稀有金属 2011,35(01),59-65

磁控溅射沉积Cu-Nb薄膜的特征及热退火的影响

孙勇 段永华 周铖 彭明军

昆明理工大学云南省新材料制备与加工重点实验室

摘 要：

用磁控共溅射法制备含铌1.16%～27.04% (原子分数) 的Cu-Nb合金薄膜, 运用EDX, XRD, SEM, TEM, 显微硬度仪和电阻仪对沉积态和热退火态薄膜的成分、结构和性能进行了研究。结果表明, Nb添加显著影响Cu-Nb合金薄膜微结构, 使Cu-Nb薄膜晶粒细化, 含铌1.82%～15.75%的Cu-Nb膜呈纳米晶结构, 存在Nb在Cu中的fcc Cu (Nb) 非平衡亚稳过饱和固溶体, 固溶度随薄膜Nb浓度增加而上升, 最大值为8.33%Nb。随Nb含量增加, 薄膜中微晶体尺寸减小, Cu-27.04%Nb膜微结构演变至非晶态。与纯Cu膜对比表明, Nb添加显著提高沉积态Cu-Nb薄膜显微硬度和电阻率, 总体上二者随膜Nb含量上升而增高。Nb含量高于4.05%时显微硬度增幅趋缓, 非晶Cu-Nb膜硬度低于晶态膜, 电阻率则随铌含量上升而持续增加。经200, 400及650℃退火1h后, Cu-Nb膜显微硬度降低、电阻率下降, 降幅与退火温度呈正相关。XRD和SEM显示, 650℃退火后晶态Cu-Nb膜基体相发生晶粒长大, 并出现亚微米级富Cu第二相, 非晶Cu-27.04%Nb膜则观察到晶化转变和随后的晶粒生长。Nb添加引起晶粒细化效应以及退火中基体相晶粒度增大是Cu-Nb薄膜微观结构和性能形成及演变的主要原因。

关键词：

Cu-Nb合金薄膜;纳米晶结构;热退火;显微硬度;电阻率;

中图分类号： TB383.2

作者简介：孙勇, xbysun@sina.com;

收稿日期：2010-03-04

基金：云南省自然科学基金重点资助项目 (2004E0004Z);国家自然科学基金资助项目 (50871049);云南省教育厅科学研究基金 (09Y0091) 资助;

Characteristics of Cu-Nb Thin Films Deposited by Magnetron Sputtering and Effect of Annealing

Abstract：

The composition, structure, properties of Cu-Nb alloy thin films with Nb content of 1.16% ～27.04% (atom fraction) prepared by magnetron co-sputtering were investigated by EDX, XRD, TEM, SEM, microhardness instrument and resistivity meter in the condition of as-deposited and post-annealed states.The results showed that the microstructure of Cu-Nb alloy thin films was influenced by Nb addition significantly and adding Nb led to grain refinement.Cu-Nb thin films with 1.82% ～15.75%Nb possessed nanocrystalline structure with the presence of fcc Cu (Nb) non-equilibrium metastable supersaturated solid solution, and the Nb solubility increased with the incremental Nb concentration and maximum Nb solubility of 8.33%.The size of the microcrystal in Cu-Nb thin films decreased as the Nb content increased, and the microstructure of Cu-27.04%Nb thin films evolved to amorphous state.Comparison with pure Cu films, it could be found that the microhardness and electrical resistivity values of as-deposited Cu-Nb thin films significantly adding Nb, generally both of them were improved with the incremental Nb content in the films.The increment extent in the microhardness was flattened when Nb content was over 4.05%, and the microhardness of amorphous Cu-Nb thin films were lower than crystalline counterparts, but the resistivity increased continuously with Nb content.The microhardness and resistivity decreased after annealed at 200, 400 and 650 ℃ for 1 h.The reduction extent in the microhardness and resistivity had positive correlation with annealing temperature.XRD and SEM analysis revealed coarseness in the grain sizes of the matrix phases of Cu-Nb films and the appearance of submicron Cu-rich second-phase, crystalline transition and subsequent grain growth were observed for amorphous Cu-27.04%Nb films after 650 ℃ annealed.It was considered that the formation and evolution of the microstructure and the properties of Cu-Nb thin films could be mainly attributed to the grain refining effect caused by Nb addition as well as the growth of matrix phase's grain sizes in annealing process.

Keyword：

Cu-Nb alloy thin films;nanocrystalline structure;annealing; microhardness;electrical resistivity;

Received： 2010-03-04

Cu-Nb合金是将熔点及强度高的铌与高导电导热性的铜复合, 具备特殊性能的一类材料, 类似Mo-Cu材料 ^[1,2] 。 通常弥散分布于铜基体的铌有效增加Cu合金强度, 并因该体系呈正生成焓 (+4 kJ·mol^-1) , 固态互溶度有限, 对合金电导性的不利影响很小, 且铌高温强度大, 因此铜铌合金强度高, 导电导热性、 高温应力疲劳抗性和电介质粘附性优异, 在微电子、 航空、 热交换领域前景广阔 ^[3,4] 。 研究发现, 含少量高熔点金属 (Nb, W, Mo等) 的Cu基薄膜信号延迟小、 电阻率低 (<10³ μΩ·cm) 、 电迁移抗性 (>10⁶ A·cm^-2) 高于Al基材料, 不易出现铝基互连的电迁移失效问题 ^[5] , 并能避免Cu/Si间反应, 可在ULSI器件领域作无阻挡层互联 ^[6] 。 Cu/Nb多层复合薄膜具有特异界面缺陷, 对高达150 keV He⁺离子注入有抗辐照破坏性, 在核领域深受关注 ^[7] 。 由于远离平衡态, 溅射沉积的Cu-Nb ^[8] , Cu-W ^[9] , Cu-Ta ^[10] 等体系中存在固溶度延展、 亚稳相形成, 缺陷密度急剧变化, 导电性及硬度增强 ^[11] 等现象, 与机械合金化的Cu-Cr ^[12] 材料的现象相似, 显示出重要意义。 Zeng等 ^[13] 考察了离子束辅助沉积Cu (Nb) 薄膜中亚稳相的形成, Barmak等 ^[14] 报道了Cu (Nb_2.4) 膜细晶化现象。 本文采用磁控共溅射技术制备Cu-Nb薄膜, 探讨了Nb含量及热退火对Cu-Nb薄膜结构和性能的影响规律。

1 实 验

FJL520型高真空磁控溅射仪制样, Ф 6 mm的Nb圆柱靶 (纯度99.95%) 镶嵌于Φ 50 mm圆片型Cu靶 (纯度99.99%) 的环状刻蚀区构成Cu-Nb复合靶, 直流磁控共溅射成膜, 调整Nb嵌入靶在该区的面积比以控制膜成分。 玻璃衬底依次以丙酮、 乙醇及去离子水超声清洗作预处理。 本底真空 3.0×10^-4 Pa, 工作气体为分析纯Ar, 溅射气压 2.0 Pa, 基片以10 r·min^-1自转以提高膜均匀性。 衬底水冷, 靶功率较低 (6.4～7.1 W·cm^-2) , 以减小衬底因二次电子和离子轰击而致的温升, 衬底温度20～30 ℃, 膜厚900～950 nm, 预沉积一层30 nm Cr膜增加粘附性。 作为对比, 制备等厚纯Cu膜。 用于TEM测试的膜厚约150 nm, 衬底为PVF膜。 在真空炉中进行热处理, 升温速率10 ℃·min^-1, 保温1 h, 随炉冷却。

用PHOENIX能谱仪 (EDX) 测定薄膜成分, D8-Advance型X射线衍射仪上进行结构分析, Cu Kα线, 波长0.15406 nm。 TEM测试采用Philips电镜, Philips XL30ESEM扫描电镜观察表面形貌。 HX-1型显微硬度计测试力学性能, 136°四菱锥形金刚石压头, 负载10 g, 压入深度250～350 nm, 采样点5～10个, 结果取均值。 北京华创D41-11D/ZM型微控四探针 (FPP) 仪进行电性能测试。

2 结果与讨论

2.1Cu-Nb薄膜成分、 沉积率与Nb靶面积比的关系

图1示出Nb靶面积比不同时Cu-Nb薄膜的沉积率和Nb含量。 当Nb靶面积比为4%, 8%, 12%, 16%, 20%, 24%, 28%, 32%时, 薄膜Nb浓度依次为1.16%, 1.82%, 2.65%, 4.05%, 7.965%, 12.85%, 15.75%和27.04% (原子分数) , 沉积率从11.2 nm·min^-1渐减至4.2 nm·min^-1。 因此随Nb嵌入靶面积比增大, 薄膜Nb浓度增加, 沉积率下降。 Nb嵌入靶面积比小于28%时, 薄膜Nb含量缓慢增加, 这是因Nb溅射产额较低, 相同Ar⁺入射能量下较Cu约低2.1倍, Cu择优溅射明显。 但当Nb靶面积比增至32%时, 膜Nb含量迅速达到27.04%, 这可能是因复合靶由环状刻蚀区挖坑后嵌入Nb靶构成, 坑孔的增多改变了刻蚀区的结构几何, 使成分自动补偿效应趋于明显。

2.2Cu-Nb合金薄膜结构

2.2.1 Cu-Nb合金薄膜XRD分析 图2 (a) , (b) 分别为8个不同成分Cu-Nb薄膜沉积态及退火态的XRD谱, 可以看出, 沉积态下含Nb较低的Cu-Nb膜呈晶态, Cu-27.04% (原子分数) Nb膜为非晶态。 除Cu-1.16%Nb膜出现Nb (110) 峰外, 其余都仅出现Cu峰, 膜呈 (111) 择优取向, 这是因主基体fcc Cu (111) 面的表面自由能最低。 相对JCPDS衍射数据库 (卡号04-0836) , 随铌含量增加, Cu (111) 等峰位向低角度偏移程度渐变大 (Cu (111) 标准峰位为43.317°) , 峰宽化逐渐显著, 说明Nb浓度的提高使薄膜晶粒细化。 表1列出样品XRD谱主峰Cu (111) 的实测峰位及计算面间距d等。 由Bragg方程, 考虑引起峰偏移的晶格常数变化因素, Cu峰偏移显示Cu点阵常数增加, 推测Nb在Cu中形成fcc Cu (Nb) 亚稳过饱和置换式固溶体, Nb, Cu原子半径分别为0.14294, 0.12781 nm, 这种作用使铜晶格常数增大, Cu-Nb薄膜存在固溶度扩展 ^[15] 。 配位数12时Nb原子半径为0.147 nm, 用Vegard定律 ^[16] 估算fcc Cu (Nb) 过饱和固溶度, 用MDI Jade 5.0 XRD分析软件对试样共同的最主要强峰Cu (111) 进行粒度分析, 结果见表1, 说明随铌含量增加, 沉积态薄膜中fcc Cu (Nb) 固溶度渐增, 基体Cu相晶粒尺寸渐减小。 因此Nb的添加促进薄膜中Cu (Nb) 固溶度扩展并细化晶粒, 晶态Cu-Nb膜呈纳米晶结构, Nb含量增至27.04%时Cu-Nb膜演变至非晶态。 类似Cu-Mo膜 ^[17] , Nb形核自由能ΔG很小, 近原位附着倾向高, 沉积中Nb原子提供更多形核位置, 随后约束基体Cu晶粒生长, 产生细晶效应。 而沉积原子扩散迁移距离决定相结构 ^[18] , Cu原子量较小但扩散迁移激活能较高, 在基片上长程扩散几率低, 不易聚集生长以致形成粗晶粒, 使Cu-Nb膜呈细晶结构。 同时溅射功率较低, 降低沉积原子能量, 溅射气压较高, 增加原子到达衬底前与Ar原子的碰撞几率、 进一步降低动能, 减弱随后的扩散迁移, 促进固溶扩展和细晶化。 如图2 (b) 及表1, 经650 ℃热退火1 h后, 晶态Cu-Nb膜Cu (111) 峰渐趋于标准峰位, 并新出现Cu (220) 、 Cu (311) 峰, fcc Cu (Nb) 固溶度降低, 显示亚稳固溶体的脱溶和析出。 同时峰宽化减弱, 说明基体相晶粒度增加, 增幅与初始晶粒度呈正相关, Cu-27.04%Nb膜则发生晶化和晶粒生长, 并也出现fcc Cu (Nb) 固溶体。

图1 Cu-Nb薄膜沉积率及Nb含量随Nb靶面积分数的变化

Fig.1 Variations of deposition rate and Nb content in Cu-Nb thin films with the Nb target area fraction

图2 Cu-Nb薄膜样品XRD谱

Fig.2 XRD spectrums of Cu-Nb thin films

(a) As-deposited; (b) Post-annealed

表1Cu-Nb薄膜XRD谱分析

Table 1XRD spectrums analysis of Cu-Nb thin films

Nb content/ (%, atom fraction)	1.16	1.82	2.65	4.05	7.96	12.85	15.75	27.04
Measured Cu (111) peak position of as-deposited Cu-Nb films/ (°)	43.31	43.25	43.22	43.14	42.92	42.88	42.75
Calculated interplanar distance/nm	0.2087	0.2090	0.2092	0.2095	0.2105	0.2107	0.2113
fcc Cu (Nb) solid solubility/ (%, atom fraction)	<0.10	0.93	1.48	2.60	5.74	6.30	8.33
Grain size of matrix/nm	34.0	28.0	15.0	12.0	8.5	6.0	4.6
Measured Cu (111) peak position of post-annealed Cu-Nb films/ (°)	43.32	43.31	43.31	43.20	43.10	43.21	43.12	42.92
Calculated interplanar distance/nm	0.2087	0.2087	0.2087	0.2092	0.2097	0.2092	0.2096	0.2105
fcc Cu (Nb) solid solubility/ (%, atom fraction)	<0.10	<0.10	<0.10	1.48	3.15	1.48	2.96	5.74
Grain size of matrix/nm	62.6	47.6	49.3	26.5	26.0	12.8	12.0	9.8

2.2.2 沉积态Cu-Nb合金薄膜TEM分析 图3为沉积态Cu-Nb薄膜TEM高倍明场像及Φ 1 μm范围选区电子衍射 (SAD) 谱。 低于27.04%Nb含量的薄膜SAD谱可见多道衍射环, 为多晶态, 晶粒度为纳米级, 低Nb浓度膜晶界较明显。 随Nb含量提高, 晶粒度渐减至10 nm量级, 与XRD分析相似。 明场像衬度并非源于存在富Nb相, 而是膜微观厚度起伏引起。 图3 (d) 显示Cu-27.04%Nb膜无明显相界、 晶界等缺陷, SAD谱为漫散环, 呈非晶膜特征。 如图3 (a) ～ (c) , 晶态Cu-Nb膜均存在Cu, Nb衍射谱, 因此其某些XRD谱中Nb峰的缺失不能简单归结为文献 [ 8] 指出的铌完全溶于铜中形成超饱和固溶体, 而应考虑二者衍射能力、 原子尺寸的差异及膜结构等因素。 表2为SAD谱得出的晶面间距d和点阵参数a, Cu_100-xNb_x (x=1.82, 7.96, 12.85) 膜中Cu点阵参数均值分别为0.362, 0.365和0.366 nm, Vegard定律估算Cu (Nb) 固溶体固溶度分别为1.1%, 6.0%, 6.8%, 与XRD分析相近, SAD谱分析误差主要源于电镜相机常数及衍射环半径测差。

2.2.3 Cu-Nb合金薄膜SEM分析 图4, 5分别为Cu-Nb薄膜沉积态及退火态的背散射电子 (BSE) 像, 图4 (a) 为沉积态纯Cu膜BSE像。 与其对比可见, 图4 (b) , (c) 表示Cu_100-xNb_x (x=2.65, 12.85) 膜的BSE像无明显衬度, 富Nb相不明显, 晶粒尺寸小, 说明添加Nb引起Cu-Nb膜晶粒细化, 且Cu, Nb以较小尺度均匀混合。 图4 (d) 体现非晶特征, 与XRD, TEM分析一致。 图5 (a) ～ (c) 表明经650 ℃热退火1 h后, Cu_100-xNb_x (x=2.65, 7.96, 12.85) 膜基体相晶粒长大, 并出现第二相, 第二相粒子粒度为亚微米级并随Nb含量增加而增大。 但EDX显示较明亮的第二相并非富Nb相, 而存在Cu富集, 这可能是因Cu熔点较Nb低得多, 再结晶温度也更低, 在650 ℃的温度下即可充分生长, 且可能也是由于fcc Cu (Nb) 固溶体脱溶, 使Nb弥散析出, 从而残余富Cu相。 图5 (d) 显示Cu-27.04%Nb膜退火后晶粒度仍很小、 无显著第二相, 说明在晶化后形成的fcc Cu (Nb) 未大量脱溶, 基体晶粒生长幅度小, 与XRD结果一致。

图3 沉积态Cu100-xNbx薄膜TEM分析

Fig.3 TEM analysis of as-deposited Cu_100-xNb_x thin films

(a) ～ (d) : x=1.82, 7.96, 12.85, 27.04

表2晶态Cu-Nb薄膜SAD谱分析

Table 2SAD Pattern analysis of crystalline Cu-Nb thin films

Cu98.18Nb1.82				Cu92.04Nb7.96				Cu87.15Nb12.85
d/nm	(hkl)	a/nm	Intensity	d/nm	(hkl)	a/nm	Intensity	d/nm	(hkl)	a/nm	Intensity
2.09	Cu (111)	3.62	VS	2.11	Cu (111)	3.65	VS	2.11	Cu (111)	3.66	VS
1.81	Cu (200)	3.62	S	1.83	Cu (200)	3.64	S	1.83	Cu (200)	3.65	S
1.28	Cu (220)	3.62	M	1.29	Cu (220)	3.65	M	1.30	Cu (220)	3.66	M
2.43	Nb (110)	3.44	VW	2.43	Nb (110)	3.44	VW	2.43	Nb (110)	3.44	VW

2.3Cu-Nb合金薄膜力学和电学性能

图6 (a) 示出不同成分Cu-Nb膜在沉积态及三种退火态 (200, 400及650 ℃热退火1 h) 的维氏显微硬度值HV (右纵轴表示等效压强值) , 图6 (b) 为电阻率值, 等厚Cu膜测值用于对比。 可以看出, 在沉积态, 晶态Cu-Nb膜显微硬度总体上随Nb浓度增加而提高, 但Nb含量高于4.05%时增幅趋缓, Cu-15.75%Nb膜硬度开始下降, 而非晶Cu-27.04%Nb膜硬度更低, 这是因非晶存在大量原子位移、 非简谐振动、 类空位缺陷和自由体积, 密度较低 ^[19] 。 退火态Cu-Nb膜硬度均低于沉积态, 但总体上硬度仍与Nb含量呈正相关, 并随退火温度的提高逐渐降低。 晶态Cu-Nb膜退火后硬度降幅比非晶膜大, 因为非晶Cu-Nb膜晶化后, 晶粒度仍较小。 与纯Cu膜硬度相较可知, Nb的少量添加即可显著提高硬度, 添Nb对Cu-Nb膜晶粒细化作用明显, 因此提高了力学性能。 Cu-Nb膜热处理后硬度下降主要是因退火使薄膜基体晶粒粗化, 而低Nb含量Cu-Nb膜硬度降幅较大, 正如XRD和SEM分析, 是与其晶粒的明显长大密切相关的。 沉积态下, 晶态Cu-Nb膜电阻率仍随Nb含量增加而提高, 这是由于添Nb的细晶化作用, 使薄膜晶界密度增加, 晶界电子散射效应增强, 以及Nb的杂质效应等, 使电阻率上升。 非晶Cu-27.04%Nb膜电阻率高于晶态膜, 是因非晶膜原子排列呈无序态, 缩短了电子平均自由程, 无序散射较强。 不同温度退火的Cu-Nb膜电阻率也都低于沉积态, 热处理温度上升, 电阻率进一步下降, 主要是由于退火使晶态Cu-Nb膜晶粒长大、 晶界密度降低, 使非晶Cu-27.04%Nb膜发生晶化和晶粒生长, 降低电子散射效应所致。

3 结 论

1. Nb含量1.82%～15.75% (原子分数) 的Cu-Nb薄膜为晶态且出现固溶度扩展, 存在fcc Cu (Nb) 亚稳过饱和固溶体, 固溶度随Nb浓度增加而上升, 最高为8.33%Nb; Nb添加细化Cu-Nb薄膜晶粒, 沉积态Cu-Nb晶态膜晶粒度为纳米级, 并随Nb含量上升而下降, Cu-27.04%Nb膜则呈非晶态。 热退火使晶态Cu-Nb膜晶粒度增大, fcc Cu (Nb) 固溶体的固溶度下降, 存在脱溶现象, 650 ℃退火后晶态Cu-Nb膜的基体晶粒度增大但仍为纳米级, 析出亚微米级富Cu第二相, 基体和第二相粒子粒度均与Nb含量呈正相关。 非晶Cu-Nb膜退火中发生晶化和晶粒生长。

2. Nb添加显著提高Cu-Nb膜的硬度和电阻率, 总体上沉积态Cu-Nb晶态膜硬度和电阻率与Nb含量呈正相关, 非晶Cu-Nb膜硬度比晶态膜低, 电阻率则显著上升。 热退火使所有Cu-Nb膜硬度及电阻率均降低, 降幅与退火温度呈正相关。 退火使基体相晶粒度上升是出现上述现象的主要原因。

参考文献

[1] Han Shengli, Song Yueqing, Cui Shun.Effect of sintering pa-rameters on properties and microstructure of Mo-Cu alloys[J].Chinese Journal of Rare Metals, 2009, 33 (5) :666. (韩胜利, 宋月清, 崔舜.烧结参数对钼一铜合金组织和性能的影响[J].稀有金属, 2009, 33 (5) :666.)

[2] Zhan Tusheng, Zhu Yubin, Xu Wei, Sun Yuan, Yang Nin.Effect of pre-mixing Cu powder on performance of 85W-Cu sheet[J].Chinese Journal of Rare Metals, 2009, 33 (5) :675. (詹土生, 朱玉斌, 徐伟, 孙远, 杨宁.预加铜粉对85W-Cu板材性能的影响[J].稀有金属, 2009, 33 (5) :675.)

[3] Wang TL, Li J H, Tai K P, Liu B X.Formation of amorphousphases in an immiscible Cu-Nb system studied by molecular dy-namics simulation and ion beam mixing[J].Scripta Materialia, 2007, (57) :157.

[4] Jha S C, Delagi R G, Forster J A, Krotz P D.High-strengthhigh-conductivity Cu-Nb microcomposition sheet fabricated viamutiple roll bonding[J].Metallurgical Transaction A, 1993, 24 (1) :15.

[5] Chen Jun, Mao Changhui.Electromigration failure mechanisinsof Al-Cu interconnect[J].Chinese Journal of Rare Metals, 2009, 33 (4) :530. (陈军, 毛昌辉.铝铜互连线电迁移失效的研究[J].稀有金属, 2009, 33 (4) :530.)

[6] Chu J P, Lin C H, Heieh Y Y.Thermal performance of sput-tered insoluble Cu (Nb) films for advanced barrierless metalliza-tion[J].Journal of Electronic Materials, 2006, 35 (1) :76.

[7] Demkowicz M J, Hoagland R G.Structure of kurdjumov-sachsinterfaces in simulations of a copper-niobium bilayer[J].Journalof Nuclear Materials, 2008, (372) :45.

[8] Mahalingam T, Lin C H, Wang L T, Chu J P.Preparation andcharacterization of sputtered Cu films containing insoluble Nb[J].Materials Chemistry and Physics., 2006, (100) :490.

[9] Chu J P, Liu C J, Lin C H, Lin TN, Wang S F.Characteriza-tions of super hard Cu films containing insoluble W prepared bysputter deposition[J].Materials Chemistry and Physics, 2001, (72) :286.

[10] Zeng F, Gao Y, Li L, Li D M, Pan F.Elastic modulus andhardness of Cu-Ta amorphous films[J].Journal of Alloys andCompounds, 2005, (389) :75.

[11] Zong R L, Wen S P, Zeng F, Gao Y, Pan F.Nanoindentationstudies of Cu-W alloy films prepared by magnetron sputtering[J].Journal of Alloys and Compounds, 2008, (464) :544.

[12] Wang Debao, Wu Yucheng, Wang Wenfang, Zong Yue.Ex-tension solid solubility of immiscible Cu-Cr alloy system inducedby mechanical alloying[J].Chinese Journal of Rare Metals, 2008, 32 (1) :17. (王德宝, 吴玉程, 王文芳, 宗跃.机械合金化诱导难互溶系Cu-Cr合金固溶度扩展的研究[J].稀有金属, 2008, 32 (1) :17.)

[13] Zeng F, Zhao B, Pan F.Metastable phases formation in Cu-Nbfilms by ion-beam-assisted deposition[J].Nuclear Instrumentsand Methods in Physics Research B, 2001, (183) :311.

[14] Barmak K, Gungor A, Collett A D, Cabral C Jr, Harper J ME.Texture of Cu and dilute binary Cu-alloy films:impact of annea-ling and solute content[J].Materials Science in SemiconductorProcessing, 2003, (6) :175.

[15] Guo Zhongzheng, Sun Yong, Duan Lingkun, Guo Shimei, Li Yu-ge.Structure and mechanical properties of Cu-Walloy thin filmsdeposited by sputtering[J].Chinese Journal of Rare Metals, 2010, 34 (1) :38. (郭中正, 孙勇, 段林昆, 郭诗玫, 李玉阁.溅射沉积Cu-W合金薄膜的结构及力学性能[J].稀有金属, 2010, 34 (1) :38.)

[16] Pan Jinsheng, Tong Jianmin, Tian Minbo.Fundamentals ofMaterials Science[M].Beijing:Tsinghua University Press, 1998.91. (潘金生, 仝健民, 田民波.材料科学基础[M].北京:清华大学出版社, 1998.91.)

[17] Lin C H, Chu J P, Mahalingam T, Lin TN, Wang S F.Sput-tered copper films with insoluble Mo for Cu metallization a thermalannealing study[J].Journal of Electronic Materials, 2003, 32 (11) :1235.

[18] Saunders N, Miodonbnik A P.Phase formation in co-depositedmetallic alloy thin films[J].Journal of Materials Science, 1987, (22) :629.

[19] Lam N Q, Okamoto P R.A unified approach to solid-stateamorphization and melting[J].Material Research Bulletin, 1994, 19:41.