不同调制周期WS x /a-C多层膜的组织结构及摩擦学特性
发布时间:2021-01-09 16:38
采用磁控溅射法交替溅射WS2和石墨靶制备周期为423 nm的WSx/a-C纳米多层膜。采用扫描电镜(SEM)、能谱仪(EDS)、X射线衍射仪(XRD)和X射线光电子谱(XPS)等分析薄膜的组织结构和元素的化学价态;采用纳米压痕仪、涂层附着力划痕仪和球盘式摩擦磨损试验机测试薄膜的硬度、结合力和在潮湿大气下(相对湿度70%)的摩擦磨损特性。结果表明:多层膜结构致密,表面平整。a-C的加入改变WS2的结晶状态,多层膜为微晶或非晶结构;随着调制周期的增大,多层膜的硫与钨摩尔比逐渐降低并趋于稳定(约为1.32),其硬度稍有上升,而结合力明显降低,摩擦因数由0.32降至0.26,而磨损率逐渐上升但显著低于纯WSx膜的。调制周期为4 nm的多层膜的耐磨性能最佳,磨损率约为1.03×10-13 m3·N-1·m-1。
【文章来源】:中国有色金属学报. 2016,26(01)北大核心
【文章页数】:7 页
【部分图文】:
薄膜的表面和横截面形貌
98中国有色金属学报2016年1月图1薄膜的表面和横截面形貌Fig.1SEMimagesshowingsurfacemorphologies((a1),(a2),(a3),(a4))andcross-sectionalmorphologies((b1),(b2),(b3),(b4)):(a1),(b1)WSx;(a2),(b2)Film1;(a3),(b3)Film5;(a4),(b4)a-C层膜1调制周期小,WSx层与a-C层的界面不明显,其结构接近于复合膜。根据多层膜的调制周期个数、总膜厚以及横截面背散射电镜照片(图略),可初略算出多层膜样品的调制周期大小,其结果如表1所示,与设计值基本一致。图2所示为薄膜的XRD谱。由图2可以看到,纯WSx膜在2θ=34°左右出现了明显的(101)衍射峰,在62°左右出现了较弱的(112)衍射峰,未出现明显的图2薄膜的XRD谱Fig.2XRDpatternsoffilms(002)衍射峰,这说明纯WSx膜的(002)晶面与薄膜表面垂直,属于Ⅰ型WS2膜[18];而a-C膜、多层膜1和5均无明显的衍射峰,意味着这些薄膜均为微晶或非晶态结构,因此,可以推断a-C的加入改变了多层膜中WSx的结晶状态或生长方式。图3所示为多层膜1表面各元素的电子结合能谱图。图3(a)中C1s谱图可用284.5、285.2、286.3和288.7eV4个峰进行拟合[19],其中284.5eV对应于sp2C—C键,285.2eV对应于sp3C—C键,286.3eV和288.7eV对应于C—O键、C=O键,并未出现与WC所对应的结合能峰位(282.8eV),因此,可以推断薄膜表面未形成WC相,主要原因是溅射时基体温度低,无法提供足够能量。由图3(b)可知,多层膜中的W元素主要以WS2(32.1eV、34.2eV)、WOxSy(33.0eV、35.1eV)和WO3(35.3eV、37.4eV)的形式存在[20],其中WOxSy对应于WS2发生部分氧化时的产物。图3(c)中S2p电子结合能谱及拟合曲线表明,多层膜中的S元素主要以界面吸附S(161.4eV、162
第26卷第1期杨芳儿,等:不同调制周期WSx/a-C多层膜的组织结构及摩擦学特性99图3多层膜1表面各元素的结合能Fig.3BindingenergyofelementsinFilm1素并不以单质W的形式出现,而是以微晶或非晶WO3相存在。这主要是由于W元素及WS2极易被氧化所致(包括镀膜过程和暴露在大气中),从而在多层膜表面出现较多WO3相。此外,由于a-C层的加入,多层膜中的S元素出现了界面吸附结合方式,这在一定程度上说明薄膜中WS2的结晶状态较差。有限证据表明,沉积在WSx层之上的a-C层,其结构与纯a-C膜相似,未发生显著变化。2.2薄膜的摩擦磨损性能图4所示为薄膜的硬度和结合力变化趋势,纯WSx膜的硬度最低(0.42GPa),a-C膜为5.11GPa,而多层膜的硬度均超过a-C膜的,且远高于混合法则的计算值,这说明多层膜中出现了明显的纳米强化效应。此外,随着调制周期的增大,多层膜的硬度出现少许升高,这可能与薄膜的致密度改善有关;而多层膜的结合力则呈明显下降趋势,多层膜1的结合力最佳,本文作者认为这是多层膜中界面强化作用逐渐减弱的结果。图5所示为薄膜经过摩擦磨损测试后的磨痕形貌。对比可知,纯WSx膜表面磨痕较深,且有大量片状磨屑散落在轨道两侧,但薄膜并未被磨穿;多层膜1表面基本完好,部分磨屑遭到对磨球碾压而粘附于薄膜表面,划痕比较明显;而多层膜5已经磨穿,在轨道中心出现了宽度较大的Si基底磨损区且表面粗糙。a-C膜的表面出现了部分破损,一般说来a-C膜在潮湿空气中的耐磨性能优良,被磨穿的主要原因是与基体的结合力相对较差(见图4),薄膜发生了部分剥图4薄膜的硬度和结合力Fig.4Hardnessandadhesiontosubstrateoffilms
【参考文献】:
期刊论文
[1]二硫化钨含量对铜-石墨-二硫化钨复合材料电滑动磨损性能的影响(英文)[J]. 钱刚,凤仪,陈阳明,莫飞,王雨晴,刘文宏. Transactions of Nonferrous Metals Society of China. 2015(06)
[2]Cr掺杂对GLC薄膜结构及其摩擦学性能的影响[J]. 王佳凡,王永欣,陈克选,李金龙,郭峰. 摩擦学学报. 2015(02)
[3]WS2薄膜/空间液体润滑剂复合润滑体系的摩擦学性能研究[J]. 权鑫,孙嘉奕,翁立军. 摩擦学学报. 2014(06)
[4]Fe3Al/WS2复合材料的真空摩擦学性能研究[J]. 李斐,甄乾,张兴华,马吉强,徐建林,杨军. 摩擦学学报. 2014(02)
[5]WC/DLC纳米多层膜微观结构研究[J]. 王翔,代明江,戴达煌,侯惠君,林松盛. 真空科学与技术学报. 2013(01)
[6]银合金粉末粒度对Ag-MoS2复合材料摩擦磨损性能的影响[J]. 王新平,肖金坤,张雷,周科朝. 中国有色金属学报. 2012(10)
[7]多元等离子体浸没离子注入与沉积和磁控溅射技术制备TiAlSiN/WS2多层薄膜的力学性能和腐蚀行为(英文)[J]. 解志文,王浪平,王小峰,黄磊,陆洋,闫久春. Transactions of Nonferrous Metals Society of China. 2011(S2)
[8]反应溅射WS2/MoS2/C复合薄膜的摩擦磨损性能[J]. 周磊,尹桂林,王玉东,余震,何丹农. 中国有色金属学报. 2010(03)
[9]激光熔覆Ni45-CaF2-WS2自润滑涂层组织与性能[J]. 章小峰,王爱华,张祥林,乔晓勇,黄早文. 中国有色金属学报. 2008(02)
[10]WS2纳米颗粒的合成及摩擦学性能研究[J]. 李长生,于云,刘艳清,郝茂德,余应明. 无机化学学报. 2008(02)
本文编号:2967021
【文章来源】:中国有色金属学报. 2016,26(01)北大核心
【文章页数】:7 页
【部分图文】:
薄膜的表面和横截面形貌
98中国有色金属学报2016年1月图1薄膜的表面和横截面形貌Fig.1SEMimagesshowingsurfacemorphologies((a1),(a2),(a3),(a4))andcross-sectionalmorphologies((b1),(b2),(b3),(b4)):(a1),(b1)WSx;(a2),(b2)Film1;(a3),(b3)Film5;(a4),(b4)a-C层膜1调制周期小,WSx层与a-C层的界面不明显,其结构接近于复合膜。根据多层膜的调制周期个数、总膜厚以及横截面背散射电镜照片(图略),可初略算出多层膜样品的调制周期大小,其结果如表1所示,与设计值基本一致。图2所示为薄膜的XRD谱。由图2可以看到,纯WSx膜在2θ=34°左右出现了明显的(101)衍射峰,在62°左右出现了较弱的(112)衍射峰,未出现明显的图2薄膜的XRD谱Fig.2XRDpatternsoffilms(002)衍射峰,这说明纯WSx膜的(002)晶面与薄膜表面垂直,属于Ⅰ型WS2膜[18];而a-C膜、多层膜1和5均无明显的衍射峰,意味着这些薄膜均为微晶或非晶态结构,因此,可以推断a-C的加入改变了多层膜中WSx的结晶状态或生长方式。图3所示为多层膜1表面各元素的电子结合能谱图。图3(a)中C1s谱图可用284.5、285.2、286.3和288.7eV4个峰进行拟合[19],其中284.5eV对应于sp2C—C键,285.2eV对应于sp3C—C键,286.3eV和288.7eV对应于C—O键、C=O键,并未出现与WC所对应的结合能峰位(282.8eV),因此,可以推断薄膜表面未形成WC相,主要原因是溅射时基体温度低,无法提供足够能量。由图3(b)可知,多层膜中的W元素主要以WS2(32.1eV、34.2eV)、WOxSy(33.0eV、35.1eV)和WO3(35.3eV、37.4eV)的形式存在[20],其中WOxSy对应于WS2发生部分氧化时的产物。图3(c)中S2p电子结合能谱及拟合曲线表明,多层膜中的S元素主要以界面吸附S(161.4eV、162
第26卷第1期杨芳儿,等:不同调制周期WSx/a-C多层膜的组织结构及摩擦学特性99图3多层膜1表面各元素的结合能Fig.3BindingenergyofelementsinFilm1素并不以单质W的形式出现,而是以微晶或非晶WO3相存在。这主要是由于W元素及WS2极易被氧化所致(包括镀膜过程和暴露在大气中),从而在多层膜表面出现较多WO3相。此外,由于a-C层的加入,多层膜中的S元素出现了界面吸附结合方式,这在一定程度上说明薄膜中WS2的结晶状态较差。有限证据表明,沉积在WSx层之上的a-C层,其结构与纯a-C膜相似,未发生显著变化。2.2薄膜的摩擦磨损性能图4所示为薄膜的硬度和结合力变化趋势,纯WSx膜的硬度最低(0.42GPa),a-C膜为5.11GPa,而多层膜的硬度均超过a-C膜的,且远高于混合法则的计算值,这说明多层膜中出现了明显的纳米强化效应。此外,随着调制周期的增大,多层膜的硬度出现少许升高,这可能与薄膜的致密度改善有关;而多层膜的结合力则呈明显下降趋势,多层膜1的结合力最佳,本文作者认为这是多层膜中界面强化作用逐渐减弱的结果。图5所示为薄膜经过摩擦磨损测试后的磨痕形貌。对比可知,纯WSx膜表面磨痕较深,且有大量片状磨屑散落在轨道两侧,但薄膜并未被磨穿;多层膜1表面基本完好,部分磨屑遭到对磨球碾压而粘附于薄膜表面,划痕比较明显;而多层膜5已经磨穿,在轨道中心出现了宽度较大的Si基底磨损区且表面粗糙。a-C膜的表面出现了部分破损,一般说来a-C膜在潮湿空气中的耐磨性能优良,被磨穿的主要原因是与基体的结合力相对较差(见图4),薄膜发生了部分剥图4薄膜的硬度和结合力Fig.4Hardnessandadhesiontosubstrateoffilms
【参考文献】:
期刊论文
[1]二硫化钨含量对铜-石墨-二硫化钨复合材料电滑动磨损性能的影响(英文)[J]. 钱刚,凤仪,陈阳明,莫飞,王雨晴,刘文宏. Transactions of Nonferrous Metals Society of China. 2015(06)
[2]Cr掺杂对GLC薄膜结构及其摩擦学性能的影响[J]. 王佳凡,王永欣,陈克选,李金龙,郭峰. 摩擦学学报. 2015(02)
[3]WS2薄膜/空间液体润滑剂复合润滑体系的摩擦学性能研究[J]. 权鑫,孙嘉奕,翁立军. 摩擦学学报. 2014(06)
[4]Fe3Al/WS2复合材料的真空摩擦学性能研究[J]. 李斐,甄乾,张兴华,马吉强,徐建林,杨军. 摩擦学学报. 2014(02)
[5]WC/DLC纳米多层膜微观结构研究[J]. 王翔,代明江,戴达煌,侯惠君,林松盛. 真空科学与技术学报. 2013(01)
[6]银合金粉末粒度对Ag-MoS2复合材料摩擦磨损性能的影响[J]. 王新平,肖金坤,张雷,周科朝. 中国有色金属学报. 2012(10)
[7]多元等离子体浸没离子注入与沉积和磁控溅射技术制备TiAlSiN/WS2多层薄膜的力学性能和腐蚀行为(英文)[J]. 解志文,王浪平,王小峰,黄磊,陆洋,闫久春. Transactions of Nonferrous Metals Society of China. 2011(S2)
[8]反应溅射WS2/MoS2/C复合薄膜的摩擦磨损性能[J]. 周磊,尹桂林,王玉东,余震,何丹农. 中国有色金属学报. 2010(03)
[9]激光熔覆Ni45-CaF2-WS2自润滑涂层组织与性能[J]. 章小峰,王爱华,张祥林,乔晓勇,黄早文. 中国有色金属学报. 2008(02)
[10]WS2纳米颗粒的合成及摩擦学性能研究[J]. 李长生,于云,刘艳清,郝茂德,余应明. 无机化学学报. 2008(02)
本文编号:2967021
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