CN110331372A - 一种制备高硬度体心立方纳米金属Mo薄膜的方法 - Google Patents

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Abstract

本发明公开了一种高硬度体心立方纳米金属Mo薄膜的制备方法，先采用间歇式磁控溅射沉积法制备沉积态的体心立方纳米金属Mo薄膜，然后经高真空低温退火处理，得到高硬度体心立方纳米金属Mo薄膜。本发明采用间歇式磁控溅射沉积制备得到晶粒尺寸较小且纯度较高的沉积态的体心立方纳米金属Mo薄膜，然后结合高真空低温退火处理工艺，在不改变体心立方纳米金属Mo薄膜的晶粒尺寸的前提下，有效提高其晶界结构的有序性，提高了体心立方纳米金属Mo薄膜的硬度和塑性，本发明的制备方法可靠，可行性强，可重复性高，易于实现工业应用和推广。

Description

一种制备高硬度体心立方纳米金属Mo薄膜的方法
技术领域
本发明属于纳米金属薄膜材料技术领域，具体涉及一种制备高硬度体心立方纳米金属Mo薄膜的方法。
背景技术
体心立方(bcc)金属材料具有高强度、高硬度、良好的抗辐照和耐高温等性能，广泛应用于航天航空、冶金、能源、电子、机械和化工等领域。传统bcc材料由于其独特的原子排列方式使其内部缺陷主要为螺型位错，而螺型位错的非平面结构使其在变形过程需要克服较高的Peierls力的作用，导致其在室温下的塑韧性较差，这一特性极大限制了体心立方金属材料在工业上的应用。研究表明，当bcc材料的晶粒尺寸减小至某一临界尺寸(纳米级)以下时，其内部主要的位错缺陷以混合位错及刃型位错为主，从而使材料获得较高的塑性。因此如何制备bcc纳米晶金属材料，并在保持较高纯度和较小晶粒尺寸的前提下，有效的提高其强度和塑性对其在工业领域的推广应用具有极其重要的意义。
传统bcc金属薄膜的制备均通过等通道挤压或电沉积技术达成。但是等通道挤压技术的主要难点是制备的bcc材料晶粒尺寸过大，而电沉积技术制备材料的纯度较差。因此，需要寻找一种有效提高bcc纳米金属薄膜硬度的方法。
发明内容
本发明所要解决的技术问题在于针对上述现有技术的不足，提供一种制备高硬度体心立方纳米金属Mo薄膜的方法。该方法采用间歇式磁控溅射沉积制备得到晶粒尺寸较小且纯度较高的沉积态的体心立方纳米金属Mo薄膜，然后结合高真空低温退火处理工艺，在不改变体心立方纳米金属Mo薄膜的晶粒尺寸的前提下，有效提高其晶界结构的有序性，提高了体心立方纳米金属Mo薄膜的硬度和塑性。
为解决上述技术问题，本发明采用的技术方案是：一种高硬度体心立方纳米金属Mo薄膜的制备方法，其特征在于，先采用间歇式磁控溅射沉积法制备沉积态的体心立方纳米金属Mo薄膜，然后经高真空低温退火处理，得到高硬度体心立方纳米金属Mo薄膜；所述高真空低温退火处理具体过程为：将沉积态的体心立方纳米金属Mo薄膜放置于真空退火炉中，将真空退火炉中的压力调节至高真空状态，然后升温至373K～673K保温30min，再随炉冷却。
与传统的磁控溅射沉积法相比，本发明采用间歇式磁控溅射沉积法制备得到了晶粒尺寸较小的沉积态的体心立方纳米金属Mo薄膜，然后采用高真空低温退火处理的方法调控沉积态的体心立方纳米金属Mo薄膜的晶粒内部位错密度及晶界结构，在不改变该纳米Mo薄膜的晶粒尺寸的前提下，有效提高其晶界结构的有序性，使该纳米Mo薄膜变形过程中晶界发射位错所需的应力增强，表现为硬度提高，从而得到高硬度的体心立方纳米金属Mo薄膜，同时，晶界结构的有序使该Mo薄膜的均匀变形能力得到提升，从而高硬度的体心立方纳米金属Mo薄膜的塑性增强。
上述的一种高硬度体心立方纳米金属Mo薄膜的制备方法，其特征在于，所述采用间歇式磁控溅射沉积法制备沉积态的体心立方纳米金属Mo薄膜的具体过程包括以下步骤：：
步骤一、将单面抛光的单晶Si(100)基片进行清洁处理，然后放置于超高真空磁控溅射设备的基片台上，再将Mo靶材安置在超高真空磁控溅射设备的靶材座上；
步骤二、打开基片台的旋转按钮，使步骤一中放置在基片台上的单晶Si(100)基片旋转，同时打开偏压电源，对基片台施加负偏压，然后打开Mo靶材的控制直流电源，使Mo靶材溅射出的Mo粒子间歇沉积在单晶Si(100)基片的抛光面上，形成沉积态的体心立方纳米金属Mo薄膜。
采用上述过程制备的沉积态的体心立方纳米金属Mo薄膜表面平整且厚度均匀，晶粒尺寸及分布均匀，有利于提高其晶界结构的有序性。
上述的一种高硬度体心立方纳米金属Mo薄膜的制备方法，其特征在于，步骤一中所述清洁处理的过程为：将单面抛光的单晶Si(100)基片依次采用丙酮和无水乙醇分别超声清洗30min，然后采用去离子水清洗10min至洁净，再用吹风机从洁净的单晶Si(100)基片的非抛光面进行吹干。该清洁处理过程有效去除单晶Si(100)基片表面的杂质颗粒，避免水蒸发在表面形成滴痕，有利于提高了沉积态的体心立方纳米金属Mo薄膜的平整性。
上述的一种高硬度体心立方纳米金属Mo薄膜的制备方法，其特征在于，步骤一中所述Mo靶材的质量纯度为99.99％。采用高质量纯度的Mo靶材避免了杂质元素导致的杂质偏析现象，避免了对沉积态的体心立方纳米金属Mo薄膜的力学性能的影响。
上述的一种高硬度体心立方纳米金属Mo薄膜的制备方法，其特征在于，步骤二中所述单晶Si(100)基片旋转的速度为4圈/分钟，负偏压为80V。采用上述参数有利于提高沉积态的体心立方纳米金属Mo薄膜的表面质量及厚度均匀性。
上述的一种高硬度体心立方纳米金属Mo薄膜的制备方法，其特征在于，步骤二中所述直流电源的单靶溅射功率为100W，所述Mo靶材溅射的速率为7nm/min。上述优选工的靶材工艺参数有利于减少沉积态的体心立方纳米金属Mo薄膜的内应力，避免表面龟裂现象的发生。
上述的一种高硬度体心立方纳米金属Mo薄膜的制备方法，其特征在于，步骤二中所述Mo粒子间歇沉积的过程为：采用每沉积10min间歇5min的模式循环15次。上述间歇沉积过程在得到高硬度的体心立方纳米金属Mo薄膜的同时，有效保证了体心立方纳米金属Mo薄膜的晶粒尺寸，有利于改善其塑性。
上述的一种高硬度体心立方纳米金属Mo薄膜的制备方法，其特征在于，步骤二中所述沉积态的体心立方纳米金属Mo薄膜的厚度为1μm。该厚度的沉积态的体心立方纳米金属Mo薄膜膜层表面均匀，且内应力小，性能稳定。
上述的一种高硬度体心立方纳米金属Mo薄膜的制备方法，其特征在于，所述高真空状态的压力为1×10-6Pa。
本发明与现有技术相比具有以下优点：
1、本发明采用间歇式磁控溅射沉积制备得到晶粒尺寸较小且纯度较高的沉积态的体心立方纳米金属Mo薄膜，然后结合高真空低温退火处理工艺，在不改变体心立方纳米金属Mo薄膜的晶粒尺寸的前提下，有效提高其晶界结构的有序性，提高了体心立方纳米金属Mo薄膜的硬度和塑性。
2、本发明采用高真空低温退火处理工艺，在不改变体心立方纳米金属Mo薄膜的晶粒尺寸的前提下，使其应变速率敏感性指数均高于沉积态的体心立方纳米金属Mo薄膜，使其均匀变形能力增强，从而提高塑性。
3、本发明的制备方法可靠，可行性强，可重复性高，成本低，易于实现工业应用和推广。
下面通过附图和实施例对本发明的技术方案作进一步的详细描述。
附图说明
图1a是本发明实施例1制备的高硬度体心立方纳米金属Mo薄膜晶粒内部微观结构图(60000×)。
图1b是本发明实施例1制备的高硬度体心立方纳米金属Mo薄膜晶粒的反傅里叶变化图(60000×)。
图1c是本发明实施例1制备的高硬度体心立方纳米金属Mo薄膜晶界内部微观结构图(60000×)。
图1d是本发明实施例1制备的高硬度体心立方纳米金属Mo薄膜晶界的反傅里叶变化图(60000×)。
图2a是本发明实施例1制备的沉积态的体心立方纳米金属Mo薄膜的压痕形貌图(10000×)。
图2b是本发明实施例1制备的高硬度体心立方纳米金属Mo薄膜的压痕形貌图(10000×)。
图3a是本发明实施例2制备的高硬度体心立方纳米金属Mo薄膜晶粒内部微观结构图(60000×)。
图3b是本发明实施例2制备的高硬度体心立方纳米金属Mo薄膜晶粒的反傅里叶变化图(60000×)。
图4是本发明实施例2制备的高硬度体心立方纳米金属Mo薄膜的压痕形貌图(10000×)。
图5a是本发明实施例3制备的高硬度体心立方纳米金属Mo薄膜晶粒内部微观结构图(60000×)。
图5b是本发明实施例3制备的高硬度体心立方纳米金属Mo薄膜晶粒的反傅里叶变化图(60000×)。
图6是本发明实施例3制备的高硬度体心立方纳米金属Mo薄膜的压痕形貌图(10000×)。
图7a是本发明实施例4制备的沉积态的体心立方纳米金属Mo薄膜的截面TEM明场像。
图7b是本发明实施例4制备的沉积态的体心立方纳米金属Mo薄膜的截面TEM暗场像。
图7c是本发明实施例4制备的高硬度体心立方纳米金属Mo薄膜截面TEM明场像。
图7d是本发明实施例4制备的高硬度体心立方纳米金属Mo薄膜截面TEM暗场像。
图8a是本发明实施例4制备的高硬度体心立方纳米金属Mo薄膜晶粒内部微观结构图(60000×)。
图8b是本发明实施例4制备的高硬度体心立方纳米金属Mo薄膜晶粒的反傅里叶变化图(60000×)。
图8c是本发明实施例4制备的高硬度体心立方纳米金属Mo薄膜晶界内部微观结构图(60000×)。
图8d是本发明实施例4制备的高硬度体心立方纳米金属Mo薄膜晶界的反傅里叶变化图(60000×)。
图9是本发明实施例4制备的高硬度体心立方纳米金属Mo薄膜的压痕形貌图(10000×)。
图10a是本发明实施例1～实施例4制备的沉积态的体心立方纳米金属Mo薄膜晶粒内部微观结构图(60000×)。
图10b是本发明实施例1～实施例4制备的沉积态的体心立方纳米金属Mo薄膜晶粒的反傅里叶变化图(60000×)。
图10c是本发明实施例1～实施例4制备的沉积态的体心立方纳米金属Mo薄膜晶界内部微观结构图(60000×)。
图10d是本发明实施例1～实施例4制备的沉积态的体心立方纳米金属Mo薄膜晶界的反傅里叶变化图(60000×)。
图11是本发明实施例1制备的沉积态的体心立方纳米金属Mo薄膜和实施例1～实施例4制备的高硬度体心立方纳米金属Mo薄膜的XRD分析图谱。
图12是本发明实施例1制备的沉积态的体心立方纳米金属Mo薄膜和实施例1～实施例4制备的高硬度体心立方纳米金属Mo薄膜的硬度及压头尖端裂纹长度随温度变化的趋势图。
图13是本发明实施例1制备的沉积态的体心立方纳米金属Mo薄膜和实施例1～实施例4制备的高硬度体心立方纳米金属Mo薄膜的应变速率敏感性指数随退火温度变化的趋势图。
具体实施方式
本发明实施例1～实施例4采用的超高真空磁控溅射设备为德国INSPEC公司的三腔体超高真空磁控溅射设备。
实施例1
本实施例包括以下步骤：
步骤一、将单面抛光的单晶Si(100)基片依次采用丙酮和无水乙醇分别超声清洗30min，然后采用去离子水清洗10min至洁净，再用吹风机从洁净的单晶Si(100)基片的非抛光面进行吹干，完成清洁处理，然后该经清洁处理后的单晶Si(100)基片放置于超高真空磁控溅射设备的基片台上，再将质量纯度为99.99％的Mo靶材安置在超高真空磁控溅射设备的靶材座上；
步骤二、打开基片台的旋转按钮，使步骤一中放置在基片台上的单晶Si(100)基片以4圈/分钟的速度旋转，同时打开偏压电源，对基片台施加80V负偏压，然后打开Mo靶材的控制直流电源，调节直流电源的单靶溅射功率为100W，以高纯Ar气为主离化气体进行辉光放电，使Mo靶材以7nm/min的速率溅射出Mo粒子间歇沉积在单晶Si(100)基片的抛光面上，形成厚度为1μm的沉积态的体心立方纳米金属Mo薄膜；所述Mo粒子间歇沉积的过程为：采用每沉积10min间歇5min的模式循环15次；
步骤三、采用金刚石将步骤二中得到的沉积态的体心立方纳米金属Mo薄膜切割至5mm×15mm(宽×长)后放置于真空退火炉中，将真空退火炉中的压力调节至1×10-6Pa，然后升温至373K保温30min，再随炉冷却，得到高硬度体心立方纳米金属Mo薄膜。
图1a是本实施例制备的高硬度体心立方纳米金属Mo薄膜晶粒内部微观结构图(60000×)，图1b是本实施例制备的高硬度体心立方纳米金属Mo薄膜晶粒的反傅里叶变化图(60000×)，图1a右上角为区域电子衍射花样，图1b中的“⊥”符号表示纯刃形位错以及混合位错中的刃形位错部分，从图1a和图1b可以得到，本实施例制备的高硬度体心立方纳米金属Mo薄膜的位错密度为2.53×1016/m-2。
图1c是本实施例制备的高硬度体心立方纳米金属Mo薄膜晶界内部微观结构图(60000×)，图1d是本实施例制备的高硬度体心立方纳米金属Mo薄膜晶界的反傅里叶变化图(60000×)，从图1c和图1d可以看出，本实施例制备的高硬度体心立方纳米金属Mo薄膜中，晶界角度为15°，晶界影响区变窄且晶格结构更加有序，即发生了晶界驰豫现象，导致变形过程中晶界发射位错所需的应力增强，表现为硬度提高，从而得到高硬度的体心立方纳米金属Mo薄膜。
图2a是本实施例制备的沉积态的体心立方纳米金属Mo薄膜的压痕形貌图(10000×)，图2b是本实施例制备的高硬度体心立方纳米金属Mo薄膜的压痕形貌图(10000×)，从图2a和图2b可以看出，经高真空低温退火处理制备的高硬度体心立方纳米金属Mo薄膜的压痕尖端裂纹长度较沉积态的体心立方纳米金属Mo薄膜的压痕尖端裂纹增长。
实施例2
本实施例与实施例1的不同之处在于：升温至473K保温30min。
图3a是本实施例制备的高硬度体心立方纳米金属Mo薄膜晶粒内部微观结构图(60000×)，图3b是本实施例制备的高硬度体心立方纳米金属Mo薄膜晶粒的反傅里叶变化图(60000×)，图3a右上角为区域电子衍射花样，图3b中的“⊥”符号表示纯刃形位错以及混合位错中的刃形位错部分，从图3a和图3b可以得到，本实施例制备的高硬度体心立方纳米金属Mo薄膜位错密度为2.95×1016/m-2。
图4是本实施例制备的高硬度体心立方纳米金属Mo薄膜的压痕形貌图(10000×)，从图4可以看出，经高真空低温退火处理制备的高硬度体心立方纳米金属Mo薄膜的压痕尖端裂纹长度较沉积态的体心立方纳米金属Mo薄膜的压痕尖端裂纹增长。
实施例3
本实施例与实施例1的不同之处在于：升温至573K保温30min。
图5a是本实施例制备的高硬度体心立方纳米金属Mo薄膜晶粒内部微观结构图(60000×)，图5b是本实施例制备的高硬度体心立方纳米金属Mo薄膜晶粒的反傅里叶变化图(60000×)，图5a右上角为区域电子衍射花样，图5b中的“⊥”符号表示纯刃形位错以及混合位错中的刃形位错部分，从图5a和图5b可以得到，本实施例制备的高硬度体心立方纳米金属Mo薄膜位错密度为1.47×1016/m-2。
图6是本实施例制备的高硬度体心立方纳米金属Mo薄膜的压痕形貌图(10000×)，从图6可以看出，经高真空低温退火处理制备的高硬度体心立方纳米金属Mo薄膜的压痕尖端裂纹长度较沉积态的体心立方纳米金属Mo薄膜的压痕尖端裂纹增长。
实施例4
本实施例与实施例1的不同之处在于：升温至673K保温30min。
图7a是本实施例制备的沉积态的体心立方纳米金属Mo薄膜的截面TEM明场像，图7b是本实施例制备的沉积态的体心立方纳米金属Mo薄膜的截面TEM暗场像，图7c是本实施例制备的高硬度体心立方纳米金属Mo薄膜截面TEM明场像，图7d是本实施例制备的高硬度体心立方纳米金属Mo薄膜截面TEM暗场像，从图7a～图7d可以看出，本实施例沉积态的体心立方纳米金属Mo薄膜中的晶粒尺寸与经高真空低温退火处理后的得到的高硬度体心立方纳米金属Mo薄膜中的晶粒尺寸基本相同，均为27.3nm左右，说明高真空低温退火处理工艺没有改变沉积态的体心立方纳米金属Mo薄膜的晶粒尺寸。
图8a是本实施例制备的高硬度体心立方纳米金属Mo薄膜晶粒内部微观结构图(60000×)，图8b是本实施例制备的高硬度体心立方纳米金属Mo薄膜晶粒的反傅里叶变化图(60000×)，图8a右上角为区域电子衍射花样，图8b中的“⊥”符号表示纯刃形位错以及混合位错中的刃形位错部分，从图8a和图8b可以得到，本实施例制备的高硬度体心立方纳米金属Mo薄膜的位错密度为1.26×1016/m-2。
图8c是本实施例制备的高硬度体心立方纳米金属Mo薄膜晶界内部微观结构图(60000×)，图8d是本实施例制备的高硬度体心立方纳米金属Mo薄膜晶界的反傅里叶变化图(60000×)，从图8c和图8d可以看出，本实施例制备的高硬度体心立方纳米金属Mo薄膜中晶界角度为13°，晶界影响区变窄且晶格结构更加有序，即发生了晶界驰豫现象，导致变形过程中晶界发射位错所需的应力增强，表现为硬度提高，从而得到高硬度的体心立方纳米金属Mo薄膜。
图9是本实施例制备的高硬度体心立方纳米金属Mo薄膜的压痕形貌图(10000×)，从图9可以看出，经高真空低温退火处理制备的高硬度体心立方纳米金属Mo薄膜的压痕尖端裂纹长度较沉积态的体心立方纳米金属Mo薄膜的压痕尖端裂纹增长。
将图2a、图2b、图4、图6和图9进行比较可知，实施例1～实施例4经高真空低温退火处理制备的高硬度体心立方纳米金属Mo薄膜的压痕尖端裂纹长度均增长，并且随着退火温度的升高，压痕尖端裂纹长度逐渐增长，说明说明高硬度体心立方纳米金属Mo薄膜的脆性增大。
图10a是本发明实施例1～实施例4制备的沉积态的体心立方纳米金属Mo薄膜晶粒内部微观结构图(60000×)，图10b是本发明实施例1～实施例4制备的沉积态的体心立方纳米金属Mo薄膜晶粒的反傅里叶变化图(60000×)，图10a右上角为区域电子衍射花样，图10b中的“⊥”符号表示纯刃形位错以及混合位错中的刃形位错部分，从图10a和图10b可以得到，本发明实施例1～实施例4制备的沉积态的体心立方纳米金属Mo薄膜的位错密度为4.63×1016/m-2。
将图1a和图1b、图3a和图3b、图5a和图5b、图8a和图8b与图10a和图10b进行比较可知，高真空低温退火处理降低了高硬度体心立方纳米金属Mo薄膜的位错密度，并且随着高真空低温退火处理温度的升高，位错密度逐渐减小，会一定程度上造成硬度值降低。
图10c是本发明实施例1～实施例4制备的沉积态的体心立方纳米金属Mo薄膜晶界内部微观结构图(60000×)，图10d是本发明实施例1～实施例4制备的沉积态的体心立方纳米金属Mo薄膜晶界的反傅里叶变化图(60000×)，从图10c和图10d可知，本发明实施例1～实施例4制备的沉积态的体心立方纳米金属Mo薄膜的晶界角度为15°，晶粒间的晶界区域结构不明晰，即晶界处原子排列无序。
将图1c和图1d、图8c和图8d与图10c和图10d进行比较可知，高真空低温退火处理使得晶界角度变窄，有效提高了体心立方纳米金属Mo薄膜晶界结构的有序性，从而得到高硬度的高硬度体心立方纳米金属Mo薄膜。
图11是本发明实施例1制备的沉积态的体心立方纳米金属Mo薄膜和实施例1～实施例4制备的高硬度体心立方纳米金属Mo薄膜的XRD分析图谱，从图11可以看出，五条XRD谱线中的相同的三个强峰的相对强度和角度均发生变化，说明高真空低温退火处理保证了沉积态的体心立方纳米金属Mo薄膜的晶粒结构未发生变化，仍为体心立方结构。
图12是本发明实施例1制备的沉积态的体心立方纳米金属Mo薄膜和实施例1～实施例4制备的高硬度体心立方纳米金属Mo薄膜的硬度及压头尖端裂纹长度随温度变化的趋势图，从图12可以看出，经高真空低温退火处理后的沉积态的体心立方纳米金属Mo薄膜的硬度得到了明显的提高，并且随着退火温度的升高，硬度提高越大，其中，经373K和473K退火后的沉积态的体心立方纳米金属Mo薄膜的硬度较未退火前增大了约9％，经573K和673K退火后的沉积态的体心立方纳米金属Mo薄膜的硬度较未退火前增大了约21％，说明本发明采用高真空低温退火处理产生了晶界弛豫，且晶界弛豫所造成的强化优于位错密度降低所带来的弱化效果，可有效地提高体心立方纳米金属Mo薄膜的硬度；另外，随着退火温度的升高，经高真空低温退火处理后的体心立方纳米金属Mo薄膜的压痕尖端裂纹长度逐渐增长，说明高硬度体心立方纳米金属Mo薄膜的脆性增大。
图13是本发明实施例1制备的沉积态的体心立方纳米金属Mo薄膜和实施例1～实施例4制备的高硬度体心立方纳米金属Mo薄膜的应变速率敏感性指数随退火温度变化的趋势图，应变速率敏感性指数表征材料的均匀变形能力，一般应变速率敏感性指数越大，表示材料均匀变形能力越好，即材料塑性越优异，从图9可以看出，实施例1～实施例4经高真空低温退火处理制备的高硬度体心立方纳米金属Mo薄膜的应变速率均高于实施例1沉积态的体心立方纳米金属Mo薄膜，均匀变形能力均增强，从而塑性提高。
以上所述，仅是本发明的较佳实施例，并非对本发明作任何限制。凡是根据发明技术实质对以上实施例所作的任何简单修改、变更以及等效变化，均仍属于本发明技术方案的保护范围内。

Claims (9)

1.一种高硬度体心立方纳米金属Mo薄膜的制备方法，其特征在于，先采用间歇式磁控溅射沉积法制备沉积态的体心立方纳米金属Mo薄膜，然后经高真空低温退火处理，得到高硬度体心立方纳米金属Mo薄膜；所述高真空低温退火处理具体过程为：将沉积态的体心立方纳米金属Mo薄膜放置于真空退火炉中，将真空退火炉中的压力调节至高真空状态，然后升温至373K～673K保温30min，再随炉冷却。
2.根据权利要求1所述的一种高硬度体心立方纳米金属Mo薄膜的制备方法，其特征在于，所述采用间歇式磁控溅射沉积法制备沉积态的体心立方纳米金属Mo薄膜的具体过程包括以下步骤：
步骤一、将单面抛光的单晶Si(100)基片进行清洁处理，然后放置于超高真空磁控溅射设备的基片台上，再将Mo靶材安置在超高真空磁控溅射设备的靶材座上；
步骤二、打开基片台的旋转按钮，使步骤一中放置在基片台上的单晶Si(100)基片旋转，同时打开偏压电源，对基片台施加负偏压，然后打开Mo靶材的控制直流电源，使Mo靶材溅射出的Mo粒子间歇沉积在单晶Si(100)基片的抛光面上，形成沉积态的体心立方纳米金属Mo薄膜。
3.根据权利要求2所述的一种高硬度体心立方纳米金属Mo薄膜的制备方法，其特征在于，步骤一中所述清洁处理的过程为：将单面抛光的单晶Si(100)基片依次采用丙酮和无水乙醇分别超声清洗30min，然后采用去离子水清洗10min至洁净，再用吹风机从洁净的单晶Si(100)基片的非抛光面进行吹干。
4.根据权利要求2所述的一种高硬度体心立方纳米金属Mo薄膜的制备方法，其特征在于，步骤一中所述Mo靶材的质量纯度为99.99％。
5.根据权利要求2所述的一种高硬度体心立方纳米金属Mo薄膜的制备方法，其特征在于，步骤二中所述单晶Si(100)基片旋转的速度为4圈/分钟，负偏压为80V。
6.根据权利要求2所述的一种高硬度体心立方纳米金属Mo薄膜的制备方法，其特征在于，步骤二中所述直流电源的单靶溅射功率为100W，所述Mo靶材溅射的速率为7nm/min。
7.根据权利要求2所述的一种高硬度体心立方纳米金属Mo薄膜的制备方法，其特征在于，步骤二中所述Mo粒子间歇沉积的过程为：采用每沉积10min间歇5min的模式循环15次。
8.根据权利要求2所述的一种高硬度体心立方纳米金属Mo薄膜的制备方法，其特征在于，步骤二中所述沉积态的体心立方纳米金属Mo薄膜的厚度为1μm。
9.根据权利要求1所述的一种高硬度体心立方纳米金属Mo薄膜的制备方法，其特征在于，所述高真空状态的压力为1×10-6Pa。
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