复合膜力学及高温抗氧化性能研究(2)

图3 Ti-Al-N薄膜的晶面间距随Al含量的变化示意图Fig The Lattice distance of Ti-Al-N films with various Al content

图4 Ti-Al-N薄膜的显微硬度随Al含量变化关系示意图Fig 4 Diagram of the relationship between the microhardness of ti-al-n thin films and the content of Al

2.3 Ti-Al-N复合膜显微硬度随Al含量变化的影响

图4为不同Al 含量的Ti-Al-N复合膜的显微硬度.从图4中可见，薄膜中Al含量的增加，复合膜显微硬度的变化规律是先增大后减小，并在Al含量达到49.97at.%时，复合膜的显微硬度最大，为27.05 GPa.

对于Ti-Al-N薄膜显微硬度的变化，分析认为Al含量从0.00at.%增加到49.97at.%，复合膜显微硬度逐渐升高的主要原因是由于半价较小的Al原子取代了Ti原子，导致晶格畸变，增加了部分应力.此外，Al元素的加入还起到了细晶强化[9]的作用，也会使复合膜的显微硬度升高.当继续增加Al原子百分含量至57.92at.%时，复合膜的显微硬度反而减小，分析认为是Al原子并没有100%溶入到Ti-Al-N复合膜中，而是生成了了AlN相，减小了晶格畸变的程度.可借用自由能的理论给予解释:在 Ti-Al-N结构中继续融入Al 元素需要的更高的能量[10]，而生成AlN相的所需能量相对小些.

另外，单位晶胞价电子浓度也会影响复合膜的显微硬度，在复合膜中引入Al 元素, 结果是三价Al替代了更多的四价Ti, 导致价电子浓度降低, 结果增加了复合膜的显微硬度[11].

2.4 Ti-Al-N复合膜的高温抗氧化性能

图5 不同退火温度后的Ti-Al-N薄膜的XRD图谱Fig5 XRD patterns of Ti-Al-N films at different annealing temperatures

依据前期的工作，优化了Ti-Al-N复合膜的制备工艺参数，固定Ti靶功率为250 W,Al靶功率为140 W, 工作气压0.3 Pa,保持Ar气和N2气流量分别为10 sccm和3 sccm，基底温度200 ℃，制取Ti-Al-N复合膜，研究Al含量为49.97at.%时复合膜的高温抗氧化性能.

对复合膜进行了不同温度的退火试验，图5为不同退火温度试验后的XRD图谱.从发现Al氧化物衍射峰信号或者Ti的，可以反推出复合膜开始氧化时的温度.从图5中可见，退火试验温度从700 ℃增加到900 ℃时，薄膜的XRD图谱保持基本不变，而继续升高退火温度至950 ℃时，发现了多个Al2O3的衍射峰信号和单个TiO2的衍射峰信号.

为了进一步研究Ti-Al-N复合膜高温抗氧化性能，本文做了高温退火处理后的薄膜SEM表面形貌图，如图6所示.从图6中可见，温度升高到800 ℃时，薄膜表面稳定，没有氧化的迹象；退火温度升高至900 ℃时，发现薄膜表面有了轻微的氧化，此时在表面能看到少量的白色晶体，但薄膜的总体形貌变化不大，分析认为薄膜在900 ℃依然保持稳定；继续升高温度到950 ℃时，薄膜表面析出了大量的白色氧化物，分析认为此时薄膜氧化程度较为严重.可以判定Ti-Al-N复合膜的温度达到了950 ℃左右，具有优异的高温抗氧化性能.

(1)800 ℃ (2)900 ℃ (3)950 ℃图6 不同温度退火处理后Ti-Al-N薄膜的SEM表面形貌图Fig6 SEM surface morphology of Ti-Al-N films after annealing at different temperatures

3 结 论

Al元素对Ti-Al-N复合膜的力学性能和高温抗氧化性能有着重要的影响.研究发现不同Al含量的Ti-Al-N复合膜呈c-TiN(111)面择优取向生长，Al含量为49.97at.%时薄膜的硬度最高，达到了27.05 GPa，力学性能最优，分析认为晶格畸变和细晶强化共同作用的结果.在此基础上，固定Al含量为49.97at.%,研究了不同温度下薄膜的高温抗氧化性能，发现在高温900 ℃时，薄膜依然保持稳定，继续升高温度到950 ℃时，薄膜被氧化较为严重，分析认为薄膜抗氧化温度达到了900-950 ℃之间.

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文章来源：《力学季刊》 网址: http://www.lxjkzz.cn/qikandaodu/2021/0326/459.html