O含量對(FeCoCrNiAlRe)Ox高熵氧化物擴散障性能的影響

摘 要：用磁控濺射在單晶硅基底上沉積了（FeCoCrNiAlRe）Ox高熵氧化物陶瓷類薄膜，并探究不同O含量對在700 ℃退火溫度下對Cu-Si互擴散的阻擋能力。采用SEM掃描電鏡、EDS能譜儀、XRD衍射儀對薄膜進行表征。結果表明：（FeCoCrNiAlRe）Ox高熵氧化物薄膜質地較為致密，元素分布均勻，不同氧含量下制備的高熵氧化物薄膜均為非晶結構，且對Cu-Si的擴散有較好的阻擴散能力。

關 鍵 詞：高熵氧化物薄膜； 擴散障； 磁控濺射； Cu-Si擴散

中圖分類號：TG174.4 文獻標志碼： A 文章編號： 1004-0935（2024）08-00001146-0×6

近年來，銅互連技術代替了鋁互連技術成為當今成為了當今集成電路技術中的主流[1]，但是銅作為互連材料最大的問題在于當集成電路在高溫環(huán)境下應用時，Cu原子就會通過界面擴散躍遷到Si基板當中，和Si反應生成高阻值的Cu-Si化合物[2]，從而導致集成電路的使用壽命下降。因此人們想到通過制備擴散障來阻隔Cu向Si中的擴散。在選擇制備擴散障的材料時，常選擇難熔金屬元素，例如W、V、Ta、Zr等[3-6]，這些元素的熔點高且抗腐蝕性良好，同時此類金屬的氮化物、碳化物[7]等化合物同時又具備高熔點、高化學穩(wěn)定性等特點[8]，因此難熔金屬元素各類化合物薄膜具有良好的阻擴散性能。

除了難熔金屬元素的各類化合物之外，高熵合金及其各類化合物材料（高熵材料）也是制備擴散障的重要材料。高熵合金的主元一般多達4種或5種以上，且普遍認為高熵合金具有許多優(yōu)異的性能，其具備的擴散遲滯效應指的是高熵合金內部的混合熵增加，擴散激活能變大，導致高熵合金內部的原子擴散速率極低，通過這一效應可以使得高熵合金具有減緩原子擴散的作用[9]。

目前，針對高熵合金的Cu-Si擴散障薄膜已經有了一定的研究，Tsai[10]等人制備了AlMoNbSiTaTiVZr八元高熵合金擴散障薄膜，試驗結果表明在經過700 ℃真空退火30min后，該擴散障薄膜能夠阻止Cu-Si的相互擴散。蔣春霞[11]當人制備了在單晶硅片上沉積了（AlCrTaTiZr）Nx高熵合金氮化物擴散障薄膜，研究表明當N2流量為20%時，制備的薄膜阻擴散性能最好，能夠在800 ℃退火后仍能發(fā)揮阻擴散作用。Chang[12]等人制備了雙層的（AlCrTaTiZr）N/（AlCrTaTiZr）N0.7的復合結構高熵合金氮化物擴散障薄膜，通過這種雙層薄膜的復合結構，能夠明顯提升擴散偶的熱穩(wěn)定性，實驗表明，當退火溫度升高到900 ℃時，雙層的（AlCrTaTiZr）N/（AlCrTaTiZr）N0.7薄膜仍具有良好的阻擴散效應。目前，單獨針對高熵氧化物薄膜的研究較少，多是集中在對其氮氧化物微觀結構等研究上[13-14]，高熵氧化物作為Cu-Si擴散障薄膜的研究較少見，秦海寧[15]等人在Ni-8at%W合金基體表面沉積（CoCrNiTa）Ox高熵氧化物薄膜，研究了它在1 000 ℃×100 h的真空退火條件下對高溫涂層中Cr元素的阻擋能力，實驗證明（CoCrNiTa）Ox擴散障具有良好的高溫穩(wěn)定性，且對Cr元素的擴散有阻礙作用。

本文利用磁控濺射的方法制備了一種高熵氧化物薄膜（FeCoCrNiAlRe）Ox，主元多達6種，且各原子之間的原子半徑差別較大，容易形成較大的晶格畸變，且在制備過程中過程種通入了O2，增強了薄膜的熱穩(wěn)定性和化學惰性，同時生成較大的擴散壁壘，減緩Cu元素的擴散。

1 實驗部分

通過由沈陽奇匯真空科技有限公司生產的QHV-JGP400BⅡ多靶磁控濺射納米膜層系統(tǒng)制備薄膜，靶材分別用高純度的FeCrCoNiAl0.5靶、NiRe靶以及Cu靶?；w采用單晶硅片。正式鍍膜之前先將單晶硅片分別在丙酮和無水乙醇中清洗15min，去除表面雜質和油污。將不同靶材分別放到磁控濺射設備內部鍍膜腔體內的靶材基座上，利用雙靶共濺的工藝在單晶硅片上制備（FeCrCoNiAlRe）Ox薄膜，沉積過程中保持Ar流量固定為20 sccm，沉積溫度為室溫，偏壓為-100V，本底真空度為1×10-3Pa，工作壓強保持0.3 Pa。濺射功率分別為FeCrCoNiAl0.5靶采用直流濺射工藝，功率為60W；NiRe靶采用射頻濺射工藝，功率為85W，通過控制O2流量來改變O2在鍍膜腔內的占比，即（V（O2）/V（O2）+V（Ar）=0%、3%、7%、10%），以此來制備不同氧含量的高熵氧化物擴散障薄膜，鍍膜時間為5 min。制備擴散偶的工藝為，保持鍍膜腔內真空，在擴散障薄膜上再沉積一層Cu薄膜，功率保持60 W，基體偏壓0 V，沉積時間30 min，圖1為制備的用于退火的擴散偶樣品示意圖。

為了測試不同O含量的擴散障薄膜的擴散阻擋性能，將制備好的無擴散障的樣品在高真空退火爐中進行300℃～700 ℃保溫1 h的擴散退火實驗，考察Cu原子在Si基體中的擴散情況；將含有擴散障薄膜的“三明治”結構的樣品在700 ℃下真空退火1 h，退火結束后隨爐冷卻，全程保持6.67×10-3Pa。

利用日本日立的S-3400N掃描電鏡（SEM）對樣品表面以及截面元素進行分析。采用日本理學Rigaku公司生產的Ultima IV型X射線衍射儀（XRD）對薄膜物相結構進行表征選用Cu-Kα輻射源（λ=0.1542 nm），電壓40 kV、電流30 mA、衍射角范圍20-～65°，掃描速度設定為5 °·/min-1。

2 結果與討論

2.1 薄膜的成分及結構

圖2為不同氧氣占比下制備的（FeCrCoNiAlRe）Ox薄膜的表面SEM形貌圖，可以看出隨著氧氣占比的升高，薄膜表面顏色逐漸變黑變暗，這可能與靶材中親氧原子種類較多有關。氧氣占比提高后，增加了原子被濺射出靶材后與O原子反應的概率幾率，生成了大量的金屬氧化物，從而導致薄膜表面顏色變深。當氧氣占比為3%時，薄膜表面出現了孔洞等缺陷，這可能是因為濺射功率較低，導致被濺射粒子到達基體后沒有足夠的能量在薄膜表面遷移、形核生長，導致在沉積過程中晶粒的生長受阻，薄膜的致密性下降，當提高氧氣占比后，薄膜中親氧元素元素與氧氣充分反應，促進了晶粒的生長，多余的O原子能夠填充在晶粒間隙，有利于減少薄膜的缺陷，從而提升制備薄膜的致密度和質量。

表1為在不同氧氣占比下制備的各（FeCrCoNiAlRe）Ox薄膜的各元素含量以及混合熵，從中可以看出，當沒有通入氧氣時，Ni元素含量最高，這是因為采用雙靶共濺工藝時兩個靶材都含有Ni元素，而Al元素較少則是因為在制備靶材時有意降低了Al的含量，因為Al含量的升高會導致薄膜結構和性能的改變[16]，同時由于Al元素十分活潑，與O2反應產生的氧化物可能會影響擴散障薄膜的性能。除了Ni和Al之外的其他元素比例基本接近于等原子比，總體上來說可以認為繼承了靶材的成分及摩爾原子比。同時注意到，當通入的氧氣占比體積分數為10%時，Re元素的含量較氧氣占比體積分數為7%時反而增多了，這可能是因為Re元素的活潑性較其他幾種原子低，當氧氣占比達到一定值時，Re與氧氣反應生成氧化物的含量達到了飽和。

計算混合熵的的公式如下：

其中式中：，R=8.131 （J·mol-1）為—氣體常數；

Xi—為i組分具有的摩爾分數；

n—為合金中元素個數。

由于高熵合金具有“高熵效應”[17]，合金體系內部的混合熵越高，原子的排列順序就越混亂，各主元原子能夠排列在晶格的任何位置上，這種排列方式使得高熵合金內部傾向于生成簡單的固溶體結構，抑制金屬間化合物的產生。從表1各薄膜的混合熵數值可以看出，當氧氣占比達到3%時薄膜的混合熵達到峰值，為1.85R，此時薄膜中的成分百分比接近靶材上預定的百分比，合金內部的混合程度最高。而氧氣占比為10 %時混合熵最小為1.41R，由此可見體系內部的混亂程度并非與氧氣占比呈正比例的線性關系。

圖4為4種O含量的XRD衍射譜，在4個氧氣占比制備的薄膜均呈現出“饅頭峰”結構，表明薄膜均為非晶結構。這可能是因為在濺射鍍膜過程中，不同原子的沉積速度不同，先從靶材中濺射出來的原子優(yōu)先生長，而后從靶材中濺射出來的原子會干擾前者的生長速度，同時由于所選的靶材中不同元素之間的原子半徑相差較大，容易造成較大的晶格畸變，因此造成了薄膜呈現非晶的結構。同時發(fā)現當氧氣占比體積分數為10%時，“饅頭峰”的位置向左發(fā)生了偏移，反映出隨著O2占比的提高，O原子的摻雜導致晶格畸變嚴重，從而導致衍射峰位置向左偏移。

2.2 擴散障的性能

圖5為無擴散障時Cu-Si擴散偶在不同退火溫度下的擴散現象示意圖，虛線為Cu膜與基體Si的分界線（左側高亮處為Cu，右側暗處為Si基體）。

本文采用三3個退火溫度（300℃、500℃、700 ℃），從截面的EDS線掃描圖不難看出Cu元素已經向Si基體內發(fā)生了擴散現象，當退火溫度為300 ℃時，擴散距離大約為1.8 μm；當退火溫度為500 ℃時，擴散距離大約為9.5 μm;當退火溫度為700 ℃時，擴散距離大約為12.5 μm?？梢钥闯?，當退火溫度較低時，Cu-Si的擴散現象并不明顯，此溫度下只發(fā)生了較輕微的擴散現象，擴散距離較近。隨著退火溫度的升高，擴散現象變得明顯，擴散距離也越來越遠，圖6為擴散距離隨退火溫度的變化趨勢圖。

由于擴散的種類有多種：根據擴散時有無濃度的變化，可以將擴散分為自擴散和互擴散，自擴散是原子在自身的晶格點陣內，通過空位或原子間隙，由某一處位置遷移進了另外一處位置的擴散行為，擴散發(fā)生時無濃度梯度的產生；互擴散則是原子穿過兩種元素的界面，進入了對方元素晶體點陣內的擴散，擴散時伴隨著濃度的變化，從圖5的EDS線掃描能譜中可以看出，隨著距離的增加，Cu元素的含量呈下降趨勢，說明Cu-Si的擴散屬于互擴散的一種；從有無新相的生成還可以分為原子擴散或反應擴散，由于Cu-Si的互擴散現象常伴有金屬間化合物，如Cu3Si的生成，因此Cu-Si的擴散也屬于反應擴散的一種。

根據擴散理論，擴散距離可用下面公式計算：

式中：X為—擴散距離；

D—為擴散系數；

t—為擴散時間。

在相同時間t下，擴散系數D越小，擴散距離X也就越短。

擴散系數D的計算公式如下：

式中：D0為—擴散常數；

Qa為—擴散激活能；

R為—氣體常數；

T為—熱力學溫度。

由公式可知，在擴散常數D0一定時，溫度越高，擴散系數越大，相同時間內擴散深度也就越大，從機理上來說，隨著溫度T的升高，Si中的空位濃度也會提高，空位的增加為Cu原子的擴散提供了條件，因此高溫下Cu原子的擴散距離越遠。另一方面，當溫度T一定時，擴散系數D與擴散激活能Qa成反比，因此可以推測，借助高熵材料本身的高熵效應、擴散遲滯效應的擴散激活能高的特點，可以有效延緩Cu原子的擴散速度。

圖7為Cu/擴散障/Si體系，經過700 ℃真空退火1 h后截面Cu元素的整體分布情況。從中可以看出，注意到不通入氧氣制備的擴散障涂層在經過700 ℃真空退火1 h后出現了Cu元素向基體Si的擴散，高熵合金薄膜對Cu原子的擴散幾乎失去了阻擋性能，高熵合金擴散障薄膜在經過高溫退火后，薄膜內部原本為非晶態(tài)的結構重新結晶[18]，產生了具有晶界的新結構，根據擴散遲滯效應，因為高熵合金內部的元數量多、排布混亂，晶格畸變嚴重，因此無晶界的非晶體結構可以形成較大的擴散勢壘[19]，如圖7，從而減緩Cu原子向Si基體擴散的速度[20]。

所以一旦原本為非晶態(tài)的薄膜重新結晶后，產生的新晶界便會為Cu原子的擴散提供了通道。從圖8經過700 ℃×1 h真空退火后的FeCrCoNiAlRe薄膜的XRD圖譜驗證了上述觀點，可以明顯看到，在38.9°和41.7°附近分別出現了兩個較強的（100）和（002）衍射峰，而在44°出現的衍射峰雖然強度較小但也有趨于（101）晶面的趨勢，晶體結構均為密排六方（HCP）結構。從之前的工作中可知，沉積態(tài)下的FeCrCoNiAlRe薄膜為非晶態(tài)結構，意味著在經過700 ℃×1 h的真空退火后，薄膜內部發(fā)生了重新結晶現象，因此，退火溫度一旦超過高熵合金薄膜的再結晶溫度，薄膜內部結構重新結晶，新生成的晶界就會為Cu原子的擴散提供了通道，加速Cu原子向Si基體中的擴散，導致FeCrCoNiAlRe高熵合金擴散障的失效。

圖9為經過700 ℃×1 h真空退火后的FeCrCoNiAlRe薄膜表面形貌圖以及各元素的面掃描分布情況，從圖9（a）中觀察到，經過高溫退火后，薄膜表面變得粗糙、顆粒增多，這可能是由于Re在薄膜表面聚集的緣故，而從薄膜表面的EDS面掃描圖看出，各元素依然分布均勻，沒有出現孔洞或缺失，證明此溫度下FeCrCoNiAlRe薄膜與基體結合仍然較好。

表2為FeCrCoNiAlRe薄膜經過700 ℃×1 h真空退火后的表面元素分布及混合熵變化表，可以清楚地看到，在經過高溫熱處理后，Re的元素含量上升，Ni的元素含量變化不大，而Fe、Cr、Co、Al的含量下降，可能的原因是：Re作為稀土元素，活潑性較低，而其他的主元元素同為過渡族金屬元素，性質相近，可能在退火過程中相互之間發(fā)生了化學反應，也有可能是與Si基體發(fā)生了反應，而Re由于其化學惰性較高，與其他元素的反應程度低，從而導致Re在薄膜表面聚集，使得在面掃描過程中容易被檢測出來。

同時看到退火前后的混合熵差異較大，從1.71R下降到1.44R，這也是導致擴散障失效的重要原因，由于高熵合金具有高熵效應和擴散遲滯效應：1.從熱力學上角度來說，由于高熵合金內部混合熵高，原子的排列順混亂，導致高熵合金內部傾向于生成簡單的固溶體結構，而混合熵的降低使得高熵合金的非晶體系被破壞，傾向于形成晶體結構，其中的位錯和晶界可以成為原子快速擴散的通道。2.從動力學角度來看：混合熵的降低使得高熵合金薄膜的擴散激活能下降，熱穩(wěn)定性降低，從而導致擴散障內部原子的擴散速率提高。在兩者的共同作用下，會導致擴散障薄膜在700 ℃下失去對Cu原子的擴散阻擋性能。

圖9為經過700 ℃×1 h真空退火后的FeCrCoNiAlRe薄膜表面形貌圖以及各元素的面掃描分布情況，從圖9（a）中觀察到，經過高溫退火后，薄膜表面變得粗糙、顆粒增多，這可能是由于Re在薄膜表面聚集的緣故，而從薄膜表面的EDS面掃描圖看出，各元素依然分布均勻，沒有出現孔洞或缺失，證明此溫度下FeCrCoNiAlRe薄膜與基體結合仍然較好。

表2為FeCrCoNiAlRe薄膜經過700 ℃×1 h真空退火后的表面元素分布及混合熵變化表，可以清楚地看到，在經過高溫熱處理后，Re的元素含量上升，Ni的元素含量變化不大，而Fe、Cr、Co、Al的含量下降，可能的原因是：Re作為稀土元素，活潑性較低，而其他的主元元素同為過渡族金屬元素，性質相近，可能在退火過程中相互之間發(fā)生了化學反應，也有可能是與Si基體發(fā)生了反應，而Re由于其化學惰性較高，與其他元素的反應程度低，從而導致Re在薄膜表面聚集，使得在面掃描過程中容易被檢測出來。

同時看到退火前后的混合熵差異較大，從1.71R下降到1.44R，這也是導致擴散障失效的重要原因，由于高熵合金具有高熵效應和擴散遲滯效應：1.從熱力學上角度來說，由于高熵合金內部混合熵高，原子的排列順混亂，導致高熵合金內部傾向于生成簡單的固溶體結構，而混合熵的降低使得高熵合金的非晶體系被破壞，傾向于形成晶體結構，其中的位錯和晶界可以成為原子快速擴散的通道。2.從動力學角度來看：混合熵的降低使得高熵合金薄膜的擴散激活能下降，熱穩(wěn)定性降低，從而導致擴散障內部原子的擴散速率提高。在兩者的共同作用下，會導致擴散障薄膜在700 ℃下失去對Cu原子的擴散阻擋性能。

圖9 FeCrCoNiAlRe薄膜經過700 ℃×1 h退火后的表面形貌及各元素的EDS面掃描圖（a）薄膜表面形貌（b）Fe元素（c）Cr元素（d）Co元素（e）Ni元素（f）Al元素（g）Re元素

同時看到退火前后的混合熵差異較大，從1.71R下降到1.44R，這也是導致擴散障失效的重要原因，由于高熵合金具有高熵效應和擴散遲滯效應：1）從熱力學角度來說，由于高熵合金內部混合熵高，原子的排列順混亂，導致高熵合金內部傾向于生成簡單的固溶體結構，而混合熵的降低使得高熵合金的非晶體系被破壞，傾向于形成晶體結構，其中的位錯和晶界可以成為原子快速擴散的通道。2）從動力學角度來看：混合熵的降低使得高熵合金薄膜的擴散激活能下降，熱穩(wěn)定性降低，從而導致擴散障內部原子的擴散速率提高。在兩者的共同作用下，會導致擴散障薄膜在700 ℃下失去對Cu原子的擴散阻擋性能。

從圖7的（b）、（c）、（d）中可以看出，含有高熵氧化物薄膜的樣品經過700℃×1h加熱退火后，Cu原子未能越過擴散障薄膜進入到Si基體中，高熵氧化物擴散障涂層對Cu元素有較好的擴散阻擋性能。由于原子在金屬或合金中的擴散主要依靠空位機制實現，即原子可以躍遷到相鄰的空位和間隙位置，而在化合物中原子只能躍遷到相鄰電荷相同的位置，所以原子在化合物中的擴散比金屬或合金更為困難，同時，高熵氧化物還具備良好的熱穩(wěn)定性，因此，制備出的高熵氧化物擴散障薄膜對Cu元素的擴散具有良好的阻礙作用。

4 3結 論

（1） 通過磁控濺射設備制備了不同O含量的（FeCrCoNiAlRe）Ox薄膜。

（2） 隨著O2占比上升，薄膜中O元素的含量升高，其他金屬元素的含量下降，薄膜的混合熵先上升后下降，當O2占比體積分數為3%時達到峰值，在10%時混合熵最低。

（3） 不同O含量的（FeCrCoNiAlRe）Ox薄膜均為非晶結構。

（4） 無擴散障退火時，Cu原子向Si基體中發(fā)生了擴散，隨著退火溫度的升高，擴散現象明顯，擴散距離變遠。

（5） O2的加入可以提高擴散障薄膜的阻擴散性能和熱穩(wěn)定性，高熵氧化物擴散障薄膜的非晶結構可以很好地可以很好的阻擋Cu原子向Si基體中的擴散。

參考文獻：

[1] 聞黎，王建華.新型集成電路互連技術——銅互連技術[J].中國集成電路，2002，（5）05：74-78.

[2] 曹博，包良滿，李公平，等.Cu/SiO2/Si（111）體系中Cu和Si的擴散及界面反應[J].物理學報，2006，12：6550-6555.

[3].FRéTY N， BERNARD F， NAZON J， et al. Copper diffusion into silicon substrates through TaN and Ta/TaN multilayer barriers[J].Journal of phase equilibria and diffusion，2006，27：590-597.

[4].VOLDERS H， T?KEI Z， BENDER H，et al.Materials characterization of WNxCy， WNxand WCxfilms for advanced barriers[J].Microelectronic engineering， 2007，84（11）：2460-2465.

[5] 王翠萍，戴拖，盧勇，等.Cu互連中V、V-N和V/V-N薄膜的擴散阻擋性能[J].廈門大學學報（自然科學版），2016，55（06）：810-814.

[6] 張麗麗. ZrN、ZrN/Zr/ZrN及TaN/Zr擴散阻擋層的制備與熱穩(wěn)定性研究[D].哈爾濱：哈爾濱工程大學材料科學與化學工程學院，2009.

[7] WANG S J， TSAI H Y， SUN S C， et al. Thermal stability of sputtered tungsten carbide as diffusion barrier for copper metallization[J].Journal of the Electrochemical Society， 2001， 148（9）： G500.

[8] 韓雪瑩，劉新利，吳壯志，等.含難熔金屬涂層的研究進展[J].材料導報，2020，34（13）：13146-13154.

[9] D?BROWA J， DANIELEWSKI M. State-of-the-art diffusion studies in the high entropy alloys[J].Metals， 2020， 10（3）： 347.

[10] TSAI M H， YEH J W， GAN J Y. Diffusion barrier properties of AlMoNbSiTaTiVZr high-entropy alloy layer between copper and silicon[J].Thin Solid Films， 2008， 516（16）： 5527-5530.

[11] 蔣春霞， 李榮斌， 王馨， 等. 不同氮氣流量AlCrTaTiZr高熵合金氮化物薄膜擴散阻擋性能研究[J]. 表面技術， 2019， 48（10）： 163-171.

[12] CHANG S Y， CHEN D S. （AlCrTaTiZr）N/（AlCrTaTiZr）N0.7 bilayer structure of high resistance to the interdiffusion of Cu and Si at 900℃[J].Materials Chemistry and Physics， 2011， 125（1-2）： 5-8.

[13] LE D D， HONG S K， NGO T S， et al. Microstructural investigation of CoCrFeMnNi high entropy alloy oxynitride films prepared by sputtering using an air gas[J].Metals and Materials International， 2018， 24（6）： 1285-1292.

[14] LEE J， HONG S K. Structural characterization of CoCrFeMnNi high entropy alloy oxynitride thin film grown by sputtering[J].Korean Journal of Materials Research， 2018， 28（10）： 595-600.

[15] 秦海寧，張偉強，柳泉等.磁控濺射制備高熵氧化物薄膜的阻擋擴散性能[J].電鍍與涂飾，2022，41（9）：641-646.

[16] 趙建華，金榮華，紀秀林，等.Al含量對CoCrFeNiTi0.5高熵合金涂層耐沖蝕和耐腐蝕性能的影響[J].材料導報，2023，37（17）：202-207.

[17] YEH J W， CHEN S K， LIN S J，et al.Nanostructuredhigh‐entropy alloys with multiple principal elements： novel alloy design concepts and outcomes[J].Advanced engineering materials，2004，6（5）：299-303.

[18] 李珂，張艷，許波，等.再結晶溫度對Cr20Mn10Fe30Co30Ni10高熵合金組織及性能的影響[J].鑄造，2023，72（2）：125-129.

[19] 蔣春霞，李榮斌，王馨，等.不同氮氣流量AlCrTaTiZr高熵合金氮化物薄膜擴散阻擋性能研究[J].表面技術，2019，48（10）：163-171.

[20] 李榮斌，喬幫威，蔣春霞，等.氮氣含量對AlCrTaTiZrMoNx高熵合金氮化物薄膜擴散阻擋性能的影響[J].材料保護，2018，51（1）：22-27.