Co56Ta35B9非晶合金薄膜纳米压痕蠕变行为研究

研究发现，仅在T_g以下几十度范围内，表面动力学所需时间比材料内部高几个数量级，这表明材料表面原子比内部原子能量高。由于玻璃表面原子的动力学比其内部快，因此能够很快地完成结构重排，使结构更趋于均匀。衬底温度Tsub是实现超稳玻璃的关键，超稳定玻璃的形成通常在接近T_g的较高温度，即Tsub= ( 0.8～0.9)T_g。随着沉积速率的降低，薄膜T_g逐渐提高。当沉积速率为1nm/min时，薄膜T_g比普通非晶合金条带的T_g高60K，甚至高于在衬底温度(0.8～0.9)T_g制备的薄膜。事实上，在超温玻璃制备过程中，原子结构也会随着衬底温度不同而发生变化。

本文采用磁控溅射法，在不同衬底温度条件下制备了具有较高T_g值的Co₅₆Ta₃₅B₉(原子分数，%，下同)非晶合金薄膜，采用纳米压痕技术研究了薄膜的蠕变行为; 并对剪切转变区体积和延迟谱进行了讨论，从而揭示了薄膜模量和硬度提高的原因。

由图1可知，在298、373和473K制备的试样均呈现出非晶所特有的漫散射峰，说明在设定磁控溅射参数条件下，可以制备出Co基非晶合金薄膜，并且随着衬底温度的提高，薄膜试样未出现晶化峰。

由图2可见，随着衬底温度的升高，最大压入深度变浅。根据纳米压痕曲线计算的模量和硬度列于表1。由于衬底温度的升高，溅射过程中原子团簇更为紧密，结构不均匀性逐渐消除，自由体积减少。

表1  Co₅₆Ta₃₅B₉非晶合金薄膜的模量、硬度、应变速率敏感指数以及剪切转变区体积

图3为薄膜试样的蠕变深度与时间关系曲线。

对蠕变过程中的硬度和应变速率分别取对数作图，如图4(b)所示，黄色区域线性部分的斜率即为应变速率敏感指数(m)，m值列于表1。由表1可知，随着衬底温度的升高，剪切转变区体积缩小，说明薄膜的塑性降低。由计算结果可知，随着衬底温度的升高，m值略微降低，说明薄膜试样的抗蠕变性能提高;在纳米压痕试验过程中，残余压入深度变浅，即塑性降低。非晶合金塑性变形常采用Argon提出的“剪切转变”模型，该模型是根据浮筏剪切试验重构局部原子重排的剪切模型。局部原子团簇越过能量势垒，通过非弹性剪切变形从一个低能量状态过渡到另一个能量较低的状态。STZ能影响原子的局部重排，进而影响变形玻璃结构演化，STZ是形变和驰豫的微观结构起源，即潜在的形变单元。当STZ体积较大时，非晶合金材料的蠕变抗力较小，从而导致较大的蠕变变形。STZ通常发生在高自由体积区，然后沿着最大剪切应力的方向形成剪切带。随着压入材料体积的增加，原子结合较弱区域扩大，从而降低了材料塑性变形开始时的应力水平。

由图5可知，随着衬底温度的升高，驰豫峰的强度降低，说明材料稳定性增加，原子排列趋于均匀，导致材料变形困难。这是材料的模量和硬度随衬底温度升高而升高的原因。

图5 不同衬底温度制备的Co₅₆Ta₃₅B₉非晶合金薄膜的延迟谱

(1)采用磁控溅射法在玻璃衬底上成功制备了Co₅₆Ta₃₅B₉非晶合金薄膜。

(2) 随着衬底温度的升高，薄膜结构中的原子排列更为均匀，在纳米压痕蠕变过程中，延迟谱峰强越低，薄膜的模量和硬度越高。

(3) 随着衬底温度的升高，非晶合金薄膜在蠕变过程中的应变速率敏感指数降低，蠕变抗力增大，剪切转变区体积缩小，塑性降低。

(4) 衬底温度高时薄膜模量和硬度的提高归因于材料稳定性的提高，以及原子排列的均匀化。

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中国微米纳米技术学会

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