【原】《JMST》：非晶/非晶纳米层状材料的界面主导变形机制！

提高非晶态合金的室温塑性和理解其变形机制一直是材料科学和凝聚态物理学的重点和难点。在过去的几十年里，人们尝试了许多方法来克服非晶态合金的脆性，这些方法一般可分为两类：外在改性和内在优化。内在优化更可取，如改善结构的异质性和引入非晶/非晶(A/A)界面(A/AIs)，可以保持非晶结构的完整性。A/A纳米层状材料(A/ANLs)具有可调整层状结构厚度和相对可量化的结构不均一性引起了极大的关注，这不仅时塑性增强，还提升了其他性能，如耐辐射和耐腐蚀。A/ANLs的力学性能大多是通过计算机模拟来评估的，由于样本量和实验时间有限，与实际实验有很大的差异。此外，对A/ANLs力学性能的模拟研究还存在一些争议，其具体的变形机理尚未阐明。因此，对A/ANLs的力学性能进行系统的实验评价是非常有必要的。

‍

 

来自松山湖材料实验室等单位的研究人员探讨了不同层厚的NiNb/ZrCuNiAl A/ANLs的力学性能和变形行为，发现A/ANLs的硬度随层厚的变化与变形方式密切相关，变形方式不仅与A/AIs的数量有关，而且与A/AIs的形貌有关。相关论文以题为“Interface dominated deformation transition from inhomogeneous to apparent homogeneous mode in amorphous/amorphous nanolaminates”发表在Journal of Materials Science & Technology。

论文链接：

https:///10.1016/j.jmst.2021.04.073

本研究以Ni₆₀Nb₄₀和Zr_50.7Cu₂₈Ni₉Al_12.3(at.%)合金为靶材，采用磁控溅射技术在Si(111)衬底上沉积了NiNb/ZrCuNiAl A/ANLs及相应的单片薄膜。A/ANLs是通过旋转交替模式沉积的，而单片薄膜是通过连续模式沉积的。所有薄膜的总厚度均为1μm，A/ANLs各层厚度从2到100 nm不等(下文分别为A/ANLs-2、A/ANLs-5、A/ANLs-10、A/ANLs-25、A/ANLs-50和A/ANLs-100)。对于所有的A/ANLs，表面层为ZrCuNiAl，接近Si衬底的底层为NiNb。

 

研究发现在较大层厚的A/ANLs(A/ANLs-100、A/ANLs-50和A/ANLs-25)中，界面是直的，但在层厚较小的A/ANLs中相对波动。当厚度从100nm减小到50 nm和25 nm时，硬度分别从7.59GPa和7.93 GPa增加到8.49 GPa；而当层厚减小到10nm时，硬度减小到7.43 GPa。在薄膜厚度为5 nm时，硬度基本不变(为7.47 GPa)。当薄膜厚度降至2nm时，进一步降低至7.09GPa。上述结果与以往报道的A/ANLs强度或硬度随厚度的减小而单调增加或先减小到最小后增大的结果是完全不一致的。与硬度的显著变化相比，杨氏模量相对稳定，当层厚从100 nm减小到2 nm时，杨氏模量仅轻微地从154GPa减小到146 GPa。在A/ANLs中一定存在一个临界层厚度(h_c)，约为10-25nm，在该范围外力学性能和变形行为与厚度密切相关，发生相对均匀变形。

 

图1 A/ANLs亮场TEM图

(a)A/ANLs-100，(b) A/ANLs-50，(c) A/ANLs-25，(d) A/ANLs-10，(e) A/ANLs-5和(f) A/ANLs-2

 

图2 A/ANLs的HRTEM图

(a) A/ANLs-100，(b) A/ANLs-50，(c)A/ANLs-25，(d) A/ANLs-10，(e) A/ANLs-5和(f)A/ANLs-2

 

图3 单层的TEM图像(a) NiNb (b)ZrCuNiAl薄膜，(c)和(d)为对应的HRTEM

图4 层厚与A/ANLs的硬度和杨氏模量之间的影响关系

 

图5 A/ANLs压痕变形机理的示意图

 

A/ANLs的硬度随层厚的变化与变形方式密切相关，变形方式由A/AIs的数量和形态决定。A/AIs越多、越直的A/ANLs表现出多次剪切带变形，其硬度随层厚的减小而增大，因为A/AIs阻碍了SBs的扩展。而A/AIs含量较少且波动较大的试样则表现出明显的均匀变形，其硬度保持在较低的水平，且与层厚无关。本研究结果不仅有助于阐明A/ANLs和其他具有A/AIs的非晶合金的基本变形机理，也有助于阐明普通非晶合金的基本剪切带机理。（文：破风）

‍