金屬Cu-Ni微結構調制薄膜的熱穩(wěn)定性與力學變形行為研究.pdf

1、作為一種新型工程材料，調制結構薄膜賦予材料較大的性能可設計性，增強相的選擇成為一大核心問題，而深入研究和開發(fā)新型成分或微結構調制的薄膜材料具有非常重要的意義。論文引入擴散層和晶界作為強化相，對設計的新型調制結構材料形變過程中的強化相和特殊晶界的微觀形變機制進行研究。
　　論文采用電沉積技術（雙槽法）制備尺度均勻的Cu/Ni微米多層薄膜、晶粒規(guī)則排列的Ni薄膜和Cu薄膜。對Cu/Ni多層膜，經過擴散退火處理，實驗獲得帶有擴散層結構的

2、層狀調制復合材料，研究層狀界面、晶界、擴散層等微觀組織設計控制的物理冶金基礎和力學變形行為；對晶粒規(guī)則排列的Ni薄膜和Cu薄膜材料，研究晶粒和晶界在力學變形過程中的行為方式與材料學基礎；通過兩種組元多層薄膜與熱擴散退火實現(xiàn)材料的微結構設計，建立微米尺度薄膜材料的擴散理論模型，闡明微米尺度調制復合薄膜材料的擴散層、晶界和層狀界面共同作為增強體的材料強韌化機理與變形機制，同時對具有晶體學特殊取向的柱狀晶結構材料，研究該材料的應變硬化與軟化和

3、晶粒的形變微觀組織變化，指出晶粒尺寸和應變速率是形成形變孿晶的重要因素。本論文的研究可以豐富材料微觀組織結構設計與材料強韌化理論，具有重要的學術價值與應用意義。
　　對Cu/Ni多層膜，DSC結果表明：在550℃左右開始出現(xiàn)明顯的放熱峰，對應擴散誘導再結晶溫度。根據不同升溫速率下對應的峰值溫度，計算擴散誘導再結晶激活能為104.33±10KJ/mol，與晶粒生長激活能相符，說明此處出現(xiàn)細晶粒的長大。根據Ni原子沿著Cu晶界擴散的成

4、分曲線，計算出200℃、300℃、350℃、400℃的擴散系數分別為，2.10（±0.75）×10-17m2/s，1.94（±0.82）×10-14m2/s，3.80（±0.51）×10-14m2/s，8.12（±0.83）×10-14m2/s，相應的擴散激活能為49.523（±3.18）KJ/mol。擴散系數大于相應體擴散系數，而激活能則小于體擴散激活能，說明擴散層基體的特殊微觀結構決定晶界擴散系數，晶界擴散的勢壘小于體擴散的勢壘是造

5、成溶質原子優(yōu)先于基體晶界擴散的原因。
　　通過不同溫度的退火處理，Cu/Ni多層膜的微觀結構表明：在300℃時，表現(xiàn)出擴散不均勻性，Ni原子于Cu晶界明顯擴散，而極少量Cu原子擴散現(xiàn)象。擴散時間延長，Ni原子沿Cu晶界擴散濃度增加，并伴隨Cu/Ni擴散界面混合層分解，界面混合層原子重新排列即擴散層界面變窄，而Cu/Ni界面依然非常清晰。在400℃時，Cu原子與Ni原子開始互擴散（包括體擴散與晶界擴散），擴散界面成尖錐狀，向Cu一側

6、遷移，而部分清晰Cu/Ni界面穩(wěn)定保持到400℃。電沉積Cu的微觀結構表明，晶界由于存在大量缺陷（空位、位錯等）而成為擴散的快速通道，并且由于Cu晶粒內部位錯的存在，造成擴散不均勻性。這為研究納米薄膜電阻器，多層反光鏡，巨磁阻材料等多層膜結構材料的熱穩(wěn)定性提供了實驗素材，彌補對于擴散界面和晶界研究以理論模擬為主而缺少相關實驗表征的現(xiàn)狀。
　　低溫晶界擴散誘導再結晶區(qū)（DIR）是在Ni原子經過充分的晶界擴散后才形成，分為兩個過程：（

7、1）形核過程，Ni原子沿著晶界擴散以平衡晶界處的缺陷并形成小的不均勻區(qū)即再結晶形核點；（2）長大過程，Ni原子通過Cu晶界向內部生長的位錯進行擴散并細化部分Cu晶粒，然后進行體擴散，隨之細化的晶粒會在退火的過程中長大，長大方向與擴散方向相同。根據再結晶區(qū)厚度與擴散時間關系公式，計算出不同溫度的kl和n值：300℃時，kl為1.97×10-12m,n為1.192；400℃時，kl為5.81×10-12m,n為1.20；600℃時，kl為3

8、.32×10-9m,n為0.731。低溫晶界擴散誘導再結晶區(qū)的生長速率大于中高溫的生長速率（比較n值），主要源于DIR區(qū)的細晶粒晶界與基體組織內的晶界共同助推溶質原子擴散，伴隨位錯擴散，加速DIR區(qū)的生長。
　　擴散層結構的形變微觀組織表明：在形變過程中，擴散混合層可以吸收大量位錯，并且易于形成亞晶粒，可以強化基體材料并協(xié)調基體材料形變。應變速率敏感系數m值為0.0196，大于粗晶體材料的m值，尤其界面處4nm厚度的混合層的延伸率

9、超過10％，顯示出特殊的微觀形變機制，類似玻璃態(tài)。
　　晶粒層狀排列Ni材料的形變微觀組織表明：在室溫低應變速率下，該材料產生形變孿晶，形變孿晶界遷移和普通晶界遷移共同協(xié)調該材料的塑性變形，獲得較好的延伸率；循環(huán)形變力學性能出現(xiàn)形變強化與軟化現(xiàn)象，開始階段，強化效應是由于位錯網絡形成，而其后的軟化效應，除了克服位錯網絡阻力外，還與形變孿晶或層錯的出現(xiàn)有關，形變孿晶的產生主要源于由晶界發(fā)出的肖克萊不全位錯遷移；原位拉伸斷口顯示，單晶

10、鎳線形變由形變孿晶或層錯主導，源于樣品表面發(fā)出的肖克萊不全位錯，大量位錯塞積處即應力集中區(qū)同樣可以促進形變孿晶的產生。這不符合相關研究者分子動力學模擬結果，主要因為模擬邊界條件選擇與實際形變過程中的特殊環(huán)境不同，并且形變孿晶具有晶粒尺度效應。對柱狀晶Ni，在動態(tài)拉伸過程中，產生形變孿晶的晶粒尺寸大約為1μm左右；對層狀晶Ni，在常規(guī)拉伸過程中，產生形變孿晶的晶粒尺寸范圍大約為200～500nm，主要為300nm左右。
　　柱狀晶C