磁控濺射制備成分漸變Au/Cu復合涂層的研究

劉艷松，何智兵，李 俊，許 華

(中國工程物理研究院 激光聚變研究中心，四川 綿陽 621900)

在激光慣性約束聚變(ICF)研究領域，近十幾年來人們一直致力于各種點火靶方案的研究，其中冷凍靶是廣為接受的點火靶方案之一[1]，冷凍靶的特點是在聚合物靶丸內有1層冷凍的氘氚冰。然而，近年來雙殼層靶的實驗結果為人們揭示了另外一種可能的點火用靶[2-12]，雙殼層靶與單殼層靶相比具有很多優點，如在與美國國家點火裝置(NIF)規模接近的實驗設備上點火靶的設計不需要冷凍層，對流體動力學不穩定性的敏感程度降低，對激光器的功率要求也降低，這些因素使點火實驗大幅簡化。雙殼層靶的設計均采用兩個同心的殼層結構，外殼層的作用主要是對柱腔產生的X射線進行有效吸收，在球形壓縮的基礎上，外殼層被加速撞擊在內殼層上，如果考慮到完全彈性碰撞，內殼層可獲得外殼層的加速，使雙殼層靶的增益較單殼層靶的高。內殼層的作用在于限制點火燃料的輻射損失，因為原子序數高，可提供額外的慣性約束以延緩燃料解體時間。國外雙殼層靶的研制工作[13-17]中，Au/Cu成分漸變的金屬微球殼層是組成雙殼層靶的一個重要部件，常用作雙殼層靶的內層，其內部一般是幾百大氣壓的氘氚氣體，這對內殼層的機械強度和力學性能有一定的要求，因此，作為內殼層的Au/Cu成分漸變金屬微球殼的厚度一般為40～60 μm，以提供足夠的力學強度。然而在制備幾十μm厚的Au/Cu成分漸變金屬微球殼層上，國內的研制尚處在起步階段，不論制備方法還是制備技術都面臨很大的挑戰。一般在金屬微球的制備方面，磁控濺射一直是一種常用的方法[18]。目前采用磁控濺射制備Au/Cu成分漸變的金屬微球殼層將面臨兩個主要技術難點：1) 實現微球徑向成分變化的精確控制，主要需解決不同成分Au/Cu涂層的定位技術與成分準確控制技術；2) 成分漸變Au/Cu涂層均勻性的控制，將主要研究微球表面成分漸變Au/Cu涂層涂鍍過程中微球隨機運動激勵技術、微球運動的維持技術，研究運動激勵方式對Au/Cu涂層涂鍍過程中微球運動的影響。為克服上述技術難點，制備出滿足物理實驗需求的雙殼層靶，本工作利用JGP560型高真空多功能磁控濺射，采用直流磁控濺射法，通過控制共濺射時Au靶和Cu靶的功率變化，在平面基片和微球表面制備一系列成分漸變的Au/Cu涂層，并探究共濺射對涂層微觀結構和成分分布變化的影響。

1 實驗

1.1 實驗條件

在JGP560型超高真空多功能磁控濺射設備上，利用直流磁控濺射法，通過控制共濺射中Au靶和Cu靶的功率，在平面基片和微球表面制備一系列成分漸變的Au/Cu涂層。平面基片采用樣品架轉動的方式以得到厚度均勻的薄膜；微球樣品采用轉動盤的方式，在沉積過程中微球在樣品盤內表面一直保持無規則運動，以確保微球表面金屬涂層的厚度均勻。平面基片采用單晶硅Si(111)作為襯底，使用之前用RCA(radio corporation of America)標準清洗方法清洗，即將硅片先后分別用RCA1(氨水∶雙氧水∶水=1∶1∶5(體積比)，下同)和RCA2(鹽酸∶雙氧水∶水=1∶1∶5)溶液在85 ℃下清洗15 min，然后用濃度為10%的氫氟酸 (HF)去除表面的氧化層，這樣清洗后的硅片在HF中取出后不沾水，隨即放入真空工作室。在制備平面基片的基礎上，采用轉動盤鍍膜的方法，在GDP(輝光放電聚合物)微球表面制備成分漸變的Au/Cu殼層，其中GDP微球表面已進行過清潔處理。

實驗選用高純(質量分數為99.99%)Au靶和Cu靶，尺寸為76 mm×5 mm，實驗前先將濺射室預抽至5.0×10-5Pa，然后通入高純濺射氣體Ar(體積分數為99.999%)，其流量控制為15.0 mL/min，Au靶的濺射功率從40 W線性漸變減少至0 W，而Cu靶的濺射功率從0 W線性漸變增加至40 W，制備平面基片時基片自轉設定為10 r/min。制備微球表面金屬涂層采用的轉動盤轉動速度設定為30 r/min，正轉一周后反轉一周，依次交替進行。每次實驗前進行10 min的預濺射以除去靶表層的氧化物。平面薄膜和微球表面涂層的制備時間均為10 000 s。

1.2 測試儀器

利用美國VEECO公司的DEKTAK 6M臺階儀測量平面薄膜的厚度。采用掃描電子顯微鏡(SEM)和能量色散X射線熒光光譜儀(EDS)對涂層的表面形貌、表面粗糙度、微觀結構和成分進行分析。

2 結果與討論

2.1 Au/Cu成分漸變平面涂層

圖1為平面樣品Au/Cu涂層的SEM剖面圖，其中a、b分別為電子加速電壓為5.0 kV和20.0 kV下的掃描電鏡圖。圖1b中的線段所示是下面元素分析線掃描的區域。平面樣品的Au/Cu涂層厚度約為3.7 μm，通過測量薄膜不同位置的厚度發現薄膜厚度均勻性良好，在圖1b所示區域中無明顯變化。由于共濺射過程中Au靶的功率線性減小和Cu靶的功率線性增加，隨涂層厚度的增加(從底部到頂部)，Au含量減少及Cu含量增加，導致涂層內部晶粒的微觀結構呈現出明顯變化的3個區域。開始時，涂層中Au的含量占主導，少量的Cu以摻雜的形式出現在Au主導的生長模式中，涂層內晶粒生長以垂直于基片方向為擇優取向，并以柱狀晶粒生長模式為主；但當Au含量的減少及Cu含量的增加到一定程度時，即涂層中Au和Cu的含量接近時，涂層中部呈現出無規則的取向生長模式；然而隨涂層中Au含量的繼續減少及Cu含量的繼續增加，涂層中Cu的含量占主導，而Au的含量較少時，Au以摻雜的形式出現在Cu主導的生長模式中。

圖1 平面樣品的Au/Cu涂層SEM剖面圖

圖2 Au和Cu含量隨薄膜厚度的變化

圖2為Au和Cu含量隨薄膜厚度的變化。從圖2可看出，隨薄膜厚度的增加，Cu的含量整體呈近線性逐漸增加的趨勢，而Au的含量則整體上呈近線性逐漸減小的趨勢。至于開始時Au含量的增加是由于線掃描起點定位稍有偏差所致。該結果表明，通過控制共濺射中Au靶和Cu靶的功率，可制備成分漸變的Au/Cu涂層。

表1列出平面樣品中Au和Cu含量線掃描的分析結果(即圖2所示的譜圖通過軟件處理分析的結果)。從總的分析結果可看出，Cu在薄膜中的原子含量為42.73%，Au的原子含量為57.27%，兩者較接近，這說明涂層中部存在Au和Cu原子含量較接近的區域，這個區域中涂層內部晶粒呈無規則生長模式，且晶粒的尺寸偏小。此外，還可根據物理實驗的要求控制涂層中Au和Cu的含量。

表1 平面樣品中Au和Cu含量的分析結果

圖3示出Au/Cu涂層的EDS區域掃描結果，可明顯看出，隨薄膜厚度的增加，Cu含量整體呈逐漸增加的趨勢，而Au含量則呈逐漸減小的趨勢。這進一步表明通過控制共濺射中Au靶和Cu靶的濺射功率可制備Au/Cu成分漸變的薄膜。上述數據結果和分析為在GDP微球表面制備Au/Cu成分漸變金屬殼層提供了技術基礎。

2.2 微球表面Au/Cu成分漸變涂層

圖4為磁控濺射轉動盤鍍膜的方式制備Au/Cu成分漸變殼層的結構示意圖。在涂層沉積的過程中轉動盤一直處于轉動的狀態，且轉動盤轉動時正向轉動和反向轉動交替進行，以保證其表面上的GDP微球芯軸一直處于運動狀態，從而得到厚度均勻性良好的Au/Cu成分漸變殼層。

圖3 Au/Cu涂層的能譜區域掃描結果

圖4 Au/Cu成分漸變殼層制備的結構示意圖

圖5為采用轉動盤鍍膜的方法，在GDP微球表面制備的厚度為1.2 μm的成分漸變Au/Cu涂層的SEM表面形貌及剖面形貌。圖5a為樣品的整體外觀圖，從圖中可看出，成分漸變的Au/Cu涂層整體表面光潔，不僅未出現涂層脫落或剝離的情況，且無明顯的粘附雜質等污染物。但Au/Cu涂層表面有少量突起和坑狀缺陷，這主要是GDP表面的缺陷引起的，此外鍍膜過程中可能粘附一些小的顆粒也會導致突起缺陷。圖5b為Au/Cu涂層低放大倍數下的剖面圖，從圖中可看出，Au/Cu殼層厚度均勻性良好，成分漸變的Au/Cu殼層良好地附著在GDP表面，兩者結合比較緊密。圖5c為Au/Cu涂層表面的高分辨圖片，從圖中可看出，殼層表面的晶粒尺寸約在幾十到幾百nm，晶粒間的空隙較?。粺o太明顯的突出和空洞狀缺陷，表面光潔度高。圖5d為Au/Cu涂層的高分辨剖面圖，從圖中可看出，殼層的厚度約為1.2 μm，約是平面樣品厚度(3.7 μm)的1/3。通過與平面樣品高分辨圖片對比可看出，Au/Cu殼層由于Au和Cu的含量有明顯變化，殼層中還是存在晶粒生長模式的變化。底部的晶粒主要是以Au的生長模式為主導，表面的晶粒主要以Cu的生長模式為主導，但殼層中部區域分層現象不明顯，主要原因是涂層太薄。

圖5 Au/Cu成分漸變的金屬微球殼層的表面形貌及剖面形貌

圖6為微球表面Au/Cu殼層內Au和Cu含量隨殼層厚度增加而變化的譜線。從圖中可看出，隨厚度的增加(從底部到上部)，即共濺射過程中Au靶的功率線性減小和Cu靶的功率線性增加，Au的含量逐漸減少，Cu的含量逐漸增加。

綜上所述，不論是平面樣品還是微球表面涂層樣品，隨薄膜厚度的增加，即共濺射過程中Au靶的功率線性減小和Cu靶的功率線性增加，Cu的含量整體呈逐漸增加的趨勢，而Au的含量則呈逐漸減小的趨勢。這進一步表明通過控制共濺射中Au靶和Cu靶的濺射功率可制備Au/Cu成分漸變的涂層。

圖6 微球表面Au和Cu含量分別隨殼層厚度增加而變化的譜線

2.3 討論

隨涂層厚度的增加，即Au含量的減少及Cu含量的增加，導致涂層內部晶粒的微觀結構呈現出明顯變化的3個區域。一般情況下，在單晶硅基片或GDP微球上利用磁控濺射沉積的Au薄膜和Cu薄膜其晶粒生長都有固定的擇優取向方式，但在共濺射的情況，相當于一種金屬在生長的過程中，不斷有更多的另一種金屬以雜質的方式摻入，這種摻雜會影響原有金屬晶粒的生長[19]。開始時，涂層中Au的含量占主導，少量的Cu以摻雜的形式出現，對Au涂層內柱狀晶粒生長影響較弱。但隨Cu摻入的增加，會導致Au涂層內柱狀晶粒的尺寸減小，與此同時，晶粒的柱狀生長擇優取向性被破壞。當共濺射中Au和Cu的原子含量接近時，即會出現無任何擇優取向的晶粒生長模式，且晶粒的尺寸會變得很小。根據Hall-Petach效應[20-21]可知，材料的強度隨其內晶粒尺寸的減小而大幅增大，但當晶粒尺寸進一步減小到10～20 nm時，材料的強度將隨晶粒尺寸的減小而減小。涂層中的Au和Cu原子含量接近時形成的晶粒尺寸雖較單純的Au晶粒小很多，但還是大于10～20 nm，這樣涂層的強度將增大，而高強度是雙殼層靶的內殼層所必須具備的特性。當涂層中Cu的含量占主導，而Au的含量較少時，Cu的晶粒生長模式占主導，但由于涂層中部的晶粒無擇優取向，這導致Cu主導擇優取向不是特別明顯。

3 結論

采用準確控制濺射功率漸變過程的方法，成功制備了表面光潔、致密，厚度約為3.7 μm的Au/Cu成分漸變的平面靶薄膜，以及直徑為800 μm、厚度約為1.2 μm的Au/Cu成分漸變殼層的微球靶。隨涂層厚度的增加，即Au含量的減少及Cu含量的增加，涂層內部晶粒的微觀結構呈現出明顯變化的3個區域；隨薄膜厚度的增加，Cu的含量整體呈近線性逐漸增加的趨勢，而Au的含量則呈近線性逐漸減小的趨勢。這些工作為后續制備ICF物理實驗需求的雙殼層靶奠定了基礎。

參考文獻：

[1] HAAN S W, LINDL J D, CALLAHAN D A, et al. Point design targets, specifications, and requirements for the 2010 ignition campaign on the national ignition facility[J]. Physics of Plasmas, 2007, 14: 056312.

[2] HIBBARD R L, BONO M J, AMENDT P A, et al. Precision manufacturing of inertial confinement fusion double shell laser targets for Omega[J]. Fusion Science and Technology, 2004, 45: 117-123.

[3] 王淦昌，袁之尚. 慣性約束核聚變[M]. 合肥：安徽教育出版社，1996：22-23.

[4] BASOV N G, KROHKIN O N. Condition for heating up of a plasma by the radiation from optical generator[J]. JEPT, 1964, 19: 123-127.

[5] NUCKOLLS J, WOOD L, THIOSEEN A, et al. Laser compress of mater to super-high densities: Thermonuclear (TN) application[J]. Nature, 1972, 239: 129-132.

[6] BRUECKNER K A, JORNA S. Laser-driven fusion[J]. Rev Mod Phys, 1974, 46(2): 325-329.

[7] HAMMEL B A, BERNAT T P, COLLINS G W, et al. DOE reports[R]. Livermore, CA: LLNL, 1998.

[8] LINDL J. Development of the indirect-drive approach to inertial confinement fusion and the target physics basis for ignition and gain[J]. Phys Plasmas, 1995, 2(11): 3 933-4 023.

[9] TABAK M, HAMMER J M, GLINSKY M E, et al. Ignition and high gain with ultrapowerful lasers[J]. Phys Plasmas, 1994, 1: 1 626-1 634.

[10] 唐永建. 激光慣性約束聚變靶技術研究[J]. 核物理動態,1995,12(4):50-53.

TANG Yongjian. Investigation on inertial confinement fusion (ICF) target[J]. Trends in Nuclear Physics, 1995, 12(4): 50-53(in Chinese).

[11] 杜凱，周蘭，張林，等. 快點火靶金錐制備工藝[J]. 原子能科學技術,2005,39(3):270-273.

DU Kai, ZHOU Lan, ZHANG Lin, et al. Preparation of Au cone for fast ignition target[J]. Atomic Energy Science and Technology, 2005, 39(3): 270-273(in Chinese).

[12] 唐永建，趙永寬，蔣偉陽，等. 等溫環境中激光慣性約束聚變冷凍靶丸內部液氫層分布[J]. 物理學報,1999,48(12):2 208-2 214.

TANG Yongjian, ZHAO Yongkuan, JIANG Wei-yang, et al. Liquid hydrogen isotopes layer profile inside a cryogenic inertia confinement fusion capsule for an isothermal environment[J]. Acta Physica Sinica, 1999, 48(12): 2 208-2 214(in Chinese).

[13] DUKE J R, ELLIOTT N E, MOORE J E, et al. The fabrication of double shell target for NOVA[J]. Fusion Technol, 1999, 35(2): 90-94.

[14] STEINMAN D A, WALLACE R, GRANT S, et al. Fabrication of a new type of double-shell target having a PVA inner layer[J]. Fusion Technol, 2004, 45: 124-126.

[15] HATCHER C W, LORENSEN L E, WEINSTEIN B W. Double shell inertial confinement fusion target fabrication[J]. J Vac Sci Technol, 1981, 18(3): 1 187-1 190.

[16] WEINSTEIN B W, WEIR J T, WILLENBORG D L. Interferometric measurements of multilayer and double-shell inertial fusion targets[J]. J Vac Sci Technol, 1981: 18(3): 1 191-1 194.

[17] DELAMATER N, KYRALA G, WILSON D, et al. Progress with double shell target implosions on Omega[C]∥Third International Conference Intertial Fusion Sciences and Applications (IFSA 2003). [S. l.]: [s. n.], 2003: 190-192.

[18] CZECHOWICZ D G, DORMAN J A, GERONIMO J C. Tungsten sputter coating development to produce highZshells[J]. Fusion Science and Technology, 2007, 51: 631-637.

[19] BARNA P B, ADAMIK M. Fundamental structure forming phenomena of polycrystalline films and the structure zone models[J]. Thin Solid Films, 1998, 317: 27-33.

[20] HALL E O. The deformation and ageing of mild steel, Ⅲ: Discussion of results[J]. Proceedings of the Physical Society: Section B, 1951, 64(9): 747-752.

[21] PETACH N J. The cleavage strength of polycrystals[J]. J Iron Steel Inst, 1953, 174(2): 25-28.