Fe／Ti纳米多层薄膜退火初期的扩散行为
铁基多层纳米磁性薄膜的组织与磁性能研究
料 的最 大磁 能 积 ， 以在 靶材 的制 备 中要严 格 控 所 制 杂质 的含 量 。本 测 试 旨在发 现材料 中影响性 能 的有 害 杂质 ， 以后 的制备 中尽 量去 处有 害杂 质 ， 在
提 高材料 的磁 学性 能 。
材料 的设 计 和制造 过程 中要 严格 控制 杂 质 的 含量 ， 别是 精 密 材料 对 这 方 面 的要 求 更 高 。杂 特 质 的引入会 极 大 地 影 响 材料 的磁 学 性 能 ， 降低 材
在 加 工过程 中部 分 脱 落 造 成 ， 落 面 积所 占比例 脱
２． ５ ２． ５ ０
２ ５ ． ０
ｌ ５ ７． ５ １ ５
很 小 ， 明 薄 膜 层 问 结 合 极 为牢 固 ， 状 结 构 良 说 层 好 。 图 ２测 得 薄膜 的厚 度 为 ２０ ０ ｍ， 论 值 １．６ｎ 理 为 ２ ６０ ｍ， 验 值与 理 论值 符 合 得 非 常好 ， １ ．０ｎ 试 误
【 摘要】 利用表面刻蚀镀膜技术制备 了铁基 多层纳米磁性 薄膜 ， 通过 刻蚀镀膜控制参数
的调整 ， 可以精确地控制薄膜的厚度。然后对薄膜进行退火处理 ， 使薄膜晶化。最后 ， 对薄膜磁
『能进 行 了测量 。 生
【 关键词 】 磁性薄膜
多层磁性能组织Fra bibliotek Ｓ ＴＵＤＹ ｏＮ Ｉ Ｍ ＣＲｏＳ ＴＲＵＣＴＵＲＥ ＡＮＤ ＰＲｏＰＥＲＴＩ Ｆ ＥＳ ｏ ＦＥＲＲｏ ＵＳ Ｍ ＡＧＮＥＴＩ ＮＡＮｏ ． ＬＭ Ｓ Ｃ ＦＩ
【 ｂｔ ｃ 】 Ｆｒ ｕ ｍ ｇｅｃ ｎｎ ・ ｍ ｅ ｂ ｉ ｄ ｂ ｐｔ ｒ ｇ ｔ ｈｏ ｇ．Ｔ ｅ Ａ ｓ ａｔ ｅ ｏｓ ａｎｔ ａｏ ｌ ｓｗ ｒ ｏｔｎ ｙ ｓｕ ｅ ｎ ｅ ｎｌ ｙ ｈ ｒ ｒ ｉ ｉ ｆ ｅ ａｅ ｔｉ ｃ ｏ
DLC_基纳米多层膜摩擦学性能的研究进展与展望
表面技术第53卷第8期DLC基纳米多层膜摩擦学性能的研究进展与展望汤鑫1，王静静1*，李伟1，胡月1，鲁志斌2，张广安2（1.上海理工大学 材料与化学学院，上海 200093；2.中国科学院兰州化学物理研究所 固体润滑国家重点实验室，兰州 730000）摘要：类金刚石（DLC）薄膜是一种良好的固体润滑剂，能够有效延长机械零件、工具的使用寿命。
DLC 基纳米多层薄膜的设计是耐磨薄膜领域的一项研究热点，薄膜中不同组分层具备不同的物理化学性能组合，能从多个角度（如高温、硬度、润滑）进行设计来提升薄膜力学性能、摩擦学性能以及耐腐蚀性能等。
综述了DLC多层薄膜的设计目的与研究进展，以金属/DLC基纳米多层膜、金属氮化物/DLC基纳米多层膜、金属硫化物/DLC基纳米多层膜以及其他DLC基纳米多层膜为主，对早期研究成果及现在的研究方向进行了概述。
介绍了以上几种DLC基纳米多层膜的现有设计思路（形成纳米晶/非晶复合结构、软/硬交替沉积，诱导转移膜形成，实现非公度接触）。
随后对摩擦机理进行了分析总结：1）层与层间形成特殊过渡层，提高了结合力；2）软/硬的多层交替设计，可以抵抗应力松弛和裂纹偏转；3）高接触应力和催化作用下诱导DLC中的sp3向sp2转化，形成高度有序的转移膜，从而实现非公度接触。
最后对DLC基纳米多层膜的未来发展进行了展望。
关键词：DLC基纳米多层膜；力学性能；摩擦学性能；摩擦机理；结构中图分类号：TH117.1；TH142.2文献标志码：A 文章编号：1001-3660(2024)08-0052-11DOI：10.16490/ki.issn.1001-3660.2024.08.005Research Progress and Prospects on Tribological Propertiesof DLC Based Nano-multilayer FilmsTANG Xin1, WANG Jingjing1*, LI Wei1, HU Yue1, LU Zhibin2, ZHANG Guang'an2(1. School of Materials and Chemistry, Shanghai University of Technology, Shanghai 200093, China; 2. State Key Laboratory ofSolid Lubrication, Lanzhou Institute of Chemical Physics, Chinese Academy of Sciences, Lanzhou 730000, China)ABSTRACT: Friction and wear can cause surface damage of materials, especially metal materials, and shorten the service life of work pieces. DLC (diamond-like carbon) is an amorphous carbon film composed of mixed structures, usually formed by the mixture of sp2 carbon and sp3 carbon. With high hardness, low friction coefficient, good chemical inertness and biocompatibility, DLC is a kind of film with great potential, which has a wide range of applications in mechanical, electrical, biomedical engineering and other fields. Its super-hard, wear-resistant and self-lubricating properties meet the technical requirements of the modern manufacturing industry. It is widely used as solid lubricant for the surfaces of contact parts that rub against each other.收稿日期：2023-05-08；修订日期：2023-10-12Received：2023-05-08；Revised：2023-10-12基金项目：中国科学院兰州化学物理研究所固体润滑国家重点实验室开放课题（LSL-2205）；上海高校青年教师培养资助计划Fund：Open Project of State Key Laboratory of Solid Lubrication, Lanzhou Institute of Chemical Physics, Chinese Academy of Sciences (LSL-2205); Shanghai University Youth Teacher Training Assistance Program引文格式：汤鑫, 王静静, 李伟, 等. DLC基纳米多层膜摩擦学性能的研究进展与展望[J]. 表面技术, 2024, 53(8): 52-62.TANG Xin, WANG Jingjing, LI Wei, et al. Research Progress and Prospects on Tribological Properties of DLC Based Nano-multilayer Films[J]. Surface Technology, 2024, 53(8): 52-62.*通信作者（Corresponding author）第53卷第8期汤鑫，等：DLC基纳米多层膜摩擦学性能的研究进展与展望·53·Compared with single-layer DLC films with single component, DLC based nano-multilayer films with alternating layers of two or more components can improve the mechanical and tribological properties better, which is due to that different layers in the nano-multilayer films have different combinations of physical and chemical properties. Therefore, it can be designed from many aspects (such as high temperature, hardness, lubrication, and corrosion) to improve the mechanical properties, tribological properties and corrosion resistance of the films. Usually, the nano-multilayer films have good impact resistance and plastic deformation resistance ability, which can effectively inhibit the formation and propagation of cracks, and have a good cycle service life under high load conditions.In this paper, DLC based nano-multilayer films were systematically reviewed, including metal/DLC based nano-multilayer films, metal nitride/DLC based nano-multilayer films, metal sulfide/DLC based nano-multilayer films and other DLC based nanolayer films. Firstly, the design background and concept of DLC multilayer thin films were elaborated. The design idea of multilayer films was to form a gradient mixing interface between multilayers to achieve gradient changes in composition and properties. This multilayer structure could produce unique structural effects, which could effectively reduce various stresses generated during the friction process, and significantly improved the adhesion strength between film and substrate and the overall elastic modulus of the film, which had important significance for the structure evolution of DLC based nano-multilayer films and the interface action mechanism. Then, the friction mechanisms were summarized. The main friction mechanisms of DLC multilayer films were concluded as follows: 1) The nanocrystalline/amorphous structure was formed, which improved the binding force between the layers and reduced the shear force and friction force; 2) The soft/hard multilayer alternating design resisted stress relaxation and crack deflection; 3) Under the action of pressure, the amorphous carbon layer was induced to forma two-dimensional layered structure to achieve incommensurate contact and effectively reduce friction and wear. Finally, thefuture development of DLC-based nano-multilayer films was forecasted. To improve the tribological properties of DLC composite films under extreme, varied and complex conditions, it is necessary to carry out researches from multiple perspectives: 1) Establishing a multi-material system, which combines doping and multilayer gradient design; 2) Regulating the crystal growth rate and increasing the deposition rate and density of the films by multi-technology co-preparation;3) Establishing a more scientific model to study the friction mechanism of DLC.KEY WORDS: DLC based nano-multilayer films; mechanical properties; tribological properties; friction mechanism; structure摩擦磨损现象广泛存在于机械零件的直接接触中，如机械传动、齿轮咬合。
磁控溅射(Ti,Al)N纳米晶薄膜的结构和性能
磁控溅射(Ti,Al)N纳米晶薄膜的结构和性能贺春林;高建君;张金林;王苓飞;李蕊;解磊鹏;马国峰;王建明【摘要】通过在N2气氛和600℃基体温度下交替溅射Ti和Al靶并通过沉积过程中Ti和Al原子间的互扩散制备了(Ti,Al)N纳米晶薄膜.采用场发射扫描电镜、X 射线衍射和纳米压痕技术研究了薄膜的微结构和力学性能.结果表明,(Ti,Al)N膜具有细小、致密和光滑的表面结构.在交替沉积过程中Ti原子会被较小的Al原子取代,形成面心立方结构的(Ti,Al)N薄膜,并存在(200)面择优取向.与TiN薄膜相比,(Ti,Al)N薄膜的晶粒尺寸和晶格常数均有所下降;(Ti,Al)N薄膜的硬度H明显提高,而弹性模量E却稍有降低,其结果使H3/E2比值大幅提高,薄膜的抗塑性变形能力增强.(Ti,Al)N纳米晶薄膜的高性能主要归因于固溶强化机制.【期刊名称】《沈阳大学学报》【年(卷),期】2015(027)003【总页数】5页(P173-176,184)【关键词】(Ti,Al)N;纳米晶薄膜;反应溅射;微结构;力学性能【作者】贺春林;高建君;张金林;王苓飞;李蕊;解磊鹏;马国峰;王建明【作者单位】沈阳大学辽宁省先进材料制备技术重点实验室,辽宁沈阳 110044;沈阳大学辽宁省先进材料制备技术重点实验室,辽宁沈阳 110044;沈阳大学辽宁省先进材料制备技术重点实验室,辽宁沈阳 110044;沈阳大学辽宁省先进材料制备技术重点实验室,辽宁沈阳 110044;沈阳大学辽宁省先进材料制备技术重点实验室,辽宁沈阳 110044;沈阳大学辽宁省先进材料制备技术重点实验室,辽宁沈阳 110044;沈阳大学辽宁省先进材料制备技术重点实验室,辽宁沈阳 110044;沈阳大学辽宁省先进材料制备技术重点实验室,辽宁沈阳 110044【正文语种】中文【中图分类】TB174TiN薄膜因具有高硬度、高耐磨性和化学稳定性而广泛应用于机械加工刀具和模具的耐磨防护涂层[1].通常,TiN薄膜采用离子镀和磁控溅射等物理气相沉积方法制备,其力学和腐蚀性能取决于膜结构,而膜结构又与制备工艺密切相关[2-5].尽管TiN薄膜一直占据着主导位置,但由于TiN在高于500℃时会快速氧化,因而极大地限制了其应用领域.为了改进TiN膜的抗氧化性能,人们采用合金化的方法制备了三元化合物(Ti,Al)N[6-7],由于可在其表面形成一层致密、高结合强度的Al2O3层,因此(Ti,Al)N涂层的抗氧化温度可由500℃提高到925℃[8]68.同时,合金化还有利于提高薄膜的力学性能,如明显改进硬度,维持高的断裂韧性和膜基结合力等[9].本文通过在N2气氛和600℃基体温度下交替溅射Ti和Al靶并通过沉积过程中Ti和Al原子间的互扩散制备了(Ti,Al)N纳米晶薄膜,并对其结构和力学性能进行了研究.试样基体为单面抛光的单晶Si(100)片和AISI 304不锈钢板.基体用丙酮和酒精依次超声波清洗除油,冷风吹干后装入真空室准备镀膜.磁控溅射设备采用中科院沈阳科学仪器有限公司生产的JGP 450三靶磁控溅射镀膜系统.靶材为直径60mm的高纯Ti靶(99.99 %,质量分数)和高纯Al靶(99.999%,质量分数).开始溅射前,先将腔体的本底压强抽到0.6mPa后,通入高纯氩气(99.999%,质量分数),溅射Ti靶10min以获得Ti薄层用于改善界面结合强度,然后再通入高纯氮气(99.999%,质量分数),其中氩气和氮气的流量分别为30和4mL/min,Ti靶(DC)电流0.2A,Al靶(RF)功率150W,负偏压-70V,基体温度600℃,工作气压0.5Pa,通过计算机控制靶材挡板的打开时间来交替沉积TiN和AlN薄膜,Ti和Al靶溅射时间均为7s,周期数为300;TiN单层膜的沉积时间为1h.采用场发射扫描电镜(S 4800 FESEM)分析表面和断面形貌,用Bede-D1型X射线衍射仪(XRD)对样品进行物相分析,X射线源为CuKα(λ=0.154056nm)射线,扫描范围30°~90°.用MTS XP纳米压痕仪测量薄膜的硬度和弹性模量,用Berkovich三棱锥金钢石压头,最大载荷选用1.5mN以确保压痕深度/膜厚比值小于1/7以避免基体对测量的影响.纳米压痕实验进行5次,取平均值,以确保数值重现性.图1为不同偏压下沉积的TiN和(Ti,Al)N薄膜FESEM表面形貌.与相同条件下沉积的TiN薄膜相比,(Ti,Al)N薄膜表面更为均匀、光滑、致密,缺陷也更少些.这是因为采用了适中的负偏压(-70V)和高的沉积温度(600℃),能够确保表面吸附原子的迁移率足够大而反溅射作用不明显[10].由图1可见,薄膜组织非常细,TiN和(Ti,Al)N薄膜均属于纳米结构薄膜.图2为薄膜的横截面FESEM形貌,由图可见,TiN和(Ti,Al)N薄膜都具有柱状晶结构,这也是磁控溅射TiN和(Ti,Al)N薄膜的典型结构[11-12].TiN和(Ti,Al)N薄膜厚度分别为338和293nm.假如TiN单层的沉积速率不变,而且在薄膜制备过程中,Ti和Al原子间不存在扩散过程,那么,计算出的(Ti,Al)N薄膜中TiN和AlN单层厚度分别为0.66和0.32nm.事实上,在600℃高温沉积过程中Ti和Al原子间的互扩散过程不可避免.由于TiN和AlN单层厚度非常薄,因此通过本文所采用的在N2气氛和600℃基体温度下交替溅射Ti和Al靶,是完全可能制备出(Ti,Al)N薄膜(不是TiN/AlN多层膜)的.图3为TiN和(Ti,Al)N纳米薄膜的XRD图谱. 图谱中的43.6°,44.3°,50.7°,64.6°和82.3°衍射峰为AISI 304基体,在36.3°,42.3°,61.5°,74.3°和77.7°衍射峰分别对应TiN的(111),(200),(220),(311)和(222)晶面, 其中的择优取向为(200)晶面. 由图3可看出,(Ti,Al)N纳米薄膜的XRD图谱与TiN薄膜几乎完全相同, 只是其峰位稍有右移[8]73. 文献[13]认为这些峰对应的是(Ti,Al)N薄膜. 这表明Al原子取代了TiN晶格中的Ti原子形成了(Ti,Al)N固溶体.由布拉格方程2dsinθ=λ可知,衍射角增大则晶面间距d将减小,于是,基于(111)面计算出的晶格常数a=30.5d也将变小.表1给出了晶格常数计算结果.由于金属Al 的原子半径(rAl=0.143nm)小于Ti(rTi=0.146nm),在600℃高温的成膜过程中,Ti 和Al原子间的互扩散导致Al原子取代了TiN晶格中的部分Ti原子,形成了(Ti,Al)N固溶体,其结果使(Ti,Al)N纳米薄膜的晶格常数a减小[8]67.理论上,对所有具有B1 NaCl-型fcc结构的过渡金属氮化物,它们的(200)面具有最低的表面自由能[14],因此薄膜具有强的(200)晶面择优取向.在薄膜生长过程中,织构的演变实际上与表面能和应变能的竞争有关.在总能量中当表面能为主时,薄膜沿(200)面生长;而当应变能为主时,薄膜沿(111)面生长[15].本文中,当Al原子进入TiN晶格中后,会导致部分Ti原子被更小的Al原子取代,引起TiN晶格畸变,结果导致应变能增加.于是,(200)面择优取向强度下降,与此同时,(111)面取向则有所增加(见图3).根据X射线衍射理论,晶粒尺寸在100nm以下时,衍射峰的宽度会随着晶粒尺寸的减小而变宽,薄膜的晶粒尺寸可由Debye-Scherrer 公式计算得出:式中:D为晶粒尺寸(nm);K为常数(K=0.91);λ为入射X射线的波长(nm);β为衍射峰的半高宽(Rad);θ为布拉格角(°).对(111)晶面,由式(1)计算得到的TiN和(Ti,Al)N纳米薄膜的晶粒尺寸分别为11.3和9.1nm(见表1),这表明Al原子取代TiN晶格中的部分Ti原子后,薄膜的晶粒尺寸稍有减小.TiN和(Ti,Al)N纳米薄膜具有细小的晶粒尺寸是由于高能撞击离子进入TiN致密膜的晶格中,所形成的大量缺陷会增加择优形核点数量,导致晶粒细化[16].采用纳米压痕仪测得的TiN和(Ti,Al)N纳米薄膜的硬度和弹性模量列于表1.由表1可见,Ti原子被更小的Al原子取代后会导致薄膜的H由(25.8±1.9)GPa增加到(30.0±2.2)GPa,而E则由(322.9±20.0)GPa降到(311.1±23.5)GPa.(Ti,Al)N纳米薄膜的高力学性能归因于如下机制:①晶粒细化机制.由于TiN和(Ti,Al)N纳米薄膜的晶粒尺寸仅为9.1~11.3nm(表1),根据Hall-Petch方程,TiN和(Ti,Al)N薄膜会显示出高的力学性能.但由于TiN和(Ti,Al)N薄膜的晶粒尺寸差别不大,因此Hall-Petch方程不能解释为何TiN和(Ti,Al)N薄膜的硬度存在较大差异.②固溶硬化机制[8]68.Ti被更小的Al原子取代会诱导晶格应变,结果会导致硬度增加.固溶硬化是导致(Ti,Al)N比TiN纳米薄膜具有更高硬度的主要因素.文献[17-18]报道,硬度和弹性模量具有类似的行为,即硬度大的涂层其弹性模量也大.本文的实验结果与文献[17-18]不一致,但与文献[19]相似.文献[19]认为,纳米层状CrTiAlN薄膜尽管硬度与TiN薄膜相近但比CrN更高,但其弹性模量却比TiN和CrN薄膜都低.与TiN薄膜相比,(Ti,Al)N纳米薄膜有更高的硬度和更低的弹性模量,意味着(Ti,Al)N薄膜具有更高的H3/E2比(见表1).通常,可用硬度和弹性模量比H3/E2来表征薄膜的韧性,该比值越高,表明薄膜的抵抗塑性变形能力也越高[20-21].由表1可见,本文所制备的(Ti,Al)N纳米薄膜的H3/E2比为0.28GPa,比TiN薄膜的0.17GPa提高了64.7%.这表明(Ti,Al)N纳米薄膜的抗开裂能力得到了大幅提高.通过在N2气氛、600℃基体温度下交替溅射Ti和Al靶并通过沉积过程中Ti和Al原子间的互扩散制备了(Ti,Al)N纳米晶薄膜.(Ti,Al)N膜组织细小、致密和光滑,具有明显的柱状晶结构.在交替沉积过程中Ti原子会被较小的Al原子取代,形成面心立方结构的(Ti,Al)N薄膜,其择优取向为(200)面.与同条件下形成的TiN薄膜相比,(Ti,Al)N薄的晶粒尺寸稍有减小,为9.1nm,晶格常数也有所下降;(Ti,Al)N薄膜的硬度明显提高,而弹性模量却稍有下降,其结果使H3/E2比值大幅提高,表明该薄膜具有更高的抵抗塑性变形能力.(Ti,Al)N纳米晶薄膜的强化效应主要归因于固溶强化机制.【相关文献】[1] Musil J, Vlcek J. A Perspective of Magnetron Sputtering in Surface Engineering[J]. Surfa ce and Coatings Technology, 1999,112(1/2/3):162-169.[2] Wang H L, Zhang S, Li Y B, et al. Bias Effect on Microstructure and Mechanical Properti es of Magnetron Sputtered Nanocrystalline Titanium Carbide Thin Films[J]. Thin Solid Film s, 2008,516(16):5419-5423.[3] Devia D M, Restrepo-Parra E, Arango P J, et al. TiAlN Coatings Deposited by Triode Magnetron Sputtering Varyi ng the Bias Voltage[J]. Applied Surface Science, 2011,257(14):6181-6185.[4] Gangopadhyay S, Acharya R, Chattopadhyay A K, et al. Effect of Substrate Bias Voltage on Structural and Mechanical Properties of Pulsed DC Magnetron Sputtered TiN-MoSx Composite Coatings[J]. Vacuum, 2010,84(6):843-850.[5] 贺春林,朱跃长,张金林,等. 磁控溅射沉积TiN薄膜工艺优化[J]. 沈阳大学学报:自然科学版, 2014,26(4):272-276.(He Chunlin, Zhu Yuechang, Zhang Jinlin, et al. Process Optimization of TiN Thin Films Pre pared by Magnetron Sputtering[J]. Journal of Shenyang University: Natural Science, 2014, 26(4):272-276).[6] Jehn H A, Hofmann S, Ruckborn V, et al. Morphology and Properties of Sputtered (Ti,Al )N Layers on High Speed Steel Substrates as a Function of Deposition Temperature and S puttering Atmosphere[J]. Journal of Vacuum Science & Technology A, 1986,4(6):2701-2705.[7] Hakansson G, Sundgren J E. Microstructure and Physical Properties of Polycrystalline M etastable Ti0.5Al0.5N Alloys Grown by d.c. Magnetron Sputter Deposition[J]. Thin Solid Fil ms, 1987,153(1/2/3):55-65.[8] 宋贵宏,杜昊,贺春林. 硬质与超硬涂层—结构、性能、制备与表征[M]. 北京:化学工业出版社, 2007.(Song Guihong, Du Hao, He Chunlin. Hard and Superhard Coatings: Microstructure, Prope rties, Preparation and Characterization[M]. Beijing: Chemical Industry Press, 2007.)[9] Cavaleiro A, De Hosson J T M. Nanostructured Coatings[M]. New York: Springer-Verlag, 2006.[10] Patsalas P, Charitidis C, Logothetidis S. The Effect of Substrate Temperature and Biasi ng on the Mechanical Properties and Structure of Sputtered Titanium Nitride Thin Films[J]. Surface and Coatings Technology, 2000,125(1/2/3):335-340.[11] Grips V K W, Barshilia H C, Selvi V E, et al. Electrochemical Behavior of Single Layer Cr N, TiN, TiAlN Coatings and Nanolayered TiAlN/CrN Multilayer Coatings Prepared by React ive Direct Current Magnetron Sputtering[J]. Thin Solid Films, 2006,514(1/2):204-211. [12] Cunha L, Andritschky M, Rebouta L, et al. Corrosion of TiN, (TiAl)N and CrN Hard Coat ings Produced by Magnetron Sputtering[J]. Thin Solid Films, 1998,317(1/2):351-355. [13] Chen J T, Wang J, Zhang F, et al. Characterization and Temperature Controlling Prope rty of TiAlN Coatings Deposited by Reactive Magnetron Co-Sputtering[J]. Journal of Alloys and Compounds, 2009,472(1/2):91-96.[14] Rong S Q, He J, Wang H J, et al. Effects of Bias Voltage on the Structure and Mechani cal Properties of Thick CrN Coatings Deposited by Mid-Frequency Magnetron Sputtering[J]. Plasma Science and Technology, 2009,11:38-41. [15] Xiao L S, Yan D R, He J N, et al. Nanostructured TiN Coating Prepared by Reactive Plas ma Spraying in Atmosphere[J]. Applied Surface Science, 2007,253(18):7535-7539. [16] Mattox D M. Particle Bombardment Effects on Thin-Film Deposition: A Review[J]. Journal of Vacuum Science & Technology A, 1989,7(3):1105-1114.[17] Hsu C H, Chen K L, Lin Z H, et al. Bias Effects on the Tribological Behavior of Cathodic Arc Evaporated CrTiAlN Coatings on AISI 304 Stainless Steel[J]. Thin Solid Films, 2010,518( 14):3825-3829.[18] Rebholz C, Leyland A, Matthews A, et al. Correlation of Elastic Modulus, Hardness and Density for Sputtered TiAlBN Thin Films[J]. Thin Solid Films, 2006,514(1/2):81-86. [19] Yang Q, Zhao L C, Cai F, et al. Wear, Erosion and Corrosion Resistance of CrTiAlN Coat ing Deposited by Magnetron Sputtering[J]. Surface and Coatings Technology, 2008,202(1 6):3886-3892.[20] Tsui T Y, Pharr G M, Oliver W C, et al. Nanoindentation and Nanoscratching of Hard C arbon Coatings for Magnetic Disks[J]. Materials Research Society Symposium Proceeding, 1995,383:447-451.[21] Musil J, Kunc F, Zeman H, et al. Relationships between Hardness, Young’s Modulus a nd Elastic Recovery in Hard Nanocomposite Coatings[J]. Surface & Coatings Technology, 2002,154(2/3):304-313.。
纳米多层膜的界面微结构与超硬度
纳米多层膜的界面微结构与超硬度Ξ徐 益1,2,钟富平2,黄 楠1(1.西南交通大学材料学院,四川成都610031;2.重庆工业职业技术学院,重庆400050)摘 要: 综述了近年来纳米多层膜界面微结构及超硬度效应的研究进展,表明纳米多层膜硬化的主要机制是位错镜像力及hall2petch模型,超模效应及晶格错配引起的交变应变场对硬化起次要作用。
关键词: 纳米多层膜;界面微结构;超硬效应中图分类号: O48文献标识码:A 文章编号:100129731(2004)05205412041 引 言纳米多层膜是由两种及以上材料以纳米级厚度相互交替生长而成的成分或结构可调制的多层薄膜结构。
当调制周期Λ比薄膜晶格常数大几倍或更长时,又称为超晶格。
通过改变材料组合、调制周期Λ及调制比R,可制备出多种纳米多层膜。
从薄膜材料种类可分为金属/金属、陶瓷/陶瓷、金属/陶瓷纳米多层膜;从晶体结构可分为单晶/单晶、多晶/多晶、非晶/多晶、非晶/非晶纳米多层膜;从界面结构可分为同结构共格界面、异结构共格界面、非共格界面纳米多层膜等。
Y ang等[1]在1977年首先发现Au/Ni、Cu/Pd超晶格在Λ=5～10nm时存在超模(硬)效应。
随后Warren[2]、Henein[3]和Tsakalakos[4]等相继在Ag/Pd、Cu/Ni膜中发现同样结果,但在Cu/Au、TiN/TiB2、TiC/TiB2、TiN/TiC中未发现超硬效应[5]。
因此纳米多层膜的超硬度仅发生在某些材料组合中,与材料种类、弹性模量差异、界面反应状态、位错线能量、制备工艺等有关[5],尤其是与界面结构特征有重要的对应关系。
本文就纳米多层膜界面微结构及强度提高机制进行了概述。
2 同结构晶体/晶体纳米多层膜2.1 陶瓷/陶瓷纳米多层膜这类膜主要以过渡族金属氮化物TiN/MoN、TiN/VN、TiAlN/ZrN、TiN/CrN等为主。
这类氮化物本身就具有高硬度,沉积成多层膜时,膜的硬度就更高。
02-知识点3-5 扩散课件
实际扩散工艺
➢ 一步工艺 是惰性气氛下的恒定源扩散，杂质分布服从余误 差函数；
➢ 两步工艺 分为预淀积（预扩散）、再分布（主扩散）两步。 预淀积是惰性气氛下的恒定源扩散，目的是在扩散窗口硅 表层扩入总量Q一定的杂质。 再分布是氧气氛或惰性气氛下的有限源扩散，将窗口杂质 再进一步向片内扩散，目的是使杂质在硅中具有一定的表 面浓度Cs、分布C（x）、且达到一定的结深xj，有时还需 生长氧化层。
集成电路设计基
础
华中科技大学
武汉国际微电子学院
3.5 集成电路制造工艺--扩散
雷鑑铭
扩散概述
➢ 扩散是集成电路制造工艺中最基本的工艺之一，是在约 1000℃的高温、p型或n型杂质气氛中，使杂质向衬底硅 片的确定区域内扩散，达到一定浓度，实现半导体定域、 定量掺杂的一种工艺方法，也称为热扩散。
➢ 目的是通过定域、定量扩散掺杂改变半导体导电类型、电 阻率或形成PN结。
扩散机制
➢ 扩散是物质内质点运动的基本方式，当温度高于绝对零 度时，任何物系内的质点都在作热运动。
➢ 杂质在半导体中的扩散是由杂质浓度梯度或温度梯度 （物体中两相的化学势不相等）引起的一种使杂质浓度 趋于均匀的杂质定向运动。
➢ 扩散是一种传质过程，宏观上表现出物质的定向迁移。 ➢ 扩散是一种自然现象，是微观粒子热运动的形式，结果
使其浓度趋于均匀。
固相扩散工艺
➢ 微电子工艺中的扩散，是杂质在晶体内的扩散，是固相 扩散工艺。
➢ 固相扩散是通过微观粒子一系列随机跳跃来实现的，这 些跳跃在整个三维方向进行，主要有三种方式 间隙式扩散 替位式扩散 间隙—替位式扩散
扩散的微观机制
(a) 间隙式扩散（interstitial） (b) 替位式扩散（substitutional）
磁性材料的研究进展及其发展方向
总第149期2005年第5期河北冶金H EB EI M ETALLU R G YTo tal 1492005,N um ber 5收稿日期:2005-05-06磁性材料的研究进展及其发展方向丁占来1,岑 玮2,于旭光1(11石家庄铁道学院 材料科学与工程系,河北 石家庄 050043;21河北省冶金研究院,河北 石家庄 050031)摘要:介绍了软磁材料、硬磁材料、磁力学材料、磁电子材料四种磁性材料的近期研究进展、每种材料的主要性能以及调控这些性能的主要方法,分析了纳米永磁材料、非晶体磁纤维、铁磁形状记忆合金、巨磁阻材料等的现状及其发展方向。
关键词:磁性材料;硬磁;软磁;纳米磁体中图分类号:T M271 文献标识码:A文章编号:1006-5008(2005)05-0015-04RESEARCH PROGRESS AND DEVELOP I N G TREND OF MAG NETI C MATER I A LD I N G Zhan -lai 1,CE N W ei 2,Y U Xu -guang1(1.Material Science and Engineering Depart m ent,Shijiazhuang Rail w ay I nstitute,Shijiazhuang,Hebei,050043;2.Metallurgy Research I nstitute of Hebei,Shijiazhuang,Hebei,050031)Abstract:The latest research p r ogress on f our kinds of magnetic material:s oft,hard,magnetics and magnetic electr onic is intr oduced as well as their main p r operties and main methods t o adjust and contr ol the p r operties,it is analyzed the p resent situati on and devel op ing trend of NM per manent magnetic material,non -crystal mag 2netic fiber,ferr omagnetic mar men,giant magnetic resistance material .KeyWords:magnetic material;hard magnet;s oft magnet;NM magnetic base1 前言磁性材料广义上分为两大类:软磁材料和硬磁材料。
退火温度对高介电HfO2薄膜的微结构和形貌的影响
退火温度对高介电ＨｆＯ2薄膜的微结构和形貌的影响采用等离子氧化金属薄膜法制备了HfO2栅介质薄膜,并研究了HfO2栅介质薄膜的微结构和表面形态随退火温度的变化而发生的变化规律。
研究表明:随着退火温度的升高，HfO2薄膜的晶体结构发生了变化，从沉积时的非晶态过渡到晶态，从四方转变到四方和单斜相共存，最后又过渡到单斜相。
扫描电镜分析表明随着退火温度的升高，HfO2薄膜的内部结构趋向致密与平整。
标签：HfO2薄膜; 等离子氧化; 微结构; 形貌1 引言随着微电子技术的飞速发展，MOSFET 特征尺寸按摩尔定律不断缩小，作为栅介质层SiO2 的厚度迅速接近它的物理极限，以此为背景应用于下一代MOSFET 的高介电栅介质材料成为当今微电子材料的研究热点。
HfO2是目前最有希望在下一代CMOS工艺中代替SiO2的栅材料。
HfO2不仅具有适中的介电常数值(～25)，可以在不过度提高栅氧化物堆栈高度的情况下获得所需的等效Si02厚度(EOT) ；而且具有相当高的禁带宽度，对Si的导带偏移△Ec大于1 eV，在与栅电极和Si衬底接触时能保持较大的接触势垒, 该特性是大部分高k材料不具备的。
高的势垒可有效地阻止电子(或空穴)的Schottky穿过，即降低了超薄膜的隧穿电流。
HfO2在能带结构上很好地满足了高k材料的选择标准。
2 实验实验所用的衬底为单面抛光的P 型单晶Si(100),阻值4~12Ωcm, 在硅衬底上沉积HfO2 之前，我们对衬底进行了标准的清洗和高压电离清洗。
磁控溅射系统的本底真空小于2×10-4Pa, 溅射的铪靶纯度为99.99%,溅射的气体为高纯度的Ar(99.999%),直流溅射的功率为40W，溅射气压达3.5Pa,溅射时间5min, 所获取的金属铪膜转移到等离子体增强化学气相沉积腔室中，经换位等离子体氧化直接得到Hf2薄膜；等离子体氧化时所设实验参数为，通入的Ar:O2=6:1,工作气压19Pa, 工作功率200W，衬底盘温度设置为400oC,氧化时间30min。
【国家自然科学基金】_扩散规律_基金支持热词逐年推荐_【万方软件创新助手】_20140801
53 54 55 56 57 58 59 60 61 62 63 64 65 66 67 68 69 70 71 72 73 74 75 76 77 78 79 80 81 82 83 84 85 86 87 88 89 90 91 92 93 94 95 96 97 98 99 100 101 102 103 104 105 106
科研热词 数值模拟 扩散 氯离子 耐久性 热力学 枝晶生长 数学模型 扩散系数 扩散磨损 转移密度 薄膜 结晶 粉煤灰 界面 电导率 温度 混凝土 海工混凝土 氧化磨损 气体扩散 模拟 时效 排放 扩散火焰 微观组织 复合材料 动力学 分形介质 入境旅游流 元胞自动机 信息扩散 二维扩散 黑龙江 黄河三角洲 高阶紧致差分方法 高铁锰 高速电弧喷涂 高程 高浊 高含沙异重流 高压 飞秒激光 风险评估 风险 风蚀 风场 颗粒床 非饱和状态 非线性迭代方法 非线性动力分析 非稳态泄漏 非真实感绘制
107 108 109 110 111 112 113 114 115 116 117 118 119 120 121 122 123 124 125 126 127 128 129 130 131 132 133 134 135 136 137 138 139 140 141 142 143 144 145 146 147 148 149 150 151 152 153 154 155 156 157 158 159 160
1 1 1 1 1 1 1 1 ቤተ መጻሕፍቲ ባይዱ 1 1 1 1 1 1 1 1 1 1 1 1 1 1 1 1 1 1 1 1 1 1 1 1 1 1 1 1 1 1 1 1 1 1 1 1 1 1 1 1 1 1 1 1 1
53 54 55 56 57 58 59 60 61 62 63 64 65 66 67 68 69 70 71 72 73 74 75 76 77 78 79 80 81 82 83 84 85 86 87 88 89 90 91 92 93 94 95 96 97 98 99 100 101 102 103 104 105 106
Fe3N纳米晶薄膜退火过程的结构演变及其磁性
２ ０ １ ３年 １ １月
研 究 简 报
Ｆ ｅ ３ Ｎ 纳米 晶薄 膜 退 火 过 程 的 结构 演 变 及 其磁 性
王丽 丽 ，闫 岩 ，安 涛 ，卢 歆 ， 谭 芳， 王立杰 ， 邹 林
（ 长春大学 理学院 ， 长春 １ ３ ０ 方 法 ，在 氮 气分压 为 １ ０ 的条 件下 获得 了单相 纳米 晶 ￣ － Ｆ ｅ 。 Ｎ 磁性
ｓ ｐｕ ｔ ｔ ｅ ｒ ｉ ｎ ｇ．Ｔｈｅ ｆ ｉ ｌ ｍｓ ｗｅ ｒ ｅ ａ ｎ ｎｅ ａ ｌ ｅ ｄ ａ ｔ ｄ ｉ ｆ ｆ ｅ ｒ ｅ ｎ ｔ ｔ ｅ ｍｐｅ ｒ ａ ｔ ｕ ｒ ｅ ｓ ｏ ｆ ５ ００， ６ ０ ０， ７ ０ ０， ８ ０ ０。 Ｃ ｉ ｎ ｖａ ｃ ｃ ｕｍ ．Ｔｈｅ ｓ ｔ ｒ ｕ ｃ ｔ ｕｒ ｅ ａ ｎ ｄ ｍａ ｇｎ ｅ ｔ ｉ ｃ ｐｒ ｏ ｐｅ ｒ ｔ ｉ ｅ ｓ ｏ ｆ ｔ ｈｅ ｆ ｉ ｌ ｍｓ ｗｅ ｒ ｅ ｃ ｈａ ｒ ａ ｃ ｔ ｅ ｒ ｉ ｚ ｅ ｄ ｖ ｉ ａ ａ ｎ Ｘ— ｒ ａ ｙ ｄ ｉ ｆ ｆ ｒ ａ ｃ ｔ ｏ ｍｅ ｔ ｅ ｒ（ ＸＲＤ） ａ ｎ ｄ ｖ ｉ ｂ ｒ ａ ｔ ｉ ｎ ｇ ｓ ａ ｍｐ ｌ ｅ ｍａ ｇ ｎｅ ｔ ｏｍｅ ｔ ｅ ｒ（ ＶＳＭ ） ． Ｔｈｅ ｒ ｅ ｓ ｕｌ ｔ ｓ ｓ ｈｏ ｗ ｔ ｈａ ｔ ｔ ｈｅ ｓ ｔ ｒ ｕｃ ｔ ｕｒ ｅ ｓ ｏｆ￡ 一 Ｆｅ ３ Ｎ ｆ ｉ ｌ ｍｓ ｗｅ ｒ ｅ ｓ ｔ ｉ ｌ ｌ ｓ ｔ ａ ｂｌ ｅ ｕ ｎｄ ｅ ｒ ｔ ｈｅ ａ ｎｎ ｅ ａ ｌ ｉ ｎｇ ｔ ｅ ｍｐｅ ｒ ａ ｔ ｕｒ ｅ ｏ ｆ ６ ０ ０ ℃ ．Ｔｈｅ ｓ ａ ｔ ｕ ｒ ａ ｔ ｉ ｏｎ ｍａ ｇ ｎｅ ｔ ｉ ｚ ａ ｔ ｉ ｏｎ （ Ｍ ）ｏ ｆ ｔ ｈｅ ｆ ｉ ｌ ｍｓ ｄ ｉ ｄ ｎｏ ｔ ｃ ｈａ ｎ ｇ ｅ ｓ ｉ ｇｎ ｉ ｆ ｉ ｃ ａ ｎ ｔ ｌ ｙ． Ｔｈｅ ｃ ｏｅ ｒ ｃ ｉ ｖｉ ｔ ｙ ｏ ｆ ｔ ｈｅ ｆ ｉ ｌ ｍｓ ｄｅ ｃ ｒ ｅ ａ ｓ ｅ ｄ ａ ｔ ｆ ｉ ｒ ｓ ｔ ａ ｎｄ ｔ ｈ ｅ ｎ ｉ ｎ ｃ ｒ ｅ ａ ｓ ｅ ｄ．
金刚石薄膜的表面金属化及与Ti薄膜的界面扩散反应的AES研究
金刚石薄膜的表面金属化及与Ti薄膜的界面扩散反应的AES
研究
郑斌
【期刊名称】《材料工程》
【年(卷),期】1998(000)008
【摘要】利用磁控溅射的方法在金刚石薄膜表面沉积了２５０ｎｍ厚的金属Ｔｉ层，通过３００￣６００℃的真空热处理，促进了Ｔｉ与金刚石之间的界面扩散反应。
利用俄歇电子能谱研究了Ｔｉ／金刚石薄膜界面的结合状态，发现在界面上形成了Ｔｉ的碳化物。
并发现Ｔｉ与金刚石薄膜发生了大幅度的界面扩散反应，Ｔｉ元素渗入金刚石层达６００ｎｍ，促进了Ｔｉ与金刚石之间形成良好的化学结合，为获得高性能的金刚石切削工具提供了可能。
界面扩散反
【总页数】1页(P16)
【作者】郑斌
【作者单位】清华大学;清华大学
【正文语种】中文
【中图分类】O484.1
【相关文献】
1.采用Cu/Ti过渡层沉积金刚石薄膜刀具的界面结构 [J], 黄扬风;马志斌;汪建华;梅文明
2.Ti/ZrN2/Al薄膜界面扩散反应的研究 [J], 朱永法;殷木省;王莉;姚文清;嵇世山;曹
立礼
3.超高分子量聚乙烯表面金属化及类金刚石薄膜沉积复合处理研究 [J], 裴亚楠;谢东;郐睍;孙鸿;冷永祥;黄楠
4.Ti/ZrN2/Si薄膜界面扩散反应的研究 [J], 王莉;殷木省;朱永法
5.金属/石墨界面扩散反应的AES研究 [J], 姚文清;朱永法;郑斌;曹立礼
因版权原因，仅展示原文概要，查看原文内容请购买。
退火条件对FeSiCoB薄膜应力阻抗效应的影响
第5期电子元件与材料V ol.24 No.5 2005年5月ELECTRONIC COMPONENTS & MATERIALS May 2005退火条件对FeSiCoB薄膜应力阻抗效应的影响谌贵辉1,2，杨国宁1，张万里1，彭斌1，蒋洪川1（1. 电子科技大学微电子与固体电子学院，四川 成都 610054；2. 西昌学院物理系，四川 西昌 615022）摘要:为了提高FeCoSiB薄膜和FeCoSiB/Cu/FeCoSiB多层膜的磁弹性能，利用磁控溅射方法在玻璃基片上沉积制备薄膜样品，并在真空中退火。
测试了不同温度退火后，薄膜样品的应力阻抗效应。
结果表明，退火处理条件对薄膜的应力阻抗效应有较大的影响。
在6.4 kA·m–1磁场下，薄膜经300℃、40 min退火处理后，单层FeCoSiB和多层FeCoSiB/Cu/FeCoSiB的应力阻抗效应分别为1.86%和8.30%。
关键词:电子技术；磁弹性薄膜；多层膜；应力阻抗；磁控溅射；退火处理中图分类号: TB303; TG156.2 文献标识码:A 文章编号:1001-2028（2005）05-0005-03Influence of Annealing Conditions on the Stress Impedance Effectof FeCoSiB Magnetoelastic Thin FilmsCHEN Gui-hui1,2, YANG Guo-ning1, ZHANG Wan-li1,PENG Bin1, JIANG Hong-chuan1(1. School of Microelectronic & Solid State Electronic, UESTC, Chengdu 610054, China; 2. Department of Physics, XichangCollege, Xichang 615022, China)Abstract: The FeCoSiB film and FeCoSiB/Cu/FeCoSiB multilayer film were deposited on glass substrates by magnetron sputtering. These samples were post-annealed in vacuum to improve the magnetoelastic property. The stress impedance effects of the as-deposited films at different annealing temperature were also investigated. The results show that the stress impedance effects obviously depend on the annealing conditions. The stress impedance effects (∆Z/Z) of the FeCoSiB single-film and the FeCoSiB/Cu/FeCoSiB multilayer film both annealed at 300℃for 40 min with 80 Oe magnetic field are 1.86% and 8.30%, respectively.Key words:electronic technology; magnetoelastic thin films; multilayer film; stress impedance; magnetron sputtering;annealing treatment磁弹性材料在外加应力的作用下发生形变，导致内部磁化状态变化，最终阻抗发生显著变化的现象，称为应力阻抗（Stress Impedance，SI）效应。
表面吸附、扩散与薄膜中的扩散剖析
Si(001)-(2x1) EH->D->H = 0.6 eV EM->H->M = 0.8 eV
扩散过程的各向异性
表面点缺陷的形成能和迁移能
金属表面点缺陷的形成能
空位：Ev Et Ek Er 增原子：EA Ek Et' Er'
表面迁移能：表面上点缺陷的势能鞍点和势能谷之差
铜的表面缺陷形成能和迁移能 表面结构？
其余的方式扩散激活能高
可以用随机行走模 型来模拟扩散过程
迁移：步长可为多种 替换：最近邻
近程迁移和远程迁移: 高温下远程迁移比较显著
原子团的分步迁移
Schwoebel势垒
台阶近旁增原子的迁移势垒 反射效应
台阶近旁增原子的扩散机制
表面扩散的实验研究方法
(1)超高真空扫描隧道显微镜(STM)直接观测法 (2)场离子显微镜直接观测法 (3)浓度梯度法 (4)截面形貌演化法 (5)其它方法
高温，中温，低温下的扩散截面 自扩散也同样
晶界扩散估计
已知：时间, 晶 粒尺寸, 温度
短周期超晶格中的互扩散
Si8Ge8超晶格退火
不同时间退火对短 周期Si/Ge超晶格 喇曼散射谱的影响.
短路扩散中的非线性扩散：
rN
v exp( GD RT
)exp(
G RT
)
exp(
G RT
)
~ G G3
表面自扩散系数： D D0 exp[ (Em E f ) / kT]
表面自扩散激活能： Q Em E f
扩散系数的差别主要在于扩散激活能
当增原子浓度远大于平衡增原子浓度时，
（非自扩散）激活能：Q Em
表面扩散的替代机制
纳米材料的热学性质
纳米材料的热学性质一、纳米晶体的熔化1、几种熔化机制（描述纳米粒子的熔化过程）：(1) 根据熔化一级相变的两相平衡理论可以得到，熔点变化与表界面熔化前后的能量差有关，也就是与小粒子所处的环境相关。
对同质粒子，自由态和镶嵌于不同基体中时，粒子熔点降低的规律将会不同。
(2) 如果把粒子的熔化分为两个阶段，如图7-5所示，粒子的表面或与异质相接触的界面区域首先发生预熔化，完成表面的熔体形核，继而心部发生熔化，则粒子的熔化发生一个温度区间内。
该理论建立在忽略环境条件的基础上，所以小粒子的实际熔点降低与所处环境无关。
（3）随粒子尺寸的减小，表界面的体积分数较大，而且表界面处的原子振幅比心部原子的更大，均方根位移的增加引起界面过剩Gibbs自由能的增大会使小粒子的熔点降低。
图7-5 小粒子熔化过程示意图，液相层厚度用δ表示图7-4 受约束铅纳米薄膜（a）和自由铅薄膜（b）中铅的特征X-射线衍射强度随温度的变化情况原位X射线衍射测定的冷轧Pb/Al 多层膜及轧制的自由铅薄膜样品的熔化行为，图中虚线为块体Pb平衡熔点。
X射线衍射分析是测定晶体结构的重要手段, 由于原子周期排列的晶体结构对X 射线的散射会产生反映晶体结构的特征衍射,而熔化后的液态金属原子排列无序,对X 射线不会产生特征衍射. 因此,熔化过程中X 射线特征衍射只能由剩余的晶体部分产生,特征衍射强度将因晶体的熔化而显著降低.图7-4为可以看出，自由铅薄膜的四个特征衍射的强度到大约326℃开始急剧降低，并在329℃之前均下降为零。
Pb/Al多层膜样品中铅膜的四个特征衍射的强度在326～329℃也会降低，但并未降到零，而是在高于329℃不同的温度降低到零，其中的（111）衍射直到340℃才完全消失。
这说明，Pb/Al多层膜样品中部分铅膜在达到334℃时依然存在，其熔化温度超过了自由铅薄膜的熔化温度，夹在铝中的部分铅薄膜出现了过热现象。
纳米晶体的熔化2、纳米材料的过热意义：纳米材料熔点降低在很多情况下限制了其应用领域，人们经常希望提高纳米材料热稳定性。
纳米材料的特殊性质
纳米材料的光学性质
激子的分类：
1) 弱束缚激子，亦称Wannier激子。此类激子的电子与空穴之间的 束缚比较弱，表现为束缚能小，电子与空穴间的平均距离远大于原 子间距。大多数半导体材料中的激子属于弱束缚激子。
2) 紧束缚激子，亦称Frenkel激子。与弱束缚激子情况相反，其电 子与空穴的束缚能较大。离子晶体中的激子多属于紧束缚激子。
常 规 Si3N4 的 烧 结 温 度 高 于 2273K ， 纳 米 Si3N4 的 烧 结 温 度 降低673～773K。
纳米材料的热学性质
3、非晶纳米微粒的晶化 温度低于常规粉体
传统非晶氮化硅在1793K 晶化成相，纳米非晶氮化硅 微粒在1673K加热4h全部转变 成相。纳米微粒开始长大温 度随粒径的减小而降低。右图 表 明 8nm ， 15nm 和 35nm 粒 径 的 Al2O3 粒 子 快 速 长 大 的 开 始 湿 度 分 别 为 ～ 1073K ， ～ 1273K和1423K。
块体半导体与半导体 纳米晶的能带示意图
纳米材料的光学性质
2) 表面效应：纳米颗粒大 的表面张力使晶格畸变， 晶格常数变小。对纳米氧 化物和氮化物的研究表明， 第一近邻和第二近邻的距 离变短，键长的缩短导致 纳米颗粒的键本征振动频 率增大，结果使红外吸收 带移向高波数。
CdSe纳米颗粒的吸收光谱蓝移现象 A.P.Alivisatos, J. Phys. Chem. 100, 13227 (1996)
通常认为，红移和蓝移两种因素共同发挥作用，结果视孰 强而定。随着粒径的减小，量子尺寸效应会导致吸收带的蓝移； 但是粒径减小的同时，颗粒内部的内应力会增加，而导致能带 结构的变化，电子波函数重叠加大，结果带隙、能级间距变窄， 从而引起红移。
陕西科技大学材料学院纳米材料第三章纳米薄膜材料
❖钨丝一方面起到加热器的作用，另一方面也起到支撑被加热物质的作用。
编辑ppt
22
材料化学系
纳米材料及纳米工艺
第三章 纳米薄膜材料
B:舟状加热器
对于钨丝不能加热的物质，如一 些材料的粉末，则用难熔金属板 支撑的加热器。 对于在固态升华的物质来说，也 可以用难熔金属制成的升华用专 用容器。
编辑ppt
23
为了补充凝固蒸气，蒸发 源要以一定的速度连续供 给蒸气。
纳米材料及纳米工艺
(2)蒸镀方法
•①电阻加热蒸镀 •②电子束加热蒸镀 •③合金膜的制备 •④化合物膜的制取 •⑤分子束外延 • ⑥ 激光蒸发镀膜
材料化学系
编辑ppt
第三章 纳米薄膜材料
20
纳米材料及纳米工艺
第三章 纳米薄膜材料
①电阻加热蒸镀
第三章 纳米薄膜材料
纳米材料及纳米工艺
第三章 纳米薄膜材料
编辑ppt
2
材料化学系
纳米材料及纳米工艺
第三章 纳米薄膜材料
薄膜材料是相对于体材料而言的，是人们 采用特殊的方法，在体材料的表面沉积或制 备的一层性质与体材料完全不同的物质层。 薄膜材料受到重视的原因在于它往往具有特 殊的材料性能或材料组合。
4)开启坩埚的加热电源，烘烤样片。
5)预熔镀膜材料。
编辑ppt
30
材料化学系
纳米材料及纳米工艺
第三章 纳米薄膜材料
6)移开基片的挡板，设定样片基片的加热程度， 把蒸镀材料加热到一定温度（熔点以上）， 开始蒸镀。
7)蒸膜厚度达到要求以后，把挡板拨回原位， 依次关闭镀膜材料、基片的加热电源，等基 片冷却到室温左右，关闭真空泵，开启钟罩， 取出样片进行测试。
固体材料中的扩散
固溶体类型
间隙固溶体间隙 原子比置换固溶 体置换原子扩散 要快得多。
浓度
杂质的影响
晶体缺陷的影 响
间隙扩散
在间隙固溶体中溶质原子的扩散是从一个间隙位置跳到邻 近的另一个间隙位置，发生间隙扩散。
置换扩散
对于置换型固溶体，置换原子很难移动，因为其相邻格 点卫视通常被其他原子占据。 前人提出很多机制解释置换型固溶体的原子扩散过程， 如：直接交换机制，环形扩散机制，空位扩散机制以及间隙 扩散机制。其中空位扩散机制的激活能最小，因此它是最可 能发生的一种扩散机制。
扩散焊
瞬 时 液 相 扩 散焊
• 指在一定温度和压力下，待焊 表面相互靠近、相互接触，通 过使局部发生微观塑性变形， 或通过被连接表面产生的瞬态 液相而扩大被连接表面的物理 接触，然后经较长时间的原子 间相互扩散、相互渗透，而形 成冶金相结合的连接过程。
• 在被焊材料之间加一层有利于 扩散的中间材料，该材料在焊 接加热时熔化形成少量的液相， 填充缝隙，元素向母材扩散， 形成冶金连接的扩散焊方法。
• 由于靠近TiNi一侧界面发生大量 的脆性金属间化合物，断裂发生 在TiNi母材和AgCu中间层的扩 散界面上。 • TiNi SMA与不锈钢的TPL扩散连 接接头区域界面明显向TiNi SMA一侧偏移，TiNi SMA与不 锈钢异种材料瞬时液相扩散连接 过程存在明显的非对称性。
•
TiNi SMA具有特殊的性能被广泛应用于 航空航天、工业制造和医疗器械等领域，但 TiNi SAM的造价较贵，将其与性能优异价格 低廉的不锈钢连接起来，有助于降低成本， 扩大其应用范围。 TiNi SAM和不锈钢的物理化学性质相差 很大，采用等离子弧焊、激光焊等方法是接 头易产生应力集中而开裂，且产生的脆性金 属间化合物严重影响接头的性能。 采用加入中间层的扩散连接技术可以有 效缓解接头的应力。
氩气退火时间对Fe(Se,Te)薄膜的性能影响研究
氩气退火时间对Fe(Se,Te)薄膜的性能影响研究
罗露林;张洁;羊新胜;赵勇
【期刊名称】《人工晶体学报》
【年(卷),期】2022(51)4
【摘要】作为一种铁基超导薄膜,Fe(Se,Te)薄膜具有晶体结构简单、所包含的元素较少、易于合成的特点,不仅有利于超导机理研究而且有着潜在的技术应用价值。
本文通过磁控溅射在温度为320℃的CaF_(2)单晶衬底上制备了Fe(Se,Te)薄膜,并在氩气氛围下进行了退火处理。
研究了退火时间对Fe(Se,Te)薄膜的晶体结构、微观形貌、成分组成以及电输运特性的影响。
结果表明:Fe(Se,Te)薄膜的结晶性较好,退火有助于消除薄膜样品中的FeSe相,薄膜的晶格常数c对退火不敏感,退火后薄膜晶粒尺寸变大;Fe(Se,Te)薄膜成分与靶材的名义组分存在一定的偏差,退火时间越长,Fe(Se,Te)薄膜表面的颗粒越密集;Fe(Se,Te)薄膜的电阻随温度升高而减小,呈现出半导体特性,退火3 h后电阻明显增大。
【总页数】6页(P660-665)
【作者】罗露林;张洁;羊新胜;赵勇
【作者单位】西南交通大学超导与新能源研究开发中心;西南交通大学物理科学与技术学院
【正文语种】中文
【中图分类】O469;O484
【相关文献】
1.膜厚对N型Bi2Te
2.85Se0.15薄膜热电性能的影响2.退火温度对
Bi2Te2.7Se0.3薄膜的微结构及热电性能的影响3.热蒸发法制备Sb2Se3薄膜及后退火温度对其性能的影响4.退火时间对Cu-Al-O薄膜性能影响的研究5.氩气退火对氢掺杂AZO薄膜电学性能的影响
因版权原因，仅展示原文概要，查看原文内容请购买。
纳米薄膜材料的特性PPT资料(正式版)
光学性能
• 吸收光谱的“蓝移”、宽化与“红移” 由于具有小尺寸效应、量子尺寸效应以及界面效应，因而， 当膜厚度减小时，大多数纳米薄膜能隙将有所增大，会出 现吸收光谱的蓝移与宽化现象。如纳米TiOE／SnO：纳米 颗粒膜具有特殊的紫外．可见光吸收光谱，其吸收光谱较 块体发生了显著的“蓝移”与宽化，抗紫外线性能和光学 透过性良好。尽管如此，在另外一些纳米薄膜[ 中，由于 随着晶粒尺寸的减小，内应力的增加以及缺陷数量增多等 因素，材料的电子波函数出现了重叠或在能级间出现了附 加能级，又使得这些纳米薄膜的吸收光谱发生了“红移”。
力学性能
• 耐磨性
• 研究表明，多层纳米膜的调制波长越小，其磨损临界载荷 越大，抗磨损力越强。之所以如此，可从以下几个方面来 进行解释。首先，从结构上看，多层膜的晶粒很小，原子 排列的晶格缺陷的可能性较大，晶粒内的晶格点阵畸变和 晶格缺陷很多，这畸变和缺陷使得晶粒内部的位错滑移阻 力增加；此外，多层膜相邻界面结构非常复杂，不同材料 的位错能各异，这也导致界面上位错滑移阻力增大；最后， 纳米薄膜晶界长度也比传统晶粒的晶界要长得多，这也使 晶界上的位错滑移障碍变得显著。总之，上述的这些因素 使纳米多层膜发生塑性变形的流变应力增加，且这种作用 随着调制波长的减小而增强。
力学性能
• 硬度 纳米多层膜的硬度与系统的组成、各组分的相对含量及薄 膜的调制波长有着密切的关系。纳米多层膜的硬度对于材 料系统的成分有着比较强烈的相依性，会在某些成分系统 出现超硬度效应，如TiN/Pt及TiC/Fe,而在某些成分系统 则无此现象出现，如TiC/Cu及TiC/Al。纳米多层膜的强化 机制主要是来自其高品界含量，而品界对差排位移等材料 变形机制具有直接影响，同时亦可将层间界面当做品界作 用，因此多层膜的硬度随调制波长的减小而增大。
- 1、下载文档前请自行甄别文档内容的完整性，平台不提供额外的编辑、内容补充、找答案等附加服务。
- 2、"仅部分预览"的文档,不可在线预览部分如存在完整性等问题,可反馈申请退款(可完整预览的文档不适用该条件!)。
- 3、如文档侵犯您的权益，请联系客服反馈,我们会尽快为您处理(人工客服工作时间：9:00-18:30)。
文章编 号 ：００ １７ （ ０ ６ ０ ． ０ ６ ０ １０ ． ６０ ２ ０ ）３ ０ ６ － ４
Ｆ ／ ｉ 米 多层 薄 膜 退 火 初期 的扩 散 行 为 ｅＴ 纳
彭天祥 吴志立 朱雪梅 雷明凯 ， ， ，
（． １ 大连交通大学 材料科学与工程学院 ， 宁 大连 １６２ ；． 辽 １０ ８２ 大连理工大学 材料科 学与工程 学院， 辽宁
维普资讯
第２ ７卷 第 ３期 ２０ ０ ６年 ９月
大 连 铁 道 学 院 学 报
Ｊ ＯＵＲＮ ＯＦ ＤＡ Ｉ ＲＡＩＷ ＡＹ Ｉ Ｔ Ｔ Ｔ ＡＬ Ｌ ＡＮ Ｌ ＮＳ Ｉ Ｕ Ｅ
Ｖ０． ７ Ｎｏ ３ １２ ．
Ｃ ． Ｓ ｐ ２ ６ ００
（ ． ｃ ｏｌ ｆ ｔ ｉ ｓ ｃｅ ｃ ｎ ｎ ｉｅ ｒ ｇ ａ ａ ｉ ｔ ｇＵ ｉ ｒ ｔ，Ｄ ｌ １ ０ ８ Ｃ ｉ ａ２ Ｓ ｒ ｃ １ Ｓ ｈ ｏ ｅ ａ ｉｎ ｅａ ｄ Ｅ ｇ ｅ ｎ ，Ｄ ｌ Ｊ ｏｏ ｎ ｅｓ ｙ ａ ａ １ ６ ２ ， ｈｎ ； ｕ ａｅ ｏ Ｍａ ｒ ｌ Ｓ ｎ ｉ ｉ ｎ ａ ｎ ｖ ｉ ｉ ｎ ｆ
Ａｂ ｔ ａ ｔ Ｆｅ ａ ｍｅｅ ．ｃ ｌ ｌｉ ｙ ｒ ｆｎ ｍｉ ａ ｌｙ ｒｔ ｉｋ ｓ ｆｌ ０ｎｍ ｔ ｔｒ ｓ ｒ ｃ ： ／Ｔｉｎ ｎｏ ｔｒｓ ａｅ ｍｕ ｔ ａ ｅ ｓｏ ｏ ｎ ｌ ａ ｅ ｈ ｃ ｎｅ ｓｏ ｗｉ ａ ｅ— ｌ ｂｉ ８． ｈｌ ｎ ｔ ｎ ｕ ｌ ｙ ｒ ｈ ｃ ｎ ｓ ａ ｉ ｆｌ ：１ｗｅ ｅ ｄ ｐ ｓｔｄ ｂｙ ｄｉｅ ｔｃ ｒｅ ｔｍａ ｎｅｒ ｎ ａ ｉ Ｆｅ ａ ｄ Ｔｉｓ ｂ ａ ｅ ｓ ｔ ｉｋ ｅ ｓ ｒ ｔ ｏ ｎｇ ｏ ｒ ｅ ｏ ｉｅ ｒ ｃ ｕ ｒ ｎ ｇ ｔｏ ｓ ｕｔ ｒｎ ｉ ｇ ａ ｓ ｕ ｔｒｎｇｔ ｒｅ ｕ ｐ ｙ ｐ ｗｅ ｆ６ ｎｄ ｒｗｏ ｋ ｎ ｒ ｓ ｕ ｅ ｏ ５ Ｐａ Ｔｈ ｐ ｔ ｉ ｇ ｕｓｎ ｐ ｔｅｉ ａ ｇ ｔｓ ｐ ｌ ｏ ｒｏ ０ Ｗ ｕ ｅ ｒ ｉ ｇ ｐ ｅ ｓ ｒ ｆ０． ． ｅ ｅ
ｉ ｉ ａ ｔ ｇ ｆｔ ｅｍａ ｎ ｅ ｌ ｇ ｏ ｅ Ｆ ／ ｉｎ ｎ ｍｅｅ ｓ ａｅ ｍｕ ｔ ａ ｅ ｓ ｗ ｓ ｉ ｖ ｓｉａ ｅ ｙ ｎ ｔ ｌ ａ ｅ ｏ ｒ ｌａ ｎ ａｉ ｆｔ ｅ Ｔ ａ ｏ ｔ －ｃ ｌ ｌ ｌｙ ｒ ａ ｎ ｅ ｔ ｔｄ ｂ ｉ ｓ ｈ ｎ ｈ ｉ ｇ
大 连 １６２ ） １０４
摘
要 ：采用双室高真空磁控溅射装置在溅 射功率 ６ 和工作气压 ０ ５Ｐ 下直流 磁控溅 射沉 积了调 ｏｗ ． ａ
制 比为 １ 设计 调制周期 １ ． ｌ Ｆ ／ ｉ ， ８０ｎ ｎ的 ｃ Ｔ 纳米多层 薄膜． 用横截面透射 电镜 （ Ｔ Ｍ） 差 示扫描 量热 利 ＸＥ 、 分析仪 （ Ｓ ） Ｄ Ｃ 及小角和广角 ｘ射线衍 射 （ Ａ ＷＡ Ｒ 分析 退火初 期的扩 散行为 ． Ｓ ／ Ｘ Ｄ） 实测调 制周期 １ ． ６２ ｎｌ原始沉积 Ｆ ／ ｉ ｎ。 ｅＴ 纳米多层薄膜 由交替生长的纳米多晶 ｏ．ｅ和 ・ｉ ｔＦ Ｔ 组成 ， 调制界面清晰． ｅ Ｔ 纳米 Ｆ／ ｉ 多层薄膜 热失 稳过程 包括亚层 间的扩散 、 金属 间化合 物 Ｆ Ｔ 形成 和长大 ３个 阶段． ｅｉ 退火 温度为 ４ ３Ｋ ７ 时， 保持与原始沉积相 同的成分调制结构 ； 退火 温度升 高到 ５ ３Ｋ，ｅ Ｔ 亚层 间发生互扩散 ， 分调制 ２ Ｆ 与 ｉ 成 结构破 坏 ， 但相变 未发生 ； 达到最高退火 温度 ６ ３ 过饱和固溶体 －ｅ Ｔ） ２ Ｋ， Ｆ （ ｉ和金 属间化合物 ＦＴ 形成． ｅｉ 关键 词 ：ｅＴ 纳米 多层 薄膜 ， Ｆ／ ｉ 加热退火 ， 扩散 ， 金属 间化 合物
Ｅ ｇ ｅｒ ｇＬ ｂｒｔ ｙ Ｓｈ ｌ ｆ ｔ ｉｓＳｉ ｃ ｄＥ ｇ ｅｒ ｇ Ｄ ｌ ｎｖｒ ｔ ｏ ｅｈ ｏ ｇ ， ａ ａ ｎ ｎｅ ｎ ａｏａｏ ， ｏ ｅ ａ ｃ ｎ ｅａ ｎ ｎ ｅ ｎ ， ａ ａ Ｕ ｉ ｓ ｙ ｆ ｃｎｌ ｙ Ｄ ｌ ｉ ｉ ｒ ｃ ｏ Ｍａ ｒ ｌ ｅ ｎ ｉ ｉ ｉ ｎ ｅ ｉ Ｔ ｏ ｉ ｎ １６ ２ Ｃ ｉａ １ ０４。ｈｎ ）
ｃｏｓｓｃｉ ａ ａ ｓ ｓ ｏ ｌ ｔ ｎ ｍ ｃｏｃ ｐ （ Ｔ Ｍ），ｄｆ ｒｎｉ ｃｎ ｉｇ ｃｌｒ ｅ ｙ ｒｓ—ｅｔ ｎ ｌｔ ｎｍｉ ｉｎ ｅｅｒ ｉ ｓｏｙ Ｘ Ｅ ｏ ｒ ｓ ｃｏ ｒ ｉｅｅｔ ｓａ ｎｎ ａ ｉ ｔ ｌ ａ ｏｍ ｒ （Ｓ Ｄ Ｃ）ａ ｄｓ ａｌ ｎ ｉａ ｇ — ｙｄｆａｔ ｎ（ Ａ ＷＡ Ｒ ．Ｔ ｅｅａｅｔｒｅｓ ｇｓｏ ｎ ｍ ｌａ ｄｗｄ ｎ ｌ Ｘ ｒ ｉｒｃｉ Ｓ ／ Ｘ Ｄ） ｈ ｒ ｒ ｅ ｔ ｅ ｆ ｅ ａ ｏ ｈ ａ
中图分类号 ：Ｇ１３ １ Ｔ １ ．２ 文献标 识码 ： Ａ
Ｄｉ ｕ ｉ ｎ ｉ ｎｉｉ ｌＳｔ ｅ ｏ ｆ ｓｏ ｎ Ｉ ｔａ ａｇ ｆＴｈｅ ｍ ａ ｒ ｌＡｎｎ ａ ｉ ｇ ｏ ｅ ｌｎ ｆ Ｆｅ ／ＴｉＮａ ｍｅ ｅ ． ａ ｅ Ｍ ｕ ｆｌ ｙ ｒ ｎｏ ｔ ｒ Ｓｃ ｌ ｌ ａ ｅｓ ｉ ＰＥＮＧ ａ － ｉ ｎ Ｗ Ｕ ｈ －ｉ Ｔｉ ｎ ｘａ ｇ ， Ｚ ｉｌ ，ＺＨＵ ｅ ｍｅ ，Ｌ ｎ － ａ Ｘｕ － ｉ ＲＩＭｉ ｇ ｋ ｉ
ｔ ｒ ａ ｎ ａｉ ｇ：ｔ ｅ ｄ ｆ ｉｎ ｂ ｔ ｅ ｈ ｌｅｎａｉ ｇ Ｆｅａ ｄ Ｔｉｓ ｂ ａ ｅ ｓ，ｔｅ ｆ ｒ ａ ｉｎ ａ ｄ ｈｅ ｍ ｌａ ｅ ｌｎ ｈ ｉ ｕｓｏ ｅｗｅ ｎ ｔ ｅ ａ ｔｒ ｔｎ ｎ ｕ ｌｙ ｒ ｈ ｏ ｎ ｍ ｔ ｎ ｏ ｇ ｏ ｈ ｏ ｈ ｎｅ ｅａｌｃ Ｆ Ｔｉ ｈ ｅ ａ — ｐ ｓｔｄ Ｆ ／Ｔｉｍｕ ｔｌｙ ｒ ｔ ｄ ｌｔｏ ｖ － ｒ ｗｔ ｆｔ ｅ ｉ ｔｒ ｔ ｌ ｅ ．Ｔ ｓｄｅ ｏ ｉ ｅ ｌｉ ｅ ｓ ｗｉ ａ ｍｏ ｕ ａｉｎ ｗａ ｅ ｍ ｉ ｅ ａ ｈ ｌｎｇ ｆ１ ２ ｎ ａ ｅ ｃ ｍｐ ｓ ｄ ｏ ａ ｏ ｒ ｓａｌｎ ． ｎ ． ｔ ｌａ ｎｔｒａ ｅ ｂ ． ｅ ｔ ｏ ｍ ｒ ｏ ｏ ｅ ｆ ｎ ｎ ｃ ｙ ｔｌｉ ｅ ｈ ６． Ｆｅ ａ ｄ Ｔｉｗｉ ａ ｃ ｅ ｒ ｉ ｅｆ ｃ ｅ ｈ ｔ ｅ ｈ ｕ ｌｙ ｒ ．Ｗ ｉ ｎｎ ａｉ ｇ ａ ７３ Ｋ．ｔ ｅ Ｆ ／Ｔｉｎ ｎ ｍｅ ｅ —Ｃ ｅ ｍｕｌ ｌｙ ｒ ｅ ｉ ｗｅ ｎ ｔ ｅ ｓ ｂ ａ ｅ ｓ ｈ ｔ ａ ｅ ｌ ｔ４ ｎ ｈ ｅ ａ ｏ ｔｒ Ｓ ａ ｌ ｔ ａ ｅ ｓ ｒ ｍａ ｎ ｉ ｔ ｅ ａ ． ｅ ｏ ｉｅ ｄ ｌ ｔ ｎ ｓｒ ｃ ｕ ｅ Ａｔ５ ，ｔｅ ｍｏ ｕ ａｉｎ ｓｒ ｃｕ ｅ ａ ｍｏ ｔｄ ｓ ｐｐ ａ ｓ ｈ ｓ ｄ ｐ ｓｔｄ ｍｏ ｕ ａｉ ｔｕ ｔ ｒ ． ｏ ２３ Ｋ ｈ ｄ ｌｔｏ ｔｕ ｔｒ ｌ ｓ ｉａ ｅ ｒ