董丹,蒋百灵,郭萌,杨超

西安理工大学材料科学与工程学院 西安 710048

摘要

关键词：碳基镀层;Cr含量;微观结构;摩擦学性能

随着现代化工业的日益发展,越来越多的机械部件开始朝着高精度、高速度、高质量的水平发展,作为机械部件的主要基础件——轴承的摩擦失效问题越来越突出。精密机械传动系统中,由于其相对运动部件之间几乎是零间隙装配,传统的通过在摩擦副之间形成连续油膜来隔离部件以减少磨损的“引入润滑介质实现减磨延寿”的制造理念已很难实现。例如在谐波减速器中的柔性轴承因难以形成连续油膜而处于钢与钢之间的直接接触摩擦,其摩擦系数(一般大于0.5[1])远大于形成连续油膜的摩擦副之间10-2 [2~4]数量级的摩擦系数,从而导致摩擦副过早失效,严重缩短工件的使用寿命。而为解决此类有相对运动精密机械基础件的“减磨延寿”问题,在其表面制备1 μm左右厚度的高导热、低摩擦系数并有纳米金属微晶起增韧作用的碳基离子镀层的表面处理成为有效途径。

在过去的几十年中,由于工业需求对固体润滑材料的推动,CNx薄膜、类金刚石薄膜、类石墨薄膜等诸多碳基镀层得到了迅速发展[5~7]。类金刚石碳膜(DLC)以sp3杂化键结构为主,具有较高的硬度及较好的摩擦学性能[8],但同时因其较差的膜基附着力及高内应力,严重限制了此类固体润滑材料的工程应用[9~11]。而类石墨薄膜(GLC)是一种以sp2杂化键为主要化学键结构的无定形碳质材料,非晶基质中同时含有纳米量级形态各异的碳团簇[12~14],表现出更为良好的自适应减摩抗磨特性,可为大量处于干摩擦及混合摩擦状态下的摩擦副零部件提供有效的润滑剂防护[15~17],具有更为广阔的应用前景。20世纪80年代以来,大量研究[18~26]表明,给纯碳类石墨碳镀层中掺入Cr、Ti、W、Mo等过渡金属元素可有效缓解其高脆性及较差的附着力。其中,Yang等[27,28]的研究表明,Cr作为掺杂金属引入非晶碳基镀层中,能与C键合形成碳化物纳米晶镶嵌在非晶碳基质中,有效地缓解碳基离子镀层的内应力和提高膜基附着力,改善碳基离子镀层的高脆性及机械摩擦学行为。虽然人们研究了很多掺杂类石墨碳基镀层的性能,但掺杂金属诱发碳基镀层微观结构的改变以及微观结构差异对镀层性能影响的机理均了解不够透彻。

本工作利用磁控溅射离子镀沉积技术,制备了一组不同Cr含量的碳基离子镀层,研究了金属Cr掺杂诱发碳基离子镀层纳米晶/非晶复合结构产生的机理,讨论了Cr含量对碳基离子镀层的力学及摩擦学性能的影响机制。

1 实验方法

实验采用MSIP019型闭合场非平衡磁控溅射离子镀设备沉积不同Cr含量的碳基离子镀层。设备真空腔直径450 mm、高400 mm,平面阴极靶材为高纯C靶(约99.99%)及Cr靶(约99.99%)各一块,对称布置于圆柱形炉腔两侧,靶材直径100 mm,通过调整阴极磁铁排布及磁场强度将靶材表面放电面积缩小至45 cm2左右。实验基体选取P型(100)单晶Si片和M2高速钢片,其中,单晶Si片主要用于检测镀层的微观结构、内应力以及力学性能;高速钢片主要用于检测镀层的摩擦学性能。基体材料在使用前分别采用CH3COCH3(丙酮)和CH3CH2OH (乙醇)溶液各超声波清洗20 min,清洗完成后用N2吹干放置于真空腔内120 mm处。实验在高纯Ar气氛中进行,真空度抽至3.0×10-3Pa以上,气压保持在1.1×10-2~1.2×10-2Pa范围内。碳基离子镀层的制备过程主要包括等离子体清洗、沉积纯Cr打底层、沉积过渡层和沉积工作层4个步骤。沉积工作层时,C靶电流为1.5 A,基体偏压为-60 V,沉积时间为2 h,通过改变Cr靶电流调节工作层Cr含量,具体实验参数如表1所示。

利用JSM-6700F场发射扫描电子显微镜(SEM)和Dimension Icon型原子力显微镜(AFM)观察镀层表面与截面的微观形貌;利用Renishaw inVia Relfex型Raman光谱仪对镀层进行结构分析;利用AXIS ULTRA型X射线光电子能谱(XPS)分析镀层的元素组成及化学状态;利用XRD-7000S型X射线衍射仪(XRD)分析镀层的相结构,Cu靶(波长为0.15406 nm),电压40 kV,电流30 mA,步长0.02°,扫描速率8°/min,扫描范围(2θ)为20°~80°;利用JEM-3010型透射电子显微镜(TEM)分析镀层的截面显微结构;用BGS 6341型电子薄膜应力分布测试仪分析镀层的内应力;利用Aligent Technologies Nano Indentor G200型纳米压痕仪分析薄膜的硬度及弹性模量;利用XLGT200型POD针盘式摩擦磨损实验机测试镀层的摩擦性能,所用摩擦副为直径5 mm的GCr15小球,测量转速为200 r/min,测试时间为30 min,相对湿度为50%~60%,温度为20~25 ℃。

2 实验结果与分析讨论

2.1 镀层的微观结构

5组不同Cr含量碳基镀层的表面形貌如图1所示。从图中可以看出,镀层基本呈岛状生长方式,表面呈大小不等的团簇,团簇之间有明显的界限。实验利用AFM对镀层的表面粗糙度(Ra)进行检测,5组试样的Ra分别为4.7、2.8、4.8、5.8和5.9 nm。当Cr含量为0 (纯C)时,镀层表面团簇之间界限细浅且团簇大小基本均等(图1a);当Cr含量增加到2.0%时,镀层表面团簇之间界限更加细浅,粗糙度降低且表面平整光滑,致密性良好(图1b);当Cr含量增加到6.5%时,镀层表面团簇颗粒直径减小,团簇之间界限增多(图1c);当Cr含量增加到17.3%时,镀层表面团簇颗粒更加细小,团簇之间界限变宽,致密性变差(图1d);当Cr含量进一步增加至25.5%时,镀层表面团簇起伏明显,粗糙度增大,团簇之间界限出现空隙,致密性进一步劣化(图1e)。因此,微量掺杂金属Cr元素有助于降低碳基镀层表面粗糙度,并提高其致密性,但掺Cr过多则有不利影响。

图1不同Cr含量镀层的表面形貌

Fig.1Surface morphologies of coatings with different atomic fractions of Cr(a) 0 (b) 2.0% (c) 6.5% (d) 17.3% (e) 25.5%

图2为5组不同Cr含量碳基镀层的Raman光谱。从图中可以看出,Raman光谱在1000~1800 cm-1处呈现出典型的非晶C的非对称特征峰,并且随着Cr含量的增加主峰的强度逐渐减弱。这是因为C元素有较强的光吸收性,Raman光谱主要检测分析C元素的吸收结果,随着Cr含量的增加,镀层中C元素比例及自由C的含量逐渐减少,峰强逐渐变弱。典型的非晶C膜Raman光谱主要由1350 cm-1附近的D峰和1560 cm-1附近的G峰构成,G峰和D峰都是由于C原子的sp2杂化键引起的,其中,G峰源于镀层中所有sp2态(环状或链状)的面内伸缩振动,D峰源于环状结构sp2态的呼吸振动[29~31]。

图2不同Cr含量镀层的Raman光谱

Fig.2Raman spectra of coatings with different atomic fractions of Cr

Raman光谱拟合之后D峰和G峰的积分面积强度比(ID/IG)反映sp2环状结构的多少,G峰半高宽(FWHM(G))和G峰位置(Disp(G))反映薄膜的无序度,其中,FWHM(G)主要测量薄膜由键长和键角引起的结构上的无序,而Disp(G)主要测量薄膜中sp2团簇尺寸和形状引起的拓扑无序。5组不同Cr含量碳基镀层的Raman光谱的拟合结果如图3所示。从图中可以看出,随着Cr含量的增加,(ID/IG)呈现先升高后降低的趋势,在Cr含量为17.3%时(ID/IG)最大,(ID/IG)越大说明镀层中以离域形式存在的π键含量越少[32,33],即C-C键主要以sp2杂化键形式存在;随着Cr含量的增加,FWHM(G)先减小后增大,而Disp(G)则先增大后减小,这说明镀层中sp2团簇的有序度先增强后降低。由于Cr靶功率密度增大,沉积过程中粒子离化率增大且能量增强,sp2团簇增加的同时,能量的增加并未影响sp2杂化键的形状和尺寸;当Cr靶功率密度增大,能量进一步增强时,sp2杂化键的原有秩序被打乱,镀层的有序度降低。

图3不同Cr含量镀层的ID/IG及G峰位置

Fig.3ID/IGand G-peak position of coatings with different atomic fractions of Cr (FWHM(G)—full width at half maximum, Disp(G)—G peak dispersion,ID/IG—intensity ratio of D and G peaks)

图4为5组不同Cr含量镀层的C1s精细谱(XPS)。从图中可以看出,随着Cr含量的增加,C1s峰的强度逐渐减弱,这主要是Cr含量增大造成镀层中C含量相对减少的结果。石墨的C1s电子结合能在284.3 eV左右,而金刚石的C1s电子结合能在285.2 eV左右[34],图中镀层的C1s电子结合能均更接近于284.3 eV,则说明镀层中的C键结构主要以sp2杂化键为主。随着Cr含量的增加,C1s峰均比纯C镀层向结合能低的方向移动,说明sp2杂化键在C键中的比例增加。对C1s精细谱进行分峰拟合可得能量位于284.3 eV的sp2峰、285.2 eV的sp3峰、286.8 eV的C—O峰和288.5 eV的C=O峰,当Cr含量增大到一定值时,还会在282.1 eV处出现C—Cr峰[18]。拟合之后各价键比例如图5所示。随着Cr含量的增加,sp2杂化键比例从59.9%增加到79.2%,sp3杂化键比例从28.9%减少到8.6%,可见,金属Cr元素的添加促进了镀层的石墨化转变。随着Cr含量的增加,镀层中C—Cr键比例从0增加到7.0%,说明掺入Cr元素后,镀层微观结构中逐渐开始出现少量的碳铬化合物(有Cr23C6、Cr7C3及Cr3C2,主要为Cr3C2)纳米晶团簇。

图4不同Cr含量镀层的C1s精细谱

Fig.4C1s spectra of coatings with different atomic fractions of Cr

图5不同Cr含量镀层的C1s精细谱拟合结果

Fig.5Fitting results of C1s spectra of coatings with different atomic fractions of Cr

5组不同Cr含量镀层的XRD谱如图6所示。从图中可以看出,当Cr含量为0 (纯C)时,镀层的XRD谱为典型的非晶衍射峰,说明镀层为非晶相结构;当Cr含量从2.0%增加到25.5%时,图中逐渐出现微弱的晶相衍射峰,说明镀层中出现短程有序结构或尺寸极小的微晶粒,衍射峰强度随Cr含量的增加而增大,说明微晶粒的尺寸及数量随之增大。当Cr含量增加到一定程度时,镀层中形成大量尺寸很小的金属Cr或碳铬化合物等结晶相,镀层的微观结构由典型的非晶结构转变为纳米晶镶嵌在非晶基质中的纳米晶/非晶复合结构。

图6不同Cr含量镀层的XRD谱

Fig.6XRD spectra of coatings with different atomic fractions of Cr

图7为Cr含量为2.0%和25.5%时镀层的HRTEM像及SAED谱。从图7a中可以看出,Cr含量为2.0%时金属掺杂量较小,镀层的SAED谱呈弥散的圆晕状,表明其结构为典型的非晶态,由镀层的HRTEM像也可看出其呈均匀的非晶结构。结合前文中XPS及XRD的分析结果可知,虽然Cr含量为2.0%时镀层中有极少的C—Cr键形成,有微弱的晶化的趋势,但团簇短程有序度很低,不足以在镀层高分辨像中观察到明显的纳米晶粒。从图7b中可以看出,当Cr含量增加到25.5%时,镀层的SAED谱呈衍射环,镀层显微组织的晶态特征明显增强,表明此时镀层已由完全的非晶结构转变为纳米晶镶嵌在非晶基质中的纳米晶/非晶复合结构。图中深色区域为易形成纳米晶的富Cr区,浅色区域为易形成非晶结构的富C区,并且在图中可以观察到大量2~10 nm尺度的纳米晶粒团簇分散在非晶碳基质的局部区域。

图7不同Cr含量镀层工作层的HRTEM像和SAED谱

Fig.7HRTEM images and SAED patterns (insets) of working layer in coatings with 2.0%Cr (a) and 25.5%Cr (b)

结合以上微观结构分析可知,纯C镀层为典型的非晶结构,当Cr含量很小时,Cr原子完全溶解于非晶C镀层中,随着Cr靶功率密度的进一步增加,铬离子或活性基团含量及平均动能均随之增加,促使碳铬化合物的形成,当Cr含量超过一定范围,碳基镀层中会生成大量的金属Cr及碳铬化合物纳米晶粒,镀层从完全的非晶结构转变为纳米晶/非晶复合结构。

2.2 镀层的力学性能

图8为5组不同Cr含量镀层的力学性能测试结果。从图中可以看出,随着Cr含量的增加,镀层的内应力先显著减小后基本趋于平稳,镀层的硬度及弹性模量均随Cr含量的增加而呈减小的趋势。镀层内应力显著减小主要有以下3个原因：第一,最初Cr含量较小的溶解阶段,Cr原子易与C原子键合从而减少镀层中的悬挂键,降低了成键对方向性的束缚,缓解了镀层三维碳基网络结构中由于键角扭曲而产生的内应力,并且镀层中sp3杂化键含量降低,sp2杂化键含量趋于增多,内应力可通过sp2杂化C重新排列而释放;第二,Cr作为过渡族金属元素,其原子核对外层电子约束较小,而C原子与Cr原子键合可有效改变碳基网络结构的核外电子密度,从而抑制内应力的累积;第三,当Cr含量增加到一定程度时,镀层中出现纳米晶金属碳化物,其固有的弛豫作用及结构转化,降低了镀层生长过程中的内应力。原子键的结合键强度越大,受到外力作用时抵抗塑性变形的能力越强,表现出硬度就越大。要想获得高硬度的镀层,则需要高强度的共价键和短的键长,键能大、键长短的sp3杂化键是决定镀层硬度的主要因素。随着Cr含量的增加,镀层中sp3杂化键含量减小,sp2杂化键含量增大,并且结合图3可知,镀层中sp2杂化键有序度也相应提高,使得镀层的sp3/sp2比率迅速减小,镀层的硬度随之降低;另一方面,随着Cr含量的增加,镀层的致密度降低,也导致了镀层硬度的降低。

图8不同Cr含量镀层的力学性能

Fig.8Mechanical properties of coatings with different atomic fractions of Cr

2.3 镀层的摩擦学性能

图9为5组不同Cr含量镀层在不同环境条件下的摩擦系数。从图中可以看出,随着Cr含量的增加,镀层在干摩擦及谐波油润滑条件下的摩擦系数均先减小后增大,在Cr含量为2.0%时,摩擦系数有最小值,并且谐波油润滑条件下镀层的摩擦系数均小于干摩擦条件下的摩擦系数。在摩擦过程中,两个固体表面在一定压力作用下相互接触,相对移动时会发生物理粘着现象,碳基镀层表面在摩擦应力的热效应作用下会发生石墨化并生成转移膜,有效地降低镀层的磨损,提高了其耐磨性能[35,36]。当Cr含量为2.0%时,镀层中sp2杂化键含量增加有序度提高,有利于转移膜的生成,并且镀层组织均匀、致密度高且粗糙度小,有效地降低了镀层的摩擦系数;当Cr含量继续增加时,镀层组织的均匀性及致密性降低,粗糙度增大,并且形成大量的金属Cr及碳铬化合物等微晶组织,阻止摩擦面连续转移膜的形成,使镀层的摩擦系数增大。在谐波油润滑条件下,摩擦系数的变化较为平缓,润滑油膜使镀层与摩擦副无直接接触,并且润滑油膜厚度大、黏度高,剪切应力主要集中在润滑油膜内,减少微凸体之间的接触,剪切强度降低,从而降低了镀层的摩擦系数。

图9不同Cr含量镀层的摩擦系数

Fig.9Friction coefficients of coatings with different atomic fractions of Cr

5组不同Cr含量镀层在干摩擦条件下的比磨损率如图10所示。从图中可以看出,当Cr含量为2.0%时,镀层的比磨损率从9.4×10-16m3/(Nm)降低到5.2×10-16m3/(Nm),之后比磨损率随Cr含量的增加而增大,当Cr含量增加到25.5%时,镀层在实验时间内磨穿失效,说明掺入较少的金属Cr元素可以有效地降低镀层的比磨损率。

图10不同Cr含量镀层的比磨损率

Fig.10Specific wear rates of coatings with different atomic fractions of Cr

5组不同Cr含量镀层在干磨擦条件下的磨痕形貌如图11所示。从图中可以看出,纯C镀层的磨痕中间有微凸体划过的痕迹,即微凸体在镀层表面滑动形成犁沟,分布在磨痕中间位置,越靠中间犁沟痕迹越深,并且在边缘有被挤出的C粉材料堆积;当Cr含量为2.0%时,磨痕轨迹中未出现犁沟,磨痕较浅,是因为低的摩擦系数减轻了摩擦力;随着Cr含量的增加,磨痕进一步变宽但仍未出现较深的犁沟;当Cr含量为17.3%时,磨痕轨迹变深,出现明显的犁沟,并且在磨痕最深的位置有部分微小的脱落;当Cr含量为25.5%时,磨痕轨迹更加明显,且镀层有严重的脱落现象,脱落部分摩擦副直接与高速钢基体接触摩擦产生很深的痕迹,这是因为Cr含量过大使镀层的硬度和弹性模量大幅降低,承载能力变差导致耐磨性明显下降。

图11不同Cr含量镀层的磨痕形貌

Fig.11Wear tracks of coatings with different atomic fractions of Cr(a) 0 (b) 2.0% (c) 6.5% (d) 17.3% (e) 25.5%

镀层的耐磨性主要取决于其摩擦系数、硬度和显微组织等几方面因素。镀层的摩擦系数越小,硬度越高,则镀层的比磨损率越小。当Cr含量较小时,镀层的摩擦系数显著减小,镀层的硬度稍有降低,显微组织均匀致密,有助于降低镀层的比磨损率;当Cr含量进一步增加时,镀层中形成大量金属Cr和碳铬化合物等硬质颗粒,在摩擦过程中这些硬质颗粒与摩擦副产生磨粒磨损,加上镀层硬度的显著下降,使其比磨损率明显增大,加速了镀层的磨损,降低了镀层的耐磨性。

3 结论

(1) 微量掺杂金属Cr元素有助于降低磁控溅射离子镀技术制备的碳基镀层的表面粗糙度,并提高镀层致密性。

(2) 碳基离子镀层均以sp2杂化键为主,随着Cr含量的增加,镀层中的sp3杂化键含量减小,sp2杂化键含量增大,一定范围内提高了sp2杂化键的有序度,促使其发生石墨化转变。并且随着Cr含量的增加,镀层中C—Cr化合键含量增加,当Cr含量为25.5%时,出现大量2~10 nm的纳米晶团簇,其微观结构由典型的非晶结构转变为纳米晶/非晶复合结构。

(3) 碳基离子镀层的显微组织和sp2、sp3杂化键含量多少是影响其性能的主要因素,其硬度、弹性模量以及内应力均随着Cr含量的增加呈降低趋势,金属Cr元素的掺杂对碳基离子镀层有明显的去应力作用。在干摩擦及谐波油润滑条件下,镀层的摩擦系数和比磨损率均呈先减小后增大的趋势,当Cr含量为2.0%时,镀层的摩擦系数和比磨损率最小,微量金属Cr元素的加入可有效地改善碳基离子镀层的摩擦学性能。

来源--金属学报