磁控溅射是制备薄膜材料的主要技术之一，其 中，被粒子轰击的固体是用溅射法沉积薄膜的原材 料，称为溅射靶材[1-2]。钼合金靶材是市面上常见的 靶材之一，它具有熔点高、导电率高、比阻抗低、耐 腐蚀性好、环保性好等特点，从而广泛应用于大规 模集成电路，TFT-LCD（Thin Film Transitor-Liquid Crystal Displays，薄膜半导体管-液晶显示器）、等离 子显示屏等。目前TFT-LCD中的导电膜材料主要 是铝，阻挡层材料主要用钼作为溅射靶材形成钼薄 膜[3-4]。溅射靶材对材料的纯度、内部组织结构、力学强度、致密度等要求较高，同时，靶材的成分也会 对性能产生重要的影响[5-7]。 然而，随着TFT-LCD面板尺寸的大型化，需要电阻率更小的导电膜材料，因而铜代替铝的趋势正在形成。但是，用于铜导电膜的底层或覆盖层时，纯钼由于再结晶温度低、室温强度低、脆性大等缺点，存在各种各样的问题[8]，因此，需要添加合金元 素来改善纯钼的性能。合金元素的固溶强化是提高钼性能最典型的方法[9-10]。钛是最有效和最常用 的合金添加元素之一[11- 12]，它是钼基 VIB（第四副族），bcc结构的金属元素，可以与钼形成连续固溶 体[13]。当钼钛形成固溶体之后，不仅能提高钼合金 的高温性能，而且能提高钼的再结晶温度，降低钼的脆性。而且，金属钛良好的耐腐蚀性也使得钼钛 合金具有比纯钼更加良好的耐腐蚀性能[14- 15]。另外，钛和铜具有优异的附着性，钼有利于致密阻挡 层的稳定性，因此，钼钛合金薄膜作为铜导电膜的 底层或覆盖层，可以避免隆起，控制反射率，使其在 光刻过程中免受化学侵蚀。
目前，市场上常见的纯钼靶材普遍采用的生产 工艺包括冷等静压-氢气烧结-热轧-机加工等步骤。 但由于钛吸氢后变脆，造成钼钛合金轧制时极易开裂，该工艺不能用于钼钛合金靶材的生产[16-17]。另外，钛原子分数对钼钛合金靶材性能的影响尚不明了。为了探索新的生产工艺，确定合适的钛原子分数，本文采用热压烧结法制备了不同钛原子分数的 钼钛合金靶材，研究了钛原子分数对合金组织和力学性能的影响，以探寻最佳的钼钛比例。
1、 实验
1.1 样品制备
本实验原料为纯度为99.95%（质量分数）的高纯 钼粉（粒径为6.8 μm，如图1（a）所示）和纯度为99.5%（质量分数）的高纯钛粉（粒径为3.7μm，如图1（b）所示）。按表1所示5种比例称取粉末配料混合，然后在GMS3-8型球磨机上进行球磨。球磨采用直径3、8和15 mm的3种氧化锆球体，3种球体的质量比为1：1：1，球料质量比为 4:1，球磨转速为 150 r/min，以乙醇为介质。球磨20 h后进行真空干燥，最终制备出 不同原子比（组成见表1）的Mo-xTi粉末。
图2为真空热压模具结构。将制备的粉末置于 如图 2[18]所示的表面涂有 BN[19-20]的圆柱形石墨模具 中（模具的内径为50 mm），然后将模具置入真空热压 烧结炉（ZT-120-22Y）中进行热压烧结。烧结参数如 图3所示：起始温度为室温，终止温度为1600℃，升 温速率为10℃/min，初始压力为5.75MP（a 仪器设定 的最低压力），抽真空并加入氩气为保护气后开始升 温。当温度升至1 250℃时开始加压，20min内加压 至40MPa 并保压3.5h。温度升至1600℃开始保 温，3 h之后开始随炉冷却。 压坯的最终尺寸为直径50mm，厚度7 mm，将 其线切割成条状样品用于后续实验。从钼钛合金的 二元相图（如图4所示）可知，在1600℃热压温度下， 所选的5种钼钛合金均处于（β-Ti，Mo）固溶区内。
1.2 测试方法
采用布鲁克X射线衍射仪（D8 ADVANCE，德国）进行物相成分检测，衍射参数为电压40kN，电流20 mA，Cukα辐射。在2θ为30o～90o的范围内，采用台阶计数法（步骤0.01o，每步时间0.1s）收集强度数据。
采用阿基米德排水法测定样品密度，密度仪型 号为Mettler Toledo New Balance New Classic MS。 在万能拉伸试验机（AG-I 250KN）上采用三点 弯曲法测试试样的室温弯曲强度。采用扫描电镜 （SEM，JSM-5610LV）观察试样断口。用罗克韦尔硬 度测试装置（D-150）测试试样的硬度。
2、 结果与讨论
2.1 Mo-Ti合金的物相分析
图 5 为 5 个样品及原料（Mo 和 Ti）的 XRD 图。 由图可知，烧结后产物的物相主要为Mo相，未观察 到Ti相的存在，表明Ti和Mo形成了固溶体。由于β-Ti与Mo的晶体结构相似，同为体心立方结构，且Ti原子半径为147 pm，Mo原子半径为136 pm，非常 接近，所以它们在一定温度下可形成连续的置换固 溶体。随着Ti原子分数的增加，衍射角度（2θ）的值 逐渐减小，表明晶格常数逐渐增大。由Mo-Ti相图 可知，温度高于1 200 ℃时，Ti发生β相变，并且β-Ti与Mo可以在1200 ℃以上形成无限固溶体。在实验中，在Ti发生β相变时加压，可以促使β-Ti与Mo的晶体接触得更加充分，从而促进两种物相形成Mo-βTi无限固溶体。
2.2 Mo-Ti合金的断口分析
图6为不同样品在室温3点弯曲实验后形成的 断口扫描电镜照片。由图可知，无论Ti原子分数为 多少，材料在室温下经3点弯曲试验后均出现脆性 断裂。由断口可知，晶粒尺寸随Ti原子分数的增加 而增大，孔隙数减少。这是因为烧结温度接近Ti的 熔点，这使得 Ti 软化更多，流动更好，促进晶粒生 长，更容易填充孔隙。而且，由于Mo的熔点高，在1600 ℃烧结时，若Mo的原子分数很高，则会出现 烧结不充分的现象，如照片中许多细碎的晶粒所 示。随着Ti原子分数的增加，晶粒尺寸从7μm左右 增大到15μm。样品Mo-50%Ti为解理断裂，其余的 样品为沿晶断裂。
2.3 Ti原子分数对Mo-Ti合金致密度的影响
图 7 为 Ti 原子分数对 Mo-Ti 合金致密度的影 响。由图可知，随着 Ti 的原子分数从 10%增大到50%，Mo-Ti 合金的致密度从95.8%提升至 99.5%。 产生此现象的原因是由于Ti的熔点远低于Mo的熔 点，而烧结温度1600 ℃与Ti的熔点很接近，在此温 度以及 40 MPa 的压力下，金属Ti会被软化并且与Mo进行结合，形成固溶体。Ti的原子分数越高，被 软化的金属比例也就越高，此时，被软化的金属流 动性更好从而更容易填充样品的空隙。由图6也可 观察到，Ti原子分数越大，Mo-Ti合金之间的孔隙数 量越少，致密度越高。
2.4 Ti原子分数对Mo-Ti合金力学性能的影响
图8为3点弯曲试验得到的材料的载荷位移曲 线，表明该材料在室温下呈脆性，这是粉末冶金烧结 制品的普遍特点。图9为硬度、抗弯强度与Ti原子分 数的关系。由图可知，随着Ti原子分数从10%增加 到50%，试样的洛氏硬度从22.4HRC增加到45.5HRC，抗弯强度从396 MPa增加到680MPa。产生以上现象的原因，是由于Ti的熔点相对较低，在相 同烧结条件下，Ti原子分数越高，金属越容易被软化，粉末的流动性越好，越容易获得更高的致密度。 由图5可知，当Ti原子分数较低时，样品中存在许多孔隙，致密度较差，使脆性材料在外力作用下更容易开裂，导致力学性能较差。此外，Ti原子分数的增加也会导致固溶强化现象更加明显。
3 、结论
（1）在1600 ℃的烧结条件下，随着 Ti 原子分数的增加，晶粒尺寸增大，钼钛合金致密度增加，晶 格常数变大，硬度和抗弯强度逐渐提高。
（2）Mo-50%Ti的断裂类型为解理断裂，Ti原子分数较低的合金均为晶间断裂。
（3）与其他试样相比，Mo-50%Ti的各方面性能 最佳，对后续钼钛合金靶材的制备及溅射性能研究 具有一定的参考意义。
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