磁控溅射技术

磁控溅射技术（通用8篇）

磁控溅射技术 篇1

自1852年, 格洛夫发现阴极溅射现象, 对于溅射技术的运用便逐步发展起来, 从上世纪80年代至今, 磁控溅射技术在表面工程领域占据举足轻重的地位。磁控溅射技术可制备超硬膜、耐腐蚀摩擦薄膜、超导薄膜、磁性薄膜、光学薄膜, 以及各种具有特殊功能的薄膜, 是一种十分有效的薄膜沉积方法。

1 溅射镀膜的原理

溅射技术是指用有一定能量的粒子轰击固体表面, 使该固体表面的原子或者分子离开其表面, 溅射出去的技术, 该固体被称为靶材, 飞溅而出的原子或分子落于另一固体表面形成镀膜, 被镀膜的固体称之为基片。电子在外加电场作用下, 加速向外飞出, 与Ar原子发生碰撞, 使Ar原子电离成Ar离子和二次电子, 并将其大部分能量传递给Ar离子, Ar离子获得能量后以高速轰击靶材, 使其上原子或分子脱离靶材表面飞溅出去, 这些获得能量的原子或分子落于基片表面并沉淀下来形成镀膜。但由于发生了多次的能量传递, 导致电子无法轰击电离靶材, 而是直接落于基片之上。磁控溅射是在外加电场的两极之间引入一个磁场, 电子受电场力加速作用的同时受到洛伦兹磁力的束缚作用, 从而使其运动轨迹由原来的直线变成摆线, 从而增加了高速电子与氩气分子相碰撞的几率, 能大大提高氩气分子的电离程度, 因此便可降低了工作气压, 而Ar离子在高压电场加速作用下, 轰击靶材表面, 使靶材表面更多的原子或分子脱离原晶格而溅出靶材飞向基片, 高速撞击沉淀于基片上形成薄膜, 由于二次电子残余的能量较低, 落于基片后引起的温度变化并不明显, 于是磁控溅射镀膜技术拥有“高速低温”的特点。

2 磁控溅射镀膜技术与传统的镀膜技术相比的优点

可制备成靶材的材料很多, 选材面较广, 几乎所有金属, 合金和陶瓷材料都可以被用来制作靶材;在一定条件下通过多个靶材共同溅射方式, 可在基片表面镀上一层比例精确的合金膜;通过精确地控制磁场与电场的大小可以获得高质量且较为均匀的膜厚;由于是通过离子溅射从而使得靶材物质由固态直接转变为高速离子态, 而且溅射靶的安装是不受限制的, 使之十分适合大容积多靶装置的设计;此外, 在溅射的放电气氛中加入氧、氮或其它活性气体, 可以是靶材与这些气体发生反应形成化合物膜层沉淀在基片的表面;同时, 磁控溅射技术形成镀膜具有速度快, 膜层致密均匀精度高附着性好等特点, 从而此项技术十分适合大批量的工业化生产, 并具有极高的生产率与生产效率。

3 磁控溅射技术的发展

自1852年, 格洛夫发现溅射现象以来, 溅射技术有了日新月异的发展, 并于19世纪中叶真正将其运用到了镀膜产业, 随后又出现了磁控溅射镀膜技术, 而磁控溅射镀膜技术又可分为平衡磁控镀膜和非平衡磁控镀膜。

3.1 平衡磁控溅射镀膜

平衡磁控溅射镀膜即传统的磁控溅射镀膜技术, 原理与上述相同, 即在阴极靶材后面放上芯部与外部环形磁场相等或者相近的永磁体, 从而形成与电场正交的磁场, 使电子在电场力和洛伦兹磁力的共同作用下沿摆线运动, 增加了气体分子的电离率, 从而可降低沉积室的气压, 提高溅射效率和沉积速率。但这种传统的磁控溅射技术同时存在着一个很大的缺点, 即辉光放电过程中产生的电子和气体电离过程中产生的二次原子, 会在磁场的作用下被束缚在靶材附近一个很小的区域内, 且随着距离的增加电子的浓度降低, 因此, 待镀的基片就只能放置在一个很小的区域内, 从而限制了基片的尺寸;同时此过程中被轰击而脱离原晶格的靶材原子因经过多次的能量传递, 其速度明显降低, 从而造成了镀层与基片的粘附性不够高的缺点。

3.2 非平衡磁控溅射镀膜

因平衡磁控镀膜技术存在上述的一些缺点, Window等科学家于1985年提出了非平衡磁控溅射的概念, 即某一磁极的磁场相对于另一磁极的部分发生生增强或减弱, 导致的阴极靶材上中部磁极磁场强度与外环形磁场的磁极强度不相同的磁控溅射技术。在常规溅射靶基础上改变磁场分布, 适当增强边缘N极磁场或削弱中部S极磁场, 保证N极、S极在靶表面构成的横向 (平行靶面) 磁场仍能有效地约束溅射出的二次电子, 维持稳定的磁控溅射放电;同时使得另一部分电子沿着较强N极产生的纵向 (垂直靶面) 磁场逃逸出靶表面, 飞向镀膜区域。基于静电平衡原理, 带电正离子也将随着电子一起飞向被镀工件;飞离靶面的电子还会与中性粒子发生碰撞电离, 进一步增加镀膜区域的离子浓度。总之, 通过调整溅射靶表面的磁场分布, 可以显著地提高镀膜区域等离子体的浓度, 从而使基片表面镀膜的精度和性能大大提高。[1]

4 结束语

随着工业需求和表面工程技术的进一步发展, 更多新型的溅射镀膜技术已如雨后春笋般纷纷涌现出来, 如高速溅射、自溅射等已成为目前溅射镀膜领域的发展趋势, 而如何进一步改良其工艺特性使之更好的运用于工业生产, 仍需要我们不断地创新与努力。

摘要：磁控溅射技术因为其自身所具有的显著优点, 已经被越来越广泛的运用于各个领域, 其中以工业镀膜方面的应用最为广泛, 相应的其生产技术也得到了很大的改进。文章着重讲述磁控技溅射技术的原理, 特点以及磁控溅射技术的发展趋势。

关键词：镀膜技术,磁控溅射,平衡磁控溅射,非平衡磁控溅射

参考文献

[1]董骐, 范毓殿.非平衡磁控溅射及其应用[J].真空科学与技术, 1996, 16 (1) :51-57.

磁控溅射技术 篇2

通过RF磁控溅射在Si(100)基片上制备了ZnO薄膜,并研究了磁控溅射中各生长参数,如衬底温度、氧分压及后处理工艺等因素对ZnO薄膜微结构、表面形貌与结晶取向的影响.结果表明:溅射温度和氧分压对薄膜的微结构与择优取向有很大的影响,并对不同的.溅射工艺进行了分析比较,从而确定了最佳溅射及后处理条件:RF溅射温度小于300℃,功率为50 W,ψ(Ar:O2)为20:5,退火温度550～600℃,并获得了c轴择优取向的ZnO薄膜.

作 者：陈祝 张树人 杨成韬 陈富贵 董加和 王升 CHEN Zhu ZHANG Shu-ren YANG Cheng-tao CHEN Fu-gui DONG Jia-he WANG Sheng 作者单位：陈祝,CHEN Zhu(成都信息工程学院通信工程系,四川,成都,610225)

张树人,杨成韬,陈富贵,董加和,王升,ZHANG Shu-ren,YANG Cheng-tao,CHEN Fu-gui,DONG Jia-he,WANG Sheng(电子科技大学微电子与固体电子学院,四川,成都,610054)

磁控溅射技术 篇3

现代科学技术的迅速发展对材料提出了越来越高的要求, 涂层材料的应用也日益广泛。在工业应用领域, 利用硬质涂层进行材料表面改性、装饰与各种工模具表面强化是提高材料性能的一种经济实用途径。表面涂层技术是材料表面改性中的一个重要分支, 其作为涂层制备的手段, 也得到了突飞猛进的发展, 无论在基础理论上, 还是在实际应用中, 都取得了丰硕的成果。因此涂层制备技术与涂层材料已成为当代材料科学中最活跃的研究领域之一。

CrN涂层具有较优异的耐腐蚀与耐磨损性能, 且内应力很低, 并可在各种工业用基体上沉积厚度大于40μm的薄膜, 引起了人们的广泛关注[1,2,3]。但是CrN涂层的热稳定性较差, 温度低于600 ℃。作为CrN涂层最有前景的替代材料, CrAlN在硬度、韧性和抗氧化性等方面均有显著提高。在较高的服役温度下, 表现出了良好的抗氧化与耐腐蚀性能[4,5]。为此, CrAlN涂层一直被认为是比TiN及CrN更有前途的新型涂层材料, 也是国内外学者研究的热点与焦点。

硬质涂层材料发展的同时, 沉积技术也不断发展。硬质涂层的制备方法主要有物理气相沉积法 (PVD) 和化学气相沉积法 (CVD) 两种。近年来, 两种制备方式均有显著提高。PVD中的磁控溅射法与多弧离子镀是目前制备涂层的主流技术, 其中磁控溅射技术可在涂层基体上沉积各种难熔材料, 且不存在电镀铬处理废水等污染环境的问题, 是一种绿色技术, 具有沉积速度快、基材温升低、对膜层损伤小[6,7,8], 且镀膜层与基体的结合力强, 镀膜层致密、均匀等优点。采用磁控溅射技术制备硬质涂层材料成为了材料科学与工程中十分活沃的领域。国外许多研究学者采用磁控溅射方法对CrAlN涂层的组织、结构及性能进行了深入研究[9,10,11,12,13]。目前国内对TiAlN硬质涂层的制备方法及性能论述的文献较多, 而对于性能较TiAlN硬质涂层优越的CrAlN涂层的制备方法及性能文献报道较少, 尤其对于采用磁控溅射方法制备CrAlN涂层的综述报道。本文系统综述了采用不同种类磁控溅射技术制备CrAlN涂层的力学性能, 分析了涂层高温抗氧化行为与耐腐蚀性能, 并展望了CrAlN涂层的研究方向。

1 CrAlN涂层结构

CrAlN随着Al含量的不同表现出不同的晶体结构形式, 大致分为以下3种形式:第一种是采用在CrN中用Al原子置换Cr原子得到NaCl结构的CrAlN, 在CrN中用Al原子置换Cr原子得到的CrAlN是以面心立方结构的CrN为晶体结构框架, Al原子取代晶胞中的Cr原子而形成;第二种是在AlN中用Cr原子置换Al原子, 得到纤锌矿结构CrAlN;第3种就是Cr1-xAlxN中Al含量 (即x值) 在0.6~0.7范围内的过渡区域存在一个由面心立方转变为六方的转折点, 其间为两种结构的混合物。

CrAlN涂层的晶体结构和性能与Al含量关系密切。CrN的晶体结构呈NaCl结构, 加入Al形成CrAlN时, Al原子以替换部分Cr原子的形式固溶到CrN晶体中, 虽然CrN仍然保持着原来的晶体结构, 但是由于Al原子 (RAl=0.182nm) 和Cr原子 (RCr=0.185nm) 相比原子半径较小并且价电子数目较少, 这必然会引起晶格畸变和晶格常数的变化。随着Al含量的增大, 晶格发生畸变的程度越大, 超出一定的含量时, 晶体结构由面心立方结构转变为六方结构。此外用不同方法沉积CrAlN涂层时, 晶体结构转变的临界Al含量是有所不同的。 有报道指出用阴极电弧在钢基体上沉积CrAlN涂层时, 由面心立方结构向六方结构转变的临界Al含量可达到71%, 在石英玻璃上用磁控溅射沉积时可高达75%[14,15]。虽然临界Al含量随制备方法的不同而不同, 但均高于TiAlN的临界Al含量 (65.3%[16]) 。J.Lin等采用闭合磁场非平衡磁控溅射技术制备了不同Al含量的CrAlN涂层, 研究了Al含量对涂层结构及性能的影响, 指出当Al含量高于64%时将会引起CrAlN由立方晶相转变为六方晶相。A.Sugishima与Y.MaKino两个研究组分别采用磁控溅射技术制备了不同Al含量CrAlN涂层并对Al含量与涂层晶体结构之间的关系进行了系统的研究与报道, 结果表明采用磁控溅射方法制备的CrAlN涂层临界Al含量与理论值77%最为接近[17,18], AlN在CrN中具有很高的固溶度, 直到其摩尔含量达到77%时, Cr1-xAlxN涂层的结构才发生CrN向AlN的转变。

1.1 CrAlN涂层的力学性能

硬度和弹性模量是表征硬质涂层材料最重要的力学性能参数, 磁控溅射技术制备CrAlN涂层力学性能的优劣除了与Al含量多少、磁控溅射方式、磁控溅射制备过程中不同工艺参数调整等关系密切外, 还与基体材料、涂层结构等因素有关。目前磁控溅射技术制备CrAlN涂层力学性能的研究国内外已经有很多相关报道, 国外报道相对更为全面深入。磁控溅射制备涂层技术主要集中在直流磁控溅射、反应磁控溅射、脉冲磁控溅射、闭合磁场非平衡磁控溅射, 还有一些采用上述溅射方式中的两种相结合如脉冲磁控溅射与直流磁控溅射相结合的技术来制备涂层。

磁控溅射是在二极直流溅射基础上, 在靶表面附近增加一个磁场。电子由于受电场和磁场的作用做螺旋运动, 大大提高了电子寿命, 增加了电离产额, 从而放电区电离度提高, 放电区有效电阻变小, 电压下降。此外放电区集中在靶表面, 放电区中的离子密度高, 所以入射到靶表面的离子密度大大提高, 因而溅射产额随之增加。磁场若可以自闭合则称为平衡磁控溅射, 不能自闭和称为非平衡磁控溅射, 溅射电源通常有直流电源、脉冲电源等, 据电源不同而称为直流磁控溅射或脉冲磁控溅射等。平衡磁控溅射具有降低溅射过程中气体压力, 提高溅射效率和沉积速率等优点, 不足之处在于不适于较大的工件或装炉量, 且在平衡磁控溅射时, 飞出的靶材粒子能量较低, 膜基结合强度较差, 低能量的沉积原子在基体表面迁移率低, 易生成多孔粗糙的柱状结构薄膜。非平衡磁控溅射使平衡磁控溅射遇到的沉积致密、成分复杂薄膜的问题得以解决, 然而单独的非平衡磁控靶在复杂基体上较难沉积出均匀的薄膜, 而且在电子飞向基体的过程中, 随着磁场强度的减弱, 一部分电子吸附到真空室壁上, 导致电子和离子的浓度下降。

不同磁控溅射方式的优缺点在制备涂层中也有所体现。研究者采用反应直流磁控溅射与直流磁控溅射制备涂层的相对较多[19,20,21,22,23,24,25,26]。这与反应直流磁控溅射与直流磁控溅射技术较早得到应用有很大的关系。在反应直流磁控溅射工艺中, 氮气压力及输入功率等对于涂层力学性能影响较大, R.Wuhrer等采用反应磁控溅射技术制备了 (Cr, Al) N涂层, 研究了氮气压力对涂层力学性能的影响, 随着氮气压力的升高, 涂层的硬度先升高后下降, 当氮气压力约为0.05Pa时, 涂层微观硬度最高值为2850HV, 当氮气压力升至约0.32Pa时, 微观硬度达到了最低值1900HV[20]。T.Weirather等采用反应直流磁控溅射技术制备了CrAlN涂层, 研究表明涂层的力学性能与输入功率存在一定的关系, 随着功率的增加, 涂层硬度先增大后减小, 当输入功率在250 W时, 硬度和杨氏模量达到最大值, 分别为30GPa和303GPa[21]。还有研究表明随着涂层中Al含量的增加, 涂层的硬度和弹性模量呈先升高再降低的趋势, J.E.Sanchéz等采用反应磁控溅射技术制备了不同Al含量CrAlN涂层, 当Al含量在37%时, 硬度达到了最大值25.2GPa[1]。此外, Ar/N2气流比、气压和基片温度对涂层性能也有一定的影响, 上海理工大学郑康培等用直流反应磁控溅射的方式, 系统研究了以上因素对CrAlN涂层结构和性能的影响。研究表明, Ar/N2气流比、气压和基片温度对涂层均有较大的影响, 当Ar/N2气流比为1、总气压为0.2Pa、基片温度为300 ℃时所得涂层性能最好, 最高硬度和弹性模量分别为34.8GPa、434.3GPa, 此外, CrAlN涂层在高载荷条件下表现出明显优越的摩擦磨损特性, 涂层载荷承受能力明显提高, 从而极大地拓宽了Cr基PVD硬质涂层的服役范围[22,23,24]。2005年, M.Brizuela等研究了Al含量对采用直流磁控溅射技术制备的CrAlN涂层力学性能与摩擦性能的影响, 当Al含量在15%时表现出了良好的力学性能, 硬度值高达35GPa, 其热稳定性也较CrN优异, 同时研究了不同Ar流量与N2流量对涂层力学性能的影响。当Ar流量在165sccm、N2流量在112sccm时涂层硬度最高值为35.8GPa, 此时Cr+Al/N比值为1.30[25]。

反应直流磁控溅射在沉积过程中, 靶表面易覆盖一层绝缘层, 即所谓的“靶中毒”, 导致靶面正电荷累积, 进而发生击穿形成弧光放电, 将严重影响溅射过程的稳定性, 造成靶材大颗粒刻蚀形成低能量的“液滴”粒子沉积在薄膜中, 形成薄膜结构缺陷, 同时靶表面覆盖的连续氧化物膜的存在导致直流反应磁控溅射速率降低, 形成成溅射过程中的“滞回”现象, 进而导致制备的涂层表面出现缺陷, 硬度等力学性能大大降低。为此, 很多研究机构和学者采用改变电源的方式 (如采用射频电源或脉冲电源) 来解决上述问题。N.Bag-civan等研究了脉冲长度与Ar/Kr比例在磁控溅射过程中对CrAlN涂层性能的影响, 结果表明较短脉冲长度与较高峰值电流下的脉冲磁控溅射会使涂层硬度有大幅度的提高, 硬度由25GPa上升至32GPa, 而采用直流磁控溅射所制备的涂层硬度为18GPa, 提高了1.8倍[26]。中频磁控溅射过程中偏压对涂层结构和力学性能也有一定的影响, 一般随着偏压的增加, 涂层沉积速率逐渐减小, 涂层硬度先增大后减小。2012年Yanhong Lv等研究了不同偏压在中频反应磁控溅射制备CrAlN涂层中对涂层结构和力学性能的影响。当施加偏压在-150 V时, 硬度达到最大值20GPa, 在-50~-250V范围内, 涂层摩擦系数在0.27~0.33之间, 当偏压在-100V时, 涂层具有最优的耐磨性[27]。S.Khamseh等采用脉冲直流磁控溅射方法制备了CrAlN涂层, 研究了N2/Ar比例与脉冲宽度对涂层结构及性能的影响, 随着N2/Ar比例的增加, 涂层结构一直表现为NaCl型面心立方结构, 溅射总压的增加引起涂层内应力和硬度均有不同程度的降低[28]。2013年德国最负盛名的亚琛工业大学表面工程研究院N.Bagcivan等研究了直流磁控溅射与中频脉冲高能磁控溅射对不同Al含量CrAlN涂层性能的影响。随着Al含量的增加, 涂层硬度先增大后减小, 当Al含量在60%时, 采用直流磁控溅射与中频脉冲磁控溅射的涂层硬度值分别为31.4GPa (DC) 、36.8GPa (MF) 。测试结果表明采用高频磁控溅射技术制备涂层当其Al含量在13% 时, 硬度值为27.2GPa, 高于Al同含量下采用直流磁控溅射与中频磁控溅射技术制备的涂层, 其值分别为21.9 GPa (DC) 、24.7GPa (MF) [29]。

相对直流磁控溅射技术, 还有许多学者采用非平衡磁控溅射技术进行涂层的制备, 非平衡磁控溅射是对溅射靶表面磁场分布而言, 溅射出来的原子核粒子沉积在基体表面形成薄膜, 且等离子以一定的能量轰击基体, 起到了离子束辅助沉积的作用, 大大改善了膜层的质量。非平衡磁控溅射的运用, 解决了直流磁控溅射存在的难以沉积致密、成分复杂涂层等问题。采用非平衡磁控溅射技术制备涂层研究较深入广泛的美国先进涂层与表面工程实验室J.Lin等于2006年采用脉冲闭合场非平衡磁控溅射技术研究了不同Al含量对CrAlN涂层力学性能的影响, 随着Al含量的增加, 涂层的硬度和弹性模量呈先升高再降低的趋势, 当Al含量在58.5%时, 硬度和弹性模量达到了最大值, 分别为36GPa和370GPa。涂层的摩擦系数也随着Al含量的增加有所提高。数值表明采用脉冲闭合场制备的CrAlN涂层力学性能要优于采用反应磁控溅射技术所制备的涂层[30]。Jianliang Lin于2008年采用闭合磁场磁控溅射技术制备了CrAlN薄膜, 研究了异步脉冲参数对涂层力学性能与摩擦性能的影响, 随着脉冲频率的增加, 涂层硬度呈上升趋势, 当脉冲频率在100kHz时, 涂层具有最优异的力学性能, 硬度高达41GPa[31]。Jianliang Lin于2011年再次采用闭合磁场非平衡磁控技术制备了CrAlN涂层, 讨论了同步脉冲与异步脉冲对涂层力学性能等的影响, 在异步脉冲下, 随着脉冲频率 (100~350kHz) 增加, CrAlN涂层的硬度和杨氏模量均有大幅度的提高, 其中硬度值由34GPa提高到43GPa, 相反地, 在同步脉冲下涂层的硬度和杨氏模量均表现为大幅度的降低, 硬度由37GPa降到了27GPa[32]。国内采用非平衡磁控溅射技术制备CrAlN涂层的相对较少, 具有代表性的为中国科学院兰州化学物理研究所吕艳红等, 他们研究了氮气流量和占空比等对非平衡反应磁控溅射制备CrAlN薄膜性能的影响, 随着氮气流量的升高, 薄膜硬度先升高再降低[33]。随着占空比的增加, 晶粒开始变小, 薄膜变得更加致密, 薄膜的内应力转变为压应力, 进而薄膜的硬度随之增加, 并推断较小的硬度降低归咎于较低的压应力[34]。东南大学Zhao Li等采用闭合磁场非平衡磁控系统制备了不同Al含量的CrAlN涂层, 随着Al含量的增加涂层硬度逐渐增大, 硬度最大值为42.5GPa, 杨氏模量为438GPa, 此时偏压电流密度值为1.6mA/cm2, 溅射沉积时间为55min, 与采用直流磁控溅射制备涂层力学性能相比涂层优异性较显著[35]。

上述均为单一形式磁控溅射制备CrAlN涂层, 目前国外少数学者采用两种磁控溅射相结合的方式制备该类涂层, 国内未见相关报道。2012年Kang等采用高能脉冲磁控溅射与直流磁控溅射相结合的技术 (如图1 所示) , 在Si片和SUS304基片上沉积了Cr-Al-Si-N涂层, 随着Al和Si含量的增加, 涂层的硬度先增大后减小, 且该涂层在1000 ℃时表现出良好的高温抗氧化性能[36]。

1.2 CrAlN涂层的高温抗氧化性

CrAlN涂层具有良好的力学性能及高温抗氧化性能, 近10多年来得到了飞速的发展, 研究结果表明其抗氧化温度达到了900 ℃[37,38,39,40,41,42]。CrAlN涂层的实际使用温度可高达1100 ℃, 导致其热稳定性好的主要原因是: (1) Al与N以共价键结合, 提高了涂层的热稳定性; (2) Al、Cr起到了细化晶粒的作用, 从而使涂层更加致密; (3) CrN中可以固溶更多的Al, 随着Al含量的增加, 涂层表面形成了更多的Cr、Al混合氧化物, 充当了氧扩散的阻挡层, 减小了在高温条件下氧向涂层内的扩散速度。高Al (≥71%) 涂层在高温条件下表现出极好的红硬性和高温稳定性, 1100 ℃时仍保持25GPa的硬度[43]。早在1990年, Honfinna等[37]就用磁控溅射制备了CrAlN和CrN硬质涂层, 并比较了二者的抗氧化性能, 结果表明三元Cr (Al) N涂层的抗氧化能力远远高于二元CrN涂层, 大约为CrN涂层的5倍。卢国英等[44]认为CrN涂层在高温条件氧化时, Cr原子扩散到涂层表层生成氧化铬层而具有良好的抗氧化性, 但在氧化层下是无铬的富氧层, 影响涂层与基体的结合。CrAlN涂层随深度的增加氧化层成分呈梯度变化, 氧化层富铬层紧跟着一个富铝层, 有利于抗氧化性能的提高且不会影响涂层结合力。美国阿肯色大学Sya-mala Rani Pulugurth等采用直流磁控溅射技术制备了CrN和CrAlN涂层, 并研究了涂层的热稳定性, 在空气中加热至900 ℃时, CrN涂层开始氧化转变为α-Cr2O3, 而CrAlN涂层则表现了更为优越的热稳定性[45]。美国先进涂层和表面工程实验室J.Lin等采用闭合磁场非平衡磁控溅射技术制备了CrN和CrAlN涂层并非常系统地研究了两种涂层的氧化行为, CrN涂层在600℃开始出现了氧化行为, 由fcc-CrN面心立方转变为六方晶相的Cr2N和N2, 900 ℃开始由六方晶相Cr2N分解为Cr和N2。Al引入后, CrAlN涂层的抗氧化性有了非常显著的提高, 特别是800 ℃以上的高温情况下。CrAlN涂层的氧化降解开始由面心立方CrAlN转变为六方Cr2N和N2。涂层热稳定性主要是面心立方CrAlN中的Al-N以共价键相结合, 而Cr与N以金属键相结合, 有效抑制了薄膜中氮的减少。XRD谱图表明在700 ℃时涂层中就出现了致密的晶态或非晶态 (Cr, Al) 2O3, 表明薄膜的晶粒边界增加, 氧能够很容易向内扩散, 氧的扩散从原子扩散转变为大量移动, 形成有效的扩散势垒区, 导致薄膜抗氧化性降低。900 ℃和1000 ℃时, 在Cr0.77Al0.23N和Cr0.40Al0.60N两种涂层中分别有六方h-AlN析出, 同时伴有晶态Al2O3形成。之后这两种CrAlN涂层的氧化行为加快, 六方h-Cr2N转变为Cr和N。与Cr0.77Al0.23N相比, Cr0.40Al0.60N表现出了更为优越的抗氧化性。Cr0.40Al0.60N涂层至900 ℃一直为面心立方fcc-CrAlN, 当温度高达1000 ℃后才分解为六方h-AlN, 经800 ℃退火1h后, Cr0.40Al0.60N仍具有优越的力学性能, 硬度值为25GPa[46]。

余春燕采用闭合磁场非平衡磁控溅射制备CrAlN薄膜, 证明在同一温度下氧化时间相同时, 随着偏压增加薄膜中的铝含量延长, 薄膜的氧化减小;在同一偏压下, 随着氧化时间的延长, 氧化增重出现了先增大后减小的趋势。CrAlN薄膜的抗氧化性还与其致密度以及结构有关, 随着偏压增加, 薄膜致密度延长, 晶粒更加均匀细小, 增加了铝和铬的向外扩散, 导致形成更多保护性的氧化物层, 所以薄膜的抗氧化性能增强[47]。

1.3 CrAlN涂层的耐腐蚀性

采用PVD (多为磁控溅射与多弧离子镀技术) 沉积的涂层存在沉积过程中形成的微孔、小孔及裂纹等缺陷, 使其致密化程度降低, 为腐蚀性介质侵蚀基体创造了通道, 进而影响涂层在特殊工况环境中的应用。研究表明CrAlN薄膜的耐腐蚀性很大程度上取决于涂层的显微结构, 与磁控溅射过程中工艺参数也有密切联系。随着基体偏压增加, CrAlN涂层的晶粒尺寸减小, 导致了柱状结构不连续的微晶边界, 进而限制了腐蚀介质向基体内的扩散, 增加了涂层耐腐蚀性。另一方面, 随着基体偏压的增加, CrAlN涂层的粗糙度减小。随着表面粗糙度的减小, CrAlN涂层的缺陷减少, 涂层的耐腐蚀性也相应地得到了提高[47]。Vetter等认为CrAlN涂层的耐腐蚀性也受涂层内Al和Cr元素的影响[48]。当涂层受到化学侵蚀时, Al和Cr能在涂层表面形成具有优良抗腐蚀和抗氧化性的致密钝化氧化层, 形成的钝化氧化层进一步抵抗了腐蚀介质通过孔向基体内的扩散, 可保护基体免于受到腐蚀介质的侵蚀[48,49,50,51]。中国科学院兰州化学物理研究所吕艳红等认为在非平衡反应磁控溅射技术过程中氮气分压对于所制备CrAlN涂层耐腐蚀性也有一定的影响, 研究表明随着氮气流量的升高, 涂层粗糙度降低, 且腐蚀电位升高, 耐腐性增强[33]。中国科学院金属研究所高性能陶瓷实验室Li等采用反应磁控溅射技术制备了多层涂层Cr0.58Al0.42N/Cr0.84-Al0.16N/Cr0.51Al0.49N, 涂层由粘结层、富Cr中间层和富铝最外层组成, 多层结构设计可以起到很好的高温抗氧化、高温防腐蚀等作用。研究组认为最外层富Al层在1000~1100℃高温下的抗氧化作用归因于大面积连续氧化铝的形成。富Cr中间层能够形成Cr2O3面, 有效阻止900~1000 ℃高温下Na2SO4的热腐蚀[52]。

2 结语

新型磁控电抗器快速响应技术 篇4

随着电力系统电压等级的不断提高,国内外现有的传统电抗器补偿装置不能很好地抑制电网工频过电压以及电压波动等状况。 作为一种新型连续可调型电抗器,磁控电抗器MCR[1](Magnetically Controlled Reactor)因其调节灵活、可靠性高等优点, 适用于各级电网进行动态无功补偿以及限制系统过电压,具有提高功率因数、降低线路网损、提高输电线传输能力等作用,近年来受到越来越广泛的关注及推广[2,3]。

然而目前的磁控电抗器也有其自身局限性, 主要问题之一便是响应速度较慢[4]。 特别是在应用于抑制电压闪变和自动调谐消弧线圈等情况时, 磁控电抗器响应速度较慢会使控制系统稳定性降低,造成系统振荡。 针对这一问题,文献[5]提出了通过加大抽头比来提高磁控电抗器响应速度的方法,但此方案会增大磁控电抗器的有功损耗,并使得晶闸管两端电压升高,降低系统可靠性。 文献[6] 提出了基于绝缘栅双极晶体管(IGBT)的直流斩波快速励磁方案,通过增大IGBT的脉冲宽度调制(PWM)中的脉宽来提高磁控电抗器的响应速度,该方法在一定程度上提高了磁控电抗器的励磁速度,但未能提高去磁速度。 文献[7]提出采用并入去磁电阻的方法快速去磁,尽管可以提高去磁速度, 但会增大损耗且降低系统可靠性。

针对以上解决方案不同程度的局限性,本文提出基于IGBT的新型快速响应结构,利用IGBT整流电路控制励磁电流的大小及方向,克服现有结构方法的缺陷不足。 通过理论分析磁控电抗器的工作原理及响应特性,提出相应的快速响应结构及其工作状态控制。 仿真试验结果表明,本文提出的磁控电抗器快速响应结构可将磁控电抗器的响应时间减少到30 ms以内,有效提高了磁控电抗器工作性能, 为磁控电抗器的应用推广提供帮助。

1磁控电抗器工作原理分析

图1所示为磁控电抗器的结构原理图,各参数定义详见文献[1 - 2]。 磁控电抗器其结构和外形与普通电力变压器几乎相同,特点在于磁控电抗器的铁芯柱包含一些截面积较小的“磁阀”结构,且其绕组结构具有独特的直流激磁电流回路。

当磁控电抗器接入交流系统中,通过外围控制系统控制电抗器绕组环路中的直流励磁电流大小可以改变电抗器铁芯磁导率,从而达到改变磁控电抗器等效电感的目的。

图2为磁控电抗器铁芯饱和调节的原理图,各参数定义详见文献[1-2]。

由图可知,直流励磁电流实际上控制的是通过铁芯中的磁感应强度的直流分量Bd,该可控的直流分量与铁芯中流过的交流磁感应强度叠加,可精确调节铁芯中通过的总磁感应强度大小,进而改变磁控电抗器容量[8]。

在磁控电抗器的工作中,特别是在动态无功补偿等情况下,调节改变磁控电抗器容量的响应时间极为重要。 经研究推导发现,磁控式电抗器容量从空载到额定的响应周期数估算为:

即磁控电抗器的响应时间与抽头比 δ 成反比。 对大容量的磁控电抗器而言,一般抽头比 δ 取值较小, 因而其容量由空载到额定所需时间过长,响应时间约在0.19 ~ 0.66 s。 在抑制电压波动闪变等情况下, 这是绝对不会被允许的,无法满足工程实际的需要, 必须采取有效措施提高磁控电抗器在稳态、暂态的情况下的响应速度。

图3为磁控电抗器工作原理图。 根据直流励磁电流控制容量的原理可知,快速改变磁控电抗器容量的方法在于快速改变铁芯磁感应强度直流分量, 可通过提高直流控制电压等方法来实现。

图3中,控制回路由直流电压源串联阻抗提供所需直流励磁电流,通过公式推导直流控制电压大小与励磁速度的关系。

直流控制回路方程为:

其中,Rk为控制绕组电阻;ik为控制绕组电流;Nk为控制绕组匝数;Ab为铁芯截面积;B1、B2分别为铁芯 Ⅰ和Ⅱ的磁感应强度。

磁感应强度的直流分量Bd= B1- B2,整理可得:

可知磁控电抗器铁芯磁感应强度直流分量的变化速度与控制电压大小有关,采用较高直流控制电压即可快速增大直流励磁电流,提高励磁速度。

同理,对于去磁过程而言,如何快速降低直流励磁电流的大小直接影响到退磁速度,考虑采用在满容量情况下加入反向励磁电源的方法加速去磁。 则去磁过程中,磁感应强度直流分量Bd下降速度的回路方程可表示为:

可知在需要去磁时,通过接入较高直流反向控制电压,利用消磁作用即可提高去磁速度。

2快速响应结构

由于大容量直流源成本较高且不方便实现,通常采用交流电压源整流提供直流励磁电流。 在传统磁控电抗器的结构基础上,本文提出一种新型的快速响应结构,其原理图如图4所示。

该结构的特点在于采用由IGBT组成的全控整流桥电路作为磁控电抗器的直流励磁电路。 该全控整流电路可以为系统控制部分提供所需的直流励磁电流,通过调节控制绕组直流励磁电流的大小, 即可达到快速调节电抗器输出容量的目的。 由于IGBT通常会内置反并联二极管保护反压,因而采用IGBT串联二极管的方式来完成整流过程并起到保护作用。

通过控制IGBT的占空比,在需要快速励磁时设置为高占空比,利用整流电路为控制回路输出大的直流控制电流,快速增大直流分量,加快励磁速度;在正常运行时,使IGBT工作在较低占空比下, 控制相应的PWM脉冲宽度,提供维持磁控电抗器工作所需的直流控制电流即可;需要快速去磁降低容量时,可通过改变IGBT的导通关断情况,将IGBT调至高占空比状态,使励磁绕组通过反向逆变电路向交流侧输送能量,进而快速降低励磁电流。

2.1快速励磁实现过程

当系统需要快速增大磁控电抗器容量时,即需要提高磁控电抗器的直流励磁电流,使磁控电抗器铁芯尽可能快地达到饱和,直流励磁电流越大,其响应速度也越快。

励磁过程相当于一个整流过程。 当系统检测到需要增大容量的信号后,利用PWM使IGBT转换为高占空比状态,并控制IGBT的导通时间,使其通过整流过程输入大的正向直流控制电流,快速增大磁感应强度直流分量,以实现快速励磁作用。

图5所示为快速励磁过程中电流的流向图。 该过程中IGBT处于高占空比状态,输出较大直流励磁电流。 由于IGBT响应速度快,可迅速导通关断。 当交流电压源输入正向电压时,控制VT 1、VT 4导通;当交流电压源输入反向电压时,控制VT 2、VT 3导通。

2.2稳态过程

在磁控电抗器达到所需容量时,利用PWM控制调节IGBT至低占空比,开关管导通情况与励磁过程相同。 根据所需容量对应的励磁电流大小,控制相应PWM的脉冲宽度,使整流电路输出所需的正向直流励磁电流,在考虑维持电路损耗的基础上, 使磁控电抗器的输出容量维持在系统所需的某个稳定数值上。

2.3快速去磁实现过程

当系统需要快速减小磁控电抗器的工作容量时,迅速改变IGBT导通关断情况,并且将IGBT调至高占空比状态,通过PWM控制使励磁绕组中储存的能量经反向逆变电路向交流侧传输,进而快速降低直流励磁电流,实现快速退磁。

图6所示为去磁过程中2种导通模式下的电流流向图。 对于去磁状态而言,与励磁状态相反,相当于一个逆变过程。 其中储存有大量能量的励磁绕组相当于直流源,当交流电压源输入正向电压时, 控制VT2、VT3导通;当交流电压源输入反向电压时, 控制VT1、VT4导通。

整个去磁过程中,逆变产生的交流电压的方向与交流电压源的方向相反,使原有直流励磁电流快速下降。 该过程也可看作是磁控电抗器向电源侧反向输送能量,与利用串入大电阻实现快速退磁相比, 这种方法可使退磁速度更快,且不损耗能量。

可知该IGBT组成的整流电路能满足电能的双向流动,不仅可以在需要励磁时通过整流输入直流控制电流,还可以在需要去磁时通过逆变向交流侧输送电能,实现环保利用。

3仿真试验分析

为了对磁控电抗器的响应特性进行分析,本文根据磁控电抗器的等效电路模型建立仿真模型。

磁控电抗器快速响应特性仿真模型见图7,主要包括两部分:左边部分采用了2个结构完全相同的饱和变压器来模拟其铁芯的饱和特性[9],右边部分为1个由IGBT构成的全控整流桥实现的直流控制回路,提供各种运行状态下所需的直流控制电流。

磁控电抗器仿真模型的工作电源电压为380 V, 容量为4 k W。 通过仿真模拟磁控电抗器从空载加到满载,并在稳定工作一定时间后由满载降为空载的运行过程。

图8(a)、(b)分别为未采用、采用快速响应结构时,普通外励磁电抗器的工作电流响应波形,以及励磁及去磁时的局部放大波形。

由图8可见,磁控电抗器在0.1 s时从空载加负荷,并在达到满容量后于0.6s从满容量降至空载的响应波形;加入快速响应结构的磁控电抗器工作电流Ig在0.05 s时从0正向增大到额定容量仅需20 ms, 且从额定容量降为0所需时间也在30ms以内。

为了对所提出方法及仿真进行验证,建立了相应的小容量磁控电抗器快速响应模型,模型电抗器的额定电压及容量与仿真一致,为380 V / 4 k W。 利用示波器对磁控电抗器容量调节过程进行测量记录,得到工作电流响应波形如图9所示(图中电流转化为电压表示)。

由试验波形可知,加入快速响应结构的磁控电抗器励磁与去磁过程耗时均在30 ms以内,与仿真结果吻合,验证了所提出结构的有效性。

4结语

通过仿真及试验验证,本文提出的基于IGBT控制的快速响应结构,对于提高磁控电抗器响应速度有着很明显的提高作用,可将响应时间限制在30 ms以内,有效地弥补了磁控电抗器的响应缺陷。

对于电压等级更高的情况下,可利用多组IGBT串联分压的形式提高直流励磁回路的耐压能力,以适应磁控电抗器在特高压领域的推广。

参考文献

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磁控式软起动器技术探讨 篇5

晶闸管电子式软起动器在起动器行业中得到广泛的推广。但晶闸管在使用过程中始终受其抗过载能力差、高次谐波干扰大所困扰。磁控式软起动器的原理是在电子式软起动器的基础上衍生出来的, 既保持了电子式软起动的特点又克服了其不足, 并进一步简化结构使之更适应于非专业人员操作。

磁控式软起动器与电子式软起动器的主要区别在于用无反馈式磁放大器 (也称可控电抗器) 取代晶闸管作为主回路执行单元。

1 磁放大器的原理与结构特点

磁放大器的原理示意图见图1, 输出电抗变化和负载端电压变化特性曲线示意图见图2。

从图1中可以看出左侧的直流绕组和右侧的交流绕组共同绕制在同一个铁心上, 构成一个最简单的磁放大器。当直流绕组输入电流为0时交流绕组的电抗值为最大, 随着直流电流的增加, 交流绕组的电抗值就由最大向最小变化, 这时施加在负载端RL的电压则由低向高过渡, 如图2中XLU曲线所示。

实际中的应用按照图1的简单结构是不能完成的, 为了有效抑制高次谐波的产生和保证输出电压正弦波的不失真, 优选采用了三拍式六单元结构方案, 实践证明这是最佳方案。

第一代磁控式软起动器存在2个方面的问题:体积、重量、温升都比较大, 尤其是90kW以上功率的产品与自藕变压器相比优势并不十分突出, 也不易形成积木化生产;采用开环控制, 人为调整线性度离散性大, 使产品潜能不易充分发挥。随着认识的深入和科技的发展, 研发第二代产品势在必行。

第二代产品是在优化第一代产品的基础上, 针对上述问题做出改进:确定以降低交流电趋肤效应的影响为方法, 以提高导体载流能力为目的实施改进, 优化设计、采用新型材料, 以箔式绕组结构取代第一代产品的大截面电磁线绕组结构, 从而提高载流能力和铁心窗口的填充系数, 降低层间电压和温升, 使设计更趋合理。第二代产品的控制单元改为闭环控制, 信号采取一次采样, 逼真反映起动过程中电机转矩的变化, 在额定的起动范围内实现了自适应功能, 使操作更为简便。第二代磁控式软起动器完成在结构工艺及控制技术两方面的突破, 实现了执行、控制、检测各功能件的一体化, 使产品的性能步入了一个新的台阶。实践证明箔式绕组磁控软起动装置与其它同类产品相比在制造工艺和使用性能方面均有独到之处和合理的性价比。

2 异步电动机的起动分析

在系统电网容量较小时, 一般小电动机可以直接起动, 大中型电动机采用降压起动。其中晶闸管变频起动具有调速范围大、精度好、效率高、节能效果好等特点, 但技术复杂、投资大、维护抢修水平要求高。

而磁控式软起动器相比于晶闸管变频起动, 其抗过载能力由几十毫秒级提高到几十秒级, 与电动机的抗过载能力处于同一水平。调压方式为磁控限幅调压, 非斩波调压, 输出电压波型好, 对电网无公害污染。且对电源相位无相序要求, 安装方便, 主回路与控制电路之间只有磁路联系而无电路联系, 控制方式简单、故障率低、投资低、回收期短。

3 谐波污染的严重性

电网中的高次谐波多来源于电力电子设备 (如晶闸管) 一类非线性负载, 常见的谐波污染有以下几种:

(1) 电网不稳定, 用电设备处于危险状态。高次谐波的尖峰电压将严重危害到用电设备。

(2) 使用电设备受到干扰而误动作, 可靠性降低。

(3) 引起用电设备过热、寿命降低和引起电气火灾。

(4) 信息化设备无法正常工作。

(5) 增加线路损耗, 影响电力计量的准确度。

(6) 为提升抑止干扰能力而增加设备的成本。

磁控溅射技术 篇6

磁阀式可控电抗器(MCR)以其无级可调的优点,在电力系统中已经得到广泛的应用[1]。其中单相MCR主要用于电气化铁道动态无功补偿[2]、消弧线圈[3];三相MCR可以用于大型电机软启动[4]、电力系统电压控制及其无功补偿等领域[5,6]。研究基于磁饱和工作原理的MCR谐波分布特性及其优化设计方法,对提高MCR运行性能、保证电网供电质量等方面具有关键性的作用。

为了减小MCR产生的谐波,对MCR谐波产生机理及其抑制方法的研究逐渐成为了热点[7,8,9,10,11,12,13,14]。单相MCR由于缺乏3次谐波补偿回路,如果不加任何谐波抑制的措施,3次谐波含量最大可达额定输出电流的7%。

文献[9]通过2组单相MCR并联,加以适当的控制策略来减小3次谐波,提出了MCR谐波补偿的设计原理。谐波补偿原理是通过2组MCR同时产生2个幅值相等、相位相反的谐波互相抵消从而达到减小谐波的目的,有效抑制了单相MCR输出电流谐波的含量。但是这种方法由于需要协调控制2个单相MCR,同时还要处理较多的模拟量和数字量,因而造成控制策略复杂、响应速度较慢等问题;另外,由于需要投入额外的MCR并配以滤波装置,装置体积偏大,不适合于室内安装,还需要占用室外安装的空间,造成运行成本较高、维护比较困难的问题。

文献[10]在上述谐波补偿原理的基础上设计了双级饱和磁控电抗器(TSMCR),这种结构的磁阀由2个截面积不等、长度相等的铁心柱组成。在设计中,额定电压下、未提供任何直流磁通时,铁心1即工作在临界饱和状态,当直流控制电流逐渐增大时,截面积较小的铁心1立即进入饱和状态,并在随后的控制过程中始终饱和。而截面积较大的铁心2在开始阶段不饱和,随着直流控制电流的增加,当铁心2进入饱和状态时,通过分析发现此时铁心2和铁心1产生的3次谐波大小相同,方向相反,从而达到减小输出电流所含3次谐波的目的。但是由于开始阶段铁心2工作在不饱和状态下,不产生任何谐波分量,因此也无法起到任何谐波补偿的作用,造成TSMCR在输出电流较小时谐波含量较大的问题,限制了该设计条件下TSMCR输出电流的范围。

为了进一步减小TSMCR在输出电流较小时所含的谐波,本文在文献[10]的基础上,研究了铁心截面积Ab、铁心1截面积As1与铁心2截面积As2之间的相互关系对TSMCR输出电流谐波大小的影响,同时考虑到铁心1、2长度不等的情况,引入了2个关键性的设计参数,即As2/As1和ll/(l1+l2),并利用这2个设计参数建立了TSMCR谐波特性的数学模型,揭示了这些参数对TSMCR谐波性能产生的影响。在此基础上给出了TSMCR谐波优化的设计方法,有效抑制了TSMCR输出电流中所含的谐波。仿真和实验结果表明该方法正确、可行。

1 TSMCR谐波分析

TSMCR铁心等效结构如图1所示。为了便于分析双级小截面的磁场强度,引入等效磁场强度He,用于仿真曲线中铁心磁化特性的设置。考虑到铁心1与铁心2长度不同,根据安培环路定律,得:

其中,H1、H2分别为图1左图中铁心1和铁心2中的磁场强度。

文献[10]分析得到He是一个分段函数。通过对铁心1、2的截面积及其长度的比值的改变,即可等效改变TSMCR铁心的磁化特性。借助文献[12]对MCR谐波分析得到的结论可知,TSMCR谐波电流等同于2个铁心所产生谐波的叠加,令Lt1=l1/(l1+l2),Lt2=l2/(l1+l2),并结合式(1),可得TSMCR基波和各次谐波表达式:

其中,i1*为基波电流标幺值;i*2n+1为各次谐波电流标幺值,n=1,2,…;β1、β2分别为铁心1、铁心2的磁饱和度。

在TSMCR中,随着直流控制磁感应强度Bd的增加,β1、β2的值也随之改变,如果能将β1、β2之间的关系通过数学方法表示出来,简化式(2),可有效地降低TSMCR谐波分析的难度。

两者关系如图2所示,其中Bt1、Bt2、Bts分别为铁心1、铁心2和铁心的磁化曲线饱和值。铁心在直流磁通增加的过程中始终保持未饱和状态。曲线l是TSMCR工作在额定工作电压下、未加任何直流磁通时的铁心内磁感应强度,此时铁心1和铁心2都没有饱和;当直流磁感应强度Bd逐渐增加时,曲线l也随之抬升,铁心1立即进入饱和状态,当曲线l到达图中虚线位置时,铁心2进入临界饱和状态,当Bd继续增加时使得曲线l提升到l′处,铁心1与铁心2都开始饱和,其中铁心1磁饱和度为β1,铁心2磁饱和度为β2。

分析该变化过程如下。

初始状态时,即Bd=0时,此时TSMCR输出电流为零:

铁心1饱和,铁心2没有饱和,此时Bs1+Bd

当铁心1、2都饱和时,有Bs1+Bd>Bs2:

由式(5)可推得:

令Bt2/Bt1=k,即铁心2与铁心1的截面积之比,由式(6)可得:

其中,β1值上限βmax由铁心与铁心1的截面积比Ab/As1确定:

综合以上分析,即可得到TSMCR谐波分布的一般数学模型:

其中,k为TSMCR中铁心2与铁心1的截面积之比。

由式(9)可知,TSMCR谐波的大小主要和3个参数有关,即k、Lt1和βmax,进而得到TSMCR谐波抑制优化方法的表达式:

其中,i*rated=max(i1*);ithd为总谐波电流标幺值;imax为总谐波ithd的最大值,k、Lt1的取值不同,imax就不同;iopt代表imax的最小值。

该数学模型中,即式(10)中所引入的3个参数的取值范围都是有其实际物理意义的。其中k取值范围为1~3,表示铁心2的截面积不能和铁心1或者铁心相同;Lt1取值范围为0~1,表示铁心1或者铁心2的长度都不可能为0;而β1取值范围为0~βmax,表示铁心在整个调节过程中都不会饱和。以下分析都假设βmax=2π。

通过对式(10)进行数学分析,可以证明imax在式中约束条件下一定存在最小极值点,数学分析及其证明由于篇幅原因不列出。这里仅画出imax(标幺值)随k和Lt1取值变化的曲面,如图3所示。可见,该曲面存在最小极值点。通过计算得到,当k=1.9、Lt1=0.37时,imax有最小值3.61%,即iopt=3.61%。

2 仿真分析及实验研究

2.1 TSMCR磁化特性

为了验证TSMCR随β1变化的谐波分布特性与k、Lt1取值有关的结论,证明以上理论分析的正确性,采用文献[11,15]中所得到的MCR模型并利用Matlab/Simulink搭建了1 000 V·A/380 V仿真模型如图4所示,对TSMCR的总谐波及各次谐波(主要是3、5、7次谐波)进行了仿真分析和验证。变压器T0和T1则需要根据之前引入的参数k、Lt1,利用文献[10]中对等效磁场强度He的推导得到Matlab/Simulink仿真模型中变压器磁化特性。

仿真模型中,2个变压器磁化特性曲线必须设置为相同。如图5所示(Bts、H为标幺值),曲线1代表普通MCR的铁心磁化特性,曲线2为k=2、Lt1=0.5时TSMCR的铁心磁化特性,曲线3为k=1.9、Lt1=0.37时的铁心磁化特性。当βmax=2π时,Bts为3。仿真模型中其他参数设置如下:Uac=537.32 V,Udc=29.47 V,R1=R2=5.15Ω,R3=0.565Ω,T0、T1的容量为500 V·A。其中R2、R3可用来校正直流磁通的大小,以保证在晶闸管全触发时,变压器的磁饱和度正好等于2π。当变压器容量固定时,较小的R1对仿真结果没有影响。

2.2 仿真结果

将图5中3种MCR的B-H曲线代入图4中所建立的模型进行仿真,仿真结果如图6所示(图中,谐波含量ithd为标幺值,后同)。图中,曲线1、2、3分别为普通MCR、TSMCR(k=2,Lt1=0.5)、TSMCR(k=1.9,Lt1=0.37)的总谐波分布曲线,其输出电流所含谐波最大值分别为7%、4.7%和3.61%。需要指出的是,每次代入不同的B-H特征曲线时,都要重复一次对模型中R2、R3的校对,以保证仿真的正确性。

如图6中曲线3所示,优化设计后的TSMCR有效地减小了装置在工作初期所产生的谐波。当输出电流逐渐增大时,虽然其谐波含量指标略高,但是整个调节过程在不增加任何滤波装置的条件下,输出电流中所含的谐波都不会超过额定电流的3.61%,因此也扩大了TSMCR符合谐波要求的输出电流的范围。

2.3 实验研究

为了进一步验证以上谐波分析结果的正确性,制作了1000 V·A/380 V的TSMCR模型。为了降低引入多个截面积较小的铁心可能造成的边缘效应和漏磁问题,实际制造过程中采用了分布式小铁心的制造工艺[2]。另外,由于引入了多个小铁心,因此在铁心总长度相等的情况下,TSMCR的输出容量要比普通MCR的输出容量要小,但是由于式(9)(10)中采用的是长度比来进行谐波分析,因此也不会对TSMCR的分析结果造成影响。

在调节该模型输出电流从零变化到额定值的过程中,取若干点对TSMCR输出电流所含谐波进行了测量和分析,根据触发角和铁心磁饱和度的关系[12],得到谐波含量随铁心磁饱和度变化曲线,实验结果如图7所示。图7中总谐波曲线与图6中曲线3所示的仿真结果基本一致。实验和仿真数据一致,证明了以上理论分析的正确性。

3 结论

磁控溅射技术 篇7

1 直流磁控溅射原理

在真空环境里, 电子在电场的作用下加速飞向基片的过程中与氩原子发生碰撞, 电离出大量的氩离子和电子, 电子飞向基片。氩离子在电场的作用下加速轰击靶材, 溅射出大量的靶材原子, 呈中性的靶原子 (或分子) 沉积在基片上成膜。真空室中充入的氩气作为媒介, 使辉光放电得以启动和维持。直流磁控溅射利用的是直流辉光放电, 初始电子加速碰撞Ar形成氩离子和另一个电子 (α过程) , 而氩离子在电场作用下加速碰撞阴极 (靶材) 也会形成二次电子发射 (γ过程) , 当放电达到稳定后进入辉光放电阶段。直流磁控溅射的特点是在阳极基片和阴极靶之间加一个直流电压, 阳离子在电场的作用下轰击靶材, 它的溅射速率一般比较大。

2 设备作业特点

VARIAN 3180溅射台是在线CASSETTE-TO-CASSETTE, 可以连续进行溅射生产, 采用直流磁控溅射技术, 用于4inch硅片表面溅镀铝、铝合金及其它金属薄膜。该设备采用竖直结构, 单边溅射方式, 共有3个靶位, 每个靶位配置一个直流电源、一个SHUTTER, 用于预溅射及防止交叉污染。作业时, 设备自动检测各个部件的状态, 确认设备正常后, 开始自动运行, 伺服器传递从CASSETTE中撑起硅片, 通过LOADLOCK吸取并装入溅射腔体, 溅射腔体则在冷泵的作用下一直保持在真空状态, 设备按照已经设置的程序执行溅射功率、溅射时间、档板开闭等作业。溅射后的硅片被LOADLOCK放回CASSETTE中的原位置, 装/卸硅片及溅镀作业分别独立连续进行。每CASSETTE最多作业25片。

3 生产条件要求

材料:钼靶 (Mo≥99.999%) ;硅铝靶 (Si-Al, 高纯≥99.999%) ;氩气 (Ar, ≥99.999%) , 氮气 (N2≥99.999%, 含氧量≤5ppm, 含水量≤5ppm) 。溅射台设备周围的洁净度为10000级, 真空室真空为2×10-8torr, 空气湿度35%~50%, 室温20~25℃。风速≥0.2m/s。冷却水采用纯水 (≥15MΩ.cm) , 水温<20℃, 可以循环使用, 15天更换一次。

4 金属化工序金属层参数要求

1) 金属层Mo厚度100±10nm

2) 金属层Si-Al (双层布线的I次布线) 厚度600±100nm, R□=85±5mΩ/□

3) 金属层Si-Al (双层布线的II次布线) 厚度1200±200nm, R□=45±5mΩ/□

溅射完成后, 用SZ85型四探针测试仪进行测试, 每批抽测3片陪片, 共测5点R□值。

5 溅射工序的金属层质量问题及原因

采用最大的淀积速率进行溅射, 虽然可减少溅射时间, 效率大, 但是膜的质量却不理想, 因此一般不采用最大的淀积速率。溅射工艺参数不是单独作用的, 各个参数之间相互影响, 从而达到一个平衡。金属化溅射工艺调整完善后, 批量生产必须进行工艺固化。由于VARIAN 3180溅射台是全自动溅射设备, 所以工艺生产中出现的问题归纳为溅射程序参数设置不合理、真空室污染、硅片污染、冷泵及机械泵的工作效率低四方面的原因。

1) 金属层表面氧化、发雾

原因分析:A、真空度低;B、烘烤温度过高;C、溅射厚度超标;D、氩气流量过大。解决方法, 可以通过调整工艺来完成。真空室的密封性检测采用氦质谱检漏仪, 对可能漏气的部位, 进行喷氦法检测, 同时检查更换密封圈。检查机械泵, 清洗机械泵更换机械泵油。检查冷泵, 进行维护。溅射功率对膜层质量的影响, 在气压一定的条件下, 使得Ar气的电离率提高, 从而提高溅射速率, 这样基片表面的膜层与基板的粘附能力以及膜层致密性都有所提高, 并缩短了溅射时间, 提高了膜层质量。相反的, 功率太低, 淀积速率慢, 则膜结构疏松, 膜层附着力差[1]。溅射气压对薄膜的影响, 压强过低时, 溅射原子能量较大, 然而过高的溅射气压会使粒子与大量氩原子相互碰撞而大幅度降低其本身的能量, 结果导致薄膜的淀积速率减小, 不能获得高的薄膜结晶度。因此溅射气压的变化, 引起表面形貌和沉积速率的变化, 同时影响薄膜的性能。淀积速率随氩气流量的增大而先增加后减小, 工作气压为8~10×10-3torr淀积速率最大[2], 但是氩气流量过大时, 溅射粒子与Ar气碰撞次数增多, 粒子能量在碰撞过程中损失很多, 致使溅射粒子勉强冲破气体吸附层, 与基片的吸附能力下降, 于是淀积速率降低。导致金属层表面发雾。

2) 金属层脱落

原因分析A、基片清洗不干净。B、真空室污染。C、烘烤时严重污染。基片清洗不干净, 会在溅射过程中影响淀积原子与基片之间的结合力、以及原子间结合力, 导致膜层与基片间附着力下降, 金属层脱落若靶材中夹杂物的数量过高, 在溅射过程中易在基片上形成微粒, 导致互连线短路或断路, 严重影响薄膜的性能。按要求清洗基片、甩干、烘干, 特别注意清洗用高纯水的纯度, 应达到要求。按使用溅射设备频次对清洗真空室, 溅射40炉清洗1次, 清洗时先用金相砂纸把淀积到真空壁上的金属膜打磨掉并用吸尘器吸出, 然后用脱脂棉蘸丙酮摖洗, 最后用绸布蘸无水乙醇摖干净。用稀盐酸清洗钼靶、硅铝靶, 然后用高纯水冲洗干净, 最后用酒精脱水, 烘干。

3) 金属层出现针孔

原因分析A、Ar气纯度不够。B、靶材不纯或者污染C、真空室挡板污染。Ar气纯度不够或者溅射时混入较多杂质, 在膜层中形成很多缺陷, 真空室内杂质、微尘落在基片膜上会形成针孔。溅射采用的靶材所含微量杂质和表面氧化物是污染真空镀膜薄膜的重要来源, 为保证镀膜质量, 首先必须具备高纯度的真空镀膜靶材和清洁的靶表面;其次在真空镀膜溅射沉积之前对靶进行预溅射, 使靶表面净化处理。挡板在开启时, 由于挡板表面吸附的杂质、微尘落在基片膜上同样会形成针孔。

溅射完成后, 用SZ85型四探针测试仪测试, 确保膜厚符合要求。

使用3180溅射台溅射的金属层, 体现了磁控溅射镀膜的特点, 即淀积速率较高、台阶覆盖完全, 膜层均匀致密、附着力强。

摘要：本文介绍了集成电路金属化工序磁控溅射原理和制作过程, 针对磁控溅射成膜的特点, 分析了影响膜层质量的原因, 提出了解决措施。

关键词：磁控溅射,金属层,基片

参考文献

[1]王平, 杨树贞, 等.溅射成膜中几个问题的探讨[J].真空, 2006 (06) .

纳米硅薄膜及磁控溅射法沉积 篇8

半导体硅材料是当今世界整个微电子产业的支柱。单晶硅性能虽好但成本很高,于是人们开始把注意力转向其它结构的硅材料。国内外对纳米晶硅有很多研究,研究资料表明,与非晶硅(a-Si:H)、微晶硅(μc-Si:H)和多晶硅(pc-Si)相比,纳米硅薄膜(nc-Si:H)具有许多优异的性能。nc-Si:H具有电导激活能低(ΔE=0.11～0.15eV)、电导率高(10-3～10-1Ω-1·cm-1)、易于实现掺杂、光热稳定性好、具有明显的量子点特征等[1,2,3,4]。自1968年Veprek等[5]首次报道制备出nc-Si:H以来,关于nc-Si:H的制备、结构和性能表征方面的研究成果不断出现。由于它在薄膜太阳能电池[6]、发光二极管[7,8,9]、光存储器[10]、隧穿二极管[11,12]、薄膜晶体管[13]以及单电子晶体管[14]等光电器件方面的潜在应用,而受到越来越多的关注。

1 氢化纳米硅薄膜的特点

nc-Si:H中硅纳米晶粒的直径为3～10nm,可以看成是准零维的量子点。其晶态成分的体积分数约50%(晶态比大小没有严格的数值限定),硅晶粒之间a-Si:H层的厚度为2～4个原子层间隔[14]。近几年对纳米硅薄膜研究的一些资料表明,纳米硅薄膜结构复杂[14,15,16,17],它是一个纳米体系,含有非晶界面,富含氢,晶粒间可能存在微应力。

2 氢化纳米硅薄膜的制备方法

nc-Si:H的光电性质主要由其微观结构(如晶粒尺寸和晶态比等)决定。薄膜微结构的改善是薄膜光电性能提高的主要原因,而微观结构归根结底由生长条件来控制。制备nc-Si:H的常见方法有等离子体增强化学气相沉积法(PECVD)、磁控溅射法(MS)、热丝化学气相沉积法(HWCVD)和激光烧蚀法(LCVD)等。与其它方法相比,磁控溅射法操作简单、沉积速度快,不使用有毒气体进行掺杂,可通过对氢含量的控制实现对薄膜带隙的调节,有望大幅降低太阳电池成本。用磁控溅射法沉积出的薄膜的微结构不同于用等离子体增强化学气相沉积法沉积的薄膜,其有特定的择优取向[16,18]。鉴于以上特点,可以认为磁控溅射法有望成为纳米硅薄膜制备技术发展的主流方向。

3 磁控溅射法沉积纳米硅薄膜

用磁控溅射法沉积纳米硅薄膜,对沉积条件要求比较高,只有在特定的沉积条件下才能生长出纳米晶体结构。因此,在纳米硅的制备过程中,对溅射参数的控制显得尤为重要。影响纳米硅薄膜性能和结构的沉积条件主要有氢气分压、衬底温度、溅射功率、负偏压、溅射总气压、基片的选择、氩气分压及气体流量等。

3.1 氢气分压的影响

薄膜的性能和微结构随沉积室中氢分压的变化而强烈变化。沉积室中氢气分压的大小对纳米硅薄膜的形成具有决定性的作用。根据文献[19],在适当的温度下,只有当氢气分压高于一定值后,才能沉积出氢化纳米硅,低于此分压,全为非晶硅。

溅射室中充入H2后,在辉光放电等离子体中,主要气体组分是Ar和H2。起辉后,撞向阳极基片表面的粒子主要有Si、少量的Ar+-、H原子以及电子,其中起溅射作用的是Ar+。在等离子体中会产生,其被加速撞向靶面后,可反射出能量高达100eV的H原子,这种快速高能的H原子是溅射法沉积中特有的,能进入到薄膜表面以下5nm。这种高能氢原子的轰击作用有助于非晶相薄膜向晶相的转变,生成nc-Si:H[20]。氢在薄膜中与硅成键的状态及其含量的多少与薄膜的制备方法紧密相关[21]。从微观上看,高能的H原子射入薄膜后,可嵌入Si-Si键中,形成中间过程的Si-H-Si键的不稳定结构,然后此不稳定结构局部重组,弱的Si-Si键断裂,除去了弱键合的Si原子,只留下坚硬的强Si-Si键,即晶态,实现了无序向有序的转变[22,23]。文献[24,25]报道,将a-Si:H置于氢等离子体中,进行一段时间的氢等离子体反溅射后,非晶相转变为晶相。

在溅射过程中,氢稀释的氩等离子体中足够的原子态氢通过氢的键合实现薄膜表面的覆盖。在较高的氢气分压和适当的温度下,薄膜表面覆盖的氢增多,有助于提高沉积到薄膜表面的原子的迁移率,即氢分压越高,越有利于晶化,但氢分压过高后,薄膜的表观密度就会变小。这是由于高能H原子对薄膜表面轰击,使薄膜产生了很多微孔,使其致密度降低所致[26]。另外,通过生长表面的氢的复合反应产生局部加热效应也有利于薄膜晶化。文献[27,28]表明,高氢覆盖虽不是薄膜晶化的充分条件,但是必要条件。溅射出来的成膜粒子先在薄膜表面找到能量稳定的位置,多个成膜粒子的聚集就可以形成晶核。成核后,伴随着成膜粒子迁移率的提高,将发生类似外延式的晶体生长[29]。

氢在薄膜中不仅可以钝化悬挂键,减少薄膜的缺陷,也可与硅原子形成合金,影响薄膜的光学带隙[30]。用红外吸收谱可以较好地确定氢在薄膜中的存在状态。

3.2 衬底温度的影响

衬底温度也是磁控溅射法沉积钠米硅薄膜中的一个重要参数。文献[19]表明,在适当沉积条件下,衬底温度低于150℃或者高于350℃时沉积的薄膜都是非晶态的,只有在150～350℃范围内才能生成纳米硅。温度对晶化的影响主要体现在影响薄膜表面的氢覆盖率和溅射到薄膜表面粒子的迁移率。随着温度的升高,薄膜中与悬挂键结合的氢开始逐渐从薄膜内扩散出来,覆盖在薄膜表面的氢也开始慢慢脱离,即薄膜表面的氢覆盖率开始降低,这会降低表面粒子的迁移率。而且,温度升高有利于刚刚溅射沉积到薄膜生长面的粒子的迁移,温度越高,迁移率越大,越有利于晶化。从以上分析可以看出,温度对氢的表面覆盖率与生长粒子的表面迁移率产生的效果相反,这也就是文献[19]中纳米晶体生长时有温度范围限制的原因。因此,在溅射参数设计中,要优化这2方面的参数,使沉积结果达到最优。

3.3 溅射功率的影响

在薄膜沉积过程中,功率从2方面影响溅射过程:一方面,功率增大将会使等离子体中产生的Ar+等离子的动能增大,相应地使溅射出的粒子的动能变大,溅射出的具有较大动能的粒子轰击薄膜,将有可能增加薄膜表面的损伤,从而使薄膜的缺陷密度增大;另一方面,功率增大,溅射出的粒子数量几乎呈正比例增加。在高的溅射功率下,活性的生长粒子在薄膜生长表面的迁移速度跟不上薄膜生长面的外延速度,不利于薄膜的晶化,也不利于获得光电性能良好的薄膜[31]。为了获得高质量的晶化薄膜,实验中提供的功率应在保证有薄膜生长的情况下尽量小[32]。

3.4 负偏压的影响

溅射中增加负偏压是为了在溅射过程中对薄膜生长表面引入离子轰击。负偏压一般是针对直流磁控溅射(DCMS)使用。由于正离子在直流溅射时只定向地飞向靶材,薄膜的生长表面基本上没有离子的轰击,为了在薄膜表面产生离子轰击,就需在阳极上加一负偏压。射频溅射(RFMS)时由于正负电极的不断变换,使薄膜表面处于周期性的轰击中,因此,一般不需再加一偏压,但也有为了更进一步增加轰击效果,加一偏压的[33]。

根据文献[19],离子轰击薄膜表面时,可以将动能传递给薄膜表面的生长粒子,使其获得更大的迁移率。离子轰击可以控制薄膜的微观结构,使薄膜表面平整、光滑,使薄膜变得致密,也可以促进晶粒的长大。在直流磁控溅射(DCMS)过程中,沉积室中产生的飞向阳极基片的粒子主要有Si原子、氢原子以及电子。Si原子、等重粒子的动能主要由溅射功率控制,功率越大,粒子数量和粒子动能也就越大。高功率下的粒子会对薄膜表面晶粒的形成产生破坏作用,使薄膜产生非晶化趋势。为了有利于晶化,溅射功率应尽量小,以减弱非晶化作用。低溅射功率下,Si原子、氢原子等粒子对薄膜表面的碰撞对晶化是有帮助的。在加入负偏压前带电的Ar+、的运动方向不同。Ar+飞向阴极轰击靶材,而是由于Ar+的溅射而产生的,其运动方向是阳极基片。由于只有Ar+、带电,的含量与Ar+相比非常少,甚至可以不考虑其影响。为了进一步增强晶化效果,可以在阳极上加入负偏压使带正电粒子中的主要组成Ar+撞击薄膜的表面。负偏压的高低可以控制轰击的Ar+的数量及其动能大小。

3.5 溅射室气体总压的影响

溅射室气体总压主要影响沉积室中粒子运动的平均自由程。理想气体平均自由程的计算式为:

式中:R为理想气体常数,T为气体温度d为分子的直径,NA是阿伏加德罗常数,P是气体压强。

从式(1)可以看出,粒子运动的平均自由程与气体压强成反比。溅射沉积过程中主要的生长粒子是硅原子,其平均动能可达10eV。在气压适中的条件下,粒子轰击薄膜表面时将动能传给薄膜表面的原子,可以使薄膜致密,形成没有内应力的微结构[34]。在低的溅射气压下,溅射粒子由于很少有碰撞,因而其动能得以保存。如果靶材与基片间距大于平均自由程,则溅射粒子的动能就会在碰撞中损失。文献[19]显示在0.24Pa的低压下,用直流溅射法沉积出了纳米晶硅薄膜。

另外,文献[18,30]显示,在较高的气压下也能沉积出纳米晶硅薄膜。在低气压下不能使薄膜晶化,压强增大至4Pa以上时薄膜才能晶化,但溅射的功率明显比低压溅射的大。可能是因为压强增大后,溅射室中粒子的平均自由程变小,要使粒子在溅射靶材或轰击基片薄膜时仍具有足够的动能,就必须增大溅射功率。

文献[23]结合实验数据得出,溅射的总气压越大,沉积薄膜中纳米晶粒的含量越少。在溅射过程中多余的气体分子对薄膜的生长有阻碍作用,而且会阻止纳米晶粒的生成。因此,在低压条件下溅射有利于提高纳米晶体晶化率。

3.6 基片的选择

纳米硅薄膜的生长与衬底的选择关系密切。一般以单晶硅[16,35]为衬底时,纳米晶体可以在基片上外延生长。由于晶格匹配,在晶体生长前可以没有非晶过渡层。一般在单晶衬底上沉积薄膜前都要除去表面的氧化层,所以需要清洗晶片表面。清洗的方法有2种,一种是高温烘烤,它可以分解自然氧化层,并可除去表面的其它污物;另一种是用低能量惰性气体粒子束溅射表面,然后用低温退火恢复表面的晶格结构。

在非晶衬底如玻璃、石英等表面,要在基片表面直接沉积出纳米晶体,对沉积参数的要求比对单晶基片的要苛刻些,通常需要比晶体衬底更高的沉积温度和氢气分压。在非晶衬底表面沉积的纳米硅薄膜有一定厚度的非晶过渡层,通过离子轰击或者升高基片温度,或者用氢气等离子体反溅射可以减薄甚至消除非晶过渡层[19,36,37]。也有以NaCl晶体[37]作为衬底的,薄膜沉积后,NaCl晶体可以在水中溶解,只剩下薄膜。

3.7 氩气分压的影响

文献[38]表明,不管其它沉积参数如何变化,只要氩气分压不大于0.4Pa,制备的样品常展现出平滑、密度均匀、不能分辨的微结构特征;只要氩气分压不小于1.3Pa,溅射功率和衬底温度较低时,则薄膜微结构由高密度区和低密度区2部分组成。高密度区组成为5～20nm大小的柱状,高密度区之间由低密度区分开,低密度区可以看成是网络结构;在更高的氩气分压下,或是较高的衬底温度或是较高的射频功率下,薄膜则出现由更高密度组成的30～50nm大小的柱状结构,柱状结构由相当低密度的网络区分开。

另外,氩气分压会影响沉积室中溅射粒子的密度和动能。溅射气压的增大有利于沉积室中等离子体密度的增加,但当工作压强增加到一定值时,等离子体密度增加不明显。相反,等离子体中的粒子会由于与气体分子碰撞而消耗动能,使其打在靶上时没有力度,影响溅射的出率和所溅射出粒子的动能。

3.8 气体流量的影响

气体流量在很大程度上决定了Ar、H2分子在等离子体中滞留的平均时间t。t不仅对Ar、H2分子的电离程度和在溅射过程中与靶材和薄膜发生作用的几率起决定作用,而且还决定Ar、H2等分子的耗尽程度。在反应室气压和辉光放电功率不变的情况下,t越长,Ar、H2等分子的耗尽越充分,等离子体中的活性组分比例就越大。

4 结语

氢气分压、衬底温度、溅射功率、负偏压、溅射总气压、基片的选择、氩气分压及气体流量等沉积参数是磁控溅射法沉积纳米硅及控制它们特性的主要条件。从以上分析讨论中可以看出,氢气分压、基片温度、溅射功率是磁控溅射法沉积纳米硅的关键参数。适当的温度、较高的氢气分压和较低的溅射功率有利于纳米晶的生成。对于这些沉积参数间的联系,现在仍是一个有争议的课题[39],还需要进一步深入研究。因此,只有从实验的实际出发,结合设备条件,不断优化协调这些参数间的配比,才有可能沉积出理想的纳米硅薄膜。

另外,从理论上讲,晶粒尺寸越大,晶化率越高,材料的光电性能就会越好。但实际上,在制备薄膜的过程中,由于沉积条件的影响,晶化率最高、晶粒尺寸最大的薄膜,其光电性能并不一定是最好的。最重要的是材料要有高的致密度,即高的折射率,以及晶界被有效地钝化,以减少薄膜的缺陷[40]。

摘要：纳米硅薄膜具有卓越的光学和电学特性,其在光电器件方面潜在的应用越来越引起人们的兴趣。讨论了用磁控溅射法制备纳米硅薄膜的微观机理及沉积参数对薄膜结构和性能的影响。其中,氢气分压、基片温度、溅射功率是磁控溅射法沉积纳米硅的关键参数,适当的温度、较高的氢气分压和较低的溅射功率有利于纳米硅的生成。