WO2004100238A1 - Einkristalline diamantschicht und verfahren zu ihrer herstellung - Google Patents

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Definitions

  • the present invention relates to a single-crystalline or guasi-single-crystalline diamond layer or a diamond layer with low misorientation and to processes for its production.
  • Such diamond layers are used, in particular, as components in mechanics, in micromechanics, in electronics, for example as growth substrates for the epitaxial deposition of semiconductor materials for semiconductor components, for example made of GaN, GaAs or AlN, in optics or in surgery, for example for diamond scalpels , needed.
  • a diamond layer with low misorientation (hereinafter also referred to as quasi-single-crystal or also as single-crystal diamond layer) is suitable as a growth substrate for semiconductors, since epitaxial growth of the on single-crystal diamond layers
  • Diamond comes as an epitaxial growth substrate for high-performance semiconductor components such as.
  • GaN laser diodes have an extremely high thermal conductivity. It is also possible to produce a single-crystalline layer from cubic boron nitride (c-BN) on such a growth substrate.
  • c-BN cubic boron nitride
  • strontium titanate single crystals instead of the strontium titanate single crystals as the substrate, other oxidic single crystals such as MgO or Al 2 0 3 can also be used.
  • a disadvantage of this system is that the substrate and the diamond layer have different thermal properties, so that thermal stresses of over 5 GPa result when cooling from the deposition temperature. While very thin diamond layers with a thickness ⁇ 1 ⁇ m still stick, technically relevant diamond layers with a thickness above 1 ⁇ m almost always flake off the substrate. As a result, the sample must not be subjected to a change in temperature during the long growth, which often lasts over 100 hours, ie the sample must not be removed from the growth chamber during the entire growth period in order to check the progress of the growth.
  • the object of the present invention is therefore to provide diamond layers and methods for their production which can be produced reliably, verifiably and inexpensively in a sufficient thickness. This object is achieved by the method according to claim 1 and the diamond layer according to claim 11. Advantageous developments of the method according to the invention and the diamond layer according to the invention are given in the respective dependent claims.
  • single-crystal silicon or a layer sequence of, for example, sintered silicon carbide and single-crystal silicon in (100) or (111) orientation is now proposed as the substrate, at least one buffer layer being deposited on this substrate.
  • a metal layer in particular made of iridium and / or platinum and / or rhenium and / or ruthenium, is also epitaxially deposited on this buffer layer, also as a result of several metal layers such as platinum on iridium.
  • Oxidic layers are particularly suitable as buffer layers, but also carbides such as silicon carbide or nitrides.
  • the substrates silicon or sintered silicon carbide, are available over a large area and in particular have a good thermal fit to diamond. A thin single-crystalline silicon layer can then be bonded onto the silicon carbide. This minimizes the thermal stress when cooling an applied diamond layer and optimizes the adhesion. These substrates are inexpensive and widely available.
  • the deposition of the buffer layer mainly oxides such. B. strontium titanate, ytrium-stabilized zirconium oxide, cerium oxide or silicon carbide, can be done for example by means of vacuum, MBE, PLD, CVD or PVD. Oxides as stated above allow good adhesion of metal layers deposited thereon, in particular iridium layers. It is therefore possible to deposit quasi-single-crystalline iridium layers on these buffer layers using suitable methods, such as electron beam evaporation or sputtering.
  • the buffer layers advantageously have a thickness of 1 to 200 nm, preferably 10 to 120 nm, advantageously 15 to 100 nm.
  • the metal layer advantageously has a thickness of 10 to 300 nm, advantageously 100 to 200 nm, advantageously 150 nm.
  • the metal layers can be oriented much better than the underlying buffer layers. This is because the buffer layers can typically still have large misorientations of> 2 °,> 1 ° or> 0.5 °, while the applied iridium layers are of high quality and single-crystal or quasi-single-crystal, for example with a misorientation ⁇ 0.5 ° or ⁇ 0.2 °.
  • the deposition of the diamond can take place, for example, by means of microwave CVD or other conventional methods.
  • the epitaxial nucleation of the diamond can take place via the so-called BEN method (bias enhanced nucleation) or through the Shintani process (SU 5,814,149).
  • the advantage of the proposed method is that the substrate is highly scalable and inexpensive. Furthermore, the quasi-single-crystal iridium layers produced and the produced diamond layers due to the good thermal adaptation between diamond and silicon.
  • An essential aspect of the present invention is that, in particular with a suitable process control, ie with slow deposition of the metal layer on the buffer layer, the metal layer can be oriented much better than the buffer layer underneath.
  • Such buffer layers in particular TiN, Ce0 2 , YSZ (yttrium-stabilized zirconium oxide), Y 2 0 3 , MgO, strontium titanate (SrTi0 3 ) and the like, as are known for the deposition of high-temperature superconductor layers on silicon, typically still have large ones Incorrect orientations of> 1 °, but can now serve as a base for the growth of quasi-single-crystal or single-crystal metal layers.
  • a silicon carbide sintered body can be used to which a thin silicon single crystal layer is applied as a further intermediate layer. Both the sintered body and the silicon single crystal layer have the advantage of a thermal adaptation to diamond that is similarly good as a silicon single crystal, but have the advantage that the silicon intermediate layer can be removed as a buffer layer and free-standing thick diamond wafers can thus be produced.
  • the silicon carbide sintered body can then be used again as a substrate. Such sintered bodies made of SiC are available over a large area and at low cost.
  • metal layers can be produced which have a polar and azimuthal misorientation distribution with a width of ⁇ 0.2 °.
  • the quasi-single-crystal diamond layers according to the invention can be produced on this metal layer.
  • the present application therefore also relates to a substrate for producing quasi-single-crystalline layers with a structure as described above comprising a substrate, buffer layer and metal layer, the polar and azimuthal misorientation distribution of the metal layer having a width of ⁇ 0.2 °.
  • Fig. 2 layer systems on which diamond layers can be deposited
  • FIG. 1 shows a coating system 10 with a vacuum chamber 11, in which a component (substrate with diamond layer) 1 is arranged on a holder 14.
  • the figure shows two alternative versions in which either the bias electrode 15 is at a positive potential with respect to the grounded sample holder 14, or the bias electrode 15 is grounded and the sample holder 14 is placed at a negative potential.
  • a plasma 13 is generated within this bias electrode 15 by coupling microwaves from a magnetron 18.
  • the bias voltage typically -100 V to -300 V is applied between the bias electrode 15 and the substrate, the sample being at a negative potential relative to the bias electrode 15.
  • the vacuum chamber 11 has a magnetron and a gas supply 17 for the reactive gases.
  • the vacuum chamber 11 is evacuated via a line 12.
  • the reference number 19 denotes the supply line to a thermocouple for monitoring the temperature of the holder 14 and 20a, 20b supply lines to an induction heating element within the holder 14, with which the holder 14 is heated and the substrate temperature can be set.
  • 2 now shows various documents for the grow from layers of diamond.
  • 2A shows the prior art, in which an iridium layer 4 with a thickness of 150 nm is grown on a very expensive strontium titanate single crystal 2.
  • a diamond layer can now be deposited on this iridium layer.
  • FIG. 2B a silicon single crystal 2 is provided with a buffer layer 3 made of strontium titanate. A 150 nm thick iridium layer is grown on this, the iridium layer being far less misoriented than the strontium titanate 3.
  • FIG. 2C yttrium-stabilized zirconium oxide with a thickness of 20 nm is used as the buffer layer.
  • 2D two buffer layers 3a, 3b made of ytrium-stabilized zirconium oxide 3a with a thickness of 1.5 nm and cerium oxide 3b with a thickness of 50 nm are provided. Two buffer layers are provided in FIG.
  • All these layer systems according to the invention have in common that, due to the silicon single crystal used as the substrate, the thermal adaptation between the base (silicon substrate) and the diamond layer deposited on the iridium layer is excellent, so that chipping can be avoided.
  • 3 shows a method for producing a diamond layer according to the invention.
  • a buffer layer 3 for example oxides such as strontium titanate SrTi0 3 , ytrium-stabilized zirconium oxide (YSZ), barium titanate (BaTi0.) Is placed on a silicon single crystal with 001 or 111 orientation by means of laser ablation, sputtering, MBE or CVD 3 ), yttrium oxide Y 2 0 3 , magnesium oxide MgO, titanium oxide Ti0 2 , aluminum oxide Al 2 0 3 , deposited. 3B, a single-crystalline iridium layer 4 is applied to this buffer layer 3 by means of PVD, MBE, laser ablation or sputtering. Platinum or a layer sequence of platinum and iridium can also be used instead of iridium for the growth of a 111-oriented layer. Rhenium and ruthenium are also possible alternatives.
  • oxides such as strontium titanate SrTi0 3 , ytrium-stabilized zirconium oxide (YSZ), bar
  • FIG. 3C shows how diamond nuclei 5 are deposited on the monocrystalline iridium or platinum layer in the CVD process with bias nucleation or in the case of platinum by means of the Shintani process (US Pat. No. 5,814,149).
  • FIG. 3D shows how, with further growth on the iridium layer, the nuclei grow into a defect-free, quasi-single-crystalline diamond layer 5.
  • FIG. 4 shows that the iridium layer 4 can be produced quasi-single-crystal or with little misorientation, even if the buffer layer 3 has a high misorientation.
  • 4A the system consisting of buffer layer 3 and iridium layer 4 is deposited on a 001-oriented silicon single crystal 2.
  • the iridium layer 4 uses a silicon carbide (SiC) sintered ceramic 2a on which a silicon single crystal layer 2b is bonded.
  • SiC silicon carbide
  • layer 2b can now be used as a sacrificial layer and removed after the diamond layer has grown.
  • FIG. 5 shows a comparison with regard to the texture of iridium layers that are grown on SrTi0 3 / Si (001) at 650 ° C.
  • FIG. 5A shows that under normal standard growth conditions (growth rate 0.05 nm / s) essentially an iridium layer with a 111 texture grows, but this is not desired. Under optimized deposition conditions (growth rate 0.002 nm / s for the first 15 nm, then 0.05 nm / s), however, an iridium layer with 001 texture grows almost free of 111 texture components on the strontium titanate layer (FIG. 5B) ,
  • a 100 nm thick epitaxial strontium titanate (001) layer with tilt and twist values of approximately 0.6 ° and 1.3 ° was deposited on a silicon substrate.
  • An iridium layer was deposited on these by means of electron beam evaporation in a high vacuum with a thickness of 150 nm at a deposition temperature of 650 ° C.
  • the growth rates were 0.002 nm / s for the first 15 nm and then 0.05 nm / s up to a layer thickness of 150 nm.
  • the measurement curves were normalized to the same height.
  • Diamond was then deposited on the iridium layer by means of microwave CVD.
  • a DC voltage between -250 to -300 V was used in the nucleation step.
  • For separating slide mant was used in the gas phase a mixture of 7% methane in hydrogen with a total flow of 200 sccm and a pressure of 30 mbar.
  • the substrate temperature was 740 ° C, the microwave power 1100 W.
  • the nucleation step lasted 60 min.
  • a microwave power of 1100 W, a substrate temperature of 720 ° C., a gas mixture of 1% methane in hydrogen with a total flow of 200 sccm and 30 mbar pressure was applied over 60 min. No bias voltage was applied.
  • the epitaxial orientation of the (001) oriented diamond crystallites can be seen.
  • FIGS. 9 and 10 silicon was again used as the substrate and then one 20 nm thick epitaxial strontium titanate (001) - layer deposited with tilt and twist values of about 0.4 ° 'and 1.4 °.
  • An iridium layer as in Example 1 was applied to this strontium titanate buffer layer.
  • a diamond layer was deposited on this iridium layer as in Example 1, but the growth step lasted only 30 minutes.
  • Fig. 12 was coated on a silicon (OOl) substrate, a 20 nm thick epitaxial Yttrium-stabilized zirconia (YSZ) layer by pulsed laser ablation of a sintered YSZ target in an oxygen atmosphere of 10 "4 mbar deposited at a substrate temperature of 770 ° C.
  • a krypton fluoride excimer laser at 8 Hz with a pulse duration of 30 ns was used for the laser ablation. This resulted in a growth rate of 0.005 nm per pulse.
  • the orientation of the YSZ layer in X-ray diffraction measurements gave a tilt of 1.4 ° and a twist of 1.2 °.
  • Example 1 An iridium layer was applied to this YSZ layer using an electron beam evaporator in a high vacuum. This layer was applied as in Example 1.
  • a diamond layer was again deposited on this iridium layer as in Example 2.
  • a 1.5 nm thick epitaxial yttrium-stabilized zirconium oxide layer as in example 3 was applied to silicon (001).
  • a 50 nm thick cerium oxide layer was applied to these with identical laser parameters and a growth rate of 0.016 nm per pulse.
  • Example 5 The orientation of the cerium oxide layer showed a tilt of 0.85 ° and a twist of 1.32 ° in X-ray measurements (see FIG. 13). An iridium layer as in Example 3, which had a tilt and twist of 0.35 ° and 0.29 °, was again applied to this cerium oxide buffer layer (see X-ray data in FIG. 13).
  • Example 5 An iridium layer as in Example 3, which had a tilt and twist of 0.35 ° and 0.29 °, was again applied to this cerium oxide buffer layer (see X-ray data in FIG. 13).
  • an yttrium-stabilized zirconium oxide layer and a cerium oxide layer were applied to a silicon (001) substrate as in Example 4.
  • a further 50 nm thick strontium titanate layer was applied to the cerium oxide layer with identical laser parameters and a growth rate of 0.016 nm per pulse.
  • FIG. 14 now shows the X-ray data of the strontium titanate layer and the iridium layer, values 0.99 ° and 1.51 ° as tilt and twist for the strontium titanate layer and values for tilt and twist for the iridium layer values of 0.44 ° and 0.37 ° resulted.
  • a 50 nm thick epitaxial yttrium-stabilized zirconium oxide layer was applied to silicon (111) under growth conditions as in the previous example.
  • This YSZ layer is now followed by an iridium layer as in the previous example.
  • 15 shows the X-ray data of the YSZ layer and the iridium layer. The results were tilt and twist values of 2.77 ° and 2.13 ° for the YSZ layer and 0.31 ° and 0.25 ° for the tilt and twist of the iridium layer.
  • This example in particular shows that excellent epitaxial iridium layers with 111 orientation can also be deposited on buffer layers of relatively high mosaicity on silicon (111). It is also the separation of 111- oriented diamond layers possible. 16 shows the pole figure of an iridium layer produced in this way.
  • a 20 nm thick epitaxial strontium titanate (001) layer was deposited on silicon (001) with tilt and twist values of 0.4 ° and 1.4 °.
  • An iridium layer was deposited using a high-vacuum electron beam evaporator as in the previous example.
  • the growth rate for the first 25 nm was 0.025 nm / s, which is more than 12 times that of the previous examples.
  • This example shows that the growth rate for iridium in the first sub-step can be varied over a wide range without having to accept a significant deterioration in the texture of the iridium layer.

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Abstract

Diese Erfindung betrifft ein Verfahren zur Herstellung von Diamantschichten mit geringer Fehlorientierung durch Abscheidung von Diamant auf einem Schichtsystem, wobei das Schichtsystem eine Substratschicht aus einkristallinem Silizium oder aus Siliziumcarbid, mindestens eine darauf angeordnete Pufferschicht sowie mindestens eine darauf angeordnete Metallschicht aus einem hochschmelzenden Metall aufweist, wobei der Diamant auf der mindestens einen Metallschicht abgeschieden wird.

Description

Einkristalline Diamantschicht und Verfahren zu ihrer
Herstellung
Die vorliegende Erfindung betrifft eine einkristalline bzw. guasi-einkristalline Diamantschicht bzw. eine Diamantschicht mit geringer Fehlorientierung und Verfahren zu ihrer Herstellung. Derartige Diamantschichten werden insbesondere als Bauteile in der Mechanik, in der Mikromechanik, in der Elektronik, beispielsweise als Wachstumssubstrate für die epitaktische Abscheidung von Halbleitermaterialen für Halbleiterbauelemente, beispielsweise aus GaN, GaAs oder AlN, in der Optik oder auch in der Chirurgie, beispielsweise für DiamantSkalpelle, benötigt. Insbesondere im Bereich der Mikroelektronik eignet sich eine Diamant- Schicht mit geringer Fehlorientierung (im Folgenden auch als quasi-einkristalline oder auch als einkristalline Diamantschicht bezeichnet) als Wachstumssubstrat für Halbleiter, da auf derartigen einkristallinen Diamantschichten ein epitaktisches Wachstum der
Halbleiter möglich ist. Insbesondere kommt bei Diamant als epitaktischem Wachstumssubstrat für Hochleistungshalbleiterbauelemente wie z. B. GaN Laserdioden die extrem hohe Wärmeleitfähigkeit zum Tragen. Auch die Herstellung einer einkristallinen Schicht aus kubischem Bornitrid (c-BN) ist auf einem derartigen Wachstumssubstrat möglich.
Stand der Technik zur Herstellung derartiger quasi- einkristalliner Diamantschichten, in denen sich die anfänglichen Korngrenzen in kurze Defektbänder aufgelöst haben, ist es, auf einem oxidischen Einkristall, beispielsweise Strontiumtitanat SrTi03 (STO) mittels Elektronenstrahl erdampfen eine epitaktische einkristalline bzw. quasi-einkristalline Iridiumschicht abzuscheiden. Hierfür sind Iridiumschichten mit einer Dicke von ca. 150 nm geeignet. Dieser Stand der Technik ist in Fig. 2A dargestellt.
Durch eine kurzzeitige Verwendung einer Biasspannung in einem Plasmareaktor können nun epitaktische Diamantkristalle auf der Iridiumschicht erzeugt werden, die anschließend zu einer geschlossenen Schicht aus- wachsen. Bei geeigneten Prozessbedingungen verbessert sich mit zunehmender Schichtdicke die Textur kontinuierlich bis eine quasi-einkristalline Diamantschicht entsteht. Dies ist beispielsweise in Schreck et al . „Diamond/lr/SrTi03 : A Material Combination For Im- proved Heteroepitaxial Diamond Films", Applied Phys- ics Letters, Band 74, Seiten 650-652 (1999) beschrieben.
Statt der Strontiumtitanat-Einkristalle als Substrat können auch andere oxidische Einkristalle wie MgO oder Al203 verwendet werden. Nachteilig an diesem System ist jedoch, dass das Substrat und die Diamantschicht unterschiedliche thermische Eigenschaften haben, so dass sich beim Abkühlen von der Abscheidetemperatur thermische Spannungen von über 5 GPa ergeben. Während sehr dünne Diamantschichten mit einer Dicke < 1 μm dennoch haften, platzen technisch relevante Diamantschichten mit einer Dicke oberhalb 1 μm nahezu immer vom Substrat ab. Dies hat zur Folge, dass die Probe während des langen Wachstums, das oft über 100 Stunden dauert, keiner Temperaturänderung ausgesetzt werden darf, d. h. die Probe darf während der gesamten Wachstumsdauer nicht der Wachstumskammer entnommen werden, um den Fortgang des Wachstums zu überprüfen.
Ein weiterer großer Nachteil dieses Standes der Technik ist es, dass die einkristallinen Substrate wie Strontiumtitanat zwar in Größen bis 2" Durchmesser erhältlich sind. Die Preise dieser Substrate sind jedoch exorbitant hoch. Auch kostengünstigere Oxidkristalle wie Saphir weisen das Problem der thermischen Spannung auf. Entscheidend - für den Erfolg und die Durchsetzung quasi-einkristalliner Diamantschichten am Markt ist es jedoch, dass großflächige, quasi-einkristalline Diamantschichten mit ausreichender Dicke kostengünstig verfügbar sind. Für eine Reihe von Anwendungen ist es darüber hinaus wünschenswert, dass die Diamantschicht permanent auf dem Wachstumssubstrat haften bleibt .
Aufgabe der vorliegenden Erfindung ist es daher, Diamantschichten und Verfahren zu ihrer Herstellung zur Verfügung zu stellen, die zuverlässig, überprüfbar und kostengünstig in ausreichender Dicke hergestellt werden können. Diese Aufgabe wird durch das Verfahren nach Anspruch 1 sowie die Diamantschicht nach Anspruch 11 gelöst. Vorteilhafte Weiterbildungen des erfindungsgemäßen Verfahrens und der erfindungsgemäßen Diamantschicht werden in den jeweiligen abhängigen Ansprüchen gegeben.
Erfindungsgemäß wird nunmehr als Substrat einkristallines Silizium oder eine Schichtfolge von beispielsweise gesintertem Siliziumcarbid und einkristallinem Silizium in (100) oder (111) -Orientierung vorgeschlagen, wobei auf dieses Substrat mindestens eine Pufferschicht abgeschieden wird. Auf diese Pufferschicht wird epitaktisch eine Metallschicht, insbesondere aus Iridium und/oder Platin und/oder Rhenium und/oder Ruthenium, auch als Folge mehrerer Metallschichten wie beispielsweise Platin auf Iridium, abgeschieden. Als Pufferschichten eignen sich insbesondere oxidische Schichten, aber auch Carbide wie Siliziumcarbid oder Nitride .
Die Substrate, Silizium bzw. gesintertes Siliziumcarbid sind großflächig verfügbar und besitzen insbesondere einen guten thermischen Fit zu Diamant . Auf dem Siliziumcarbid kann dann eine dünne einkristalline Siliziumschicht aufgebondet werden. Dadurch wird der thermische Stress beim Abkühlen einer aufgebrachten Diamantschicht minimiert und die Haftung optimiert. Diese Substrate sind preisgünstig und großflächig verfügbar. Die Abscheidung der Pufferschicht, vornehmlich Oxide wie z. B. Strontiumtitanat, Ytrium- stabilisiertes Zirkonoxid, Ceroxid oder auch Siliziumcarbid, kann beispielsweise mittels Vakuumverfahren, MBE, PLD, CVD oder PVD erfolgen. Oxide wie oben angegeben ermöglichen eine gute Haftung von darauf abgeschiedenen Metallschichten, insbesondere Iridium- schichten. Es ist daher möglich, auf diesen Pufferschichten mit geeigneten Methoden, wie beispielsweise Elektronenstrahlverdampfen oder Sputtern, quasi- einkristalline Iridiumschichten abzuscheiden.
Die Pufferschichten weisen dabei vorteilhafterweise eine Dicke von 1 bis 200 nm, vorzugsweise von 10 bis 120 nm, vorteilhafterweise von 15 bis 100 nm auf. Die Metallschicht besitzt vorteilhafterweise eine Dicke von 10 bis 300 nm, vorteilhafterweise von 100 bis 200 nm, vorteilhafterweise von 150 nm.
Interessanterweise stellte sich hierbei heraus, dass die Metallschichten ganz wesentlich besser orientiert sein können als die darunter liegenden Pufferschichten. Denn die Pufferschichten können typischerweise noch große Fehlorientierungen von > 2°, > 1° oder auch > 0,5° aufweisen, während die aufgebrachten Iridiumschichten qualitativ hochwertig und einkristallin bzw. quasi-einkristallin, beispielsweise mit einer Fehlorientierung < 0,5° oder < 0,2°, sind.
Damit liegt ein ideales Substrat für eine nachfolgende Deposition einkristalliner bzw. quasi-einkristal- liner Di mantschichten auf der Metallschicht vor. Die Deposition des Diamant kann beispielsweise über Mik- rowellen-CVD oder andere herkömmliche Verfahren erfolgen. Die epitaktische Keimbildung des Diamant kann über das so genannte BEN Verfahren (bias enhanced nucleation) bzw. durch den Shintani-Prozess (SU 5,814,149) erfolgen.
Vorteilhaft an dem vorgeschlagenen Verfahren ist, dass das Substrat hochskalierbar und preisgünstig ist. Weiterhin haften auf diesem Substrat die erzeugten quasi-einkristallinen Iridiumschichten und die erzeugten Diamantschichten aufgrund der guten thermischen Anpassung zwischen Diamant und Silizium hervorragend. Ein wesentlicher Aspekt der vorliegenden Erfindung besteht darin, dass, insbesondere bei geeigneter Prozessführung d. h. bei langsamer Abscheidung der Metallschicht auf der Pufferschicht, die Metall- schicht ganz wesentlich besser orientiert sein kann als die darunter liegende Pufferschicht. Derartige Pufferschichten, insbesondere TiN, Ce02, YSZ (Yttri- um-stabilisiertes Zirkonoxid) , Y203, MgO, Strontiumtitanat (SrTi03) und dergleichen, wie sie für die Abscheidung von Hochtemperatursupraleiterschichten auf Silizium bekannt sind, besitzen typischerweise noch große Fehlorientierungen von > 1°, können nunmehr jedoch dennoch als Unterlage für das Aufwachsen von quasi-einkristallinen oder einkristallinen Metallschichten dienen.
Wird als Substrat Siliziumcarbid verwendet, so kann ein Siliziumcarbidsinterkörper verwendet werden, auf den als weitere Zwischenschicht eine dünne Silizium- Einkristallschicht aufgebracht wird. Sowohl Sinterkörper als auch die Silizium-Einkristallschicht besitzen den Vorteil einer ähnlich guten thermischen Anpassung an Diamant wie ein Silizium-Einkristall, besitzen jedoch den Vorteil, dass die Silizium- Zwischenschicht als Pufferschicht abgelöst werden und damit freistehende dicke Diamant-Wafer erzeugt werden können. Der Siliziumcarbidsinterkörper kann danach erneut als Substrat verwendet werden. Derartige Sinterkörper aus SiC sind großflächig und kostengünstig verfügbar .
Entscheidend bei der vorliegenden Erfindung ist es also, dass Metallschichten erzeugt werden können, die eine polare und azimutale Fehlorientierungsverteilung mit einer Breite < 0,2° besitzen. In diesem Falle können die erfindungsgemäßen quasi-einkristallinen Diamantschichten auf dieser Metallschicht erzeugt werden. Die vorliegende Anmeldung betrifft daher auch ein Substrat zur Erzeugung von quasi-einkristallinen Schichten mit einem wie oben beschriebenen Aufbau aus Substrat, Pufferschicht und Metallschicht, wobei die polare und azimutale Fehlorientierungsverteilung der Metallschicht eine Breite < 0,2° aufweist.
Für die Pufferschicht eignen sich dabei nicht nur kubische Materialien, sondern alle Materialien, die eine quadratische oder rechteckige Oberflächenelemen- tarzelle aufweisen, beispielsweise auch Saphir.
Im Folgenden werden nun einige Beispiele erfindungs- gemäßer Verfahren und erfindungsgemäßer Diamant- schichten beschrieben.
Es zeigen
Fig. 1 eine Vorrichtung zum Erzeugen der erfindungsgemäßen Diamantschichten;
Fig. 2 Schichtsysteme, auf denen Diamantschichten abgeschieden werden können;
Fig. 3 die Erzeugung einer erfindungsgemäßen Diamantschicht ;
Fig. 4 Alternativen bezüglich des Substrates zur Erzeugung einer erfindungsgemäßen Diamant- schicht;
Fig. 5 bis
Fig. 16 experimentelle Ergebnisse an erfindungsge- mäßen Diamantschichten.
Fig. 1 zeigt eine Beschichtungsanlage 10, mit einer Vakuumkammer 11, in der auf einem Halter 14 ein herzustellendes Bauelement (Substrat mit DiamantSchicht) 1 angeordnet ist. Oberhalb des Substrats 1 befindet sich eine ringförmige Biaselektrode 15, die mit einer Biasspannungsquelle 16 verbunden sind. Die Figur zeigt zwei alternative Versionen bei denen entweder die Biaselektrode 15 auf positivem Potential gegenüber dem geerdeten Probenhalter 14 liegt, oder aber die Biaselektrode 15 geerdet und der Probenhalter 14 auf negatives Potential gelegt wird. Innerhalb dieser Biaselektrode 15 wird durch Einkopplung von Mikrowellen aus einem Magnetron 18 ein Plasma 13 erzeugt. Die Biasspannung von typischerweise -100 V bis -300 V wird zwischen Biaselektrode 15 und Substrat angelegt, wobei die Probe auf negativem Potential relativ zur Biaselektrode 15 liegt. Auf diese Weise werden positive Ionen aus dem Plasma auf die Metalloberfläche beschleunigt und orientierte Keime erzeugt. Mittels an der Wandung der Vakuumkammer 11 angeordneten Sichtfenster 21a, 21b kann der Beschichtungsprozess, der in der Kammer 11 abläuft, beobachtet werden. Weiterhin weist die Vakuumkammer ein Magnetron sowie eine Gaszufuhr 17 für die reaktiven Gase auf. Über eine Leitung 12 wird die Vakuumkammer 11 evakuiert.
Mit dem Bezugszeichen 19 ist die Zuleitung zu einem Thermoelement zur Überwachung der Temperatur der Hal- terung 14 und mit 20a, 20b sind Zuleitungen zu einem Induktionsheizelement innerhalb der Halterung 14 bezeichnet, mit dem die Halterung 14 beheizt und die Substrattemperatur eingestellt werden kann.
Fig. 2 zeigt nun verschiedene Unterlagen für das Auf- wachsen von Diamantschichten. Fig. 2A zeigt dabei den Stand der Technik, bei dem auf einem sehr teueren Strontiumtitanat-Einkristall 2 eine Iridiumschicht 4 mit 150 nm Dicke aufgewachsen wird. Auf dieser Iridiumschicht kann nun eine Diamantschicht abgeschieden werden, die jedoch aufgrund der mangelnden thermischen Anpassungen zwischen dem Substrat Strontiumtitanat 2 und der Diamantschicht leicht abplatzt .
Die Fign. 2B bis 2E zeigen erfindungsgemäße Unterlagen für die erfindungsgemäßen Diamantschichten. In Fig. 2B wird ein Silizium-Einkristall 2 mit einer Pufferschicht 3 aus Strontiumtitanat versehen. Auf diese wird eine 150 nm dicke Iridiumschicht aufgewachsen, wobei die Iridiumschicht eine weitaus geringere Fehlorientierung aufweist als das Strontiumtitanat 3. In Fig. 2C wird als Pufferschicht Yttriumstabilisiertes Zirkonoxid mit einer Dicke von 20 nm verwendet. In Fig. 2D sind zwei Pufferschichten 3a, 3b aus Ytrium-stabilisiertem Zirkonoxid 3a mit einer Dicke von 1,5 nm und Ceroxid 3b mit einer Dicke von 50 nm vorgesehen. In Fig. 2E sind drei Pufferschichten vorgesehen, nämlich eine Schicht aus Ytrium- stabilisiertem Zirkonoxid 3a mit einer Dicke von 1,5 nm, eine Schicht 3b aus Ceroxid mit einer Dicke von 50 nm und eine Schicht 3c aus Strontiumtitanat mit einer Dicke von 50 nm.
Allen diesen erfindungsgemäßen Schichtsystemen ist gemein, dass aufgrund des verwendeten Silizium- Einkristalls als Substrat die thermische Anpassung zwischen der Unterlage (Siliziumsubstrat) und der auf der Iridiumschicht abgeschiedenen DiamantSchicht hervorragend ist, so dass ein Abplatzen vermieden werden kann. Fig. 3 zeigt ein Verfahren zur Erzeugung einer erfindungsgemäßen Diamantschicht.
Hierzu wird in Fig. 3A auf einem Silizium-Einkristall mit 001 bzw. 111-Orientierung mittels Laserablation, Sputtern, MBE oder CVD eine Pufferschicht 3, beispielsweise Oxide wie Strontiumtitanat SrTi03, Ytri- um-stabilisiertes Zirkonoxid (YSZ) , Bariumtitanat (BaTi03) , Yttriumoxid Y203, Magnesiumoxid MgO, Titanoxid Ti02, Aluminiumoxid Al203, abgeschieden. In Fig. 3B wird auf diese Pufferschicht 3 eine einkristalline Iridiumschicht 4 mittels PVD, MBE, Laserablation oder Sputtern aufgetragen. Für das Wachstum einer 111- orientierten Schicht kann auch Platin oder eine Schichtfolge aus Platin und Iridium statt Iridium verwendet werden. Ebenso sind Rhenium und Ruthenium mögliche Alternativen.
In Fig. 3C ist gezeigt, wie auf der einkristallinen Iridium- bzw. Platinschicht im CVD-Prozess mit Bias- nukleation bzw. bei Platin mittels des Shintani- Prozesses (US 5,814,149) Diamantkeime 5 abgeschieden werden. In Fig. 3D ist zu sehen, wie bei weiterem Wachstum auf der Iridiumschicht die Keime sich zu einer defektarmen, quasi-einkristallinen Diamantschicht 5 auswachsen.
In Fig. 4 ist dargestellt, dass die Iridiumschicht 4 quasi-einkristallin bzw. mit geringer Fehlorientierung erzeugt werden kann, auch wenn die Pufferschicht 3 eine hohe Fehlorientierung aufweist. In Fig. 4A ist dabei das System aus Pufferschicht 3 und Iridiumschicht 4 auf einem 001-orientierten Silizium- Einkristall 2 abgeschieden.
In Fig. 4D wird als Unterlage für die Pufferschicht 3 und die Iridiumschicht 4 eine Siliziumcarbid (SiC) - Sinterkeramik 2a verwendet, auf der eine Silizium- Einkristallschicht 2b gebondet ist. Um eine freistehende Diamantschicht zu erhalten kann nun die Schicht 2b als Opferschicht eingesetzt und nach dem Aufwachsen der Diamantschicht entfernt werden.
Messungen an derartigen Schichtfolgen wie sie im Weiteren dargestellt werden belegen, dass das Iridium sehr viel besser orientiert ist als die darunter liegende Pufferschicht. Derartige Schichtfolgen sind also ideale Wachstumssubstrate für einkristallines bzw. quasi-einkristallines Diamantwachstum.
Fig. 5 zeigt einen Vergleich bezüglich der Textur von Iridiumschichten, die auf SrTi03/Si (001) bei 650° C aufgewachsen werden. Fig. 5A zeigt dabei, dass unter normalen Standardwachstumsbedingungen (Wachstumsrate 0,05 nm/s) im Wesentlichen eine Iridiumschicht mit einer 111-Textur aufwächst, die jedoch nicht erwünscht ist. Unter optimierten Abscheidungsbedingun- gen (Wachstumsrate 0,002 nm/s für die ersten 15 nm, danach 0,05 nm/s) wächst auf der Strontiumtitanat- schicht jedoch eine Iridiumschicht mit 001-Textur nahezu frei von 111-Texturkomponenten auf (Fig. 5B) .
Hier wie im folgenden werden alle Röntgendiffrakti- onsmessungen mit Ausnahme der Polfiguren mit einem Röntgendiffraktometer 3003PTS HRXRD der Fa. Seifert mit TS-Goniometer durchgeführt.
Die Messung der Polfiguren erfolgte mit einem
Diffraktometer D5000 der Fa. Siemens mit Kupferröhre mit Punktfokus und ausgerüstet mit einer offenen Eu- lerwiege. Der Messbereich in Fig. 5 betrug 40° -48° in 2 Theta, 0° Polarwinkel.
Beispiel 1
In einem ersten Beispiel (Fign. 6 bis 8) wurde auf einem Siliziumsubstrat eine 100 nm Dicke epitaktische Strontiumtitanat- (001) -Schicht mit Tilt- und Twistwerten von ca. 0,6° bzw. 1,3° abgeschieden. Auf diese wurde eine Iridiumschicht mittels Elektronenstrahl- verdampfen im Hochvakuum mit einer Dicke von 150 nm bei einer Abscheidetemperatur von 650 °C abgeschieden. Die Wachstumsraten betrugen für die ersten 15 nm 0,002 nm/s und bis zu einer Schichtdicke von 150 nm anschließend 0,05 nm/s.
Fig. 6 zeigt die Röntgendaten der Iridiumschicht, wobei zu erkennen ist, dass die Halbwertsbreite der Fehlorientierungsverteilung für die Iridiumschicht deutlich kleiner ist als für die Strontiumtitanat- Schicht .
Fig. 6A zeigt dabei die Rockingkurven des SrTi03 (002) -Reflexes bei 2 Theta = 46,47° sowie des Ir(002) Reflexes bei 2 Theta = 47,32°. Die Messkurven wurden auf gleiche Höhe normiert. Fig. 6B zeigt den azimutalen Scan des SrTi03 (101) -Reflexes bei 2 Theta = 32,40° und einem Polarwinkel Chi = 45° sowie den azimutalen Scan des Ir (311) -Reflexes bei 2 Theta = 83,44° und einem Polarwinkel Chi = 72,45°.
Anschließend erfolgte eine Abscheidung von Diamant auf der Iridiumschicht mittels Mikrowellen-CVD. Im Nukleationsschritt wurde eine Gleichspannung zwischen -250 bis -300 V verwendet. Zur Abscheidung von Dia- mant wurde in der Gasphase ein Gemisch aus 7 % Methan in Wasserstoff bei einem Gesamtfluss von 200 sccm und einem Druck von 30 mbar verwendet. Die Substrattemperatur betrug 740 °C, die Mikrowellenleistung 1100 W. Der Nukleationsschritt dauerte 60 min.
Im anschließenden Wachstumsschritt wurde über 60 min eine Mikrowellenleistung von 1100 W, eine Substrat- temperatur von 720 °C, ein Gasgemisch von 1 % Methan in Wasserstoff bei einem Gesamtfluss von 200 sccm und 30 mbar Druck angewendet. Es wurde keine Biasspannung angelegt .
Für die Diamantschicht wurde anschließend ein Tilt und Twist von 1,3° und 1,7° gemessen.
Fig. 7 zeigt nun eine raster-elektronmikroskopische Aufnahme einer Diamantschicht, die auf eine Ir/SrTi03/Si (001) Unterlage abgeschieden wurde. Man erkennt die orientierten Diamantkristallite mit einer Flächendichte von ca. 109 cm"2. Die oberste Fläche der pyramidenstumpfartigen Kristallite entspricht einer (001) Facette, die Seitenflächen sind (111) Facetten. Nahezu alle Kristalle sind parallel zueinander ausgerichtet .
Fig. 8 zeigt die Diamant {lll} Röntgenpolfigur im Messbereich Chi=0°..85° und Phi=0° ...360° für Schicht aus Fig. 7, 2 Theta = 43,93°. Man erkennt die epitaktische Ausrichtung der (001) orientierten Diamantkristallite .
Beispiel 2
In einem weiteren Beispiel (Fign. 9 und 10) wurde als Substrat wiederum Silizium verwendet und hierauf eine 20 nm dicke epitaktische Strontiumtitanat (001) - Schicht mit Tilt- und Twistwerten von ca. 0,4° 'bzw. 1,4° abgeschieden. Auf diese Strontiumtitanatpuffer- schicht wurde eine Iridiumschicht wie in Beispiel 1 aufgebracht. Fig. 9 A zeigt die Rockingkurven des SrTiO3(002) Reflexes bei 2 Theta = 46,47° sowie des Ir(002) Reflexes bei 2 Theta = 47,32°. Die Messkurven wurden auf gleiche Höhe normiert. Fig. 9B zeigt den azimutalen Scan des SrTi03 (101) Reflexes bei 2 Theta = 32,40° und einem Polarwinkel Chi = 45° sowie den azimutalen Scan des Ir(311) Reflexes bei 2 Theta = 83,44° und einem Polarwinkel Chi = 72,45°. Es zeigt sich, dass die Fehlorientierungsverteilung der Iridiumschicht erheblich geringer ist als bei der StrontiumtitanatSchicht .
Auf diese Iridiumschicht wurde wie in Beispiel 1 eine Diamantschicht abgeschieden, wobei der Wachstumsschritt jedoch lediglich 30 Minuten dauerte.
Fig. 10 zeigt ein REM-Bild der Oberflächen dieser Diamantschicht . Es zeigt sich hier eine perfekte Koa- leszenz der (001) -Facetten.
Fig. ILA. zeigt den CHI-Scan des Diamant {111} -Reflexes an der Schicht aus Fig. 10 und Fig. 11B zeigt den a- zimutalen Scan des Diamant (111) -Reflexes bei 2 Theta = 43,93° sowie einen Polarwinkel Chi = 54,73°.
Beispiel 3
In einem weiteren Beispiel (Fig. 12) wurde auf ein Silizium(OOl) -Substrat eine 20 nm dicke epitaktische Yttrium-stabilisierte Zirkonoxid (YSZ) -Schicht mittels gepulster Laserablation von einem gesinterten YSZ-Target in einer Sauerstoffatmosphäre von 10"4 mbar bei einer Substrattemperatur von 770 °C abgeschieden. Für die Laserablation wurde ein Kryptonflu- oridexzimerlaser bei 8 Hz mit einer Pulsdauer von 30 ns verwendet. Hierdurch ergab sich eine Wachstumsrate von 0,005 nm pro Puls. Die Orientierung der YSZ- Schicht in Röntgenbeugungsmessungen ergab einen Tilt von 1,4° und einen Twist von 1,2°.
Auf diese YSZ-Schicht wurde eine Iridiumschicht mittels Elektronenstrahlverdampfer im Hochvakuum aufgebracht. Diese Schicht wurde wie in Beispiel 1 aufgebracht .
Fig. 12 zeigt die zugehörigen Rontgendaten sowohl der YSZ-Schicht als auch der Iridiumschicht.
Auf diese Iridiumschicht wurde wiederum eine Diamant- Schicht wie in Beispiel 2 abgeschieden.
Beispiel 4
In einem weiteren Beispiel (Fig. 13) wurde auf Silizium (001) eine 1,5 nm dicke epitaktische Yttriumstabilisierte Zirkonoxidschicht wie in Beispiel 3 aufgebracht. Auf diese wurde eine 50 nm dicke Cero- xidschicht bei identischen Laserparametern und einer Wachstumsrate von 0,016 nm pro Puls aufgebracht.
Die Orientierung der Ceroxidschicht ergab in Röntgen- messungen einen Tilt von 0,85° und einen Twist von 1,32° (siehe Fig. 13). Auf diese Ceroxid-Puffer- schicht wurde nun wiederum eine Iridiumschicht wie in Beispiel 3 aufgebracht, die einen Tilt und Twist von 0,35° bzw. 0,29° aufwies (siehe Rontgendaten in Fig. 13) . Beispiel 5
In einem weiteren Beispiel wurde eine Yttriumstabilisierte Zirkonoxidschicht und eine Ceroxid- schicht auf ein Silizium (001) -Substrat wie in Beispiel 4 aufgebracht. Auf die Ceroxidschicht wurde eine weitere 50 nm dicke Strontiumtitanatschicht bei identischen Laserparametern und einer Wachstumsrate von 0,016 nm pro Puls aufgebracht.
Auf diese Strontiumtitanatschicht folgte eine Iridiumschicht wie im Beispiel 4. Fig. 14 zeigt nun die Rontgendaten der Strontiumtitanatschicht und der Iridiumschicht, wobei sich als Tilt und Twist für die Strontiumtitanatschicht Werte von 0,99° und 1,51° und als Tilt und Twist für die Iridiumschichtwerte von 0,44° und 0,37° ergaben.
Beispiel 6
In einem weiteren Beispiel wurde auf Silizium (111) eine 50 nm dicke epitaktische Yttrium-stabilisierte Zirkonoxidschicht unter Wachstumsbedingungen wie im vorigen Beispiel aufgebracht. Auf diese YSZ-Schicht folgt nun eine Iridiumschicht wie in dem vorigen Beispiel. Fig. 15 zeigt die Rontgendaten der YSZ-Schicht und der Iridiumschicht. Es ergaben sich Tilt- und Twistwerte von 2,77° und 2,13° für die YSZ-Schicht und 0,31° und 0,25° für Tilt und Twist der Iridiumschicht .
Insbesondere dieses Beispiel zeigt, dass auch auf Pufferschichten von relativ hoher Mosaizität auf Silizium (111) hervorragende epitaktische Iridiumschichten mit 111-Orientierung abgeschieden werden können. Es ist damit auch die Abscheidung von 111- orientierten Diamantschichten möglich. Fig. 16 zeigt die Polfigur einer derart hergestellten Iridiumschicht .
Beispiel 7
In einem weiteren Beispiel wurde eine 20 nm dicke epitaktische Strontiumtitanat (001) -Schicht auf Silizium (001) mit Tilt und Twistwerten von 0,4° bzw. 1,4° abgeschieden. Mittels Elektronenstrahlverdampfer im Hochvakuum wurde eine Iridiumschicht wie im vorigen Beispiel abgeschieden. Die Wachstumsrate für die ersten 25 nm betrug jedoch 0,025 nm/s und damit das über 12fache wie bei den bisherigen Beispielen.
Für die Iridiumschicht wurde ein Tilt und Twist von 0,27 und 0,39° festgestellt.
Dieses Beispiel zeigt, dass die Wachstumsrate für I- ridium im ersten Teilschritt über einen großen Bereich variiert werden kann, ohne damit eine wesentliche Verschlechterung der Textur der Iridiumschicht in Kauf nehmen zu müssen.

Claims

Patentansprüche
Verfahren zur Herstellung von Diamantschichten (5) mit geringer Fehlorientierung durch Abscheidung von Diamant auf einem Schichtsystem, dadurch gekennzeichnet, dass das Schichtsystem eine Substratschicht (2) aus einkristallinem Silizium oder aus Siliziumcarbid, mindestens eine darauf angeordnete Pufferschicht (3) sowie mindestens eine darauf angeordnete Metallschicht (4) aus einem hochschmelzenden Metall aufweist, wobei der Diamant auf der mindestens einen Metallschicht (4) abgeschieden wird.
Verfahren nach dem vorhergehenden Anspruch, dadurch gekennzeichnet, dass zwischen dem Substrat (2) aus Siliziumcarbid und der dem Substrat (2) benachbarten Pufferschicht (3) eine einkristalline Siliziumzwischenschicht angeordnet ist.
Verfahren nach einem der vorhergehenden Ansprüche, dadurch gekennzeichnet, dass zwischen dem Substrat (2) und der Diamantschicht (5) mehrere Abfolgen aus jeweils mindestens einer Pufferschicht (3) und einer Metallschicht (4) aus einem hochschmelzenden Metall angeordnet sind.
Verfahren nach einem der vorhergehenden Ansprüche, dadurch gekennzeichnet, dass die Metall- Schicht bzw. -schichten (4) Iridium, Rhenium, Ruthenium und/oder Platin enthält oder daraus besteht .
5. Verfahren nach einem der vorhergehenden Ansprüche, dadurch gekennzeichnet, dass die mindestens eine Pufferschicht (3) eine oxidische Pufferschicht (3) , Siliziumcarbid (Sie) , Titannitrid (TiN) , Strontiumtitanat (SrTi03) , Bariumtitanat (BaTi03) , Titanoxid (Ti02) ,Aluminiumoxid (A1203) ,
Yttrium-stabilisiertes Zirkonoxid (YSZ) , Y203, MgO und/oder Ceroxid (Ce02) enthält oder daraus besteht .
6. Verfahren nach einem der vorhergehenden Ansprüche, dadurch gekennzeichnet, dass die Schichten auf dem Substrat (2) mittels eines Vakuumverfahrens, PVD, CVD, Laserablation (PLD) , Sputtern, und/oder MBE, abgeschieden werden.
7. Verfahren nach einem der vorhergehenden Ansprüche, dadurch gekennzeichnet, dass die mindestens eine Pufferschicht (3) eine Dicke zwischen 1 und 2000 nm, vorteilhafterweise zwischen 1 und
100 nm, vorteilhafterweise 10 bis 50 nm aufweist .
8. Verfahren nach einem der vorhergehenden Ansprüche, dadurch gekennzeichnet, dass die mindestens eine Metallschicht (4) eine Dicke zwischen 10 und 1000 nm, vorteilhafterweise zwischen 50 und 200 nm aufweist.
9. Verfahren nach einem der vorhergehenden Ansprüche, dadurch gekennzeichnet, dass die Pufferschicht (3) eine Fehlorientierung > 2°, vorteilhafterweise > 1°, vorteilhafterweise > 0,5° bzgl . Verkippung (tilt) und/oder Verdrehung
(twist) aufweist.
10. Verfahren nach einem der vorhergehenden Ansprüche, dadurch gekennzeichnet, dass die Metall- Schicht (5) mit einer Abscheiderate < 0,4 nm/min, vorteilhafterweise < 0,2 nm/min, zumindest bis die Metallschicht eine geschlossene Oberfläche aufweist, abgeschieden wird.
11. Auf einem Körper angeordnete Diamantschicht (5), wobei der Körper ein Substrat (2) bestehend oder enthaltend Silizium und/oder Siliziumcarbid, mindestens eine Pufferschicht (3) und mindestens eine Metallschicht (4) bestehend oder enthaltend ein refraktäres Metall, enthält oder aus diesen besteht.
12. Diamantschicht (5) nach dem vorhergehenden Anspruch, dadurch gekennzeichnet, dass die mindestens eine Pufferschicht (3) eine Dicke zwischen 1 und 2000 nm, vorteilhafterweise zwischen 1 und 100 nm, vorteilhafterweise zwischen 10 und 50 nm aufweist .
13. Diamantschicht (5) nach einem der beiden vorhergehenden Ansprüche, dadurch gekennzeichnet, dass die mindestens eines Metallschicht (4) eine Dicke zwischen 10 und 1000 nm, vorteilhafterweise zwischen 50 und 200 nm aufweist.
14. Diamantschicht (5) nach einem der drei vorhergehenden Ansprüche, dadurch gekennzeichnet, dass die Pufferschicht (3) eine Fehlorientierung > 2°, vorteilhafterweise > 1°, vorteilhafterweise > 0,5° bzgl. Verkippung
(Tilt) und/oder Verdrehung (Twist) aufweist.
15. Diamantschicht (5) nach einem der vier vorhergehenden Ansprüche, dadurch gekennzeichnet, dass die Diamantschicht (5) eine Fehlorientierung < 2°, vorteilhafterweise < 1°, vorteilhafterweise < 0,5° in Verkippung (Tilt) und Verdrehung (Twist) aufweist.
16. Diamantschicht (5) nach einem der fünf vorhergehenden Ansprüche, dadurch gekennzeichnet, dass sie mit einem Verfahren nach einem der Ansprüche 1 bis 10 herstellbar ist bzw. hergestellt wurde.
17. Diamantschicht, dadurch gekennzeichnet, dass sie mit einem Verfahren nach einem der Ansprüche 1 bis 10 herstellbar ist bzw. hergestellt wurde.
18. Diamantschicht nach dem vorhergehenden Anspruch, dadurch gekennzeichnet, dass anschließend einzelne Schichten oder das ganze Schichtsystem und/oder die Diamantschicht auf der dem Substrat zugewandten Seite zumindest in einer vorbestimmten Dicke, beispielsweise 10 μm, zumindest bereichsweise von der Diamantschicht, vorteilhafterweise durch Ätzen und/oder durch Polieren, entfernt wird.
19. Verwendung einer Diamantschicht (5) oder eines Verfahrens nach einem der vorhergehenden Ansprüche als Bauelement bzw. zur Herstellung eines Bauelementes in der Mechanik, Mikromechanik, Elektronik, Mikroelektronik, Optik und/oder Chirurgie .
20. Verwendung nach dem vorhergehenden Anspruch als Schneide, als Skalpell, als Wachstumssubstrat (2) für das epitaktische Wachstum von Halbleitermaterialien oder Ferromgnetika, insbesondere von kubischem Bornitrit (c-BN) , als Template für die Herstellung von Diamantschichten (5) mit geringer Fehlorientierung bzw. von einkristallinen Diamantschichten (5) .
1. Verwendung nach Anspruch 19 zur Herstellung eines bruchfestens Laserfensters, bruchfester Fenster für Gyrotrons, bruchfester Röntgenfens- ter, bruchfester Membranen für die Röntgenlithographie, elektronischer Hochleistungsbauelemente, insbesondere für hohe Temperaturen, hohe Leistungen und/oder hohe Frequenzen, Mikromecha- nik-MEM's und/oder Diamantschneider, insbesondere aufgelötet auf Hartmetallwerkzeuge für Schneider, Fräser, Bohrer aus einkristallinem bzw. quasi einkristallinem Diamant.
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