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透明导电氧化物(TCO)薄膜是一类具有优异光学特性、电学特性的半导体材料,在许多光电器件领域已取得广泛应用,如平板显示、太阳能电池等。长久以来,透明氧化物半导体器件的应用一直受到限制,其中一个重要因素就是P型TCO电导率相对n型相差较大,所以制备性能优异的P-CuAlO2材料便成为研究热点,而一个行之有效的改性方法就是掺杂。本文引入稀土掺杂元素Eu、Nd、Y以及普通金属掺杂元素Mg.Ni,采用柠檬酸络合无机盐的溶胶凝胶法制备掺杂CuAlO2粉末,并通过冷压成型烧结工艺压制成陶瓷片。采用DSC-TGA、X射线衍射仪、紫外-可见光分光光度计、四探针测试仪、阿基米德排水法等测试方法分析研究CuAl1-xMxO2粉末的形成过程、物相结构、禁带宽度、陶瓷导电性和致密度等,得出以下结论：1).选择了Eu、Nd、Y稀土元素RE作为掺杂元素,通过溶胶凝胶法制各稀土掺杂CuAlO2粉末。经过300℃燃烧后干凝胶分解为CuO、Al2O3和RE2O3,中间相CuAl2O4合成温度约为750℃,CuA1-xRExO2(x=0～3%)合成温度约为1000℃,掺杂对于CuAlO2相的合成温度影响不大。2).在相同保温时间条件下,煅烧温度的升高有利于形成纯相CuAlO2,减少CuO杂相,促进掺杂元素溶入CuAlO2中,但在11500℃时CuAlO2发生逆反应,开始热分解,所以可以确定出较好的合成温度为1100℃；在1100℃保温4小时形成的相结构已经稳定,延长保温时间相结构并没发生变化。掺杂量不大于1%时,Eu、Nd、Y可以较好固溶进晶格中,得到纯相CuAlO2,而掺杂量继续增多时,晶格畸变也不断加大,便生成钙钛矿结构的REAlO3 (RE=Eu、Nd、Y)杂相,且随着掺杂量增加杂相峰增大。3). Eu、Nd、Y掺杂样品平均带隙宽度分别为3.52eV、3.58eV、3.64eV;对于掺Eu和Nd的样品,禁带宽度先减小后增加。在掺杂量不大于2%时,禁带宽度分别减小到3.46eV和3.51eV,掺杂量大于2%时,禁带宽度随掺杂量增加而增大。对于掺Y样品则刚好相反,带隙宽度先增加到3.78eV后再减小到3.53eV。4).550MPa压制,1100℃烧结的稀土掺杂CuAlO2陶瓷片,对于掺Eu和Y的样品,电导率先增大后减小,在掺杂量为2%时电导率最高,分别为6.06×10-2S·cm-1和7.62×10-2S·cm-1,掺杂量3%时,电导率分别减小到5.26×10-2S·cm-1和5.15×10-2S·cm-1。对于掺Nd的样品,电导率随掺杂量增加而减小,掺杂量0.5%时电导率为5.17×10-2S·cm-1,低于无掺杂的CuAlO2陶瓷(电导率约为5.52×10-2S·cm-1)。随着掺杂量增加,陶瓷致密度先增大后减小,在掺杂量1%时最大,分别为85.35%(掺Eu)、84.78%(掺Nd)、84.53%(掺Y),在掺杂量3%时最小,分别为79.49%(掺Eu)、79.91%(掺Nd)、79.24%(掺Y),无掺杂样品致密度可达到83.7%。5).采用溶胶凝胶法把金属元素Mg、Ni融入到CuAlO2晶格中,在掺杂量超过5%时,开始生成尖晶石结构MAL2O4 (M=Mg、Ni),且掺杂量越大杂相峰强度越高。随着掺杂量的增加,掺Mg样品带隙宽度从3.54eV减小到3.26eV,掺Ni样品带隙宽度从3.58eV减小到3.37eV。随着掺杂量增加,冷压烧结掺杂陶瓷的电导率减小,掺Mg样品减小到0.34×10-2S·cm-1,掺Ni样品减小到0.29x10-2S·cm-1,致密度则先小幅度增大然后减小。6).综合对比分析本文及目前国内外做过的一些关于CuAlO2掺杂的研究。对于薄膜样品,相比无掺杂样品,掺杂对其电导率提高比较明显,其中通过磁控溅射法制备的掺0.5%Zn的样品电导率比较高,达到1.24x10-1S·cm-1；对于陶瓷样品,同样是掺杂的样品电导率更高,尤其掺Fe元素样品电性能改善比较明显,从总体来看,稀土元素掺杂样品相对普通金属掺杂具有更高的电导率。