[0001] 本发明涉及纳米金属薄膜材料技术领域，特别涉及一种高强韧纳米多层金属复合材料及其梯度界面设计方法。

[0002] 微电子与微器件是21世纪国内外高新技术的重点发展领域，随着微器件结构向微型化、轻薄化发展，其所用薄膜结构材料逐渐由微米减至亚微米甚至纳米量级。然而，这类材料在后续微加工和服役过程中产生的变形损伤是导致系统失效的主要因素。因此，开发具有高强度及优异变形能力的新型薄膜材料对提升微电子器件及微机电系统的服役寿命具有重要意义。纳米多层结构金属材料是一种新型薄膜结构材料，与金属玻璃薄膜材料不同（主要用于耐磨及抗腐蚀涂层），纳米多层结构金属材料具有更优异的变形性能，可广泛应用于各微电子器件的结构材料。纳米多层结构金属材料通常由两种及两种以上不同金属材料交替堆叠而成，由于高密度异质界面对位错运动具有极强的约束作用，使得纳米多层结构金属材料拥有超过1 GPa的强度。纳米多层结构材料的层厚一般小于100纳米，由于纳尺度层内仅能容纳少量的位错活动，导致这类材料缺乏应变硬化，从而在变形过程易于发[1]生剪切失稳（应变局域化）。例如，美国阿拉莫斯实验室Misra等人 发现，由磁控溅射制备的单层厚度为4纳米的Cu/Nb多层结构材料在轧制应变为3%时就出了剪切裂纹。在微柱压缩实验下，单层厚度为40纳米的Cu/Nb结构在应变约12%时出现了贯穿式的剪切带，其方向与[2]
加载方向成45°，从而导致整体结构迅速破坏 。此外，国内研究者在受纳米压痕的Cu/Au体[3]
系（单层厚度为25 250纳米）中亦观察到大量的剪切带 。因此，如何抑制纳米多层结构金~
属材料的剪切失稳已成为一个亟待解决的科学问题。

[0003] 目前，研究者提出了一种界面非均匀分布设计的方法来抑制由软、硬相组成的一[4‑6]类纳米多层结构材料的塑性失稳，如文献 。作者以软相Cu和硬相Zr组成的Cu/Zr多层结构为模型材料，设计了两种界面非均匀分布的纳米多层结构，第一种由10纳米Cu/Zr和100纳米Cu/Zr双层膜交替堆叠而成，第二种结构的特点是在100纳米Cu、Zr的两侧均沉积一层或者多层10纳米Cu/Zr双层膜，使得厚层（软层）被薄层（硬层）完全约束。研究结果表明，这两种微结构设计在单轴应力（微柱压缩）下均能够有效抑制软层的挤出和剪切失稳，但在复杂应力下（微压痕），剪切失稳尚未得到显著缓解。

[0004] 参考文献[1] A. Misra, R.G. Hoagland, Plastic flow stability of metallic 
nanolaminate composites, J. Mater. Sci. 42 (2007) 1765‑1771.
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Mechanism for shear banding in nanolayered composites, Appl. Phys. Lett. 97 (2010) 021909.
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Investigation of deformation instability of Au/Cu multilayers by indentation, Philos. Mag. 90 (2010) 3049‑3067.
[4] J. Li, W. Lu, S. Zhang, D. Raabe, Large strain synergetic 
material deformation enabled by hybrid nanolayer architectures, Sci. Rep. 7 (2017) 11371.
[5] J. Li, W. Lu, J. Gibson, S. Zhang, S. Korte‑Kerzel, D. Raabe, 
Compatible deformation and extra strengthening by heterogeneous nanolayer composites, Scr. Mater. 179 (2020) 30‑35.
[6] J. Li, F. Qin, D. Yan, W. Lu, J. Yao, Shear instability in 
heterogeneous nanolayered Cu/Zr composites, J. Mater. Sci. Technol. 105 
(2022) 81‑91.

[0023] 为使本发明要解决的技术问题、技术方案和优点更加清楚，下面将结合附图及具体实施例进行详细描述。

[0024] 除非另有定义，下文中所使用的所有专业术语与本领域技术人员通常理解含义相同。本文中所使用的专业术语只是为了描述具体实施例的目的，并不是旨在限制本发明的保护范围。

[0025] 除非另有特别说明，本发明中用到的各种原材料、试剂、仪器和设备等均可通过市场购买得到或者可通过现有方法制备得到。

[0026] 本发明针对现有的问题，提供一种高强韧纳米多层金属复合材料及其梯度界面设计方法，该高强韧纳米多层金属复合材料结构示意图如图1所示。实施例1

[0027] 梯度界面层厚度为10nm的Cu/Nb纳米多层结构的制备过程，基体层厚度为50nm，界面层由2nm Cu85Nb15、2nm Cu70Nb30、2nm Cu50Nb50、2nm Cu30Nb70、2nm Cu15Nb85组成。

[0028] 上述高强韧纳米多层金属复合材料的梯度界面设计方法的具体步骤如下：（1）将Cu靶（99.99 wt.%）、Nb靶(99.9 wt.%)安装在直流靶腔DC1，DC2内，再将单晶硅基底固定在真空腔体的基台上，将真空抽至 以下准备镀膜。

[0029] （2）通入高纯氩气，氩气流量为70sccm，使工作气压达到1.8Pa，随后开启偏压电源，功率为50W，清洗时间为5分钟。

[0030] （3）靶材预溅射，氩气流量为17sccm，工作气压为0.3Pa，靶材预溅射的时间为10分钟，功率为50W。

[0031] （4）薄膜沉积，氩气流量为17sccm，工作气压为0.3Pa。沉积第一层50nm Cu（Cu‑100W，沉积时间3分32秒）；沉积界面层2nm Cu85Nb15（Cu‑100W、Nb‑71W，沉积时间7秒）、2nm Cu70Nb30（Cu‑80W、Nb‑137W，沉积时间7秒）、2nm Cu50Nb50（Cu‑40W、Nb‑160W，沉积时间9秒）、
2nm Cu30Nb70（Cu‑17W、Nb‑158W，沉积时间11秒）、2nm Cu15Nb85（Cu‑7W、Nb‑158W，沉积时间13秒）；沉积50nm Nb（Cu‑160W，沉积时间5分46秒）；沉积界面层2nm Cu15Nb85（Cu‑7W、Nb‑158W，沉积时间13秒）、2nm Cu30Nb70（Cu‑17W、Nb‑158W，沉积时间11秒）、2nm Cu50Nb50（Cu‑40W、Nb‑
160W，沉积时间9秒）、2nm Cu70Nb30（Cu‑80W、Nb‑137W，沉积时间7秒）、2nm Cu85Nb15（Cu‑100W、Nb‑71W，沉积时间7秒）。最终循环沉积次数为10次，样品顶层为50nm Nb。

[0032] （5）待样品在真空腔体中冷却2h后取出，测得样品实际厚度为1261nm。实施例2

[0033] 梯度界面层厚度为20nm的Cu/Nb纳米多层结构的制备过程，基体层厚度为50nm，界面层由4nm Cu85Nb15、4nm Cu70Nb30、4nm Cu50Nb50、4nm Cu30Nb70、4nm Cu15Nb85组成。

[0034] 上述高强韧纳米多层金属复合材料的梯度界面设计方法的具体步骤如下：（1）将Cu靶（99.99 wt.%）、Nb靶（99.9 wt.%）安装在直流靶腔DC1，DC2内，再将单晶硅基底固定在真空腔体的基台上，将真空抽至 以下准备镀膜。

[0035] （2）通入高纯氩气，氩气流量为70sccm，使工作气压达到1.8Pa，随后开启偏压电源，功率为50W，清洗时间为5分钟。

[0036] （3）靶材预溅射，氩气流量为17sccm，工作气压为0.3Pa，靶材预溅射的时间为10分钟，功率为50W。

[0037] （4）薄膜沉积，氩气流量为17sccm，工作气压为0.3Pa。沉积第一层50nm Cu（Cu‑100W，沉积时间3分32秒）；沉积界面层4nm Cu85Nb15（Cu‑100W、Nb‑71W，沉积时间14秒）、4nm Cu70Nb30（Cu‑80W、Nb‑137W，沉积时间14秒）、4nm Cu50Nb50（Cu‑40W、Nb‑160W，沉积时间18秒）、
4nm Cu30Nb70（Cu‑17W、Nb‑158W，沉积时间22秒）、4nm Cu15Nb85（Cu‑7W、Nb‑158W，沉积时间26秒）；沉积50nm Nb（Cu‑160W，沉积时间5分46秒）；沉积界面层4nm Cu15Nb85（Cu‑7W、Nb‑158W，沉积时间26秒）、4nm Cu30Nb70（Cu‑17W、Nb‑158W，沉积时间22秒）、4nm Cu50Nb50（Cu‑40W、Nb‑
160W，沉积时间18秒）、4nm Cu70Nb30（Cu‑80W、Nb‑137W，沉积时间14秒）、4nm Cu85Nb15（Cu‑
100W、Nb‑71W，沉积时间14秒）。最终循环沉积次数为9次，样品顶层为50nm Nb。

[0038] （5）待样品在真空中腔体冷却2h后取出，测得样品实际厚度为1301nm。实施例3

[0039] 梯度界面层厚度为40nm的Cu/Nb纳米多层结构的制备过程，基体层厚度为50nm，界面层由8nm Cu85Nb15、8nm Cu70Nb30、8nm Cu50Nb50、8nm Cu30Nb70、8nm Cu15Nb85组成。

[0040] 上述高强韧纳米多层金属复合材料的梯度界面设计方法的具体步骤如下：（1）将Cu靶（99.99 wt.%）、Nb靶（99.9 wt.%）安装在直流靶腔DC1，DC2内，再将单晶−5
硅基底固定在真空腔体的基台上，将真空抽至8×10 Pa以下准备镀膜。

[0041] （2）通入高纯氩气，氩气流量为70sccm，使工作气压达到1.8Pa，随后开启偏压电源，功率为50W，清洗时间为5分钟。

[0042] （3）靶材预溅射，氩气流量为17sccm，工作气压为0.3Pa，靶材预溅射的时间为10分钟，功率为50W。

[0043] （4）薄膜沉积，氩气流量为17sccm，工作气压为0.3Pa。沉积第一层50nm Cu（Cu‑100W，沉积时间3分32秒）；沉积界面层8nm Cu85Nb15（Cu‑100W、Nb‑71W，沉积时间28秒）、8nm Cu70Nb30（Cu‑80W、Nb‑137W，沉积时间28秒）、8nm Cu50Nb50（Cu‑40W、Nb‑160W，沉积时间36秒）、
8nm Cu30Nb70（Cu‑17W、Nb‑158W，沉积时间44秒）、8nm Cu15Nb85（Cu‑7W、Nb‑158W，沉积时间52秒）；沉积50nm Nb（Cu‑160W，沉积时间5分46秒）；沉积界面层8nm Cu15Nb85（Cu‑7W、Nb‑158W，沉积时间52秒）、8nm Cu30Nb70（Cu‑17W、Nb‑158W，沉积时间44秒）、8nm Cu50Nb50（Cu‑40W、Nb‑
160W，沉积时间36秒）、8nm Cu70Nb30（Cu‑80W、Nb‑137W，沉积时间28秒）、8nm Cu85Nb15（Cu‑
100W、Nb‑71W，沉积时间28秒）。最终循环沉积次数为7次，样品顶层为50nm Nb。

[0044] （5）待样品在真空中腔体冷却2h后取出，测得样品实际厚度为1272nm。

[0045] 对比例样品单层厚度为50nm。

[0046] 常规Cu/Nb复合材料的制备过程，具体步骤如下：（1）将Cu靶（99.99 wt.%）、Nb靶（99.99 wt.%）安装在直流靶腔DC1，DC2内，再将单晶硅基底固定在真空腔体的基台上，将真空抽至 以下准备镀膜。

[0047] （2）通入高纯氩气，氩气流量为70sccm，使工作气压达到1.8Pa，随后开启偏压电源，功率为50W，清洗时间为5分钟。

[0048] （3）靶材预溅射，氩气流量为17sccm，工作气压为0.3Pa，靶材预溅射的时间为10分钟，功率为50W。

[0049] （4）薄膜沉积，氩气流量为17sccm，工作气压为0.3Pa。沉积50nm Cu（Cu‑100W，沉积时间3分32秒），沉积50nm Nb（Cu‑160W，沉积时间5分46秒）；依次交替堆叠，最终循环沉积次数为12次，样品顶层为50nm Nb。

[0050] （5）待样品在真空中腔体冷却2h后取出，测得样品实际厚度为1203nm。

[0051] 微结构表征及力学性能测试结果采用X‑射线衍射（XRD）及透射电子显微镜（TEM）对实施例1 3以及对比例的微结构~
进行检测，结果如图2~5所示。图2（a）显示构成梯度界面层的Cu85Nb15，Cu15Nb85合金分别具有（111）及（110）晶体织构，而其余成分均显示出典型非晶驼峰特征。由此可知，Cu85Nb15、Cu15Nb85成分为晶体结构，Cu70Nb30、Cu50Nb50、Cu30Nb70成分为非晶结构。图2（b）表明，常规Cu/Nb多层结构具有较强的Nb（110）、Cu（111）衍射峰，而含有梯度界面的Cu/Nb多层结构样品的衍射峰强度明显降低，并且衍射峰强度随界面层厚度的增加而下降。图3展示了实施例1 3~
和对比例样品的横截面TEM图像。从图3(a) 图3(c)中可以观察到Cu‑Nb之间不同厚度的非~
晶界面层（如图中箭头所示）；而图3（d）为常规Cu/Nb界面样品，其界面平直、清晰。图4展示了梯度界面与常规Cu/Nb界面处的高分辨TEM图像微。由图4（a）可以看出，Cu/Nb界面之间含有明显的界面层，界面区域的快速傅里叶变换（FFT）图像表明，界面层由非晶结构（非晶环）以及部分晶体结构（晶体斑点）组成，这与图2（a）中单组分的XRD检测结果一致。图4(b)为常规Cu/Nb界面微结构，即典型的非共格界面。图5展示了实施例3（图5(a) 图5(b)）与对比例~
（图5(c) 图5(d)）的HAADF‑STEM图像及其能谱扫描图像。从图5（b）可以观察到，界面层区域~
的Cu、Nb含量沿层厚方向呈明显的梯度变化。

[0052] 采用纳米压痕仪对实施例1 3和对比例进行硬度测试，加载模式为连续刚度模式，‑1 ~应变率为0.05s ，最大压痕深度为400nm，每个样品进行10次测试，最后取10次测试结果的平均值作为硬度值，结果如图6所示。与常规Cu/Nb样品（对比例）相比（5.49GPa），梯度样品（实施例1 3）具有更高的硬度（5.5 5.61GPa），并且硬度随界面层厚度的增加而上升。采用~ ~
显微压痕仪对实施例1 3及对比例进行抗剪切失稳测试，施加载荷为500mN，保载时间为5s，~
每个样品进行6次测试，结果如图7所示。从压痕表面形貌上看（图7(a) 图7(d)），梯度界面~
结构的剪切带数目比常规Cu/Nb界面结构更少，而不同界面层厚度样品之间的压痕形貌没有明显的差异。压痕横截面TEM图像（图7(e) 图7(h)）展示了压痕内部的变形情况。可以发~
现，常规Cu/Nb界面结构内部剪切带数目更多，并且剪切带内部层的扭结程度更大（图7(e)）；相反，梯度界面结构的剪切带数目更少，变形更加轻微（图7(f) 图7(h)），这与压痕表~
面形貌一致。

[0053] 为表征实施例1 3和对比例的剪切失稳程度，建立了图8所示的力学模型。图8(a)~展示了剪切带的几何模型，其中α表明剪切带的倾斜角度，φ 表示剪切带内层的扭结角度，其数值从底部到顶部逐渐增大，其中， 。假设将剪切带内每一层看作一个变
形微元体，那么微元体的直角变化量即可表示剪切应变的大小，因此第i层受到的剪切应变大小可以表示为：

[0054] 从图7可测量得到每一层的φ角大小及剪切带的倾斜角度α，带入上式计算得到剪切带内部每一层的应变大小。以每个样品中剪切变形程度最大的剪切带作为对比，结果如图9所示。图9(a)展示了实施例1 3及对比例剪切带2内部的应变，其中每一层的位置作了归~一化处理，Li表示第i层相对于基底的位置，L表示样品的总厚度。可以发现，梯度界面结构的剪切应变比常规Cu/Nb界面结构的剪切应变更小，且实施例2的最大剪切应变（γ max）比常规Cu/Nb界面结构低73%，这表明前者的剪切失稳程度更小，即应变局域化程度更低。以上实验及理论分析结果表明，通过纳尺度界面成分的梯度设计能够显著抑制Cu/Nb纳米多层结构材料的剪切失稳，并同时提高材料的强度，其微观机制是，纳尺度梯度界面在变形过程中能够促进Cu层中纳米孪晶以及堆垛层错的积累，从而强化Cu层，并使Cu层和Nb层发生协同变形。另外，纳尺度梯度界面能有效抑制Nb层中的晶界迁移，从而抑制Nb层的应变局域化，最终显著抑制整体结构的剪切失稳。应当指出的是，本发明提出的纳尺度界面成分的梯度设计方法不仅仅针对Cu/Nb体系，也可广泛用于其它多层结构体系，如Cu/Zr，Cu/Ta，Ni/Nb，Nb/Zr等，所以在本方发明的基础上更换多层结构体系或者改变界面成分仍属于本发明的保护范围。

[0055] 以上所述是本发明的优选实施方式，应当指出，对于本技术领域的普通技术人员来说，在不脱离本发明所述原理的前提下，还可以作出若干改进和润饰，这些改进和润饰也应视为本发明的保护范围。