电性结构范文

电性结构范文（精选8篇）

电性结构 第1篇

关键词：石墨烯,比电容,热处理,比表面积

0引言

石墨烯是一种由10层以下碳原子紧密堆积成二维蜂窝状晶格结构的炭质新材料,具有导电性高、比表面积大、稳定性强等特点,被认为是超级电容器电极的理想材料[1]。石墨烯的制备方法主要包括机械剥离法[2,3,4,5,6]、还原氧化石墨法[7]、 剖开碳纳米管法[8]和化学气相沉积法[9]等。到目前为止,应用最广、最具商业化潜力的还是还原氧化石墨法。采用热还原氧化石墨法,不但可以改善石墨烯的团聚,同时该方法对环境友好,较适用于批量制备。

热剥离氧化石墨制备超级电容器材料的研究较多,Wu等[10]研究了石墨 种类的影 响,采用Hummers制备氧化 石墨,在1050 ℃热剥离后用H2在450 ℃热还原,得到的石墨烯的层数和厚度随裂解石墨、天然鳞片石墨、天然鳞片石墨粉、人造石墨、凝析石墨的原料改变依次减小。Huang等[11]研究了粒度的影响,用500μm大尺寸石墨通过Hummers法氧化后热剥离制备出的氧化石墨烯片尺寸可达120μm。而McAllister等[12]采用400μm和45μm粒度的石墨通过Stau denmaier法制得的石墨烯的尺寸均为10μm。左志中等[13]在低温(200 ℃)热剥离氧化石墨制备的石墨烯最大比电容为276F/g。王南生等[14]在N2气氛下,在800 ℃热还原氧化石墨得到石墨烯,其最大比电容为124.56F/g。王永祯等[15]在Ar气保护下,在200~1100 ℃热剥离还原氧化石墨,随着温度升高,电导率不断提高。Wei等[16]借助高真空在200 ℃下膨胀剥离氧化石墨实现了氧化石墨较好的还原,使C/O比达到10∶1(在保护气下1000 ℃热剥离还原的石墨烯C/O比为11∶1),且具有较高的比电容。

综上,石墨原料种类、粒度以及热剥离工艺对石墨烯电容性能影响显著。高纯球化天然鳞片石墨粉是常用锂离子电池负极材料石墨,目前这种球化天然鳞片石墨制备石墨烯的电容性能研究不多。本工作选择高纯球化天然鳞片石墨粉为原料,采用热还原氧化石墨的方法,在氮气保护下获得不同温度热剥离的石墨烯,期望进一步提高石墨烯比电容, 考察不同热还原温度(200~700 ℃)对石墨烯样品的微观结构和电容性能的影响规律。

1实验

1.1样品的制备

(1)氧化石墨的制备

试验采用Hummers法制备氧化石墨,具体方法为:将装有230mL 98%浓硫酸的烧杯置于冰水浴中降至4 ℃,缓慢加入10g天然鳞片石墨,搅拌均匀,再分批加入30g高锰酸钾并不断搅拌,保持温度在10~15 ℃之间搅拌2h,此过程为低温反应。然后将烧杯置于35 ℃的恒温水浴锅中,搅拌30min,使之完成中温反应。最后进行高温反应,搅拌的同时向烧杯中缓慢加入一定量的去离子水,反应温度控制在90 ℃左右,搅拌30 min。用去离子 水将反应 液稀释至800~ 1000mL,再将浓度为5%的双氧水添加到反应体系中,直至混合液变为金黄色,趁热过滤,将获得的滤饼用5% 的HCl洗涤至无SO42-(用BaCl2溶液检测滤液),然后用蒸馏水洗至中性,60 ℃真空干燥后得到氧化石墨(GO)。

(2)氧化石墨还原产物的制备

将干燥好的氧化石墨(GO)置于预先通入保护气体N2并分别加热至200 ℃、300 ℃、400 ℃、500 ℃、700 ℃的管式炉中,保温5 min,得到膨胀 而疏松的 黑色粉末 样品TRGO200、T-RGO300、T-RGO400、T-RGO500和T-RGO700。

1.2材料的结构表征

本实验采用 日本岛津SSX-550型扫描电 子显微镜 (SEM)对样品进行表面形貌观察,测试条件为15.00kV,分辨率为6nm。

采用日本理学D/MAX PC2200型X射线衍射仪(XRD) 对样品进行物相分析,测试条件为:扫描模式θ-2θ,扫描范围5~90°,扫描速度10(°)/min,扫描方式为Continuous。采用北京精微高博JW004氮吸附比表面仪对样品进行比表面积测试,测试条件为:称量200mg样品置于U形管中,在液氮中吸附后再在室温下进行脱附。

由布拉格方程2dsinθ=nλ ( n=1 , λ=0.1542nm ) 计算样品的晶面间隔 , 其中 θ 为衍射角 , d为样品的晶面间隔 ; 根据Scherrer公式 , 计算样品平均粒径 :, 其中 θ 为衍射角 , β 为衍射峰的半高宽 ; 平均粒径与层间距的比值就是样品的层数 。

1.3电极片的制备

将制备的样品、乙炔黑(美国产,AR)和聚四氟乙烯(PTFE,30%的水乳液,广州产)按照质量比75∶5∶20,并以无水乙醇为溶剂混合均匀后,充分搅拌制成面团状,擀片,将活性物质与直径为1cm的圆片集流体压制成型,制成电极,烘干备用。

1.4电性能测试

将所制电极组装成双电极模拟电容器 , 采用深圳市新威尔BTS-5V / 10mA型的高精度电池测试仪进行恒流充放电测试 , 测试条件为 电流0.5 mA , 电压0~1 V 。 通过公式Cs= 7.2Q /( ΔU ) M计算样品的比电容 , 其中Q为样品放电电量 ,ΔU为放电过程中电压变化值,M为单电极 活性物质 的质量。

将样品进行500次充放电测试,计算每次放电比电容, 末次放电比电容与首次放电比电容的比值就是样品的循环性能。

将所制电极(工作电极)、甘汞电极 (参比电极)和箔片 (对电极)组成三电极体系,采用PARSTAT2273电化学工作站对样品极片进行循环伏安测试,控制扫描电压为0~1V, 扫描速率为10mV/s。

2结果与讨论

2.1样品的结构与表征

图1为不同温度热还原GO所得样品的XRD图谱。由图1可以看出,不同温度热还原得到的石墨烯XRD图形状接近,并且在衍射角2θ为23~24°和42.8°左右有2个特征峰,分别对应石墨(002)和(100)晶面的衍射峰;图1中未发现GO的特征峰(10~15°),这说明GO在200~700 ℃已经被有效还原。

由图1还可知,随着温度的升高,样品衍射峰逐渐宽化向右偏移,具体的半高宽及2θ列于表1,计算得到的层间距、 晶粒大小及层数也列于表1。由表1可知,层间距为0.3783~ 0.3873nm,晶粒大小为2.030~3.359nm,层数在5~9层之间;随着热还原温度的升高,石墨烯的层间距、晶粒大小和层数均逐渐减小。这是因为热处理过程中位于氧化石墨片层中的含氧基团会经热分解趋向更稳定的形态,含氧基团热稳定性顺序为:羰基醌>醚>内酯>酚>酸酐>羧酸>环氧基 >羟基。当温度低于120 ℃时层间的结合水脱出;当热解温度为120~400 ℃时,层间羟基、环氧基,边缘羧基反应生成大量的H2O、CO2和CO,同时生成热稳定性更高的内酯、酸酐、醚和羰基;当热解温度为400~600 ℃时,酸酐和酚热解生成CO2和CO,当热解温度为600~800 ℃时,内酯和醚热解生成CO2和CO;因此所得样品随着热解温度升高,层间官能团逐渐分解,层间距逐渐减小且差异不大[16]。同时由于瞬间热还原的温度高,大量气体H2O、CO2和CO溢出的速度越大,产生的压力远大于片层间的范德华力,使可以分离的氧化石墨片层就更多,最后还原后的石墨烯片层越少。

图2是样品T-RGO400不同放大倍数的SEM图。从图2(a)可以看出样品呈絮状。从图2(b)可以看出样品表面具有蓬松的纳米片层结构,呈褶皱状,这些褶皱堆叠在一起形成了几百纳米的孔道,可以看出T-RGO400片层不规则地团聚在一起。

图3是不同温度还原的石墨烯的比表面积图。

从图3可以看出,随着热还原温度的升高,比表面积呈增大趋势,在700 ℃时达到最大,为228.0m2/g。这是因为温度较低时层间化合物分解和汽化的速度慢,其分解和汽化产物产生的推力较小,使得氧化石墨首先发生程度很低的剥离;而当膨化温度较高时,氧化石墨层间化合物在很短的时间内迅速分解或者汽化,从而沿C轴方向产生巨大的推力, 把氧化石墨的层与层推开,并对其表面产生一定的破坏,使得氧化石墨发生很大程度的剥离,导致内部孔隙增大,空隙增多,比表面积比天然石墨(2.4m2/g)显著增大。

2.2样品的电化学性能

图4是材料T-RGO300、T-RGO400、T-RGO500和T-RGO700的恒流充放电测试曲线图,计算得到的电性能数据列于表2。 从图4可以看出,T-RGO300、T-RGO400和T-RGO500样品的充放电曲线具有一定的弧形,而T-RGO700样品的充放电曲线近似等腰三角形,这是因为热剥离过程中,氧化石墨表面含氧基团分解,同时由于含氧官能团分解不彻底,使热剥离的还原石墨烯具有一定的赝电容,这表明低温还原反应的产物具有双电容特性的同时还具有一定的赝电容特性。

由表2可知,随着热剥离温度升高,高纯球化天然石墨热剥离电极材料的容量先升高后降低,在400 ℃热还原首次放电比电容为318.6F/g,经过500次循环后容量保持率为54%。因此随着热剥 离温度升 高,电极循环 性能增强,TRGO700经过500次循环容量保持率为104%。研究[17]表明, 材料的比电容与比表面积有直接关系。而本试验的比电容并没有随着比表面积的增大而增大,这可能是由于温热还原氧化石墨时,石墨烯表面含有残留的含氧官能团,材料具有赝电容和双电层电容效应,在低温时,由于含氧官能团较多, 比表面积较小,电极容量以赝电容为主,高温时含氧官能团较少,比表面积较大,以双电层电容为主。电极材料中的含氧官能团的存在具有增加赝电容和降低循环性能的双重作用。随着温度升高,含氧官能团去除更彻底,副反应减少,因此充放电效率增大。

图5为石墨样品的循环性能曲线,计算得到的循环性能也列于表2。 从图5可以看出,随着循环 次数增加,TRGO200、T-RGO300和T-RGO400的比电容降低幅度比较大,TRGO500和T-RGO700材料比电容降低幅度相对较小,这表明热还原温度越高,石墨烯样品的循环性能越好。从表2可以看出,温度越高,样品的电 容保持率 越大;当热处理 温度为700 ℃时,经过500次循环容量保持率为104%。这可能是由于热还原温度越高,石墨烯中所含表面官能团种类和数量就越少,因此副反应减 少,样品结构 越稳定,使循环性 能增强。

3结论

(1)以高纯球化天然石墨为原料,采用Hummers法制备氧化石墨,热还原所得石墨烯具有片层结构。随着热还原温度的升高,石墨烯的层间距、片层直径和层数均逐渐减小,层间距为0.3783~0.3873nm,晶粒大小为2.030~3.359nm, 层数在5~9层之间。随着热剥离温度升高,比表面积增大, 700 ℃热剥离的还原石墨烯比表面积最大,为228.0m2/g。

(2)随着热剥离温度升高,高纯球化天然石墨热剥离电极材料的容量先升高后降低,在400 ℃热还原首次放电比电容为318.6F/g,经过500次循环后容量保持率为54%。因此随着热剥离温度升高,电极循环性能增强,T-RGO700经过500次循环容量保持率为104%。

电性结构 第2篇

不同底电极对铁电薄膜的结晶取向及电学性能有极大的影响[1]。Pt底电极由于极高的导电性、热学及化学稳定性, 常用作铁电薄膜的底电极。但钽酸锂与Pt之间由于晶格失配, 制备的薄膜易极化疲劳, 且Pt底电极价格高昂, 从而限制了其广泛应用。以氧化物电极 (如RuO2[2]和ITO[3]等) 取代Pt生长铁电薄膜的研究取得了一定成功。研究表明, 一些氧化物电极可吸收氧空位以避免氧空位在铁电薄膜与电极之间累积, 大幅改善铁电薄膜的疲劳特性;而另一些氧化物电极与铁电薄膜间交互扩散, 反而会使其漏电或其它电性能出现劣化。因此新型底电极的研究成为铁电薄膜研究领域的一个重要课题。导电氮化物TiN晶体属立方晶系, 其晶格常数a0=0.42173nm, 与LiTaO3的晶格常数ahex=0.51543nm、chex=1.37835nm接近。所以本实验选择TiN作为铁电钽酸锂薄膜的底电极。

TiN薄膜具有优异的机械、热、电和防腐性能, 由于硬度高、摩擦系数低, 被广泛用作模具、刀具等的耐磨改性层;由于抗磨损、防腐性能好、熔点高、高温稳定性好, 被广泛用于飞行器和火箭等航空航天零部件;由于导电、导热性能好, 在微电子领域中常用作阻挡层。然而, 就检索到的国内外科技文献来看, 还未见TiN用作铁电薄膜底电极的报道。本实验探索研究了TiN用作铁电LiTaO3薄膜底电极的可行性及其对LiTaO3薄膜电性能的影响。

1 实验

1.1 TiN/SiO2/Si (100) 薄膜底电极的制备

因参考资料有限, 本实验在Si衬底上试制了导电的TiN薄膜底电极。首先清洗烘干7.62cm的Si (100) 基片备用;然后将基片置于1100℃的热氧化炉中, 在Si (100) 基片上下表面湿氧氧化一层0.56μm厚的SiO2膜层;继续在SiO2/ Si (100) 基片正面真空电子束蒸发沉积一层厚度约300nm的金属Ti膜, 将Ti/SiO2/Si (100) 基片置于纯N2 (99.9999%) 气氛中进行高温热处理, 热处理条件为450℃、60min+550℃、30min, 获得金黄色的TiN薄膜, 从而完成TiN/SiO2/Si (100) 底电极衬底的制备。另外用热氧化法和真空溅射法制备了Pt/Ti/SiO2/Si (100) 底电极衬底。

1.2 用溶胶-凝胶法制备LiTaO3薄膜

首先将纯度为99.97%的金属锂溶入乙二醇单甲醚中, 得到乙醇锂溶液, 然后加入适量乙醇钽 (n (Li) ∶n (Ta) =1∶1) , 通过加热回流、超声搅拌、滤除颗粒物, 得到淡黄色LiTaO3溶胶[4,5]。将配制的溶胶稀释后分别旋转涂胶于Pt/Ti/SiO2/Si (100) 衬底和TiN/SiO2/Si (100) 衬底上形成LiTaO3湿膜, 然后将其放入快速热处理设备 (RTP-300) 进行退火、结晶。Pt衬底上LiTaO3薄膜的热处理条件[4,5]为180℃、4min, 420℃、4min, 700℃、3min;TiN衬底上LiTaO3薄膜的热处理条件为180℃、4min, 420℃、4min, 650℃、3min。重复上述工艺过程, 直到获得较厚的LiTaO3薄膜为止, 完成Pt底电极和TiN底电极上LiTaO3薄膜样品的制备。

1.3 薄膜样品结构与电性能测试

用X射线衍射仪 (Rigaku D/MAX-2500VX) 对制备的TiN底电极和LiTaO3薄膜进行物相分析, 确定TiN底电极和LiTaO3薄膜的结构。XRD测试条件为Cu-Kα射线、加速电压40kV、射线管电流100mA、2θ的扫描范围15～65°、扫描步长0.2°, 扫描速度0.02°/s;对于薄膜样品, 采用3°掠角入射。用阻抗分析仪TH2818测试了TiN底电极上LiTaO3薄膜的介电常数和介电损耗。用铁电材料分析仪PLC-100测试了TiN和Pt底电极上LiTaO3薄膜的漏电特性。

2 结果与讨论

2.1 TiN薄膜底电极电阻温度特性

TiN的晶格常数与LiTaO3的接近, 导电性良好, 是可能的底电极材料之一。然而, TiN能否充当高温、O2气氛下退火的LiTaO3薄膜的底电极, 需要做高温氧化实验验证。按照LiTaO3薄膜高温氧化结晶退火处理的条件, 对TiN/SiO2/Si (100) 衬底在快速热处理炉RTP-300中进行10min高温氧化热处理实验, 实验结果如图1所示。

由图1可见, 在O2气氛下, TiN的电阻率随热处理温度的升高而改变, 在200～550℃之间, TiN薄膜的电阻率为0.001Ωcm, 几乎保持不变;在550～700℃, 随热处理温度的升高, TiN薄膜开始被氧化, 薄膜的电阻率也从0.001Ωcm增大到0.004Ωcm, 薄膜依然保持良好的导电性;在700～800℃, TiN薄膜被严重氧化, 薄膜电阻率迅速增大到0.015Ωcm, 薄膜的导电性能下降, 绝缘性提高。由于LiTaO3薄膜可在650～700℃之间结晶, 所以把真空蒸发沉积的底电极TiN/SiO2/Si (100) 用作LiTaO3薄膜底电极是可行的。

2.2 TiN底电极结构的XRD分析

图2是TiN底电极的 XRD谱图。由图2可见, TiN底电极是多晶底电极;用Ti膜高温氮化得到的薄膜实际上是TiN和TiO2的复合结构, 由于Ti具有很强的氧化性, 即使在液氮蒸发的纯N2中和900℃的高温下氮化, 得到的TiN薄膜中仍含有TiO2成分, 将这种含有TiO2成分的氮化复合结构膜统称为TiN薄膜。其实, TiN薄膜有多种制备方法, 如离子束增强沉积法[6]、溅射沉积法[7], 但均难得到单一结构的TiN。由于复合结构膜具有很好的导电性, 且从XRD数据分析软件Jade 6查到, 该TiO2属四角晶系 (PDF 21-1276) [8], 晶格常数为4.5933Å4.5933Å2.9592Å (90°90°90°) , 与立方晶系TiN 4.24173Å4.24173Å4.24173Å (90°90°90°) 的a、b比较接近, 所以仍选复合结构TiN薄膜作为LiTaO3薄膜的衬底。

2.3 TiN对钽酸锂薄膜结晶与电特性的影响

图3分别为底电极Pt和TiN上LiTaO3薄膜的XRD图谱。Pt和TiN底电极上LiTaO3薄膜的结晶温度分别为700℃和650℃。但实验中发现, 2种衬底上LiTaO3薄膜在650℃时就可较好结晶。图3表明LiTaO3薄膜结晶取向依赖于所用的生长衬底, 2种衬底上生长的LiTaO3薄膜都是多晶薄膜。比较而言, 在TiN衬底上制备的LiTaO3薄膜在〈110〉方向具有较好的择优取向。在Pt衬底上, 除了呈现〈110〉的主取向, 在〈116〉晶向处也出现了强峰。

退火气氛和温度对TiN衬底有影响, 对LiTaO3薄膜介电特性也有影响。虽然TiN底电极不耐高温氧化, 但能耐高温氮化。在TiN底电极生长的LiTaO3薄膜既可在N2气氛下退火, 也可在O2气氛下退火。图4和图5反映了在同样的结晶温度下通入不同气氛 (气氛压力均为10MPa) 获得的LiTaO3薄膜的介电特性, 并可看出其介电特性具有明显的差别。图4表明在N2气氛下结晶的薄膜, 其介电损耗远远大于在O2气氛中结晶的薄膜的介电损耗;结晶氛围中氧的含量极大地影响着LiTaO3薄膜的结晶性能, 氧的缺乏会在薄膜中产生氧空位, 形成多余的电子, 从而降低薄膜的电阻率, 造成漏电。图5表明在N2气氛下结晶的薄膜在低频段, 其相对介电常数远大于在O2气氛下结晶的薄膜的相对介电常数, 而高频段则两者相差不大。另外, 在退火过程中通入O2, 减少了薄膜系统中以氧空位形式出现的点缺陷, 进而降低了薄膜表面的不均匀性, 对介电常数的改变造成影响;但另一方面, TiN衬底不能耐受高温氧化, 所以结晶退火温度必须设定低一些。经过对比实验发现, 在TiN底电极上生长LiTaO3薄膜, 其结晶退火温度设在650～700℃是适合的。对于快速热处理, 700℃高温结晶时间, 最长应不超过3min。

薄膜漏电测试表明, 施加相同电场压时, 在Pt底电极和TiN底电极上制备相同厚度的LiTaO3薄膜的漏电电流分别为3.2710-4mA/cm2和5.6210-4mA/cm2, TiN底电极上的薄膜的漏电电流比Pt底电极上的漏电电流大1.7倍, TiN底电极上薄膜的介电损耗比Pt衬底上的介电损耗高出1个数量级。因此, 铁电薄膜的介电损耗主要与缺陷引起的离子空位导电、电畴极化转向谐振等有关。衬底与薄膜的晶格失配会产生应力, 在薄膜的近界面处产生明显的缺陷。但是TiN的晶格常数与LiTaO3薄膜的晶格常数比较接近, 不会因晶格失配产生的应力造成高损耗。从上面的对比实验看, 氧缺位才是造成薄膜漏电、性能退化和高损耗的主要因素之一[10]。由图2可知, 高温、高纯N2条件仍不能使Ti完全转变成TiN, 而Ti很容易氧化, 在后续LiTaO3薄膜的制备中, TiN衬底在逐渐氧化过程中掠夺了LiTaO3内的氧, 导致薄膜中产生氧空位, 最终使在TiN衬底上的薄膜比在Pt衬底上相同厚度的薄膜有更大的损耗, 漏电电流也随之增大。所以, 在TiN衬底上制备LiTaO3薄膜, 需要详细研究工艺条件, 并通过改进工艺参数才能制备出损耗低、漏电小的LiTaO3薄膜。

3 结论

本实验自制了与LiTaO3晶体晶格常数接近的导电TiN薄膜底电极, 用溶胶-凝胶法在其上制备了LiTaO3薄膜。测试结果发现, 当热处理温度低于LiTaO3薄膜的结晶温度 (700℃) 时, TiN薄膜电阻率小于0.004Ωcm, 具有良好的导电性, 可用作LiTaO3薄膜底电极。对比研究TiN和Pt底电极上LiTaO3薄膜的结晶、介电和漏电特性发现, TiN衬底上LiTaO3薄膜的介电损耗和漏电电流都比Pt衬底上LiTaO3薄膜的大。N2气氛下在TiN底电极上结晶的钽酸锂薄膜的介电损耗远大于在O2气氛下结晶的钽酸锂薄膜的介电损耗;氧缺位是TiN衬底上LiTaO3薄膜损耗大和漏电大的主要原因之一。只有通过改进工艺, 才能在TiN底电极上制备出损耗低、漏电小的LiTaO3薄膜。

参考文献

[1]Li Jinhua, Yuan Ningyi, Li Kun, et al.A comparison of ferroelectric properties of sol-gel PLT fil ms on different electrodes[J].Ferroelectrics, 2001, 260 (1-4) :533

[2]Kohli C H, Moser J, Prasad K, et al.Characterization of lithium tantalite thin fil ms sputter-deposited onto RuO2/Si substrates[J].Microelectron Eng, 1995, 29:201

[3]张德银, 黄大贵, 李金华, 等.ITO衬底上Li TaO3薄膜的制备与介电特性[J].红外与毫米波学报, 2007, 26 (3) :170

[4]张德银, 黄大贵, 李金华, 等.衬底效应对Li TaO3薄膜制备的影响[J].电子科技大学学报, 2007, 36 (4) :660

[5]张熙, 张德银, 彭卫东, 等.钽酸锂薄膜溶胶凝胶制备工艺研究[J].电子元件与材料, 2007, 26 (10) :29

[6]向伟, 方仁昌, 李文治.双离子束辅助沉积Ti N薄膜的微观结构及力学性能[J].兵器材料科学与工程, 1996, 22 (6) :35

[7]黄佳木, 徐成俊, 张兴元, 等.室温直流磁控溅射氮化钛薄膜研究[J].真空科学与技术学报, 2005, 25 (4) :297

[8]Cristallo G, Roncari E, Rinaldo A, et al.Study of ana-tase-rutile transition phase in monolithic catalyst V2O5/Ti O2and V2O5-WO3/Ti O2[J].Appl Catal A:General, 2001, 209 (1-2) :249

[9]Combette P, Nougaret L, Giani A, et al.RF magnetron-sputtering deposition of pyroelectriclithiumtantalatethin fil ms on ruthenium dioxide[J].J Cryst Growth, 2007, 304 (1) :90

电性结构 第3篇

(第一课时)

[教学目标]

1. 认知目标：了解某些化合物及其溶液的导电性;了解电离的概念;了解常见酸、碱、盐的电离方程式，初步理解酸、碱、盐的概念。

2. 技能目标：通过溶液导电性的实验，培养学生观察能力和实验能力。通过对定义的总结，发展学生分析、总结、概括的能力同时进一步发展学生的抽象思维能力。

3. 情感目标：培养学生理论联系实际和从现象看本质的辨证唯物主义认识观

[教学重点]理解酸碱盐的概念，正确书写常见酸碱盐的电离方程式。

[教学难点]理解酸碱盐的概念，正确书写常见酸碱盐的电离方程式。

[教学方法]观察抽象法

[教学手段]投影、蒸馏水、蔗糖、酒精、稀硫酸、电极、灯泡。

[教学程序设计]

[引言] 在前几章的学习中我们已经接触了一些酸碱盐。在第八章的学习中，我们将较全面的了解酸碱盐的概念和性质。

[讲解] 在上一章的学习中我们已了解溶液的一些性质，现在我们来看看不同溶质的水溶液的导电性。

[演示实验] 实验8-1

[板书]

一、溶液的`导电性

[讨论] 除了金属能导电，某些物质的水溶液也能导电，为什么?

电流是如何形成的?

[投影] 氯化钠固体溶于水后离解成钠离子和氯离子在溶液中自由移动，在通电的条件下，这些离子定向移动而形成的电流。所以溶液能导电。

[板书] 1、电离：物质溶于水中，离解成自由移动的离子的过程叫电离。

2、电离方程式：

[讲解] 我们可以用化学方程式表示一种化学反应，同样也可以用电离方程式表示一种物质的电离，这就是电离方程式。

[设问] 如何书写电离方程式?

[阅读教材]

[小结] 左物质，右离子，等号连，脚码变系数。

[练习] 书写氯化钠、硫酸、盐酸、氢氧化钠的电离方程式

[指导纠错，及时反馈]

[设问]物质发生电离后，为什么溶液不显电性?在书写电离方程式时如何体现这一点?

[讨论] 遵循电荷守恒。书写电离方程式时，等号右的阳离子所带正电荷数等于阴离子所带负电荷数。

[反馈练习]

1. 写出下列化合物的电离方程式

KOH MgSO4 Na2CO3 H3PO4

AgNO3 Ba(OH)2 H2S

[课题] 第一节 酸碱盐溶液的导电性

(第二课时)

[教学目标]

电性结构 第4篇

关键词：VRLA电池,极群结构,电性能

早在20世纪80年代,就有研究人员提出VRLA会在固定型蓄电池领域发挥重大的作用,将取代传统的GF型电池。那时的固定型蓄电池研究已经取得了一定的进展,积累了丰富的经验。但是在实际应用中,VRLA电池出现了各种质量问题,同时电性能也较差。因此,需要进行针对性的研究,加强对VRLA电池极群结构的设计,提高VRLA电池的电性能。

1 电池的内涵

电池指的是可以提供一定电能的装置,将多种电池元件通过焊接汇流排、极柱等特定的加工方式,再加入隔膜使电池形成正、负极群,装入并封合电池槽,再注入电解液,就形成了电池。

但是,电池并不是将各个元件单纯地组装上去,而是需要一个固定的工序,充分发挥各个部分的性能。组装是电池生产的总结,也就是说,对于极板等电池元件生产的目的是为了最后成为一个电池。因此,必须要保证电池具备提供电性能的能力,电池元件并不是通过简单的组装而成的,而是需要经过严格的加工,充分发挥不同元件的性能。这也是市场上很多电池使用的元件都是相同的,但最终的电池性能却各不相同的原因。电池是一个独立的、严谨的加工工艺;在电池组装后,核心在于极群结构的设计与计算。

由此可以得出,电池的本质是一个商品,因此它必须具备商品所有的属性,即经济性、实用性、安全性、科学性。第一,生产中要控制投入成本,这样才能保证电池有一个合适的价格;第二,要能够充分发挥电池中的电性能,同时要保证电池的使用寿命;第三,电池的性能要可靠,使用较为安全;第四,电池的设计要紧跟时代脚步,应用先进的科学技术。这同时也对电池极群结构的设计提出了全新的要求。

2 极群结构的重要性

如图1所示,这是一个电池的极群结构。

在极群结构中,有些参数是由电池的元件带入的,在加工过程中并不会出现变化,例如正负极板的厚度、电池槽内径尺寸等等。如何保证各个元件之间的完美契合,是极群结构设计的重点[1]。

3 铅零件与汇流排

3.1 极柱

从我国目前的生产状况来看,极柱的形状主要分为两种,第一种是圆形截面,端极柱必须为圆形,中间串连单体电池极柱;另一种截面为半圆形。在极柱的连接方式上,分为跨越式和穿壁式,如图2—3所示。

极柱是电池内外电流所必经的通道,因此,一般对截面积有着明确的要求,必须要能承受最大充电和放电电流,在计算时,可以根据以下公式:

S=IRL/16

其中,S代表的是极柱的横截面面积(mm);I代表的是大电流放电电流4(A);R代表的是汇流排合金电阻(Ω);L代表的是极柱底台和顶端的距离(mm);16代表的是系数。

在施工现场,可以使用一些简便的方法进行计算。例如在自然散热的过程中,允许通过的电流密度为15~2A/mm2,总电流的通过量一般是电池额定容量的4倍以上。

3.2 汇流排

汇流排指的是电池在充、放电过程汇集成流的通道。在对电池装备的过程中,需要将正极板和负极板分别在其极耳上部用焊接合金将极柱和其他的同性极板进行焊接,此时需要焊接的部位就叫汇流排。

汇流排的长度和并联极板的数目相关,同时每侧的长度余下2mm左右,保证边极板和汇流排之间的紧密性。汇流排的具体厚度要根据元件所规定的横截面积进行计算,必须要具备一定的厚度,保证在大电流通过的过程中不会出现过热的情况,以防熔化。一般在对汇流排设计的过程中,要保证通过数倍容量的放电电流不融、不断,同时还要考虑到电压降等因素,一般以通过电流1.5~2A/mm2为标准。在设计汇流排的宽度时,一般要在极耳宽度每侧增加2mm为标准。

在VRLA电池的设计过程中,设计人员往往会忽略对铅零件以及汇流排的设计,认为这不属于极群结构。但从实践中可以发现,这是设计过程中的一个漏洞,尤其是在小型密封电池的设计中。调查数据显示,电池中有60%以上的质量故障,其原因都是由于铅零件或汇流排中极耳焊接存在问题。出现这个问题的主要原因就是在对汇流排设计时,没有考虑到在宽度上增加2mm的余量,导致焊接工作出现问题。

3.3 极板、极群结构与参数

将同名的单片极板并联,组成极群,在对同名极板中心距进行计算时,可以采用以下公式:

D=d正+d负+2d隔

其中,D指的是同名极板中心距离,d正指的是正极板的厚度,d负指的是负极板的厚度,d隔指的是隔板在压缩后呈现的厚度[2]。

经过分析得出,在公式中,正极板和负极板的厚度都是定值,唯一的变量只有隔膜。其中包括隔膜的厚度、量、压缩比等多种问题。这也是极板、极群结构设计中的重点问题。

VRLA电池又被称作“免维护”电池,其中AGM隔膜是该电池的核心技术。在VRLA电池的设计中,主要有两方面重点技术:第一,通过Pb-Ca无锑合金技术,提高析氢过电位;第二,应用AGM隔膜技术,对传统的电池生产技术进行改善,使电池成为贫液式,同时在电池正极充电的过程中,将产生的氧通过特定的渠道通向负极通道,在负极被吸收。这样一来,就有效消除了电池中出现的氧,达到了免维护的目的。

松紧度的具体参数如图4所示。其中Hzo代表的是极群总厚,从图中可以看出,Hzo和电池槽的内径Hc是相同的,这也代表着电池松紧度的参数。但是从实践经验来看,这里的电池槽内径大多数情况下指的只是电池槽上口的内径。但是在实际的生产过程中,上下口径之间存在一定的区别,一般上口要比下口略大,因此,在生产过程中,要仔细分析下部内径尺寸。

在免维护电池发展的初级阶段,认为电池的松紧度应当在80%左右。经过多年的发展,现在看来,电池的松紧度需要考虑以下两个因素:第一,电池槽内径上下口之间存在一定的区别;第二,隔膜在受到酸反应后会产生变薄反应。因此,在松紧度上,可以设计在1以上。

极群最大外廓尺寸和隔膜的参数有着直接关系,通过对图4HZO的分析可以得出以下公式:

Hj指的是极板的总厚度,Hn指的是负极板的总厚度,Hp指的是正极板总厚度,△指的是正负极板之间的空隙之和,也就是隔膜压缩后的总厚度。其中,△是一个非常关键的参数,直接和隔膜采用的数量、厚度、压缩比以及装备压力等系数相关[3]。

4 结语

电池装配和电池的质量息息相关,直接决定了电池的电性能以及质量标准,而电池的装配质量取决于电池的极群结构设计。从我国传统的电池制造过程来看,很多企业都忽视了极群结构设计在电池生产中的重要性,导致电池的电性能差,阻碍了我国VRLA电池的发展。综上所述可以发现,VRLA电池的极群结构和电池的性能息息相关,因此,企业在生产的过程中,必须要对VRLA电池的极群结构进行全面的分析和计算,包括铅零件、汇流排、极柱等多个方面,并通过公式对极群结构的参数进行计算,为电池的电性能提供数据基础,提高VRLA电池的电性能,促进我国VRLA电池的发展。

参考文献

[1]张胜永,杨凡科.VRLA电池极群结构的设计与计算[J].蓄电池,2010(1):33-41,48.

[2]袁颖薇,博幸.CAE应用于VRLA电池设计的探讨[J].电源世界,2010(11):39-42.

电性结构 第5篇

同时也有不少学者研究了两种或两种以上物质共同掺杂对BaTiO3微观结构和介电性能的影响。邵义等[12]采用溶胶-凝胶法制备了Fe3+/La3+共同掺杂BaTiO3粉体,经烧结制得了(Ba1-3xLa2x)(Ti1-3xFe4x)O3陶瓷,组成为(Ba0.9925-La0.005)(Ti0.9925Fe0.01)O3时,烧结后致密度较高,在0~80 ℃范围内,1kHz测试频率下,介电常数为2800。李俊倩等[13]以工业生产的BaTiO3粉体为基础原料,探讨不同预处理条件及Sr、Y元素掺量对BaTiO3陶瓷显微结构及介电性能的影响。结果表明:掺杂少量的Sr、Y元素可促进BaTiO3晶体向四方相转变。李雪翠等[14]以BaCO3、SrCO3、TiO2和ZrO2为原料,采用冷压陶瓷技术制备了Sr/Zr掺杂的BaTiO3陶瓷。结果表明:Sr和Zr在BaTiO3的Ba位、Ti位及Ba/Ti双位并入均具有高固溶性。Sr/Zr双位同时并入加快了介电峰向低温的移动,并导致介电峰轻微宽化。单一掺杂ZnO或Y2O3能够有效地改善BaTiO3陶瓷的微观结构。张树人等[15]认为ZnO和Y2O3促使BaTiO3的晶体结构由四方相转变为立方相,改变了陶瓷的温度特性。Ying Yuan等[16]研究认为在BaTiO3基陶瓷中,Co2O3和Nb2O5共同作用与单独掺杂Co2O3或Nb2O5相比,更容易进入BaTiO3晶格内。Hennings[17]也对Nb2O5-Co3O4掺杂的BaTiO3体系进行了研究,发现了室温介电常数达4800。然而,有关用氧化锆掺杂钛酸钡的文献未见报道。

本实验以钛酸钡和氧化锆为原料,通过固相烧结法制备了不同物质的量比氧化锆掺杂钛酸钡基介电陶瓷,利用X射线衍射仪、透反射偏光显微镜和安捷伦LCR仪分析了其显微组成、相结构和介电特性。

1 实验

1.1 实验仪器与材料

真空高温管式炉,MINI系列高低温(湿热)试验箱,电子天平,安捷伦LCR仪(Agilent4263B),奥特BK-POLBK-POLR透反射偏光显微镜,日本理学D/max-3c自动X射线衍射仪。

聚乙烯醇,纯BaTiO3粉末,氧化锆粉末,银粉,有机黏结剂,所用材料均为分析纯试剂。

1.2 实验方法

采用固相法制备不同物质的量比ZrO2掺杂的陶瓷样品。按照一定的物质的量比(0.6∶100、1.08∶100、1.59∶100)称量氧化锆和BaTiO3,然后混合、研磨、压片、多次烧结、镀银、再次烧结后对样品进行测试。具体工艺路线如图1所示。

1.3 检测

采用奥特BK-POLBK-POLR透反射偏光显微镜观察未镀银样品表面形貌和尺寸;采用日本理学D/max-3c自动X射线衍射仪对掺杂粉体进行XRD物相分析;采用安捷伦LCR仪(Agilent4263B)检测样品的介电性能。

2 结果与讨论

2.1 掺杂BaTiO3陶瓷的物相分析

掺杂氧化锆物质的量比为0.6∶100的BaTiO3陶瓷的XRD图谱如图2 所示。由图2 可以看出,掺杂ZrO2后的XRD图谱和纯BaTiO3的XRD图谱基本一致,衍射图中无其他相存在。在BaTiO3的XRD图谱峰中夹杂有微小的ZrO2峰,说明微量的ZrO2加入经烧结后并不会改变BaTiO3的晶型结构。加入的微量ZrO2和BaTiO3形成了固溶体,或以玻璃相的形式偏析在晶面上。Zr4+已经进入BaTiO3的晶格中。Zr4+的有效半径为0.072nm,与Ti4+的有效半径(0.0605nm)相差不大[18],也不排除生成少量的锆钛酸钡(如BaTi0.8Zr0.2O3)。

2.2 掺杂BaTiO3陶瓷的显微结构

掺杂氧化锆物质的量比为0.6∶100的BaTiO3陶瓷的表面形貌如图3(a)所示。从图3(a)中可以看出,陶瓷试样颗粒之间结合紧密,轮廓清晰,颗粒均匀且细小,试样表面的致密度较高。与未加氧化锆的纯BaTiO3陶瓷的表面形貌相比(图3(b)),二者无明显差别。这也说明加入微量的ZrO2经烧结后并不会改变BaTiO3的晶型结构和致密度。

2.3 不同物质的量比的氧化锆掺杂对BaTiO3陶瓷介电性能的影响

分别在100Hz、1kHz和20kHz时,改变氧化锆掺杂钛酸钡陶瓷的物质的量比,探究了其相对介电常数随温度变化的规律。测量结果如图4图6所示。

由图4可得,在100 Hz时对BaTiO3陶瓷掺杂ZrO2比较敏感。当掺杂物质的量比为1.08∶100时介电常数最大,约为500000F/m,居里温度在30℃左右,适用于常温下。但是介电峰比较尖锐,不利于大范围的应用。由图5可得,在1kHz时掺杂ZrO2后,BaTiO3陶瓷峰形都被显著压制,最大不超过3000F/m,最小也不低于1000F/m,由此可见,此频率下在BaTiO3陶瓷中掺杂ZrO2影响不是很大。由图6可得,在20kHz下,当掺杂量物质的量比为1.59∶100时,介电常数达到80000F/m左右,居里温度约在110 ℃,此时电容最大,储电量最多。可见掺杂的最佳物质的量比为1.59∶100。

综上所述,在BaTiO3陶瓷中掺杂不同含量的氧化锆对介电峰的位置不影响,没有向高温区移动,只影响了大小而已。但是随着频率的增大,介电峰由低温向高温区移动,峰型也发生了变化,由尖锐到平缓再到尖锐。

2.4 不同的频率下氧化锆掺杂对BaTiO3陶瓷介电性能的影响

在氧化锆掺杂BaTiO3陶瓷物质的量比分别为0.6∶100、1.08∶100和1.59∶100时,考察了相对介电常数随温度变化的共同规律,其结果如图7-图9所示。

由图7可以看出,当物质的量比保持在0.6∶100左右,频率为100Hz时,相对介电常数最大,可达200000F/m,居里温度约为30 ℃。在1kHz时,几乎没有介电峰,是一条相对平缓的曲线。在20kHz时,虽然有介电峰,相对介电常数约为50000F/m,但居里温度极高,约为120 ℃,限制了其在低温区的应用。由图8 可得,当物质的量比为1.08∶100时,相对介电常数的位置和物质的量比在0.6∶100左右一样,只是峰值发生了变化,由原来在频率为100 Hz时的200000F/m变成了550000F/m左右,变化率约为125%。而频率为20kHz时的相对介电常数却减小了16.6%,可见改变频率对掺杂的研究意义极其重要。由图9可得,当物质的量比保持在1.59∶100左右时,频率为100 Hz的峰值相对于物质的量比在1.08∶100 左右的突然下降,下降率为25%。而物质的量比在1.08∶100左右的相对于物质的量比为0.6∶100左右的峰值,上升率约为60%。可见掺杂量在1.08∶100左右最为适宜。

综上所述,当含量保持不变时,改变频率对峰的位置也有影响,呈现出随频率的增加向高温区移动,峰值由大到小再到大的现象。

3 结论

(1)在BaTiO3陶瓷中掺杂不同含量氧化锆,介电峰的位置不移动,只影响了大小而已。但是,随着频率的增大,介电峰由低温向高温区移动,峰型也发生了变化,由尖锐到平缓再到尖锐。在100Hz,当掺杂物质的量比为1.08∶100时介电常数最大。

(2)当掺杂量保持不变时,改变频率对峰的位置也有影响,呈现出随频率的增加向高温区移动,峰值由大到小再到大的现象。掺杂物质的量比为1.08∶100时,在100 Hz介电常数最大。

摘要：为了改变纯钛酸钡陶瓷的介电性能,以钛酸钡和氧化锆为原料,通过固相烧结法制备了不同物质的量比氧化锆掺杂钛酸钡基介电陶瓷。利用X射线衍射仪、透反射偏光显微镜和安捷伦LCR仪分析了其显微组成、相结构和介电特性。实验表明:氧化锆的掺杂不改变钛酸钡的晶体结构,当频率保持不变时,改变氧化锆在BaTiO3陶瓷中的掺杂量不会影响介电峰的位置,只影响了峰值大小。当掺杂物质的量比保持不变时,改变频率对峰的位置影响较大,呈现出随着频率的增加向高温区移动,峰值由大到小再到大的现象。在100 Hz下,当掺杂物质的量比为1.08∶100时介电常数最大。

电性结构 第6篇

关键词：透明导电薄膜,掺杂ZnO,磁控溅射,光电性能

0引言

透明导电氧化物(TCO)薄膜由于具有低电阻率、高可见光透过率和高红外反射率等优良的 光电性能,在太阳能 电池[1,2,3,4]、气体传感器[5,6,7]、平板显示[8,9]、声表面波器件[10]和微流体器件[11]等领域具有广阔的应用前景,满足了现代信息社会人类的特殊 需求。在TCO薄膜家族 之中,掺锡氧化 铟 (ITO)的综合性能较优,它不仅导电性好、透光性高、衬底附着力强,而且还具有硬度高、易于刻蚀、化学稳定性能良好等特点[12],因此得到了最系统的研究和最广泛的应用。近年来,光电子产业的迅速发展 对TCO薄膜的需 求急剧增 加, ITO的大量使用导致稀有金属铟的储量减少、价格大幅度升高,很可能成为制约光电子产业发展的瓶颈,所以研究开发出ITO薄膜的替代产品是当前TCO领域的重要课题之一。 作为一种宽带隙的化合物半导体材 料,纤锌矿结 构氧化锌 (ZnO)在室温条件下的直接光学能隙为3.37eV[13],与ITO相比,它具有资源丰富、成本低廉、无毒性、热稳定性高、化学稳定性能 优良等明 显优势,因此深受 各国研究 者的青睐。 ZnO薄膜的主要 制备方法 有磁控溅 射法[3,5,14]、分子束外 延[11]、水热合成法[13]、溶胶-凝胶法[1]、喷雾热分 解法[15]、化学气相沉积法[6]等,其中磁控溅射方法具有工艺简单、成膜均匀、致密度高、成本低廉、易于大面积制备等特点,因而受到广泛应用。为了改善ZnO薄膜的光学和电学性能,人们采用铝(Al)、镓 (Ga)、钛 (Ti)、锆 (Zr)、钇 (Y)等元素[5,6,15]对ZnO进行掺杂改性,研究了掺杂剂种类、制备方法、工艺条件对薄膜的结构、电学和光 学性质的 影响,然而关于 共掺杂ZnO薄膜折射率色散和光电综合性能的报道相对较少。本研究以普通玻璃作为基片材料,利用射频磁控溅射工艺制备了Ga-Ti共掺杂氧化锌(GTZO)透明导电薄膜,重点研究了氩气压强对薄膜光电综合性能和折射率色散性质的影响。

1实验

1.1实验方法

利用KDJ567型高真空磁控与离子束复合镀膜设备在玻璃基片上 制备GTZO薄膜样品,所用射频 频率为13.56MHz。系统的本底真空度为5.1×10-4Pa,基片温度为600K,溅射功率为180 W,镀膜时间为30min,所用陶瓷靶材由 合肥科晶 材料技术 有限公司 生产,由纯度均 为99.99%的ZnO、Ga2O3和TiO2(三者的质 量比为97% ∶ 1.5%∶1.5%)经过高温烧结而成,靶材直径为5.0cm,厚度为0.4cm,陶瓷靶与基片之间的距离为7.0cm。溅射时所用工作气体 为99.99% 的高纯氩 气,实验时调 节氩气压 强 (0.2~0.8Pa)制备出不同的GTZO样品,以研究氩气压强对薄膜性能的影响。用于沉积GTZO薄膜的基片为普通玻璃,在放入真空溅射室之前,依次用丙酮、无水乙醇和去离子水分别进行超声清洗,并用氮气吹干。

1.2样品表征

GTZO样品的晶 体结构通 过X射线衍射 仪 (D8-ADVANCE型,德国Bruker公司)表征(Cu Kα射线,波长λ= 1.5406),采用θ-2θ连续扫描方式,扫描速度为10(°)/min, 扫描步长为0.0164°,工作电压为40kV,工作电流为40mA。 室温下GTZO薄膜的电阻率利用SZ-82型四探针仪测试,样品的透射光谱采用TU-1901型紫外/可见分光光度计测量, 薄膜的折射率根据全光谱拟合方法[16,17]获得。

2结果与讨论

2.1结构性能

图1为不同氩气压强时所制备GTZO薄膜的XRD图谱。由图1可以看出,所有样品在衍射峰位置(2θ)为34.380° 附近,存在唯一的(002)衍射峰,其衍射峰位与ZnO标准样品图谱(JCPDS No.36-1451)[16]的衍射峰位置(34.421°)非常接近,这表明所制备的GTZO薄膜都是具有(002)择优取向的六角纤锌矿结构,Ga-Ti共掺杂并未改变ZnO的晶体结构, 而是取代了晶体结 构中的锌。类似的结 果在文献 [15,16, 18]中亦有报道。图2(a)-(c)分别为样品(002)衍射峰峰位2θ、峰强I(002)和半高宽B随氩气压强变化的关系曲线,当压强从0.2Pa增大到0.4Pa时,峰强I(002)增加、半高宽B减小、峰位2θ增大并接近于标准ZnO的峰位值,这说明GTZO薄膜的结晶质量随氩气压强增大而变好。但是,当压强继续从0.4Pa增大到0.8Pa时,GTZO样品的峰强I(002)降低、半高宽B增加、峰位2θ减小,逐渐偏离标准ZnO的峰位值,其结晶质量退化。可见,GTZO薄膜的结晶性能与氩气压强密切相关,当压强为0.4Pa时样品的晶化程度最高、薄膜质量最好。Ma等[18]研究了压强对掺镓ZnO薄膜性能的影响,也有类似的结果。

根据(002)衍射峰的XRD数据,GTZO薄膜的晶粒尺寸 (D)可由谢乐公式[19]计算。

式中:B为以弧度 表示的半 高宽,结果如图2(d)所示。 GTZO薄膜的D值随氩气压强增大呈现“先增后减”的变化趋势,氩气压强为0.4Pa时薄膜的晶粒尺寸最大(85.7nm)。 当氩气压强较低时,由于被溅射出来的靶材粒子在沉积过程中与氩离子的碰撞几率小,其能量损失也较小,因而沉积到基片上的粒子能量较大,但其数目较少、晶粒扩散速度远低于其生长速度,因此薄膜的平均晶粒尺寸较小。随着氩气压强的增大,由于有足够的溅射粒子和扩散速度,因此薄膜的晶粒尺寸明显变大。但是当氩气压强进一步增加时,溅射粒子与氩离子的碰撞几率将大大增加,使得溅射粒子的能量损失增加,粒子沉积到基片上的能量也就大大减小,所以导致晶粒扩散速度降低,薄膜的平均晶粒尺寸反而变小。GTZO样品内部应力(σ)可以利用双轴应力模型[20,21]计算。

式中:d0为ZnO标准样品(002)晶面间距(d0=2.6033),d为GTZO薄膜(002)晶面间距,可由布拉格公式2sinθd=λ计算[20],λ为X射线波长(λ=1.5406)。计算获得的应力σ 随氩气压强的变化如图2(e)所示,所有GTZO样品的应力均为负值,这说明所有沉积薄膜处于压应力状态,并且其应力数值随氩气压强增加而“先减后增”,当氩气压强为0.4Pa时GTZO薄膜的压应力值最小,约为0.231GPa。同时可以看出GTZO薄膜应力σ和晶粒尺寸D的变化趋势是相反的,这是因为晶粒边界和空隙是影响应力的因素之一。随着薄膜晶化程度的提高、晶粒尺寸的增大,晶粒边界和晶粒之间的空隙变小,致使薄膜内部应力变小。

2.2光电综合性能

图3为不同氩气压强时GTZO样品的透射光谱和可见光区平均透过率(Tav)。

由图3可以看出,所有的光学透过率曲线都展现出清晰、光滑的干涉条纹,说明GTZO薄膜表面平整,厚度均匀。 在可见光波段(1.6357~3.2714eV),所有样品的Tav值均高于80%,其中氩气压强为0.4Pa时Tav值最大(86.1%),并且氩气压强对薄膜透过率具有明显的影响,当压强从0.2Pa增加到0.4Pa时,GTZO的Tav值增加,这是因为压强升高时所制备GTZO薄膜的结晶质量提高、晶粒尺寸增大、晶界缺陷密度降低,所以光在薄膜中的散射吸收减少、透过率升高。 但当压强大于0.4Pa时,GTZO薄膜的Tav值随压强升高反而减小,其原因在于过高的氩气压强使得GTZO薄膜的结晶质量退化、晶粒尺寸减小,从而导致晶界缺陷密度增大,光在薄膜中的散射吸收增加,所以薄膜的透光性变差。氩气压强对GTZO样品电阻率(ρ)的影响如图3中的插图所示,所有GTZO薄膜的ρ值均低于2.40×10-3Ω·cm,远小于纯ZnO的数值,这是由于镓和钛作为施主掺杂原子提供了进入导带的自由电子,从而使GTZO薄膜的导电能力大大提高。氩气压强从0.2Pa增加至0.8Pa时,电阻率ρ先降后增,当压强为0.4Pa时GTZO薄膜的ρ值最小(1.56×10-3Ω·cm)。 为了表征GTZO薄膜的光电综合性能,品质因子(FOM)根据如式(3)[22]计算。

可见FOM随氩气压强增加而先增后减,当压强为0.4Pa时GTZO薄膜具有最大的FOM值(4.28×105Ω-1·m-1),说明在此氩气压强下所沉积GTZO薄膜具有最佳的光电综合性能。

2.3光学能隙和折射率

在基本吸收区域,对于直接跃迁的GTZO半导体薄膜, 其光学吸收系 数 (α)与光子能 量 (E)之间满足Tauc关系[23,24]。

式中:C为常数,Eg为光学能隙。图4为GTZO样品的Tauc关系曲线图,根据线性外推方法可以 得到不同 氩气压强 时GTZO样品的Eg值为3.518~3.550eV,明显大于纯ZnO薄膜的光学能隙(3.37eV)[13],这是由于Burstein-Moss(BM)位移效应所引起的,在研究铝、镓等掺杂ZnO薄膜时也有类似的报道[15,16,20]。

不同氩气压强时GTZO薄膜的折射率(n)如图5所示, 所有薄膜的折射率n随光子能量E增加而单调增大,表现为正常的色散性质。另外氩气压强对n值也有明显的影响,对于相同的光子能量E,氩气压强升高时,折射率n先增后减, 当E=2.22eV(λ=560nm),氩气压强分别为0.2Pa、0.4 Pa、0.6Pa和0.8Pa时,GTZO样品的n值分别为1.84、 2.06、1.83和1.94,其结果与文献[25-27]的报道相符。根据有效单振 子理论,折射率n和光子能 量E之间满足 式 (5)[22]。

式中:Eo为振子能量,Ed为色散能。不同氩气压强时GTZO薄膜的(n2-1)-1-E2曲线如图6所示,实验数据可以被拟合成一条直线,这表明GTZO薄膜折射率的色散性质遵从有效单振子模型。Eo和Ed可以通过直线的斜率(-1/EoEd)和纵坐标轴上的截距(Eo/Ed)得到,本实验中GTZO样品的Eo、 Ed值分别为7.25~7.61eV和17.16~22.33eV,可见氩气压强明显影响薄膜的色散能Ed,而对振子能量Eo的影响较小。

3结论

电性结构 第7篇

Al2O3薄膜具有良好的介电性能、光学性能、机械性能与高温热稳定性, 是一种重要的无机功能陶瓷材料, 可应用于半导体器件的钝化膜、大规模集成电路的绝缘层[15]。制备Al2O3薄膜的方法很多, 如阳极氧化法、溶胶-凝胶法、化学气相沉积法和磁控溅射法等[6,7]。直流磁控反应溅射制备薄膜具有:靶制备方便;薄膜组分易于控制;成膜速度快、温度低;避免了应用复杂、昂贵的射频磁控溅射设备;无环境污染等优点, 在薄膜制备方面获得广泛的应用[8]。然而, 在不锈钢基体上应用直流反应磁控溅射法制备Al2O3薄膜, 改善不锈钢电子医疗器械的绝缘性能和介电性能的研究未见报道, 本文在研究直流磁控反应溅射的其它工艺参数的基础上[9,10], 研究了溅射气压对Al2O3薄膜的结构和电学性能的影响, 提高不锈钢电子医疗的使用性能, 提供工艺方法和工艺参数。

1实验方法

采用JGP500多靶型超高真空磁控溅射系统制备Al2O3薄膜。以纯度为99.99%的铝金属做靶材, 靶的尺寸为60mm6mm。基片为25mm25mm2mm奥氏体不锈钢片, 基片经过用砂纸磨平抛光、用无水乙醇和去离子水超声清洗并干燥后, 迅速放入溅射室, 调整基片与铝靶之间的距间为6cm。溅射气体为氩气 (99.99%) , 反应气体为氧气 (99.99%) 。溅射室在镀膜前采用机械泵+分子泵抽压力为110-4Pa, 预溅射15min以清除靶面氧化物。氩气与氧气的流量比为3∶1, 溅射功率为230W, 溅射时间为60min, 基片温度为250℃, 溅射气压分别为0.4Pa、0.7Pa、1.0Pa、1.3Pa。

薄膜的表面形貌用QUANT200扫描电子显微镜表征, 并用GENSIS200能谱仪分析薄膜的成分;薄膜的相结构用D 8-Advance型X射线衍射仪分析, 所用靶材为CuKα, (λ=0.154 18nm) , 虑波片为Ni, 测试时的管电压和电流为40kV和40mA, 扫描速度为1.5°/min, 扫描角度为15°100°。薄膜的厚度由Dektak3stsurfaceprofiler台阶仪测得, 为了能使用台阶仪测量薄膜的厚度, 在制备薄膜时用玻璃片遮盖部分基体, 这样在基体表面就形成了基体与薄膜分界的台阶。使用DZ2631型绝缘电阻测试仪测量其电阻, 测量电阻时, 采用边长为5mm的正方形纯铝薄片与薄膜叠放在一起, 然后放到夹具上, 测试电压为50V, 由测得的薄膜电阻和薄膜厚度计算出其电阻率;用Agilent 4294A精密阻抗分析仪测试了薄膜的介电性能, 测试使用“Al/Al2O3/不锈钢”的电容器结构, 薄膜表面用磁控溅射法镀Al电极, 电极面积为0.6mm 2, 测试电压为±5V, 测试频率在0～2MHz。

2试验结果分析与讨论

2.1 Al2O3薄膜的形貌观察

图1是不同溅射气压制备的Al2O3薄膜的SEM表面形貌照片。由图1可以看出, 在较低气压条件下 (图1a、1b) , 薄膜表面存在形状不规则、分布不均匀的大颗粒, 边界清晰, 大颗粒是由小颗粒团聚在一起组成的, 大颗粒缝隙间充满小颗粒。当溅射气压增大到1.3Pa时 (图1d) , 薄膜的颗粒边缘模糊, 非常细密, 这表明随着溅射气压的增加, 薄膜的粒度越来越小, 分布越来越均匀。

溅射压力对薄膜表面形貌的影响, 与溅射压力影响薄膜的沉积速率、形核率和沉积粒子的能量有关。在溅射气压低时, 薄膜的沉积速率和形核率小, 但此时溅射粒子的平均自由程较大, 与气体粒子碰撞几率小而消耗的能量少, 高能量的溅射粒子沉积在基体表面上具有较强的扩散能力, 加快薄膜生长, 使薄膜的长大速率大于形核速率, 与此同时大能量的溅射粒子, 对基体的撞击力也大, 造成基体表面能高、应力大、生长速率不均匀, 出现图1a和图1b的薄膜颗粒大小分布不均匀现象。随着溅射气压的增大, 溅射粒子的平均自由程减小, 与气体粒子碰撞的几率增大, 溅射粒子的能量降低, 而低温条件下的表面原子扩散能力有限, 沉积到衬底表面的原子即已失去了扩散能力, 又因薄膜形核所需的临界核心尺寸很小, 所以, 沉积的粒子会不断地形成新的核心, 薄膜的形核速率大于长大速率, 导致图1d的薄膜颗粒细小。

2.2 Al2O3薄膜的成分分析

(a) 0.4Pa (b) 0.7Pa (c) 1.0Pa (d) 1.3Pa

不同压力沉积薄膜的EDS数据如表1所示。由表1可知, 薄膜成分中铝氧原子比接近2∶3, 这说明薄膜的化学式为Al2O3。

2.3 Al2O3薄膜的结构分析

图2为不同溅射压力下制备薄膜的XRD图谱, 从图2可以看出, 除了大的馒头峰外, 没有出现明显的衍射锋, 这说明了在不同溅射压力沉积的Al2O3薄膜为非晶结构, 这主要因为沉积薄膜时原子的扩散能力低。此外, 本实验中衬底温度较低 (250℃) 、沉积速率较大 (15.5 nm/min18.8 nm/min) , 抑制原子扩散, 从而提供形成非晶结构的条件。结合EDS结果, 可知, 沉积态的薄膜为非晶态的Al2O3薄膜。

2.4 Al2O3薄膜电学性能分析

不同压力制备的Al2O3薄膜的电阻及电阻率如表2所示。由表2可知, 薄膜的电阻高达 (108109 ) Ω, 具有良好的绝缘性能;薄膜的电阻率在 (10111013) Ωcm之间, 比Al2O3块体电阻率 (﹥1013 Ωcm) 低, 这与薄膜的厚度低及非晶体结构有关。在0.4 Pa1.0 Pa之间, 薄膜的电阻和电阻率随着溅射压力的增大而增大, 其主要原因是溅射压力升高导致薄膜的沉积速率升高, 薄膜的厚度增大。但随着压力进一步提高, 薄膜的电阻和电阻率不再增大, 这是由于薄膜的颗粒细化, 较大的颗粒度可有效防止电子在晶界上的散射[8], 反而使电阻率升高, 所以溅射压力为1.3 Pa时膜厚下降电阻率不下降。

图3为不同溅射压下Al2O3薄膜的介电常数与频率关系图。由图3可知, 不同压力下Al2O3薄膜的介电常数ε都是随着频率f的增大而减小, 在低频率段, 除了压力为1.0 Pa条件下的薄膜样品外, 其他样品的介电常数都是随着频率的增大而陡降, 这是松弛极化的结果, 而松弛极化与薄膜质量和结构有关, 薄膜不致密、颗粒大小不均匀, 薄膜与基体之间存在应力, 都会导致薄膜存在松弛极化[9], 使介电常数ε陡降。溅射压力为0.7 Pa的薄膜随着频率的增大先迅速减小后缓慢增大, 这说明薄膜除了松弛极化外, 还存在强的电子位移极化和离子位移极化耦合作用, 这与薄膜的表面质量较差有关。溅射压力为1.0 Pa的薄膜介电常数随着频率增大而缓慢下降, 表明薄膜不存在松驰极化, 这一结果也反映了所制薄膜的表面质量较好, 薄膜颗粒较为均匀致密, 表面缺陷较少, 与扫描电镜观察到的结果相一致。溅射压力为0.4 Pa和1.3 Pa薄膜的介电常数随着频率的增大而迅速减下并趋于平稳, 这说明薄膜存在较强的松弛极化, 而根据松弛极化理论, 薄膜表面质量很差, 但从扫描照片图1 (d) 上看, 薄膜的表面质量较好, 这可能与薄膜厚度较小有关。

图4为不同气压下制备Al2O3薄膜的介电损耗与频率关系。 由图4可以看出, 溅射压力为0.4 Pa薄膜介电损耗, 随频率的增大先迅速减小后缓慢增大, 0.7 Pa和1.3 Pa薄膜的损耗值随着频率的增大迅速减小并趋于稳定, 且低频段的损耗较大, 这种变化特征与直流漏电导引起的介电损耗特征相同, 而引起直流漏电导的主要原因与薄膜表面质量有关, 薄膜不均匀致密, 界面体积比较大, 界面的直流漏电导等是引起介电损耗的主要原因。溅射压力为1.0 Pa薄膜的薄膜的介电损耗值, 在低频段随频率变化较小, 且介电损耗低, 这与薄膜的表面质量好有关。

综合以上分析, 溅射压力为1.0 Pa时制备的薄膜, 其电阻和电阻率较大, 介电特性较好。

3 结论

以纯铝为靶材, 采用直流磁控反应溅射法成功地制备了Al2O3薄膜。在250℃的低温下, 溅射压力对Al2O3薄膜的结构和化学成分的影响不明显, 不同溅射压力的Al2O3薄膜均为非晶结构, 薄膜的化学成分主要为Al、O原子, 铝氧原子比接近2∶3;随着溅射压力增大, 薄膜的晶粒尺寸减小, 组织细密;溅射压力为1.0 Pa时制备的薄膜, 其电阻和电阻率较大, 介电性能较好。

摘要：以纯铝为靶材, 在不同溅射气压下采用直流磁控反应溅射方法制备了Al2O3薄膜。用扫描电镜 (SEM) 、能谱仪 (EDS) 、X射线衍射仪 (XRD) 、台阶仪、绝缘电阻仪和精密阻抗分析仪等分析了薄膜的表面形貌、化学成分、结构、薄膜厚度和电学性能。结果表明, 随着溅射压力增大, 薄膜的颗粒尺寸和厚度减小, 组织细密;薄膜的化学成分主要为Al、O元素, 铝氧原子比接近2:3, 在250℃的低温下, 溅射态的Al2O3薄膜均为非晶结构, 溅射压力对Al2O3薄膜的结构和化学成分影响不明显;溅射压力为1.0Pa时的薄膜, 其电阻和电阻率较大, 介电性能相对较好。

关键词：无机非金属材料,Al2O3薄膜,溅射气压,直流磁控反应溅射,介电性能

参考文献

[1]Kari K, Jorma H, Pierre J.Properties of aluminum oxide thin films deposited by reactive magnetron sputtering.Thin Solid Films, 1999;339 (1-2) :240—248

[2]Chiang C M, Chang L S.Microstructure and characterization of alu-minum oxide thin prepared by reactive RF magnetron sputtering on copper.Surface&Coating Technology, 2005;198 (1/3) :152—155

[3]Voigt M, Sokolowski M.Electrical properties of thin RF sputtered a-luminum oxide films.Materials Science and Engineering, 2004;109 (1-3) :99—103

[4]Ha W H, Choo MH, Im S.Electrical properties of Al2O3films de-posited at low temperatures.Journal of Non-Crystalline Solid, 2002;303 (1) :78—82

[5]赵登涛, 朱炎, 狄国庆.反应溅射制备非晶Al2O3薄膜的介电特性.材料科学与工程, 2000;18 (3) :80—83

[6]雷明凯, 袁力江, 张仲麟, 等.等离子体源增强磁控溅射沉积A12O3薄膜研究.无机材料学报, 2002;17 (4) :887—890

[7]Kohara T, Tamagaki H, Ikari Y, et al.Deposition ofα-Al2O3hard coatings by reactive magnetron sputtering.Surface&Coating Technol-ogy, 2004;185 (1-2) :166—171

[8]王力衡, 黄运添, 郑海涛.薄膜技术.北京:清华大学出版社, 1991:67—134

[9]杨和梅, 姚正军, 闫凯, 等.不同氩氧比例对Al2O3薄膜结构及性能的影响.有色金属, 2009;21 (3) :33—36

电性结构 第8篇

以往采用涂覆型涂层屏蔽电磁和吸波,尽管涂覆方便,成本较低,但涂层和基体的结合性较差,持久性较差,容易脱落。等离子喷涂技术具有生产效率高,涂层质量好,喷涂材料种类多,成本低等优点,广泛应用于制备各种耐磨损、抗热障以及热侵蚀涂层,但其在介电性能方面鲜见报道[1,2,3,4,5]。本研究采用等离子喷涂的方法制备Fe/Al2O3金属陶瓷涂层,对其相组成、微观结构和介电性能进行了研究。

1 试 验

1.1 试样制备

Al2O3为α-Al2O3型粉体,平均粒径15 μm,纯度为99.9%。Fe粉平均粒径25 μm,纯度为99.9%。将2种原料混合,分别按照Fe的质量分数为0,25%,30%,35%,40%混合,加入无水乙醇,在行星式球磨机中混磨2 h。混合物料在80 ℃烘干后,加入混合物总质量1.5%的PVA水溶液做粘结剂,搅拌均匀使物料粘结成小颗粒,于120 ℃烘干。将烘干的物料研磨、过筛,将100~200目的颗粒用作喷涂用粉体。

喷涂基体选用高纯石墨,尺寸为30 mm40 mm2 mm。采用微弧大气等离子喷涂设备。喷涂主气为Ar,次气和载气为N2,涂层厚度大约4 mm,由于涂层和石墨基体结合不好,喷涂结束后会自然脱落。将涂层表面加工成22.86 mm10.16 mm,然后进行介电性能测试。表1为等离子喷涂参数。

1.2 涂层性能测试

采用Agilent E8362B矢量网络分析仪以波导型反射传输法测量试样在8.2~12.0 GHz内的复介电常数;利用PANalytical X’Pert MPD型X射线衍射仪(Cu靶Kα射线)分析材料的物相组成,采用JSM-6360LV扫描电镜观察样品形貌。

2 结果与讨论

2.1 涂层相组成

图1为不同Fe含量Fe/Al2O3涂层的XRD谱。原料Al2O3粉体为α-Al2O3,但是涂层中除Fe和α-Al2O3外,还有相当数量的γ-Al2O3。γ-Al2O3的出现归因于喷涂过程中α-Al2O3颗粒完全熔融,在高速撞击到温度比较低的基板或已沉积的涂层表面时快速冷却(约1106 K/s);γ-Al2O3比α-Al2O3具有更低的比表面能[1,6],在相同条件下更容易在熔融颗粒的液相中成核析晶,从而生成γ-Al2O3。

2.2 涂层显微结构

图2为2种不同Fe含量Fe/Al2O3涂层断裂截面的SEM形貌。

从图2看出,白色小颗粒Fe在涂层中分布比较均匀,在40%Fe的试样中出现了局部片状分布的Fe(图2b中箭头处),说明在喷涂过程中,Fe的形貌和尺寸发生了变化。这主要是由于等离子气体温度远远高于Fe和Al2O3的熔点,颗粒在飞行过程中发生熔化,液态Fe存在于Al2O3中,颗粒也并不致密,存在大量孔隙;又由于Fe和Al2O3之间的润湿角较大,属于不润湿结合,液态Fe会产生偏聚,填充在这些孔隙中,相邻的孔隙被液态Fe相连接,在撞击基板或涂层之后形成了层片状结构组织。

表2是根据阿基米德排水法测得的不同Fe含量时的Fe/Al2O3涂层气孔率。结果显示,随着Fe含量增加,涂层中的气孔率随之减小。涂层中孔隙的产生一般有3种途径[7,8,9]:(1)生粉颗粒打在涂层上,无法变形、展开、平铺、凝固成扁平粒子,而其他变形颗粒在其周围凝固时,由于氧化铝的液态密度和固态密度不同,会发生收缩,因此在生粉颗粒周围形成孔隙,生粉出现在多个变形粒子交界处,容易形成较大的气孔和疏松组织;(2)由于涂层是由扁平粒子堆叠形成的,在堆叠过程中,往往不能完全重叠,特别是对于温度和速度较低的粒子,由于变形不充分,更容易形成不完全重叠,从而形成孔隙;(3)由于熔融的粒子内溶解有一定量的气体,在涂层的形成过程中,粒子从液态变为固态,温度不断下降,而气体的溶解度随着温度的下降而减小,变形粒子的固化是一个快速凝固过程,当析出的气体来不及从粒子内逸出时,便留在变形粒子内形成气孔。气孔形成的孔隙由于都在扁平粒子内部,一般都较小。

涂层是由熔融或半熔融的颗粒变形后在基板上堆叠沉积形成的。在颗粒撞击基板前,颗粒的熔融程度越好,速度越高,在基板上的铺展就越好,越有助于减小涂层中孔隙的产生。Fe含量较高时颗粒的热导率和密度都增加,热导率的增大使得颗粒在等离子气体加热的过程中熔融程度提高,从而减小了生粉未熔融而产生的孔隙,密度的增加有助于提高单个颗粒的质量,从而使得颗粒在撞击基板之前获得较大的速度,提高变形程度,减小不完全堆叠而产生的孔隙。所以,涂层的气孔率随Fe含量的增大而降低。

图3为涂层断裂面微观结构SEM形貌。由图3b可看出,粒子扁平化较好,铺展变形较充分,涂层呈明显的层状结构,粒子变形流动方向基本与喷涂方向垂直。由于金属粒子的熔点低、易变形,因而,高温、高速的粒子在碰撞基体后变形充分,其塑性变形可破碎并挤出粒子表面的薄膜,变形粒子边缘产生金属射流。图3a中气孔分布明显较图3b中的多。在图3b中圆圈区域可见蜂窝状分布组织,且图3a中明显较图3b多。这种区域是未熔融或部分熔融颗粒。图3a中Fe含量较低,气孔率较大,而图3b中Fe含量较高,气孔率较小。由于喷涂粉体是Fe,Fe2O3经过混合之后造粒而成的,造粒颗粒中存在微小的空隙。在喷涂过程中如果颗粒熔融得较好,这些微小的空隙会被熔融态的Al2O3或者Fe填充而变得较为致密,如果熔融效果不好,其原始颗粒中的缺陷就被保留下来。这和表2中的数据也是一致的。图3a中这种蜂窝状组织明显较图3b中多,是由于Fe含量的不同,颗粒的热导率也不一样。含Fe量较低时,颗粒和等离子气体之间传热不好,颗粒熔融效果不如含量较高的好,从而导致Fe含量较低时涂层中残存的不熔融颗粒比含Fe量较高时多。这也直接验证了XRD谱中随着含Fe量的增加γ-Al2O3相含量也随之增加这一现象。

从图3b中可以看出,喷涂层的层状分布特征,涂层中气孔、裂纹和未熔融颗粒清晰可辨;图中虚线箭头处为层间微裂纹,实线箭头处是涂层中的气孔。在图3a左上角一个直径10 μm左右的近圆形光滑区域并不是涂层中的气孔缺陷,而是试样的另一面存在的Fe颗粒在断裂时形成的一个近圆形凹坑。层间微裂纹主要是由于在喷涂过程中气体的高速喷射作用,以及颗粒在撞击到基体或者先前涂层时所形成的层片状在冷却过程中产生应力松弛所致。

2.3 Fe/Al2O3涂层的介电性能

图4为Fe/Al2O3涂层的介电常数的实部和虚部随频率的变化关系。

从图4可以看出,随着Fe粉质量分数的增加,涂层的介电常数实部和虚部都随之增大。纯Al2O3涂层的介电常数实部为6左右,虚部为0.71左右,几乎不随频率变化;添加Fe金属粒子之后,材料的ε′随之增大,材料的复介电常数实部从含Fe量25%的11.26~28.35增加到40%时的46.40~82.28,虚部从含Fe量25%的14.95~26.92增加到40%时的56.08~74.11,这与介电常数的混合法则一致。但是随着Fe含量的增加, ε′和ε′′随频率的变化波动较大。从以上现象可以得出,Fe含量的变化决定着复合材料的介电常数和损耗。

为了探讨Fe粉颗粒在涂层中的分布状态对材料介电性能的影响,将原料Fe粉按照质量分数50%,60%,70%,80%与石蜡熔融混合。表3为不同质量分数Fe/Al2O3和Fe+石蜡的体积分数,图5为Fe+石蜡介电常数实部和虚部随频率的变化关系。在体积分数接近的情况下,试样的介电常数主要取决于金属粉的分布形貌。从图5可以看出,随着Fe含量的增加试样的实部和虚部都增大。选2组Fe体积分数相近的试样(A1和B2,A3和B3)进行对比发现(见图4和图5),虽然试样中Fe的体积分数相近,但其介电常数的实部和虚部都远远大于试样B2和B3,说明试样中Fe的分布状态对试样的介电常数有明显的影响。因为试样B2和B3是金属Fe粉和熔融石蜡的混合物,试样中Fe粉颗粒是以原始的球形形态分布在石蜡中;在试样A1和A3中,金属Fe粉末的分布已经不是原始的球形,而是成链状或者层状、网状分布,会改变涂层的电导率[10]。当试样中Fe的分布为圆片状或者链状时,涂层介电常数虚部明显大于球形颗粒。

3 结 论

(1)随着Fe含量的增加,涂层中γ-Al2O3含量也随之增加。

(2)等离子喷涂Fe/Al2O3涂层中Fe的分布比较均匀。Fe含量高时,会出现偏聚,形成片状或链状分布的区域。

(3)涂层中的主要缺陷是层间裂纹和气孔,气孔率随着Fe含量的增加而减小,并且涂层中的未熔融颗粒也随之减少。

(4)随着Fe含量的增加,介电常数实部和虚部都增加。金属Fe粉在涂层中的分布状态是影响复介电常数实部和虚部的主要因素。

参考文献

[1]Yin Z J,Tao S Y,Zhou X M,et al.Microstructure and mechanical properties of Al2O3-Al composite coatings de-posited by plasma spraying[J].Applied Surface Science,2008,254:1636～1643.

[2]Bartuli C L,Cipri F B,Valente T D.Thermal spraying and the fabrication of coatings with tailored electromagnetic properties[J].Inorganica Chimica Acta,2008,361:4077～4088.

[3]Cipri F,Bartuli C,Valente T,et al.Electromagnetic and Mechanical Properties of Silica-Aluminosilicates Plasma Sprayed Composite Coatings[J].Journal of Thermal Spray Technology,2007,16(5,6):831～838.

[4]Bégarda M,Bobzina K,Bolelli G.Thermal spraying ofCo,Ti-substituted Ba-hexaferrite coatings for electromag-netic wave absorption applications[J].Surface and Coat-ings Technology,2009(4):1～7.

[5]Bolelli G,Rauch J,Cannillo V,et al.Microstructural and Tribological Investigation of High-Velocity Suspension Flame Sprayed(HVSFS)Al2O3Coatings[J].Journal of Thermal Spray Technology,2009,18(1):35～48.

[6]Yugeswaran S,Selvarajan V,Seo D,et al.Effect of criti-cal plasma spray parameter on properties of hollowcathode plasma sprayed alumina coatings[J].Surface and Coatings Technology,2008,203:129～136.

[7]范群波,王鲁,王富耻.等离子喷涂金属/陶瓷颗粒的瞬态碰撞压力研究[J].北京理工大学学报,2003,23(2):168～170.

[8]Thorpe M L,Richter H J.A pragmatic analysis and com-parison of the HVOF process[A].Proc of13th ITSC[C].Orlando Florida,USA:[s.n].,1992:137～146.

[9]Dykhuizen R C,Smith M F,Gilmore D L,et al.Impact of High Velocity Cold Spray Particles[J].Journal of Thermal Spray Technology,1999,8(4):559～564.