陳向陽，張 瑾，馬勝利，胡海霞

(1. 安徽理工大學機械工程學院，安徽 淮南 232001；2.西安交通大學金屬材料強度國家重點實驗室，陜西 西安 710049)

納米復合超硬薄膜因其具有納米復合結(jié)構(gòu)和超硬現(xiàn)象而受到材料界關(guān)注[1-3]。通過在Ti-B-N和Ti-C-N薄膜中摻入C和B元素，Ti-B-C-N納米復合超硬薄膜被成功制備出來[2-4]。研究表明，Ti-B-C-N納米復合薄膜材料不僅像Ti-Si-N和Ti-Si-C-N薄膜一樣具有較高的硬度和結(jié)合力，同時由于其中含有較多的自潤滑相，薄膜表現(xiàn)出了較好的減摩性能，在切削刀具、模具及航天軸承等耐磨、減摩領(lǐng)域有著廣泛的應(yīng)用前景[5-7]。但是，目前針對Ti-B-C-N納米復合薄膜的研究目前主要集中在力學性能的表征和不同工藝條件下制備薄膜的微細結(jié)構(gòu)分析上，薄膜的摩擦學性能尤其是不同載荷和對磨速率下的摩擦學性能缺乏較系統(tǒng)的研究[8-9]。

本文用RMS方法制備了四元Ti-B-C-N納米復合薄膜，研究了載荷和對磨速率對Ti-B-C-N納米復合薄膜摩擦學性能的影響。

1 實驗過程

本文采用RMS技術(shù)制備Ti-B-C-N薄膜材料，基體為高速鋼(W18Cr4V)和單晶硅片(100)，高速鋼基體尺寸為15mm×15mm×6mm和φ30mm×8mm，經(jīng)過常規(guī)熱處理，硬度為HRC62。單晶硅片直徑為50±0.5mm，厚度為350±20μm。薄膜沉積的具體工藝流程如下：將沉積室清洗干凈，將沉積室氣壓抽至6.0×10-3Pa后打開加熱器對爐體進行加熱至設(shè)定溫度。待真空室溫度加熱至230℃且氣壓低于6.0×10-3Pa后，往真空室通入高純氬氣，使真空室真空度保持在6.0～8.0Pa，打開偏壓電源，將電源偏壓逐漸升高至800～1 000V，對基體進行濺射清洗約30min?；w偏壓-100V，Ti靶功率2kW，B4C靶功率1kW，石墨靶功率4kW，氮氣流量2SCCM，沉積氣壓為3.0×10-1Pa，沉積Ti-B-C-N薄膜120min。

Ti-B-C-N薄膜中各元素的元素百分含量采用PHI 5802型X射線光電子能譜儀(XPS)檢測；薄膜的微觀結(jié)構(gòu)采用JEM 2100F高分辨透射電子顯微鏡(HR-TEM)進行表征；薄膜的結(jié)合力采用WS-2005附著力測試儀測試，試驗載荷80N, 加載速率10N/min；薄膜的硬度采用MH-5型顯微硬度計測試，載荷20mN，保載時間 5s；薄膜在不同載荷和對磨速率下的摩擦學性能采用HT500型銷盤式摩擦儀測試，對磨球為3mm的GCr15鋼球，對磨時間30min，空氣濕度45%；薄膜和磨痕的表面形貌采用JSM 7000F型掃描電鏡觀察；薄膜的磨痕輪闊采用TALYSURF-4型粗糙度輪廓儀測量，磨損率用公式(1)進行計算

(1)

式中：W為磨損率，mm3·N-1·m-1；V為磨損體積，mm3；L為載荷，N；s為磨損長度，m。

2 實驗結(jié)果

2.1 Ti-B-C-N薄膜的微觀結(jié)構(gòu)

表1為用XPS方法測量的Ti-B-C-N薄膜中各元素的含量。從表可以看出Ti-B-C-N薄膜中C元素的含量較多，為54.2%(at.)，B元素、Ti元素和N元素的含量較低。

表1 Ti-B-C-N納米復合薄膜中各元素的含量

圖1為碳含量54.2%的Ti-B-C-N薄膜表面的SEM照片，從圖可以看出Ti-B-C-N 薄膜表面組織致密，表面粗糙度值較低，且薄膜表面有直徑100～200nm的球狀突起。

圖1 薄膜的SEM形貌

圖2為碳含量54.2%的Ti-B-C-N薄膜的HRTEM形貌。從圖可以看出，薄膜中的晶粒的尺寸為3～5nm被非晶界面包圍，對應(yīng)的電子衍射斑點為同心衍射暈環(huán)，分別對應(yīng)Ti(C, N)的(111)(200)(220)和(311)晶面，衍射暈環(huán)寬度較寬，進一步說明薄膜中的晶粒為納米晶。Ti-B-C-N薄膜的HRTEM形貌表明，Ti-B-C-N薄膜具有Ti(C, N)納米晶和鑲嵌在非晶基體中的納米復合結(jié)構(gòu)。

圖2 薄膜的HRTEM和SED斑點

表2為Ti-B-C-N納米復合薄膜的力學性能。從表可以看出Ti-B-C-N薄膜的硬度是26GPa，結(jié)合力是65N。Ti-B-C-N薄膜所具有的納米復合結(jié)構(gòu)是Ti-B-C-N薄膜較高的硬度和較高結(jié)合力主要原因。

表2 Ti-B-C-N納米復合薄膜的力學性能

2.2 載荷對摩擦學性能的影響

圖3為C含量54.2%(at.)的Ti-B-C-N薄膜與GCr15鋼球?qū)δr平均摩擦系數(shù)隨載荷變化曲線。從圖3可以看出隨著載荷從1.25N增大到9.25N，Ti-B-C-N薄膜與GCr15鋼球?qū)δサ哪Σ料禂?shù)由0.18緩慢降低至0.16。分析認為，這可能是由于隨著載荷增加，兩對磨面發(fā)生彈塑性接觸，接觸面積隨載荷變化較小，摩擦力變化相對較小，薄膜的摩擦系數(shù)隨載荷增加緩慢降低[10]。

圖3 薄膜摩擦系數(shù)隨載荷的關(guān)系曲線

圖4是C含量54.2%(at.)Ti-B-C-N薄膜與GCr15鋼球在不同載荷對磨后薄膜的磨痕形貌。從圖4可以看出，在低載荷下磨損后的磨痕表面比較光滑，邊緣有少許細小顆粒，且磨痕表面并沒有明顯的劃痕或脫落出現(xiàn)，磨痕表面與未被磨損表面之間并沒有明顯的界限，說明在摩擦過程中薄膜的磨損輕微，磨損機理主要以研磨拋光作用為主；當載荷增加到9.25N時，磨痕的深度和寬度均增加，磨痕邊緣顆粒的數(shù)量和磨痕寬度均增加。

a. 1.25N b. 9.25N圖4 薄膜不同載荷磨損后的磨痕形貌

圖5為C含量54.2%(at.)的Ti-B-C-N薄膜與GCr15鋼對磨后磨損率隨載荷的變化曲線。從圖5可以看出，隨著載荷由1.25N增加到9.25N時，薄膜的磨損率由0.90×10-6mm3·N-1·m-1緩慢降低到0.75×10-6mm3·N-1·m-1。磨損率隨載荷的變化表明，Ti-B-C-N薄膜在高載條件下仍然具有較好的耐磨性能，

圖5 薄膜磨損率隨載荷的關(guān)系曲線

2.3 對磨速率對薄膜摩擦學性能的影響

圖6是C含量54.2%(at.)的Ti-B-C-N薄膜與GCr15鋼球摩擦時平均摩擦系數(shù)隨對磨速率的變化曲線。從圖6可以看出，隨著轉(zhuǎn)速升高，薄膜平均摩擦系數(shù)由0.18降低到0.13。Ti-B-C-N薄膜在高速對磨條件下仍然顯示了較好的減摩性能。

圖6 薄膜摩擦系數(shù)隨速率的關(guān)系曲線

圖7是不同對磨速率磨損后薄膜的磨痕形貌。從圖7可以看出隨著摩擦過程中滑動速度升高，磨痕寬度增加，劃痕數(shù)量和深度及磨粒的數(shù)量均有所增加，這可能是由于摩擦過程中隨著滑動速率的增加，對磨鋼球在滑動過程中對薄膜的沖擊能量加劇所引起的。

a. 0.1m·s-1 b. 0.9m·s-1圖7 薄膜不同對磨速率的磨痕形貌

圖8 為C含量54.2%(at.)的Ti-B-C-N薄膜與GCr15鋼球摩擦時磨損率隨轉(zhuǎn)速的變化曲線。從圖8可以看出，隨著轉(zhuǎn)速增加，薄膜磨損率呈下降趨勢。摩擦過程中滑動速度的增加所導致的摩擦過程中粘連點作用時間減少應(yīng)是薄膜磨損率減小的主要原因。

圖8 薄膜磨損率隨對磨速率的關(guān)系曲線

2.4 薄膜摩擦學性能優(yōu)化分析

實驗結(jié)果表明，Ti-B-C-N納米復合薄膜在不同載荷和對磨速率條件下均顯示出了較好的耐磨和減摩性能。文獻[11]認為薄膜的摩擦磨損性能與薄膜的微觀結(jié)構(gòu)和力學性能有著重要聯(lián)系，要求涂覆的薄膜材料應(yīng)具有較高的硬和優(yōu)良的膜基結(jié)合強度，以防止薄膜在摩擦過程中的剝落。本文中制備的Ti-B-C-N薄膜含有的C基自潤滑相和納米復合結(jié)構(gòu)所具有的優(yōu)異的力學性能，是薄膜在不同載荷和對磨速率條件下具有較好的耐磨和減摩性能的主要原因。

3 結(jié)論

Ti-B-C-N薄膜具有納米復合結(jié)構(gòu)。Ti-B-C-N薄膜的摩擦系數(shù)和磨損率隨著載荷的增加呈降低趨勢；隨著對磨速率增加，Ti-B-C-N薄膜的摩擦系數(shù)和磨損率降低。Ti-B-C-N薄膜在不同載荷和對磨速率條件下均顯示出了較好的耐磨和減摩性能。Ti-B-C-N薄膜納米復合結(jié)構(gòu)的優(yōu)化是薄膜在不同載荷和對磨速率條件下具有較好的耐磨和減摩性能的主要原因。