Acta Metallurgica Sinica  2017 , 53 (2): 183-191 https://doi.org/10.11900/0412.1961.2016.00358

Orginal Article

Cu/Ni和Cu/Nb纳米多层膜的应变率敏感性

王尧, 朱晓莹, 刘贵民, 杜军

装甲兵工程学院装备维修与再制造工程系 北京 100072

Strain Rate Sensitivity of Cu/Ni and Cu/NbNanoscale Multilayers

WANG Yao, ZHU Xiaoying, LIU Guimin, DU Jun

Department of Equipment Remanufacturing Engineering, Academy of Armored Forces Engineering, Beijing 100072, China

文献标识码:  0412-1961(2017)02-0183-09

通讯作者:  通讯作者 朱晓莹,zhuxiaoy07@163.com,主要从事薄膜材料力学性能的研究

收稿日期: 2016-08-5

网络出版日期:  2017-02-22

版权声明:  2017 《金属学报》编辑部 《金属学报》编辑部

基金资助:  国家自然科学基金项目Nos.51401238和51102283

作者简介:

作者简介 王 尧,男,1992年生,硕士生

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摘要

为研究调制周期和界面结构对纳米多层膜应变率敏感性的影响,采用电子束蒸发镀膜技术在Si基片上制备了不同周期(Λ=4 nm,12 nm,20 nm)的Cu/Ni纳米多层膜,采用磁控溅射技术在Si基片上制备了不同周期(Λ=5 nm,10 nm,20 nm)的Cu/Nb纳米多层膜。在真空条件下,对Cu/Ni纳米多层膜进行了温度分别为200和400 ℃、时间4 h的退火处理,对Cu/Nb纳米多层膜进行了温度分别为200、400和600 ℃,时间为4 h的退火处理。采用XRD和TEM表征了Cu/Ni和Cu/Nb纳米多层膜的结构,采用纳米压痕仪获取了不同加载应变率(0.005、0.01、0.05和0.2 s-1)下纳米多层膜的硬度。结果表明,应变率敏感性受到界面结构和晶粒尺寸的影响,非共格界面密度提高以及晶粒尺寸变大均可导致应变率敏感性下降。当周期变大时,Cu/Ni纳米多层膜的非共格界面密度提高,晶粒尺寸变大,应变率敏感性指数m减小;当周期变大时,Cu/Nb纳米多层膜的非共格界面密度下降,晶粒尺寸变大,m基本不变。随退火温度上升,Cu/Ni和Cu/Nb纳米多层膜应变率敏感性大体上呈现下降趋势,这是由退火过程中非共格界面密度上升和晶粒长大共同引起的。

关键词: 纳米多层膜,周期,界面结构,应变率敏感性

Abstract

Different from monolayers of same components, nanoscale multilayers have different mechanical properties owing to their relatively high interfacial density, such as extremely high yield strength, high ductility and outstanding wear resistance. Furthermore, their precise modulation period and unique interfacial structures contribute to investigate the plastic deformation mechanism of metal materials. As the plastic deformation behaviors of nanoscale multilayers were reflected in a thermal activation process, strain rate sensitivity index m can be used to characterize the tendency of material strengthening as the strain rate increases. To investigate the impacts of modulation period and interfacial structures upon strain rate sensitivity of nanoscale multilayers, Cu/Ni nanoscale multilayers with different periods (Λ=4 nm, 12 nm, 20 nm) were prepared on Si substrate with e-beam evaporation technologies, while Cu/Nb nanoscale multilayers with different periods (Λ=5 nm, 10 nm, 20 nm) were prepared on Si substrate with magnetron sputtering technologies. Under vacuum conditions, the Cu/Ni nanoscale multilayers of different periods were annealed at 200 and 400 ℃ for 4 h respectively, and the Cu/Nb nanoscale multilayers of different periods were annealed at 200, 400 ℃ and 600 ℃ for 4 h respectively. Microstructures of Cu/Ni and Cu/Nb nanoscale multilayers were characterized with XRD and TEM. Besides, the hardness of nanoscale multilayers was measured by nano-indentation techniques under different loading strain rates (including 0.005, 0.01, 0.05 and 0.2 s-1). The results suggested that strain rate sensitivity was impacted by interfacial structures and grain size. Both increased density of incoherent interfaces and grain size could result in weaker strain rate sensitivity. As the period increases, the density of incoherent interfaces and the grain size of Cu/Ni nanoscale multilayers increased, leading to a decline in the strain rate sensitivity. While for Cu/Nb nano scale multilayers, the density of incoherent interfaces decreased and their grain size was enlarged with longer period, the m value kept unchanged as a result. As the annealing temperature increasing, the strain rate sensitivity of Cu/Ni and Cu/Nb nanoscale multilayers generally tended to decline, which should be ascribed to increased density of incoherent interfaces and grain size in the course of annealing.

Keywords: nanoscale ; multilayer, ; period, ; interface ; structure, ; strain ; rate ; sensitivity

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王尧, 朱晓莹, 刘贵民, 杜军. Cu/Ni和Cu/Nb纳米多层膜的应变率敏感性[J]. , 2017, 53(2): 183-191 https://doi.org/10.11900/0412.1961.2016.00358

WANG Yao, ZHU Xiaoying, LIU Guimin, DU Jun. Strain Rate Sensitivity of Cu/Ni and Cu/NbNanoscale Multilayers[J]. Acta Metallurgica Sinica, 2017, 53(2): 183-191 https://doi.org/10.11900/0412.1961.2016.00358

纳米结构多层膜因具有较高的界面密度而表现出较其组元单层膜迥异的力学性能[1],例如超高的屈服和断裂强度、良好的延展性、优异的耐磨损性能等[2],其精确的调制周期、独特的界面结构有助于研究金属材料的塑性变形机理。多层膜强度与调制周期、界面结构的关系已有了较为完善的理论模型体系,如Hall-Petch模型[3]、单个位错滑移机制(CLS模型)[4]、弹性模量错配模型(Koehler模型)[5]及共格应力模型[6]等,但多层膜理论体系中速率控制的形变机理仍少有研究。当多层膜的塑性变形行为表现为一个热激活过程时,应变率敏感性指数m可表征应变率增大时材料强化的倾向,m作为金属塑性变形机理的一个重要研究对象逐渐受到了人们的关注。大量实验表明,细化晶粒可以显著增加材料的m[7]。研究学者大多关注块体材料的晶粒尺寸与m的关系,对金属纳米多层膜的调制周期和界面结构与m的关系的研究则较少。

Lu等[8]对Mg/Ti多层膜周期(Λ)与m的研究发现,mΛ的增加未出现明显的变化,但并没有对此结果作出解释。Zhou等[9]对Cu/Ta多层膜进行研究发现,mΛ的增加也变化不大。通过理论分析,Zhou等认为多层膜的m与晶粒尺寸和非共格界面密度两方面的因素有关:一方面,随Cu/Ta多层膜周期变小,晶粒生长受到了周期的制约,晶粒随之减小,促进m的增大;另一方面,多层膜的界面结构对m的影响也不能被忽略。随Cu/Ta多层膜的周期变小,非共格界面密度的增加会抑制m的增大。因此综合两方面因素,m未随Λ增加出现明显变化的实验结果得到了很好的解释。但上述结论还有待进一步实验验证。

多层膜的界面结构分为共格界面、半共格界面以及非共格界面。共格界面指界面上的原子同时处于两相晶格的节点上,为相邻两晶体所共有。非共格界面指界面上的原子均不处于两相晶格的节点上,在跨越界面处,阵点列和阵点面都没有连续性。界面结构部分吻合形成共格界面,不吻合处形成刃型位错,这种界面称为半共格界面。

本工作选择Cu/Ni和Cu/Nb多层膜2个体系来研究纳米多层膜的应变率敏感性。Cu/Ni界面为fcc/fcc结构,晶格失配度仅为2.6%,小周期可形成完全共格界面;Cu/Nb界面为fcc/bcc结构,晶格失配度为10.4%,在小周期下,Cu、Nb两层之间仍可能存在特定的外延关系,如<110>fcc//<111>bcc的Kurdjumov-Sachs (KS)关系[10]。Cu/Ni和Cu/Nb这2个纳米多层膜体系在小周期形成不同的界面结构,适用于研究调制周期和界面结构对应变率敏感性的影响,有助于讨论纳米多层膜的塑性变形机理。

采用超高真空电子束蒸发镀膜工艺制备小周期Cu/Ni纳米多层膜(Λ=4 nm,12 nm,20 nm);采用磁控溅射工艺制备小周期Cu/Nb纳米多层膜(Λ=5 nm,10 nm,20 nm)。磁控溅射法和电子束蒸发法是制备薄膜的2种常用工艺,各有特点。磁控溅射法对靶材料的熔点没有要求,溅射的原子能量高,迁移率大,制备的薄膜致密,但不易制备出平整的界面结构。电子束蒸镀时,蒸汽原子到达基板时能量相对低,易于得到平整的界面,但蒸镀高熔点材料时,沉积速率低,制备时间长,对电子枪的要求高。Cu、Ni和Nb的熔点分别为1084、1453和2468 ℃,由于Nb的熔点较高,采用电子束蒸发法制备小周期Cu/Nb纳米多层膜的难度较大,且Cu/Nb纳米多层膜在小周期并不能形成完全共格界面,因此采用磁控溅射工艺制备Cu/Nb纳米多层膜。Cu和Ni熔点较低,利用电子束蒸发法易于在小周期获得完全共格的界面结构,因此采用电子束蒸发法制备Cu/Ni纳米多层膜。

1 实验方法

在单晶Si (100)基片上制备不同调制周期的Cu/Ni和Cu/Nb纳米多层膜,Λ=hA+hB,hA为单个Cu层厚度,hB为单个Ni或Nb层厚度。采用Denton超高真空电子束蒸发镀膜机制备Λ=4、12和20 nm的Cu/Ni纳米多层膜,采用JGP560B型超高真空磁控溅射设备制备Λ=5、10和20 nm的Cu/Nb纳米多层膜,调制比η (η=hA/hB)均为1。采用纯度为99.99%的Cu、Ni、Nb为靶材,首先将基片依次用丙酮和去离子水各超声清洗10 min,之后用N2吹干,立刻放入真空室进行镀覆。

电子束蒸发室的真空度优于1×10-7 Pa。将镀料Cu和Ni分别置于2个水冷坩埚内,蒸镀时调节坩埚位置使基片温度不超过70 ℃,镀膜速率0.05 nm/s。镀膜过程中采用石英晶体振荡器,对膜厚和蒸发速率等参量进行实时监控,总的膜厚在500 nm左右。Si基片与Cu/Ni纳米多层膜之间制备10 nm的Ti作为过渡层,而后依次沉积Cu、Ni、Cu、Ni……。

磁控溅射真空室真空度优于1×10-5 Pa。首先进行沉积速率的测量与调整,预先调节Cu靶和Nb靶功率均为0.2 kW,通过改变靶基距控制Cu膜和Nb膜的沉积速率均为0.05 nm/s,总的膜厚控制为500 nm左右。在Si基片上依次沉积Cu、Nb、Cu、Nb……。

上述制备的Cu/Ni纳米多层膜试样分别在200和400 ℃条件下进行真空退火4 h (当退火温度超过600 ℃时,Cu和Ni易形成合金),退火过程中保持真空度优于1×10-4 Pa;制备的Cu/Nb纳米多层膜试样分别在200、400和600 ℃条件下真空退火4 h (当退火温度超过600 ℃时,XRD谱中Cu和Nb的特征峰均消失,Cu、Nb的晶体结构被破坏),退火过程中保持真空度优于1×10-4 Pa。

采用D/max-rB转靶衍射仪(XRD)对晶体结构类型进行分析,CuKα,波长λ=0.154 nm,管电压40 kV,管电流120 mA。采用Technai G2 F20型场发射透射电子显微镜(TEM)进行样品截面形貌和高分辨像(HRTEM)观察及选区电子衍射(SAED)分析,加速电压200 keV,分辨率0.19 nm。采用Nano-Test 600型纳米压痕仪测量样品的纳米压入硬度,通过连续刚度模式测试,获得硬度随压入深度的连续变化曲线,在不同压入应变率下测试多层膜硬度用以计算m,控制应变率分别为0.005、0.01、0.05和0.2 s-1,最大压入深度200 nm,同一个样品至少重复5次压入实验。

2 实验结果

2.1 XRD谱

图1为不同周期Cu/Ni纳米多层膜在沉积态和退火态的XRD谱。图1a中Λ=20 nm的样品XRD谱表明Cu层与Ni层均为fcc结构,并具有(111)择优取向,主峰两侧观察到一级卫星峰出现,表明多层膜具有良好的周期性,介于Cu(111)和Ni(111)峰之间出现了一个较弱的衍射峰,将其定义为CN峰。CN峰的形成是由于Cu层与Ni层原子在沉积时形成了共格界面[11],而Cu和Ni的特征峰仍存在表明Cu/Ni纳米多层膜共格界面结构仅在局部形成,因此其界面为半共格结构。Λ=12 nm和Λ=4 nm的Cu/Ni纳米多层膜XRD谱中上述衍射峰CN变强,Cu(111)与Ni(111)特征峰消失,表明界面处完全共格结构形成,在主峰两侧观察到对称分布的卫星峰,说明即使是周期减小到4 nm,Cu/Ni纳米多层膜仍然保持着良好的周期性[12]。XRD结果表明:随着周期的减小,Cu/Ni纳米多层膜逐渐由半共格结构转为共格结构。

图1b表明,Λ=4 nm的纳米多层膜在经过200和400 ℃退火后共格峰CN仍然存在,而Cu和Ni的特征峰未出现,这表明Λ=4 nm的样品在经过200和400 ℃退火后保持了其共格结构。由图1c可知,Λ=12 nm的纳米多层膜在经过200 ℃退火后保持了共格结构。值得注意的是,400 ℃退火后纳米多层膜的CN峰仍然存在,但与此同时Cu(111)与Ni(111)的特征峰又重新出现,这表明400 ℃退火过程使得原本完全共格的Λ=12 nm的Cu/Ni纳米多层膜局部共格应力释放,部分共格界面被破坏,因此400 ℃退火后Λ=12 nm的Cu/Ni纳米多层膜界面由共格结构转变为半共格结构[13]。Misra和Krug[4]指出:随周期减小,Cu/Ni纳米多层膜的界面结构逐渐由半共格结构转变为共格结构,临界值Λ=10 nm;当周期小于10 nm时,Cu/Ni界面上未观察到失配位错,界面完全共格;当周期大于10 nm时,界面开始出现失配位错,界面为半共格结构。本工作中Λ=12 nm的Cu/Ni纳米多层膜处在这一临界值附近,沉积态所形成的共格界面相对不稳定,更容易在400 ℃退火后被破坏而转变为半共格界面。而Λ=4 nm和Λ=20 nm的纳米多层膜,由于周期远离这一转变临界值,其在沉积态形成的共格界面和半共格界面都相对稳定,因而退火后界面结构未发生明显变化。图1d中Λ=20 nm的样品经过200和400 ℃退火后,峰形虽有微小变化,但各衍射峰位置未出现变化,因此其半共格结构被基本保持。

图1   不同周期 (Λ) Cu/Ni纳米多层膜在沉积态和退火态的XRD谱

Fig.1   XRD spectra of as deposited (a) and as annealed (b~d) Cu/Ni nanoscale multilayers with Λ=4 nm (b), Λ=12 nm (c) and Λ=20 nm (d) (Λ―period)

图2   不同周期Cu/Nb纳米多层膜在沉积态和退火态的XRD谱

Fig.2   XRD spectra of as deposited (a) and as annealed (b~d) Cu/Nb nanoscale multilayers with Λ=5 nm (b), Λ=10 nm (c) and Λ=20 nm (d)

图2为不同周期的沉积态和退火态Cu/Nb纳米多层膜XRD谱。图2a表明,Λ=20 nm的纳米多层膜Cu层为fcc结构,Nb层为bcc结构;Cu层和Nb层分别呈(111)和(110)择优取向生长。Λ=10 nm的Cu/Nb纳米多层膜中出现了一个新的衍射峰,而Cu(111)和Nb(110)特征峰依然存在,这表明共格或半共格界面结构仅仅在局部形成。XRD峰变化在Λ=5 nm时体现得更加明显,随周期减小这种半共格的Cu/Nb纳米多层膜界面结构逐渐形成[14]

根据上述分析可知,随周期减小,Cu/Nb纳米多层膜可在局部形成共格或半共格结构的界面,但由于Cu和Nb的晶格常数错配高达10.4%,只能在特定的取向关系上形成外延生长结构,因此Cu/Nb界面与Cu/Ni界面有明显的区别,Cu/Nb界面结构更倾向于非共格特征。随周期减小,Cu/Nb纳米多层膜虽然具有局部的共格或半共格结构界面,但与此同时界面密度也随之上升。总体来看,Cu/Nb纳米多层膜中非共格界面密度随周期减小而逐渐上升。

图2b中,Λ=5 nm的Cu/Nb纳米多层膜在经过200 ℃退火后,各衍射峰位置未出现变化,其半共格结构被保持;经过400 ℃退火后衍射峰位置出现明显变化,仅具有Cu(111)和Nb(110)特征峰,这表明Λ=5 nm的样品在经过400 ℃退火后界面变为非共格结构。图2c中,Λ=10 nm的纳米多层膜经过200 ℃退火后,衍射峰位置有微小变化,但其半共格结构未被破坏;400 ℃退火后仅存在Cu(111)和Nb(110)特征峰,表明Λ=10 nm的样品经过400 ℃退火后,Cu/Nb纳米多层膜界面由半共格结构变为非共格结构。图2d中,Λ=20 nm的纳米多层膜在200和400 ℃退火后,界面均为非共格结构。图2b~d中Cu/Nb纳米多层膜在经过600 ℃退火后,衍射峰强度均出现明显降低,表明Cu/Nb纳米多层膜结晶性出现大幅度下降,这是由于Cu/Nb纳米多层膜经过600 ℃退火过程使得原子排列混乱,层状结构消失导致的[15]

2.2 TEM像

400 ℃退火后,Λ=12 nm的Cu/Ni纳米多层膜共格结构被破坏(图1c),因此选取Λ=12 nm的样品截面进行TEM和HRTEM观察,结果如图3所示。由图3a可以看出,沉积态Cu/Ni纳米多层膜以柱状晶的方式生长,Cu(111)和Ni(111)为主要的生长取向,与图1c中XRD谱得到的结论相同。由图3b可知,Cu层和Ni层之间界面平直清晰,界面上的原子同时处于两相晶格的节点上(图3b插图),为共格界面结构。

图3   沉积态和退火态Λ=12 nm的Cu/Ni纳米多层膜截面的TEM和HRTEM像

Fig.3   Cross-sectional TEM (a, c) and HRTEM (b, d) images of as deposited (a, b) and 400 ℃ annealed (c, d) Cu/Ni nanoscale multilayers with Λ=12 nm (Inset in Fig.3a shows the SAED patterns, and insets in Figs.3b and d show the inverse fast Flourier transform images)

图3c可知,Cu/Ni纳米多层膜经过400 ℃退火后仍然保持着柱状晶结构,晶内层状结构也未被破坏。由图3d可以更为清晰地看出,部分界面变得模糊,在跨越界面处,阵点列和阵点面都没有连续性。这是由于退火过程释放了共格应力,产生失配位错,失配位错的出现协调了晶格错配引起的弹性应变[16]。因此经过400 ℃退火后,Λ=12 nm的Cu/Ni纳米多层膜界面结构变为半共格结构。

由沉积态Λ=5 nm的Cu/Nb纳米多层膜截面的TEM像(图4a)可知,周期即使减小到5 nm,Cu/Nb纳米多层膜仍然保持着良好的周期结构。沉积态Λ=20 nm的Cu/Nb纳米多层膜截面的TEM像(图4b)表明,Cu/Nb纳米多层膜层状结构清晰,Cu层和Nb层均为柱状晶结构,SAED图(图4b中插图)显示Cu/Nb纳米多层膜为多晶结构,具有Cu{111}//Nb{110}的取向关系,与图2d中的XRD结果一致。图4c和d为图4b的能谱(EDS)面扫描图。可以看出,Cu和Nb交替生长的层状结构非常清晰。

图4   沉积态Λ=5 nm和Λ=20 nm的Cu/Nb纳米多层膜截面的TEM像及Λ=20 nm样品的成分分析

Fig.4   Cross-sectional TEM images of as deposited Cu/Nb nanoscale multilayers with Λ=5 nm (a) and Λ=20 nm (b), and EDS map scanning morphologies of Cu (c) and Nb (d) elements in the sample with Λ=20 nm (Inset in Fig.4b shows the corresponding SAED pattern)

2.3 应变率敏感性

应变率敏感性表征应变率增大时材料强化倾向。应变率敏感性指数m的大小可定量描述多层膜硬度对应变率的敏感性,m也是材料随应变率改变的硬化指数。m越大,说明制造相同应变所需要的应力越大。对硬度(H)和应变率( ε˙)做双对数曲线所得斜率即为m[17]

m=ln(H)ln(ε˙)(1)

本研究采用纳米压痕法在0.005、0.01、0.05和0.2 s-1 4个应变率[9]下测得不同周期沉积态与退火态Cu/Ni和Cu/Nb纳米多层膜的硬度,对硬度和应变率做双对数曲线求得m,如图5所示。由图可知,在沉积态,Cu/Ni纳米多层膜的m随周期减小而增大。Λ=4 nm与Λ=20 nm的纳米多层膜经过200和400 ℃退火后,m均有小幅度降低。Λ=12 nm的纳米多层膜经过200 ℃退火后降幅也较小,而经过400 ℃退火后m显著下降。

图5   不同退火温度下的Cu/Ni纳米多层膜的应变率敏感性指数m

Fig.5   Strain rate sensitivity m of Cu/Ni nanoscale multilayers with Λ=4, 12 and 20 nm annealed at different temperatures

图6为不同周期Cu/Nb纳米多层膜的m随退火温度的变化情况。可以看出,在沉积态,Cu/Nb纳米多层膜与Cu/Ni纳米多层膜的m随周期的变化趋势截然不同。周期改变时,Cu/Nb纳米多层膜的m基本不变。退火态Cu/Nb纳米多层膜m整体呈下降趋势。其中,经过400 ℃退火后,Λ=5 nm和Λ=10 nm的Cu/Nb纳米多层膜相比于Λ=20 nm的纳米多层膜的m出现了更明显的下降。

图6   不同退火温度下的Cu/Nb纳米多层膜的m

Fig.6   m of Cu/Nb nanoscale multilayers with Λ=5, 10 and 20 nm annealed at different temperatures

3 分析讨论

Zhou等[9]指出,多层膜m的大小主要与界面结构和晶粒尺寸[18]有关,非共格界面密度和晶粒尺寸的增大均会使m减小。当多层膜界面为完全共格结构时,界面处没有错配位错;当多层膜界面为非共格结构时,界面处由于晶格失配而具有大量的错配位错[19,20]。当多层膜界面为半共格结构时,多层膜的界面结构为共格界面和半共格界面共存,因此半共格界面也存在大量的错配位错,界面结构更倾向于非共格特征。

在Cu/Ni和Cu/Nb纳米多层膜体系中,纯Cu膜、Ni膜、Nb膜硬度分别为2.09、5.13和5.57 GPa,因此Cu层为软相。Cu/Ni以及Cu/Nb纳米多层膜的塑性变形过程中,当多层膜界面为非共格界面时,接近界面的滑移位错将与界面上的错配位错相互作用而形成新的位错并产生界面滑移[21]。塑性变形时,位错首先在软相Cu层开始滑移,在较大的应变率下Cu层滑移位错密度高,与界面处错配位错相互作用的概率大大增加,因此一方面较容易产生新的位错并在Ni层或Nb层沿着优先滑移面继续滑移,另一方面不容易产生界面处的位错堆垛,因此在较大的应变率下位错易于穿越界面而发生塑性变形[22]。在较低的应变率下,Cu层滑移位错密度低,与界面处错配位错相互作用概率减小,不容易在Ni或Nb层产生新的位错,反而导致位错更易于在界面处堆垛,位错难于穿越界面而发生塑性变形。因此非共格界面密度增大时,界面处错配位错密度提高,当应变率增大时材料强化的程度降低,m减小,应变率敏感性下降。当界面为完全共格界面时,理论上界面处不存在错配位错,因此滑移位错切过共格界面的难易程度受应变率的影响较小,共格界面密度增大,m不变。

物理气相沉积法制备的多层膜常具有柱状晶结构,柱状晶的晶界垂直于异相界面,在晶界处存在1~2 nm的无序的原子排列区域[23],因此多层膜中的滑移位错无法切过晶界而继续滑移。位错在晶界处运动时,晶界首先吸收滑移位错,然后位错在晶界处形核,继而在下一个晶粒内部进行滑移运动。激活体积模型可以阐述m与晶界、激活体积V*的关系。纳米晶的塑性变形与热激活过程相关,位错经历形核和扩展,而后被晶界所吸收构成一个塑性变形的热激活过程,V*代表一个滑移位错在一次热激活事件中所扫过的体积,mV*有如下关系[2]

m=3KBTV*σ(2)

式中,σ为应力,T为热力学温度,KB为Boltzmann常数。根据式(2)可知,当晶粒尺寸减小时,晶界密度增加,晶界间平均间距减小,滑移位错从形核到扩展,再到被相邻晶界所吸收的一次热激活事件扫过的体积减小,m变大;相反,晶粒尺寸增大时,m减小。

综上所述,随周期变大,沉积态Cu/Ni纳米多层膜界面逐渐由共格结构转变为半共格结构,也说明非共格界面密度或失配位错密度随着周期变大而提升,引起m减小;另一方面,由于周期结构对多层膜晶粒尺寸的限制,晶粒尺寸随周期减小而减小,随周期变大而增加,因此周期变大导致的平均晶粒尺寸增加是引起m减小的另一个因素[24,25]

在不同周期200和400 ℃退火态Cu/Ni纳米多层膜中,Λ=12 nm的Cu/Ni纳米多层膜经过400 ℃退火后,m显著下降,其余各组样品在退火后m均有小幅度降低。在退火过程中,Cu/Ni纳米多层膜的晶粒尺寸均会有不同程度的长大,导致各组多层膜样品m出现了小幅度降低(除经过400 ℃退火后Λ=12 nm的Cu/Ni纳米多层膜外)。经过400 ℃退火后,一方面晶粒尺寸增加导致Λ=12 nm的Cu/Ni纳米多层膜m减小,另一方面共格界面结构转变为半共格结构,这个退火过程导致非共格界面密度上升,引起m减小。非共格界面密度上升和晶粒尺寸增加两方面因素导致了400 ℃退火后,Λ=12 nm的Cu/Ni纳米多层膜m出现显著下降。

与fcc/fcc Cu/Ni纳米多层膜界面结构不同的是,fcc/bcc的沉积态Cu/Nb纳米多层膜虽然在小周期形成了部分共格的界面,但由于较大的晶格失配和不同的滑移系导致Cu/Nb纳米多层膜只能在{111}<110>fcc//{110}<111>bcc取向关系上形成外延生长,Cu/Nb纳米多层膜的界面结构更倾向于非共格特征。因此随周期变大,Cu/Nb纳米多层膜非共格界面密度下降,引起m增大;另一方面,周期变大导致平均晶粒尺寸增加,引起m减小。随周期变大,Cu/Nb纳米多层膜非共格界面密度减小引起的m增加对晶粒尺寸增大引起的m减小起到补偿作用,体现为沉积态Cu/Nb纳米多层膜随周期变化m基本保持不变。

200、400和600 ℃下不同周期退火态Cu/Nb纳米多层膜m总体为下降趋势,这是由于退火过程中晶粒长大导致的,并且退火温度越高,晶粒长大的倾向越大;值的注意的是,图2b和c表明沉积态Λ=5 nm和Λ=10 nm 的Cu/Nb纳米多层膜界面虽具有非共格特征,但在局部也具有共格或半共格结构。经过400 ℃退火后,局部的共格或半共格结构完全消失,非共格界面密度上升,相比于Λ=20 nm的 Cu/Nb纳米多层膜,m下降趋势更加显著。晶粒尺寸增加和非共格界面密度上升共同作用导致不同周期的Cu/Nb纳米多层膜m随退火温度的升高而出现了不同程度的减小。

4 结论

(1) 采用物理气相沉积法制备了不同周期的Cu/Ni和Cu/Nb纳米多层膜。随着周期减小,Cu/Ni纳米多层膜非共格界面密度减小,Cu/Nb纳米多层膜非共格界面密度增大。利用真空退火实验在不改变周期的条件下调控了纳米多层膜的界面结构,Λ=12 nm的Cu/Ni纳米多层膜和Λ=5 nm、10 nm的Cu/Nb纳米多层膜在400 ℃真空退火后共格程度下降。

(2) 非共格界面密度增大和晶粒尺寸增大均会使m减小。对Cu/Ni纳米多层膜体系来说,周期减小引起的非共格界面密度减小和晶粒尺寸减小都引起m增大。对Cu/Nb纳米多层膜体系,周期减小引起的非共格界面密度增大和晶粒尺寸减小对m的影响相互补偿,导致Cu/Nb纳米多层膜的m随周期减小基本保持不变。Λ=12 nm的Cu/Ni纳米多层膜和Λ=5 nm及10 nm的Cu/Nb纳米多层膜经过400 ℃真空退火后,m显著降低,这主要是退火后非共格界面密度增大导致的。

The authors have declared that no competing interests exist.


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