JP2005305632A - 精密表面処理のための研磨材およびその製造方法 - Google Patents

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Abstract

【課題】表面の精密処理に有用である研磨材が提供される。
【解決手段】この材料は担体に化学的および／または物理的結合により接合された研磨層の形態であることができ、担体は好ましくは可撓性材料、例えば、プラスチックから作られる。また、研磨材は担体を含まない遊離した研磨物質の形態であることができる。研磨材は、少なくとも８０原子％の超分散複合体の超硬ダイヤモンド様物質から成り、好ましくは炭素を含有し、そして０．１原子％以下の結合した水素および酸素を含む、真空凝縮物の形態であることができる。研磨材は好ましくは加速された電気浸蝕プラズマのパルス流から得られる。
【選択図】 図１

Description

本発明は、精密表面処理の分野、特にこのような処理において使用する研磨材、および研磨材を製造する方法に関する。
精密表面処理のための慣用の研磨材は、通常、高い硬度の材料から作られた、マイクロメートルないしサブマイクロメートルの大きさの研磨粒子から成る。研磨粒子は、通常研磨ペースト内に埋め込まれているか、または他の形態の支持体に適用されて層内に固定されている。
可撓性研磨材は、不規則な表面または形状を有する物体を効果的に磨くために使用される。このような可撓性研磨材は、研磨ベルトの表面と磨かれる物体の不規則な表面との間の緊密な接触を与えるために十分な、強さおよび可撓性特性を有する研磨ベルトの形態であることができる。
精密表面処理のために、ダイヤモンドはすべての既知の物質のうちで最高の硬度値を有するので、研磨粒子としてダイヤモンドを使用することが好ましい。不都合なことには、ダイヤモンドの結晶は製造することが非常に困難である。人工ダイヤモンドを得ることの困難性は、主として高温および高圧の加工を必要とするためである。この事実にかんがみて、表面の精密処理に適当な、新規な、高度に効率よい研磨材、ならびにこのような研磨材の製造を可能とする方法についての探索が絶えずなされてきている。
ダイヤモンド様炭素（「ＤＬＣ(diamond-like carbon) 」）は、プラズマ増強物理蒸着（ＰＶＤ）技術または化学蒸着（ＣＶＤ）技術を使用して、コーティングとして析出したアモルファス炭素材料である。これらの材料の化学的、光学的、および電気的性質を天然ダイヤモンドの性質に非常に近くすることができるので、これらの材料は「ダイヤモンド様」と呼ばれる。ダイヤモンド様は標準的技術用語となった。例えば、「Proceedings of the First International Symposium on Diamond and Diamond-like Films、The Electrochemical Society、Vol.８９−１２（１９８９）」を参照されたい。
粒子、表面、および繊維の上にダイヤモンド様炭素の皮膜をコーティングする多数の方法が知られている。例えば、気相プラズマスプレー、電子サイクロトロン／磁場促進化学蒸着（「ＣＶＤ」）、および他のＣＶＤ法などがある。すべてのＣＶＤ法に対する共通の欠点は、それらは一般に非効率的であり、マイクロ波を加えながら減圧下に実施しなくてはならなず、そしてコーティングすべき表面は少なくとも２００〜４００℃の温度に耐えることができなくてはならないということである。より重要なことには、ＣＶＤ法により生成する皮膜は十分な数のＣ−Ｈ結合を有するダイヤモンド様微小構造を生ずる。この理由で、これらの方法により形成された材料はしばしば「水素化ダイヤモンド様炭素」または「ＨＤＬＣ」と呼ばれる。ＨＤＬＣでコーティングされた研磨粒子を混入することによって作られた物品は、ＨＤＬＣでコーティングされた高いコストの糸様繊維を使用しないかぎり、ほとんどの目的に対して十分に可撓性ではない。高価でなくかつより可撓性な物品をＣＶＤの変法により作ることができるが、なお不所望のＨＤＬＣの生成をもたらす。
ＨＤＬＣの薄い皮膜は誘電体または半導体であり、従って静電気を蓄積するので望ましくない。この性質はいずれの研磨作用に対しても有害である。なぜなら、ほこりおよび他の粒子が研磨材の表面に蓄積・付着するからである。ＨＤＬＣの薄い皮膜の中の水素の存在は、また、皮膜の硬度を制限する。
ダイヤモンド様炭素（「ＤＬＣ」）皮膜を析出する物理蒸着（「ＰＶＤ」）法は知られている。特開平２−２６６９２６号公報は、プラスチック支持体上に析出したＰＶＤ層から形成された研磨テープを記載している。この方法の欠点は、この方法がＨＤＬＣについて得られるものを超える微小硬度を有する研磨層を生成することができないことである。
イオンビームから炭素イオンを堆積する、イオンビームの超高真空法が知られている。このような技術は高い硬度の炭化物種の皮膜を生成するが、超高真空を必要とし、低い効率を有し、そして技術的に複雑である。
ＤＬＣを含む、種々の材料の蒸着を得るいっそう簡単な方法が、この分野において知られている。この方法は、高度にイオン化した炭素のプラズマを発生させ、そしてプラズマの一部分を支持体表面上に周期的に析出することから成る。これらの部分は、約１．３３×１０-4Ｐａ（約１０-6トール）の残留ガスの圧力下に、真空の中でグラファイトをパルスのレーザーで蒸発させ、引き続いて真空電気アーク放電によりプラズマの形成を増強することによって得られる。（参照、H.J.ScheibeおよびP.Siemroth、¨Film Deposition by Laser-Induced Vacuum Arc Evaoporation、¨in IEEE Transactions on Plasma Science、Vol.１８、No.６、Ｄｅｃ．１９９０、９１７−９２２）。
前述のパルス型法の堆積は短時間の特質を有するために、低い熱破壊温度を有する支持体、例えば、プラスチック支持体の上に蒸着物を得ることができようになった。しかしながら、これらの蒸着物は一般に望ましくない誘電性を示す（参照、Ｊ．Krishnaswani、et al.、¨Laser and Enhanced Deposition of Diamond and Diamond-Like Films by Physical and Chemical Vapor Deposition Technique、¨in SPITE、vol.1190、Laser-Optical Processing og Electric Materials、１９８９、ｐ．１０９−１１７）。
前述のパルス法に関連する他の欠点はレーザーの高いコスト、グラファイトのパルス−レーザー蒸発を使用する真空−アーク放電の励起の不安定性、および真空室の中へのレーザー輻射の導入のために使用する窓の急速な汚れ付着(dusting-over)である。最後の影響は、この方法を高速で実施しているとき、特に顕著である。
陰極アーク法は、また、真空アークまたは電磁浸蝕プラズマ加速器として知られており、スパッターまたはレーザーアブレーション法より硬いＤＬＣコーティングを生成ことが知られている。約５０アンペアより大きい、十分に高い電流が電極間を流れるとき、この放電は真空の環境の中で起こる。放電がいったん開始されると、陰極からの電流は陰極表面上の、約１０μｍ（約１０ミクロン）であると推定される、アークスポットと呼ばれる小さいスポットを通過する。１０6 アンペア／ｃｍ2を超える例外的な電流密度は、イオンおよび大きい粒子の流れをアークスポットから放出させる。生成するイオンの分率は非常に高く、そして融点がより高い陰極についてより高く、例えば、炭素放電は９０〜９５％を超えるイオン分率を有する。
真空または陰極のアーク放電は、しばしば電流制御モードで作動する、ＤＣ電力供給によるか、または帯電したコンデンサバンクから、電力を受けることができる。後者はしばしばパルス陰極（または真空）アーク放電または電磁浸蝕プラズマ加速器と呼ばれる。
アーク放電を開始するいくつかの法があり、機械的「ストライカー」を使用して、溶接機のように、アークをストライクすることができるか、またはいくつかの異なるタイプの二次放電（例えば、スパーク、ピコファラドのガスプラズマ、または薄い皮膜のアブレーション）を電極間領域に導くことができる。
炭素陰極のアーク放電の高いイオン分率は、この方法を超硬質で非水素化のＤＬＣコーティングを生成するための理想的方法とする。
米国特許第５０７５８４８号明細書は、高電流真空電気アークに基づいて作動する、周期的に発生するパルスの電磁浸蝕プラズマ加速器により、プラズマ流れからのコーティングを堆積する方法を記載している。この方法は、支持体を析出室内に配置し、この室を排気し、次いで開始プラズマの部分（投与量）を加速器の電極ギャップの中に注入することから成る。問題のプラズマ部分の各々は、消耗電極とファイヤリング電極との間にファイヤリングパルスを通すことによって得られる。ファイヤリング電極は消耗電極内に位置し、そしてそれらの２つの間にギャップが形成するような法で設置される。操作において、ギャップをまず電気的に破壊し、次いで消耗電極のプラズマ形成表面から放射されている電気浸蝕プラズマの中で、高い電流の真空電気アーク放電を励起しなくてはならない。この方法は、加速器により沈殿される物質の加速された電気浸蝕プラズマのパルス流れを発生させる。プラズマの流れは支持体の表面に向けられ、発生したプラズマ流の堆積により支持体表面上に凝縮物を生成する。
このような方法によると、支持体表面が凝縮の間に低温に維持された場合でさえ、すぐれた接着を有するＤＬＣを包含する、種々の材料の薄い皮膜の蒸着物を得ることができる。しかしながら、パルス流の分離は、この方法において、プラズマ加速器の電極ギャップと直列に接続された直線ソレノイドを使用して実施され、十分に有効であるように思われない。更に、極端に高いパルス圧（５〜１０Ｖ以上）を浸蝕電極とファイヤリング電極との間の真空ギャップに加えて、開始プラズマの各部分を得なくてはならない。このプロセスの間に、発生した電気浸蝕プラズマの流れは、極端に高いエネルギーを有するかなりの数の粒子を受取る。これは多数の真空凝縮物、特に薄いＤＬＣ皮膜に対して非常に望ましくない。最後に、前述の真空ギャップの周期的高電圧破壊はむしろ複雑化した技術的問題を構成する。このような方法は低い信頼性と低い安定性により特徴づけられる。
前述の理由のすべてのために、高い品質の真空凝縮物、特に炭素の大量生産が望ましい。凝縮物の組成および微小構造ならびに他の特性の高いレベルの再現性を得ることは非常に望ましい。前述の方法は、真空において、ＤＬＣを包含する種々の材料のコーティングの適用を可能とするが、炭素を基本にする研磨材の製造にまだ不適当である。
本発明の目的は、種々の材料から作られた物体に適用可能であり、そして種々の用途に一般的に適する、高い研磨能力により特徴づけられる、好ましくは炭素を基本にする、超硬研磨材を提供することである。本発明の他の目的は、遊離研磨材の形態で、かつ可撓性または剛性の担体に取り付けられた結合した研磨物質として、前述の研磨材の製造をを可能とすることである。なお、本発明の他の目的は、低い表面電気抵抗をもつ、炭素を基本にする超硬研磨材を提供することである。他の目的は、パルス型電気浸蝕プラズマ加速器を使用して、炭素を基本にする真空凝縮物の研磨材を形成する、改良された、高度に信頼性のある効率よい方法を提供することである。本発明の目的は、研磨材の特性の再現性を保証しかつ熱破壊温度の低い担体の使用を可能とする方法で、この方法を提供することである。
本発明の他の目的は、連続的真空蒸着の従来の方法により得られるものより優れた特性を有しかつ対応して優れた品質を有する、好ましくは炭素を基本にする、超硬真空凝縮物を含んでなる研磨材の工業的規模の生産を可能とする方法を提供することである。
表面の精密処理に有用な研磨材が提案される。この材料は、化学的および／または物理的結合により担体(carrier)に結合された研磨層の形態であることができ、担体は好ましくは可撓性材料、例えば、プラスチックから形成される。また、研磨材は担体を含まない遊離研磨材の形態であることができる。また、研磨材は担体を含まない遊離の研磨材料の形態であることができる。この研磨材は、少なくとも８０原子％の超分散(ultradispersed)（高度分散）複合材料超硬ダイヤモンド様物質(diamond-like substance)から成り、好ましくは炭素を含有し、水素と酸素は０．１原子％以下である、炭素を基本にする超硬真空凝縮物の形態であることができる。研磨材は、好ましくは、加速電気浸蝕プラズマ(accelerated electroerosive plasma)のパルス流から得られる。
本発明の研磨材において、前述のダイヤモンド様物質は、金属、好ましくは希土類金属および／または高融点材料を含有することができる。ある態様において、ダイヤモンド様物質の中の金属の量は２０原子％までであることができる。研磨材が担体に結合されている態様において、真空凝縮物は好ましくは前もって決定した表面パターンまたはテキスチャー(texture) を有する。研磨材を担体なしで、例えば、遊離粉末様研磨材として使用する態様において、真空凝縮物は凝縮物の厚さに実質的に等しい横方向寸法を有し、そして横方向寸法より約３〜７倍、好ましくは約５倍大きい、縦方向寸法を有する、実質的に等しい厚さの板様粒子を含んでなることができる。
本発明は、また、研磨材の製造方法を提供する。この方法の１つの態様は、下記の工程を含んでなり、即ち、支持体(substrate) を堆積室内に配置し、堆積室を排気し、パルス化された陰極アークプラズマ加速器の１組の一次電極の間において炭素陰極アークプラズマ放電を開始して炭素プラズマを形成し（前記一次電極の一方は消耗(consumable)炭素電極である）、前記炭素プラズマを支持体表面に導くことによってダイヤモンド様炭素のコーティングを堆積させ、そして所望の厚さが達成された後、前記プロセスを停止する。
好ましい態様において、炭素電極の材料は脱ガスに供され、そして堆積室が前もって決定した圧力に安定化されている時間の中で、電極の表面は追加の真空電気アーク放電の適用により精製される。このプロセスの間、発生した電気浸蝕プラズマは担体との相互作用を防止される。
真空凝縮物は、他の物質、好ましくは金属、特に希土類金属および／または高融点金属を堆積させながら、形成することができる。本願において用語「高融点」は１０００℃より高いことを意味する。必要に応じて、個々の自己含有プラズマ加速器により、異なる物質のプラズマ流を発生させる。
好ましい態様において、凝縮物表面をイオンまたはプラズマの流れで衝撃し、好ましくはこのような処理は電気浸蝕プラズマのパルス流の発生の間の間隔の間にパルスのモードで実施する。この処理は、表面状態を変更することによって真空凝縮物の接着を改良する。本発明の真空凝縮物の研磨材を担体上に形成すべき場合、真空凝縮物は好ましくは前もって決定した表面テキスチャーを有する表面上に堆積される。本発明の真空凝縮物の研磨材を粒子の形態で形成すべき場合、真空凝縮物は担体から分離される。この場合において、担体は好ましくは抗接着下地層でコーティングする。
本発明の真空凝縮物の研磨材、好ましくはダイヤモンド様炭素を基本にする真空凝縮物は、加速された電気浸蝕プラズマのパルス流から得られる。本明細書おいて使用するとき、「ダイヤモンド様炭素を基本にする」は８０原子％またはそれ以上のダイヤモンド様炭素物質を含有する材料をいう。この真空凝縮物は、表面の精密処理に適当なきわめてすぐれた研磨材料として機能する。本明細書おいて使用するとき、「研磨(polishing) 」は表面の不規則性を除去することを意味する。本発明の真空凝縮物の所望の特性は、好ましくは炭素の、加速された電気浸蝕プラズマのパルス流を真空において堆積し、これにより炭素から本質的に成り、そして約２．７〜３．５ｇ／ｃｍ3の範囲内の密度を有する、超分散超硬ダイヤモンド様物質を形成する結果である。本発明の真空凝縮物は、準アモルファス相の中に分散した超微小クリスタライト（約０．５〜２５ｎｍの範囲の寸法を有する）の複合体を含んでなり、結晶質相と準アモルファス相との間の示差的境界は存在しないという他の属性を有する。
本明細書おいて、用語「超硬」は、サブμｍ（サブミクロン）の押込試験を行うことができる硬度テスターを使用して測定したとき、５０００ｋｇ／ｍｍ2以上を有する材料をいう。このようなテスターは、ミニロード（Miniload）２（ドイツ製）、ＰＭＴ−３（ロシア製）、およびナノインデンター（Nanoindenter）（米国製）を包含する。本願において取り入れた測定は、ミニロード（Miniload）２またはＰＭＴ−３を使用して行った。支持体が測定に影響を与える程度を最小するために、インデンターの侵入がコーティング厚さの１／３を超えないように、加える荷重を低く保持する。
本発明において使用された硬度のデータは、下記の手順を使用して得られた。各表面が同等の堆積条件に暴露されるような方法で、ポリマーの支持体に近接して配置した硬いＷＣ支持体上に、コーティングを堆積させた。次いで、ピラミッド形ダイヤモンドインデンターを使用して、１００〜２００ｇの間の荷重を加えた。押込(indent)のサイズは光学顕微鏡下に見ることによって測定した。次いで、方程式Ｈ＝Ｆ／Ａ（ここでＦは力であり、そしてＡは面積である）を使用して、硬度を計算した。
本発明の炭素を基本にする真空凝縮物の形成が高い純度のグラファイトの加速された電気浸蝕プラズマ(electroerosive plasma)のパルス流から生ずる場合、得られた超分散複合体の超硬ダイヤモンド様物質は、水素および酸素を事実上を含まないダイヤモンド様炭素を含んでなる。水素を含まないために、この物質は複合的なダイヤモンド様材料、例えば、水素化ダイヤモンド様炭素（例えば、ＨＤＬＣ）の多数の欠点に悩まされない。後者の材料は、かなりの量の、一般に１０〜６０原子％の範囲の水素を含有する。
加速された電気浸蝕プラズマのパルス流から炭素を基本にする真空凝縮物が形成する間に得られる、超分散複合体の超硬ダイヤモンド様物質は、操作条件および最終組成に依存して、広い範囲の微小硬度および比電気抵抗を有する。これらの特性は、電子原子価核上の電子のｓｐ３、ｓｐ２、およびｓｐ状態を有する炭素原子の定量的比の変動により条件づけられる。ｓｐ３結合（ダイヤモンドに典型的である）およびｓｐ結合（炭化物(carbyne)）に典型的である）をもつ原子の優勢は、本発明の高い純度の超分散複合体の超硬ダイヤモンド様炭素において微小硬度の高い値を達成するための基礎をつくる。詳しくは、材料がかなりの量のｓｐ３結合を含有する場合、極端に高い微小硬度および十分に低い比表面電気抵抗を有する薄肉の構造体を形成することができる。
高品質の研磨材について好ましい、微小硬度および電気表面抵抗の値は、２０％以下の原子がｓｐ２結合を形成し、そして４０％以下がｓｐ結合を形成するときに得られる。好ましくは、超分散複合体の超硬ダイヤモンド様物質について、ｓｐ２結合を有する原子の数は絶対最小値に保持すべきである。ｓｐ２結合の量は追加のイオンまたはプラズマの処理を利用して調節することができる。このような追加の処理は、好ましくは堆積する物質の加速された浸蝕プラズマのパルス流の発生の間の間隔の間に、パルスモードで実施することが好ましい。
プラズマの(plasmon) エネルギーは、固体の中の電子の集団運動を励起するために要求されるエネルギーである。要求されるエネルギーの量は、原子密度に比例する固体の非局存化電子密度に比例する。プラズマのエネルギーはｓｐ３／ｓｐ２結合の比に比例する。更に、実験の証拠は、ダイヤモンド様の物理的性質が高いプラズマのエネルギーと相関すること示した。すなわち、プラズマのエネルギーがグラファイトの値、２５ｅＶ、を超えて増加し、ダイヤモンドの値、３３ｅＶ、に近づくにつれて、問題の材料の物理的性質はいっそうダイヤモンド様となる。
非水素化ＤＬＣについてのプラズマのエネルギーは、ｓｐ３／ｓｐ２結合の比に依存して、２６ｅＶから３２ｅＶに変化する。水素化ＤＬＣについてのプラズマのエネルギーは、水素濃度に依存して、２１ｅＶから約２４ｅＶに変化する。
電子技術、例えば、透過型電子顕微鏡検査（ＴＥＭ）、ＥＳＣＡ、紫外線光電子放出、および電子反射を使用して、プラズマのエネルギーを測定することができる。これらの技術からプラズマのエネルギーを決定する方法は非常に類似する。電子エネルギー分布における２つのピークは、一次および二次のピークとして識別される。二次ピークは、一次電子からエネルギーを損失し、そしてプラズマを形成した電子を表す。プラズマのエネルギーは、これらの２つのピークの間のエネルギー差を測定することによって決定される。
本発明の真空凝縮物は、堆積条件に依存して、炭素から本質的に成り、ビッカース目盛りで７０００ｋｇ／ｍｍ2以上の微小硬度および約１０5、１０6、１０7、１０8、および１０9オームの範囲の表面抵抗を有する。微小硬度の上記の値は、ＨＤＬＣについての微小硬度の最大値を大きく超える（一般に、最大値は４５００〜５５００ｋｇ／ｍｍ2の範囲である）。（参照、特開平２−２６６９２６号公報）。真空凝縮物の形成の間に、炭素を基本にする超分散複合体の超硬ダイヤモンド様炭素の構造物の中に、少量（９原子％まで）の金属、好ましくは希土類金属（例えば、ホルミウム、エルビウム、イッテルビウム、イットリウム、ジスプロシウム、ガドリニウム）および／または高融点の金属（例えば、クロム、モリブデン、タングステン、チタン、ジルコニウム）、ならびにニッケルを導入すると、この物質の微小硬度に対する感知しうる影響は発揮されないと同時に、比電気抵抗の値が更に減少する。
金属を真空凝縮物を形成するために使用するプロセスの中に導入するとき、生ずる材料の中の金属は金属−金属または金属−炭素の化学的結合を形成することができる。固体の状態において、金属は金属−金属結合を形成するそれらの電子を共有し、ダイヤモンドの中の原子は炭素−炭素の共有結合を形成し、そして炭化物において、金属と炭素原子は電子を共有しそしてハイブリッド金属−炭素結合を形成する。電子の共有は他の電子の結合エネルギーを変更し、この結合エネルギーは化学分析用の電子分光分析（ＥＳＣＡ）の周知の技術を使用して測定することができる。
更に、本発明の真空凝縮物(vacuum condensate)の形成の間の１種または２種以上の前述の金属の存在は、ダイヤモンドのそれに対する微小硬度を有する物質の薄い皮膜層の核化および成長を増強し、そしてこの物質の中の応力のレベルを減少し、これにより担体に対する凝縮物の結合を高める。
金属含量が１０原子％を超えるとき、ｓｐ３超構造(superstructure)をもつ超分散複合体の超硬物質の形成は好適さに劣り、鋭く減少する。好ましくは、本発明の超分散複合体の超硬ダイヤモンド様物質の原子は炭素を基本にする真空凝縮物の組成物の中に含まれる原子の合計数の８０％以上を構成する。残りの原子は高い硬度の、好ましくは比電気抵抗のより低い値をもつ、物質および／または構造物を形成することが好ましい。これは、例えば、前述のダイヤモンド様物質がその中に分散した準アモルファス炭素質マトリックス構造であることができる。この特質の真空凝縮物の複合体は、１０6〜１０2オームの範囲内の表面電気抵抗の値に容易に到達することができ、微小硬度は６５００ｋｇ／ｍｍ2以上である。本発明の炭素を基本にする真空凝縮物が８０原子％より少ない超分散複合体のダイヤモンド様物質を含有する場合、凝縮物の微小硬度は鋭く減少する。
他の態様において、本発明の真空凝縮物は前述の金属を２０原子％までの量で含有することができる。１部の金属を超分散複合体の超硬ダイヤモンド様物質の組成物の中に含めることができ、そして他の部をマトリックス構造の組成物の中に含めることができる。この場合において、前もって決定した量の金属が有利である、すなわち、凝縮物組成物の中の他の元素との化学結合をもたないように、真空凝縮物を形成することが好ましい。この態様において、５０００ｋｇ／ｍｍ2より大きいビッカース微小硬度およびより低い値の表面電気抵抗を有する、炭素を基本にする真空凝縮物を得ることができる。好ましくは、真空凝縮物は薄い皮膜の、不均質な、層状系を含んでなる。この型の真空凝縮物は、担体表面上に直接堆積するか、または中間層を介在して堆積することができる。凝縮物が中間層を介在して堆積される場合、上記に列挙した希土類金属を使用して中間層を形成することが好ましい。本発明の炭素を基本にする真空凝縮物の中に２０原子％を超える量で金属を導入ことは、微小硬度を上で示した高いレベルに維持するために好適ではない。
担体を本発明の真空凝縮物とともに使用する場合、好ましくは担体の表面テキスチャー(texture)は約０．０２〜２．０マイクロメートルの高さの範囲の不規則性のランダム分布により特徴づけられる。この形態のコーティングされた担体は、きわめてすぐれた研磨容量を有し、そして高い品質の研磨の実施を可能とする。種々の材料を使用して担体を形成することができるが、好ましくは担体はプラスチックフィルム、例えば、ポリエチレン、ポリアミド、ポリカーボネート、ポリアクリレートまたはポリエチレンテレフタレートのフィルムから作られる。プラスチックフィルムを担体として使用することができるばかりでなく、かつまた硬質支持体および可撓性支持体を他の材料から作ることができる。「可撓性」の用語はしなやかなまたは順応性の支持体をいう。この方法において、種々の型の支持体ホルダーおよびそれらの動きのそれぞれのメカニズムを使用することができる。最後に、担体を含まない本発明の研磨材は担体を形成しそして使用することができそして、このような研磨材は、約０．０２〜４．０マイクロメートルで容易に変化させることができる凝縮物の厚さが与えられた場合、凝縮物の厚さに実質的に等しい横方向寸法を有し、そして横方向寸法より約５倍大きい、縦方向寸法を有する、実質的に等しい厚さの板様粒子の形態の、高い硬度の真空凝縮物を含んでなることができる。この遊離研磨材は、寸法により粒子の特別の分離を必要とせず、そして乾式研磨のために独立に、ならびに湿式研磨のために種々の研磨ペーストおよび懸濁液と組み合わせて、使用することができる、高度に効率よい粉末状研磨材を含んでなることができる。
本発明の研磨材の製造方法は、好ましくは、６．６７×１０-3〜６．６７×１０-5Ｐａ（５×１０-5〜５×１０-7トール）の残留圧に予備的排気を実施した堆積室の中で実施される。残留ガスの圧力が６．６７×１０-3Ｐａ（５×１０-5トール）を超える場合、水素および酸素に関する真空凝縮物の所望の純度を達成することは困難であり、こうして凝縮物の所望の研磨特性の達成を困難とする。堆積室が１．３３×１０-5Ｐａ（１０-7トール）より低い残留圧に排気される場合、それは凝縮物の研磨特性の有意の改良を生成しないであろう。
本発明に必要な材料のプラズマを開始する高い密度得るために、ファイヤリング(firing)−電流パルスを少なくとも１つの消耗電極の局存化接触を通して流す。接触は薄い皮膜の導電体を含んでなり、この導電体はアイソレーターの表面に適用されておりそしてファイヤリング電極と接触している。この方法は、エネルギー消費を最小にして、数ジュール程度の真空電気アーク放電の加速器における、十分に高い励起効率を提供する。
２台以上の加速器を使用する態様において、主要な浸蝕電極(main eroding electrode)の上に真空電気アーク放電の非接触励起を提供することができる。これは、問題の電極がグラファイトであるとき、特に重要である。この場合において、基本(basic) 電極および補助(auxiliary) 電極の２つの消耗(consumable)電極が存在する。消耗電極上の局存化接触の位置を変化させることによって、例えば、来るパルスファイヤリング電流が流れる前に、アイソレーターをローリングすることによって、加速器の電極ギャップの体積の上において、開始プラズマの信頼すべき、律動的放出、ならびにその高い均一性、を得ることができる。これは電気アーク放電の励起の信頼性を増加すると同時に、浸蝕電極の消耗をいっそう均一にする。
好ましい態様において、ファイヤリング電流パルスの電圧増幅Ｖｆは７５０Ｖ超えず、そして加速器の電極の電圧増幅Ｖａは１００〜５００Ｖの範囲内に維持される。これらの条件は、０．９５より大きい確率で真空電気アーク放電の励起の発生を促進し、これにより本発明の超分散複合体の超硬ダイヤモンド様物質の核化および成長のレベル、ならびに全体として真空凝縮物のそれを最適にする。電気アーク放電の励起の確率(probability)が０．９５より低い場合、このプロセスの再現性は鋭く低下する。ファイヤリング電流パルスの電圧の増幅値Ｖｆが７５０Ｖを超える場合、電気浸蝕プラズマの流れは望ましくないほどに高いレベルのエネルギーをもつ粒子を受け取り始める。加速器の電極の電圧の増幅値Ｖａが１００Ｖより低い場合、放電の励起の信頼性は影響を受け、担体に対する本発明の凝縮物の接着は障害されるようになる。Ｖａが５００Ｖより大きいとき、ダイヤモンド様物質がグラファイト化する傾向が存在する。真空アーク放電の励起のための最良の条件は、Ｖａが２００〜４００Ｖの電圧の範囲内にあることである。事実、Ｖａ＝２００Ｖにおいて、グラファイト電極をもつプラズマ加速器における放電の励起の確率は０．９９６に等しく、モリブデン陰極ではそれは０．９９０であり、チタン陰極ではそれは０．９９４であり、クロムおよびイットリウムの陰極ではそれは０．９９９に近づく。
ファイヤリング電流パルスの増幅は、消耗電極のプラズマ形成物質上の真空アーク放電の１つのマイクロスポットの形成のために要求される電流よりも、少なくとも２倍大きいことが好ましい。その最大値は３００〜９００Ａの間にあることが好ましく、より高い値は高い融点のプラズマ形成物質に相当する。真空電気アーク放電の電流の増幅は好ましくはファイヤリング電流パルスの増幅を超えるが、１０ｋＡを超えるべきではない。典型的には、パルス真空電気アーク放電は複数のマイクロスポットにより特徴づけられるが、これは要求されないか、または必ずしも好ましくはない。
個々のマイクロスポットは、電気放電の電流により誘導される磁場の発生のために、互いに相互に反発する。したがって、個々のマイクロスポットは互いにからほぼ等しい距離に絶えず維持される。したがって、浸蝕電極のプラズマ形成表面のかなりの区域をカバーするが、これらのマイクロスポットはこれらの表面の上を極端に高い速度で動く。したがって、１０-3秒までの時間間隔を有する、パルス放電間に、これらのマイクロスポットは浸蝕電極のプラズマ形成表面の横方向の寸法に匹敵する距離をカバーするために十分である。これはプラズマ形成表面の浸蝕の均一性の改良に寄与する追加の因子を構成する。この因子は、また、浸蝕電極の表面層における過熱を実質的に排除し、これによりこのような過熱により引き起こされる微小粒子の放出を抑制することを促進する。
電気放電の期間が１０-3秒を超える場合、浸蝕のプラズマ形成表面は過熱し始め、微小粒子の放出を増加することがある。これは、また、凝縮表面上の望ましくない極端に高い温度のエクスカーションの出現に導き、これにより真空凝縮物の品質にマイナスの影響を及ぼすことがある。したがって、電気アーク放電は５×１０-4秒を超えない時間間隔内に維持することが好ましい。
各電気アーク放電の最小の可能な期間は、浸蝕電極の物質および放電回路の全体のインピーダンス、ならびにプラズマ発生間に使用するプラズマ加速器の型に依存する。好ましくは、期間は２０〜５０マイクロセカンドの範囲であり、より低い値は金属の消耗電極に対応する。
パルス真空電気アーク放電の電流が１０ｋＡを超えるようにさせると、マイクロスポットの区域におけるプラズマ形成表面からの微小粒子の分離に対する電磁力の増加の効果のために、一般に微小粒子の放出が増加するようになる。しかしながら、外部の磁場の導入により、開始プラズマの注入を制御することができる。これは、マイクロスポットの位置の変化と同期的に、前述の磁場の変位時における、浸蝕電極のプラズマ形成表面に対する外部の磁場の効果の結果である。好ましくは、外部磁場の誘導場は所定の表面に対して平行であり、そして局存化接触の区域においてその最大を有する。また、この同一の磁場を使用して浸蝕電極のプラズマ形成表面の浸蝕を制御することができる。なぜなら、この浸蝕は、開始プラズマと、より弱い磁場の区域における各放電を使用する得られる電気浸蝕プラズマとの方向をもった動きを生ずるからである。したがって、電気アーク放電のマイクロスポットの運動方向を決定し、そして補助的に浸蝕電極のプラズマ形成表面にわたるマイクロスポットの運動速度を増加することができるようになる。この作用はプラズマの反磁性の現象から生じ、ならびに磁場との相互作用のために所定の表面上で電流がシフトし、磁場の力の線がこの表面に対して平行であるという事実により生ずる。（注：局存化接触の区域において開始プラズマを通して、次いでマイクロスポットの区域におけるプラズマ形成表面上の電気アーク放電それ自体によりつくられた電気浸蝕プラズマを通して、外部の磁場に対して垂直の方向に電流は流れる。）これらの結果の組み合わせは、消耗電極のプラズマ形成表面の極端に均一な浸蝕の保証を促進し、ならびに強力な真空凝縮物の研磨特性の高い再現性を得ることを可能とする。
消耗電極のプラズマ形成表面の均一な浸蝕を達成することは、消耗電極を多孔質粒状物質から作るとき、特に重要である。引き続いて、このプロセスにおいて起こる微小粒子の放出の抑制は、電気浸蝕プラズマの発生した流れを直接堆積させることによって、高い品質の凝縮物を得ることを可能とする。
１台以上のプラズマ加速器を使用して、単一の堆積した物質（例えば、グラファイト）、またはいくつかの物質（例えば、グラファイトおよび金属）の加速された電気浸蝕プラズマのパルス流を発生させることは、真空凝縮物の組成の変更を可能とする。したがって、特定の研磨プロフィル、例えば、種々の微小硬度および電気抵抗、をもつ真空凝縮物を形成することができる。
本発明の好ましい態様において、好ましくは各加速器が異なる材料から作られた消耗電極を含有する、２台以上の加速器を使用する。これにより、真空凝縮物の組成、微小構造、および他の特性をいっそう容易にコントロールすることができる。少なくとも１つの加速器が金属の電気浸蝕プラズマの高い純度の流れの発生を可能とすることが好ましい。この型の加速器はいくつかの補助的機能、例えば、下地層の堆積をしばしば満足する。
各々０．１原子％より少ない量の水素および酸素の含量を有する本発明の真空凝縮物を得るために、加速された電気浸蝕プラズマの発生するパルス流の発生頻度は１Ｈｚより大きく、プラズマの各堆積層の密度（Ｎｐ）／残留ガスの中の粒子の密度（Ｎｇ）の比は１００／１より大きいことが好ましい。Ｎｐ／Ｎｇが１００より小さい場合、真空凝縮物の成長する層は残留ガスの雰囲気から増加した量の水素および酸素を捕捉するであろう。Ｎｐ／Ｎｇ比の値は高いほどいっそう優れる。しかしながら、この比の最大の可能な値は、担体についての熱の最大の許容可能な統合された流れにより、常に制限され、この熱の流れはプラズマにより凝縮表面にもたらされる。
発生するプラズマ流の発生頻度が１Ｈｚより低いとき、過剰量の残留ガス（１単層まで）は凝縮物表面上に吸着されるために十分な時間を有する。これは６．６７×１０-5Ｐａ（５×１０-7トール）の圧力において十分に起こることができる。次いで、これらの過剰の残留ガスは前プラズマ状物質により排除することができ、この前プラズマ状物質は各発生するプラズマ流の前面に常に存在し、そして凝縮物表面の低い強度のエッチング（クリーニング）のためにのみ十分である量のプラズマ粒子のエネルギーおよびこのような粒子の品質を有する。
消耗電極の材料が脱気に付され、そして堆積室が前もって決定した圧力に安定化されている期間の中で、追加の真空電気アーク放電を加えることによって、電極表面が精製される場合、本発明の真空凝縮物の品質を改良することができる。このような操作は通常１分以上を必要としない。前述の時間間隔の間に、担体表面への電気発生電気浸蝕プラズマのアクセスは、例えば、可動ゲートの使用により防止される。
本発明の真空凝縮物の形成の間における第２材料、好ましくは希土類金属または高融点金属またはニッケルの堆積は、形成核化を強化する。これにより、真空凝縮物はよりすぐれた結合を有しかつ極端に低い表面電気抵抗値を有する、応力の少ない状態で得られる。自己含有プラズマ加速器による異なる物質の独立にプラズマ流の発生および堆積は、また、各物質の高度の投与の精度を保証し、そして本発明の真空凝縮物の厳格に特定された組成を得ることを可能とする。研磨容量が増加した研磨材の製造を必要とする場合に、真空凝縮物の表面上の前もって決定したテキスチャーの形成は推奨される。所望のテキスチャーは、例えば、適当な物質の電気浸蝕プラズマ流を堆積することによって得られる金属または合金の「島様(island-like) 」金属皮膜を成長させることによって生成することができる。
他の態様において、本発明の真空凝縮物は担体から分離される。好ましくは、これは溶解可能な担体を製造することによって、例えば、圧縮した塩から担体を形成し、そして所望ならば担体を水の中に単に溶解することによって達成される。特定の形成条件下に、生ずる真空凝縮物を振動により担体から機械的に分離し、これにより粉末様研磨材を形成することができる。真空凝縮物が抗接着下地層を使用して担体上に形成されるとき、後者の方法は特に有効である。実質的に下地層は種々の有機物質の薄いフィルム、例えば、ラングムイアー（Langmuir）フィルムから形成することができる。
添付図面および特定の態様を参照して、本発明を更に説明する。
図１は、本発明による真空凝縮物の製造に有用な装置の概略図である。堆積室１０は排気開口１２から排気することができ、そして種々の補助操作、例えば、装填および排出のためのドア１４を有する。堆積室１０は、ロール１８ａ−１８ｂの形態の担体１６を含有する。ロール１８ａ−１８ｂは、冷却ドラム２２の上をローラー２０ａまたはローラー２０ｂの使用により、１方向または他のダイクロイックに巻戻すことができる。担体１６は好ましくは約１０〜１００マイクロメートルの範囲の厚さと、約２２０マイクロメートルより小さい幅を有する。好ましくは、担体は前述したようにプラスチック材料から作ることができる。巻戻し速度は約０．６〜６ｃｍ／秒の間で変化させることができる。
堆積室１０は、冷陰極２８を有する少なくとも１つのイオン源２６を装備する。図１に示す態様は、２つのパルス電磁電気浸蝕プラズマ加速器３０ａおよび３０ｂを有し、これらの加速器は高い電流の真空電気アーク放電に基づいて作動する。イオン源２６はイオン流２４を発生し、そして主としてイオンクリーニングのために、担体１６の表面のイオン処理を意図する。好ましくは、イオン流２４は不活性ガス、例えば、アルゴンの流れである。
各プラズマ加速器３０ａおよび３０ｂはパルスグロー３２ａおよび３２ｂを発生することを意図し、これらのグローは担体１６の表面に向けられ、そして真空凝縮物の薄い層をその上に形成するために、担体１６の表面上に堆積すべき物質の少なくとも１つの加速された電気浸蝕プラズマ流を含んでなる。加速器３０ａおよび３０ｂの消耗電極３４ａおよび３４ｂのプラズマ表面の浸蝕の結果として、電気浸蝕プラズマは得られる。イオン流２４およびプラズマ流３２ａおよび３２ｂを堆積室１０の中に導入するための室の開口は、可動ゲート（図示せず）の使用によりブロックすることができる。
好ましい態様において、１つのプラズマ加速器を使用して、炭素（グラファイト）の加速された電気浸蝕プラズマのパルス流、または炭素および金属（好ましくは希土類金属および／または高融点金属）を含有する電気浸蝕プラズマのパルス流を発生させるが、金属単独の加速された電気浸蝕プラズマのパルス流を発生させるために他のプラズマ加速器が設計される。
図２ａおよび図３は、加速器の１つの態様の断面図である。示すように、各加速器少なくとも２つの主電極、消耗電極３４、および非消耗電極３８を含有する。消耗電極３４はプラズマ形成表面３６を有し、そして加速器の陰極として機能する。非消耗電極３８は加速器の陽極として機能することができる。
非消耗電極３８は電磁コイル４０により囲まれている。図２ａの態様のプラズマ加速器における開始プラズマの一部分４２は、主浸蝕電極３４のプラズマ形成表面３６の物質の電気浸蝕プラズマを含んでなる。このプラズマは、加速器の電極ギャップ４４の中に、ファイヤリング電流パルスがそれを通過することに応答して、注入される。ファイヤリング電流パルスを通すために、絶縁体５０の表面上に適用され、そしてファイヤリング電極５２と接触する、薄い皮膜の導電体４８を備える局存化接触子４６を使用する。
好ましい態様において、加速器は外部の不均質な磁場をつくる手段５４を装備し、この手段の誘導は消耗電極３４のプラズマ形成表面３６に対して実質的に平行である。手段５４によりつくられる外部の不均質な磁場は、局存化接触子４６の区域において最大を有する。加速器における真空電気アーク放電の励起の過程において、局存化接触子４６が、例えば、絶縁体５０のローリングにより、浸蝕電極上のその位置を変化することができるような方法において、局存化接触子４６は配置されている。次に、手段５４は局存化接触子４６の位置の変動と同期して動くことができるように作られる。対応するメカニズムは示されていない。この態様において、加速器の変動および磁場の変位は、図２ｂに示すように、矢印Ｃの方向において実施される。
主浸蝕電極３４上に局存化接触子３６を有する図２ａおよび図２ｂに図解する加速器は、金属およびそれらの合金のパルス流の発生のために好ましい。炭素（グラファイト）の加速された電気浸蝕プラズマまたは炭素および金属を含有する電気浸蝕プラズマのパルス流を発生させるために、図３に示す型のプラズマ加速器を使用することが好ましい。このような加速器において、主消耗電極３４はグラファイトから作られる。このような加速器は更にプラズマ形成表面５８を有する消耗電極５６を含有する。この態様におけるプラズマ形成物質の一部分５２は、補助浸蝕電極５６の前述のプラズマ形成表面５８の物質の電気浸蝕プラズマを含んでなる。この開始プラズマは、薄い皮膜(film)の導電体４８を有する電極５６の局存化接触子４６において得られる。この加速器において、補助浸蝕電極５６の物質はグラファイト、または金属または合金を含んでなる。磁場の誘導は、主助消耗電極５６のプラズマ形成表面５８および主消耗電極３４のプラズマ形成表面３６の双方と実質的に平行であることが好ましい。
本発明の方法は、好ましくは、下記のように実施される。担体１６を真空室１０の中に入れ、そして真空室を約１．３３×１０-3〜１．３３×１０-4Ｐａ（約１０-5〜１０-6トール）の圧力に排気する。次いで、担体の表面を不活性ガス、例えば、アルゴンのイオンでクリーニングし、その粒子のエネルギーは３００ｅＶ〜３ＫｅＶである。また、担体表面を、真空電極放電により、浸蝕電極３４ａおよび３４ｂの物質の脱気に付す。
７００＋／−５０Ｖに等しい電圧増幅を有するファイヤリング電流のパルスは、薄い皮膜導電体４８を有する消耗電極３４の局存化接触子４６を周期的に通過し、薄い皮膜導電体４８は絶縁体５０の表面上に適用されており、そしてファイヤリング電極５２と接触している。浸蝕電極の表面の爆発的蒸発は開始プラズマ４２の一部分を形成し、これはプラズマ加速器の電極ギャップ４４の中に注入される。同時に、短時間の真空電気アーク放電がギャップ４４において励起され、このアーク放電は０．９５以上の確率および約２００Ｖ〜４００Ｖの電極上の電圧増幅を有し、放電期間は約０．５ｍｓ〜１ｍｓであり、そして電流増幅は約５ｋＡ〜１０ｋＡである。
浸蝕電極上の局存化接触子の位置は、例えば、絶縁体５０をローリングすることによって、パルス毎に変化される。消耗電極のプラズマ形成表面は不均質な磁場の作用を経験し、この不均質な磁場は手段５４により発生して、好ましくは局存化接触子(localized contact)における変動と同期して動く。堆積すべき物質の電気浸蝕プラズマのパルス流３２ａおよび３２ｂが発生され、そして担体１６の表面に導かれ、そして真空凝縮物は上記の流れの沈殿の結果として形成される。発生するプラズマ流の発生頻度は、通常、約８〜１６Ｈｚの範囲内である。各予測されるプラズマ流の密度／粒子流の密度の比は、８×１０2〜５×１０3の範囲内である。この比は、沈殿室における残留ガスの圧力ならびに真空電気電荷放電器の生の条件を厳密にコントロールすることによって維持される。
研磨材を担体上で製造するとき、真空凝縮物は、例えば、金属および合金の島様皮膜を形成することによって、所定の表面テキスチャーを付与される。担体を含まない研磨材を製造することが必要であるとき、こうして形成される真空凝縮物は担体から分離される。
実際の実施例および得られた研磨材の試験結果を参照すると、本発明は更に明らかとなるであろう。下記の実施例のすべてにおいて、消耗電極の不純物レベルは０．１原子％を超えなかった。
例１
析出室はＰ＝６．６７×１０-4Ｐａ（５×１０-6トール）の残留圧力に排気した。主消耗電極および補助消耗電極の双方を含有するプラズマ加速器により、炭素の電気浸蝕プラズマのパルス流を発生させた。双方の消耗電極において使用した物質はグラファイトであった。開始プラズマの一部分は補助電極を使用して得た。ファイヤリング電流パルスは７００Ｖの電圧増幅Ｖｆ を有した。加速器の電極上の電圧増幅Ｖａは２５０Ｖであった。各電気アークのインパルスの期間ｔは１ｍｓであった。放電電流の増幅Ｉａは５ｋＡであった。放電の励起の確率ｐは０．９９より大きいか、またはそれに等しかった。局存化接触子の区域における外部の磁場の誘導Ｐｍａｘは２ｍＴＩであった。発生するプラズマ流の発生頻度ｆは８Ｈｚであった。Ｎｐ／Ｎｇの比は８×１０2であった。析出した層の厚さｄが０．４マイクロメートルに到達したとき、真空凝縮物の形成を停止した。得られた研磨材は、９９．９原子％の超分散複合体の炭素型ダイヤモンド物質、約０．０５原子％の水素、および約０．０５原子％の酸素から成る真空凝縮物から構成されていた。この真空凝縮物の微小硬度Ｈは９８００ｋｇ／ｍｍ2であった。電気表面抵抗Ｒは４×１０8オームであった。
例２
下記を除外して、実施例１におけるのと同一条件下で試験を実施し、Ｐ＝６．６７×１０-3Ｐａ（５×１０-5トール）、Ｖａ＝１００Ｖ、ｔ＝０．５マイクロセカンド、ｐ≧０．９５、ｆ＝１６Ｈｚ、およびＮｐ／Ｎｇ＝１０2とした。真空凝縮物の組成は、９９．８原子％の超分散複合体の炭素型ダイヤモンド様物質、約０．１原子％の水素、および約０．１原子％の酸素であった。この真空凝縮物は、８０００ｋｇ／ｍｍ2の微小硬度Ｈ、および１０8オームの比電気表面抵抗Ｒを有した。
例３
下記を除外して、実施例１におけるのと同一条件下に試験を実施し、Ｐ＝６．６７×１０-5Ｐａ（５×１０-7トール）、Ｖａ＝５００Ｖ、ｔ＝０．２５マイクロセカンド、Ｉａ＝１０ｋＡ、ｆ＝１Ｈｚ、およびＮｐ／Ｎｇ＝５×１０3とした。真空凝縮物の組成は、９９．９６原子％の超分散複合体の炭素型ダイヤモンド様物質、約０．０２原子％の水素、および約０．０２原子％の酸素であった。この真空凝縮物は、１１，７００ｋｇ／ｍｍ2の微小硬度Ｈ、および１０6オームの比電気表面抵抗Ｒを有した。
例４
補助電極が金属、詳しくはホルミウムであった以外、実施例１におけるのと同一条件下に試験を実施した。したがって、プラズマ加速器は炭素およびホルミウム(holium)の双方を含有する加速された電気浸蝕プラズマのパルスを発生することができた。沈殿した層の厚さｄが０．８マイクロメートルに到達したとき、真空凝縮物の形成を停止した。真空凝縮物の組成は、９９．９原子％の超分散複合体の炭素型ダイヤモンド物質（その４原子％はホルミウムであった）、約０．０５原子％の水素、および約０．０５原子％の酸素であった。この真空凝縮物の微小硬度Ｈは７８００ｋｇ／ｍｍであった。表面電気抵抗Ｒは８×１０5オームであった。
例５
補助電極がクロムであった以外、実施例４におけるのと同一条件下に試験を実施した。真空凝縮物の中に５原子％のクロムが存在した。真空凝縮物の組成は、９９．９原子％の超分散複合体の炭素型ダイヤモンド物質（その５原子％はクロムであった）、約０．０５原子％の水素、および約０．０５原子％の酸素であった。この真空凝縮物の微小硬度Ｈは７３００ｋｇ／ｍｍであった。表面電気抵抗Ｒは５×１０5オームであった。
例６
補助プラズマ加速器を使用して加速された電気浸蝕プラズマの流れを独立に発生させる以外、実施例１におけるのと同一条件下に試験を実施した。補助消耗電極は金属、詳しくはイッテルビウムから作られていた。加速器における電気アークの充電の期間ｔは０．５ｍｓであり、そして放電電流の増幅Ｉａは１ｋＡであった。析出した層の厚さｄが１．２マイクロメートルに到達したとき、真空凝縮物の形成を停止した。真空凝縮物の組成は、９９．９原子％の超分散複合体の炭素型ダイヤモンド物質（その１０原子％はイッテルビウムであった）、約０．０５原子％の水素、および約０．０５原子％の酸素であった。この真空凝縮物の微小硬度Ｈは６９００ｋｇ／ｍｍであった。表面電気抵抗Ｒは７×１０3オームであった。
例７
補助消耗電極をイットリウムから作った以外、実施例１におけるのと同一条件下に試験を実施した。更に、実施例６のそれに類似する真空凝縮物を得るために、補助プラズマ加速器を使用して、２．５ｋＡの電流放電の増幅Ｉａにおいて、他の金属、モリブデンの加速された電気浸蝕プラズマのパルス流を独立に発生させた。このプロセスの間に、発生を２つの交互するモードで実施し、これらのモードは真空電気アーク放電の期間ｔ、および数Ｎが異なった。第１モードにおいて、ｔは０．２ｍｓに等しく、そしてＮは５００に等しかったが、第２モードにおいて、ｔは１μｓに等しく、そしてＮは１００に等しかった。析出した層の厚さｄが１．２マイクロメートルに到達したとき、真空凝縮物の形成を停止した。得られた研磨材は、約２０原子％の金属（イットリウムおよびモリブデン）、約７９．９原子％の超分散複合体の炭素型ダイヤモンド様物質（そのほぼ５原子％はイットリウムそしてほぼ５原子％はモリブデンであった）、約０．０５原子％の水素、および約０．０５原子％の酸素を含有する真空凝縮物から構成されていた。この真空凝縮物の微小硬度Ｈは５４００ｋｇ／ｍｍ2であり、そして表面電気抵抗Ｒは１０2オームであった。
例８
補助消耗電極をニッケルから作った以外、実施例６に類似する条件下に試験を実施した。電気浸蝕プラズマのパルス流の発生のサイクルを、主加速器（グラファイトから作られたその消耗電極を有した）における電気アーク放電と、補助加速器（ニッケルから作られた消耗電極を有した）におけるそれらとの間で交互させた。発生のモードは、主加速器における真空電気アーク放電の数Ｎｍａｉｎが５００であり、そして補助加速器における真空電気アーク放電の数Ｎａｕｘが２００である以外、同一であった。得られた研磨材は、約１０原子％のニッケル、約８９．９原子％の超分散複合体の炭素型ダイヤモンド様物質、約０．０５原子％の水素、および約０．０５原子％の酸素を含有する真空凝縮物から構成されていた。この真空凝縮物の微小硬度Ｈは６４００ｋｇ／ｍｍ2であり、そして表面電気抵抗Ｒは６０オームであった。
例９
ニッケルを島様皮膜(film)の形態の下地層としてのみ析出させた以外、実施例８におけるのと同一条件下に試験を実施した。得られた研磨材は明確に発現された表面のテキスチャーを有した。真空凝縮物の組成は、９９．９原子％の超分散複合体の炭素型ダイヤモンド様物質、約０．０５原子％の水素、および約０．０５原子％の酸素であった。この真空凝縮物は、１００００ｋｇ／ｍｍ2の微小硬度Ｈ、および２×１０6オームの比電気表面抵抗Ｒを有した。
例１０
真空凝縮物を３マイクロメートルの厚さｄで形成させた以外、実施例１におけるのと同一条件下に試験を実施した。その微小硬度Ｈは９２００ｋｇ／ｍｍ2であり、そして表面電気抵抗Ｒは６×１０5オームであった。真空凝縮物は振動により担体から容易に分離され、均一な厚さの板様粒子を形成し、横方向の寸法は３マイクロメートルに等しく、そして縦方向の寸法は１５マイクロメートルに等しかった。
下記の表は実施例１〜９から採った試料の研磨特性を要約する。
Figure 2005305632
実施例１〜１０からの薄い皮膜のダイヤモンド様物質および真空凝縮物の構造を、担体から剥離した試料について研究した。Ｘ線回折技術を使用して、ドロン（Ｄｒｏｎ）−２型計器およびＪＥＭ−１２０型電子透過型顕微鏡により、各試料を研究した。化学結合の種類および元素分析を、オウガー（Ａｕｇｅｒ）分光分析および電子分光分析の原理で作動するＥＳ−２４０３計器により研究した。
よく知られている手順に従うラジカルの分布の関数Ｄｉｆｆ（ｒ）の決定のために、精密電子回折測定法を使用した。（参照、例えば、¨Diffraction Studies on Non-Crystalline Substances、¨I.HargittaiおよびW.J.Orvill-Thomas、Academiat Kado，Butapest、１９８１）。
研究した物質は準アモルファス状態であるとき、Ｄｉｆｆ（ｒ）関数は鋭い振動を証明し、物質の質量密度と組み合わせて考慮した最大は、原子間距離ならびに構造における配位数および配位多面体の値の決定を可能とする。これらの実施例の中に含有されるデータの処理は、得られた真空凝縮物が０．５〜２０ｎｍの範囲内の規則領域（すなわち、干渉性散逸（coherent dissipation）の領域）の理論値をもつ超分散複合体のダイヤモンド様物質を含有することを証明した。この物質はｓｐ３、ｓｐ２およびｓｐ結合の前もって決定した比、および真空凝縮物の準アモルファス空間構造により特徴づけられる。
表面電気抵抗はオーム計（Tokyo Denski、STACK ＴＲ−３）により測定した。微小硬度は微小硬度を測定する計器（MINILOAD型）で測定した。切削深さは電子ディジタルインジケーターにより測定した。表面粗さはワイコ（Wyko）型インターフェロメーターにより測定した。
本発明を特にその特定の態様を参照して示しそして説明したが、本発明の精神または範囲から逸脱しないで形態および細部の前述および他の変化を行うことができることを当業者は理解するであろう。
図１は、真空凝縮物をプラズマから可撓性担体に適用するための本発明の装置の略線図である。 図２Ａは、本発明によるパルス型電気浸蝕プラズマ加速器を断面で図解する。 図２Ｂは、本発明によるパルス型電気浸蝕プラズマ加速器を断面で図解する。 図３は、本発明によるパルス型電気浸蝕プラズマ加速器を断面で図解する。

Claims (7)

  1. ポリマー、クロス、および紙からなる群より選択された可撓性支持体、および
    （１）該可撓性支持体上に配置され、（２）少なくとも５５００ｋｇ／ｍｍ2のビッカース硬度を有し、（３）少なくとも８０原子％の炭素、５原子％未満の水素、および５原子％未満の酸素を含み、且つ（４）プラズマの（plasmon）エネルギーが約２５ｅＶを超えるダイヤモンド様炭素を基本にする材料のコーティングを含み、
    前記可撓性支持体または前記ダイヤモンド様炭素を基本にする材料のコーティングの少なくとも一方は、複数の表面の凹凸によって形成される表面テキスチャーを有する研磨材。
  2. 前記表面の凹凸が０.０２〜２.０マイクロメートルの範囲にある請求項１に記載の研磨材。
  3. 前記ダイヤモンド様炭素を基本にする材料が、ホルミウム、エルビウム、イッテルビウム、イットリウム、ジスプロシウム、ガドリニウム、クロム、モリブデン、タングステン、ハフニウム、チタン、ジルコニウム、およびニッケルからなる群より選択された少なくとも１種の金属を更に含む請求項１に記載の研磨材。
  4. 前記可撓性基材と前記ダイヤモンド様炭素を基本にする材料のコーティングの間に介在する層を更に含み、前記層が、接着剤層と応力減少用層からなる群より選択された請求項１に記載の研磨材。
  5. 少なくとも１つの金属層を更に備える請求項１に記載の研磨材。
  6. 前記ダイヤモンド様炭素を基本にする材料が、０．１原子％未満の水素を含む請求項１に記載の研磨材。
  7. 可撓性基材を堆積室内に配置し、該堆積室内を６．６７×１０-3Ｐａ・ｓ（５×１０-5トール）未満の圧力まで排気し、
    パルス型（pulsed）アークプラズマ加速器の電極セット間でアークプラズマ放電を開始させることにより真空凝縮物を形成し、該電極のうちの１つは消耗固体炭素電極であり、前記真空凝縮物は炭素を含むものであり、
    前記真空凝縮物を前記支持体の方に導くことにより、該可撓性支持体上にダイヤモンド様炭素を基本にする材料を堆積させる方法であって、該材料は少なくとも５５００ｋｇ／ｍｍ2のビッカース硬度および約２５ｅＶを超えるプラズマのエネルギーを有し、且つ少なくとも８０原子％の炭素、５原子％未満の水素、および５原子％未満の酸素を含むものである方法。
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