在考虑成本的并行推理框架下，实现帕累托最优的可解释性诊断 Ana Chacón-Luna, Miguel Tupac-Yupanqui, Nicolás Márquez, Cristian Vidal-Silva

《Computers》：Pareto-Optimal Explainable Diagnosis Under Cost-Aware Parallel Reasoning Ana Chacón-Luna, Miguel Tupac-Yupanqui, Nicolás Márquez and Cristian Vidal-Silva

　　摘要：为了降低Al2O3陶瓷表面在加速器陶瓷窗口中的二次电子产率（SEY），采用了一种结合TiN薄膜沉积和激光表面纹理化的协同策略。首先通过脉冲直流磁控溅射技术在Al2O3基底上沉积TiN薄膜，并通过系统地表征薄膜形态和化学状态来优化溅射参数，最终确定300 W为最佳沉积条件。随后引入激光表面纹理化技术，创建具有不同几何特征的微结构Al2O3表面。在研究的多种激光功率中，12 W处理的表面显示出最发达的表面形态和最高的粗糙度，表明其具有最有利于电子捕获的地形。SEY测量结果显示，原始Al2O3的SEY为8.2，沉积10 nm TiN薄膜后降至5.5，而在6 W、12 W和18 W下制备的纹理化TiN/Al2O3表面的SEY进一步分别降至2.1、1.0和1.7，其中12 W纹理化TiN/Al20表面的抑制效果最佳。这种性能的提升归因于低SEY TiN表面化学性质与激光纹理化诱导的几何电子捕获之间的协同效应。本研究为构建低SEY Al2O3陶瓷表面提供了有效途径，适用于束流窗口相关应用。

1. 引言
在高功率加速器和高真空射频系统中，带电粒子、电磁场与材料表面的相互作用可能导致低能电子的积累和增殖，从而引发电子云形成或多重倍增放电现象。这些现象可能进一步导致束流不稳定、射频功率下降、局部过热、真空性能恶化甚至表面击穿。因此，二次电子产率（SEY）被广泛认为是控制这类设备运行稳定性的关键表面参数[1,2]。多重倍增效应是射频真空设备中的一种共振现象，其中电子在周期性电场作用下与表面碰撞。当SEY在特定入射能量范围内超过1时，电子数量可能会呈指数级增长，可能导致放电和组件损坏[3]。在高功率连续波操作中，功率耦合器尤其容易在真空侧的内外导体之间发生多重倍增。因此，降低关键内表面的SEY已被证明是抑制电子增殖和提高长期可靠性的有效策略[1]。
Al2O3陶瓷因其优异的电气绝缘性、高热稳定性、良好的机械强度和相对较低的介电损耗而被广泛用于高功率真空窗口、射频耦合窗口及相关绝缘结构[4]。然而，Al2O3表面通常表现出较高的SEY，使其容易在电子轰击条件下发生多重倍增、表面充电和局部击穿等现象。早期对氧化铝射频窗口的研究表明，窗口故障与二次电子引起的表面加热和电子增殖密切相关[5,6]。此外，表面充电和电位积累会进一步加剧陶瓷窗口的服务不稳定。后续研究确认，氧化铝的SEY和充电行为是控制这些组件功率处理能力和故障阈值的主要因素之一[7]。
为了解决陶瓷表面的高SEY问题，TiN薄膜长期以来一直被认为是最具代表性的抗多重倍增材料之一。自20世纪90年代以来，TiN薄膜已被应用于氧化铝射频窗口以抑制电子发射并减轻多重倍增效应[8]。后续研究表明，TiN薄膜可以显著降低Al2O3陶瓷的SEY，且抑制效果强烈依赖于薄膜厚度[9]。Ogura等人报告称，纳米级TiN薄膜可以有效抑制基于氧化铝的表面的SEY[10]。一旦薄膜达到足够的表面覆盖率，SEY可以大幅降低，在某些情况下甚至接近于零。此外，TiN和其他抗多重倍增材料即使在高温下也能保持良好的电子抑制能力，表明它们在工程应用中的潜力[11]。因此，优化Al2O3陶瓷表面上TiN薄膜的沉积参数和厚度是构建低SEY功能表面的实际有效方法。
除了通过功能性涂层改变表面的固有电子发射特性外，表面几何工程也被证明是降低有效SEY的有效方法。其根本机制是，当表面被设计成具有沟槽、孔洞或其他纹理化微结构时，发射的二次电子在逃逸到真空中之前更有可能发生多次碰撞、反射和再吸收。结果，最终离开表面的电子数量显著减少。Pivi等人通过实验和理论证明了沟槽表面上SEY的显著降低[12]。Ye等人使用微孔阵列结构进一步实现了有效的SEY抑制[13]，而Sattler等人阐明了多孔形态抑制SEY和多重倍增的几何机制[14]。这些研究表明，表面微结构提供了一种不同于传统低SEY涂层的调控途径，主要依赖于几何效应实现的电子捕获。
近年来，激光表面工程作为一种有前景的SEY降低方法在加速器相关应用中崭露头角，因其非接触特性、高可控性、与多种材料的兼容性以及能够制造多尺度表面纹理的能力。Valizadeh等人证明了激光烧蚀表面工程可以有效降低SEY以减轻电子云[15]。Calatroni等人系统研究了激光结构化铜表面上SEY的优化[16]。Nivas等人还表明，激光诱导的周期性结构以及在不同加工环境下形成的表面形态可以显著影响SEY[17]。总体而言，激光纹理化通过创建高纵横比微结构或多尺度粗糙界面赋予表面强大的电子捕获能力，因此被认为是制造低SEY表面的重要策略。
尽管TiN涂层和激光表面纹理化在抑制SEY方面都显示出巨大潜力，但大多数现有研究集中在金属基底、单一涂层修改或单一结构调控策略上。关于通过低SEY薄膜和激光诱导微结构联合调控Al2O3陶瓷束流窗口表面SEY的系统研究仍然有限。本研究选择Al2O3陶瓷束流窗口基底作为模型系统。首先通过脉冲直流磁控溅射优化TiN薄膜的沉积参数，然后在优化的溅射条件下在Al2O3基底上引入激光表面纹理化，并沉积不同厚度的TiN薄膜。通过结合表面形态表征、结构分析和SEY测量，系统研究了TiN薄膜和激光诱导表面纹理对Al2O3陶瓷窗口SEY的协同调控机制。本研究预计将为设计用于加速器束流窗口应用的低SEY功能表面提供实验证据和理论支持。

2. 材料与方法
2.1 材料
本研究中使用的99% Al2O3陶瓷购自中国苏州工业园区的Qianrui Ceramic Distributor，并切割成10 × 10 × 1 mm尺寸的样品。在沉积薄膜之前，所有样品依次用丙酮、无水乙醇和超纯水超声波清洗以去除表面污染物和残留油。清洗后，样品在80 °C的烤箱中过夜干燥，随后作为基底使用。丙酮和无水乙醇（纯度≥99%）购自中国上海的中国医药化学试剂有限公司。TiN溅射靶材由中国威海的Element Tech Material Co., Ltd.提供，尺寸为420 × 80 × 4 mm，纯度为99.9%，并将其粘合在428 × 88 × 4 mm的铜背板上。
2.2 激光表面纹理化
使用K20-CS纳秒脉冲光纤激光系统（中国深圳Han’s Laser）对Al2O3陶瓷基底进行激光表面纹理化，以生成表面微结构。该系统配备了20 W IPG激光源、振镜扫描仪、EMCC控制单元、机械平台和相应的控制软件。激光系统的主处理参数包括最大输出功率20 W、脉冲宽度100 ns、重复频率20 kHz、光斑直径15 μm和波长1064 nm。为了研究激光功率对Al2O3表面烧蚀行为及其对TiN薄膜沉积和SEY后续影响，分别在6 W、12 W和18 W三个功率水平下进行激光纹理化处理，其他所有处理参数保持不变以确保可控比较。激光处理后，样品在丙酮和超纯水中超声波清洗30分钟以去除烧蚀过程中产生的残留物。清洗后的样品在80 °C的烤箱中干燥12小时，再用于后续使用。
2.3 通过脉冲直流磁控溅射沉积TiN薄膜
使用北京Technol Science Co., Ltd.制造的JCPF1600脉冲直流磁控溅射系统沉积TiN薄膜。为了最小化残留气体对溅射过程的影响，特别控制了腔室气氛中的残留H2O和O2。每次溅射实验前，使用高温导电 adhesive将Al2O3陶瓷基底安装在样品架上，然后使用样品转移车将样品架移入溅射腔室。溅射前，将腔室抽至8 × 10?4 Pa的基压。为了优化TiN薄膜的溅射条件，溅射压力固定在0.5 Pa，Ar气流量维持在20 sccm，占空比设定为90%。作为最具影响力的参数之一，溅射功率系统地在100、200、300、400和500 W之间变化。沉积过程中，样品架直接放置在TiN靶材前方。达到所需薄膜厚度后，逐渐恢复腔室压力至手套箱的压力，该压力略高于大气压。确定优化后的沉积参数后，进一步制备了厚度为10 nm的TiN薄膜以进行SEY测量。涂覆后的样品随后从腔室中取出用于后续使用。本研究选择10 nm的TiN薄膜厚度，以平衡表面化学改性和保持激光诱导的表面形态。
2.4 二次电子产率
测试前，样品在无水乙醇中超声波清洗10分钟，然后在60 °C的真空烤箱中干燥30分钟。SEY通过Gemini SEM 500（ZEISS，德国奥伯科亨）的电子轰击法进行测量。所有测量都在压力低于1 × 10?5 Pa的高真空腔室内进行，以最小化残留气体的影响。测量系统包括电子枪、样品台、半球形二次电子收集器和数据采集单元。主电子束能量从0.1 keV变化到3 keV，步长分别为0.05 keV（0.1到1 keV）、0.2 keV（1到2 keV）和0.5 keV（2到3 keV）。测量过程中，主电子束垂直入射在样品表面，并同时记录主电子电流和二次电子电流。SEY计算为二次电子电流与主电子电流的比值。所有用于SEY测量的样品列于表1中。
2.5 样品表征
沉积前，在干净的Si基底上引入掩模线以创建阶梯边缘。沉积后，用丙酮部分去除涂层区域以暴露基底，并使用表面轮廓仪（Alphastep D-500，KLA Corporation，美国米尔皮塔斯）测量阶梯高度，以获得薄膜厚度。表面形态使用JEOL JSM-7800F（日本东京）扫描电子显微镜（SEM）在5–15 kV的加速电压下进行检查。通过连接到SEM上的能量分散光谱（EDS）分析元素分布，以评估成分均匀性。这些薄膜的晶体结构是通过使用Bruker D8 Advance衍射仪和Cu Kα射线（λ = 1.5406 ?）进行X射线衍射（XRD）来表征的。衍射图案在20–90°的2θ范围内收集，每步的计数时间为0.15秒。表面化学成分和键合状态通过使用AXIS UltraDLD系统和单色Al Kα射线（1486.6 eV）的X射线光电子能谱（XPS）进一步研究。X射线源的工作功率为150 W，光斑大小为300 × 700 μm2。所有键合能量都是以284.8 eV处的C 1s峰为标准进行校准的。采用激光扫描共聚焦显微镜（LSCM，Leica DCM8）来表征激光纹理化Al2O3陶瓷基材的三维表面形貌，并量化相应的表面粗糙度。

3. 结果与讨论
3.1. TiN薄膜沉积的优化：溅射功率的影响
3.1.1. 扫描电子显微镜（SEM）图像
图1展示了未经处理的Al2O3基材以及在100至500 W不同溅射功率下沉积的TiN薄膜的SEM图像。如图1a所示，未经处理的Al2O3基材具有明显的角度表面、尖锐的边缘和不规则的面貌。TiN沉积后，表面形态变得更加平滑和圆润，表明沉积的TiN薄膜有效地覆盖了原始陶瓷表面并显著改变了其地形特征。从角度基材到更圆润薄膜表面的这种转变表明，在薄膜生长过程中，沉积的物质逐渐填充并桥接了原有的表面凸起。
图1. 不同溅射功率下沉积的TiN薄膜的SEM图像：(a) 未经处理的Al2O3；(b) 溅射功率为100 W；(c) 200 W；(d) 300 W；(e) 400 W；(f) 500 W。尽管在不同溅射功率下沉积的TiN薄膜整体形态相似，但仔细观察可以发现几个重要的差异。首先，沉积后原始基材的形态不再直接可见，证实TiN薄膜在Al2O3表面形成了连续的覆盖层。其次，在某些原始表面凸起位置可以观察到局部凸起的特征，这表明薄膜生长优先发生在已存在的地形位点上。此外，薄膜表面还出现了一些局部结节状或近似球形的颗粒。这些特征与涉及表面成核、岛屿形成和随后聚合的生长过程一致，这在溅射薄膜中很常见，尤其是在地形不均匀的基材上[18]。
在溅射功率低于300 W时（图1b–d），TiN薄膜显得相对较平滑，只能识别出少量细小的表面点。需要注意的是，在这个阶段，TiN薄膜主要起到一个符合层的作用，跟随并平滑Al2O3基材的初始形态，而不是完全重构表面地形。相比之下，随着溅射功率的增加，表面逐渐变得粗糙，并出现了更多微小的结节状特征。这种趋势在500 W时尤为明显（图1f），此时薄膜表面覆盖了更高密度的细小突起。这种形态的变化与沉积速率的变化密切相关。随着溅射功率的增加，沉积速率显著提高（从0.55 nm/min增加到5.9 nm/min），导致更多的溅射物质到达表面。在这种条件下，表面扩散和松弛的时间变得不足，促进了局部聚集和结节状特征的形成（表2）。薄膜形态对溅射功率的依赖性可以归因于沉积速率、能量传递和表面扩散动力学的变化。增加溅射功率通常会提高溅射物质的到达速率，并改变薄膜的生长模式，当生长速率过高时，会导致局部聚集和粗糙化[19]。先前研究中也报告了溅射薄膜的晶粒尺寸、表面粗糙度和形态异质性的类似功率依赖性增加[20]。从表面质量的角度来看，SEM结果表明，过高的溅射功率不利于获得均匀的TiN薄膜。特别是沉积在500 W下的薄膜表现出最明显的细小点或结节状形态，表明表面异质性增强。相比之下，在较低和中等功率下制备的薄膜，尤其是在300 W以下，显示出较少的这类特征和相对较平滑的表面。因此，虽然本研究中调查的所有溅射功率都能形成TiN覆盖的表面，但适度的溅射功率似乎更有利于产生形态更均匀的TiN薄膜，这预计对后续的SEY调节和性能评估有利。

表2. 不同溅射功率下TiN薄膜在Al2O3基材上的沉积速率。

3.1.2. XRD
为了评估沉积后的相结构，使用在300 W下制备的样品进行了XRD表征。如图2所示，所有衍射峰都可以归因于Al2O3基材，并与标准卡片（PDF #78-2426）非常吻合。没有检测到与TiN相关的额外衍射峰，衍射谱与未经处理的Al2O3基材的基本相同，表明在当前的测量条件下，衍射谱主要由Al2O3基材主导。TiN相关峰的缺失可以合理归因于极薄的薄膜厚度，其衍射强度相对于陶瓷基材的强烈反射来说太弱。在常规的θ-2θ XRD测量中，超薄薄膜的衍射常常被基材信号掩盖，特别是当沉积层只有几纳米厚或晶体体积有限时[21]。

3.1.3. XPS
与XRD相比，XPS对表面的敏感性更高，因此更适合探测厚度在近表面分析深度内的超薄膜[22]。鉴于这一点，为了进一步澄清沉积薄膜的化学状态并补偿常规XRD对超薄层的有限敏感性，对在100、300和400 W下制备的TiN薄膜进行了XPS测量，这些代表了本工作中观察到的三种典型状态（图3）。
图3. 不同溅射功率下沉积在Al2O3基材上的TiN薄膜的高分辨率XPS谱：(a) Al 2p；(b) O 1s；(c) C 1s；(d) Ti 2p；(e) N 1s。所示谱图对应于在100、300和400 W下制备的代表性样品。在图3a的Al 2p谱中，100 W下沉积的样品可以分解为两个组分，分别位于大约71.43 eV和74.7 eV，分别对应于Al（金属）物种和Al2O3中的晶格Al[23]。这两个组分的共同存在表明，100 W下沉积的TiN薄膜太薄或不连续，无法在XPS探测深度内完全屏蔽基材信号。相比之下，300 W下沉积的样品没有检测到明显的Al相关峰，表明基材表面被TiN薄膜有效覆盖。对于400 W下沉积的样品，虽然出现了Al 2p信号，但它被Al2O3相关组分主导，强度相对较高。这一结果表明，尽管在400 W下实现了薄膜沉积，但表面可能包含缺陷、针孔或局部不均匀区域，使得基材相关信号再次被部分检测到。这种行为与SEM观察结果一致，即更高的溅射功率倾向于产生更粗糙和更异质的表面形态。
所有三个样品的O 1s谱可以用三个组分来拟合，分别对应于碳酸盐、Al2O3晶格氧和氢氧化物，大致位于531.1 eV（碳酸盐），523.0 eV（Al2O3）和532.2 eV（氢氧化物）[24]。这些与氧相关的组分在所有溅射功率下都持续存在，因为Al2O3陶瓷基材仍然是近表面区域中主要的含氧相。此外，氧化物表面在暴露于大气中后通常会观察到羟基和碳酸盐物种。因此，O 1s结果表明，即使经过TiN沉积后，检测到的表面化学成分仍然包含大量来自基材相关氧化物物种和吸附的含氧污染物的贡献。
所有样品的C 1s谱可以分解为三个组分，分别对应于C-C/C-H、O-C=O和C-O-C，大致位于284.8 eV（C-C/C-H）、288.7 eV（O-C=O）和285.9 eV（C-O-C）[25]。其中，C-C/C-H峰主要来源于外来的碳氢化合物污染，也被用于键合能的校准。含氧碳物种归因于空气暴露和样品转移过程中形成的吸附表面污染物。由于所有样品都观察到相似的C 1s特征，因此认为碳信号主要来自表面污染，而不是TiN薄膜本身。
图3d中的Ti 2p谱提供了TiN成功沉积的更直接证据。对于100 W下沉积的样品，没有检测到明显的Ti 2p信号，进一步证实了在这种情况下沉积的层要么太薄，要么不连续，无法产生可分辨的Ti相关光电子信号。相比之下，300和400 W下沉积的样品都表现出与TiN相关的特征性Ti 2p双峰，Ti 2p3/2和Ti 2p1/2峰分别位于大约464.2 eV和458.2 eV[26]。此外，还在大约470.3 eV和460.2 eV观察到了卫星峰，这些特征在TiN表面的自洽拟合中很常见[25]。TiN主双峰及其卫星结构的出现证实了300和400 W下沉积的薄膜中形成了Ti-N键合环境。
图3e中的N 1s谱进一步支持了这一结论。100 W下制备的样品没有检测到明显的N相关信号，这与没有明显的Ti 2p峰完全一致，表明在这种条件下没有有效建立化学上可识别的TiN层。相反，300和400 W样品的谱可以分解为两个组分，分别位于大约396.6 eV（TiN相关的N）和398.6 eV（N-O）。根据本研究中使用的拟合模型，较低键能的组分被归因于TiN相关的氮物种，表示为N3+，而较高键能的组分对应于N-O物种。重要的是，300 W样品中TiN相关氮组分的相对贡献更大，而400 W样品中这一组分的贡献相对较低，N-O物种的贡献更明显。这表明300 W下去沉积的薄膜包含更占主导的Ti-N键合环境，而400 W下去沉积的薄膜受到表面氧化、缺陷相关键合或局部化学异质性的更大影响。
综上所述，300 W下沉积的样品显示出最有利的特征组合，包括有效抑制了Al信号、清晰的TiN相关Ti 2p峰及其卫星结构，以及占主导的TiN相关N 1s组分。从理论上讲，这一结果可以理解为薄膜连续性和生长诱导的缺陷形成之间的平衡。在溅射功率不足时，溅射物质的通量太低，无法在陶瓷表面快速建立连续的TiN层，导致覆盖不完全和基材持续暴露。然而，在过高的功率下，增加的沉积速率和高能量的粒子轰击会促进非均匀生长、局部粗糙化和缺陷生成，从而恶化近表面区域的化学均匀性。300 W的中间功率似乎提供了沉积效率和表面稳定性之间的最佳平衡，使得形成更加连续和化学上定义更明确的TiN薄膜成为可能。

3.2. 激光纹理化Al2O3陶瓷的微观结构
3.2.1.为了进一步降低Al2O3陶瓷基底的秒电子发射（SEY），引入了激光表面纹理化技术来构建能够增强电子捕获的表面微观结构。还需要注意的是，本研究中使用的TiN薄膜仅有10纳米厚。沉积后，表面形貌主要仍受基底拓扑结构的控制。因此，这里仅展示了在6、12和18瓦激光功率下，经过10纳米TiN沉积处理后的Al2O3基底的扫描电子显微镜（SEM）和激光扫描共聚焦显微镜（LSCM）结果（见图4和图5）。图4显示了在不同激光功率下进行激光表面纹理化处理后，带有10纳米TiN层的Al2O3基底的SEM图像：(a) 原始基底；(b) 6瓦激光处理；(c) 12瓦激光处理；(d) 18瓦激光处理。图5展示了在不同激光功率下进行激光表面纹理化处理后Al2O3基底的三维LSCM图像和表面粗糙度：(a) 原始基底；(b) 6瓦激光处理；(c) 12瓦激光处理；(d) 18瓦激光处理。如图4a所示，原始基底的加工表面相对不均匀，没有明显的激光诱导的形貌特征。在6瓦激光处理后（见图4b），表面上开始出现由烧蚀作用形成的结构，表明入射激光能量足以引发局部材料去除和表面重构。然而，纹理化形貌在空间上仍然不均匀，某些区域改造不够充分。这表明6瓦的激光能量密度不足以在整个扫描区域内实现完全且均匀的烧蚀。当激光功率增加到12瓦（见图4c）时，表面形貌发生了显著变化，几乎完全被烧蚀形成的特征所覆盖。与6瓦样品相比，纹理化层变得更加连续，并形成了粗糙的、层次分明的重构表面。这种形貌表明激光与材料的相互作用达到了更适宜的状态，在这种情况下，熔化、蒸发、再沉积和反复的局部重构共同产生了丰富的表面起伏。从SEY调节的角度来看，这种完全发展的微结构表面是有利的，因为它可以提供更复杂的电子传输路径和更高的二次电子捕获概率[15]。在更高的18瓦激光功率下（见图4d），表面形态再次发生变化。尽管表面得到了强烈改造，但烧蚀强度过大，导致原有的粗糙纹理特征大部分被破坏，使得表面看起来更加细腻和均匀。换句话说，过强的烧蚀导致了过多的材料去除和表面重新熔化，减少了有利于电子捕获的明显几何特征。这一观察结果表明，增加激光功率并不一定能够单调地提高表面纹理化的效果。相反，似乎存在一个最佳处理窗口：功率不足会导致纹理化不完全，而功率过大可能会过度熔化表面，从而降低抑制SEY所需的结构复杂性。

3.2.2 LSCM
原始基底和经过激光纹理化处理的Al2O3基底的三维表面拓扑结构如图5所示。与原始基底相比，所有经过激光处理的表面都显示出更高的几何复杂性。对于原始基底，表面总体上较为平坦，算术平均高度Sa为0.45微米，表明高度波动较小。在6瓦激光处理后（见图5b），表面变得明显粗糙，Sa值增加到1.66微米。这一结果表明，施加的激光能量足以引发局部烧蚀和表面重构，但形成的特征仍然相对较浅且空间分布有限。当激光功率增加到12瓦时，表面拓扑结构发生了显著变化，显示出所有样品中最高的高度变化程度。相应地，Sa值急剧上升至10.01微米，表明在这种条件下形成了最发达和复杂的表面结构。当激光功率进一步增加到18瓦时，表面虽然仍然比原始基底粗糙，但Sa值降至3.62微米，远低于12瓦样品的值。这表明过高的激光功率并不会进一步增强表面复杂性。相反，过强的烧蚀可能会导致过多的材料去除和局部重新熔化，部分破坏了之前形成的粗糙特征，导致表面相对更加细腻和均匀。

总体而言，SEM图像、三维拓扑结构和粗糙度分析都表明，激光烧蚀显著增加了Al2O3基底的表面粗糙度，其中12瓦激光处理的样品表现出最明显的表面重构和最高的Sa值。从SEY抑制的形态优化角度来看，这种条件在所研究的激光功率中是最有利的。

3.2.3 XPST
为了进一步明确激光纹理化引起的表面化学变化，在12瓦激光处理后的Al2O3基底上进行了X射线光电子能谱（XPS）分析，该样品在SEM和LSCM结果中表现出最发达的表面形态。如图6所示，高分辨率光谱包含了Al 2p、O 1s和C 1s信号，提供了关于激光纹理化表面化学状态的信息。在Al 2p光谱中，只观察到一个归属于Al2O3的峰，位于大约74.7电子伏特。与未经处理的样品相比，没有检测到与金属铝相关的成分，这可能是由于纳秒级激光烧蚀涉及强烈的局部加热、熔化和快速再固化，这些都可能在处理过程中或之后强烈促进表面氧化。此外，激光诱导的熔化和再固化可能会移除或掩盖与未完全氧化或局部不均匀表面区域相关的微弱金属铝信号，使得XPS探测深度内的表面主要为氧化铝主导[27]。同时，在O 1s和C 1s光谱中也检测到了氢氧化物、碳酸盐和相关污染成分。

为了进一步评估激光纹理化对后续TiN薄膜沉积行为的影响，在经过6、12和18瓦激光处理并在优化溅射功率（300瓦）下镀有TiN的Al2O3基底上进行了XPS测量。如图7所示，光谱包括了Al 2p、O 1s、C 1s、Ti 2p和N 1s，从而可以比较不同激光纹理化表面的基底相关和薄膜相关的化学状态。在Al 2p光谱中，任何经过激光纹理化的样品在TiN沉积后都没有检测到明显的铝相关峰，表明沉积的TiN薄膜有效地抑制了基底信号在XPS探测深度内的信号。值得注意的是，12瓦激光处理的样品表现出最强的屏蔽效应，Al 2p信号几乎消失。相比之下，6瓦和18瓦激光处理的样品仍然显示出微弱的残留铝相关特征。这一结果表明，在12瓦激光处理的表面上沉积的TiN薄膜实现了最有效的表面覆盖。考虑到上述形态学结果，这种行为可能与12瓦时形成的更发达和相互连接的表面纹理有关，为TiN薄膜的锚定和覆盖提供了有利的拓扑基础。相比之下，6瓦时不完全的纹理化和18瓦时过强的烧蚀/重新熔化可能导致局部薄膜连续性较差，从而使基底信号仍然可检测到。

O 1s和C 1s光谱对于所有三个样品来说大致相似：O 1s光谱可以分解为碳酸盐、Al2O3晶格氧和氢氧化物，而C 1s光谱则包含C-C/C-H、O-C=O和C-O-C成分，表明近表面区域仍然保留了氧化物基底的贡献以及暴露于空气时引入的额外碳和含氧吸附物。Ti 2p和N 1s光谱清楚地显示了所有三个激光纹理化样品的TiN相关特征，包括Ti 2p中的特征性双峰结构以及N 1s中的TiN相关氮成分，确认了TiN薄膜在所有纹理化表面上成功沉积，并且它们的整体TiN化学状态大致相当。XPS结果表明，三种激光功率下TiN涂层的表面化学状态大致相似，所有样品都表现出明显的TiN相关特征。最显著的差异在于基底相关铝信号的抑制程度，其中12瓦样品的抑制效果最强。这表明12瓦激光处理的表面为实现有效的TiN覆盖提供了最有利条件。更重要的是，由于TiN在所有三个纹理化表面上都成功形成，并且它们之间的整体化学状态差异相对较小，因此后续SEY的变化主要由表面几何形状的差异决定，而不是内在表面化学的显著差异。

图8显示了五个样品的SEY曲线，包括原始Al2O3基底、镀有TiN薄膜的Al2O3基底，以及在不同激光功率（6、12和18瓦）下经过激光纹理化处理后镀有TiN薄膜的Al2O3基底。原始Al2O3样品在整个测试能量范围内表现出最高的SEY，最大值为8.2，表明未经处理的陶瓷表面具有固有的强电子发射倾向。这一结果与先前的研究一致，即基于氧化铝的绝缘表面通常具有较高的SEY，因此在真空电子和加速器环境中容易发生电子倍增和多普勒效应[7]。在平坦的Al2O3基底上沉积10纳米厚的TiN薄膜后，最大SEY显著降低到5.5，表明TiN本身可以有效减少SEY。尽管TiN薄膜显著抑制了SEY，但其值仍然相对较高，表明仅靠化学改性不足以在当前系统中实现强SEY抑制。

在引入激光表面纹理化处理之后，SEY的降低更为明显。这一结果清楚地表明，激光纹理化提供了额外的、主导性的抑制效应，超出了TiN薄膜本身的效果。这种行为与结构化表面的已知机制非常一致，即几何特征可以延长低能量二次电子的逃逸路径，增强多次散射和捕获，从而大大降低有效SEY[12]。更重要的是，三个纹理化样品之间的SEY变化与SEM和LSCM揭示的表面形态有明显的相关性。在三个纹理化样品中，12瓦激光处理的样品表现出最低的最大SEY，约为1.0，这与最发达的表面形态和最高的粗糙度（Sa = 10.01微米）相对应，也对应最强的抑制效果。这与SEM和LSCM的结果一致，显示12瓦条件产生了最发达和复杂的表面形态以及最高的粗糙度（Sa = 10.01微米）。这种层次分明的重构表面预计将提供最多的几何捕获位点和最曲折的电子逃逸路径，从而最大化电子在进入真空之前的重新捕获概率。相比之下，6瓦激光处理的样品显示出更高的最大SEY，为2.1，这可以归因于不完全的纹理化和表面结构的相对有限发展，如SEM结果中所观察到的。在这种情况下，不足的几何复杂性降低了电子捕获的效果。18瓦激光处理的样品虽然仍然优于未经纹理化的TiN涂层表面，但其最大SEY高于12瓦样品，这与形态学分析一致，表明过强的激光功率导致了过度烧蚀和部分重新熔化，降低了结构层次和表面粗糙度（Sa = 3.62微米），从而削弱了几何捕获效果。如表3所示，尽管已经报道了多种低电子发射（SEY）材料，例如TiN和碳基涂层，但本研究在Al2O3陶瓷基底上实现了SEY的显著降低，并进一步证明了将TiN薄膜沉积与激光诱导的表面纹理化相结合可以提供更强的抑制效果。表3显示了文献中报道的低SEY涂层材料以及本研究的成果。

3.4 协同SEY抑制机制
本研究中SEY的抑制效应源于TiN薄膜和激光表面纹理化的协同作用（图9）。这两种策略通过不同的但互补的机制发挥作用。TiN薄膜主要降低了Al2O3表面的固有电子发射能力，而激光纹理化则通过引入几何捕获效应来降低发射的二次电子的逃逸概率。与未经处理的Al2O3相比，TiN薄膜能够有效抑制二次电子的产生。TiN薄膜用一种固有SEY较低的材料替换了高SEY的陶瓷表面。激光表面纹理化的作用是重构表面几何形态，从而改变二次电子生成后的传输路径。当二次电子从相对平坦的表面发射时，它们更有可能逃逸到真空中。相比之下，当表面覆盖有沟槽、孔洞、凸起或层次化粗糙结构时，发射的电子更有可能与附近的侧壁和特征发生多次碰撞，导致反复散射并最终被重新捕获。这种协同效应源于这两种机制在SEY过程中作用的不同阶段：TiN薄膜减少了二次电子的初始生成，而纹理化形态抑制了这些电子的后续逃逸，共同形成了一个电子发射能力更低、电子逃逸概率也更低的复合表面。

4. 结论
本研究提出了一种结合TiN薄膜沉积和激光表面纹理化的复合策略来抑制Al2O3陶瓷基底的SEY。主要结论如下：
(1) 通过脉冲直流磁控溅射成功在Al2O3基底上沉积了TiN薄膜，溅射功率对薄膜形态和化学状态有显著影响。在所研究的条件下，300 W的溅射功率在薄膜覆盖率、表面均匀性和TiN相关化学状态特性之间提供了最理想的平衡。
(2) 激光表面纹理化有效地重构了Al2O3基底的表面形态，并显著增加了表面粗糙度。在12 W功率下处理的样品表现出最发达的表面结构和最高的粗糙度，表明其具有最有利于二次电子捕获的几何特征。
(3) SEY测试结果表明，TiN薄膜沉积和激光表面纹理化都对SEY的抑制有所贡献，而它们的结合产生了更强的效果。最大SEY从未经处理的Al2O3基底的8.2降低到TiN薄膜沉积后的5.5，然后在6 W、12 W和18 W功率下处理的激光纹理化TiN/Al2O3样品中分别进一步降低到2.1、1.0和1.7。在所有样品中，12 W功率下处理的激光纹理化TiN/Al2O3表面表现出最佳的抑制性能。
(4) 增强的SEY抑制效应源于低SEY TiN表面化学性质和激光诱导的几何捕获的协同作用。TiN薄膜降低了Al2O3表面的固有电子发射能力，而纹理化形态增加了电子的散射、重新捕获和再吸收，从而降低了二次电子的逃逸概率。这种协同作用是纹理化TiN/Al2O3表面具有更优异SEY抑制效果的根本原因。