呂琳，汪建華，，翁俊，熊禮威，，張瑩

（1.武漢工程大學(xué)材料科學(xué)與工程學(xué)院湖北省等離子體化學(xué)與新材料重點(diǎn)實(shí)驗(yàn)室，湖北 武漢 430074；2.中國(guó)科學(xué)院等離子體物理研究所，安徽 合肥 230031）

不同氫濃度對(duì)超納米金剛石膜結(jié)構(gòu)及耐磨性影響的研究

呂琳1，汪建華1，2，翁俊2，熊禮威1，2，張瑩1

（1.武漢工程大學(xué)材料科學(xué)與工程學(xué)院湖北省等離子體化學(xué)與新材料重點(diǎn)實(shí)驗(yàn)室，湖北 武漢 430074；2.中國(guó)科學(xué)院等離子體物理研究所，安徽 合肥 230031）

采用微波等離子體化學(xué)氣相沉積技術(shù)（MPCVD），通過(guò)在甲烷和氬氣的混合反應(yīng)氣源中加入不同濃度的氫氣，合成了超納米金剛石薄膜（UNCD）。利用掃描電鏡，拉曼光譜及X射線衍射對(duì)薄膜表面形貌，結(jié)構(gòu)進(jìn)行表征，結(jié)果顯示，隨著氫氣濃度的減少，所得到的超納米金剛石膜的晶粒尺寸減小，金剛石相含量降低，金剛石膜逐步趨向于（111）面生長(zhǎng)，并且還觀察到以往在制備金剛石膜時(shí)從未出現(xiàn)的1 190 cm-1處拉曼峰。利用往復(fù)式摩擦磨損試驗(yàn)機(jī)對(duì)薄膜的耐磨性能進(jìn)行測(cè)試，研究表明，超納米金剛石硬度和彈性模量隨氫氣濃度減小而減小，薄膜的磨損率增大，但摩擦系數(shù)變化相對(duì)不明顯。

微波等離子體；化學(xué)氣相沉積；超納米金剛石；耐磨性

0 引言

超納米金剛石（UNCD）是指晶粒度大小在2～10 nm的納米級(jí)金剛石，且這些晶粒均勻的分散在非晶碳形成的矩陣中[1]，可通過(guò)化學(xué)氣相沉積技術(shù)在C2H2/He、CH4/N2、CH4/Ar、CH4/Ar/H2等氣氛環(huán)境下制備[2]。自90年代初美國(guó)阿貢國(guó)家實(shí)驗(yàn)室合成超納米金剛石膜以來(lái)，因其具有幾乎完美的性能而備受關(guān)注。其優(yōu)異的性能包括：近似天然金剛石級(jí)別的硬度（98 GPa）和彈性模量（楊氏模量967 GPa），優(yōu)于天然金剛石的摩擦系數(shù)（0.02～0.03）和摩擦速率（1.8×10-8mm3/（N·m）），超光滑的表面（<20 nm），極好的斷裂韌性（斷裂強(qiáng)度4.08～5.03 GPa），低的場(chǎng)致電子發(fā)射閾值（2～3 V/μm），以及高的熱導(dǎo)率（～3000 W/（m·K））和良好的生物相容性。有望廣泛應(yīng)用于機(jī)械、微機(jī)電系統(tǒng)、傳感器、光學(xué)窗口、熱量管理、水質(zhì)凈化及生物醫(yī)學(xué)等領(lǐng)域。

近年來(lái)，許多研究學(xué)者開始探究UNCD的機(jī)械密封性能和耐磨特性。Ga1anis等[3]從理論上原子模擬UNCD的力學(xué)性能，Popov等[4]討論了形核密度對(duì)UNCD的力學(xué)性能影響，Liu等[5]分析了預(yù)處理方式對(duì)UNCD力學(xué)性能影響，然而氫氣濃度作為制備UNCD的工藝條件影響其表面粗糙度、質(zhì)量、晶粒尺寸，最終導(dǎo)致耐磨性能的不同還未有過(guò)詳細(xì)的論述。實(shí)驗(yàn)使用自制10 kW水冷不銹鋼式MPCVD，利用掃描電子顯微鏡（SEM），激光拉曼光譜（Raman spectra），X射線粉末衍射（XRD）及UMT-3“球盤”往復(fù)式摩擦磨損試驗(yàn)機(jī)進(jìn)行分析，探究不同H2濃度對(duì)UNCD的表面形貌、粗糙度、組成結(jié)構(gòu)以及干摩擦性能的影響。

1 實(shí)驗(yàn)

1.1 樣品的預(yù)處理

實(shí)驗(yàn)利用P型單面拋光的（100）型單晶硅作為襯底，面積大小為20 mm×20 mm。為提高表面自由能以促進(jìn)初期形核密度的提升（必須>109cm-2），預(yù)處理方式采用以下三個(gè)步驟：首先使用甲醇和5μm的金剛石粉制成的研磨液，在拋光盤上機(jī)械研磨20 min；其次將研磨后的硅片放入丙酮和5 nm的金剛石粉制成的懸浮液中，超聲波振蕩處理30 min[6]；再次將硅片放入丙酮和去離子水溶液中繼續(xù)振蕩清洗30 min，最后在氮?dú)鈿夥障驴焖俸娓蓚溆?。采用這種方法的具體好處在于：一方面采用微米級(jí)金剛石粉機(jī)械處理，在硅片表面形成了較嚴(yán)重的微劃痕，極大的改善了形核率；另一方面采用納米級(jí)金剛石粉超聲震蕩處理，可使表面不至于由于微米級(jí)粉的劃傷而形成嚴(yán)重的凸凹不平，有效防止成膜后表面平整度差，提高膜厚的均勻性，并且為金剛石的生長(zhǎng)提供籽晶[7]。

1.2 樣品的生長(zhǎng)

實(shí)驗(yàn)采用自制10 kW水冷不銹鋼諧振腔式MP?CVD裝置，使用紅外測(cè)溫儀對(duì)襯底表面溫度進(jìn)行實(shí)時(shí)測(cè)溫。為進(jìn)一步提高表面清潔度和形核率，在進(jìn)行每組實(shí)驗(yàn)之前，先在功率為2.5 kW，氣壓3.5 kPa的工藝條件下，利用氫氣激發(fā)出等離子體對(duì)基片清洗20 min。由于在調(diào)試設(shè)備過(guò)程中發(fā)現(xiàn)，在高功率低氣壓條件下激發(fā)出的純氬等離子體球面積很大而襯底溫度卻極低，要想通過(guò)不斷增大功率來(lái)提高襯底溫度，很容易發(fā)生火焰在腔體內(nèi)不停游蕩的現(xiàn)象，很難控制等離子體球的穩(wěn)定性，再加之高壓氣氛條件下有利于提高與UNCD二次形核密切相關(guān)的C2基團(tuán)的濃度[8]，所以實(shí)驗(yàn)設(shè)定在較低功率和較高的氣壓條件下進(jìn)行，并通入濃度不低于4%的氫氣來(lái)促進(jìn)等離子體球的均勻分布（球直徑約為80 mm），同時(shí)亦可解決Ar/CH4條件下晶界處易形成sp2相碳膜的問(wèn)題[9]，具體工藝參數(shù)如表1所列。

表1 不同氫氣濃度下制備超納米金剛石膜的工藝參數(shù)

1.3 實(shí)驗(yàn)樣品表征

采用JSM-5510LV型掃描電鏡對(duì)超納米金剛石膜的表面形貌和微觀結(jié)構(gòu)進(jìn)行表征；膜的質(zhì)量通過(guò)Renishaw RM-1000型激光Raman光譜儀進(jìn)行表征；采用FALCON型X射線粉末衍射儀（XRD、CuKα、λ=0.15 418 nm）對(duì)樣品進(jìn)行物相和晶粒尺寸進(jìn)行分析；采用UMT-3“球盤”往復(fù)式摩擦磨損試驗(yàn)機(jī)（配有三維表面形貌儀及摩擦副材料直徑為3 mm的SiC球）對(duì)樣品的表面粗糙度、顯微硬度、彈性模量、在大氣環(huán)境下的摩擦系數(shù)、磨損速率進(jìn)行測(cè)試。

2 結(jié)果與討論

2.1 SEM分析

圖1為不同氫氣濃度下沉積超納米金剛石膜的SEM圖，從圖中看出膜層的致密度都很高，無(wú)空洞。當(dāng)H2為10%時(shí)，膜層表面起伏較大，且呈現(xiàn)“山脊”式簇狀結(jié)構(gòu)，有較多的大顆粒，這可能與貧氫富氬等離子體中氫的分布不均勻性而造成基片局部的氫濃度足夠高以至于部分晶粒長(zhǎng)大有關(guān)[10]；當(dāng)H2為8%時(shí)，表面平整度有所改善，無(wú)明顯凸起，顆粒呈現(xiàn)針狀團(tuán)簇結(jié)構(gòu)；當(dāng)H2為6%和4%時(shí)，顆粒度極小且尺寸很均勻，無(wú)大的團(tuán)聚體，平整度好。結(jié)果表明，隨著H2濃度的降低，晶粒尺寸減小，平整度變好。

究其原因[11-12]，是由于在貧氫富氬條件下制備超納米金剛石時(shí)，作為形核的前驅(qū)體C2和作為生長(zhǎng)的前驅(qū)體CHX都來(lái)自于氣體流量不變的CH4，當(dāng)H2濃度較高時(shí)，CHX基團(tuán)相對(duì)較多，有利于薄膜晶粒的長(zhǎng)大，同時(shí)Hα含量較多，對(duì)表面的非晶碳和石墨相刻蝕作用明顯，平整度較差；當(dāng)H2濃度較低時(shí)，C2基團(tuán)含量相對(duì)較大，有利于二次形核率的提高，晶粒生長(zhǎng)速率緩慢，尺寸相對(duì)較小，并且Hα含量減少，對(duì)表面形貌刻蝕效果較差，平整度較好。

圖1 不同氫氣濃度下沉積超納米金剛石的SEM圖

圖2 不同氫氣濃度下沉積超納米金剛石的拉曼光譜

2.2 拉曼光譜分析

圖2給出了不同氫氣體積分?jǐn)?shù)下沉積UNCD的可見(jiàn)光拉曼光譜圖（波長(zhǎng)514.5 nm）。值得注意的是：微米級(jí)金剛石（MCD）和普通納米級(jí)金剛石（NCD）的拉曼光譜圖，經(jīng)常會(huì)出現(xiàn)較明顯的1 332 cm-1處金剛石峰。相比之下，超納米金剛石膜在此處的峰可能會(huì)消失（H2濃度為4%時(shí)）或者被1 350 cm-1處非晶碳峰（D峰）所覆蓋形成寬化峰（H2濃度為6%、8%、10%）。之所以出現(xiàn)這種現(xiàn)象的其中兩個(gè)重要原因：一是可見(jiàn)光拉曼光譜發(fā)射的激光光子能量比較接近sp2雜化電子的π-π*諧振能量，使得在相同相量的情況下，sp2相的拉曼信號(hào)的振幅相比sp3要高；其二是超納米金剛石膜具有非常高的晶界比例，大量的晶界更加增強(qiáng)了sp2鍵相對(duì)于sp3鍵對(duì)可見(jiàn)光拉曼散射的敏感性[13]。當(dāng)氫氣濃度由10%到4%變化時(shí)，金剛石峰相對(duì)石墨峰（1 550 cm-1，G峰）逐漸變得不明顯，Idiamond/IG值分別是0.83、0.80、0.59、0.61，呈現(xiàn)總體減小趨勢(shì)，且說(shuō)明金剛石相純度變差。同時(shí)發(fā)現(xiàn)，在近似1 190 cm-1處至始至終都存在一個(gè)峰，可能是由反式聚乙炔的C-H面內(nèi)變形振動(dòng)所導(dǎo)致[14]。W.H.Liao等[8]認(rèn)為這個(gè)峰的存在與否可以用來(lái)區(qū)別金剛石膜是否具有超納米結(jié)構(gòu)。此外，還可以觀察到當(dāng)氫氣濃度為10%時(shí)，在大約1 140 cm-1和1 480 cm-1處出現(xiàn)了兩種模式的反式聚乙炔峰（t-PA），說(shuō)明薄膜的晶界處存在納米金剛石結(jié)構(gòu)[15-17]；而在H2濃度為4%時(shí)，1 140 cm-1和1 480 cm-1拉曼峰的缺失或弱化表明H2濃度降低導(dǎo)致薄膜中C-H鍵（t-PA）成分減少，并且H2濃度過(guò)低使得等離子體中原子氫數(shù)目大大減少，這樣既不利于sp3鍵的穩(wěn)定，又導(dǎo)致原子氫對(duì)晶界處非晶碳和石墨相的刻蝕不足，也引發(fā)了金剛石峰寬化，薄膜的質(zhì)量漸漸變差。

2.3 XRD圖譜分析

圖3（a）、（b）、（c）、（d）分別是4個(gè)樣品的XRD圖譜。其中2θ位于43.9°和75.3°分別對(duì)應(yīng)的是金剛石（111）和（220）的衍射峰。可以看出，XRD圖譜信號(hào)較弱，噪聲較大，這是因?yàn)楸∧さ姆蔷Щ潭容^高所致。在氫氣濃度為10%時(shí)，金剛石（220）面峰值相對(duì)較高，而在濃度為8%、6%、4%時(shí)，（220）衍射峰相對(duì)較低，4個(gè)樣品對(duì)應(yīng)的I（111）/I（220）的值分別為0.80、1.23、1.43、1.78，這表明隨著氫氣濃度的減小，金剛石膜由最初的（110）面生長(zhǎng)為主到趨向于（111）面優(yōu)先生長(zhǎng)；同時(shí)伴隨著金剛石衍射峰半高寬的增大，說(shuō)明晶粒的尺寸在逐漸減小。由謝樂(lè)公式Lhk1=，其中λ≈0.154 056，K=0.89，B為（111）面相對(duì)應(yīng)的衍射峰半高寬（FWHM），可計(jì)算不同氫氣濃度下沉積的金剛石膜平均晶粒尺寸，如表2所列。

表2 不同氫氣濃度條件下沉積超納米金剛石膜的晶粒尺寸

圖3 不同氫氣濃度條下沉積超納米金剛石的XRD圖

2.4 UMT-3耐磨性能測(cè)試

利用三維表面形貌儀對(duì)樣品表面粗糙度Ra進(jìn)行檢測(cè)，結(jié)果分別為18 nm、15 nm、11 nm、10 nm，如圖4所示，這進(jìn)一步驗(yàn)證了隨著氫氣濃度的減小，UNCD膜表面平整度逐漸降低的結(jié)論。圖5給出了載荷為1 N，往復(fù)頻率5 Hz，線速率約2.5 cm/s，大氣環(huán)境下SiC球?qū)NCD膜摩擦系數(shù)測(cè)試結(jié)果。從圖中可以明顯的看到在0～20 s內(nèi)所有樣品的摩擦系數(shù)都大于或接近1，而隨著滑動(dòng)時(shí)間由20～1 000 s變化時(shí)，摩擦系數(shù)漸漸變小并趨于穩(wěn)定，四個(gè)樣品的平均摩擦系數(shù)分別約為0.55、0.51、0.43、0.38，各樣品摩擦系數(shù)之間差別并不明顯。從摩擦機(jī)理來(lái)分析摩擦系數(shù)的變化情況[18-19]：在初始階段，由于UNCD和SiC表面的碳原子是以懸掛氫原子或者裸露懸掛鍵（即自由電子）的形式存在，當(dāng)兩者進(jìn)行相互接觸摩擦?xí)r，這些裸露的懸掛鍵相互作用，在界面中形成了大量的σ懸掛共價(jià)鍵，這種鍵具有很強(qiáng)的剪切力，再加之樣品的粗糙度和施加載荷較大，導(dǎo)致摩擦系數(shù)總體偏大[20]；然而在不斷地往復(fù)式摩擦過(guò)程中，這些裸露的懸掛鍵在與大氣環(huán)境中的水和氧氣相互作用時(shí)，開始逐漸懸掛H和OH而被鈍化，氫鍵的剪切力很弱，因此摩擦系數(shù)逐漸減小，還因?yàn)镠、OH在吸收摩擦熱量解附和重新吸附鈍化的過(guò)程中達(dá)成平衡，所以摩擦系數(shù)趨于穩(wěn)定。此外，根據(jù)計(jì)算隨著氫氣濃度減小摩擦系數(shù)平均變化率約11.5%，而磨損率的平均變化率約84.2%，說(shuō)明由氫氣濃度減小帶來(lái)的UNCD晶粒和金剛石相含量的變化能直接導(dǎo)致膜層硬度和耐磨性能的改變，但并沒(méi)有嚴(yán)重影響摩擦系數(shù)的變化，這很可能與膜層中增加的石墨相同樣具有潤(rùn)滑作用有關(guān)。如圖6所示是不同氫氣濃度下制備的UNCD截面SEM圖，薄膜厚度分別為4.10μm、2.43μm、2.57μm、2.29μm，圖中看出膜層生長(zhǎng)密度很大、緊促、無(wú)孔隙、膜層厚度呈現(xiàn)總體減小趨勢(shì)。圖7（a）給出了四個(gè)樣品的硬度和彈性模量，硬度值分別為59.3 GPa、54.9 GPa、48.7 GPa、43.5 GPa，彈性模量值分別為713 GPa、581 GPa、424 GPa、363 GPa。當(dāng)氫氣濃度減小時(shí)，UNCD的硬度和彈性模量都隨之減小。與NCD和MCD相比，UNCD的硬度相對(duì)較低，但彈性模量較大。這是由于UNCD的晶界比例大，sp2相含量高所引起。圖7（b）給出了在大氣環(huán)境下利用SiC球?qū)Σ煌琔NCD膜進(jìn)行摩擦測(cè)試后磨損速率的計(jì)算結(jié)果，分別為0.7×10-15mm3/N?m，1.8×10-15mm3/N?m，3.3× 10-15mm3/N·m，3.7×10-15mm3/N?m，磨損速率隨氫氣濃度減少呈上升趨勢(shì)。

圖4 不同氫氣濃度下沉積的超納米金剛石膜表面粗糙度輪廓圖

圖5 不同氫氣濃度下沉積超納米金剛石的摩擦系數(shù)（a）10%H2；（b）8%H2；（c）6%H2；（d）4%H2

圖6 不同氫氣濃度下沉積的超納米金剛石膜橫截面SEM圖

圖7 不同氫氣濃度下沉積的超納米金剛石的硬度、彈性模量及磨損率

4 結(jié)論

在超納米金剛石膜沉積過(guò)程中，當(dāng)氫氣濃度由10%～4%時(shí)，對(duì)金剛石的表面形貌結(jié)構(gòu)及耐磨性能都有較大的影響。

（1）隨著氫氣濃度的減小，C2基團(tuán)濃度增大，二次形核率提高，薄膜的團(tuán)聚體，粗糙度，晶粒尺寸減小，顆粒尺寸均勻性變好，平整度及晶粒密度隨之提升；

（2）隨著氫氣濃度的減小，原子氫數(shù)目減小，刻蝕效果變差，薄膜的金剛石相含量降低，晶界所占比例和石墨的含量增大，非晶化程度提高，金剛石晶粒趨向（111）面優(yōu)先生長(zhǎng)；

（3）隨著氫氣濃度的減小，薄膜的厚度呈現(xiàn)總體減小趨勢(shì)，金剛石相含量的降低和粒徑的減小導(dǎo)致薄膜的硬度和彈性模量減小，然而石墨相含量的相對(duì)增大導(dǎo)致磨損率增大，抗耐磨性變差，而對(duì)摩擦系數(shù)的影響卻不明顯。

[1]Khomich A V，Kanzyuba M V，V1asov II，et a1.Optica1 spec?troscopy of the surface of nanoporous diamond fi1ms[J].Journa1 of App1ied Spectroscopy，2011，78（4）:563-571.

[2]Dieter M Gruen.U1trananocrysta11ine Diamond Synthesis，Properties，and App1ications[M].New York:Wi11iam Andrew，2006：1-617.

[3]Ga1anis N V，Remediakis I N，Kopidakis G.Structure and me?chanica1 properties of u1trananocrysta11ine diamond and nano?crysta11ine Cu from atomistic simu1ations[J].Mechanics of Ma?teria1s，2013，67:79-85.

[4]Popov C，F(xiàn)avaroG，Ku1isch W，et a1.Inf1uence of thenuc1e?ation density on the structure and mechanica1 properties of u1?trananocrysta11ine diamond fi1ms[J].Diamond and Re1ated Ma?teria1s，2009，18（2）:151-154.

[5]Liu J，HeiLF，Chen G C，et a1.Inf1uence of seedingpre-treat?ments on mechanica1 properties of u1trananocrysta11ine dia?mond fi1mson si1iconand Si3N4substrates[J].Thin So1id Fi1ms，2014，16：1-5

[6]李偉，汪建華，周祥.不同等離子體體系中納米金剛石薄膜制備的研究[J].真空與低溫，2013，19（3）:150-154

[7]Chen S T，Chu Y C，Liu C Y，et a1.Surface-enhanced Raman spectroscopy for characterization of nanodiamond seeded sub?strates and u1trananocrysta11ine diamond at the ear1y-stageof p1asma CVD growth process[J].Diamond and Re1ated Materi?a1s，2012，24:161-166.

[8]Liao W H，Wei D H，Lin C R.Synthesis of high1y transparent u1trananocrysta11ine diamond fi1ms from a 1ow-pressure，1owtemperature focused microwave p1asma jet[J].Nanosca1e re?search1etters，2012，7（1）:1-8.

[9]Lni C R，Liao W H，Wei D H，et a1.Formation of u1trananocrys?ta11ine diamond fi1mswith nitrogen addition[J].Diamond and Re1ated Materia1s，2011，20（3）:380-384.

[10]Liu Y K，Tzeng Y，Liu C，et a1.Growth of microcrysta11ine and nanocrysta11ine diamond fi1ms by microwave p1asmas in a gasm ixture of 1% methane/5% hydrogen/94% argon[J].Dia?mond and re1ated materia1s，2004，13（10）:1859-1864.

[11]Wi11iams O A，Daenen M，Haen J D，et a1.Comparison of the growth and properties of u1trananocrysta11ine diamond and nanocrysta11ine diamond[J].Diamond and re1ated materia1s，2006，15（4）:654-658.

[12]Rishi Sharma，Nico1as Woehr1，Mi1an Vru?ini?，et a1.Effect of microwave power and C2emission intensity on structura1 and surface properties of nanocrysta11ine diamond fi1ms[J].Thin So1id Fi1ms，2011，519：7632-7637

[13]Wang C S，Chen H C，Shih W C，et a1.Effect of H2/Ar p1asma on growth behavior of u1trananocrysta11ine diamond fi1ms:the TEM study[J].Diamond&Re1ated Materia1s，2010，19（2）: 138-142

[14]Sankaran K J，Kumar N，Dash S，et a1.Significance of grain and grain boundary characteristics of u1trananocrysta11ine di?amond fi1msand tribo1ogica1 properties[J].Surfaceand Coat?ings Techno1ogy，2013，232:75-87.

[15]Veres M，Tóth S，Koós M.Grain boundary finestructure of u1?trananocrysta11ine diamond thin fi1msmeasured by Raman scattering[J].App1ied Physics Letters，2007，91（3）:131-133.

[16]Ferrari A C，Robertson J.Originof the 1150cm-1Raman mode in nanocrysta11ine diamond[J].Physica1 Review B，2001，63（12）:1214051-1214054.

[17]FerrariA C，Robertson J.Interpretation of Raman spectra of disordered and amorphous carbon[J].Physica1 review B，2000，61（20）：14095-14107.

[18]Neha Sharma，Kumar N，Dhara S，et a1.Tribo1ogica1 proper?ties of u1tra nanocrysta11ine diamond fi1m-effect of s1iding counterbodies[J].Tribo1ogy Internationa1，2012，53:167-178.

[19]Kumar N，Sharma N，Dash S，et a1.Tribo1ogica1 properties of u1trananocrysta11ine diamond fi1ms in various test atmosphere [J].Tribo1ogy Internationa1，2011，44（12）:2042-2049.

[20]Ka1pataru Panda，Kumar N，Panigrahi B K，et a1.Tribo1ogi?ca1 properties of N+ion imp1anted u1trananocrysta11ine dia?mond fi1ms[J].Tribo1ogy Internationa1，2013，57:124-136.

EFFECT OF DIFFERENT CONCENTRATIONS OF H2ON MICROSTRU CTURE AND WEARRESISTING PROPERTIES OF ULTRANANOCRYSTALLINE DIAMOND FILMS

LV Lin1，WANG Jian-hua1，2，WEN Jun2，XIONG Li-wei1，2，ZHANG Ying1
（1.Key Laboratory of Plasma Chem istry and Advanced M aterialsof HubeiProvince，W uhan Instituteof Technology M aterials Scienceand Engineering，W uhan Hubei 430074，China；2.Instituteof Plasma Physics，ChineseAcademy of Sciences，Hefei Anhui 230031，China）

Ultrananocrystalline diamond film was deposited in CH4and Ar gasm ixture with different concentrations of H2by microwave plasma chem ical vapor deposition（MPCVD）.Scanning electronmicroscopy，Raman spectroscopy and X-ray diffraction w ere applied to characterize the film’s surfacemorphology and structure.The results showed that with the decreasing of hydrogen concentration，its averagegrains size and diamond phase is decreased，while the diamond film gradually tend to（111）faces grow th.And 1 190 cm-1Raman peak were also found which had never previously appeared in the preparation of the diamond film.The film’swear resistancewas investigated by reciprocating type friction and wear tester.The research show thatw ith the decreasing of hydrogen concentration，ultrananocrystalline diamond’s hardness and elasticmoduluswas decreased，but the film’swear ratewas increased，and the change of friction coefficient wasnot relatively obvious.

m icrowave plasma；chemicalvapor deposition；ultrananocrystalline diamond；wear resistance

O539；O484.4

A

1006-7086（2014）05-0278-07

10.3969/j.issn.1006-7086.2014.05.007

2014-05-06

國(guó)家自然科學(xué)基金項(xiàng)目：11175137

呂琳（1988-），男，湖北人，碩士，主要從事低溫等離子體及其應(yīng)用的研究。

E-Mail：1v1in22389@163.com