非對(duì)稱雙極脈沖反應(yīng)磁控濺射制備TiN／NbN多層膜

黑立富，徐俊波，陳良賢，李成明，呂反修

（北京科技大學(xué)材料科學(xué)與工程學(xué)院，北京100083）

非對(duì)稱雙極脈沖反應(yīng)磁控濺射制備TiN／NbN多層膜

黑立富，徐俊波，陳良賢，李成明，呂反修

（北京科技大學(xué)材料科學(xué)與工程學(xué)院，北京100083）

采用非對(duì)稱雙極脈沖磁控濺射制備了一系列不同調(diào)制周期的TiN／Nb N納米多層膜，利用X射線衍射分析（XRD）、納米壓痕儀、掃描電子顯微鏡（SEM）表征了薄膜的微觀結(jié)構(gòu)、力學(xué)性能和斷口形貌。結(jié)果表明，在調(diào)制周期為19．86nm時(shí)，納米壓痕硬度達(dá)到43GPa。利用三點(diǎn)彎曲法形成裂紋的擴(kuò)展，并觀察到了裂紋的偏轉(zhuǎn)特征。

納米多層膜；力學(xué)性能；調(diào)制周期

自1987年Helmersson［1］等報(bào)道在TiN／VN納米多層膜中獲得高達(dá)50GPa的硬度之后，與單組分薄膜相比，由兩種材料交替沉積形成的納米多層膜因超模量效應(yīng)和超硬效應(yīng)而得到廣泛關(guān)注。目前，對(duì)氮化物多層膜的研究主要集中在TiN，TaN，Nb N，Al N，Cr N等體系［2－5］，TiN／Nb N是同構(gòu)超點(diǎn)陣納米超硬多層膜的典型。Barshilia等人的研究表明［6］：TiN／Nb N的納米壓入硬度會(huì)隨著多層膜的調(diào)制周期而變化。當(dāng)其調(diào)制周期為4．8nm時(shí)出現(xiàn)峰值硬度40GPa，而單層TiN與Nb N的硬度分別是22GPa和18GPa。X．T．Zeng等人同樣研究了調(diào)制周期與TiN／Nb N多層膜硬度的變化規(guī)律［7］。他們的結(jié)論是：當(dāng)調(diào)制周期在7．5～8．5nm范圍時(shí)，多層膜獲得最佳的力學(xué)性能表現(xiàn)，其硬度與結(jié)合力測(cè)試的臨界載荷分別為40GPa和42～50N。值得注意的是，X．T．Zeng的研究結(jié)合了調(diào)制比對(duì)多層膜硬度的影響，調(diào)制比會(huì)很大程度上影響多層膜的硬度以及硬度與結(jié)合力之間的協(xié)調(diào)關(guān)系。另外，Barshilia和X．T．Zeng對(duì)TiN／Nb N納米多層膜的研究都是利用反應(yīng)磁控濺射的方法制備樣品的。本工作采用非對(duì)稱雙極脈沖磁控濺射制備了一系列不同調(diào)制周期的TiN／Nb N納米多層膜，研究了多層膜的結(jié)構(gòu)和力學(xué)性能。

1 實(shí)驗(yàn)材料和方法

1．1 TiN／NbN納米多層膜的制備

TiN／Nb N納米多層膜的制備是在TSU－600多功能鍍膜機(jī)上采用40k Hz非對(duì)稱雙極脈沖磁控反應(yīng)濺射方法進(jìn)行的。試驗(yàn)的基片為高速鋼。試驗(yàn)采用金屬Ti靶和Nb靶（純度均為99．99%）作為濺射源，靶直徑?50mm，厚4mm。在沉積之前，先在高速鋼拋光處理后，分別用丙酮、無(wú)水乙醇、蒸餾水等溶液配合超聲波對(duì)高速鋼進(jìn)行預(yù)清洗。真空室的本底真空為7．0× 10－4Pa。首先制備了TiN和Nb N單層膜，以確定合適的沉積工藝。多層薄膜制備在Ar（99．99%）和N2（99．99%）的混合氣氛中進(jìn)行，工作氣壓為0．3Pa。基片與Ti靶和Nb靶的距離均為60mm，基片沉積溫度為200℃，Ti靶和Nb靶的功率分別為200W和100W。預(yù)先沉積5min的Ti過(guò)渡層，通過(guò)旋轉(zhuǎn)電機(jī)控制基片運(yùn)動(dòng)速度獲得不同調(diào)制周期的TiN／Nb N納米多層膜。

1．2 TiN／NbN多層膜的表征

利用D／max－r B型掠角和高角X射線衍射儀分別測(cè)定TiN／Nb N多層膜的調(diào)制周期和相結(jié)構(gòu)，并根據(jù)電子能量色散譜（EDX）測(cè)量Ti和Nb的含量計(jì)算多層膜的調(diào)制比。利用掃描電子顯微鏡表征TiN／Nb N多層膜的斷口形貌；利用MTS公司的XP型納米壓痕儀，采用連續(xù)剛度方式測(cè)量多層膜的硬度和彈性模量隨壓入深度的變化，最大壓入深度均為400nm。對(duì)沉積后的樣品進(jìn)行線切割與基底磨薄處理，制成矩形長(zhǎng)條樣品，尺寸約為10mm×1mm×0．5mm（0．5mm為厚度）。利用三點(diǎn)彎曲的方式將試樣壓彎，誘使薄膜產(chǎn)生裂紋。然后進(jìn)行鑲樣處理，對(duì)樣品的橫截面粗砂和精拋，利用掃描電鏡觀察裂紋在多層膜中的擴(kuò)展行為。

2 結(jié)果與討論

2．1 多層膜的斷口形貌

當(dāng)調(diào)制周期比較小時(shí)，即使是場(chǎng)離子電鏡也難以分辨層間特征，本工作將調(diào)制周期Λ為144．7nm的多層膜進(jìn)行了截面形貌觀察，如圖1所示。圖1中可以清晰地看到TiN／Nb N多層膜的形貌，可以看到各層的薄膜很均勻，每個(gè)調(diào)制周期內(nèi)的薄膜厚度清晰可見(jiàn)。

圖1 TiN／Nb N多層膜及其過(guò)渡層Ti－TiN的截面SEM形貌（a）Λ＝0．99nm；（b）Λ＝3．52nm；（c）Λ＝19．86nm；（d）Λ＝144．70nmFig．1 Cross section SEM photographs of the Ti－TiN interlayer and TiN／Nb N multilayers with different modulation periods（a）Λ＝0．99nm；（b）Λ＝3．52nm；（c）Λ＝19．86nm；（d）Λ＝144．70nm

從圖1（d）中可以看出TiN與Nb N交替生長(zhǎng)的多層化形貌，由于Nb N的二次電子發(fā)射系數(shù)高于TiN，所以Nb N具有更明亮的襯度。通過(guò)仔細(xì)觀察圖1（d）還可以得到兩點(diǎn)啟示：第一，TiN與Nb N在交替生長(zhǎng)過(guò)程中具有比較清晰的界面，說(shuō)明沉積過(guò)程中引入適量的離子輔助轟擊不會(huì)造成調(diào)制層間界面較大區(qū)域的混融。第二，雖然多層膜中各處調(diào)制層的厚度都是一致的，但其調(diào)制層具有非平面的生長(zhǎng)形貌，而且這種波紋狀特征會(huì)從最先沉積的調(diào)制層開(kāi)始向外重復(fù)。多層膜的這種非平面生長(zhǎng)形貌被認(rèn)為是薄膜形核過(guò)程中受到應(yīng)力場(chǎng)作用的結(jié)果［4］。這一點(diǎn)支持了由于調(diào)制層間界面共格錯(cuò)配導(dǎo)致的多層膜中交變應(yīng)力場(chǎng)存在的理論。

2．2 單層與多層膜的相結(jié)構(gòu)分析

2．2．1 多層膜的低角X射線衍射分析

多層膜不同調(diào)制層中化學(xué)成分的周期性變化會(huì)導(dǎo)致其電子密度的周期性變化［8］。如果不同調(diào)制層的化學(xué)成分差異越明顯，調(diào)制層間的界面越清晰，其電子密度的周期性變化就越顯著，從而在低角XRD的圖譜上出現(xiàn)尖銳的衍射峰。所以低角XRD衍射峰的強(qiáng)弱可以反映出多層膜界面的平整性以及不同調(diào)制層在界面處的混融程度。

從圖2中可以看到調(diào)制周期為2．13，3．10，6．22nm的TiN／Nb N多層膜均顯示出了清晰的一級(jí)衍射峰，這說(shuō)明多層膜產(chǎn)生了局部的超點(diǎn)陣結(jié)構(gòu)。但是圖譜中沒(méi)有顯示出多級(jí)衍射峰，這表明多層膜化學(xué)成分的周期性變化不夠明顯，調(diào)制層間的界面存在一定區(qū)域的互擴(kuò)散與混融現(xiàn)象，導(dǎo)致其超點(diǎn)陣結(jié)構(gòu)不具有長(zhǎng)程性。相比之下，調(diào)制周期為3．10nm的TiN／Nb N衍射峰最尖銳，說(shuō)明其界面結(jié)構(gòu)比較平整，這將有利于多層膜界面效應(yīng)的發(fā)揮。而調(diào)制周期為2．13nm和6．22nm的TiN／Nb N的衍射峰相對(duì)更寬，反映出多層膜的界面不夠清晰。對(duì)于其他四套不同調(diào)制周期的TiN／Nb N多層膜，均沒(méi)有看到明顯的衍射峰，說(shuō)明多層膜的調(diào)制周期只有在一定范圍時(shí)才有利于超點(diǎn)陣結(jié)構(gòu)的形成。

圖2 具有不同調(diào)制周期的TiN／Nb N多層膜低角XRD衍射圖譜Fig．2 Low－angle X－ray diffraction of TiN／Nb N multilayers with different modulation periods

2．2．2 多層膜的高角X射線衍射分析

TiN晶體屬于立方NaCl結(jié)構(gòu)，典型的生長(zhǎng)取向包括立方（111），（200），（220），（311）以及（400）。Nb和N組成的相圖包括穩(wěn)定的六方Nb2N相和亞穩(wěn)的立方Nb N相［9］，對(duì)于沉積立方Nb N的過(guò)程要遠(yuǎn)比沉積立方TiN難于控制［10］。有研究指出［11］，在較低的N2分壓沉積環(huán)境中，六方β－Nb2N相與面心立方δ－Nb N相會(huì)同時(shí)存在于Nb N薄膜中。Barshilia［6］和Geyang Li［11］的研究都曾指出：在相同的氮?dú)夥謮合?，沉積立方相δ－Nb N要遠(yuǎn)比沉積TiN立方相困難。這是因?yàn)樾纬删哂忻嫘牧⒎浇Y(jié)構(gòu)的δ－Nb N存在特定的化學(xué)計(jì)量范圍（氮原子比例為42%～46%），這個(gè)范圍要小于立方TiN的范圍（38%～50%）。另外，立方Nb N的形成晗（－235．3kJ／mol）低于立方TiN的形成晗（－338．3kJ／mol），即在熱力學(xué)上立方Nb N的形成比較困難。

圖3展示了單層TiN、Nb N以及不同調(diào)制周期的TiN／Nb N多層膜的XRD衍射圖譜。單層TiN顯示了立方NaCl結(jié)構(gòu)，其中（111）取向生長(zhǎng)尤其突出。單層Nb N則顯示出具有六方結(jié)構(gòu)的Nb2N與具有立方結(jié)構(gòu)的Nb N的兩相并存。對(duì)應(yīng)不同調(diào)制周期的TiN／Nb N多層膜，可以看出兩個(gè)變化趨勢(shì)：第一，不同調(diào)制周期的多層膜衍射峰與單層膜相比更加漫散，這反映出薄膜在多層化交替生長(zhǎng)過(guò)程中納米亞晶的形成；第二，隨著調(diào)制周期的增加，立方Nb N的（111）和（200）取向逐漸削弱，而六方Nb2N的（100）和（101）取向逐漸增強(qiáng)。

圖3 單層TiN，Nb N以及不同調(diào)制周期的TiN／Nb N多層膜的XRD衍射圖譜（S代表來(lái)自基底的衍射峰）Fig．3 XRD spectra of single－layer TiN，Nb N and TiN／Nb N multilayers with different modulation periods（S stands for the peaks of the substrate）

2．3 TiN／NbN多層膜的納米壓痕硬度與彈性模量

有研究指出：限于目前的金剛石壓頭端部半徑的加工水平，接觸深度在20nm以內(nèi)所側(cè)的硬度和彈性模量并不可靠［12］，所以圖4顯示壓入深度從20nm開(kāi)始的硬度與模量的連續(xù)變化曲線。

圖4比較了單層Nb N和具有調(diào)制周期分別為19．86nm和82．33nm的TiN／Nb N多層膜的硬度與模量。整個(gè)過(guò)程中，薄膜的硬度與模量是隨壓入深度的增加而連續(xù)變化的函數(shù)。圖中可以看到，調(diào)制周期為82．33nm TiN／Nb N多層膜與單層Nb N的硬度差別很小，在實(shí)際測(cè)量中調(diào)制周期為144．7nm TiN／Nb N多層膜的硬度更接近于單層Nb N硬度，因此生長(zhǎng)取向?qū)τ捕鹊挠绊戄^小。

圖4 不同調(diào)制周期的TiN／Nb N多層膜的硬度（a）和彈性模量（b）隨壓入深度的變化Fig．4 Microhardness（a）and modulus（b）of TiN／Nb N multilayers with different modulation periods as a function of the indentation depth

圖4（a）顯示了三種薄膜的硬度隨壓入深度的變化規(guī)律：首先，在較小的壓入深度下，硬度隨著壓入深度的增加而迅速上升。原因主要是：在這一階段三種薄膜的變形正在經(jīng)歷由彈性變形向塑性變形的轉(zhuǎn)變，因?yàn)橛捕韧ǔｓw現(xiàn)了材料抵抗塑性變形的能力，所以這一階段不能充分體現(xiàn)薄膜的硬度性能表現(xiàn)。其次，在第一階段結(jié)束后，三種薄膜的硬度停留在一個(gè)穩(wěn)定值，曲線出現(xiàn)一個(gè)短暫的平臺(tái)，在這個(gè)階段薄膜與壓頭的接觸是完全塑性變形的，此時(shí)的硬度能夠真實(shí)反映薄膜抵抗塑性變形的能力，而且不受基底材料的影響［13］。最后硬度曲線進(jìn)入第三個(gè)階段，硬度隨著壓入深度的增加而下降。這說(shuō)明測(cè)量硬度開(kāi)始受到基底材料的影響（高速鋼基底的硬度明顯低于多層膜的硬度）。值得注意的是，調(diào)制周期為19．86nm的TiN／Nb N多層膜由于具有最好的剛度與硬度，在相同的變形量下，會(huì)出現(xiàn)更大的應(yīng)力擴(kuò)張，所以更早地出現(xiàn)基底效應(yīng)，即所測(cè)硬度是薄膜與基底的混合硬度［14］。

圖4（b）顯示了三種薄膜的彈性模量隨壓入深度的變化規(guī)律，與硬度曲線類似，也可以分為三個(gè)階段。有所不同的是，在更小的壓入深度時(shí)，模量曲線即出現(xiàn)了平臺(tái)，而且平臺(tái)很短暫。產(chǎn)生這個(gè)現(xiàn)象的原因是：模量是剛度的量度，剛度反映出材料抵抗彈性變形的能力。這樣，在更小的壓入深度下，壓頭下的彈性場(chǎng)便延伸到了基底，從而使基底的性能開(kāi)始更早地影響薄膜模量的測(cè)量。這一點(diǎn)對(duì)于調(diào)制周期為19．86nm的多層膜比調(diào)制周期為82．33nm的多層膜更為明顯，因?yàn)槠淠痈?。單層膜的硬度和彈性模量?duì)多層膜的硬度和彈性模量影響是基點(diǎn)值，多層膜的硬度和彈性模量的增加來(lái)源于調(diào)制層間界面共格錯(cuò)配所導(dǎo)致的應(yīng)力場(chǎng)，密切相關(guān)于兩種單層膜晶格常數(shù)的錯(cuò)配度，調(diào)制周期在一定范圍這中作用達(dá)到最大影響，可獲得最大硬度。

2．4 TiN／Nb N多層膜的裂紋偏轉(zhuǎn)特征

利用三點(diǎn)彎曲法對(duì)多層膜試樣進(jìn)行彎曲試驗(yàn)，觀察裂紋的擴(kuò)展行為。從圖5（a）中可以看到，雖然多層膜由于加載力偏大已經(jīng)發(fā)生了膜體的斷裂，但基體部分還未萌生裂紋。可以從斷口處引入的裂紋走勢(shì)看出多層膜的裂紋偏轉(zhuǎn)特征。從圖5（b）的局部放大圖中可以看到，在裂紋擴(kuò)展區(qū)范圍內(nèi)，多層膜條紋明顯彎曲，暗示著裂紋的擴(kuò)展引起了多層膜內(nèi)較大區(qū)域的應(yīng)變協(xié)調(diào)，這一過(guò)程所吸收的額外能量對(duì)抵制裂紋擴(kuò)張有利。然而需要指出的是，這一跡象也有可能是由于膜層的斷裂錯(cuò)位所導(dǎo)致。即便如此，還是可以從局部放大圖中看出，在裂紋右側(cè)的多層膜邊緣，膜層明顯彎折并有凸起，這個(gè)過(guò)程導(dǎo)致的多層膜結(jié)構(gòu)的變化同樣需要大量的裂紋擴(kuò)張功。

圖5 調(diào)制周期為144．7nm的TiN／Nb N多層膜的裂紋偏轉(zhuǎn)特征（a）和局部放大圖（b）Fig．5 Crack deflection characteristics presents in the TiN／Nb N multilayers at a modulation period of 144．7nm（a）and the image obtained at higher magnification（b）

不論這條裂紋的形成是源自多層膜的彎曲還是多層膜的斷裂，它的走勢(shì)是彎折而存在偏轉(zhuǎn)特征的。TiN與Nb N屬于過(guò)渡族金屬氮化物，都屬于脆性物質(zhì)，尤其是脆性相Nb N。TiN與Nb N單層膜的裂紋擴(kuò)展是平直并終止于基底的［15］。而TiN／Nb N多層膜卻表現(xiàn)出與TiN與Nb N單層膜截然不同的特征，這正是多層化結(jié)構(gòu)中存在大量界面所產(chǎn)生的貢獻(xiàn)。當(dāng)裂紋擴(kuò)展到界面處時(shí)，需要經(jīng)歷彈性性能與膜層結(jié)構(gòu)的改變，這一過(guò)程增加了裂紋偏轉(zhuǎn)或分支的幾率，而裂紋的偏轉(zhuǎn)能夠緩解裂紋尖端的應(yīng)力集中，并導(dǎo)致整個(gè)薄膜的韌化。另外，界面會(huì)促進(jìn)兩側(cè)調(diào)制層的再結(jié)晶作用，細(xì)化晶粒降低缺陷密度，提高薄膜的內(nèi)在韌性。

實(shí)際上，如果裂紋在多層膜中的擴(kuò)張能夠?qū)е履拥姆蛛x，這一過(guò)程所吸收的應(yīng)變能會(huì)遠(yuǎn)高于裂紋偏轉(zhuǎn)或分叉所吸收的應(yīng)變能［16］。在圖5中沒(méi)有觀察到明顯的膜層分離現(xiàn)象，可能是由于裂紋的擴(kuò)張并不是垂直于膜層方向，或是由于調(diào)制層的厚度偏大。但裂紋偏轉(zhuǎn)也會(huì)產(chǎn)生更大區(qū)域的新表面，這個(gè)過(guò)程吸收的應(yīng)變能同樣不可忽視。另外，從圖5中還可以觀察到，裂紋在自上而下的擴(kuò)展過(guò)程中，其間隙并不是逐漸縮小的，這可能與裂紋尖端在界面處的鈍化有關(guān)。

3 結(jié)論

（1）TiN／Nb N納米多層膜體系中，調(diào)制周期影響著薄膜的生長(zhǎng)取向，在調(diào)制周期比較小的時(shí)候，TiN／Nb N納米多層膜和單層膜生長(zhǎng)取向差不多，（111）生長(zhǎng)最快，隨著調(diào)制周期的增加，TiN／Nb N納米多層膜的（200）生長(zhǎng)逐漸加快，（111）生長(zhǎng)減慢。

（2）TiN／Nb N納米多層膜的硬度和彈性模量在調(diào)制周期較小時(shí)低于單一TiN和Zr N的硬度和彈性模量，隨著調(diào)制周期的增加，有先增加后減少的趨勢(shì)，在調(diào)制周期為19．86nm時(shí)，硬度和彈性模量達(dá)到一個(gè)較高值，達(dá)到了43GPa和550GPa。

（3）利用三點(diǎn)彎曲法，觀察到了裂紋的偏轉(zhuǎn)特征。

［1］ HELMERSSON U，TODOROVA S，BARNETT S A，et al．Growth of single－crystal TiN／VN strained－lay superlattices with extremely high mechanical hardness［J］．Journal of Applied Physics，1987，62（2）：841－484．

［2］ SOE W H，YAMAMOTO R．Mechanical properties of ceramic multilayers：TiN／Cr N，TiN／Zr N，and TiN／TaN［J］．Materials Chemistry and Physics，1997，50（2）：176－181．

［3］ MADAN A，YASHAR P，SHINN M，et al．An X－ray diffraction study of epitaxial TiN／Nb N superlattices［J］．Thin Solid Film，1997，302（1－2）：147－154．

［4］ BOUTOS T V，SANJINES R，KARIMI A．Effects of deposition temperature and bilayer thickness on the mechanical properties of Al N／TiN multilayer thin films［J］．Surface and Coatings Technology，2004，188－189：409－414．

［5］ BARSHILIA H C，PRAKASH M S，POOJARI A，et al．Corrosion behavior of nanolayered TiN／Nb N multilayer coatings prepared by reactive direct current magnetron sputtering processes［J］．Thin Solid Films，2004，460（1－2）：133－142．

［6］ HARISH C B，RAJAM K S．Structure and properties of reactive DC magnetron sputtered TiN／Nb N hard superlattices［J］．Surface and Coatings Technology，2004，183（2－3）：174－183．

［7］ ZENG X T，MRIDHA S，CHAI U．Properties of unbalanced magnetron sputtered TiN／Nb N multilayer coatings［J］．Journal of Materials Processing Technology，1999，89－90：528－531．

［8］ YANG G H，ZHAO B，GAO Y，et al．Investigation of nanoindentation on Co／Mo multilayers by the continuous stiffness measurement technique［J］．Surface and Coatings Technology，2005，191（1）：127－133．

［9］ ETTMAYER P，LENGAUER W．Encyclopaedia of Inorganic Chemistry［M］．West Sussex：John Wiley，1994．

［10］ LARSSON M，HOLLMAN P，HEDENQVIST P，et al．Deposition and microstructure of PVD TiN－Nb N multilayered coatings by combined reactive electron beam evaporation and DC sputtering［J］．Surface and Coatings Technology，1996，86－87（1）：351－356．

［11］ HAN Z H，HU X P，TIAN J W，et al．Magnetron sputtered Nb N thin films and mechanical properties［J］．Surface and Coatings Technology，2004，179（2－3）：188－192．

［12］ LI X，BHUSHAN B．Development of continuous stiffness measurement technique for composite magnetic tapes［J］．Surface and Coatings Technology，2000，42（10）：929－935．

［13］ AN J，ZHANG Q Y．Structure，morphology and nanoindentation behavior of multilayered TiN／Ta N coatings［J］．Surface and Coatings Technology，2005，200（7）：2451－2458．

［14］ LOGOTHETIDIS S，KASSAVETIS S，CHARITIDIS C，et al．Nanoindentation studies of multilayer amorphous carbon films［J］．Carbon，2004，42（5－6）：1133－1136．

［15］ WIKLUND U，HEDENQVIST P，HOGMARK S．Multilayer cracking resistance in bending［J］．Surface and Coatings Technology，1997，97（1－3）：773－778．

［16］ TOMASZEWSKI H，WEGLARZ H，WAJLER A，et al．Multilayer ceramic composites with high failure resistance［J］．Journal of the European Ceramic Society，2007，27（2－3）：1373－1377．

TiN／Nb N Multilayers Prepared by Asymmetrical Bipolarpulsed Reactive Magnetron Sputtering

HEI Li－fu，XU Jun－bo，CHEN Liang－xian，LI Cheng－ming，LU Fan－xiu
（School of Materials Science and Engineering，University of Science and Technology Beijing，Beijing 100083，China）

TiN／Zr N multilayers with different modulation periods were prepared by asymmetrical bipolar pulsed reactive magnetron sputtering．The microstructure，mechanical properties and fracture characteristics of multilayers were investigated by X－ray diffraction，scanning electron microscopy and nonoindentation．The results show that the nanohardness reaches to 43GPa at modulation period 19．86nm．The fracture morphology of TiN／Nb N multilayer was observed by SEM after three－point bending test，which reveals that the cracks in the multilayer have a tendency of deflection at the interfaces and thus a higher cracking resistance of the multilayer can be induced．

nanomultilayers；mechanical property；modulation period

TB34

A

1001－4381（2012）07－0092－05

國(guó)家自然科學(xué)基金項(xiàng)目（51102013）

2011－02－15；

2012－01－06

黑立富（1979—），男，講師，碩士，研究方向?yàn)槌餐繉又苽浼皯?yīng)用，聯(lián)系地址：北京市海淀區(qū)學(xué)院路30號(hào)北京科技大學(xué)材料學(xué)院（100083），E－mail：lifu＿h(yuǎn)ei＠163．com