李文濤1,2, 王振玉2, 張棟2, 潘建國1, 柯培玲,2, 汪愛英2

MAX相(M是過渡族金屬元素，A主要是第三或第四主族元素，X是C或N)是一種三元層狀高性能陶瓷材料。MAX相屬于P63/mmc空間群，其晶體結構由M6X八面體層和A原子層交替排列組成。在MAX相晶體結構中，M和X原子通常以強的共價鍵和離子鍵結合，而M和A或M之間通常以弱共價鍵和金屬鍵結合。獨特的晶體結構和鍵合方式使得MAX相兼具金屬和陶瓷的特性而被廣泛關注[1,2]。其中，Ti2AlC具有低密度、低熱膨脹系數、高抗氧化和抗腐蝕性等優點，尤其在中子輻照條件下具有高的穩定性。近年來，與金屬Cr[3]、SiC[4]和FeCrAl[5]涂層類似，Ti2AlC的MAX相涂層被認為是最有潛力的核包殼涂層候選材料之一，尤其是作為事故容錯條件下的高溫防護材料而備受關注[6]。

對于Ti2AlC的合成而言，塊體Ti2AlC是利用單元素或三元化合物粉末通過熱等靜壓(HIP)的方法進行合成的[7,8]，但是較高的制備溫度增加了其生產成本，并且大尺寸Ti2AlC塊體材料的合成目前還無法實現，這些都限制了Ti2AlC材料的實際應用。近年來，Ti2AlC涂層被廣泛關注，其制備方法主要有噴涂和物理氣相沉積(PVD) 2種。Maier等[9]利用噴涂法制備Ti2AlC涂層，然而所制備的涂層通常比較疏松且內部多孔。磁控濺射和真空陰極電弧沉積等PVD技術因其低溫沉積、大面積均勻可控、制備的涂層結構致密等諸多特性而被廣泛用于Ti2AlC等MAX相涂層的制備。研究人員[10,11,12,13,14,15]利用磁控濺射沉積技術在不同基底上成功制備了Ti2AlC涂層；Guenette等[16]和Rosén等[17]利用陰極電弧沉積技術也得到了Ti2AlC涂層。

然而，PVD沉積過程往往遠離熱力學平衡態，沉積原子的冷卻速率極快，因此難以形成晶體學上較為有序的結構[18]，尤其Ti2AlC具有長的c軸(1.36 nm)[19]和大晶胞的復雜結構。目前MAX相涂層的高純、高結晶相制備存在一定困難，而影響涂層純度和結晶度的最主要因素是涂層成分和沉積溫度。溫度是獲得MAX相結構至關重要的工藝參數，例如，Li等[20]分別在370和500 ℃制備Cr2AlC涂層，370 ℃時只得到由α-(Cr, Al)2O3、非晶中間層和Cr2AlC構成的三層結構，而500 ℃時可獲得Cr2AlC單層結構；Tang等[15]研究了Ti-Al-C涂層在退火溫度為600~900 ℃條件下的相結構變化，結果表明，800 ℃時Ti2AlC相的純度和結晶度最高，過低的溫度會有TiAl3雜質相生成，而過高的溫度導致Ti2AlC相的結晶度降低；Su等[21]研究了沉積溫度在600~710 ℃變化時Ti-Al-C涂層的相結構變化，發現沉積溫度為615 ℃時，涂層的純度和結晶度最優。以上結果表明，無論是采用一步法還是兩步法(低溫沉積結合后續熱處理)制備MAX相涂層，溫度對涂層的相結構均具有顯著的影響。此外，涂層的成分對相結構的影響也非常關鍵，比如，Liu等[22]通過調節涂層中Al含量來制備高純Cr2AlC涂層，當涂層中Cr/Al比為2.09時，Cr2AlC的純度最高，且隨著涂層中Al含量的增加，第二相Al8Cr5和Cr7C3的含量分別發生了不同程度的變化；Li等[23]利用磁控濺射結合后續退火研究靶材成分對涂層相結構的影響，發現靶材中Ti∶Al∶C原子比分別為3∶2∶2和4∶3∶2時，經退火后分別得到了純的Ti3AlC2相和Ti2AlC相。

綜上，成分和溫度對MAX相的形成有著至關重要的影響。然而，涂層中Ti、Al相對含量的變化對Ti2AlC成相的影響鮮有報道，且兩步法制備Ti2AlC涂層時退火溫度對涂層相結構的影響規律也有待闡明。本課題組前期工作[24]提出采用陰極電弧復合磁控濺射技術結合后續熱處理的方法，可實現鋁基MAX相涂層的高質量制備。該方法綜合了陰極電弧沉積和磁控濺射沉積技術的優點，在大幅度減少電弧大顆粒的同時，獲得高的沉積速率和膜-基結合力，制備出致密、強結合、高穩定性的鋁基MAX相超厚涂層。本工作通過改變樣品位置調控Ti、Al相對含量，利用電弧復合磁控濺射沉積技術，在Zirlo型鋯合金表面設計制備了不同成分的Ti-Al-C涂層，在600~900 ℃范圍內進行后續熱處理，篩選Ti2AlC涂層的最佳Ti/Al成分窗口和熱退火溫度，探究其成相機理，為后續制備高質量Ti2AlC涂層提供理論和實驗參考。

1 實驗方法

本實驗采用自主研制的H650型磁控濺射復合電弧沉積系統制備Ti-Al-C涂層。涂層設備示意圖如圖1所示。分別采用尺寸為直徑128 mm×15 mm的Ti靶(99.9%Ti)作為電弧靶材，尺寸為400 mm×100 mm×7 mm的Al靶(99.9%Al)為磁控靶材，尺寸為16 mm×10 mm×2 mm 的Zirlo合金作為基底。將金相拋光至5 μm的Zirlo合金基底經過丙酮、酒精分別超聲清洗15 min后干燥，將No.1~No.5樣品從上至下依次懸掛在鍍膜室的旋轉樣品支架上，其中No.1樣品與圓形電弧中心在同一水平線上，相鄰樣品之間的距離為50 mm，樣品與磁控靶材之間的水平距離為120 mm。抽真空至腔體真空度達到3.0×10-3 Pa以下時，開始沉積涂層。整個涂層沉積過程分為以下幾步：(1) 離子束刻蝕，首先向腔室里通入40 mL/min的Ar (純度99.999%)，同時將樣品旋轉至離子束源正前方，在保證樣品架自轉的情況下對基底進行離子束刻蝕40 min，以去除樣品表面的氧化層及其它污染物；(2) 通入50 mL/min的CH4氣體(純度99.999%)，將樣品架公轉至陰極電弧源前方后保持自轉，利用陰極電弧在基底表面沉積TiC過渡層，其目的是增強膜-基結合力，并阻止后續退火過程中Ti-Al-C涂層和基底之間的元素互擴散；(3) 將樣品架置于濺射源前，設定好工藝參數后開始沉積Ti-Al-C涂層。具體涂層沉積工藝如表1所示，整個沉積過程中不加熱。

圖1

圖1   電弧復合磁控濺射示意圖

Fig.1   Schematic of the hybrid cathodic arc/magnetron sputter (No.1~No.5 samples were suspended from top to bottom on a rotating sample holder in the chamber)

表1   Ti-Al-C涂層沉積參數

Table 1  Deposition parameters of Ti-Al-C coatings

新窗口打開| 下載CSV

待涂層沉積結束后，將樣品置于管式爐內，在Ar氣氛保護下進行退火處理。本實驗先對No.1~No.5樣品在800 ℃退火1 h，接著將No.1樣品分別在600、650、700、750、800、850和900 ℃退火1 h，退火過程中所采用的升溫速率為6 K/min。退火升溫速率選擇6 K/min一方面是為了盡可能使得涂層結晶溫度降低，另一方面是為了避免過快加熱速率對涂層性能產生影響。

利用配有能譜儀(EDS)的Quanta FEG-250型掃描電子顯微鏡(SEM)對涂層的表面和截面進行觀察，且采用EDS對涂層的成分進行分析；利用D8 ADVANCE型X射線衍射儀(XRD)對退火態樣品的相組成和結構進行分析；采用波長為532 nm的Renishaw in Via顯微共聚焦Raman光譜儀測試沉積態和退火態樣品的相結構；采用TF20型高分辨透射電子顯微鏡(HRTEM)對涂層微觀結構和形貌進行觀察，其中HRTEM樣品由Auriga型聚焦離子束(FIB)系統制備。

2 實驗結果和討論

2.1 成分對退火后相結構的影響

表2為各樣品的EDS分析結果?？梢钥闯?，No.1樣品退火后，涂層中Ti/Al比升高，其原因主要有：(1) 在高溫退火過程中Al的擴散活性比Ti更高，從而造成在高溫時有大量的Al向基底和涂層界面處擴散[15]；(2) Al熔點低(660 ℃)，且具有更低的飽和蒸氣壓，高溫退火過程中容易揮發而損失[25,26]。No.2和No.3樣品退火后Ti/Al比降低，而No.4和No.5樣品經歷退火后Ti/Al比又出現小幅度上升。這主要是退火過程中Al向基底和表面擴散及Al的揮發損失共同作用的結果。

表2   No.1~No.5樣品中涂層在沉積態和退火態時的Ti/Al比

Table 2  Ti/Al ratios of No.1~No.5 coatings in as-deposited and annealed samples

新窗口打開| 下載CSV

No.1~No.5樣品沉積態表面形貌的SEM像如圖2所示?？梢钥闯觯繉颖砻娲嬖谝恍┐箢w粒和凹坑，其中大顆粒主要是由電弧液滴形成，凹坑則是涂層沉積過程中部分大顆粒剝落所導致。與單一磁控濺射[11]或陰極電弧[27]制備的涂層表面形貌不同，本實驗所得到的涂層表面結構致密且大顆粒較少，與該方法所制備的Ti2AlN涂層[24]一致。進一步觀察可知，No.1~No.4樣品表面大顆粒呈現逐漸增多的趨勢，其中，No.1和No.2樣品除了表面大顆粒較少之外，涂層結構致密，并且大顆粒數量明顯少于采用電弧離子鍍技術制備的Cr2AlC涂層[27]。此外，由于電弧離子鍍技術所噴射的不同尺寸大顆粒分布于沿靶平面不同的方向[28]，因此，隨著樣品位置逐漸遠離電弧等離子區均勻區，形貌變得相對疏松，如圖中No.4和No.5樣品所示。由于利用電弧復合磁控濺射制備MAX相涂層的過程中，涂層的生長同時受到電弧和磁控的影響，當樣品處于電弧等離子體均勻區時，涂層中大顆粒主要由電弧熔池噴射產生；當樣品偏離電弧等離子區而處于磁控等離子區時，涂層表面大顆粒的產生主要受磁控濺射的影響，從而產生No.5樣品中類似“菜花狀”大顆粒，這是磁控濺射技術類似“菜花狀”團簇生長所致，該團簇結構在磁控濺射涂層中較為普遍。

圖2

圖2   No.1~No.5沉積態涂層表面形貌的SEM像

Fig.2   Surface SEM images of No.1 (a), No.2 (b), No.3 (c), No.4 (d) and No.5 (e) coatings in as-deposited samples

圖3給出了No.1~No.5樣品經800 ℃、1 h退火后表面形貌的SEM像?？梢钥闯?，退火態表面形貌與沉積態涂層的表面形貌基本相似。不同的是，退火過程中各原子經過充分擴散后，No.1~No.3涂層表面的凹坑結構變得不明顯。

圖3

圖3   No.1~No.5退火態涂層表面形貌的SEM像

Fig.3   Surface SEM images of No.1 (a), No.2 (b), No.3 (c), No.4 (d) and No.5 (e) coatings annealed at 800 ℃ for 1 h

為了進一步分析不同位置處涂層的結構變化，圖4給出了No.1~No.5樣品退火后截面形貌的SEM像?？梢钥闯?，整個涂層(包括TiC過渡層)的厚度先增大后減小，最大為No.2樣品(10.2 μm)，最小為No.5樣品(6.2 μm)。這說明No.2樣品位置涂層的沉積速率最高，而No.5樣品因遠離電弧源而導致其沉積速率大幅度降低。此外，對比No.1~No.5樣品可知，No.4樣品結構較為疏松，主要是因為No.4樣品中大顆粒數量最多且尺寸較大，這說明大顆粒的數量及尺寸影響了涂層的致密程度。另外，No.4和No.5樣品截面有明顯的擴散層出現，其它樣品截面并沒有觀察到明顯的擴散層。

圖4

圖4   No.1~No.5退火態涂層截面形貌的SEM像

Fig.4   Cross-sectional SEM images of No.1 (a), No.2 (b), No.3 (c), No.4 (d) and No.5 (e) coatings annealed at 800 ℃ for 1 h

圖5分別為No.2和No.4樣品經800 ℃退火以1 h后從表面到基底的線掃描結果和對應的面分布圖。從線掃描結果可以看出，No.2樣品涂層中靠近膜-基界面處Al含量上升，由于過渡層的存在，基底中并沒有觀察到Al的聚集，而No.4樣品擴散層中Al含量明顯升高，且擴散層中出現Ti元素的平臺，表明退火過程中涂層向基底發生了Ti、Al原子的擴散聚集，其中，Al原子擴散聚集更為嚴重。相比較而言，No.2樣品沒有觀察到明顯的元素聚集。面分布圖可以更加直觀地反映原子的擴散聚集現象?？梢?，由于基底距靶材相對位置的變化導致涂層大顆粒數目、涂層致密性、厚度和擴散狀態都發生了相應的變化，同時影響了涂層的成分變化。

圖5

圖5   No.2和No.4樣品經800 ℃退火1 h后截面的線掃描圖及面分布圖

Fig.5   EDS line-scanning and element mapping results of No.2 (a) and No.4 (b) samples annealed at 800 ℃ for 1 h

圖6給出了No.1~No.5樣品經800 ℃退火1 h后的XRD譜。可以看出，隨著涂層中Ti/Al比的逐漸降低，XRD譜中13°和39°左右Ti2AlC相特征峰的衍射峰強度出現先增大后減小的趨勢，表明涂層的結晶度先增加后降低。No.1樣品的XRD譜中除了有Ti2AlC相衍射峰存在之外，還有Ti3AlC、TiC和少量的TiAlx雜質相存在，這主要是因為No.1樣品沉積態涂層具有較大的Ti/Al比，經退火后Al進一步損失，在相對貧Al的情況下，形成Ti2AlC的同時生成了雜質相。No.2樣品衍射峰中除了含有少量的TiC和TiAlx外，已經全部轉變為Ti2AlC的衍射峰，此時衍射峰的強度達到最大值，說明涂層中Ti2AlC相的純度和結晶度都達到最高，其中TiC衍射峰的存在主要受TiC過渡層的影響。結合EDS結果可知，No.2樣品在沉積態時Ti/Al比(2.04)已經接近Ti2AlC相的化學計量比，經退火后Ti/Al比降低至1.75，因此在此成分下涂層中有足夠的Al可形成Ti2AlC相?？梢?，在退火工藝一定的條件下，退火后涂層中足量的Al是形成高純高結晶度Ti2AlC相的必要條件。

圖6

圖6   No.1~No.5樣品經800 ℃退火1 h后的XRD譜

Fig.6   XRD spectra of the No.1~No.5 samples annealed at 800 ℃ for 1 h

No.3樣品的XRD譜仍然以Ti2AlC相的衍射峰為主，但與No.2樣品相比，衍射峰強度有所降低。從表2的EDS結果可以看出，No.3樣品沉積態的Ti/Al比(1.64)已經低于Ti2AlC中Ti、Al的化學計量比，經過退火處理后，Ti/Al比(1.03)進一步降低，接近1，此時有利于金屬間化合物TiAlx生成[29]，因此圖譜有明顯的TiAlx衍射峰出現。同理，由于No.4和No.5樣品中存在過多的Al，因此XRD譜中出現了較多的TiAlx衍射峰，13°和39°處Ti2AlC相特征衍射峰已經消失，此時涂層中Ti2AlC相的含量較低。

綜上，為獲得純度高且結晶度好的Ti2AlC涂層，No.2樣品是最佳的選擇，即在Ti/Al原子比接近2∶1時。但是綜合考慮涂層表面大顆粒和結構致密度，No.1樣品具有更優的綜合性能。然而，由于眾多雜質相存在，成分變化對電弧復合磁控濺射制備Ti2AlC涂層的影響過程比較復雜，相的結構演變過程還需更加深入的研究。

圖7為沉積態和退火態的No.1樣品的Raman光譜?？梢钥闯?，Ti2AlC涂層的Raman振動激活模式E1g和E2g及A1g分別位于275 cm-1和364 cm-1的位置，該結果與文獻報道[30]基本吻合，高而尖的Raman峰表明所制備的Ti2AlC相涂層具有很好的結晶度。

圖7

圖7   No.1樣品退火前后的Raman光譜

Fig.7   Raman spectra of the as-deposited No.1 sample and the annealed one (E1g, E2g and A1g stand for three Raman active modes in MAX phase, respectively)

圖8為No.1樣品退火前后的HRTEM分析結果。由圖8a和b可以看出，沉積態涂層具有層狀結構，由線掃描結果(圖8b插圖)可以看出，這種層狀結構由富Al層和富Ti層交替堆垛而成。圖8a中插圖為沉積態涂層的選區電子衍射(SAED)結果，可以看到3個由衍射斑點組成的衍射環，由內向外分別對應于TiC的(200)、α-Ti的(101)和TiC的(111) 3個晶面，說明沉積態涂層主要由TiC、α-Ti以及彌散分布的C組成。圖8c顯示沉積態涂層已經出現明顯結晶，圖8d為退火后的HRTEM像。退火過程中原子經歷充分擴散后，交替的層狀結構消失，涂層呈現出相對均勻的結構。Ti2AlC是由一層Al原子和2層Ti原子沿[0001]方向交替排列的具有P63/mmc空間群的六方結構。從圖8e可以看出，經退火后涂層中形成了大面積沿[000l]方向生長的Ti2AlC相。圖8f為圖8e中A區域的Fourier變換圖，可以更加清楚看出沿(0001)晶面生長的Ti2AlC相的納米層狀結構，其晶面間距為0.68 nm，與理論數值一致。

圖8

圖8   No.1樣品中涂層在沉積態及800 ℃退火1 h后的HRTEM分析

Fig.8   HRTEM images of as-deposited (a~c) and annealed (d, e) No.1 coatings, and fast Fourier transform image of area A in Fig.8e (f) (Illustration in Fig.8a shows selected-area electron diffraction pattern of as-deposited coating, and inset in Fig.8b shows line scan pattern of the coating surface under TEM, corresponding to the line)

2.2 退火溫度對涂層的影響

圖9給出了No.1樣品沉積態及不同溫度退火1 h后涂層表面形貌的SEM像。與沉積態涂層相比，在750 ℃以下退火時，樣品表面形貌沒有發生明顯的變化，但當退火溫度升高至850 ℃時，涂層中晶粒明顯長大，表面形貌變為片層狀結構，當溫度上升至900 ℃時，片層狀結構進一步長大。通常認為，高溫會促使晶粒長大，根據Hall-Petch公式[31]，晶粒長大不利于材料的力學性能，高的退火溫度可能會降低涂層的力學性能。

圖9

圖9   No.1樣品沉積態及經不同溫度退火1 h后表面形貌的SEM像

Fig.9   Surface SEM images of No.1 sample as-deposited (a) and annealed at 600 ℃ (b), 650 ℃ (c), 700 ℃ (d), 750 ℃ (e), 800 ℃ (f), 850 ℃ (g) and 900 ℃ (h) for 1 h

圖10為No.1樣品沉積態和不同溫度退火1 h后的截面形貌及其對應的線掃描結果?？梢钥闯?，No.1樣品經歷不同溫度的退火處理以后，仍然保持了沉積態涂層高的致密性。線掃描結果顯示，在750 ℃以下退火時，涂層中的Al向界面處發生了聚集，而在800 ℃以上退火時，Al含量在涂層中部比在表面和界面處高，這主要與Al向界面和表面處的雙向擴散有關[32]，而擴散的驅動力主要來源于Al的濃度梯度。由于Al在Ti2AlC相中擁有高的活性，而在鋯合金基底中又有高的溶解性，這就決定了Al具有雙向擴散的能力。當溫度低于750 ℃時，Al向基底擴散，而當溫度在750 ℃以上時，涂層表面Al大量損失，造成了涂層表面與內部的濃度梯度，因此Al從內部向表面擴散。

圖10

圖10   No.1樣品沉積態及經不同溫度退火1 h后的截面形貌及線掃描圖

Fig.10   Cross-section SEM images and EDS line-scanning results of No.1 sample as-deposited (a) and annealed at 600 ℃ (b), 650 ℃ (c), 700 ℃ (d), 750 ℃ (e), 800 ℃ (f), 850 ℃ (g) and 900 ℃ (h) for 1 h

退火溫度會影響涂層中原子的擴散行為，進而影響涂層的相組成及結晶度。圖11為No.1樣品沉積態和經不同溫度退火1 h后的XRD譜。結合圖8可以看出，沉積態涂層主要由TiC、α-Ti、TiAlx和彌散分布于涂層中的C組成。從圖11可以看出，600~900 ℃退火時，在13°和39°左右Ti2AlC相特征峰的強度和數量均呈現先增后減的趨勢，這說明Ti2AlC相含量和結晶度均先增大后減小。與沉積態涂層相比，600 ℃退火后XRD譜與沉積態相比并沒有太大變化，涂層中無明顯的Ti2AlC相衍射峰存在，整個涂層結構與沉積態涂層結構相比未發生明顯的變化，說明在600 ℃下退火1 h后涂層中各原子還未能滿足Ti2AlC相形成的條件，需要更高的退火溫度使得原子擴散。當退火溫度升高到650 ℃時，α-Ti的衍射峰變小，在約13°、34°和39°處出現了Ti2AlC (002)、(100)和(103)晶面的衍射峰，同時XRD譜中出現了Ti3AlC的衍射峰，表明α-Ti參與了Ti2AlC和Ti3AlC的形成。此時Ti3AlC雜質相的生成除了受Ti/Al比的影響外，還受較低退火溫度的限制，這也是650 ℃下Ti2AlC含量低和結晶度差的原因之一。

圖11

圖11   No.1樣品經600~900 ℃退火1 h后的XRD譜

Fig.11   XRD spectra of the No.1 sample annealed at 600~900 ℃ for 1 h

當退火溫度升高至700 ℃時，XRD譜中Ti2AlC相的衍射峰呈現高而尖的狀態，與650 ℃退火相比，Ti2AlC相衍射峰的數量也增多，表明700 ℃下Ti2AlC相的純度和結晶度均有所提高。這主要是因為在金屬Al熔點(660 ℃)以上進行退火時，Al的擴散速率明顯加劇，從而進行了相對充分的擴散，最終與其它原子通過固-液反應形成了結晶度較好的Ti2AlC相?？梢?，溫度高于Al熔點導致的固-液反應可以大幅度增加反應速率，這也是目前多數文獻報道Ti2AlC相高溫成相的原因之一。當退火溫度達到750 ℃時，Ti2AlC的衍射峰變得更加尖銳，表明涂層中Ti2AlC相的結晶度進一步增強。此時，主相Ti2AlC的結晶度最佳。然而，由于Al含量的損失導致Ti3AlC相和TiC相的衍射峰增強。

800 ℃退火時，與750 ℃相比，Ti2AlC的結晶度降低。值得注意的是，XRD譜上出現了明顯的TiO2衍射峰，并且TiC在約36.2° (111)面的衍射峰也明顯增強，說明800 ℃下有TiO2析出的同時促進了TiC相的結晶。這主要是因為高的退火溫度使得表層Al蒸發損失，促進了TiC相的結晶。與此同時，多余的Ti與退火爐里殘余的O2結合形成金紅石型TiO2。

將退火溫度進一步升高至850 ℃時，XRD譜中Ti2AlC相的衍射峰強度顯著減小，且TiC和TiO2的結晶度都有了顯著升高，說明在850 ℃下由于Al大量損失已經破壞了Ti2AlC相的結晶條件，且為TiC和TiO2的結晶提供了更加有利的條件，此時Ti3AlC相已完全消失。當溫度升高至900 ℃時，TiO2和TiC的衍射峰已變得高且尖銳，而Ti2AlC的衍射峰進一步減小甚至消失。此時，整個涂層中除了含有少量Ti2AlC外，主要由TiO2、TiC和TiAlx組成。

綜上，對于No.1樣品，退火溫度為750 ℃時，涂層中Ti2AlC相純度和結晶度最高，因此750 ℃為該成分下制備Ti2AlC涂層的最佳溫度。該結論可以通過圖12所示的Raman光譜進一步證實。

圖12

圖12   No.1樣品經600~900 ℃退火1 h后的Raman光譜

Fig.12   Raman spectra of the No.1 samples annealed at 600~900 ℃ for 1 h

同時，利用D=$??/(?\mathrm{c}\mathrm{o}\mathrm{s}?)$ (其中，D為晶粒尺寸；k=0.89；θ為衍射半角；λ為衍射光線波長；β為衍射峰的半高寬)計算了No.1樣品中涂層在Ti2AlC (0002)和(10$\overline{1}$3)晶面處的晶粒尺寸。從圖13可以看出，(0002)晶面處晶粒尺寸隨著退火溫度的升高而增大，該結果與高溫時涂層晶粒顯著增大的結果一致，但是(10$\overline{1}$3)晶面處晶粒尺寸并沒有發生較大程度的變化，這可能與(0002)晶面有更低的表面能有關[33]。

圖13

圖13   No.1樣品(0002)和(10$\overline{1}$3)晶面處晶粒尺寸隨退火溫度的變化

Fig.13   Changes of grain size at (0002) and (10$\overline{1}$3) plane with different annealing temperatures for No.1 sample

3 結論

(1) 隨著樣品距離電弧靶材的位置越遠，涂層中大顆粒呈現先增多后減少的趨勢。

(2) Ti/Al比對電弧復合磁控濺射結合后續退火制備Ti2AlC涂層相結構有很大的影響，當沉積態涂層的Ti/Al比在2.38~0.42之間變化時，退火后涂層中MAX相的純度和結晶度呈現先增大后減小的趨勢，在Ti/Al比為2.04時，涂層中Ti2AlC的純度和結晶度最好。

(3) 對于沉積態涂層中Ti/Al比為2.38的樣品，在退火時間為1 h時，750 ℃為制備Ti2AlC相涂層的最佳溫度，過高或過低的溫度均會產生更多的雜質相。

來源--金屬學報