氮化钛薄膜因其具有高硬度、高耐磨性、高化学稳定性以及漂亮的金属光泽等许多优点受到人们的广泛关注[1]。在金属表面镀TiN薄膜可以提高其硬度[2]，达到提高耐磨性能的目的。TiN薄膜可以减轻切削刃边材料的附着，提高切削力，改善工件的表面质量，成倍增加切削工具的使用寿命和耐用度。因此，TiN薄膜被广泛用于低速切削工具、高速钢切削、木板切削刀具和钻头的涂覆上[3]。

TiN是第一个产业化并广泛应用的硬质薄膜材料[4]。TiN薄膜主要采用微波法，电弧离子镀和射频磁控溅射等方法制备。其中，电弧离子镀技术沉积速率高，粒子入射能量大，可制备结构致密、结合强度高的涂层，但始终存在表面大颗粒的难题[5]。磁控溅射法制备的薄膜，膜层针孔少、组织致密、内应力小、不易产生微裂纹[6]。磁控溅射法沉积薄膜时，影响磁控溅射低温过程的主要工艺因素是刻蚀轰击时间和功率大小，以及基体温度。改变工艺参数提升TiN薄膜的质量，降低生产成本就显得重要。Vaz等[7]首位应用反应溅射方法制备TiN薄膜。磁控溅射技术可以在低温进行，使所制备的刀刃具涂层具有良好的切削效果，能适用耐热合金钢、不锈钢、钛、铝、镍、钴及其合金等难加工材料加工[8]。磁控溅射技术在提高刀刃具产品质量上具有重要意义，已广泛用于工业生产[9]。王有欣等[10]采用直流反应磁控溅射法在玻璃片上制备了TiN薄膜，研究不同溅射时间条件与薄膜透光性以及耐腐蚀性之间的关系。生产薄膜的工艺条件要求高，降低工艺要求可以使这项技术更好工业应用。张栋[11]等研究了偏压对反应磁控溅射TiN薄膜结构以及性能的影响，随着基体偏压增加，薄膜中缺陷和空位减少，形成结构稳定的面心立方NaCl结构，并由（111）择优取向转变为（200）择优取向。人们也关注了氮氩流量比量比对磁控溅射TiN薄膜生长织构的影响[12,13]。影响薄膜形成的原因往往是复杂的，为了解决生产中可能会出现的问题，需要对工艺参数对TiN薄膜形成的影响进行更深入的研究。

TiN薄膜采用多靶磁控溅射设备制备。靶材为高纯Ti靶，规格Φ60×5 mm，以高纯N2为反应气体，使用p型（100）取向单面抛光硅基片（尺寸10 mm×10 mm）做衬底，实验之前用无水乙醇对硅基片进行超声波清洗，保持硅片表面洁净，本底真空1.0×10-4Pa,N2流量为5 sccm,N2压强为5 Pa。

实验按照表1中的参数进行试验，实验分为3组，在基底温度为300℃，溅射功率为600 W条件下，开展了时间分别为1 h、3 h的实验；在时间为2h，溅射功率为600 W的条件下，开展了基底温度分别为100℃、200℃的实验。在时间为2 h，基底温度为300℃的条件下，开展了溅射功率分别为200W、1000 W的实验。溅射完成后，样品随炉冷却。反应结束后依次关闭溅射装置，气阀，电源，等待基片冷却至室温时将薄膜取出密封保存标号记号。

图1是一组改变衬底温度的实验的SEM图片。由图1(a）可知，基底温度100℃时，晶粒尺寸约20nm左右，晶粒尺寸均匀，晶粒为球形，晶粒相互靠近，晶粒表面平整。温度升高到200℃时，晶粒明显变大，由图1(b）图可知，晶粒尺寸约20～40 nm左右，晶粒处于团聚状态，晶粒呈菜花状，晶粒之间间距较大、晶粒松散，晶粒表面不平整，小晶粒之间可以看到有晶界。衬底温度继续升高到300℃，晶粒尺寸比200℃时反而略有缩小，但晶粒已经变成颗粒，即高温下晶粒内原子距离进一步拉近，由于晶粒融合过程从表面能大的尖角处开始，晶粒表面多有棱角，如图1(c）。

在衬底温度较低情况下，薄膜小岛迁移能力相对较弱，形成的晶粒较小，组成晶粒的团簇较为稀松，类似于芝麻球，但晶粒较为均匀。温度升高后，晶粒融合能力变强，晶粒在进一步长大的同时，团簇内的原子也同步融合，但由于温度的烧结的动力还不够强，只是在临近晶粒间发生烧结作用，从而形成了较为明显的晶界，结合后的晶粒可以看出结合前的形状，在200℃的条件下，薄膜生长具有晶粒长大、团簇融合的特征。继续升温，由于晶粒尺寸已经相对比较大，温度提供的扩散动力不足以对晶粒产生影响，所以晶粒的尺寸没有增长，之所以出现晶粒尺寸变小的结果，是因为温度升高引起团簇内原子扩散加剧，导致团簇进一步融合，使得密度发生变化，晶粒变得更加致密。但从300℃样品晶粒多棱角结构来看，衬底温度还不足以提供晶粒进一步改善表面结构的动能，使晶粒处于亚稳结构状态。

基于改变衬底温度的实验来看，衬底温度对TiN薄膜的生长提供迁移动力，可以促进晶粒生长，还可以促进原子团融合。通过衬底温度，可以对结构做选择性的调整。

在不同的溅射功率下，TiN薄膜的变化更加明显，从图2中可以看出溅射功率对晶粒生长的直接影响，从靶材溅射出来的原子数量越多，晶粒生长的堆积作用越明显，晶粒尺寸也明显增大。

图2(a）的样品，晶粒尺寸约10 nm，晶粒呈球形且均匀，说明200 W溅射功率下，参与结合的原子数量不足，凝结的原子团难以捕获到更多的原子团。当溅射功率增加到600 W，溅射功率增加了3倍，晶粒尺寸也增加了3～4倍。从图2(b）晶粒的表面光洁程度看，晶粒内团簇的融合很好，表面致密，溅射所提供的生长原子可以有序充足供应。对于600 W这个功率水平，TiN薄膜的生长过程，所需原子可以有效的被提供。溅射功率为1000 W时，图2(c）中晶粒尺寸又有了成倍的增加，但晶粒的品相却比较差，出现较大块“菜花状”晶粒，这应该是生长原子过度供应造成的，此时溅射功率较强，一方面溅射出原子数量增加，一方面出射原子的能量也相应较高，这就造成一面是晶粒正常的生长，一面是一些原子的结合，形成多种规格晶粒同时生长的局面。溅射功率提高后，溅射原子对生长基团和晶粒的冲击作用会增强，有可能对生长提供阻碍性的干扰作用，影响晶粒或原子团的团聚。

从图3可以看出，溅射时间对TiN薄膜的形貌影响不大，相应的过程基本是一个线性放大的过程。由于影响薄膜生长的溅射功率、气压、气体流量、衬底温度等参数不变，相应的生长过程没有被改变，不存在某种机制的选择性强化。

图4为上述工艺参数下制备的TiN薄膜的XRD图。TiN薄膜中主要存在（111）、（200）两个衍射峰，从衍射峰的宽度来看，TiN薄膜具有纳米晶的特征。TiN薄膜的生长由表面能、应变能和界面能控制[14]。对于面心立方结构的TiN,(200）面为表面能最低的晶面，（111）面为应变能最低的晶面[15]。

对于图4 XRD图谱中的a、b、c三条曲线，对应衬底温度变化的三个样品，可以观察到，随着温度的降低（200）峰的高度略有上升，（111）峰增高明显，半高宽逐渐增加，温度降低，基片上的原子团具有的能量少，晶粒沿着应变能最低的（111）面生长。衬底温度的变化对两个面的生长有所影响，高温条件下，（111）面的生长受到一定的抑制。

图4中曲线d、a、e对应于溅射功率变化的三个样品。溅射功率增加，（111）面的衍射峰呈降低的趋势。（200）面衍射峰在曲线a中最强，对应溅射功率为600W，而在1000 W对应的曲线e中，（200）面的衍射峰趋于消失。单独考察曲线d，溅射功率低时，TiN薄膜（111）面和（200）面基本处于同步发展的水平，强度都不高。单独考察曲线e，可以看出（111）面和（200）面衍射峰基本消失，曲线e的这两个衍射峰在七个样品里也是最弱的。总的来看，过低或过高的溅射功率都不利于Ti原子和N原子的结合。功率较低时，溅射出来的Ti原子量比较少，影响Ti原子和N原子的结合，也影响基片上原子团的凝聚和结合。过高的溅射功率，会导致过量的Ti原子存在，富余的Ti原子并没有生成更多的TiN，相反富余的Ti原子可能通过碰撞，导致已经结合的TiN解离。

图4中曲线a、f、g对应于溅射时间变化的三个样品。曲线f中（200）衍射峰最高，曲线g中（111）衍射峰最高。薄膜生长时间短，薄膜表面易于调节，获得较低的表面能状态，因而（200）面的生长有所加强。薄膜生长时间变长后，晶粒尺寸变大，应变能增强，所以更有利于（111）面的生长。从薄膜生长时间变化的实验可以看出，不同生长时间，薄膜晶粒处于不同的结构状态，（200）面和（111）面的竞争会发生变化。

采用射频磁控溅射法在N2流量5 sccm,N压强5 Pa等生长参数下，制备了TiN薄膜。结果显示样品具有纳米级TiN薄膜的基本特征。结论如下：

(1）衬底温度和溅射时间的变化，对TiN薄膜（111）面和（111）面的生长产生不同影响，可以对薄膜结构做选择性调整。

(2）适当的溅射功率，可增加溅射出来的Ti原子数量和能量，促进晶粒的生长，也促进TiN团簇的融合；过高的溅射功率会导致各种结合状态的团聚过程加强，不利于薄膜构建精细化结构，过多且能量较高的Ti原子会存在对基团或晶粒的冲击作用，干扰相应的结合过程，使晶粒结晶化程度下降。