蘇富斌，張 鈞，王曉陽，錢春暉，陳 磊

(沈陽大學機械工程學院 遼寧省多組硬質(zhì)膜研究及應(yīng)用重點實驗室，遼寧 沈陽 110044)

0 前 言

以氮化物、硼化物等陶瓷材料為基底的硬質(zhì)涂層，能夠在惡劣的環(huán)境下對結(jié)構(gòu)材料提供保護，因此被廣泛應(yīng)用于工程中。特別是TiN、NbN等過渡族金屬氮化物薄膜，在各個領(lǐng)域內(nèi)發(fā)揮著重要的作用。

TiN薄膜具有高硬度及良好的抗氧化性[1]和化學惰性[2]等優(yōu)點,可顯著延長工具的加工壽命，從而降低加工過程中由于磨損所產(chǎn)生的成本，TiN薄膜是第一個產(chǎn)業(yè)化并廣泛應(yīng)用的硬質(zhì)膜[3]。此外，TiN同時具有良好的生物兼容性，并在醫(yī)療領(lǐng)域發(fā)揮著重要作用[4]。

關(guān)于NbN薄膜的顯微硬度、膜基結(jié)合力和耐磨性等力學性能的報道較少?，F(xiàn)有研究表明NbN薄膜的顯微硬度遠高于TiN。Larsson等[5]以高速鋼(HSS)為基體沉積了NbN薄膜并采用維氏硬度儀測得其顯微硬度為34 GPa(測試載荷為2.5 N)，與顯微硬度為22 GPa的TiN薄膜相比具有顯著優(yōu)勢，盡管二者在沉積過程中所采用的基體不同，但此研究結(jié)果仍然能夠為2種薄膜的顯微硬度提供對比。Rutherford等[6]以高速鋼為基體沉積的NbN薄膜的耐磨性也明顯高于TiN薄膜。盡管NbN的力學性能優(yōu)于TiN，但純NbN薄膜對刀具的保護效果則低于TiN薄膜[7]，因此研究人員更傾向于研究NbN薄膜的超導(dǎo)性能[8]。

TiNbN薄膜是在TiN薄膜的基礎(chǔ)上添加Nb元素以期獲得比TiN薄膜及NbN薄膜更優(yōu)的力學性能。研究表明Nb的加入使得TiN薄膜的硬度及耐磨性均得到顯著提升，Cicek等[9]在M2基體上沉積的TiNbN薄膜的硬度為35 GPa，相比于TiN(硬度為21 GPa)有了顯著的提高。

耐磨性對高速切削工具的涂層至關(guān)重要，在切削過程中刀具涂層的工作溫度高達900 ℃[10],因此對刀具涂層的熱穩(wěn)定性的要求較高。立方系(c - )TiAlN涂層會在高溫下發(fā)生調(diào)幅分解，導(dǎo)致c - TiN和c - AlN相的富集，從而發(fā)生自硬化現(xiàn)象，繼而使得硬度得到提高，因此其被廣泛應(yīng)用于刀具加工領(lǐng)域[11]。然而隨著加工速度的不斷提升，加工時的溫度也逐漸增加，當加工溫度高于1 000 ℃時,c - TiN和c - AlN相則會轉(zhuǎn)變?yōu)榱较?h - )AlN,導(dǎo)致涂層硬度迅速降低。為了改善此種現(xiàn)象，可在TiAlN涂層中加入Nb元素制得TiAlNbN薄膜，以提高涂層在高溫下的性能。

在鋼和高溫合金中加入Nb元素進行合金化能夠有效地提高合金的蠕變強度、延展性和抗氧化性[12]。與其它過渡金屬氮化物相比，NbN薄膜具有超導(dǎo)性、更好的耐磨性能等優(yōu)異的性能。因此，在TiN和TiAlN中加入Nb元素以改善膜層在使用過程出現(xiàn)的硬度、抗高溫氧化性等性能不能滿足加工需求的問題已經(jīng)成為了重要的研究方向。

1 常用的TiNbN硬質(zhì)膜制備技術(shù)

硬質(zhì)膜沉積技術(shù)主要為物理氣相沉積法即PVD，該技術(shù)采用濺射或蒸發(fā)等物理氣相方法，在真空環(huán)境中對襯底進行鍍覆[13]?，F(xiàn)階段應(yīng)用最廣泛的PVD技術(shù)是多弧離子鍍和磁控濺射技術(shù)。

多弧離子鍍技術(shù)是在真空蒸發(fā)和真空濺射2種鍍膜技術(shù)的基礎(chǔ)上發(fā)展起來的一種技術(shù)，其原理為：具有極高能量的電弧在陰極靶面上迅速移動，從而形成微小的熔池，使得陰極靶面劇烈蒸發(fā)，并在真空腔內(nèi)形成由高度電離的金屬蒸汽所組成的等離子體[14]，在負偏壓的作用下等離子體飛向基體表面，并在飛行的過程中與反應(yīng)氣體進行反應(yīng)，最終在基體表面成膜。磁控濺射技術(shù)則是使原子在離子或者中性原子的沖擊下從靶材脫落，繼而沉積至基體表面形成薄膜。多弧離子鍍技術(shù)和磁控濺射技術(shù)均可采用復(fù)合靶或多個單靶，如采用Ti和Nb靶制備TiNbN硬質(zhì)膜[15]、采用TiAl和TiNb靶制備TiAlNbN硬質(zhì)膜[16]。

多弧離子鍍的電離率高于磁控濺射技術(shù)的，這使得其具有更高的沉積速率及沉積能量[17]。此外在沉積之前的刻蝕階段，擁有更高的沉積能量表示著它能夠更加有效地清洗和加熱基體表面，甚至能夠敲掉基體內(nèi)部的一些金屬原子。在刻蝕階段，多弧離子鍍技術(shù)能夠使基體表面的粗糙度或缺陷達到原子級別，因此采取此種方法制備的薄膜具有較好的膜基結(jié)合力。然而多弧離子鍍技術(shù)的缺陷在于在沉積過程中會出現(xiàn)宏觀液滴，這是由于靶材中存在一些低熔點的材料如TiAl靶中的Al，或由于蒸發(fā)過程太過迅速導(dǎo)致一些原子在到達基體前還未被電離，這些中性原子在飛行過程中合并從而形成宏觀液滴[18]。此種宏觀液滴對精度較高的光學和電學薄膜的應(yīng)用影響較大，因此Coll等[19]通過電磁場細化等離子體的方法消除了宏觀液滴、Wang等[20]使用直管離子濾波大大減少了宏觀液滴。

靶中毒現(xiàn)象和較低的電離率是傳統(tǒng)磁控濺射技術(shù)的缺陷，因而發(fā)展形成了射頻磁控濺射[21]、反應(yīng)磁控濺射[22，23]以及高脈沖磁控濺射[15]等技術(shù)。在射頻磁控濺射技術(shù)中，靶前的等離子體密度大大提高，并且金屬的電離率[24]較傳統(tǒng)磁控濺射技術(shù)相比提高了10倍，因此此種技術(shù)能夠改善由于氮氣分壓過高造成的靶中毒現(xiàn)象。還有研究使用高功率脈沖磁控濺射，高功率脈沖磁控濺射技術(shù)可以形成高密度、高電離的等離子體，表現(xiàn)出高的離子能量分布函數(shù)[25-30]。但是由于電離濺射物質(zhì)過度重定向，導(dǎo)致相比于傳統(tǒng)的磁控濺射該技術(shù)的沉積效率較低[26-28]。針對該缺點，Giudice等[15]指出可以采用高功率脈沖磁控濺射和直流磁控濺射(HiPIMS/DCMS)結(jié)合的方法，試驗表明該方法不僅可以提高沉積速率，還可以增強薄膜的硬度。

2 TiNbN硬質(zhì)膜的晶體結(jié)構(gòu)與相組成

TiNbN硬質(zhì)膜一般以固溶體的形式存在，主要表現(xiàn)為面心立方結(jié)構(gòu)，存在(111)、(200)、(220)及(311)晶面的取向。采用閉合非平衡磁控濺射(CFUBMS)技術(shù)以M2和H13為基體，在偏壓為-100 V條件下制備的TiNbN硬質(zhì)膜具有致密的柱狀晶結(jié)構(gòu)，且膜層與基體之間無明顯缺陷[31]。采用相同的技術(shù)，在不同的工藝條件下制備的TiNbN硬質(zhì)膜同樣表現(xiàn)出致密的柱狀結(jié)構(gòu)[32]。采用高頻脈沖磁控濺射(HiPIMS)技術(shù)制備的TiNbN薄膜，形態(tài)上表現(xiàn)為光滑的表面，結(jié)構(gòu)上為致密的柱狀晶，具有較低的孔隙率；而采用直流磁控濺射(DCMS)技術(shù)制備的TiNbN薄膜的晶粒為多孔的V形晶粒，薄膜的表面較為粗糙,如圖1[15]。HiPIMS沉積出的薄膜有致密結(jié)構(gòu)可能與薄膜被HiPIMS等離子體離化后的原子轟擊有關(guān)。HiPIMS脈沖能夠產(chǎn)生大量的Ti+、Ti+、N+和N2+，同時產(chǎn)生Nb+和Nb2+[15]。在采用HiPIMS技術(shù)制備Ti1-xAlxN和Al1-xSixN硬質(zhì)膜時能夠觀察到同樣的結(jié)果[33，34]。

采用多弧離子鍍技術(shù)制備的TiNbN薄膜，在N2分壓為0.67 Pa時,其晶粒為20 nm的半等軸晶粒；增加N2分壓至1.33 Pa，薄膜與基體接合處的晶粒更為細小，但接近膜層表面的晶粒平均尺寸則增加到30 nm；在N2分壓為2.00 Pa時，晶粒為半柱狀晶和等軸晶粒，其平均晶粒尺寸為30 nm；并且與N2分壓為0.67 Pa時的薄膜厚度2.1 μm相比，N2分壓為2.00 Pa時薄膜的厚度顯著降低，僅為0.7 μm。這表明N2分壓的增加會在一定程度上增加薄膜的晶粒尺寸，因此合適的偏壓能夠起到細化晶粒的作用[35]。

采用CFUBMS技術(shù)分別以M2和H13為基體制備TiNbN硬質(zhì)膜，其擇優(yōu)取向均為穩(wěn)定的(111)取向，且2種薄膜均存在(220)、(311)晶面衍射峰，而(200)晶面只出現(xiàn)在以M2為基體沉積的TiNbN薄膜上，這與薄膜面心立方的晶體結(jié)構(gòu)相符[31]。在采用多弧離子鍍技術(shù)制備的TiNbN硬質(zhì)膜的X射線衍射譜(XRD)中同樣表現(xiàn)出此種晶體取向，并且隨著N2分壓由0.67 Pa增加到2.00 Pa，出現(xiàn)了δ - NbN相(311)晶面衍射峰，這可能是N2含量增加，導(dǎo)致N原子增加造成的[35]。

Giudice等[15]采用高頻脈沖磁控濺射技術(shù)制備了不同Nb含量的TiNbN薄膜，發(fā)現(xiàn)所有薄膜均表現(xiàn)出fcc - NaCl結(jié)構(gòu)，并且以Nb - HiPIMS/Ti - DCMS技術(shù)制備Nb1-xTixN薄膜時，當0≤x≤0.190時，薄膜的晶體結(jié)構(gòu)表現(xiàn)為以(111)和(200)為主的多晶結(jié)構(gòu)，但當x≥0.300時，薄膜的擇優(yōu)生長取向則轉(zhuǎn)變?yōu)?200)晶面，如圖2所示。而在DCMS/DCMS沉積薄膜的XRD譜中能夠觀察到更強的(200)和(311)晶面取向，這表明其具有更隨機的擇優(yōu)生長取向，并且薄膜中Ti元素的含量對于(111)晶面的衍射強度影響較小。采用HiPIMS/DCMS技術(shù)制備的TiNbN薄膜，在其擇優(yōu)生長取向為(200)晶面時，利用Debye - Scherrer公式計算晶粒尺寸，結(jié)果表明，隨著Nb元素含量的減少，晶粒尺寸從10 nm(NbN)變?yōu)?4 nm(TiN)，同樣的現(xiàn)象也發(fā)生在采用DCMS/DCMS技術(shù)制備的TiNbN薄膜中。這表明隨著Nb元素含量的增加，薄膜出現(xiàn)晶粒細化的現(xiàn)象，從而在一定程度上提高了薄膜的性能。

3 TiNbN硬質(zhì)膜的性能

3.1 硬 度

硬度是薄膜力學性能的綜合體現(xiàn)，膜層的晶體結(jié)構(gòu)、晶體取向以及相結(jié)構(gòu)都將在一定程度上影響膜層的硬度。從制備TiNbN硬質(zhì)膜的技術(shù)來看：磁控濺射技術(shù)能夠制備出晶粒更細密的膜層，而多弧離子鍍技術(shù)制備過程中具有更強的離子轟擊，因此具有更高的沉積溫度，表面的活化能也就更高，能夠更好地彌補缺陷。例如，采用HiPIMS/DCMS技術(shù)制備的Nb1-xTixN薄膜硬度為30～35 GPa，楊氏模量在320～380 GPa之間，而采用DCMS/DCMS技術(shù)制備的Nb1-xTixN薄膜硬度為15～22 GPa，楊氏模量在185～290 GPa之間，使用后者制備的膜層的硬度和楊氏模量均低于前者，這主要歸功于采用HiPIMS/DCMS技術(shù)制備的硬質(zhì)膜的結(jié)構(gòu)較為致密以及其具有(111)和(200)晶面的擇優(yōu)生長取向[15]。而采用DCMS/DCMS技術(shù)制備的Nb1-xTixN薄膜硬度低則是由于沉積過程中相對低的基體溫度導(dǎo)致吸附原子的遷移率較低，且出現(xiàn)了更加隨機的晶體取向和更加粗大的晶粒。在TiNbN薄膜中，納米級的晶粒能夠阻礙位錯的移動，使得晶界的滑移變得更加困難。即晶粒尺寸的減小增加了晶界的密度，從而影響了位錯的移動，最終導(dǎo)致薄膜硬度增加[31]。

元素的摻雜、基體的選擇以及制備過程中的工藝參數(shù)對薄膜的硬度同樣具有影響，文獻[36]表明Nb元素的加入一定程度上增加了TiN的硬度，比如以高速鋼為基體采用磁過濾電弧離子鍍技術(shù)鍍制TiN硬質(zhì)膜，測得其硬度為17.7 GPa，其次采用離子注入的方式向TiN硬質(zhì)膜中注入Nb原子，測得其硬度為19.51 GPa，并且隨著注入Nb原子數(shù)量的增加，膜層的硬度逐漸提高至22.67 GPa。

采用CFUBMS技術(shù)以M2和H13為基體分別制備了TiNbN薄膜，采用納米硬度計測量其在2種基體上的硬度分別為35.0 GPa和26.0 GPa，而M2和H13基體的硬度分別為5.6 GPa和3.0 GPa，此研究結(jié)果表明薄膜的硬度在一定程度上取決于基體的硬度[31]。在N2分壓為1.33 Pa，Ti∶Nb=1∶1(原子比),采用多弧離子鍍技術(shù)制備的TiNbN硬質(zhì)膜達到最高硬度51 GPa，N2分壓的增加到2.00 Pa或者降低至0.67 Pa時都會引起硬度的降低[35]。

3.2 結(jié)合力

膜層的附著力受到沉積的基體的影響，通常采用劃痕實驗[37]、壓痕法[38]及高速沖擊法[39]來測量薄膜的附著力。生產(chǎn)中增加膜層附著力的方法有：通過在膜層和基體之間增加一層金屬過渡層或在鍍制之前對基體表面使用高能粒子轟擊對表面進行刻蝕。例如采用CFUBMS制備TiNbN薄膜之前，在偏壓為-800 V的條件下對基體表面進行刻蝕，得到其在M2基體上的結(jié)合力為63 N[31]；同樣在使用CFUBMS鍍制TiNbN薄膜之前，在偏壓為-800 V的條件下對基體進行5 min的刻蝕，其次使用Ti靶在Ar氛圍下鍍制5 min的過渡層，這也有效地保證了膜層的耐磨性能[32]。一般來說，沉積溫度也對膜層的結(jié)合力存在較大影響[40]，隨著沉積溫度的升高，薄膜的膜基結(jié)合力呈現(xiàn)先升高后降低的趨勢。基體與膜層之間存在一層擴散層，以TiN為例，擴散層為Ti原子和N原子，隨著溫度的升高擴散層逐漸變厚，因此改善了膜層與基體的結(jié)合力。而溫度過高會造成基體和膜層的組織惡化從而導(dǎo)致結(jié)合力變低。

3.3 摩擦磨損性能

硬質(zhì)薄膜的耐磨性通常采用摩擦磨損實驗來衡量，隨著加工速度的逐漸增加，TiN的耐磨性能已經(jīng)無法滿足應(yīng)用需求。因此降低膜層的摩擦系數(shù)和磨損率進而提高膜層的壽命已成為現(xiàn)階段關(guān)于硬質(zhì)膜性能研究的重要方向。

首先，基體對膜層的耐磨性能有一定的影響。采用CFUBMS技術(shù)以M2和H13為基體制備TiNbN硬質(zhì)膜，使用恒定20 N的載荷對其進行100，250，500次的循環(huán)磨損實驗，采用掃描電鏡觀察實驗得到的2種在不同基體上制備的TiNbN薄膜的表面形貌；根據(jù)掃描電鏡結(jié)果，判斷在M2基體上TiNbN膜層邊沿的斷裂均為脆性斷裂，并且膜層和基體間無黏著磨損現(xiàn)象，這表明該基體上的膜層具有良好的耐磨性能。然而在以H13為基體沉積的TiNbN薄膜表面則產(chǎn)生了黏著磨損現(xiàn)象，因此薄膜表面磨損現(xiàn)象較為嚴重，這可能是因為基體硬度和膜層的硬度差距比較大，此類現(xiàn)象為影響膜層耐磨性能的重要原因之一[31]。

另一方面，除基體的影響外，不同元素的摻雜也能夠提高膜層的耐磨性能，對使用CFUBMS制備的TiN薄膜進行Nb離子注入，通過摩擦磨損實驗可知，在未注入Nb離子前，膜層的摩擦系數(shù)為0.75，分別以1×1017ions/cm2和5×1017ions/cm2的速度進行注入后其摩擦系數(shù)降為0.68和0.60。這是由于在摩擦磨損實驗中，Nb原子在表層形成了Nb2O5和NbNxOy，這些化合物能夠在磨損的過程中充當潤滑劑從而降低摩擦系數(shù)[36]。對采用CFUBMS技術(shù)制備的TiNbN薄膜分別在空氣和氬氣環(huán)境中進行摩擦磨損試驗，得到其摩擦系數(shù)分別為0.09和0.14，顯著低于摩擦系數(shù)為0.20的TiN薄膜；同時測得其在空氣環(huán)境中的摩擦系數(shù)和磨損率均低于氬氣環(huán)境所得到的數(shù)據(jù)[32]。這也證明了在空氣環(huán)境中形成的金屬氧化物能夠在磨損中起到良好的潤滑作用[41]。也有研究表明膜層的硬度[40]、厚度[42]是影響膜層耐磨性能的重要因素，表面粗糙度[43]的減小，硬度[44]的增加以及厚度[42]的增加是摩擦系數(shù)減小的主要原因。

4 TiAlNbN硬質(zhì)膜

由于TiAlN薄膜在服役溫度過高時會發(fā)生調(diào)幅分解，引起硬度降低，而向TiAl合金中添加Nb元素能夠顯著提高合金的蠕變性能[45]、抗氧化性能[46,47]和韌性[48]。因此，通過Nb元素的添加使得TiAlNbN硬質(zhì)膜的抗高溫氧化性和韌性提高成為了現(xiàn)階段研究的重點。

采用電弧離子鍍技術(shù)在馬氏體鋼上鍍制TiAlNbN薄膜，隨著偏壓由0增加至-750 V，薄膜的沉積速率呈現(xiàn)先升高再降低的趨勢，Al元素的含量由48.2%降低至43.0%(原子分數(shù))，而Ti和Nb元素的含量均有一定程度的升高。這可能與原子的質(zhì)量及N原子成鍵的強弱有關(guān)，在膜層中Al原子的質(zhì)量相對較輕且Al與N的鍵能相對較小，隨著偏壓的升高，Al原子最容易被反濺射[49]。采用多弧離子鍍技術(shù)在高速鋼基體上制備的N梯度TiAlNbN薄膜，隨著偏壓的升高，N和Nb元素都表現(xiàn)出先升高再降低的趨勢，而Ti和Al元素的含量則逐漸升高。這可能是由于在鍍制梯度膜時，N含量不斷變化[50]。在制備過程中使用不同的偏壓對膜層的表面形貌也存在一定的影響，通過觀察薄膜的表面形貌可知，高偏壓在一定程度上能夠抑制大液滴的生成[49，50]。

相組成也是影響膜層性能的重要因素。實驗表明，TiAlNbN薄膜在不同參數(shù)下均具有B1 - NaCl結(jié)構(gòu)，并存在少部分ε - Ti2N相，且偏壓對膜層的晶體取向存在較大影響。當偏壓在0～-300 V范圍內(nèi)時，薄膜的擇優(yōu)生長取向為(111)晶面；而當偏壓增加至-450～-750 V范圍內(nèi)時，薄膜的擇優(yōu)生長取向則轉(zhuǎn)變?yōu)?200)晶面[49]。此外，在偏壓為-100～-200 V范圍內(nèi)鍍制的TiAlNbN薄膜的晶體結(jié)構(gòu)同樣為B1 - NaCl結(jié)構(gòu)，且擇優(yōu)生長取向為(111)晶面[50]。

硬度和膜基結(jié)合力是衡量膜層綜合性能的指標。采用多弧離子鍍技術(shù)鍍制TiAlNbN薄膜，在不施加偏壓的條件下，膜層的硬度為17 GPa，當偏壓為-150 V或-300 V時，薄膜具有最大硬度值，且硬度值高達40 GPa。然而隨著偏壓的增大，薄膜硬度又呈現(xiàn)下降的趨勢，此種現(xiàn)象可能是由于薄膜的擇優(yōu)生長取向由最初的(111)晶面轉(zhuǎn)變?yōu)?200)晶面，此外晶粒尺寸和晶體缺陷等因素對薄膜硬度同樣存在一定影響[49]。在適當?shù)呢撈珘合履軌虻玫浇M織致密、晶粒細密的薄膜，但負偏壓較高則會引起反濺射現(xiàn)象，從而促進晶粒的長大，產(chǎn)生大量的宏觀缺陷，最終導(dǎo)致硬度的下降。此外，在偏壓為-200 V條件下制備的TiAlNbN薄膜的硬度值為34 GPa，顯著高于有著相同原子比例的TiAlN薄膜，這表明Nb原子的加入能夠有效地提高薄膜的硬度，這可能是Nb元素固溶強化作用導(dǎo)致的。采用多弧離子鍍法在M2高速鋼上制備的TiAlNbN薄膜與基體的結(jié)合力大于200 N，產(chǎn)生高膜基結(jié)合力的主要原因是在進行鍍制前采用高偏壓對基體表面進行刻蝕，并在膜層和基體之間沉積了一層較薄的金屬過渡層，此外該實驗所制備的薄膜為N梯度膜層，這在一定程度上減少了內(nèi)應(yīng)力的積累，也為較高的結(jié)合力提供了保證[50]。

抗冷熱循環(huán)能力是硬質(zhì)膜的重要的性能指標。熱震試驗可以模擬硬質(zhì)膜在切削加工中經(jīng)歷的溫度循環(huán)過程，一般采用耐受熱震循環(huán)的次數(shù)來表征膜層抵抗溫度循環(huán)變化沖擊的能力。將TiAlNbN薄膜加熱到650 ℃保溫一段時間后，迅速將其置入冷水中，待溫度降低后觀察膜層表面是否有裂紋的產(chǎn)生或者膜層的剝落。結(jié)果加入Nb后TiAlNbN薄膜在循環(huán)12～13次后出現(xiàn)裂紋，并且隨著偏壓的增加，次數(shù)增加為13～14次。這是由于薄膜與基材的牢固黏合有助于薄膜的表面保持完整性，另外N的梯度也有效地避免了基體與膜層之間的熱膨脹系數(shù)的突然變化，一定程度上減小了內(nèi)應(yīng)力[50]。Al含量高的膜層能夠更有效地抵抗熱沖擊。通過對進行熱震后的膜層進行XRD分析得到，裂紋的產(chǎn)生可能是膜層中的部分N原子被O原子所取代，形成了(TiAlNb)ON涂層，O原子在膜層中引起晶格畸變和應(yīng)力的增加，這也促成了裂紋的產(chǎn)生[51]。

5 結(jié) 語

綜上所述，在高溫TiAlNb合金中添加Nb能夠提高其蠕變性能、室溫韌性。在TiNbN硬質(zhì)膜中，Nb的添加改善了其硬度、耐磨性、抗氧化性等性能。而對于更為復(fù)雜的四組元TiAlNbN硬質(zhì)膜，添加少量Nb已經(jīng)被證明能夠形成B1-NaCl結(jié)構(gòu)，并可改善其硬度和抗熱震性，這也就預(yù)示著，Nb元素本身的抗熱震作用和固溶強化作用在其他含Nb的四組元氮化物硬質(zhì)膜中有望協(xié)同實現(xiàn)。未來的研究將聚焦于TiAlNbN等含Nb的四組元氮化物硬質(zhì)膜的成分優(yōu)化和相結(jié)構(gòu)優(yōu)化，進而進一步提升膜層的綜合性能。