专利名称：通过反应性阴极电弧蒸发合成金属氧化物的制作方法
通过反应性阴极电弧蒸发合成金属氧化物为建立用于氧化物沉积的阴极电弧蒸发，人们进行了多年研究。与工艺稳定性和液滴形成(droplet formation)有关的问题妨碍了此技术在生产中的大规模应用，并引发了制造用于光学和其它专用应用的氧化物的过滤电弧技术的开发[1]。尽管在用于导电层材料的PVD工具涂覆行业中阴极电弧技术得到了很好的理解且是主导技术，但直到最近由于一种专用生产技术(P3e )[2]的开发才使利用此技术来沉积用于耐磨涂层的氧化物成为可能。此技术的强大在于它固有的宽工艺窗口，其允许电弧在纯反应性气体中操作，工作压力在数个十进制数量级(several decades)上变动，自由选择反应性气体和祀材料，以及轻松调节沉积速率。基材直接暴露于靶会导致众所周知的传统电弧蒸发的高沉积速率。所有这些方面都使得此技术在PVD技术中与众不同。通过反应性阴极电弧蒸发合成的氧化物已被研 究用于模铸应用M，显示了用于热障涂层M和作为氢扩散阻挡物M的可能性。其中，三元氧化物(ternary oxide)对于耐磨保护涂层具有特殊意义。它们的合成是以复合靶的使用为基础的。所述靶由元素粉末制造或以类似方法制造，其中所述元素粉末被在高温高压下压实。这些制造方法使得可以近乎自由地选择靶组分的组成。在我们的研究中，尝试了将粉末冶金复合物Al-Cr靶的表面与基材表面处Al-Cr-O层的成核和相形成相关联。在P3e 技术中，基材直接暴露于靶表面。这保证了蒸发过程的高效率。但是，它具有将液滴引入生长层的缺陷，如同利用直接基材暴露时的氮化物沉积也已知的那样。人们猜测，了解靶表面处的过程可能有助于找到减少液滴产生和控制靶表面处偶尔出现的氧化物岛生长的办法。在用于用耐磨层涂覆切割工具的OC Oerlikon Balzers AG的INNOVA分批式生产系统中进行了实验。除沉积传统的氮化物和碳-氮化物涂层之外，该系统还允许以稳定过程合成氧化物(P3e )。在氧化物沉积期间靶的操作通常在纯氧气氛下进行。对于这些实验，通过流量控制器来控制氧流。电弧源用DC以及脉冲电弧电流操作。对于脉冲操作，选择脉冲参数(脉冲宽度O. 5ms、脉冲幅度420A、频率666Hz)以使得该脉冲电弧电流的时间平均值为200A并且等于DC操作。将基材安装在具有双重旋转并具有到弧源及靶表面的直接视线(direct line-of-sight)的基材座上。在每个过程中都使用新祀，以排除祀表面清洁的影响。实验中使用组成为70at%Al和30at%Cr的粉末冶金制造的Al-Cr靶。沉积之前对基材(成片的(100)娃片(silicon wafer)和抛光的硬质合金(cemented carbide)插入物(insert))进行湿化学清洁。在将处理室抽空至低于10_5mbar之后，进行标准的加热和刻蚀步骤以确保对基材的良好层粘附。对于实验中的样品沉积，只使用一个弧源且样品安置在该源的高度。对于所有沉积，选用550°C的基材温度和-60V的基材偏压。对称双极偏压的频率为25kHz，负脉冲长度为36 μ S，且正脉冲长度为4 μ S。沉积参数汇总在表I中。由于沉积在纯氧反应性气体中进行，所以表I所给的总压表示氧分压。在其它实验的各自说明中提到了使它们的沉积参数不同。在别处有对该沉积过程和该P3e "*方法的更详细的说明[2]。对祀表面的分析在LEO 1530扫描电子显微镜(SEM)中进行。利用弹性背散射电子来提高材料的对比并显现在电弧操作前后具有不同原子序数的材料的存在。由经涂覆的硬质合金插入物的断面(X-SEM)获得所沉积层的厚度。为研究晶体结构，在靶表面处和经涂覆的硅样品上进行X射线衍射。测量在PANalytical X’Pert MRD PRO仪器上进行，对于所有的靶样品使用ω/2θ模式中的CuKa -射线，对于所有的层样品使用掠入射(grazing incident)模式(2 Θ扫描，ω=1° )中的Cu Ka-射线。应用掠入射技术是为了从经涂覆的层得到更多信息。使用ICDD数据库[7]来识别祀表面处和涂层中存在的晶相。使用Scherrer Formula来估算晶粒大小(grainsize) [8]。通过卢瑟福背散射能谱法(RBS)分析层的组成[9]。测量使用2 MeV74He光束和硅表面势垒探测器在165°下进行。使用RUMP程序评价收集的数据[1°]。
在阴极电弧操作期间复合靶表面向氧反应性气体的暴露比较新，因此我们想对其加以更详细地描述。图I显示了在SEM中通过弹性背散射电子显现的标称组成为70at%Al和30at%Cr的未使用过的Al-Cr靶的靶表面。靶表面上的暗区源自元素铝，亮度较高的亮区源自铬。在图2中，显示了在沉积过程之后获得的靶表面。在该具体过程中，使用了具有相同组成的两个Al-Cr IE,并在200 A DC下以300 sccm的氧流操作75min的时间。可看到对祀表面的独特(distinctive)改变。图I中的元素Al和Cr区域之间的对比变为对比较小的区域。图3显示了另一个方面。在该实验中，同样使两个靶在200A下操作75min，但采用1000 sccm的高得多的氧流。与未使用过的祀表面相比,对比改变了，可看到不同亮度的区域。此外，在靶表面上可分辨出尺寸不同的三维岛生长。该岛的EDX分析表明为氧化铝，而硬度表明其主要为α-Α1203。这些岛的数量和大小随时间而增长，在该沉积过程之后需要清洁该靶。在元素靶表面处观察不到该岛生长，不管是低熔点材料(例如铝)还是耐熔材料(例如钽)。令人意外的是，该岛生长只在极高的氧流下出现，且并非对于所有材料组成和特别是也并非对于所有包含铝作为那个低熔点组分的复合靶都出现。图4显示了标称组成为65at%Al和35at%V的Al-V靶在200A以1000 sccm的氧流操作I小时的靶表面。岛的生长非常惊人。在图5中，显示了标称组成为85at%Al和15at%V的Al-V靶在关于操作时间、电弧电流和氧流方面具有相同条件下操作之后的表面。靶表面上检测不到岛生长。这些观察结果诱发了以下有关在反应性电弧蒸发期间靶表面处的过程及其对层的成核的影响的研究。按照表I所给参数在6种不同工艺条件A-F下进行实验。首先用XRD检查新靶的表面。根据SEM图象，在该衍射图案(这里未显示)中只有Al和Cr峰可见。在图6和7中比较了在表I所列条件下操作的所有靶表面的ω/2θ扫描的XRD图案。将整个衍射图案分成两个区以给出更详细的信息。在第一个实验中，靶只操作3分钟。在图6中，在工艺A下操作的靶表面的XRD图案显示了 Al峰(三角形)向更大2 Θ值(38. V ,45. 0° )的移动。该移动表明了含一小部分约2. 6at% Cr的AlCr固溶体(AlCrss)的形成[38. V对应于AlCrss(Ill)反射，45. O。对应于 AlCrss(200)反射]。除 Cr 峰(圆)之外，41. O。,42. 2°和43. 2 °处的附加峰也是可见的，它们属于金属间化合物Al4Cr (正方形)和Al8Cr5 (菱形)[41.0°和43.2°的反射对应于Al4Cr相，42. 2°对应于Al8Cr5 (411)反射]。对于来自工艺B的靶表面的XRD扫描，获得了极为相似的结果。在这里同样清楚看到了 AlCrsJ^形成。增长的操作时间导致了 XRD图案的显著变化。工艺C的靶表面显示了几乎没有(only little)Al，但对于Cr和金属间化合物Al8Cr5的强峰表明这后两种相相对高的浓度。还可以分辨出额外的但较弱的Al4Cr峰。800 sccm的较高氧流完全改变了靶表面处的相形成(工艺D)。Al强度在衍射图案中占支配地位，轻微的移动表明了 AlCrss的形成。金属间化合物Al4Cr和Al8Cr5的强度较弱，彼此强度相仿。因此，相对于其它相，Al相具有最高的浓度。靶在氧气中的脉冲操作(工艺E和F)导致了原则上与氧流无关的靶表面处的相似相形成。Cr显示最高的峰强度，而Al和金属间化合物的强度相仿。因此，相对于其它相，铬相显示最高的浓度。图7中显示的高角范围(2 Θ范围55° -85° )的靶表面XRD绕射图案证实了较低2 Θ范围的发现。78. 8。[AlCrss(311)反射]和83. O。[AlCrss(222)反射]的Al峰的肩(shoulder)再次显示了 AlCrss的形成。该形成在A和B的祀表面上尤其明显。然而,对于78. 8°的2Θ位置，在所有其它样品中也都可见。在A和B 中Cr含量较低，而最高的Al含量出现在D中。同样，Al4Cr (73. 2° )和Al8Cr5[61. 1°，Al8Cr5(600)反射]二者的峰显示了金属间化合物的形成。对于上述所有实验，同时合成氧化物层。下面将讨论对这些层的XRD分析。工艺A和B中产生的层除外，它们仅产生了约IOOnm的层厚，这对于标准的XRD研究来说太薄。图8显示了层C、D、E和F的XRD图案在20° -55°之间的2 Θ范围上的对比。所有这些样品的沉积时间均为30min。然而，合成的层的厚度却不同。与较低的氧流相比，较高的氧流将Al/Cr祀的蒸发速率降低了约30%。这导致对于300 sccm的氧流层厚为O. 9 μ m,而相比之下对于800 sccm的氧流层厚为O. 6 μ m。脉冲操作对于不同的流导致相似的蒸发速率。然而，蒸发的材料的分布比DC操作时窄。因此，安置在靶的高度的基材显示出较大的层厚[11]。应当首先比较合成的氧化物的峰。在25. 3° [(Al1Cr)2O3 (012)反射]、37. 2° [(Al1Cr)2O3
(110)反射]和45.3° [(Al1Cr)2O3 (202)反射]处反射的存在证实了(Al，Cr) 203 (倒三角形)的刚玉型结构。这对于所有层样品都适用。然而，所有层都显示低结晶度。对于DC以及脉冲电弧操作，峰的半峰全宽(FWHM)在较高氧流下降低。最小的FWHM出现在样品D的刚玉型氧化物的峰上，该层具有最小的厚度但却是由高氧流产生的。对于样品C和E (均为300 sccm O2流)可以估算出微晶尺寸为约IOnm,对于样品D和F(均为800 sccm O2流)估算出的微晶尺寸分别为20nm和15nm。下面讨论基于图8的合成层中的其它相。在层样品C、D、E和F的衍射图案中，AlCrss 相(星形)以 38. 9° [AlCrss (111)反射]、45.3° [AlCrss (200)反射]和 65.9°[AlCrss (220)反射，这里未显示]的峰而清晰可见，且估算的Cr含量为6at%。对于(200)和(220)反射，可看到峰的变宽。(Al，Cr)203相在这里作为肩出现，(Al，Cr)203肩在65. 3°最明显(这里未显示^AlCrss相在衍射图案中占支配地位，表明其在该层中的高浓度。在图8显示的所有层样品中还可以标记Al8Cr5次生相(minor phase)。发现了在24. 0° [Al8Cr5
(211)反射]和42. 2° [Al8Cr5 (411)反射]处的附加峰。如同上述，样品A和B的层对于XRD分析来说太薄。对这些样品进行了 RBS分析以获得有关组成和组成梯度的更多信息。图9a显示了用300 sccm氧流合成的样品A的RBS谱。谱中Cr信号的分离显示了组成中的梯度。为了获得合理的拟合，必须将该层模拟成具有Alh5Cra5O2^P Alh65Cra35Ou的组成的双层。用800 sccm氧流产生的样品B的信号可以用组成为Alh45Cra55C^ci的单层来拟合。比较图I和图2，可以看出Al-Cr复合靶的靶表面在电弧放电操作期间经历了转变。在通过弹性背散射电子获得的图2中，靶表面处降低的材料对比暗示了靶组分的〃混合"。它是未使用过的靶的元素分布的可见的显著改变。然而，仍存在具有不同亮度(指示不同材料组成或相)的区域。氧流的增大(图3)诱发了 Al-Cr复合靶处氧化铝岛的生长。有必要指出，对于根据表I的工艺并没有发生该岛生长，因为操作时间太短且XRD分析因而不包括岛区域。除所述岛之外，图3中的SEM图象的亮度分布还显示了与图2相似的〃表面混合"。在根据表I的更详细的实验中，在靶表面处进行的XRD分析证实了从SEM观察结果获得的定性图象。靶在DC模式中的短操作(工艺A和B)导致了 Al相向AlCrss[38.7°对应于AlCrss (111)反射，45.0°对应于AlCrss (200)反射]的强烈峰移或峰不对称性，其在图6中可见且可归于Cr含量为约2. 6at%的AlCrss。这表明电弧引发了靶表面熔融。对于78.8° [AlCrss (311)反射]和83.0° [AlCrss (222)反射] 的衍射角，在图7中也可检测到AlCrss的形成。AlCrss的形成伴随有Al4Cr和Al8Cr5的形成。然而，电弧刚引发时金属间化合物的浓度是低的。在工艺A和B中获得的几乎相同的靶表面衍射图案表明在该状态下氧气几乎没有影响。渐进的电弧分裂表明，这可能是由氧气与靶表面的初期反应导致的。这也可以通过由于吸气过程(getter process)导致的降低的分压来解释,其中如果氧气是流动而非压力控制的则所述吸气过程会更显著。对于较长的操作时间AlCrss(工艺C和D)的分数降低，且存在AlCrss峰向较小角度的轻微移动，即更低的Cr浓度。这伴随有显著的金属间化合物形成。这表明AlCrss更大程度上是向金属间化合物形成的过渡状态。显然，氧气影响AlCrss向金属间化合物的形成的转变。工艺C的祀表面显示了显著的Al8Cr5的形成且Cr相以相对强的衍射峰可见，而Al含量降低，其在较小的Al(Ill)峰可见。在更高的氧流下(工艺D)，在靶表面处铝占支配地位且金属间化合物以大致相同的强度水平存在。如果假定表面熔融，这将表明在300 sccm氧流下相比Al4Cr有更高的机率形成Al8Cr515参考二元相图[12]，Al8Cr5的液相和固相形成之间的转变在比Al4Cr高的温度下进行。如果现在试图用相图来描述靶表面处的过程(我们知道，这不是获得相图的方式，我们是在非平衡条件下使用它)，我们发现了相当简单地进行解释的方法。在无附加反应和无蒸发的情况下熔融Al (70at%) -Cr (30at%)靶的靶表面将导致假想的Al7Cr3熔体。如果这在二元相图中不存在，则可以由Al8Cr5和Al4Cr和AlCrss的假想的〃熔体混合物〃来较好地近似。如果没有反应性气体并将熔体降温，则具有最高转变温度的金属间化合物凝固。在此高温下，铝的蒸气压远高于铬，因此在降温期间铝在靶表面处的停留时间非常短而铬较长，这也反映在工艺C的XRD图案中。如果有足够的氧气与靶表面反应，则情况就改变了。这可能导致所述"熔体"的氧化，以及导致所述"氧化的"金属间化合物和金属的类似的蒸气压(工艺D)。此假说还可以解释图3中的岛形成。如果靶具有并非所有铝都消耗在用于金属间化合物或固溶体的"表面熔体"中的组成，则获得铝的分离。此元素铝在低氧分压下蒸发或者对于更高的氧气压力氧化成岛。对于存在许多相的二元物质体系，当然更可能分离且不那么容易进行阻碍。在Al-Cr材料中就是这种情形，而在Al-V材料中不是。源的脉冲操作导致电弧在靶表面上的周期性偏转。这是由脉冲频率内的固有磁场的变化引起的。氧流对以脉冲电弧放电操作的靶表面(工艺E和F)影响小。这可以由提高的反应性气体活化来解释[11]，其使得靶表面处的过程更少地依赖于氧流。各层的XRD分析(图8)显示了刚玉型Al-Cr-O固溶体的形成。对于更高的氧流，微晶尺寸增大。AlCrss相存在于所有层中。这与在电弧蒸发启动之后形成AlCrsd@ (工艺A和B的靶表面的XRD)相一致并且主要发生在界面形成期间(靶表面熔融开始)。该AlCrss显示比靶表面处的AlCrss高的Cr含量^at%)，这可能标志着蒸发的铬并入到该化合物中。Al8Cr5S在于所有层中，且在样品C中强度最高。Al4Cr相不能在所有层中被识别。对于极薄的层(样品A和B)，氧分压的影响同样可见(图9)。在较低压力下，Cr信号的梯度表明在接近界面处的更高Al浓度和在3min的电弧操作期间不断提高的Cr含量。更高的氧流导致了 Al-Cr组成在深度上的更好的一致性。对新的粉末冶金靶的靶表面和合成层的研究显示了元素靶组分向含金属间化合物和固溶体的区域的转变。此转变可被认为是由最上(uppermost)表面的熔融进行的革巴调整(conditioning)。正如上面所述,在该过程中祀表面处的相形成 大体上(mainly)与革巴组分的二元相图一致。氧分压对该调整过程有强烈影响且会改变相形成。这意味着不仅在调整期间而且在反应性气体流变化期间都在靶表面处观察到非稳态，直至达到完全"氧化的〃靶状态。这使得在高氧流下操作靶而不使沉积过程失稳的能力非常重要。在非稳态过程中，观察到固溶体或金属间化合物的并入，如同可以从所述层分析中所看出的。这可以是层设计的一部分，或者可以例如通过使用靶挡板(shutters)来抑制。通过适当选择靶的组成来影响该稳态的可能性是允许自由选择组成的粉末冶金靶的优点。其可被用作设计靶表面处的相组成的手段。氧分压如何影响靶表面处的相形成的机制还不清楚。靶处的氧化物形成伴随着降低的蒸气压将是一种解释。靶表面处的相形成和该表面的氧化如何影响合成的层的晶体结构是个很有意思的问题。在祀表面处金属间化合物的形成将导致内聚能(cohesiveenergy)的改变[13]。这可能对离子能(ion energy)和凝结能(energy of condensation)有影响。研究了由阴极电弧在粉末冶金制造的靶的靶表面处引发的转变。研究的Al-Cr靶表面经历了表面熔融过程，该过程产生了与Al-Cr的二元相图相当一致的金属间化合物和固溶体。在该靶表面调整过程中，所述金属间化合物和固溶体被并入层生长中。可以通过适当选择靶组成和通过氧分压来影响靶表面的最终稳定。在靶表面处有两个竞争过程发生⑴被电弧熔融，和(2)表面和熔体的氧化。如果氧分压没有高到足以完全氧化靶表面，则将形成根据二元相图对于液-固相具有高转变温度的金属间化合物形成，且由于在这些高温下在靶表面处减少的停留时间，低熔点材料将被还原。该高熔点的金属间化合物的形成可被用于提高内聚能和实现具有更高能量和/或离子化的蒸发材料。所述更高的能量将在凝结过程中释放和提高可用于凝结期间的晶体结构形成的能量以及形成具有最终不能由元素靶合成的晶体结构的氧化物。在靶表面的完全氧化状态，靶表面处的元素、金属间化合物和固溶体的蒸气压更多地向该氧化物的蒸气压变化。这能够暗示高熔点材料(例如Ta、Zr或任何固溶体或金属间化合物)在被熔融前可作为氧化物被蒸发。它也可以意味着低熔点材料(例如Al)将在更高温度下蒸发，因为其在作为金属蒸发之前将被氧化。由此，靶表面的氧化也可用于提高低熔点材料的内聚能。因此，对于由复合靶合成氧化物存在两种改变内聚能的方法(I)熔融靶表面并形成固溶体和金属间化合物，(2)氧化靶表面处的元素、固溶体和金属间化合物。两种作用都显示出还可用于避免靶表面处的氧化物岛生长。这是因为在该过程中可以影响靶表面处的相形成。然而，主要的成果是所述过程使得可以通过控制复合靶表面处的相形成，利用靶材料内聚能的改变来设计合成的层的晶体结构。表标题列表 表I
工艺A、B、C、D、E和F中用于Al-Cr复合靶的操作和用于样品的合成的参数。附图
标题列表 图I
标称组成为70at%Al和30at%Cr的新的(未使用过的)粉末冶金制造的Al-Cr靶的表面的SEM(背散射)图象。图2
所述Al-Cr靶表面在以下沉积过程之后获得的的SEM图象300 sccm氧流，200A DC,75min。图3
所述Al-Cr靶表面在以下沉积过程之后获得的的SEM图象800 sccm氧流，200A DC,75min。在此高氧流下靶表面显示了氧化物岛的生长。图4
标称组成为65at%Al和35at%V的Al-V靶表面在以下沉积过程之后的SEM图象1000sccm氧流,200A DC,60min。该表面显示了强烈的氧化物岛形成。图5
标称组成为85at%Al和15at%V的Al-V靶表面在以下沉积过程之后的SEM图象1000sccm氧流,200A DC,60min。祀表面上没有岛形成。图6
靶表面A、B、C、D、E和F的XRD图案(2 Θ :36° -46° )，显示了 Al (三角形)、Cr (圆)、Al4Cr (正方形)和Al8Cr5 (菱形)的存在。图7
革巴A、B、C、D、E和F的高角度XRD图案(2 Θ : 55° -85。)。标记的相Al (三角形)、Cr (圆)、Al4Cr (正方形)和Al8Cr5 (菱形)相。图8
层C、D、E和F的XRD图案，显示了 Al8Cr5 (菱形)金属间化合物、刚玉型Al-Cr-O (倒三角形)和AlCr固溶体(星形)的存在。图9
(a)以300 sccm氧流合成的样品A和(b)以800 sccm氧流合成的样品B的RBS谱对t匕。谱(a)中的Cr信号显示了 A的组成梯度。谱(b)表明B具有好得多的一致性。表I'— I— AlCr— 丽+丽—{—丽—I—丽........................Sl7Wiii......—丽I
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—B Α /Γι* (70/3D)i SW U权利要求
1.用于通过反应性阴极电弧蒸发在基材上合成层的方法，包括在电弧操作期间将复合靶表面暴露于氧反应性气体的步骤，特征在于在操作期间使用不同的氧流来改变靶材料的内聚能，借此设计合成的层的晶体结构。
2.根据权利要求I所述的方法，特征在于其包括以如此方式选择氧分压从而使其不高到足以使靶表面完全氧化的步骤，由此形成根据ニ元相图对于液-固相具有高转变温度的金属间化合物形成。
3.根据权利要求I或2所述的方法，特征在于其包括以如此方式选择氧分压从而使靶表面达到完全氧化状态的步骤，由此使得高熔点材料或任何固溶体或金属间化合物在被熔融之前被作为氧化物蒸发。
4.根据在前权利要求之一所述的方法，特征在于所述电弧蒸发在抽空至低于10_5mbar的处理室中进行。
5.根据在前权利要求之一所述的方法,特征在于在电弧蒸发期间,选择550°C的基材温度。
6.根据在前权利要求之一所述的方法,特征在于选择-60V的基材偏压。
7.根据在前权利要求之一所述的方法，特征在于电弧蒸发以DC和/或脉冲电弧电流进行。
8.根据在前权利要求之一所述的方法，特征在于用流量控制器控制所述氧流。
9.根据在前权利要求之一所述的方法，特征在于使用粉末冶金制造的靶。
10.根据在前权利要求之一所述的方法，特征在于使用Al-Cr靶，优选具有70at%Al和30at%Cr的祀组成。
11.避免电弧蒸发期间复合靶表面处的绝缘氧化铝岛生长的方法，所述靶包含铝，特征在于选择所述靶的组成以使相图指示避免了在表面熔融/骤冷过程中铝在低于1000°C下沉淀。
12.通过阴极电弧蒸发合成包括固溶体和/或金属间化合物的层的方法，特征在于根据相图通过靶的组成来调节这些固溶体和/或金属间化合物的熔点。
13.根据权利要求12所述的方法，特征在于通过所述阴极电弧蒸发期间的氧分压来调节这些固溶体和/或金属间化合物的熔点。
14.根据权利要求12和13之一所述的方法，特征在于利用复合靶的组成和阴极电弧蒸发期间的氧气压力，通过改变所述固溶体和/或金属间化合物的熔点来调节凝结能。
15.根据权利要求12所述的方法，特征在于通过氧反应性气体压力来调节靶表面处的氧化状态。
全文摘要
本申请涉及复合Al-Cr靶的反应性阴极电弧蒸发和合成的Al-Cr-O层的成核和相形成。氧分压和电弧电流的脉冲操作影响靶表面处金属间化合物相和固溶体的形成。所述三元氧化物在基材位置的成核显得在某种程度上可通过靶表面处形成的金属间化合物或固溶体来控制。由此可以通过自由选择靶组成并结合氧反应性气体的分压来诱发基材位置上的具体成核过程。其还使得可以控制在更高氧分压下偶尔出现的靶表面处的氧化物岛生长。这得到了所述层以及靶表面的X射线衍射分析的支持。
文档编号C23C14/08GK102782178SQ201180011431
公开日2012年11月14日 申请日期2011年2月10日 优先权日2010年2月28日
发明者B.维德里希, J.拉姆 申请人:欧瑞康贸易股份公司(特吕巴赫)