およびピーク面積比が、最初は減
少し、次いで蒸着中の基材バイアスの上昇とともに増加するという傾向があった
。最小比を、約−80Vのバイアスで得、これは、ta−Cフィルムにおける最
大sp3含量に対応する。
少し、次いで蒸着中の基材バイアスの上昇とともに増加するという傾向があった
。最小比を、約−80Vのバイアスで得、これは、ta−Cフィルムにおける最
大sp3含量に対応する。
【0072】 ta−C:Nフィルムについては、N2分圧が1×10-4Torrよりも低い
場合、この比は、まず、N2分圧の増加とともにゆっくり増加し、次いでN2分圧
が1×10-4Torrよりも高い場合、N2分圧の増加とともに比較的早く増加
した。sp2成分の量は、N2分圧が1×10-4Torrよりも高い場合、非常に
高くなり得る。
場合、この比は、まず、N2分圧の増加とともにゆっくり増加し、次いでN2分圧
が1×10-4Torrよりも高い場合、N2分圧の増加とともに比較的早く増加
した。sp2成分の量は、N2分圧が1×10-4Torrよりも高い場合、非常に
高くなり得る。
【0073】 Al含有フィルムについては、GおよびDのピーク位置は両方とも、Al含量
の増加とともにより低い周波数にシフトした。アルミニウムの含量が増加するに
つれて、ピーク強度および面積比は増加した。FWHM比の差異は、他の2つの
比と比較して比較的小さかった。より多くの二重結合した炭素クラスターまたは
Alクラスターさえも、四面体結合量の収支により創製され得る。Alクラスタ
ーはまた、フィルムにおいてある歪みを吸収することが期待された。Al含量が
小さいので、フィルムにおける四面体結合の量が、あまり変化せずに維持され得
ることが提案される。フィルム中のAl原子は、Cと反応して、Al/C化合物
を形成するか、または過剰のAlがフィルムに導入された場合はAlクラスター
中に存在し得る。
の増加とともにより低い周波数にシフトした。アルミニウムの含量が増加するに
つれて、ピーク強度および面積比は増加した。FWHM比の差異は、他の2つの
比と比較して比較的小さかった。より多くの二重結合した炭素クラスターまたは
Alクラスターさえも、四面体結合量の収支により創製され得る。Alクラスタ
ーはまた、フィルムにおいてある歪みを吸収することが期待された。Al含量が
小さいので、フィルムにおける四面体結合の量が、あまり変化せずに維持され得
ることが提案される。フィルム中のAl原子は、Cと反応して、Al/C化合物
を形成するか、または過剰のAlがフィルムに導入された場合はAlクラスター
中に存在し得る。
【0074】 参考文献: D.R. McKenzie, D. Muller, およびB.A. Pailthorpe, Phys. Rev. Lett. 67,
773 (1991)。 P.J. Fallon, V.S. Veerasamy, C.A. Davis, J. Robertson, G.A.J. Amaratun
ga, W.I. Milne, およびJ. Koskinen, Phys. Rev. B 48, 4777 (1993)。 P.J. Martin, S.W. Filipczuk, R.P. Netterfield, J.S. Field, D.F. Whitna
ll, およびD.R. McKenzie, J. Mater. Sci. Lett. 7, 410 (1988)。 Shi Xu, D. Flynn, B.K. Tay, S. Prawer, K.W. Nugent, S.R.P. Silva, Y. L
ifshitz, およびW.I. Milne, Philo. Magaz. B 76, 351 (1997)。 X. Shi, D. Flynn, B.K. Tay, およびH.S. Tan, Filtered Cathodic Arc Sour
ce (特許) PCT/GB96/00389 (1995)。 X. Shi, M. Fulton, D. Flynn, B.K. Tay, およびH.S. Tan, Deposition Appa
ratus (特許) PCT/GB96/00390 (1995)。 J. Schwan, S. Ulrich, V. Batori, H. Ehrhardt, およびS.R.P. Silva, J. A
ppl. Phys. 80, 440 (1996)。 X. Zhang, W.H. Weber, W.C. Vassell, T.J. Potter, およびM.A. Tamor, J.
Appl. Phys. 83, 2820 (1998)。 A.S. Kumbhar, D.M. Bhusari, およびS.T. Kshirsagar, Appl. Phys. Lett. 6
6. 1741 (1995)。 Shi Xu, B.K. Tay, H.S. Tan, Li Zhong, Y.Q. Tu, S.R.P. Silva, およびW.I
. Milne, J. Appl. Phys. 79, 7239 (1996)。 H. Dimigen, H. Hubsch, およびR. Memming, Appl. Phys. Lett. 50, 1056 (1
987)。 Q. Wei, R.J. Narayan, J. Narayan, J. Sankar, A.K. Sharma, Mater. Sci.
Eng. B 53, 262 (1998)。
773 (1991)。 P.J. Fallon, V.S. Veerasamy, C.A. Davis, J. Robertson, G.A.J. Amaratun
ga, W.I. Milne, およびJ. Koskinen, Phys. Rev. B 48, 4777 (1993)。 P.J. Martin, S.W. Filipczuk, R.P. Netterfield, J.S. Field, D.F. Whitna
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ifshitz, およびW.I. Milne, Philo. Magaz. B 76, 351 (1997)。 X. Shi, D. Flynn, B.K. Tay, およびH.S. Tan, Filtered Cathodic Arc Sour
ce (特許) PCT/GB96/00389 (1995)。 X. Shi, M. Fulton, D. Flynn, B.K. Tay, およびH.S. Tan, Deposition Appa
ratus (特許) PCT/GB96/00390 (1995)。 J. Schwan, S. Ulrich, V. Batori, H. Ehrhardt, およびS.R.P. Silva, J. A
ppl. Phys. 80, 440 (1996)。 X. Zhang, W.H. Weber, W.C. Vassell, T.J. Potter, およびM.A. Tamor, J.
Appl. Phys. 83, 2820 (1998)。 A.S. Kumbhar, D.M. Bhusari, およびS.T. Kshirsagar, Appl. Phys. Lett. 6
6. 1741 (1995)。 Shi Xu, B.K. Tay, H.S. Tan, Li Zhong, Y.Q. Tu, S.R.P. Silva, およびW.I
. Milne, J. Appl. Phys. 79, 7239 (1996)。 H. Dimigen, H. Hubsch, およびR. Memming, Appl. Phys. Lett. 50, 1056 (1
987)。 Q. Wei, R.J. Narayan, J. Narayan, J. Sankar, A.K. Sharma, Mater. Sci.
Eng. B 53, 262 (1998)。
【図1】 種々のシリコン含量を有するアモルファスシリコン−炭素合金フィルムについ
てのデコンボルートされたC 1s XPSスペクトルを示す。
てのデコンボルートされたC 1s XPSスペクトルを示す。
【図2】 種々のシリコン含量を有するアモルファスシリコン−炭素合金フィルムのラマ
ンスペクトルを示す。
ンスペクトルを示す。
【図3】 蒸着した炭素−シリコン複合フィルムの特性の測定結果であって、フィルム中
のシリコン含量の関数としてのフィルム応力および硬度を示す。
のシリコン含量の関数としてのフィルム応力および硬度を示す。
【図4】 蒸着した炭素−シリコン複合フィルムの特性の測定結果であって、フィルム中
のシリコン含量の関数としてのラマンシフトを示す。
のシリコン含量の関数としてのラマンシフトを示す。
【図5】 蒸着した炭素−シリコン複合フィルムの特性の測定結果であって、ターゲット
中のシリコン含量に対するフィルム中のシリコン含量の変動を示す。
中のシリコン含量に対するフィルム中のシリコン含量の変動を示す。
【図6】 蒸着した炭素−シリコン複合フィルムの特性の測定結果であって、シリコン−
炭素複合フィルムにおける硬度に対する応力を示す。
炭素複合フィルムにおける硬度に対する応力を示す。
【図7】 蒸着した炭素−シリコン複合フィルムの特性の測定結果であって、フィルム中
のシリコン含量の関数としての硬度およびヤング率を示す。
のシリコン含量の関数としての硬度およびヤング率を示す。
【図8】 ta−Cフィルム(従来技術)の表面形態を示す。
【図9】 5at.%のAlを含むC/Alターゲットを使用して蒸着したta−C:Al
フィルムの表面形態を示す。
フィルムの表面形態を示す。
【図10】 炭素−アルミニウム複合フィルムのアルミニウム含量に対するラマンシフトを
示す。
示す。
【図11】 蒸着した炭素−アルミニウム複合フィルムの特性の測定結果であって、フィル
ム中のアルミニウム含量の関数としての硬度およびヤング率を示す。この図は、
種々のAl含量でのTa−C:Alについての硬度およびヤング率対圧縮応力の
変動を示す。これは、低い圧縮応力コーティングについては、5.0at.%Al
から15.0at.%Alまでの範囲のより高いAl組成物が必要とされることを
示す。これらのAl組成物では、比較的高い硬度および低い圧縮応力を有するコ
ーティングが得られる。
ム中のアルミニウム含量の関数としての硬度およびヤング率を示す。この図は、
種々のAl含量でのTa−C:Alについての硬度およびヤング率対圧縮応力の
変動を示す。これは、低い圧縮応力コーティングについては、5.0at.%Al
から15.0at.%Alまでの範囲のより高いAl組成物が必要とされることを
示す。これらのAl組成物では、比較的高い硬度および低い圧縮応力を有するコ
ーティングが得られる。
【図12】 蒸着した炭素−アルミニウム複合フィルムの特性の測定結果であって、−80
Vの基材バイアスでのアルミニウム含量の関数としての硬度を示す。
Vの基材バイアスでのアルミニウム含量の関数としての硬度を示す。
【図13】 蒸着した炭素−アルミニウム複合フィルムの特性の測定結果であって、アルミ
ニウム−炭素複合フィルムにおける硬度に対する応力を示す。
ニウム−炭素複合フィルムにおける硬度に対する応力を示す。
【手続補正書】特許協力条約第34条補正の翻訳文提出書
【提出日】平成13年4月19日(2001.4.19)
【手続補正1】
【補正対象書類名】明細書
【補正対象項目名】特許請求の範囲
【補正方法】変更
【補正の内容】
【特許請求の範囲】
【手続補正2】
【補正対象書類名】明細書
【補正対象項目名】0023
【補正方法】変更
【補正の内容】
【0023】 本発明の特に好ましい実施態様では、この方法は、炭素およびシリコンの複合
フィルムの層を、適切には少なくとも40%の炭素を含み、残りが実質的にシリ
コンであるターゲットを用いて蒸着させる工程を含む。得られた複合Si−Cフ
ィルムは、半導体分野で使用する。得られたSi−Cフィルムはまた、公知のD
LCおよびDCベースのフィルムと比較して、減少した応力および高い硬度の改
良された摩擦学的性質のために使用され得る。
フィルムの層を、適切には少なくとも40%の炭素を含み、残りが実質的にシリ
コンであるターゲットを用いて蒸着させる工程を含む。得られた複合Si−Cフ
ィルムは、半導体分野で使用する。得られたSi−Cフィルムはまた、公知のD
LCおよびDCベースのフィルムと比較して、減少した応力および高い硬度の改
良された摩擦学的性質のために使用され得る。
【手続補正3】
【補正対象書類名】明細書
【補正対象項目名】0031
【補正方法】変更
【補正の内容】
【0031】 本発明の第2の局面では、炭素と炭素以外の元素とを含む複合コーティングが
提供される。 本発明の実施態様では、複合コーティングは、四面体アモルファス炭素と炭素
以外の元素、任意には金属元素とを含む。 さらなる実施態様では、複合コーティングは四面体アモルファス炭素を含み、
そして少なくとも60%のsp3含量を有する。好ましいコーティングにおける
sp3含量は、少なくとも70%である。
提供される。 本発明の実施態様では、複合コーティングは、四面体アモルファス炭素と炭素
以外の元素、任意には金属元素とを含む。 さらなる実施態様では、複合コーティングは四面体アモルファス炭素を含み、
そして少なくとも60%のsp3含量を有する。好ましいコーティングにおける
sp3含量は、少なくとも70%である。
【手続補正4】
【補正対象書類名】明細書
【補正対象項目名】0035
【補正方法】変更
【補正の内容】
【0035】 本発明の第3の局面では、本発明の第2の局面による複合コーティングでコー
トした基材が提供される。硬く厚いコーティングが得られ得ることが本発明の利
点であり、そしてこの複合コーティングは、典型的には、10μm(10ミクロ
ン)まで、好ましくは少なくとも1μm(1ミクロン)、より好ましくは5μm
(5ミクロン)の厚さを有する。
トした基材が提供される。硬く厚いコーティングが得られ得ることが本発明の利
点であり、そしてこの複合コーティングは、典型的には、10μm(10ミクロ
ン)まで、好ましくは少なくとも1μm(1ミクロン)、より好ましくは5μm
(5ミクロン)の厚さを有する。
【手続補正5】
【補正対象書類名】明細書
【補正対象項目名】0046
【補正方法】変更
【補正の内容】
【0046】 実施例1 アモルファスシリコン−炭素合金フィルムを、他に記載されているFCVAシ
ステムによって蒸着させた。これに関して、適切なFCVA技法は、本出願人の
これまでの公開公報、WO96/26531、WO96/26532、WO98/03988、WO99/22395、WO99
/22396、WO99/22397、およびWO99/22398に記載されている。
ステムによって蒸着させた。これに関して、適切なFCVA技法は、本出願人の
これまでの公開公報、WO96/26531、WO96/26532、WO98/03988、WO99/22395、WO99
/22396、WO99/22397、およびWO99/22398に記載されている。
【手続補正6】
【補正対象書類名】明細書
【補正対象項目名】0047
【補正方法】変更
【補正の内容】
【0047】 炭素およびシリコンイオンは、カソードと接地アノードとの間の真空アーク放
電で形成される。カソードは、水冷ステンレススチールブロック上に取り付けら
れた60mmの直径のターゲットである。種々の原子分率を有する純粋なグラフ
ァイトおよびシリコンパウダー(325メッシュ)を、充分に混合し、そして7
70MPaの圧力で円筒形状のターゲットに圧縮した。アーク電流を90Aで一
定に保った。プラズマを操作するために、約40mTのトロイダル磁場を用いて
軸方向および曲線場を作り出した。すべての蒸着を、室温にておよび1.3×1
0-4Pa(10-6Torr)未満の真空圧で、浮動条件下で行った。基材は、0
.5mmの平均厚さを有するクリーンな(100)n−タイプシリコンであった
。XPS測定を、x線源としてMg Ka(1253.6eV)を使用してVG Sc
ientific Microlab 310Fシステムで行った。ラマンスペクトルを、Ar+レーザ
ーの514.5nmラインを用いて励起し、そしてRenishaw micro-Raman Syste
m 1000分光光度計を用いて後方散乱をCCDカメラで集めた。フィルム応力を、
曲率半径方法で表面形状測定機(Tencor P10)によって測定した。フィルムの硬
度を、定常置換速度連続剛性モードで操作した圧子(Nano-Indenter(登録商標
)II)によって測定した。
電で形成される。カソードは、水冷ステンレススチールブロック上に取り付けら
れた60mmの直径のターゲットである。種々の原子分率を有する純粋なグラフ
ァイトおよびシリコンパウダー(325メッシュ)を、充分に混合し、そして7
70MPaの圧力で円筒形状のターゲットに圧縮した。アーク電流を90Aで一
定に保った。プラズマを操作するために、約40mTのトロイダル磁場を用いて
軸方向および曲線場を作り出した。すべての蒸着を、室温にておよび1.3×1
0-4Pa(10-6Torr)未満の真空圧で、浮動条件下で行った。基材は、0
.5mmの平均厚さを有するクリーンな(100)n−タイプシリコンであった
。XPS測定を、x線源としてMg Ka(1253.6eV)を使用してVG Sc
ientific Microlab 310Fシステムで行った。ラマンスペクトルを、Ar+レーザ
ーの514.5nmラインを用いて励起し、そしてRenishaw micro-Raman Syste
m 1000分光光度計を用いて後方散乱をCCDカメラで集めた。フィルム応力を、
曲率半径方法で表面形状測定機(Tencor P10)によって測定した。フィルムの硬
度を、定常置換速度連続剛性モードで操作した圧子(Nano-Indenter(登録商標
)II)によって測定した。
【手続補正7】
【補正対象書類名】明細書
【補正対象項目名】0051
【補正方法】変更
【補正の内容】
【0051】 シリコン含量の増加とともに、フィルムの内部圧縮応力は、2.4at.%シリ
コンを有するフィルムについての8.2GPaから48at.%シリコンを有する
フィルムについての2.0GPaまで単調に減少する(図3〜7)。最高の応力
の8.2GPaは、純粋なta−Cフィルムに非常に近い値である。42および
48at.%シリコンを有するフィルムにおける2.5GPa未満の応力は、50
0nmを超える厚さを有する厚いフィルムを蒸着させることを可能にする。硬度
は、内部応力とほぼ同様の動きを示し、2.4at.%シリコンを有するフィルム
についての62GPaから48at.%シリコンを有するフィルムについての22
GPaまで減少する。42および48at.%シリコンを有するフィルムについて
のかなり高い硬度(24および22GPa)は、アモルファスシリコン炭化物ク
ラスターの存在およびFCVA技法のサブプランテーション蒸着メカニズムによ
るものであり得る。
コンを有するフィルムについての8.2GPaから48at.%シリコンを有する
フィルムについての2.0GPaまで単調に減少する(図3〜7)。最高の応力
の8.2GPaは、純粋なta−Cフィルムに非常に近い値である。42および
48at.%シリコンを有するフィルムにおける2.5GPa未満の応力は、50
0nmを超える厚さを有する厚いフィルムを蒸着させることを可能にする。硬度
は、内部応力とほぼ同様の動きを示し、2.4at.%シリコンを有するフィルム
についての62GPaから48at.%シリコンを有するフィルムについての22
GPaまで減少する。42および48at.%シリコンを有するフィルムについて
のかなり高い硬度(24および22GPa)は、アモルファスシリコン炭化物ク
ラスターの存在およびFCVA技法のサブプランテーション蒸着メカニズムによ
るものであり得る。
【手続補正8】
【補正対象書類名】明細書
【補正対象項目名】0053
【補正方法】変更
【補正の内容】
【0053】 実施例2 ta−C:Alフィルムを、フィルタを通したカソード真空アーク(FCVA
)プロセスで蒸着した。FCVAシステムは、他に記載されている(Shiら 1996
)。混合したアルミニウム/グラファイト(Al/C)ターゲットを、蒸着の間
に純粋なグラファイトターゲットの代わりに使用した。種々のAl含量を有する
Al/Cターゲットを、0.6GPaの圧力下でアルミニウムおよびグラファイ
トパウダーから作成した。ta−C:Alフィルムを、−80Vのバイアスで蒸
着した。FCVAプロセスにおいて、真空チャンバ(1.3×10-2〜1.3×
10-5Pa(10-4〜10-7Torr))中でターゲットから生じたイオン化原
子を、機械的−電気的−磁気的濾過湾曲部を通して基材方向へ加速し、そして基
材上にさらに蒸着した。ドープされていないn−タイプ<100>シリコンウェ
ーハを、基材として使用した。ウェーハを、まず、真空チャンバに入る前に超音
波機械を用いて、洗浄液で、次いで脱イオン水で清浄化した。基材表面を、蒸着
前に真空チャンバ中でArイオン衝撃によって清浄化した。次いで、ウェーハ表
面を、ta−C:Alフィルムの層でコートした。すべての蒸着を、室温にて行
った。
)プロセスで蒸着した。FCVAシステムは、他に記載されている(Shiら 1996
)。混合したアルミニウム/グラファイト(Al/C)ターゲットを、蒸着の間
に純粋なグラファイトターゲットの代わりに使用した。種々のAl含量を有する
Al/Cターゲットを、0.6GPaの圧力下でアルミニウムおよびグラファイ
トパウダーから作成した。ta−C:Alフィルムを、−80Vのバイアスで蒸
着した。FCVAプロセスにおいて、真空チャンバ(1.3×10-2〜1.3×
10-5Pa(10-4〜10-7Torr))中でターゲットから生じたイオン化原
子を、機械的−電気的−磁気的濾過湾曲部を通して基材方向へ加速し、そして基
材上にさらに蒸着した。ドープされていないn−タイプ<100>シリコンウェ
ーハを、基材として使用した。ウェーハを、まず、真空チャンバに入る前に超音
波機械を用いて、洗浄液で、次いで脱イオン水で清浄化した。基材表面を、蒸着
前に真空チャンバ中でArイオン衝撃によって清浄化した。次いで、ウェーハ表
面を、ta−C:Alフィルムの層でコートした。すべての蒸着を、室温にて行
った。
【手続補正9】
【補正対象書類名】明細書
【補正対象項目名】0072
【補正方法】変更
【補正の内容】
【0072】 ta−C:Nフィルムについては、N2分圧が1.3×10-2Pa(1×10- 4 Torr)よりも低い場合、この比は、まず、N2分圧の増加とともにゆっくり
増加し、次いでN2分圧が1.3×10-2Pa(1×10-4Torr)よりも高
い場合、N2分圧の増加とともに比較的早く増加した。sp2成分の量は、N2分
圧が1.3×10-2Pa(1×10-4Torr)よりも高い場合、非常に高くな
り得る。
増加し、次いでN2分圧が1.3×10-2Pa(1×10-4Torr)よりも高
い場合、N2分圧の増加とともに比較的早く増加した。sp2成分の量は、N2分
圧が1.3×10-2Pa(1×10-4Torr)よりも高い場合、非常に高くな
り得る。
───────────────────────────────────────────────────── フロントページの続き (72)発明者 タイ,ベン カン シンガポール国 575569,#06−01 シン ミン ウォーク 18 Fターム(参考) 4K029 AA06 AA25 BA34 BA55 BA56 BA57 CA04 DD06
Claims (24)
- 【請求項1】 フィルタを通したカソードアーク光源を用いて基材にコーテ
ィングを付与する方法であって、 該光源のカソードターゲットとアノードとの間にアークを生じさせる工程;お
よび 該基材上に陽ターゲットイオンを蒸着させて該コーティングを形成する工程、
を含み、 該コーティングが、少なくとも炭素と第2の元素との複合物であり、そして該
ターゲットが、該少なくとも炭素と第2の元素とを含む、 方法。 - 【請求項2】 前記コーティングが、少なくとも炭素と、第2および第3の
元素との複合物であり、そして前記ターゲットが、該少なくとも炭素と、第2お
よび第3の元素とを含む、請求項1に記載の方法。 - 【請求項3】 前記コーティングが、少なくとも炭素と、第2および第3の
元素との複合物であり、そして前記ターゲットが、該少なくとも炭素と、第2の
元素とを含み、そして前記方法が、ガス状または液体形態で該コーティングに該
第3の元素を導入する工程を含む、請求項1に記載の方法。 - 【請求項4】 前記コーティングが、四面体アモルファス炭素を含む複合コ
ーティングである、請求項1から3のいずれかの項に記載の方法。 - 【請求項5】 前記ターゲットが、チタン、ニッケル、クロム、アルミニウ
ム、シリコン、およびタングステンからなる群より選択される第2の元素を含む
、請求項1から4のいずれかの項に記載の方法。 - 【請求項6】 前記第2の元素が金属である、請求項1から4のいずれかの
項に記載の方法。 - 【請求項7】 前記ターゲットが、少なくとも40%炭素を含み、残りが実
質的にシリコンである、請求項1から5のいずれかの項に記載の方法。 - 【請求項8】 前記ターゲットが、少なくとも80%炭素を含み、残りが実
質的にアルミニウムである、請求項1から6のいずれかの項に記載の方法。 - 【請求項9】 前記複合コーティングが、少なくとも60%、好ましくは少
なくとも70%のsp3含量を有する、請求項1から8のいずれかの項に記載の
方法。 - 【請求項10】 四面体アモルファス炭素を含み、そして少なくとも60%
、好ましくは少なくとも70%のsp3含量を有する、請求項1から5のいずれ
かの項に記載の方法によって得られ得る、複合コーティング。 - 【請求項11】 99.9〜80%の炭素および0.1〜20%のアルミニ
ウムを含む、請求項10に記載の複合コーティング。 - 【請求項12】 99.9〜40%の炭素および0.1〜60%のシリコン
を含む、請求項10に記載の複合コーティング。 - 【請求項13】 請求項10から12のいずれかの項に記載の複合コーティ
ングでコートされた、基材。 - 【請求項14】 前記複合コーティングが10ミクロンまでの厚さを有する
、請求項13に記載の基材。 - 【請求項15】 請求項1から5のいずれかの項に記載の方法に使用するた
めのターゲットであって、炭素と炭素以外の第2の元素との混合物を含む、ター
ゲット。 - 【請求項16】 前記第2の元素がシリコンである、請求項15記載のター
ゲット。 - 【請求項17】 前記第2の元素がアルミニウムである、請求項15に記載
のターゲット。 - 【請求項18】 前記第2の元素が、チタン、クロム、ニッケル、およびタ
ングステンからなる群より選択される、請求項15に記載のターゲット。 - 【請求項19】 前記炭素と前記第2の元素とを焼結することによって得ら
れる、請求項15から18のいずれかの項に記載のターゲット。 - 【請求項20】 ビチューメンまたはタールのようなバインダーの存在下で
炭素と炭素以外の第2の元素とを焼結することによって得られる、請求項19に
記載のターゲット。 - 【請求項21】 請求項1から9のいずれかの項に記載の方法で使用するた
めのターゲットの製造方法であって、 少なくとも第1および第2のターゲット成分を粉末状および/または微細に分
割された形態で混合して、該第1および第2のターゲット成分の混合物を調製す
る工程;および 該成分を圧縮してターゲットを形成する工程、 を含む、方法。 - 【請求項22】 前記該第1および第2のターゲット成分の混合物を高温で
焼結する工程を含む、請求項21に記載の方法。 - 【請求項23】 1000℃以上の温度で焼結する工程を含む、請求項22
に記載の方法。 - 【請求項24】 前記ターゲット成分が、タール、ビチューメン、アルコー
ル、ならびにその混合物および組成物のようなバインダーの存在下で混合される
、請求項21から23のいずれかの項に記載の方法。
Applications Claiming Priority (3)
Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
---|---|---|---|
GB9910842.5 | 1999-05-10 | ||
GBGB9910842.5A GB9910842D0 (en) | 1999-05-10 | 1999-05-10 | Composite coatings |
PCT/IB2000/000635 WO2000068455A1 (en) | 1999-05-10 | 2000-05-10 | Composite coatings |
Publications (1)
Publication Number | Publication Date |
---|---|
JP2002544380A true JP2002544380A (ja) | 2002-12-24 |
Family
ID=10853183
Family Applications (1)
Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
---|---|---|---|
JP2000617223A Pending JP2002544380A (ja) | 1999-05-10 | 2000-05-10 | 複合コーティング |
Country Status (5)
Country | Link |
---|---|
US (3) | US6143142A (ja) |
JP (1) | JP2002544380A (ja) |
AU (1) | AU4601100A (ja) |
GB (2) | GB9910842D0 (ja) |
WO (1) | WO2000068455A1 (ja) |
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