溅射功率（精选3篇）
溅射功率 篇1
摘要：在玻璃衬底上通过磁控反应溅射法, 利用纯金属Zn靶, 在N2-Ar等离子体氛围中制备出氮化锌薄膜。X射线衍射谱表明氮化锌具有 (4 0 0) 择优取向, 反方铁锰矿结构。研究了溅射功率对氮化锌薄膜结构、电学及光学性质的影响。
关键词：氮化锌薄膜,磁控反应溅射法,结构特性,电学特性,光学特性
引言
氮化物半导体, 如Cu3N, GaN, AlN, 和InN[1,2,3,4]已经被应用于各种不同的领域。然而, 与III族氮化物半导体相比, 对II族氮化物半导体的研究相对有限, 尤其是对氮化锌的研究很少。
Kuriyama[5]等人于1993年首次通过氨气和金属锌直接反应制备出氮化锌薄膜。然而, 关于氮化锌禁带宽度的大小和类型有各种不同的报道。2005年, Toyoura[6]等人采用熔盐电化学方法制备了氮化锌薄膜, 他们报道的禁带宽度为1.01~1.23eV。2006年, Zong[7]等人通过射频磁控反应溅射法在石英衬底上制备了氮化锌薄膜, 获得的薄膜为间接带隙半导体, 禁带宽度为2.12eV。Kuriyama[5]等人报道的带隙为3.2eV。Futsuhara[8]等人报道的带隙为1.23eV。2009年, Yang[9]等采用射频磁控溅射法制备出氮化锌薄膜, 发现其光学禁带宽度为1.01±0.02eV。
至今, 人们寄希望予氮化锌将展现出优良的电学和光学性能, 但关于氮化锌是窄带隙还是宽带隙材料还没最后确认, 且氮化锌是直接带隙还是间接带隙还存在争议。此外, 对氮化锌薄膜的缺陷和不稳定性的研究还要继续。
采用反应溅射制备氮化锌薄膜, 反应气体N2占总气压的比例在制备的氮化锌薄膜中起到了十分重要的作用, 在溅射功率一定的情况下, 我们研究发现氮气流量占总流量的比例为80%时, 制备的薄膜结晶最好[9]。此外, 溅射功率, 溅射气压及衬底温度[10]也是影响氮化锌薄膜性质的重要因素。其中溅射功率对薄膜特性影响的报道至今没有发现, 一般在较高的溅射功率下, 薄膜有较大的生长速度, 溅射出的靶材粒子具有较大的动能, 对结晶是有利的;但是, 对于反应溅射, 反应气体单位时间的离化数目和靶材溅射速度存在一个合适的比例, 在此条件下制备的薄膜结晶最好。因此, 在反应气体比例一定的情况下, 应该有最佳的溅射功率大小。
氮化锌薄膜样品是在氮气流量占总流量的比例为80%, 衬底温度为200°C, 不同溅射功率下制备的。本文就不同溅射功率下制备的氮化锌薄膜样品进行分析研究, 详细讨论溅射功率对氮化锌薄膜结构、电学性质及光学性质的影响。
1实验
本实验使用MIS-500B型超高真空磁控溅射设备制备氮化锌薄膜。溅射之前分别用去离子水、酒精、丙酮超声清洗衬底, 清洗洁净后进行烘干。以纯金属Zn为靶材 (靶材直径为76 mm, 纯度为99.99%) 。溅射前, 本底真空为1.5×10-4Pa。溅射所用气体是99.999%高纯氩气和99.99%的高纯氮气的混合气体。靶材与衬底之间的距离为4.5cm;衬底为普通玻璃, 衬底温度为200°C;溅射气压为1.0Pa, 其中氮气流量为40sccm, 氩气的流量为10sccm, 分别由两个质量流量计单独控制;溅射功率分别为50 W、60 W、70 W、90 W及100 W。
采用XP-1型台阶仪 (Ambios Technology Company, USA) 、BD-90型四探针仪、HL5500PC型霍尔测试设备分别测试样品厚度和电学特性;采用Rigaku D/MAX 200V/PC X射线衍射仪 (其衍射源为Cu-kα1) 分析氮化锌薄膜的结构;采用VER-TEX 70傅里叶红外光谱仪和Cary-100紫外-可见分光光度计测量薄膜的透过率;利用Accent RPM2000型光致发光 (PL) 光谱仪测量了薄膜的荧光光谱。
2 结果与讨论
2.1 溅射功率对氮化锌薄膜结构影响
图1为磁控反应溅射法在不同功率下制备的氮化锌薄膜样品的XRD图谱。从图1中可以看出, 所有样品均具有较强的 (4 0 0) 方向的择优取向;随着溅射功率的增加, 氮化锌薄膜的 (8 0 0) 衍射峰出现并逐渐增强, 这说明氮化锌薄膜是具有立方型的反方铁锰矿结构的多晶薄膜。在溅射功率为50 W、60W、70 W、90 W和100 W时, 氮化锌薄膜的 (4 0 0) 衍射峰位分别为:2θ=36.376°、36.413°、36.676°、36.585°及36.369°, 由此可以发现随着溅射功率的增加, 氮化锌薄膜的 (4 0 0) 峰位有偏移, 峰对应的衍射角开始随功率变大而变大, 当溅射功率为70 W时, 氮化锌薄膜的 (4 0 0) 峰位于36.676°, 接近标准的氮化锌粉末衍射峰的位置 (36.727°, Card No.35-0762) 。继续加大溅射功率, 衍射峰对应的衍射角又变小。这表明功率为70 W时制备的氮化锌薄膜具有较好的晶格结构。样品的结晶状况还与氮气的流量以及比例有关, 我们发现不同的氮气流量、工作气压、氮气比例下制备的样品对应的最佳溅射功率有所差异。Toyoura[6]等人制备的氮化锌薄膜有多个衍射峰, 并解释其薄膜是由氮化锌与锌成分组成。Suda[11]采用MOCVD和分子束外延技术制备的氮化锌薄膜具有 (4 4 0) 晶面择优取向。以上例子说明, 制备方法不同, 薄膜的最优生长取向有差异。
图2为在不同溅射功率下制备的一组氮化锌薄膜的晶粒大小以及 (400) 衍射峰半高宽。半高宽是指衍射峰强度为最大强度一半时衍射峰宽度对应的衍射角变化大小, 并根据其大小计算出晶粒大小。从图2中可以观察到, 随着射频功率的从50 W增加到70W, 氮化锌的衍射峰半高宽从0.203°减小到0.168°, 其晶粒大小由47.3nm增加到61.9nm, 这表明随着溅射功率从50 W增加到70 W, 氮化锌薄膜的结构有明显的改善。但是功率继续增加到100W, 半高宽逐渐变宽, 晶粒大小逐渐减小, 说明薄膜结晶状况有所退化。由此可见, 溅射功率70 W是制备氮化锌薄膜的最佳功率条件。
2.2 溅射功率对氮化锌薄膜电学性质的影响
图3为不同溅射功率下制备的氮化锌薄膜的电学性能, 图3中显示了氮化锌薄膜的载流子浓度、迁移率以及电阻率随溅射功率的变化情况。霍尔效应得到的结果都显示氮化锌是n型半导体, 说明载流子主要由施主离子氮空位、锌填隙原子组成, 载流子的迁移率主要受电离杂质散射和晶界散射共同影响。随着溅射功率由50 W增加到70 W, 载流子浓度降低, 迁移率变大, 由38.9cm2/ (V·s) 增加到59.0cm2/ (V·s) , 当溅射功率进一步增加到100W, 载流子浓度有所增加, 但霍尔迁移率有所降低。但电阻率数值随溅射功率改变变化不大。
原因分析:当溅射功率比较低时, 没有足够的能量使氮气完全离化, 锌离子 (或者原子) 比氮离子多, 沉积的薄膜氮空位和锌间隙原子较多, 载流子浓度较大, 此时, 对载流子的散射主要部分是电离杂质散射, 故迁移率较低。当溅射功率增加一定值 (70 W) 时, 氮气获得足够的能量完全电离, 与锌离子进行了较充分的反应, 使得氮空位减少, 此时薄膜的载流子浓度减少, 电离杂质散射减小, 同时, 薄膜结晶质量变好, 晶粒变大, 晶界散射变小, 二者共同作用, 使载流子的迁移率增大。当氮气流量一定时, 随着溅射功率的进一步增加, 完全离化的氮离子数量一定, 相比之下, 锌靶中有丰富的锌可供溅射, 从而会溅射出比氮离子更多的锌原子 (离子) , 氮空位又要增多, 锌填隙原子增加, 载流子浓度有所增加, 致使散射作用增大, 迁移率又变小。电阻率是迁移率和载流子浓度的综合体现, 因此, 薄膜电阻率变化不大是可以理解的。
2.3 溅射功率对氮化锌薄膜光学性质的影响
图4所示为不同溅射功率下制备的氮化锌薄膜透过率。从图中发现, 在近红外区域, 不同溅射功率下制备的样品平均透过率均在80%左右。
根据图4, 以溅射功率70 W制备的样品为例, 可由下式计算出吸收系数α:
其中T是透过率, d是氮化锌薄膜的膜厚, A是常数。通过该吸收系数可以推算出氮化锌薄膜的光学禁带宽度。对于直接禁带半导体, 可以通过下式计算得到:
对于间接禁带半导体, 可以通过下式计算得到:
其中hν是光子能量, Eg是光学禁带宽度, b (b′) 是常数。以 (hνα) 2为纵坐标, hν为横坐标, 画出了图5, 直线部分外推以后得到了Eg大小为1.11eV, 且为直接禁带。
表1给出了不同溅射功率下制备的Zn3N2薄膜的禁带宽度。随着溅射功率从50 W增加到100W, 氦化锌薄膜的禁带宽度变化不大, 基本在1.13±0.02eV。我们的计算结果与Suda[11]的1.06eV接近。
Zong等人[7]用氮化锌靶材, 采用磁控溅射技术制备的氮化锌薄膜的禁带宽度是2.12eV, 且为间接禁带。关于氮化锌薄膜禁带宽度偏大的报道, 可能在制备薄膜的过程中, 系统真空度不够, 活泼的锌与氧气发生了反应所致。综上所述, 氮化锌的禁带宽度的大小差异主要在于不同的制备方法和制备气氛, 因此禁带类型与制备条件关系可以做进一步研究。
图6 (a) 和 (b) 给出了溅射功率分别为70、90 W时制备的氮化锌在室温下的PL谱图。由图可见其发射峰分别为2.36eV和2.34eV, 进一步揭示了氮化锌薄膜表面的光电子跃迁情形。很明显, 这两个峰值与给出的禁带宽度1.12eV和1.11eV并不一致。我们推测得到如下结论:PL谱是中科院测量的, 样品邮寄过程中已经在空气中暴露了72个小时, 薄膜的表面吸收了大量的氧形成了ZnxOyNz, 因此PL谱测量结果是光电子从ZnxOyNz的导带跃迁到价带产生的。
有报导[11]氮化锌的光学禁带宽度随着氧含量的增加而变大, 这主要是由于Zn-O与Zn-N键能的不同。根据Pauling理论[12]可知, 在单键中电离能随着两个元素的电负性差值的增加而增加。其中O的电负性为3.5eV, 比N的电负性3.0eV大, 因此Zn-O键的电离能比Zn-N键要大。由此可见氮化锌薄膜的禁带宽度Eg的增大是由于Zn-O的形成使得电离能有所增加。此外Dai等人[13]报道了光学禁带宽度不同的主要原因在于氮化锌薄膜中不同的缺陷, 尤其是氧替位 (氮化锌晶体中的N原子可能由O原子替换) 。Paniconi等人[14]也从另一个侧面充分证实了这一点, 通过PL谱测试得到了纯氮化锌粉末的禁带宽度为0.9eV, 并证明了氮化锌晶格中没有O替位现象存在。
3 结论
采用射频磁控反应溅射法, 衬底温度为200°C, 氮气比例为80%, 不同溅射功率下在玻璃衬底上制备了氮化锌薄膜。随着射频功率从50 W增加到70W, 氮化锌的半高宽从0.203°减小到0.168°, 其晶粒大小由47.3nm增加到61.9nm, 氮化锌薄膜的结晶状况明显得到改善。薄膜的霍尔迁移率由38.9cm2/ (V·s) 增加到59.0cm2/ (V·s) 。这时是电离杂质散射和晶界散射共同作用机制的结果。当溅射功率为70 W时, 氮化锌薄膜的 (4 0 0) 峰位于36.676°, 最接近标准的氮化锌粉末衍射峰的位置。功率继续增加到100W, 半高宽逐渐变宽, 晶粒大小逐渐减小, 薄膜结晶状况有所退化。在近红外区域内, 不同溅射功率制备的氮化锌薄膜的平均透过率均在80%左右, 禁带宽度在1.13±0.02eV左右。当溅射功率为70 W和90 W时, 制备的薄膜PL谱发射峰分别为2.36eV和2.34eV, 这与通过光谱计算的禁带宽度值有差异, 进一步证实了氮化锌薄膜表面在空气中被氧化成ZnxOyNz。
溅射功率 篇2
关键词：AZO,射频磁控溅射,溅射功率,方阻,透射率
0 引言
ZnO是一种性能优异的宽禁带直接带隙半导体材料,呈六方纤锌矿型晶体结构,晶格常数a=0.32496nm,c=0.52065nm。ZnO具有熔点高、热稳定性好、介电常数低、光电耦合系数大等优点[1],在声表面波器件、体声波器件、气敏传感器、压敏电阻、透明导电电极和光发射器件等领域有着重要的应用前景,可广泛应用于制造柔性衬底发光器件、塑料液晶显示器和非晶硅太阳能电池,还可作为透明保温隔热材料用于塑料大棚以及汽车玻璃和民用建筑玻璃的贴膜[2]。尤其在光电子产业ITO透明导电薄膜中,In元素资源稀少,价格昂贵,亟需找到一种可替代的材料。研究发现Al掺杂的ZnO薄膜(AZO)的结构与光电性能完全可与ITO薄膜相媲美,而且AZO薄膜的制备方便,元素资源比In元素丰富,且无毒,因此研究AZO薄膜的光电性能具有特殊的意义。
本实验用射频磁控溅射法在玻璃衬底上沉积AZO薄膜,通过正交实验得到溅射功率为180W、溅射气体流量为15sccm、基片温度为200℃时薄膜方阻为10Ω/□(在同种条件下ITO薄膜的方阻为6.75Ω/□[3]),在可见光区薄膜的平均透射率大于85%。
1 实验
用射频磁控溅射法在玻璃基片上沉积AZO薄膜。镀膜仪器为北京创威纳科技有限公司的JVC-2C型溅射镀膜机。溅射靶材为98% ZnO+2%Al(质量分数),纯度为99.95%,尺寸为Φ80mm×5mm,溅射气体为高纯氩气,玻璃片用丙酮、酒精、去离子水反复清洗,在烘箱中烘干备用。Minami等通过直流磁控溅射法沉积薄膜后发现离化杂质散射是限制薄膜迁移率的主要散射机制且在200℃以上迁移率与温度无关[4],因此实验选用基片温度为200℃,溅射功率为140W、160W、180W和200W,气体流量为15sccm,本底真空为1.5×10-3Pa。
采用原子力显微镜分析薄膜表面形貌,用单色仪测试薄膜透射率,用四探针测试薄膜方阻,用XRD分析薄膜晶体结构。本实验的主要目的是通过正交试验方案得到AZO薄膜光电特性最佳的参数值。
2 结果分析
2.1 薄膜的XRD分析
当溅射功率分别为140W、160W、180W和200W时薄膜的XRD图谱如图1所示。
由图1可知,衍射谱主峰(002)的衍射角位于34°附近,本征ZnO衍射角位于34.48°处,衬底的峰值为(004)衍射峰,薄膜中除了ZnO的本征峰值外并没有发现其它衍射峰。由图1还可以看出衍射峰整体蓝移,这是因为Al3+半径(0.05nm)小于Zn2+半径(0.074nm),根据Burstein-Moss效应,掺杂使晶粒尺寸减小,产生的量子效应导致半导体能隙变宽,半导体发光带或吸光带由长波移向短波[5]。由布拉格公式2dsinθ=nλ可以得到AZO(002)衍射面的晶面间距(θ为布拉格衍射角,λ为入射X射线波长,d为晶面间距)。根据Scherrer公式D=0.94λ/Bcosθ可以估算出薄膜的平均晶粒尺寸D(B为(002)衍射峰的半峰全宽),因此晶粒尺寸也反映了薄膜的结晶质量。
2.2 溅射功率对薄膜方阻的影响
不同溅射功率下薄膜方阻的变化曲线如图2所示。
薄膜载流子主要来源于氧缺位和铝的替位掺杂,而薄膜的各种散射机制决定了载流子的迁移率。因此,应尽量减小薄膜散射中心的影响,从而有效地提高薄膜载流子的迁移率,相应地减小薄膜方阻[6]。
薄膜的散射机制可以表达为:
1/μ=1/μi+1/μg+1/μl
式中:μi为离化杂质散射迁移率,μg为晶界散射迁移率,μl为晶格振动散射迁移率。
当薄膜的溅射功率增大时,其表面迁移率增加,结晶性提高,从而有利于减小薄膜方块电阻,但是当溅射功率过大时将导致薄膜表面缺陷增大。本实验中薄膜电阻的减小可能是由于相同溅射时间下薄膜厚度增加导致。薄膜的电阻率和光学透射率本身是一对矛盾的物理量,因此应在180~200W之间折中选择一个合适的溅射功率。
2.3 不同溅射功率下薄膜的AFM图谱分析
由于溅射功率为140W和160W时薄膜方阻较大,所以只用原子力显微镜分析溅射功率为180W和200W的薄膜(如图3所示)。
由图3(a)可以看出,当溅射功率为180W时薄膜表面平整度很好为30nm,而当溅射功率为200W时薄膜表面平整度为100nm,这是因为当溅射功率增大时溅射粒子的动能增大,使得粒子在薄膜表面的迁移率增加[7]。在较大驱动力作用下的溅射粒子能够迁移到更合适的格点位置,通过调整结合方向和长度可获得与临近原子的最佳结合,这有助于薄膜晶粒成核和生长,提高薄膜的晶化程度;但是当溅射功率高到200W时,溅射粒子的动能就会增大,使具有较高动能的粒子在到达衬底时对薄膜表面的轰击损伤加大,增加了薄膜和衬底的缺陷态,从而使薄膜表面变得更不平整。
2.4 不同溅射功率下AZO薄膜的光学性能
图4为不同溅射功率下AZO薄膜的透射率曲线图。光学透射率是评价薄膜质量的重要指标,溅射功率对薄膜光透射率的影响很大,溅射功率过大或过低都会在薄膜内部产生晶体缺陷,导致薄膜内部各处折射率和消光系数不一致,而折射率的变化会造成晶体内部出现对入射光的消散,消光系数的不一致又会造成光吸收的变化,这两方面均会导致光透射率降低[8]。
从图4中可以看出,所有曲线在整个可见光范围内都表现出很高的透射率(>85%),这是由ZnO的禁带宽度决定的,ZnO的禁带宽度为3.37eV,高于可见光的最高能量(3.1eV)。所有功率下沉积的薄膜在300nm波长附近没有趋近于零,这是由于薄膜太薄没有充分吸收光的缘故。从光学和电学性两方面进行分析可以看出,本实验制备的AZO薄膜最佳溅射功率应为180W。
3 结论
采用射频磁控溅射法在玻璃片上制备了AZO透明导电薄膜,主要讨论了溅射功率对AZO薄膜电学性质和光学性质的影响,对部分样片进行了XRD和AFM分析。通过正交实验法得到,当溅射功率为180W时获得了最佳参数,薄膜方阻为10Ω/□,薄膜具有c轴择优取向。与本征ZnO相比,制备的薄膜均表现为六方纤锌矿结构,在可见光区的平均透射率大于85%,吸收边出现了蓝移现象。
参考文献
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溅射功率 篇3
本文采用直流磁控溅射技术,通过调节石墨靶的溅射功率,在单晶硅和304不锈钢基底上沉积系列类金刚石碳薄膜,并研究分析了所制备薄膜的结构、力学及摩擦学性能。
1实验部分
类金刚石碳薄膜样品制备在中科院沈阳科学仪器研制中心研制开发的JGP-560B多功能磁控溅射沉积系统上进行。选用腔体内三个靶位置,三靶聚焦于样品架。其中,两呈中心对称靶位为高纯的石墨靶 (99.95%),通直流电源;另一靶位为高纯金属Ti靶 (99.99%)。
基底材料采用p(100)单晶硅片以及304不锈钢片,镀膜前先对硅片与已经过表面镜面抛光的304不锈钢进行表面清洁,制备过程开始后先对真空腔体预抽真空1.0×10-3Pa,对硅片和304不锈钢加热至200 ℃,然后采用射频电源在Ar流量为60mL/min、气压为3Pa的条件下,在样品表面沉积金属Ti过渡层,靶功率200 W,沉积时间30min后关闭射频电源与加热电源并开启两个石墨靶的直流电源,并调节相应的参数在过渡层表面制备类金刚石碳薄膜120min。直流溅射沉积类金刚石碳薄膜过程中的主要工艺参数:Ar流量15mL/min,气压0.25Pa,直流负偏压-50V,靶功率分别为140 W、160 W、180 W、200 W、220 W。
采用D8Advance X射线衍射仪(XRD)对实验制备的类金刚石碳薄膜的结构进行分析测定,Renishaw invia Reflex型Raman光谱仪在激光器波长为532nm条件下对类金刚石碳薄膜进行Raman光谱分析,FEI Quanta FEG250型场发射扫描电子显镜 (FESEM)对类金刚石碳薄膜的断面形貌进行扫描, 并采用CSPM5500型原子力显微镜(AFM)对类金刚石薄膜的表面三维形貌和粗糙度进行表征与检测。 利用MTS-Nano G200纳米压入测试平台测定薄膜的硬度,利用HSR-2M往复摩擦试验机对类金刚石碳薄膜完成摩擦磨损检测。利用Alpha-Step ZQ表面轮廓仪对薄膜的磨痕轮廓进行测定。
2结果与讨论
2.1薄膜的结构和形貌
采用X射线衍射仪(XRD)对不同溅射靶功率制备的系列类金刚石碳薄膜进行表征,结果显示不同溅射靶功率下XRD衍射曲线都没有明显的变化,均未显示任何衍射峰特征,图1所示为具有代表性的类金刚石碳薄膜XRD衍射曲线(在溅射靶功率200W时所制备),可以得出该类薄膜属于典型的非晶态微结构。
对所制备的类金刚石碳薄膜进行Raman光谱测试,如图2所示。将类金刚石碳薄膜的Raman光谱曲线进 行Gaussian拟合成以1560cm-1和1350 cm-1附近为中心所对应的G峰和D峰。一般认为, D峰与G峰强度积分比ID/IG、G峰位及G峰半高宽与类金刚石碳薄膜中sp3键和sp2键的相对含量、sp2团簇尺寸有关,ID/IG值减小、G峰峰位向低波数漂移以及G峰半高宽 的增加对 应着类金 刚石碳薄 膜中sp3键相对含量增加、sp2键的相对含量减小[6,7,8,9,10]。
对图中不同溅射靶功率下薄膜的Raman光谱作出Gaussian,拟合结果见表1。可以得出:溅射靶功率由160 W增到200 W时,G峰位由1545.3cm-1向1543.5cm-1低波数漂移,半高宽由161.77cm-1增到165.26cm-1,ID/IG由1.60减小至1.38,这些显示了随着溅射靶功率的增加,薄膜中sp3键相对含量的增加与sp2键相对含量的减少以及sp2团簇尺寸减小。而溅射靶功率从200 W到220 W相关数据表现为G峰由1543.5cm-1向1545.3cm-1高波数漂移,半高宽由165.26cm-1减小至160.84cm-1,ID/ IG由1.38增大至1.62,随着溅射靶功率继续增加, 薄膜中sp3键相对含量减少,sp2键相对含量增加以及sp2团簇尺寸增大。
图3所示为各溅射靶功率下样品断面FESEM图,从图中可看出随着靶功率的增大类金刚石碳薄膜的碳颗粒团聚尺寸先减小后增加。140 W时图片显示为较大的碳颗粒团聚,随着靶功率的增大,颗粒尺寸逐步减小,而当功率继续增大至220 W时,团聚尺寸明显增大。溅射靶功率增加会导致电势差增大,激发的C+能量增加,根据浅注入(Sub-implantation)模型[11,12],能量达到一定阈值的C+入射到薄膜进入类金刚石碳薄膜的亚表层,会引起类金刚石碳薄膜局部密度的亚稳态增加,入射的C+所携带的能量会转移到附近的碳原子中,促进sp3键的形成;而较低或更高能量的C+,由于沉积在表面不进入薄膜或注入到薄膜较深的内层而不能引起亚表层局部密度的提高, 所以不能形成sp3键。溅射靶功率由140 W向200 W增大时,C+能量增加sp3键相对含量增大,团聚颗粒尺寸逐渐变小,但当200 W增大至220 W时,C+能量超过阈值,sp3键相对含量减少,团聚颗粒尺寸再次变大。从类金刚石碳薄膜沉积厚度来看,图片显示,随着溅射靶功率的增加薄膜沉积速率加快,但另一方面从140 W至200 W,sp3键相对含量提升增加了薄膜的密度,使得薄膜厚度缓慢增加,而当溅射靶功率升至220 W时,sp3键相对含量大量减少以及石墨靶溅射量的增加使得类金刚石碳薄膜的沉积厚度快速增加至0.72μm。
a-140 W b-160 W c-180 W d-200 W e-220 W
采用原子力显微镜(AFM)对所制类金刚石碳薄膜的表面形貌进行表征,如图4,不同溅射靶功率下类金刚石碳薄膜的AFM三维图与相对应的表面粗糙度显示,随着溅射靶功率的上升,表面粗糙度呈现下降趋势,当溅射靶功率从140 W增加至200 W,表面粗糙度由2.13下降至1.78,但继续增大溅射靶功率至220 W时表面粗 糙度上升,由1.78上升至2.20,这主要由于高功率条件下石墨靶材表面的放电现象变得严重而导致的。
a-140 W b-160 W c.180 W d-200 W e-220 W
2.2薄膜的力学及摩擦学性能
利用MTS-Nano G200纳米压入测试平台测定薄膜的硬度,为了减少基体对测量的影响,在每个样品上选择4个不同区域,以Berkovich金刚石压头压入固定深度1000nm,表2为不同溅射靶功率下纳米压痕硬度及弹性模量。sp3键相对含量上升是类金刚石碳薄膜硬度与弹性模量提升的关键。溅射靶功率从140 W增加到200 W时,sp3键相对含量增大,表现为硬度与弹性模量增大,在200 W时硬度和弹性模量分别取得最大值,硬度为11.4GPa,弹性模量为129.3GPa,但当200 W增大至220 W时,sp3键相对含量减少,硬度下降 为5.0 GPa,弹性模量 下降为42.5GPa。
采用HSR-2M高速往复摩擦磨损试验机对类金刚石碳薄 膜进行摩 擦磨损测 试,对偶球为 直径5mm的Si3N4磨球,频率为5 Hz,往复长度为5mm, 摩擦时间为30min,正载荷为100g。图5所示为不同溅射靶功率下类金刚石碳薄膜的摩擦系数随摩擦时间的变化关系曲线。结果表明,溅射靶功率由140 W至200 W,薄膜的摩擦系数下降明显,由0.22降至0.17,而当溅射靶功率由200 W增加为220 W时,薄膜的摩擦系数上升为0.26。
对薄膜摩擦测试后的磨痕和对偶球磨斑进行光学显微镜表征分析(图6),利用K=V/SF公式计算薄膜磨损率,其中K表示磨损率,V表示磨损体积,F表示加载载荷,S表示滑动总路程。图6显示随着溅射靶功率的增加,磨痕先变浅再变深。靶功率140 W时,薄膜的磨痕深且薄膜剥落严重,其磨损率为1.4 ×10-6mm3(N·m)-1,随着溅射靶功率的增大,薄膜的磨损率逐渐减小。靶功率200 W时,薄膜表面变得光滑,只表现出轻微的擦伤,磨损率为5.2×10 -7mm3(N·m)-1,但当靶功 率继续增 大到220 W时,从磨痕看出表面出现大量剥落,且磨痕较深,磨损率变为1.5×10-6mm3(N·m)-1。对比于磨斑形貌图,可以看出随着靶功率的增大,磨斑表面的石墨化转移膜逐步形成,在靶功率200 W时最为明显,但靶功率220 W时转移膜消失。由摩擦磨损结果可以得出,靶功率200 W时所制备的薄膜能获得良好的摩擦学性能,这主要归因于此时薄膜具有密实的结构、 较小的表面粗糙度以及较高的硬度。
a.f-140 W b.g-160 W c.h-180 W d.i-200 W e.j-220 W
3结论