磁控濺射是制備薄膜材料的主要技術之一，其 中，被粒子轟擊的固體是用濺射法沉積薄膜的原材 料，稱為濺射靶材[1-2]。鉬合金靶材是市面上常見的 靶材之一，它具有熔點高、導電率高、比阻抗低、耐 腐蝕性好、環保性好等特點，從而廣泛應用于大規 模集成電路，TFT-LCD（Thin Film Transitor-Liquid Crystal Displays，薄膜半導體管-液晶顯示器）、等離 子顯示屏等。目前TFT-LCD中的導電膜材料主要 是鋁，阻擋層材料主要用鉬作為濺射靶材形成鉬薄 膜[3-4]。濺射靶材對材料的純度、內部組織結構、力學強度、致密度等要求較高，同時，靶材的成分也會 對性能產生重要的影響[5-7]。 然而，隨著TFT-LCD面板尺寸的大型化，需要電阻率更小的導電膜材料，因而銅代替鋁的趨勢正在形成。但是，用于銅導電膜的底層或覆蓋層時，純鉬由于再結晶溫度低、室溫強度低、脆性大等缺點，存在各種各樣的問題[8]，因此，需要添加合金元 素來改善純鉬的性能。合金元素的固溶強化是提高鉬性能最典型的方法[9-10]。鈦是最有效和最常用 的合金添加元素之一[11- 12]，它是鉬基 VIB（第四副族），bcc結構的金屬元素，可以與鉬形成連續固溶 體[13]。當鉬鈦形成固溶體之后，不僅能提高鉬合金 的高溫性能，而且能提高鉬的再結晶溫度，降低鉬的脆性。而且，金屬鈦良好的耐腐蝕性也使得鉬鈦 合金具有比純鉬更加良好的耐腐蝕性能[14- 15]。另外，鈦和銅具有優異的附著性，鉬有利于致密阻擋 層的穩定性，因此，鉬鈦合金薄膜作為銅導電膜的 底層或覆蓋層，可以避免隆起，控制反射率，使其在 光刻過程中免受化學侵蝕。

目前，市場上常見的純鉬靶材普遍采用的生產 工藝包括冷等靜壓-氫氣燒結-熱軋-機加工等步驟。 但由于鈦吸氫后變脆，造成鉬鈦合金軋制時極易開裂，該工藝不能用于鉬鈦合金靶材的生產[16-17]。另外，鈦原子分數對鉬鈦合金靶材性能的影響尚不明了。為了探索新的生產工藝，確定合適的鈦原子分數，本文采用熱壓燒結法制備了不同鈦原子分數的 鉬鈦合金靶材，研究了鈦原子分數對合金組織和力學性能的影響，以探尋最佳的鉬鈦比例。

1、 實驗

1.1 樣品制備

本實驗原料為純度為99.95%（質量分數）的高純 鉬粉（粒徑為6.8 μm，如圖1（a）所示）和純度為99.5%（質量分數）的高純鈦粉（粒徑為3.7μm，如圖1（b）所示）。按表1所示5種比例稱取粉末配料混合，然后在GMS3-8型球磨機上進行球磨。球磨采用直徑3、8和15 mm的3種氧化鋯球體，3種球體的質量比為1：1：1，球料質量比為 4:1，球磨轉速為 150 r/min，以乙醇為介質。球磨20 h后進行真空干燥，最終制備出 不同原子比（組成見表1）的Mo-xTi粉末。

圖2為真空熱壓模具結構。將制備的粉末置于 如圖 2[18]所示的表面涂有 BN[19-20]的圓柱形石墨模具 中（模具的內徑為50 mm），然后將模具置入真空熱壓 燒結爐（ZT-120-22Y）中進行熱壓燒結。燒結參數如 圖3所示：起始溫度為室溫，終止溫度為1600℃，升 溫速率為10℃/min，初始壓力為5.75MP（a 儀器設定 的最低壓力），抽真空并加入氬氣為保護氣后開始升 溫。當溫度升至1 250℃時開始加壓，20min內加壓 至40MPa 并保壓3.5h。溫度升至1600℃開始保 溫，3 h之后開始隨爐冷卻。 壓坯的最終尺寸為直徑50mm，厚度7 mm，將 其線切割成條狀樣品用于后續實驗。從鉬鈦合金的 二元相圖（如圖4所示）可知，在1600℃熱壓溫度下， 所選的5種鉬鈦合金均處于（β-Ti，Mo）固溶區內。

1.2 測試方法

采用布魯克X射線衍射儀（D8 ADVANCE，德國）進行物相成分檢測，衍射參數為電壓40kN，電流20 mA，Cukα輻射。在2θ為30o～90o的范圍內，采用臺階計數法（步驟0.01o，每步時間0.1s）收集強度數據。

采用阿基米德排水法測定樣品密度，密度儀型 號為Mettler Toledo New Balance New Classic MS。 在萬能拉伸試驗機（AG-I 250KN）上采用三點 彎曲法測試試樣的室溫彎曲強度。采用掃描電鏡 （SEM，JSM-5610LV）觀察試樣斷口。用羅克韋爾硬 度測試裝置（D-150）測試試樣的硬度。

2、 結果與討論

2.1 Mo-Ti合金的物相分析

圖 5 為 5 個樣品及原料（Mo 和 Ti）的 XRD 圖。 由圖可知，燒結后產物的物相主要為Mo相，未觀察 到Ti相的存在，表明Ti和Mo形成了固溶體。由于β-Ti與Mo的晶體結構相似，同為體心立方結構，且Ti原子半徑為147 pm，Mo原子半徑為136 pm，非常 接近，所以它們在一定溫度下可形成連續的置換固 溶體。隨著Ti原子分數的增加，衍射角度（2θ）的值 逐漸減小，表明晶格常數逐漸增大。由Mo-Ti相圖 可知，溫度高于1 200 ℃時，Ti發生β相變，并且β-Ti與Mo可以在1200 ℃以上形成無限固溶體。在實驗中，在Ti發生β相變時加壓，可以促使β-Ti與Mo的晶體接觸得更加充分，從而促進兩種物相形成Mo-βTi無限固溶體。

2.2 Mo-Ti合金的斷口分析

圖6為不同樣品在室溫3點彎曲實驗后形成的 斷口掃描電鏡照片。由圖可知，無論Ti原子分數為 多少，材料在室溫下經3點彎曲試驗后均出現脆性 斷裂。由斷口可知，晶粒尺寸隨Ti原子分數的增加 而增大，孔隙數減少。這是因為燒結溫度接近Ti的 熔點，這使得 Ti 軟化更多，流動更好，促進晶粒生 長，更容易填充孔隙。而且，由于Mo的熔點高，在1600 ℃燒結時，若Mo的原子分數很高，則會出現 燒結不充分的現象，如照片中許多細碎的晶粒所 示。隨著Ti原子分數的增加，晶粒尺寸從7μm左右 增大到15μm。樣品Mo-50%Ti為解理斷裂，其余的 樣品為沿晶斷裂。

2.3 Ti原子分數對Mo-Ti合金致密度的影響

圖 7 為 Ti 原子分數對 Mo-Ti 合金致密度的影 響。由圖可知，隨著 Ti 的原子分數從 10%增大到50%，Mo-Ti 合金的致密度從95.8%提升至 99.5%。 產生此現象的原因是由于Ti的熔點遠低于Mo的熔 點，而燒結溫度1600 ℃與Ti的熔點很接近，在此溫 度以及 40 MPa 的壓力下，金屬Ti會被軟化并且與Mo進行結合，形成固溶體。Ti的原子分數越高，被 軟化的金屬比例也就越高，此時，被軟化的金屬流 動性更好從而更容易填充樣品的空隙。由圖6也可 觀察到，Ti原子分數越大，Mo-Ti合金之間的孔隙數 量越少，致密度越高。

2.4 Ti原子分數對Mo-Ti合金力學性能的影響

圖8為3點彎曲試驗得到的材料的載荷位移曲 線，表明該材料在室溫下呈脆性，這是粉末冶金燒結 制品的普遍特點。圖9為硬度、抗彎強度與Ti原子分 數的關系。由圖可知，隨著Ti原子分數從10%增加 到50%，試樣的洛氏硬度從22.4HRC增加到45.5HRC，抗彎強度從396 MPa增加到680MPa。產生以上現象的原因，是由于Ti的熔點相對較低，在相 同燒結條件下，Ti原子分數越高，金屬越容易被軟化，粉末的流動性越好，越容易獲得更高的致密度。 由圖5可知，當Ti原子分數較低時，樣品中存在許多孔隙，致密度較差，使脆性材料在外力作用下更容易開裂，導致力學性能較差。此外，Ti原子分數的增加也會導致固溶強化現象更加明顯。

3 、結論

（1）在1600 ℃的燒結條件下，隨著 Ti 原子分數的增加，晶粒尺寸增大，鉬鈦合金致密度增加，晶 格常數變大，硬度和抗彎強度逐漸提高。

（2）Mo-50%Ti的斷裂類型為解理斷裂，Ti原子分數較低的合金均為晶間斷裂。

（3）與其他試樣相比，Mo-50%Ti的各方面性能 最佳，對后續鉬鈦合金靶材的制備及濺射性能研究 具有一定的參考意義。

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