面向多晶金剛石的等離子體高效拋光技術

摘要 作為一種典型的難加工材料，多晶金剛石的拋光存在著材料去除率低、損傷引入較多、難以獲得亞納米級粗糙度等諸多問題。采用一種基于大氣電感耦合等離子體的非接觸式加工方法，在純氬等離子體中引入氧氣作為反應氣，激發產生高活性氧自由基，并在多晶金剛石表面不同位點處發生差異化刻蝕，最終實現多晶金剛石的高效拋光。研究結果表明：隨著含氧等離子體輻照的進行，多晶金剛石表面晶粒尖端位點被快速去除，晶粒間的高度差大幅下降，且金剛石表面粗糙度Sa在30 min內從10.10μm降低至93.70 nm，材料去除率可達34.4μm/min，遠高于傳統的機械或化學機械拋光方法。拉曼光譜與X射線衍射譜分析表明，該拋光方法未引入非晶碳或新應力損傷，不改變多晶金剛石表面晶粒取向。該方法可作為一種多晶金剛石粗拋技術，與化學機械拋光、紫外激發拋光等精拋工藝相結合，顯著提升多晶金剛石的綜合拋光效率。

關鍵詞 多晶金剛石；高效拋光；大氣電感耦合等離子體；高活性氧自由基

中圖分類號 TQ164文獻標志碼 A

文章編號1006-852X（2024）05-0553-10

DOI碼10.13394/j.cnki.jgszz.2023.0281

收稿日期2023-12-27 修回日期 2024-03-11

作為最寶貴的礦物材料之一，金剛石內部的碳原子以sp3形式雜化形成強的碳碳共價鍵，鍵能高達347.5 kJ/mol，具有很強的化學惰性，常溫常壓下耐酸耐堿，難以被氧化，只有在高溫環境下才能夠被強氧化劑等的熔融體輕微氧化或溶解[1]。此外，金剛石獨特的成鍵特點和晶體結構也使其具有極為優越的物理特性，例如：高達2 200 W/（m?K）的熱導率，5.47 eV的帶隙寬度[2]，幾乎在全波段均具有極高的光學透過率以及高達100 GPa的維氏硬度[3-4]。這些特性使得金剛石成為優異的散熱襯底、半導體、光學窗口和耐磨損涂層材料，并廣泛應用于電子器件、超精密加工等諸多領域[5-8]。

目前，高質量單晶金剛石的生產成本高，且生長技術還不夠成熟，難以獲得大尺寸的晶圓，無法滿足光電器件的應用需求。因而，成本更低、尺寸更大、性能相近的多晶金剛石成為市場應用主流[9]。然而，多晶金剛石生長過程中會發生晶粒的競爭性生長，這往往會引入較多的位錯、孿晶等內部缺陷，且表面上各晶粒雜亂分布，起伏嚴重，無法滿足各應用領域對金剛石高表面質量的要求[10-11]。另一方面，多晶金剛石極強的化學惰性和極高的硬度也使得其成為典型的難加工材料。若采用傳統的機械拋光加工金剛石，則過程中往往伴隨著大載荷和高轉速，不可避免地引入劃痕、坑點、非晶層等表面與亞表面損傷[12]。化學機械拋光可以借助氧化還原試劑或堿性膠體溶液，在金剛石拋光過程中引入化學反應，能夠在較小載荷和轉速的條件下使金剛石表面粗糙度降低至3 nm以下，實現多晶金剛石的精拋光。但這種方法往往也需要數小時的加工時長，加工效率較低，限制了多晶金剛石的工業化應用[13-14]。因此，研究開發出高效低損傷的多晶金剛石拋光方法對于促進其應用發展具有重要意義。

除了傳統的機械拋光和化學機械拋光方法，一些新的方法被相繼提出并用于多晶金剛石的拋光。WATANABE等[15]結合紫外誘導光化學反應，氧化金剛石上層碳原子，并使碳原子在高溫和高壓作用下以CO/CO2氣體形式去除，能夠在60 min內將粒徑＜1μm的多晶金剛石表面粗糙度Ra從30 nm降低至5.2 nm，材料去除率可達2.0μm/h，可實現多晶金剛石的精拋光。LIANG等[16]提出采用三維高速動態摩擦的拋光方法實現多晶金剛石的拋光，該拋光方法借助金剛石的高速滑動和多維運動避免了拋光過程中嚴重的單向劃痕并提升了拋光效率，最終將多晶金剛石的表面粗糙度Ra降低至5.7 nm（60μm×60μm），局部非晶界區粗糙度甚至小于0.5 nm。然而，該拋光方法存在復雜冗長的前段研磨工序，大大降低了多晶金剛石的拋光效率。LU等[17]采用高速旋轉的陶瓷結合劑金剛石砂輪誘導多晶金剛石表面石墨化，并通過機械和熱氧化作用去除石墨化黑層，當金剛石砂輪轉速達到1 350 r/min時，多晶金剛石表面粗糙度Sa降低至0.548 nm（30.0μm×30.0μm），但這種高速旋轉的研磨拋光方法會在金剛石基底中引入含有層錯和微裂紋的損傷層，使得金剛石的表面質量惡化。為進一步提高多晶金剛石的拋光效率，陸續出現了一些高效的粗拋光工藝。OGAWA等[18]對比納秒脈沖激光和飛秒脈沖激光加工多晶金剛石，發現利用飛秒脈沖激光可以使多晶金剛石表面粗糙度Ra降低至0.022μm，材料去除率為0.004 mm3/s，且表面幾乎無石墨層存在。RALCHENKO等[19]利用金剛石微顆粒在強超聲波的沖擊作用下對金剛石表面造成損傷去除，在5 min內使多晶金剛石表面粗糙度Ra從5μm左右降低至0.5μm左右，顯著提升了多晶金剛石的粗加工效率。

上述多晶金剛石拋光方法大多局限于利用機械應力或石墨化轉變去除的方式實現多晶金剛石材料的拋光，去除過程中往往會引入機械作用誘導的亞表面損傷缺陷或非金剛石碳，影響多晶金剛石原有的材料特性。相比之下，無應力的拋光方法不涉及材料的塑性變形去除，且不會引入形變層和殘余應力，具有獲得高品質表面的優勢，有望實現多晶金剛石的無損傷拋光。在本研究中，采用一種基于大氣電感耦合等離子體的拋光方法來實現多晶金剛石的高效拋光。該拋光方法基于等離子體原子選擇性刻蝕的機理，即材料粗糙表面雜亂分布有成鍵狀態不同的原子，原子活化能因其不同成鍵狀態存在差異，成鍵更少的原子活化能更低，等離子體中的反應性活性粒子優先與這些活化能低的原子發生反應去除，直到表面原子成鍵狀態均一，實現拋光效果[20-21]。實驗中，采用高溫含氧等離子體，借助高活性氧自由基對金剛石表面不同成鍵狀態碳原子的差異化刻蝕去除，能將多晶金剛石表面粗糙度Sa從10.1μm迅速降低至93.7 nm，材料去除速率可達34.4μm/min。多晶金剛石拋光后無其他非晶碳和新應力損傷引入，表面晶粒取向不發生變化。因此，該方法可作為一種多晶金剛石粗拋光新技術，結合化學機械拋光、紫外激發拋光等精拋光技術，大幅提升多晶金剛石的綜合拋光效率。

1實驗材料與方法

1.1實驗原料

實驗采用由直流電弧等離子體噴射化學氣相沉積工藝制備的多晶金剛石樣品，厚度為1 mm，尺寸為3 mm×3 mm。樣品表面為晶粒競爭性生長原始形態，未經過其他研磨與拋光處理。金剛石樣品在實驗前經無水乙醇、純水各超聲清洗10 min。實驗過程中采用高純Ar、O2作為等離子體氣體源（純度≥99.999%，深圳市華特鵬特種氣體有限公司）。

1.2實驗設備及具體操作

實驗采用的大氣電感耦合等離子體設備如圖1所示。

設備主要由6個部分組成，即等離子體工作區、射頻電源、電火花點火器、匹配器、質量流量控制器和水冷機。等離子體工作區主要有樣品臺、同軸玻璃炬管以及射頻線圈。加工時，在玻璃炬管外管通入Ar作為冷卻氣，內管通入Ar和O2分別作為載流氣和反應氣，打開電火花點火器提供種電子，載流氣在射頻磁場的作用下發生電離，產生穩定的等離子體，并進一步實現反應氣的解離與電離。金剛石樣品放置于等離子體正下方，被等離子體射流完全覆蓋，其表面碳原子能夠與等離子體中活性粒子充分接觸。停止加工時，關閉射頻電源和O2，并將樣品迅速上移，用純氬屏蔽冷卻，以防止大氣中的O2在高溫下與金剛石表面發生刻蝕作用。

1.3實驗參數

在金剛石拋光過程中，所采用的具體實驗參數如表1所示。其中，氣體流速單位以標準狀態下每分鐘流出氣體體積（L）計算，用slm表示；或以標準狀態下每分鐘流出氣體體積（cm3）計算，用sccm表示。

在等離子體作用下，金剛石表面饋入大量熱量，表面溫度在短時間內快速上升，具體溫度變化曲線如圖2所示。激發等離子體后，金剛石樣品表面平均溫度迅速上升，僅100 s溫度便達到1 400℃，之后溫度緩慢上升，直到金剛石表面達到熱平衡狀態，溫度穩定在1 500.2℃左右。拋光結束后，關閉等離子體，金剛石表面溫度也迅速下降。

1.4表征手段

為分析拋光過程中材料的去除率，采用精度為0.01 mg的超精密天平（XSR105，Mettler Toledo）來測量多晶金剛石拋光前后的質量，其材料去除率計算公式為：

式中：Δm為拋光前后金剛石樣品質量差，ρ為金剛石密度（ρ=3.5 g/cm3），S為金剛石拋光面積，t為拋光時間。

拋光過程中多晶金剛石表面溫度采用紅外熱成像儀（Flir T660）測定，測定前采用熱電偶對多晶金剛石表面熱輻射率進行校準，校準值為0.70。等離子體中各粒子強度分別采用光學發射光譜（Ocean Optics USB2000+UV-VIS-ES）來表征。

多晶金剛石表面形貌變化采用激光掃描共聚焦顯微鏡（Keyence VK-X1000）和掃描電子顯微鏡（ZEISS Merlin）來觀察，表面不同范圍內粗糙度Sa分別用掃描白光干涉儀（Taylor Hobson CCI）和原子力顯微鏡（Bruker Dimension Edge）來表征分析。

采用532 nm激光源的拉曼光譜儀（Horiba Lab-RAM HR Evolution）檢測拋光前后金剛石表面化學成分的變化。此外，采用X射線衍射儀（Rigaku Smartlab）來分析拋光前后金剛石表面晶粒取向。

2實驗結果與討論

2.1拋光結果

圖3所示為等離子體光學發射光譜的分析結果。由圖3可知：純氬等離子體激發后會產生Ar自由基、N2+、O2+和O+，其中Ar自由基是由Ar電離產生的，而N2+、O2+和O+等離子來自空氣中O2與N2的電離。相較于純氬等離子體，含氧等離子體在777.3 nm處還存在一個特征峰，該特征峰對應于氧自由基的存在，即O2的引入會促進氧自由基的產生，而高活性氧自由基能夠與多晶金剛石表面上的碳原子在高溫下發生化學反應，生成CO或CO2，從而實現多晶金剛石的材料去除。

圖4所示為采用純氬等離子體處理后，金剛石粗糙表面未能得到改善，表面質量甚至會進一步惡化，沒有拋光效果，如圖4a所示；而經含氧等離子體處理后，多晶金剛石表面產生了明顯的拋光效果，在激光掃描共聚焦顯微鏡下能夠觀察到相對平整的表面，金剛石原始表面上競爭性生長的晶粒尖端和凸起結構被去除，表面粗糙度Sa顯著降低，具體如圖4b所示。

圖5所示為多晶金剛石在不同拋光時間段的表面掃描電子顯微鏡圖像，左側圖像為大標尺下的表面形貌，右側圖像為局部區域放大圖像。如圖5a所示，多晶金剛石初始表面極其粗糙，表面形貌起伏嚴重，晶粒結構棱角分明。圖5b則表明，在含氧等離子體輻照多晶金剛石表面30 s后，上層凸出的晶粒尖端結構被逐漸去除，晶粒棱角也逐漸變鈍。繼續延長輻照時間至2 min，金剛石表面晶粒高度差整體下降，形成相對平坦的表面，如圖5c所示。隨著輻照時間的進一步延長，金剛石表面局部高位點也被進一步去除，表面主要由不同晶粒及其晶界組成，局部區域還存在晶粒生長過程中殘留的間隙，如圖5d～圖5f所示。拋光達到30 min時，金剛石表面各晶粒達到較光滑的水平，但晶粒之間還存在起伏的晶界區，金剛石表面難以達到全局光滑。

在含氧等離子體拋光多晶金剛石過程中，金剛石原始粗糙表面上雜亂分布有大量成鍵狀態不同的碳原子。在金剛石晶粒尖端處，碳原子僅與下層碳原子相連，同基底碳原子相比，這些碳原子往往成鍵較少，反應活化能更低，當等離子體充分輻照表面時，高活性氧自由基會優先與這類碳原子發生反應，使得晶粒尖端在拋光初始階段被優先去除，金剛石表面高低起伏下降。繼續延長拋光時間，表面上成鍵較少的碳原子數量下降，在局部區域碳原子成鍵狀態趨向均一，金剛石表面整體上也漸趨平坦。然而，多晶金剛石各晶粒之間存在晶界缺陷，該處碳原子排列及成鍵方式復雜，高活性氧自由基難以有效實現該區域內碳原子的差異化去除，限制了多晶金剛石全局拋光的效果。

2.2粗糙度演變分析

圖6展示了拋光過程中金剛石表面的粗糙度變化，測量區域為400μm×400μm。如圖6a所示，多晶金剛石原始樣品存在高達150.00μm的表面起伏，表面粗糙度Sa為10.10μm。圖6b顯示，拋光30 s后多晶金剛石表面粗糙度略微下降至9.74μm，但表面起伏大幅下降。圖6c～圖6e表明：隨著拋光的進行，金剛石表面粗糙度開始顯著下降，拋光至10 min時，金剛石表面粗糙度已降低至324.00 nm。圖6f顯示，繼續延長拋光時間，可以明顯觀察到多晶金剛石表面各晶粒和彼此之間的界面，此時金剛石表面粗糙度Sa已下降至93.70 nm。通過30 min的等離子體輻照處理，多晶金剛石表面粗糙度顯著降低，實現了多晶金剛石的高效拋光。

為深入了解多晶金剛石的拋光過程，采用原子力顯微鏡進一步分析金剛石表面更小尺度（20μm×20μm）的形貌及表面粗糙度Sa變化情況，具體結果如圖7所示。由圖7a可知：多晶金剛石原始樣品表面分布有隨機取向的晶粒，晶粒棱角分明，彼此之間有較大的高度差，表面粗糙度Sa為386.00 nm。如圖7b和圖7c所示，經過30 s拋光處理后，金剛石表面粗糙度略微下降至362.00 nm；而拋光2 min后，金剛石內部晶粒之間的微孔隙有所暴露，導致局部區域產生坑狀結構，此時金剛石表面不同晶粒之間的高度差依然較大，金剛石表面粗糙度為96.20 nm。圖7d和圖7e表明：拋光5和10 min后，金剛石表面晶粒間的高度差不再明顯，表面粗糙度分別降低至30.20和29.10 nm。圖7f顯示，當拋光30 min時金剛石表面粗糙度最低，達到21.40 nm。此時表面無晶界區（3μm×3μm）A與B的表面粗糙度Sa可分別達到2.53和3.60 nm，而晶界區C（3μm×3μm）的表面粗糙度Sa為31.30 nm。雖然拋光30 min后多晶金剛石表面依然存在有廣泛的晶界區和一定的晶粒高度差，但通過該拋光方法，多晶金剛石的表面粗糙度可以在短時間內發生顯著改善，局部區域粗糙度也可以降低至納米水平，能夠實現多晶金剛石的高效粗拋光。

拋光過程中不同范圍內表面粗糙度Sa變化如圖8所示。由圖8可知：隨著拋光時間的延長，多晶金剛石表面粗糙度顯著下降。拋光20 min時，金剛石表面小范圍內平均粗糙度穩定在20.00 nm左右。此時，金剛石表面大范圍內粗糙度仍在繼續變化。當拋光30 min時，金剛石表面大范圍內平均粗糙度降為130.00 nm左右。繼續延長時間，大范圍和小范圍內粗糙度均不會發生顯著改善，達到含氧等離子拋光多晶金剛石極限。

2.3材料去除率分析

含氧等離子體拋光多晶金剛石過程中可以實現超高的材料去除率，具體結果如圖9所示。在拋光前30 s過程中，多晶金剛石的材料去除率可以達到44.3μm/min。隨著拋光的進行，金剛石的材料去除率逐步下降，直到拋光20 min時，材料去除率達到34.4μm/min，此時材料去除率趨于穩定。在多晶金剛石拋光初始階段，樣品表面未經任何加工處理，表面存在隨機性分布的晶粒，各晶粒之間存在有比較大的高度差，表面起伏波動嚴重。當等離子體輻照于金剛石表面時，樣品與等離子體接觸面積達到最大，且由于晶粒尖端部位具有更高的去除率，此時的材料去除率最大。延長拋光時間至2 min，材料去除率發生顯著下降，這是由于初始拋光過程中金剛石表面粗糙度迅速下降，晶粒尖端被去除，金剛石表面的高度差逐漸縮小，使得等離子體與樣品接觸面積變小。同時，金剛石表面高效率去除位點也隨之減少。而后，多晶金剛石表面漸趨平坦，表面整體上高速率去除位點趨于穩定，材料去除率下降趨勢也逐漸平緩，直到達到含氧等離子體拋光多晶金剛石的拋光極限，此時，金剛石的材料去除率也達到穩定水平。

2.4組成分析

多晶金剛石經含氧等離子體拋光后表面化學成分和內部應力的變化通過拉曼光譜儀來檢測分析。如圖10所示，拉曼光譜測量范圍為1 200.0～1 800.0 cm?1，拋光前，多晶金剛石在1 329.8 cm?1處存在金剛石sp3的特征峰，相較于IIa型天然金剛石位于1 332.5 cm?1的金剛石特征峰發生了一定偏移[19]。

金剛石應力與特征峰偏移之間的關系為[22]：

式中：σ為內部應力，Δv=v?1 332.5 cm?1，v為金剛石特征峰的波數。基于該關系式可以計算出金剛石內部存在1.530 9 GPa的拉應力。該拉應力主要源于多晶金剛石內部晶粒競爭性生長，而緊鄰金剛石特征峰處存在一寬峰，該寬峰可能是由金剛石內部存在的sp2缺陷或者氮雜質引起的[23-24]。經含氧等離子體拋光后，多晶金剛石的特征峰位置沒有發生偏移，表明拋光過程中不會引入新應力。此外，在測量范圍內也沒有檢測到其他非金剛石峰的存在，表明采用含氧等離子體處理多晶金剛石不會在表面引入其他非金剛石碳[25]，去除過程中不改變金剛石原有結構。

借助X射線衍射儀進一步分析了多晶金剛石表面拋光前后的晶粒取向，結果如圖11所示。拋光前后多晶金剛石表面各晶粒取向沒有發生改變，主要有位于44.12°的（111）晶面、位于75.47°的（220）晶面、位于91.64°的（311）晶面和位于119.63°的（400）晶面[26]。其中，（220）晶面始終占主導地位，其次為（111）晶面，而（400）晶面對應的特征峰強度很低，表明多晶金剛石表面該晶面成分很少。此外，在含氧等離子體作用于多晶金剛石過程中，材料去除率始終維持在很高水平，而多晶金剛石表面晶粒取向卻不會因材料的去除而產生顯著變化，表明高活性氧自由基刻蝕多晶金剛石無晶面選擇性。金剛石表面碳原子不因所處晶面而具有不同的反應速率，其反應速率快慢僅與碳原子在金剛石表面上的成鍵狀態有關，當金剛石表面碳原子成鍵狀態不一致時，高活性氧自由基會優先與成鍵數量較少的碳原子反應，逐步改變金剛石表面碳原子差異化成鍵狀態，最終使得表面碳原子成鍵狀態趨于一致，達到拋光的效果。

3結論

采用大氣電感耦合等離子體成功實現了多晶金剛石的高效拋光，該拋光方法可以作為高效的前段工序用于多晶金剛石的粗拋光，可大大縮短多晶金剛石的拋光時間，并顯著提升多晶金剛石的綜合拋光效率。研究所得結論如下：

（1）高溫含氧等離子體能夠對金剛石表面產生拋光效果，主要是由于該等離子體中高活性氧自由基能夠對多晶金剛石產生選擇性刻蝕反應，優先刻蝕表面高位點碳原子，從而實現多晶金剛石表面快速平坦化。

（2）拋光過程中多晶金剛石表面粗糙度Sa可以在30 min內從大范圍（400μm×400μm）10.10μm和小范圍（20μm×20μm）338.00 nm迅速降低至93.70 nm和21.40 nm，且拋光過程中無需任何前段預處理工藝。

（3）隨拋光過程的進行，多晶金剛石材料去除率先迅速下降，而后緩慢降低并最終穩定在34.4μm/min，實現了多晶金剛石的高效拋光。

（4）綜合分析拋光前后多晶金剛石表面成分及組成可知，采用含氧等離子體拋光多晶金剛石不會在其表面引入其他的非金剛石碳，且過程中沒有進一步增加金剛石內部的拉應力，不改變金剛石表面的晶粒取向。

參考文獻：

［1］李明吉.大尺寸高質量金剛石厚膜制備及氮摻雜對金剛石膜生長的影響研究[D].長春：吉林大學，2006.

LI Mingji.Preparation of large-sized high-quality diamond thick films，and influence of nitrogen doping on the growth of diamond films[D].Changchun：Jilin University，2006.

［2］UMEZAWA H.Recent advances in diamond power semiconductor devices[J].Materials Science in Semiconductor Processing，2018，78：147-156.

［3］MOLLART T P，WORT C J H，PICKLES C S J，et al.CVD diamond optical components，multispectral properties，and performance at elevated temperatures[J].Proceeding SPIE，2001，4375：180-198.

［4］苑澤偉.利用化學和機械協同作用的CVD金剛石拋光機理與技術[D].大連：大連理工大學，2012.

YUAN Zewei.Mechanism and technology for polishing CVD diamondwith chemical and mechanical synergistic effects[D].Dalian：Dalian University of Technology，2012.

［5］PHUNG H M，TATAR-MATHES P，ROGERS A，et al.Thermal behavior and power scaling potential of membrane external-cavity surface-emitting lasers（MECSELs）[J].IEEE Journal of Quantum Electronics，2022，58（2）：1-11.

［6］LIAO M Y.Progress in semiconductor diamond photodetectors and MEMS sensors[J].Functional Diamond，2021，1（1）：29-46.

［7］王偉華，代兵，王楊，等.金剛石光學窗口相關元件的研究進展[J].材料科學與工藝，2020，28（3）：42-57.

WANG Weihua，DAI Bing，WANG Yang，et al.Recent progress of diamond optical window-related components[J].Material Science and Technology，2020，28（3）：42-57.

［8］SONG X，WANG H，WANG X C，et al.Fabrication and evaluation of diamond thick film-Si3N4 brazed cutting tool by microwave plasma chemical vapor deposition method[J].Journal of Materials Processing Technology，2021，291：117034.

［9］呂智，馬忠強，蔣燕麟，等.功能金剛石的發展現狀及產業化前景[J].超硬材料工程，2020，32（4）：22-34.

LV Zhi，MA Zhongqiang，JIANG Yanlin，et al.The development status and industrialization prospect of functional diamond[J].Superhard Material Engineering，2020，32（4）：22-34.

［10］MALSHE A P，PARK B S，BROWN W D，et al.A review of techniques for polishing and planarizing chemically vapor-deposited（CVD）diamond films and substrates[J].Diamond and Related Materials，1999，8：1198-1213.

［11］KABOLI S，BURNLEY P C.Direct observations of crystal defects in polycrystalline diamond[J].Materials Characterization，2018，142：154-161.

［12］XIAO C，HSIA F C，SUTTON-COOK A，et al.Polishing of polycrystalline diamond using synergies between chemical and mechanical inputs：A review of mechanisms and processes[J].Carbon，2022，196：29-48.

［13］MANDAL S，THOMAS E L H，GINES L，et al.Redox agent enhanced chemical mechanical polishing of thin film diamond[J].Carbon，2018，130：25-30.

［14］THOMAS E L H，NELSON G W，MANDAL S，et al.Chemical mechanical polishing of thin film diamond[J].Carbon，2014，68：473-4 79.

［15］WATANABE J J，TOUGE M，SAKAMOTO T.Ultraviolet-irradiated precision polishing of diamond and its related materials[J].Diamond and Related Materials，2013，39：14-19.

［16］LIANG Y F，ZHENG Y T，WEI J J，et al.Effect of grain boundary on polycrystalline diamond polishing by high-speed dynamic friction[J].Diamond and Related Materials，2021，117：108461.

［17］LU Y X，WANG B，MU Q，et al.Nanoscale smooth and damage-free polycrystalline diamond surface ground by coarse diamond grinding wheel[J].Diamond and Related Materials，2022，125：108971.

［18］OGAWA Y，OTA M，NAKAMOTO K，et al.A study on machining of binder-less polycrystalline diamond by femtosecond pulsed laser for fabrication of micro milling tools[J].CIRP Annals，2016，65：245-248.

［19］RALCHENKO V G，ASHKINAZI E E，ZVEDEEV E V，et al.High-rate ultrasonic polishing of polycrystalline diamond films[J].Diamond and Related Materials，2016，66：171-176.

［20］張翊，吳兵，張臨風，等.面向原子級表面制造的等離子體誘導原子選擇刻蝕技術[J].中國科學：技術科學，2022，52（6）：882-892.

ZHANG Yi，WU Bing，ZHANG Linfeng，et al.Atomic surface manufacturing based on plasma-induced atom-selective etching[J].Scientia Sinica（Technologica），2022，52（6）：882-892.

［21］LIU W，XIAO Y X，ZHANG Y J，et al.Highly efficient and atomic-scale smoothing of single crystal diamond through plasma-based atom-selective etching[J].Diamond and Related Materials，2024，143：110840.

［22］RALCHENKO V G，SMOLIN A A，PEREVERZEV V G，et al.Diamond deposition on steel with CVD tungsten intermediate layer[J].Diamond and Related Materials，1995，4：754-758.

［23］VERES M，KOóS M，TóTH S，et al.Sp2 carbon defects innanocrystalline diamond detected by Raman spectroscopy[J].IOP Conference Series：Materials Science and Engineering，2010，15（1）：012023.

［24］朱瑞華，劉金龍，陳良賢，等.金剛石自支撐膜拉曼光譜1420 cm?1特征峰研究[J].人工晶體學報，2015，44（4）：867-871.

ZHU Ruihua，LIU Jinlong，CHEN Liangxian，et al.Research on 1420 cm?1 characteristic peak of free-standing diamond films in Raman spectrum[J].Journal of Synthetic Crystals，2015，44（4）：867-871.

［25］JIANG M，LI L，SUN X M，et al.Research on the mechanism and process of polycrystalline diamond by EDM[J].The International Journal of Advanced Manufacturing Technology，2023，125：819-830.

［26］CHEN K，TAO T，HU W X，et al.High-speed growth of high-qualitypolycrystalline diamond films by MPCVD[J].Carbon Letters，2023，33：2003-2010.

作者簡介

通信作者：鄧輝，男，1987年生，副教授、博士研究生導師。主要研究方向：等離子體原子尺度制造技術、原子選擇刻蝕技術、原子遷移與重構技術、等離子體光學制造技術。

E-mail：dengh@sustech.edu.cn

（編輯：王潔）

Highly efficient polishing of polycrystalline CVD diamond via atmosphere inductively coupled plasma

XIAO Yuxi1，LI Xinyu1，ZHANG Yongjie1，2，DENG Hui1

（1.Department of Mechanical and Energy Engineering，Southern University of Science and Technology，Shenzhen 518055，Guangdong，China）

（2.Department of Physics，National University of Singapore，Singapore 117551，Singapore）

Abstract Objectives：As a typical difficult-to-machine material，polycrystalline CVD diamond often requires sophist-icated and time-consuming polishing methods to achieve a smooth surface.In this study，a non-contact polishing meth-od based on atmospheric inductively coupled plasma is investigated for the polishing of polycrystalline CVD diamond.Several indicators，including surface roughness，surface chemical composition，inner crystal structure，and material re-moval rate（MRR），are measured during the polishing process to evaluate the surface quality and polishing efficiency.Methods：The atmospheric inductively coupled plasma device，consisting of a plasma working zone，radio frequency（RF）power，electricsparker，RF match，mass flow controller，and water cooler，is used for polishing experiments.Oxy-gen is used as a reaction gas and added to the pure argon plasma，generating highly active oxygen radicals.The poly-crystalline CVD diamond sample is fully exposed to oxygen-containing plasma irradiation to gainsufficient activation energy and react with the oxygen radicals.Once the processing is completed，the RF power is turned off，the oxygen supply is stopped，and the diamond is raised and cooled with pure argon shielding to protect the sample from being etched by ambient oxygen at high temperatures.Laser scanning confocal microscopy and scanning electron microscopy（SEM）are used to observe the diamond morphology，while the Sa roughness at different scales is characterized by scan-ning white interferometry and atomic force microscopy（AFM）.The material removal rate is measured using an ultra-precision balance，and surface temperature is detected by an infrared imager.Raman spectroscopy and X-ray diffraction（XRD）are separately used to characterize the surface chemical composition and crystal orientation of the diamond be-fore and after polishing.Results：The results of diamond treatment under different plasma irradiation conditions show that pure argon plasma tends to deteriorate the surface quality，while oxygen-containing plasma achieves significant pol-ishing performance，removing grain tips and protruding structures.The morphology evolution of diamonds during the polishing process reveals that the initial surface is extremely rough，with severe surface irregularities and angular grain structures.After exposure to oxygen-containing plasma，the elevated grain structures are gradually removed，and the sharp edges are rounded.As the plasma irradiation time increases，some protruding sites are further eliminated，reveal-ing the remaining cavities formed during the crystal growth process.Ultimately，the various crystal grains on the dia-mond surface maintain a consistent height，forming a relatively smooth surface.The fluctuating grain boundaries，which are widespread among the crystal grains，inhibit the formation of a smoother surface.The polishing effect can be ex-plained by the principle of plasma-based atom-selective etching（PASE）.During the polishing process，carbon atoms with different bonding states are randomly distributed on the diamond surface.Among them，carbon atoms at the grain tips，which only bond with atoms below and possess less stable bonds compared to those in the substrate，have lower ac-tivation energy.Consequently，tip carbon atoms preferentially react with active oxygen radicals due to their lower activ-ation energy，accounting for the removal of grain tips during the initial polishing stage.As the polishing process contin-ues，carbon atoms with fewer covalent bonds fade away，and the bonding states become equivalent in local areas，con-tributing to a progressively smoother surface.However，carbon atoms at the crystal boundary zones have complex ar- rangements and bonding characteristics，which restrict the differential removal of carbon atoms and hinder the overall polishing effect.The roughness evolution results show that the final Sa roughness of polycrystalline CVD diamond is re-duced to 93.70 nm over a 400μm×400μm area and 21.40 nm over a 20μm×20μm area after polishing for 30 minutes.In some smooth areas，the roughness is as low as 2.53 nm，while in the crystal boundary zones，it reaches 31.30 nm.The presence of the crystal boundary zone hinders the global polishing performance.After 30 minutes of polishing，the surface roughness stabilizes，with the MRR also stabilizing at 34.4μm/min.Surface composition analysis indicates a tensile stress of 1.5309 GPa on the diamond surface，and the polishing process dose not introduce new stress or amorph-ous carbon contaminants.XRD spectra show that there is no change in the crystal grain orientation of the diamond be-fore and after polishing，demonstrating that PASE acts on all crystal planes of polycrystalline diamond（PCD）without preference for any specific crystal plane.Conclusions：Atmospheric inductively coupled plasma（ICP）can be used to efficiently smooth polycrystalline CVD diamond based on the principle of PASE.During the polishing process，oxygen is introduced as a reaction gas，generating oxygen radicals that selectively etch the diamond by preferentially removing carbon atoms with low activation energy，thus rapidly smoothing the surface.The Sa roughness of diamond is reduced from 10.10μm（400μm×400μm）and 338.00 nm（20μm×20μm）to 93.70 nm and 21.40 nm，respectively，after 30 minutes of polishing.As polishing progresses，the MRR sharply decreases and eventually stabilizes at around 34.4μm/min.The surface chemical composition and crystal grain orientation of polycrystalline CVD diamond remain con-sistent before and after polishing.Overall，atmospheric ICP can be an efficient pre-polishing method to significantly im-prove the overall polishing efficiency of polycrystalline CVD diamond.

Key words polycrystalline CVD diamond；highly efficient polishing；atmosphere inductively coupled plasma；highly active oxygen radicals