CN111876733B - 一种三维网状纳米晶/非晶的高强高韧纳米多层膜及其制备方法和应用 - Google Patents

一种三维网状纳米晶/非晶的高强高韧纳米多层膜及其制备方法和应用 Download PDF

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Abstract

本发明涉及航空材料技术领域，具体涉及一种三维网状纳米晶/非晶的高强高韧纳米多层膜及其制备方法和应用。本发明提供的三维网状纳米晶/非晶的高强高韧纳米多层膜，包括交替叠加设置的合金金属氮化物层和纯金属氮化物层；所述合金金属氮化物层和纯金属氮化物层均具有纳米晶和非晶共存结构；以依次叠层设置的一层合金金属氮化物层和一层纯金属氮化物层为一个单元。在本发明中，合金金属氮化物层和纯金属氮化物层均具有纳米晶和非晶共存结构，在沉积多个单元的过程中，使得在一个或多个单元内同时存在多个调制层共格的纳米晶相区域和非晶相区域，由纳米晶和非晶的界面形成空间的三维网状结构，提高了膜层的硬度和韧性。

Description

一种三维网状纳米晶/非晶的高强高韧纳米多层膜及其制备 方法和应用
技术领域
本发明涉及航空材料技术领域，具体涉及一种三维网状纳米晶/非晶的高强高韧纳米多层膜及其制备方法和应用。
背景技术
航空发动机工业决定了一个国家的国防实力和航空工业的整体竞争力，压气机因能提高进入燃烧室内空气的压力，使燃气做功效率更高，获得更高推重比，是航空发动机核心部件之一。高推重比发动机因其超高转速使其压气机叶片常遭受空气中砂石等的冲蚀以及环境腐蚀，改变了叶片形状尺寸和表面光洁度，从结构及航空动力学上降低了发动机性能，增加了油耗以及大幅缩短了发动机的服役寿命，因此，研发高强、高韧抗冲蚀防护涂层是延长压气机叶片使用寿命和保证发动机安全运行的最有效手段，获得了国内外的广泛关注。
传统的硬质涂层材料以硬质单层膜为主，其高强度的维持通常以延展性为代价，研究涂层在保证高硬度的同时又能兼顾韧性是各种工程应用的迫切要求。由于纳米技术的兴起，大量方法被用来给硬质材料增硬、增韧，其中本征方式是通过涂层中增加组元调制或软硬相元素颗粒掺杂，在原子尺度上优化电子结构实现性能的改善。在外部增韧(硬)方式中，纳米多层膜通过引入两种结晶膜或者一种结晶膜一种非晶膜，其层间界面一方面能让裂纹发生偏转和钝化，另一方面阻挡位错产生和移动，而且由于具有多功能组合、更优的硬度/韧性比等优点使得构筑纳米多层膜成为了增硬、增韧的有效手段。
目前构筑的纳米多层膜虽然已取得显著成效，但随着机械零部件适应严苛条件的要求不断提高，对材料的增硬、增韧提出了更高的要求。
发明内容
本发明的目的在于提供一种三维网状纳米晶/非晶的高强高韧纳米多层膜及其制备方法和应用，本发明提供的多层膜具有结晶相和非晶相构成的三维网状结构，能够显著提高薄膜的硬度和韧性。
为了实现上述发明目的，本发明提供以下技术方案：
本发明提供了一种三维网状纳米晶/非晶的高强高韧纳米多层膜，包括交替叠加设置的合金金属氮化物层和纯金属氮化物层，所述合金金属氮化物层和纯金属氮化物层均具有纳米晶和非晶共存结构；以依次叠层设置的一层合金金属氮化物层和一层纯金属氮化物层为一个单元，一个单元或多个单元内同时存在若干个纳米晶相区域和非晶相区域，由所述纳米晶相区域和非晶相区域的界面形成空间三维网状结构。
优选地，所述高强高韧纳米多层膜的单元个数为40～100个；每个单元内合金金属氮化物层和纯金属氮化物层的厚度比独立为10:1～12。
优选地，所述合金金属氮化物层为Ti2AlNbN薄膜、Ti3AlN薄膜或Ti2AlTaN薄膜；所述纯金属氮化物层为Zr3N4薄膜、Hf3N4薄膜或Ti2N薄膜。
本发明还提供了上述技术方案所述三维网状纳米晶/非晶的高强高韧纳米多层膜的制备方法，包括以下步骤：
以氩气为溅射气体、氮气为反应气体，采用磁控溅射技术，以合金金属靶和纯金属靶为溅射靶材分别对衬底进行交替溅射，得到三维网状纳米晶/非晶的高强高韧纳米多层膜。
优选地，在进行所述溅射前，真空镀膜室的真空度优于4×10-4Pa；溅射过程中工作气压为0.5～1.2Pa。
优选地，在所述溅射过程中，所述衬底表面与溅射靶材表面平行，所述衬底与溅射靶材之间的靶基距为8～12cm，偏压为-80～-120V。
优选地，所述合金金属靶的溅射电流为0.2～0.6A；所述纯金属靶的溅射电流为0.3～0.7A；
所述合金金属靶的沉积率为15～20nm/min；所述纯金属靶的沉积率为9～15nm/min。
优选地，在进行所述溅射前，对所述衬底预先进行清洗和烘干。
优选地，所述溅射结束后，还包括：将所得薄膜在真空条件下冷却至室温，得到三维网状纳米晶/非晶的高强高韧纳米多层膜。
本发明还提供了上述技术方案所述三维网状纳米晶/非晶的高强高韧纳米多层膜或采用上述技术方案所述制备方法制备得到的三维网状纳米晶/非晶的高强高韧纳米多层膜在作为叶片防护涂层中的应用。
本发明提供了一种三维网状纳米晶/非晶的高强高韧纳米多层膜，包括交替叠加设置的合金金属氮化物层和纯金属氮化物层，所述合金金属氮化物层和纯金属氮化物层均具有纳米晶和非晶共存结构；以依次叠层设置的一层合金金属氮化物层和一层纯金属氮化物层为一个单元，一个单元或多个单元内同时存在若干个纳米晶相区域和非晶相区域，由所述纳米晶相区域和非晶相区域的界面形成空间三维网状结构。在本发明中，合金金属氮化物层和纯金属氮化物层均具有纳米晶和非晶共存结构，使得一个单元内同时存在两个调制层共格的纳米晶相区域和非晶相区域，在沉积多个单元的过程中，在一个或多个单元的调制层内构成共格晶相区域和非晶区域的界面形成空间的三维网状结构，提高了膜层的硬度和韧性。实施例结果表明，本发明提供的多层膜的硬度为25.7～28.8GPa，具有优异的韧性。
附图说明
图1为本发明制备三维网状纳米晶/非晶的高强高韧纳米多层膜的方法示意图；
图2为本发明实施例和对比例制备的样品的硬度曲线及压痕处的SEM图；
图3为本发明实施例1制备的样品的截面TEM图。
具体实施方式
本发明提供了一种三维网状纳米晶/非晶的高强高韧纳米多层膜，包括交替叠加设置的合金金属氮化物层和纯金属氮化物层，所述合金金属氮化物层和纯金属氮化物层均具有纳米晶和非晶共存结构；以依次叠层设置的一层合金金属氮化物层和一层纯金属氮化物层为一个单元，一个单元或多个单元内同时存在若干个纳米晶相区域和非晶相区域，由所述纳米晶相区域和非晶相区域的界面形成空间三维网状结构。
在本发明中，所述高强高韧纳米多层膜的单元个数优选为40～100个，更优选为50～90个，具体优选为50个、71个、83个或90个；每个单元内合金金属氮化物层和纯金属氮化物层的厚度比独立优选为10:1～12，更独立优选为10:1～10，具体独立优选为10:1、10:2、10:4或10:10。在本发明的具体实施例中，所述合金金属氮化物层的厚度优选为10nm，所述纯金属氮化物层的厚度优选为1nm、2nm、4nm或10nm。本发明限定合金金属氮化物层和纯金属氮化物层的厚度比在上述范围，目的是先在衬底上沉积一定厚度的结晶、非晶两相共存的合金金属氮化物层作为模板层，然后在模板层上沉积不同厚度的结晶纯金属氮化物层，由于模板层效应诱导纯金属氮化物为结晶和非晶两相共存状态。
在本发明中，所述合金金属氮化物层优选为Ti2AlNbN薄膜、Ti3AlN薄膜或Ti2AlTaN薄膜；所述纯金属氮化物层优选为Zr3N4薄膜、Hf3N4薄膜或Ti2N薄膜。
本发明还提供了上述技术方案所述三维网状纳米晶/非晶的高强高韧纳米多层膜的制备方法，包括以下步骤：
以氩气为溅射气体，氮气为反应气体，采用磁控溅射技术，以合金金属靶和纯金属靶为溅射靶材分别对衬底进行交替溅射，得到三维网状纳米晶/非晶的高强高韧纳米多层膜。
本发明提供的制备方法示意图如图1所示，本发明利用磁控溅射技术首先在衬底上获得具有纳米晶和非晶两相共存的合金氮化物层作为模板层，然后在合金金属氮化物层上沉积结晶的纯金属氮化物层，在纯金属氮化物层内因模板层作用诱导出纳米晶和非晶两相共存，获得以合金金属氮化物和纯金属氮化物为一个沉积单元内同时存在两个纳米层共格的纳米晶相区域和非晶相区域，再交替沉积合金金属氮化物和纯金属氮化物层重复的累积沉积单元，在沉积多个单元的过程中，在一个或多个单元的一个或多个调制层(合金金属氮化物层和纯金属氮化物层)内共格晶相区域和非晶区域的界面形成空间三维网状结构，能够实现对硬度、韧性的多级调控，为多功能一体化超硬、超韧纳米膜的可靠应用提供必要的基础支持。本发明提供的制备方法不但突破了传统制备陶瓷/陶瓷纳米多层薄膜结构单一、受相分离调控的简单复合模式，而且更好地实现了利用三维界面效应使得陶瓷纳米复合膜强度、韧性的突破性提高。另外，本发明提供的制备方法工艺简单、成本低、重复性高、产率高、可大批量工业生产；并且制备过程不产生副产物，有利于环保，可以应用于高推重比航空发动机叶片保护涂层。
本发明以氩气为溅射气体，所述氩气的纯度优选为99.995～99.999％，所述氩气的流量优选为50～80sccm，更优选为60sccm。
本发明以氮气为反应气体，所述氮气的纯度优选为99.995～99.999％，所述氮气的流量优选为70～100sccm，更优选为90sccm。
本发明采用磁控溅射技术，以合金金属靶和纯金属靶为溅射靶材分别对衬底进行交替溅射，得到三维网状纳米晶/非晶的高强高韧纳米多层膜。
本发明在进行所述溅射前，优选控制镀膜室的真空度优于4×10-4Pa，能够最大限度地排出镀膜室内气体杂质，避免在镀膜过程发生氧化。
在本发明中，所述合金金属靶优选为Ti2AlNb靶、Ti3Al靶或Ti2AlTa靶；所述纯金属靶优选为Zr靶、Hf靶或Ti靶。在本发明中，所述衬底优选为硅片。
在本发明中，所述衬底表面优选与溅射靶材表面平行，具体优选为：将合金金属靶和纯金属靶安装在多靶位磁控溅射镀膜室的相应的靶位上，使衬底和靶材表面平行。在本发明中，所述衬底与溅射靶材之间的靶-基距优选为8～12cm，偏压优选为-80～-120V，更优选为-100V。
在本发明中，所述溅射过程中工作气压优选为0.5～1.2Pa，更优选为0.8Pa。本发明采用上述工作气压能够保证沉积率达到最佳。
在本发明中，所述合金金属靶的溅射电流优选为0.2～0.6A，电压优选为250～450V，更优选为320V；所述纯金属靶的溅射电流优选为0.3～0.7A，电压优选为270～470V，更优选为340V；本发明控制溅射保持的电流和电压在上述范围能够精准控制每个调制层(合金金属氮化物层和纯金属氮化物层)的厚度。
在本发明中，所述合金金属靶的沉积率优选为15～20nm/min，更优选为16～18nm/min，进一步优选为16.6nm/min；所述纯金属靶的沉积率优选为9～15nm/min，更优选为10～13nm/min，进一步优选为12nm/min。本发明采用上述沉积率能够精准控制每个调制层的厚度。
在本发明的具体实施例中，在沉积多层膜的过程中通入反应气体和溅射气体，调节镀膜室中工作压强，设定溅射电源的电流，使衬底架交替停留在合金金属靶和纯金属靶正上方一定时间，在衬底表面获得一个依次沉积合金金属氮化物和纯金属氮化物的沉积单元，再通过沉积单元的累积形成连续多层复合薄膜结构。
在本发明中，所述合金金属靶的单次溅射时间优选为30～40s，更优选为34～38s，进一步优选为36s；所述纯金属靶的单次溅射时间优选为2～55s，更优选为3～52s，进一步优选为5s、10s、20s或50s。本发明采用多靶位磁控溅射的分层沉积技术使得沉积时交替地引入多个具有不同厚度调制比(一个单元内两个调制层的厚度比)的纳米陶瓷薄膜沉积单元，实现对硬度、韧性的多级调控，不仅打破了传统制备陶瓷/陶瓷纳米多层薄膜结构单一、受相分离调控的简单复合模式，而且更好地实现了利用三维界面效应使得陶瓷纳米复合膜强度、韧性的突破性提高。
本发明在进行所述溅射前，优选对所述衬底预先进行清洗和烘干。在本发明的具体实施例中，将衬底依次置于丙酮、酒精和去离子水中进行超声清洗，然后烘干。在本发明中，所述衬底在丙酮、酒精和去离子水中的超声清洗时间独立地优选为15～20min；所述烘干优选采用吹风机吹干。
本发明在所述溅射结束后，优选还包括：将所得薄膜在真空条件下冷却至室温，得到三维网状纳米晶/非晶的高强高韧纳米多层膜。本发明对所述冷却速率没有特殊要求，镀膜室内自然冷却即可。
本发明还提供了上述技术方案所述三维网状纳米晶/非晶的高强高韧纳米多层膜或采用上述技术方案所述制备方法制备得到的三维网状纳米晶/非晶的高强高韧纳米多层膜在作为叶片防护涂层中的应用，具体应用于高推重比航空发动机叶片的保护涂层。所述应用的具体方法优选为：将上述技术方案所述衬底替换为叶片进行溅射，在叶片表面形成高强高韧纳米多层膜。
下面将结合本发明中的实施例，对本发明中的技术方案进行清楚、完整地描述。显然，所描述的实施例仅仅是本发明一部分实施例，而不是全部的实施例。基于本发明中的实施例，本领域普通技术人员在没有做出创造性劳动前提下所获得的所有其他实施例，都属于本发明保护的范围。
实施例1
将硅片切至1cm×1cm大小，将其用丙酮在超声机内超声20min后取出，再用乙醇超声20min，最后再用去离子水超声20min后，用吹风机将硅片吹干，得到清洁衬底；将Ti2AlNb靶作为合金金属靶安装到真空腔体的B号靶位，Zr靶作为纯金属靶安装到真空腔体的C号靶位，将衬底硅片安装到衬底架上，将衬底架调到A号初始靶位正上方，衬底与B、C号靶位平行，调节靶基距为10cm；
准备完毕后关闭真空腔体，抽真空使其真空度优于4×10-4Pa；
待真空度达到要求后，打开气路阀，通入氩气和氮气，设置氩气的气流值为60sccm，氮气的气流值为90sccm，调节闸板阀使真空镀膜室内的工作压强为0.8Pa，打开偏压开关设置偏压为-100V，打开直流电源开关，B号靶位Ti2AlNb靶电流值调节为0.4A，电压值为320V；C号靶位Zr靶电流值调节为0.5A，电压值为340V，待辉光稳定后，设置主页板衬底架旋转程序，使其由A靶位旋转至B号Ti2AlNb靶正上方，停留36s，然后衬底架由B号靶位旋转至C号靶位Zr靶位正上方，停留10s，完成后衬底架由C号靶位返回B号靶位停留36s后重新旋转至C号靶位停留10s，往后以此循环，Ti2AlNb靶的沉积率为16.6nm/min，Zr靶的沉积率为12nm/min；循环周期设置为83次，循环周期结束，衬底架自动旋转到初始A号靶位；
待沉积结束后，关闭B号靶位Ti2AlNb靶和C号靶位Zr靶的电流，停止通入氩气和氮气，关闭偏压开关，调制闸板阀至最大，待真空腔内温度降为室温时，取出样品，在硅片上交替沉积获得lTi2AlNbN＝10nm、lZr3N4＝2nm的Ti2AlNbN/Zr3N4的多层膜；其中lTi2AlNbN代表Ti2AlNbN层的厚度，lZr3N4代表Zr3N4层的厚度。
对本实施例获得的lZr3N4＝2nm的Ti2AlNbN/Zr3N4的多层膜进行硬度及压痕处的SEM表征，如图2中左图所示，其硬度为28.8GPa；从图2中右图的(d)压痕扫描图中几乎看不到裂纹，说明在结晶、非晶双向共存的Ti2AlNbN膜中引入厚度2nm结晶的Zr3N4层，薄膜的硬度和韧性相较于对比例都得到了改善，在TEM测试中发现当lZr3N4＝2nm时，发现大量的调制层共格纳米结晶相区域和非晶区域的界面如图3所示，说明制备得到的多层膜具有空间三维网状结构。
实施例2
将硅片切至1cm×1cm大小，将其用丙酮在超声机内超声20min后取出，再用乙醇超声20min，最后再用去离子水超声20min后，用吹风机将硅片吹干，得到清洁衬底；将Ti2AlNb靶作为合金金属靶安装到真空腔体的B号靶位，Zr靶作为纯金属靶安装到真空腔体的C号靶位，将衬底硅片安装到衬底架上，将衬底架调到A号初始靶位正上方，衬底与A号初始靶位平行，调节靶间基距为10cm；
准备完毕后关闭真空腔体，抽真空使其真空度优于4×10-4Pa；
待真空度达到要求后，打开气路阀，通入氩气和氮气，设置氩气的气流值为60sccm，氮气的气流值为90sccm，调节闸板阀使真空镀膜室内的工作压强为0.8Pa，打开偏压开关设置偏压为-100V，打开直流电源开关，B号靶位Ti2AlNb靶电流值调节为0.4A，电压值为320V；C号靶位Zr靶电流值调节为0.5A，电压值为340V，待辉光稳定后，设置主页板衬底架旋转程序，使其由A靶位旋转至B号Ti2AlNb靶正上方，停留36s，然后衬底架由B号靶位旋转至C号靶位Zr靶位正上方，停留5s，完成后衬底架由C号靶位返回B号靶位停留36s后重新旋转至C号靶位停留5s，往后以此循环，Ti2AlNb靶的沉积率为16.6nm/min，Zr靶的沉积率为12nm/min；循环周期设置为90次，循环周期结束，衬底架自动旋转到初始A号靶位；
待沉积结束后，关闭B号靶位Ti2AlNb靶和C号靶位Zr靶的电流，停止通入氩气和氮气，关闭偏压开关，调制闸板阀至最大，待真空腔内温度降为室温时，取出样品，在硅片上交替沉积获得lTi2AlNbN＝10nm、lZr3N4＝1nm的Ti2AlNbN/Zr3N4的多层膜。
对本实施例获得的lZr3N4＝1nm的Ti2AlNbN/Zr3N4的多层膜进行硬度及压痕处的SEM表征，如图2中左图所示，其硬度为26.7GPa；从图2中右图的(c)压痕扫描图中几乎看不到裂纹，说明在结晶、非晶双向共存的Ti2AlNbN膜中引入厚度1nm结晶的Zr3N4层，薄膜的硬度和韧性相较于对比例都得到了改善，在TEM测试中发现当lZr3N4＝1nm时，发现大量的调制层共格纳米结晶相区域和非晶区域的界面，与图3类似，说明制备得到的多层膜具有空间三维网状结构。
实施例3
将硅片切至1cm×1cm大小，将其用丙酮在超声机内超声20min后取出，再用乙醇超声20min，最后再用去离子水超声20min后，用吹风机将硅片吹干，得到清洁衬底；将Ti2AlNb靶作为合金金属靶安装到真空腔体的B号靶位，Zr靶作为纯金属靶安装到真空腔体的C号靶位，将衬底硅片安装到衬底架上，将衬底架调到A号初始靶位正上方，衬底与A号初始靶位平行，调节靶间基距为10cm；
准备完毕后关闭真空腔体，抽真空使其真空度优于4×10-4Pa；
待真空度达到要求后，打开气路阀，通入氩气和氮气，设置氩气的气流值为60sccm，氮气的气流值为90sccm，调节闸板阀使真空镀膜室内的工作压强为0.8Pa，打开偏压开关设置偏压为-100V，打开直流电源开关，B号靶位Ti2AlNb靶电流值调节为0.4A，电压值为320V；C号靶位Zr靶电流值调节为0.5A，电压值为340V，待辉光稳定后，设置主页板衬底架旋转程序，使其由A靶位旋转至B号Ti2AlNb靶正上方，停留36s，然后衬底架由B号靶位旋转至C号靶位Zr靶位正上方，停留20s，完成后衬底架由C号靶位返回B号靶位停留36s后重新旋转至C号靶位停留20s，往后以此循环，Ti2AlNb靶的沉积率为16.6nm/min，Zr靶的沉积率为12nm/min；循环周期设置为71次，循环周期结束，衬底架自动旋转到初始A号靶位；
待沉积结束后，关闭B号靶位Ti2AlNb靶和C号靶位Zr靶的电流，停止通入氩气和氮气，关闭偏压开关，调制闸板阀至最大，待真空腔内温度降为室温时，取出样品，在硅片上交替沉积获得lTi2AlNbN＝10nm、lZr3N4＝4nm的Ti2AlNbN/Zr3N4的多层膜。
对本实施例获得的lZr3N4＝4nm的Ti2AlNbN/Zr3N4的多层膜进行硬度及压痕处的SEM表征，如图2中左图所示，其硬度为27.3GPa；从图2中右图的(e)压痕扫描图中发现该条件下开始出现较清晰的裂纹，裂纹长度为8.1μm，说明在结晶、非晶双向共存的Ti2AlNbN膜中引入厚度4nm结晶的Zr3N4层，薄膜的硬度和韧性虽然相较于对比例都得到了改善，但硬度和韧性较实施例1有所下降；在TEM测试中发现当lZr3N4＝4nm时，仅发现少量的调制层共格晶相区域和非晶区域的界面。
实施例4
将硅片切至1cm×1cm大小，将其用丙酮在超声机内超声20min后取出，再用乙醇超声20min，最后再用去离子水超声20min后，用吹风机将硅片吹干，得到清洁衬底；将Ti2AlNb靶作为合金金属靶安装到真空腔体的B号靶位，Zr靶作为纯金属靶安装到真空腔体的C号靶位，将衬底硅片安装到衬底架上，将衬底架调到A号初始靶位正上方，衬底与A号初始靶位平行，调节靶间基距为10cm；
准备完毕后关闭真空腔体，抽真空使其真空度优于4×10-4Pa；
待真空度达到要求后，打开气路阀，通入氩气和氮气，设置氩气的气流值为60sccm，氮气的气流值为90sccm，调节闸板阀使真空镀膜室内的工作压强为0.8Pa，打开偏压开关设置偏压为-100V，打开直流电源开关，B号靶位Ti2AlNb靶电流值调节为0.4A，电压值为320V；C号靶位Zr靶电流值调节为0.5A，电压值为340V，待辉光稳定后，设置主页板衬底架旋转程序，使其由A靶位旋转至B号Ti2AlNb靶正上方，停留36s，然后衬底架由B号靶位旋转至C号靶位Zr靶位正上方，停留50s，完成后衬底架由C号靶位返回B号靶位停留36s后重新旋转至C号靶位停留50s，往后以此循环，Ti2AlNb靶的沉积率为16.6nm/min，Zr靶的沉积率为12nm/min；循环周期设置为50次，循环周期结束，衬底架自动旋转到初始A号靶位；
待沉积结束后，关闭B号靶位Ti2AlNb靶和C号靶位Zr靶的电流，停止通入氩气和氮气，关闭偏压开关，调制闸板阀至最大，待真空腔内温度降为室温时，取出样品，在硅片上交替沉积获得lTi2AlNbN＝10nm、lZr3N4＝10nm的Ti2AlNbN/Zr3N4的多层膜。
对本实施例获得的lZr3N4＝10nm的Ti2AlNbN/Zr3N4的多层膜进行硬度及压痕处的SEM表征，如图2中左图所示，其硬度为25.7GPa；从图2中右图的(f)压痕扫描图中发现该条件下开始出现较清晰的裂纹，裂纹长度8.9μm，说明在结晶、非晶双向共存的Ti2AlNbN膜中引入厚度10nm结晶的Zr3N4层，薄膜的硬度和韧性相较于对比例都得到了改善，但硬度和韧性较实施例1有所下降；在TEM测试中发现当lZr3N4＝10nm时，仅发现少量的调制层共格晶相区域和非晶区域的界面。
对比例1
将硅片切至1cm×1cm大小，将其用丙酮在超声机内超声20min后取出，再用乙醇超声20min，最后再用去离子水超声20min后，用吹风机将硅片吹干，得到清洁衬底；将Ti2AlNb靶作为合金金属靶安装到真空腔体的B号靶位，将衬底硅片安装到衬底架上，将衬底架调到A号初始靶位正上方，衬底与A号初始靶位平行，调节靶间基距为10cm；
准备完毕后关闭真空腔体，抽真空使其真空度优于4×10-4Pa；
待真空度达到要求后，打开气路阀，通入氩气和氮气，设置氩气的气流值为60sccm，氮气的气流值为90sccm，调节闸板阀使真空镀膜室内的工作压强为0.8Pa，打开偏压开关设置偏压为-100V，打开B号靶位Ti2AlNb靶直流电源开关，电流值调节为0.4A，电压值为320V，待辉光稳定后，设置主页板衬底架旋转程序，使其由A靶位旋转至B号Ti2AlNb靶正上方，停留60min后衬底架自动旋转到初始A号靶位；Ti2AlNb靶的沉积率为16.6nm/min；
待沉积结束后，关闭B号靶位Ti2AlNb靶的电流，停止通入氩气和氮气，关闭偏压开关，调制闸板阀至最大，待真空腔内温度降为室温时，取出样品，在硅片上获得Ti2AlNbN薄膜(厚度为996±30nm)。
对本实施例获得Ti2AlNbN薄膜进行硬度及压痕处的SEM表征，如图2中左图所示，其硬度为22.9GPa；从图2中右图的(a)压痕扫描图中可以清晰的观察到很长的裂纹，裂纹长度12.0μm，说明Ti2AlNbN薄膜韧性很差。
对比例2
将硅片切至1cm×1cm大小，将其用丙酮在超声机内超声20min后取出，再用乙醇超声20min，最后再用去离子水超声20min后，用吹风机将硅片吹干，得到清洁衬底；将Zr靶作为纯金属靶安装到真空腔体的C号靶位，将衬底硅片安装到衬底架上，将衬底架调到A号初始靶位正上方，衬底与A号初始靶位平行，调节靶间基距为10cm；
准备完毕后关闭真空腔体，抽真空使其真空度优于4×10-4Pa；
待真空度达到要求后，打开气路阀，通入氩气和氮气，设置氩气的气流值为60sccm，氮气的气流值为90sccm，调节闸板阀使真空镀膜室内的工作压强为0.8Pa，打开偏压开关设置偏压为-100V，打开C号靶位Zr靶直流电源开关，电流值调节为0.5A，电压值为340V，待辉光稳定后，设置主页板衬底架旋转程序，使其由A靶位旋转至C号靶位Zr靶位正上方，停留83min后衬底架自动旋转到初始A号靶位；Zr靶的沉积率为12nm/min；
待沉积结束后，关闭C号靶位Zr靶的电流，停止通入氩气和氮气，关闭偏压开关，调制闸板阀至最大，待真空腔内温度降为室温时，取出样品，在硅片上获得Zr3N4薄膜(厚度为996±30nm)。
对本实施例获得的Zr3N4薄膜进行硬度及压痕处的SEM表征，如图2中左图所示，其硬度为16.5GPa；从图2中右图的(b)压痕扫描图中可以清晰的观察到很长的裂纹，裂纹长度16.2μm，说明Zr3N4薄膜硬度、韧性均很差。
以上所述仅是本发明的优选实施方式，应当指出，对于本技术领域的普通技术人员来说，在不脱离本发明原理的前提下，还可以做出若干改进和润饰，这些改进和润饰也应视为本发明的保护范围。

Claims (8)

1.一种三维网状纳米晶/非晶的高强高韧纳米多层膜，包括交替叠加设置的合金金属氮化物层和纯金属氮化物层，所述合金金属氮化物层和纯金属氮化物层均具有纳米晶和非晶共存结构；以依次叠层设置的一层合金金属氮化物层和一层纯金属氮化物层为一个单元，一个单元或多个单元内同时存在若干个纳米晶相区域和非晶相区域，由所述纳米晶相区域和非晶相区域的界面形成空间三维网状结构；所述高强高韧纳米多层膜的单元个数为40～100个；每个单元内合金金属氮化物层和纯金属氮化物层的厚度比独立为10:1～12；所述合金金属氮化物层为Ti2AlNbN薄膜、Ti3AlN薄膜或Ti2AlTaN薄膜；所述纯金属氮化物层为Zr3N4薄膜、Hf3N4薄膜或Ti2N薄膜；所述合金金属氮化物层的厚度为10nm，所述纯金属氮化物层的厚度为1nm、2nm、4nm或10nm。
2.权利要求1所述三维网状纳米晶/非晶的高强高韧纳米多层膜的制备方法，包括以下步骤：
以氩气为溅射气体、氮气为反应气体，采用磁控溅射技术，以合金金属靶和纯金属靶为溅射靶材分别对衬底进行交替溅射，得到三维网状纳米晶/非晶的高强高韧纳米多层膜。
3.根据权利要求2所述的制备方法，其特征在于，在进行所述溅射前，真空镀膜室的真空度优于4×10-4Pa；溅射过程中工作气压为0.5～1.2Pa。
4.根据权利要求2所述的制备方法，其特征在于，在所述溅射过程中，所述衬底表面与溅射靶材表面平行，所述衬底与溅射靶材之间的靶基距为8～12cm，偏压为-80～-120V。
5.根据权利要求2所述的制备方法，其特征在于，所述合金金属靶的溅射电流为0.2～0.6A；所述纯金属靶的溅射电流为0.3～0.7A；
所述合金金属靶的沉积率为15～20nm/min；所述纯金属靶的沉积率为9～15nm/min。
6.根据权利要求2所述的制备方法，其特征在于，在进行所述溅射前，对所述衬底预先进行清洗和烘干。
7.根据权利要求2所述的制备方法，其特征在于，所述溅射结束后，还包括：将所得薄膜在真空条件下冷却至室温，得到三维网状纳米晶/非晶的高强高韧纳米多层膜。
8.权利要求1所述三维网状纳米晶/非晶的高强高韧纳米多层膜或采用权利要求3～7任一项所述制备方法制备得到的三维网状纳米晶/非晶的高强高韧纳米多层膜在作为叶片防护涂层中应用。
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