1、第 52 卷 第 6 期 表面技术 2023 年 6 月 SURFACE TECHNOLOGY 235 收稿日期：20220526；修订日期：20221123 Received：2022-05-26；Revised：2022-11-23 基金项目：国家自然科学基金（U2141210，51975561）；中国科学院青年创新促进会优秀会员计划（Y202084）Fund：National Natural Science Foundation of China(U2141210,51975561);Youth Innovation Promotion Association of Chinese Ac
2、ademy of Sciences(Y202084)作者简介：刘进龙（1994），男，硕士生，主要研究方向为先进高分子材料。Biography：LIU Jin-long(1994-),Male,Postgraduate,Research focus:advanced polymer material.通讯作者：张定军（1972），男，博士，教授，主要研究方向为高分子材料及其相关材料。Corresponding author：ZHANG Ding-jun(1972-),Male,Doctor,Professor,Research focus:polymer materials and relat
3、ed materials.通讯作者：刘晓红（1977），女，博士，副研究员，主要研究方向为表面工程与摩擦学。Corresponding author：LIU Xiao-hong(1977-),Female,Doctor,Associate researcher,Research focus:surface engineering and tribology.引文格式：刘进龙,李红轩,吉利,等.TiB2掺杂 WS2复合薄膜的宽温域摩擦学性能研究J.表面技术,2023,52(6):235-245.LIU Jin-long,LI Hong-xuan,JI Li,et al.Tribological
4、Properties of TiB2 Doped WS2 Composite Films in Wide Temperature RangeJ.Surface Technology,2023,52(6):235-245.TiB2掺杂 WS2复合薄膜的宽温域摩擦学性能研究 刘进龙1,2，李红轩2，吉利2，刘晓红2，张定军1（1.兰州理工大学 材料科学与工程学院，兰州 730030；2.中国科学院兰州化学物理研究所 固体润滑国家重点实验室，兰州 730000）摘要：目的 探究 TiB2溅射电流（即 TiB2含量）对 WS2/TiB2复合薄膜在宽温域（25500）下摩擦学性能的影响。方法 采用非平衡
5、磁控溅射技术制备 WS2/TiB2复合薄膜。通过场发射扫描电子显微镜（FESEM）、高分辨率透射电子显微镜（HRTEM）观察薄膜的形貌及结构；通过 X 射线衍射仪（XRD）、X 射线光电子能谱仪（XPS）表征薄膜结构；通过纳米压痕仪（Anton Paar，NHT2）评价薄膜的机械性能；利用高温球盘摩擦磨损试验机（THT01，03591）测试薄膜的摩擦学性能；采用光学显微镜（Olympus，STM6）、三维轮廓仪（Micro XAM800）观察磨痕及磨斑形貌，通过 HRTEM 分析磨痕和磨斑的结构。结果 TiB2掺杂使WS2薄膜由高度结晶态向非晶态转变，增大了薄膜的致密度并提高了其机械性能。随着
6、 TiB2溅射电流的增大，复合薄膜的摩擦因数和磨损率呈先下降后上升的趋势。随着试验温度的升高，复合薄膜的摩擦因数先降低后升高，但磨损率一直逐渐升高。TiB2溅射电流为 1.5 A 时，制备的复合薄膜在宽温域（25500）具有较低的摩擦因数和磨损率。300 条件下，TiB2溅射电流为 1.5 A 时制备的复合薄膜在摩擦剪切力作用下重新定向形成了 TiB2(101)晶体取向和平行于滑动方向的 WS2(002)晶体取向，并在高环境温度和摩擦热作用下氧化形成了润滑相 TiO2(001)晶体结构。结论 TiB2溅射电流为 1.5 A 时制备的复合薄膜具有优异的宽温域摩擦学性能。薄膜致密的非晶结构、高的硬
7、度和弹性模量，以及在摩擦剪切力和高温氧化作用下重新结晶取向是低摩擦磨损的关键。关键词：WS2/TiB2复合薄膜；宽温域；机械性能；摩擦磨损；晶体取向 中图分类号：TB383.2 文献标识码：A 文章编号：1001-3660(2023)06-0235-11 DOI：10.16490/ki.issn.1001-3660.2023.06.020 Tribological Properties of TiB2 Doped WS2 Composite Films in Wide Temperature Range LIU Jin-long1,2,LI Hong-xuan2,JI Li2,LIU Xiao
8、-hong2,ZHANG Ding-jun1(1.School of Material Science and Engineering,Lanzhou University of Technology,Lanzhou 730030,China;236 表 面 技 术 2023 年 6 月 2.State Key Laboratory of Solid Lubrication,Lanzhou Institute of Chemical Physics,Chinese Academy of Sciences,Lanzhou 730000,China)ABSTRACT:The work aims t
9、o investigate the effect of TiB2 sputtering current(the content of TiB2)on tribological properties of WS2/TiB2 composite films in wide temperature range(25-500).WS2/TiB2 composite films were prepared by non-equilibrium magnetron sputtering.The morphology and structure of the films were observed by f
10、ield emission scanning electron microscopy(FESEM)and high resolution transmission electron microscope(HRTEM).The structure of the films was characterized by X-ray diffractometer(XRD)and X-ray photoelectron spectrometer(XPS).The mechanical properties of the films were evaluated by nanoindentation ins
11、trument(Anton Paar,NHT2).The tribological properties of the films were tested by a high temperature ball disc friction and wear tester(THT01,03591).Optical microscope(Olympus,STM6)and three-dimensional profilometer(Micro XAM-800)were used to observe the morphology of wear tracks and wear scars,and H
12、RTEM was used to analyze the structure of wear tracks and wear scars.TiB2 doped WS2 films changed from highly crystalline to amorphous state,and the surface morphology of composite films changed from worm-like to island-like,improving the density and mechanical properties.With the increase of TiB2 s
13、puttering current,the friction coefficient and wear rate of the composite films decreased firstly and then increased.In addition,as the test temperature rose,the friction coefficient of the composite films firstly decreased and then increased,but the wear rate was gradually increasing.Among them,spu
14、ttering current of TiB2 with 1.5 A contributed to the lowest friction coefficient and wear rate in wide temperature range(25-500).The friction coefficients of composite films at 100 and 300 at sputtering current with 0-2.5 A were lower than those at 25 and 500,while the friction coefficient of compo
15、site film prepared with TiB2 sputtering current of 4.0 A was opposite.By analyzing the wear tracks and corresponding wear scars of composite films prepared with sputtering current of 1.5 A at different experimental temperature,it was found that the furrow on the surface of wear tracks was obvious at
16、 25.When the temperature rose to 100 and 300,the furrow on the surface of the wear tracks became shallow,and the friction coefficient decreased and remained stable,respectively to about 0.015 and 0.021.However,the depth,width and wear rate of wear tracks slightly increased,and the friction mechanism
17、 was mainly abrasive wear and adhesive wear.When the experimental temperature reached 500,the plastic deformation of the film surface and subsurface increased,the damage was serious,there was a wide furrow,and the film was basically invalidated.However,the friction coefficient was kept at about 0.08
18、,which was typical of the transfer film lubrication,occurring in part of the oxidation wear during friction.With the increase of the experimental temperature,the size of the debris on the pair ball became larger,the transfer film on the pair ball moved from the edge of the wear scars to the center g
19、radually,and a continuous and dense transfer film was formed at 300.In order to further investigate the structure evolution of composite films at high temperature,the wear tracks and wear scars of composite film with TiB2 sputtering current of 1.5 A at 300 were prepared by FIB and observed by transm
20、ission electron microscope.Under the frictional shear force,the crystal plane orientation of WS2(002)parallel to the sliding direction and the crystal plane orientation of TiB2(101)was formed.Meanwhile,the crystal plane structure of lubricated TiO2(001)was formed by oxidation under high ambient temp
21、erature and frictional heat.The composite films prepared at TiB2 sputtering current of 1.5 A have excellent tribological properties in wide temperature range.The dense amorphous structure,high hardness and elastic modulus,and recrystallization orientation under frictional shear force and high temper
22、ature oxidation are the key factors for low frictional wear.KEY WORDS:WS2/TiB2 composite film;wide temperature range;mechanical properties;friction and wear;crystal orientation 随着高端装备的快速发展，越来越多的零部件需要在高温、温度交变、宽温域等环境中工作1，如 涡轮发动机轴承工作温度可达 400，高超飞行器舵面控制轴承所处的环境温度可达 450 以上，箔片气体轴承工作温度达到 650。对材料来说，高温是苛刻的工作环境
23、，材料在热、力、环境的交互作用下会发生氧化、扩散、相变、熔融、腐蚀等复杂的物理化学变化，导致机械力学及摩擦学性能发生退化。在高温环境下，轴承会出现烧蚀、破坏、卡死、变形等故障，需要发展具有宽温域自润滑、高低温自适应、低摩擦的新一代轴承用耐高温/宽温域自润滑薄膜。实际使用工况从室温到高温循环交变，在高低温交变环境中不能多次实现连续润滑成为制约宽温域自润滑薄膜发展的瓶颈。因此，耐高温/宽温域自适应自润滑材料是国内外材料研究领域的热点和难点2-5。与目前研究较多的 MoS2相比，WS2表现出类似第 52 卷 第 6 期 刘进龙，等：TiB2掺杂 WS2复合薄膜的宽温域摩擦学性能研究 237 于 Mo
24、S2的层状结构，但比 MoS2具有更高的热稳定性，可承受比 MoS2高约 100 的温度，具有更宽的温度使用范围，而且 WS2生成的氧化产物 WO3比MoS2的氧化产物 MoO3具有更低的摩擦因数5。溅射纯 WS2薄膜通常呈疏松多孔的柱状结构，硬度低，所以其承载能力低，多孔柱状微结构是导致其耐磨性严重衰退的主要原因。通过引入异质元素优化薄膜的微观结构受到了学者们的广泛关注6。很 多研究者将 WS2固体润滑剂与其他元素或化合物相结合以改进其性能，如掺杂金属 Ti7、Ni8、Ag9、Cr10、Zr11、Ta12等，非金属 C13、N14等，化合物 Sb2O315、PbO16等。结果表明，掺入这些物
25、质一方面增大了WS2薄膜的硬度，从而提高了其耐磨性；另一方面，在共沉积过程中形成了更致密的组织或产生了优先的吸氧作用，从而提高了其抗氧化性，综合提升了其在大气环境下的摩擦学性能和抗氧化性能。但是该方法并没有使 WS2基复合薄膜的适用温度范围更广，且目前 WS2固体润滑薄膜与耐高温材料体系的研究报道较少。为 了 满 足 航 天 器 在 未 来 空间任务中的 性 能 需求，要求固体润滑薄膜从低温到高温17-18都具有很好的适用性。因此，WS2薄膜的摩擦学性能还 需 要 进一步向宽温域延伸。作为一种过渡金属基难熔陶瓷化合物，TiB2由于具有优异的机械性能，如高硬度、高熔点、高杨氏模量、良好的耐磨性和
26、耐腐蚀性，以及出色的温度稳定性等而受到广泛关注与应用19。笔者通过结构调整，将软质润滑相 WS2与硬质高耐磨相 TiB2混合，构建了一种纳米级复合结构的薄膜，其中硬质相 TiB2可以保护柔软的 WS2相免受机械破坏，使薄膜致密和硬化，提供直接耐磨性，软质润滑相在薄膜表面形成更薄、更均匀的 WS2薄膜以提供润滑性，间接降低磨损。这种方法可以平衡两种材料成分的强化和润滑机制，每种材料成分都保留了各自的优越性能。按照此思路设计和制备复合薄膜，可以改善其在宽温域内的摩擦学性能。因此，文中采用磁控溅射技术，通过调节 TiB2靶电流制备一系列新型 WS2/TiB2复合薄膜，分析 TiB2溅射电流对复合薄膜
27、显微结构、力学性能及一定温度范围（25500）内摩擦学性能的影响，并探究其摩擦磨损机理。1 试验 1.1 复合薄膜的制备 采用闭合场非平衡磁控溅射系统，在 Inconel 718合金（25 mm8 mm）和硅单晶片（100）衬底上制备 WS2/TiB2复合薄膜。硅片用于测试薄膜的显微结构，Incone 718 合金用于测试薄膜的摩擦学性能和机械性能。磁控溅射采用间隔对称放置在腔壁两侧的 2个 WS2靶（纯度为 99.99%）和 1 个 TiB2靶作为原材料。沉积薄膜的前期处理过程：首先，用无水乙醇将基材表面和周边的黏附物清洗干净，用氩气将其表面吹干；然后，将待镀样品放入丙酮溶液中超声清洗20
28、min，连 续 进 行 2 次；最后，将清洗后的样品放入磁控溅射的真空腔体中，基材垂直于靶材夹持在转速为 5 r/min 的样台支架上。当真空腔室气压低至 4104 Pa 后开始镀膜，复合薄膜具体溅射参数及薄膜中的元素含量如表 1 所示。表1 WS 2/TiB2 复合薄膜溅射工艺参数和元素含量 Tab.1 Deposition process parameters and chemical element content of WS2/TiB2 composite film Target current/AWS2TiB2TiB2 content/wt.%S/WBias voltage/V De
29、positiontime/h Thickness/m 1.00 0 1.82 40 2 1.26 1.0 0.5 5.6 1.75 40 2 1.22 1.0 1.5 9.1 1.70 40 2 1.17 1.0 2.5 12.7 1.50 40 2 1.10 1.0 4.0 18.3 1.46 40 2 1.06 1.2 复合薄膜的结构表征 采用 X 射线光电子能谱（XPS）分析复合薄膜表面的化学键类型；利用 X 射线衍射仪（XRD）和波长为 532 nm 的拉曼光谱（Raman，Renishaw UK）分析薄膜的物相结构，其中 XRD 测试条件：Cu 靶 K 辐射，=0.154 nm，加速
30、电压 45 kV，电流 40 mA，掠射角为 1o，扫描范围为 10o80o。采用超高分辨场发射扫描电子显微镜（FESEM，HitachiSU8020）观察薄膜的表面及断面形貌；使用聚焦离子束显微镜（FIBSEM）制备用于 TEM 分析的切片，利用高分辨率透射电子显微镜（HRTEM）和选区电子衍射（SAED）观察复合薄膜的微观结构；采用光学显微镜（Olympus，STM6）观察磨痕与磨斑形貌。1.3 复合薄膜的力学和摩擦学性能研究 采用纳米压痕仪（Anton Paar，NHT2）分析薄膜的硬度和弹性模量，每个样品重复测量 5 次取平均值，为了消除基底效应，采用的最大压入深度小于薄膜厚度的 10
31、%。利用高温球盘摩擦磨损试验机（THT01，03591）测试复合薄膜在 25、100、300、500 下的摩擦学性能，试验条件：对偶球为直径 6 mm 的 GCr15 轴承钢球，载荷 5 N，线速度 10 cm/s，摩擦半径 5 mm，测试距离 100 m，升温速率 10/min，温度误差5。试验结束后，利用三维轮廓仪（Micro XAM，800）测量磨损体积，根据式（1），取 3 次磨损体积的平均值计算磨损率。W=V/(FS)(1)238 表 面 技 术 2023 年 6 月 式中：W 为磨损率，mm3/(Nm)；V 为磨损体积，mm3；F 为法向载荷，N；S 为运行距离，m。2 结果与讨论
32、 2.1 复合薄膜成分及结构分析 对不同溅射电流下复合薄膜的元素组成进行分析，从表 1 可以看出，随着 TiB2溅射电流从 0.5 A 增大至 4 A，复合薄膜中 TiB2的含量从 5.6at.%增加到18.3at.%，S/W 由 1.82 降低到 1.46。S 元素的流失使WS2中 S 和 W 的化学计量比小于 2，一方面可能是由于溅射出来的 S 原子和真空腔室中的残余气体反应而被抽出，另一方面可能是 WS2靶中 S 和 W 元素溅射产额不同造成的19。为了进一步阐明复合薄膜的化学键组成，对 TiB2溅射电流为 1.5 A 时制备所得薄膜的 XPS 谱图中 W 4f、S 2p、B 1s、Ti
33、 2p 进行拟合分析，如图 1 所示。图 1a 中 W 4f5/2和 W 4f7/2峰的结合能分别为 31.6、33.7 eV，对应于 WS2，结合能为35.3、37.3 eV 的峰对应于 WO320，说明溅射沉积的复合薄膜表面有轻微的氧化现象，可能是与沉积薄膜中真空腔体残留的氧反应和在大气环境条件下的暴露导致的。从图 1b 中 S 2p 谱可以看出，WS2中的 S分别对应 161.2 eV 处的 S 2p3/2和 163.1 eV 处的 S 2p1/2。B 元素的肩峰（图 1c）主要来自 187.5 eV 的 Ti B 键21。Ti 2p 曲线（图 1d）经拟合后可分为 2个峰，455、45
34、8.4 eV 处的 峰分别对应 Ti B 和 Ti O键22，说明薄膜主要组成为 TiB2和部分 TiO2。不同溅射电流下复合薄膜的表面和截面形貌显微结构如图 2 所示。结合表 1 和图 2 可知，复合薄膜的厚度随着 TiB2溅射电流的增大而减小，可能是因为 TiB2溅射电流的增大使离子轰击薄膜的表面效应增强，一方面导致反刻蚀效应增强，一方面减少了孔隙和缺陷，提高了薄膜结构的致密性，从而导致薄膜厚度降低23。图 2a 中纯 WS2薄膜表面呈“蠕虫状”疏松多孔结构，组织致密性差。从图 2b、c 中复合薄膜的表面形貌可以看出，TiB2的掺杂使薄膜由“蠕虫状”变成“岛状”生长模式，溅射电流为 1.5
35、 A 时复合薄膜晶粒之间的孔隙减少，组织均匀且排列较为紧密。但随着溅射电流增大到 4.0 A，TiB2含量的增加使复合薄膜表面岛状颗粒更大，空隙更多。纯 WS2薄膜截面形貌呈疏松粗大的柱状生长结构，而当 TiB2掺杂 WS2共溅射时，随着 TiB2溅射电流的增大，薄膜中 TiB2含量增加，柱状结构之间的界面逐渐变得模糊，柱状生长逐渐被抑制，使复合薄膜变得更致密，提高了薄膜的抗氧化性24。但是当TiB2溅射电流增大到 4.0 A 时，TiB2含量过多，复合薄膜截面形貌呈更明显的柱状结构生长趋势。图 3 是 TiB2溅射电流为 1.5 A 时复合薄膜截面的高分辨率透射电镜图片。从图 3a 可以明显
36、看出，复 图 1 TiB2溅射电流为 1.5 A 时复合薄膜表面元素的 XPS 谱图 Fig.1 XPS spectra of the elements on composite film surface at TiB2 sputtering current of 1.5 A 第 52 卷 第 6 期 刘进龙，等：TiB2掺杂 WS2复合薄膜的宽温域摩擦学性能研究 239 图 2 不同溅射电流下复合薄膜的表面和截面形貌 Fig.2 Surface and cross-sectional morphology of composite films at different sputtering
37、currents 图 3 TiB2溅射电流为 1.5 A 时复合薄膜截面的 FIBTEM 照片 Fig.3 FIB-TEM images of cross section of composite films at TiB2 sputtering current of 1.5 A:a)transmission image of cross section;b)cross-sectional morphology at high power and corresponding SEAD pattern 合薄膜呈典型的致密柱状生长结构且贯穿于整个薄膜，通过截面中局部高分辨区域及相应选区的电子衍射花
38、样进行分析，证实复合薄膜主要为非晶态性质。另外，薄膜呈均质结构，TiB2均匀分布在 WS2薄膜中，没有团簇或分层，说明在溅射复合薄膜过程中，TiB2以固溶形式存在于薄膜中10,25，从而抑制了 WS2晶粒的生长，细化了晶粒，提高了薄膜的致密度。从复合薄膜的 XRD 图谱（图 4a）可以看出，纯WS2衍射峰主要位于 2=34处的(101)晶面和 2=62处的(112)晶面，且(101)晶面呈优势取向生长，而活性的(101)晶面又易受到环境的影响，使得薄膜发生氧化7。在 0.5 A 溅射电流下制得的复合薄膜在 30o40o之间有明显突起的包峰而无其他衍射峰。随着 TiB2溅射电流的不断增大，1.5
39、 A 时复合薄膜中 WS2(101)的衍射峰完全消失，表明 TiB2的掺杂使 WS2中质点的规则排列遭到破坏而转化为非晶态26，说明 TiB2的掺杂阻止了 WS2长程有序生长，促使其向非晶态转变。复合薄膜中 WS2的晶格畸变使复合薄膜的机械性能提高。图 4a 中未显示出 TiB2的晶体衍射峰，说明 TiB2以无定形态存在于薄膜之中。由于溅射薄膜的厚度较小，XRD 检测深度较深，因此所有薄膜中均会检测到基材物质的存在。对复合薄膜的拉曼光谱图（图 4b）分析可知，纯 WS2薄膜中 2 个拉曼峰分别是 357 cm1的 E12g()和 417 cm1的 A1g()，2 个明显的特征指纹峰是 WS2的
40、振动峰，强度高，拉曼位移适中，容易被观测到27。TiB2的掺杂不仅会使拉曼峰位置移动，而且会导致峰强度的变化。随着 TiB2溅射电流的不断增大，WS2的振动峰出现了微小的左迁移且强度逐渐减弱，在溅射电流为 2.5 A 时完全消失，可能是由于 WS2的层间作用减弱使其对声子恢复力的贡献变小导致的28。在 240 表 面 技 术 2023 年 6 月 719、810 cm1处分别有 2 个微弱的拉曼峰存在，此位置对应于 O W O 的伸缩振动29，与复合薄膜的 XPS 谱图分析结果一致。2.2 复合薄膜的机械性能分析 硬度和弹性模量是薄膜力学性能的重要指标，利用 OliverPharr 方法分析纳
41、米压痕的加载 卸载曲线，得到薄膜的硬度和弹性模量，其中纳米硬度单位为N/mm2（即每平方毫米的压力，1 N/mm2=1 103 GPa）。复合薄膜的平均硬度、弹性模量及相关的力学性能如图 5 所示。图 5a 显示，纯 WS2薄膜的硬度为 1.31 GPa，弹性模量也仅为 47.4 GPa。随着 TiB2溅射电流从0.5 A 增大到4.0 A，复合薄膜的硬度从6.28 GPa 提高到 11.0 GPa，弹性模量从 96.6 GPa 提高到 148.2 GPa。硬度高、脆性大的陶瓷材料 TiB2的掺杂使薄膜结构变得致密，一方面可防止薄膜表面吸附氧气，阻止其氧化失效；另一方面可以有效提高其机械性能3
42、0。通常认为，塑性因子（H/E，其 中H 为硬度，E 为弹性模量）越大，薄膜的抗磨损性能越好；H3/E2反映了薄膜抗塑性变形能力的强弱，H3/E2的值越大，则薄膜的抗塑性变形能力越强31-32。从图 5b可以明显看出，相比于纯 WS2薄膜，掺杂 TiB2的复合薄膜同时具有较高的H/E 和H3/E2。随 着 TiB2溅射电流从 0.5 A 增大到 4.0 A，复合薄膜的H/E 从 0.065增大到 0.075，H3/E2从 0.027 增大到 0.062。主要是由于复合薄膜中掺杂的硬质相 TiB2均匀分布在薄膜中，改善了薄膜致密性，从而提高了薄膜抵抗塑性变形的能力。2.3 复合薄膜的摩擦学性能分
43、析 利用高温摩擦试验机测试了复合薄膜在不同温度（25、100、300、500）下的摩擦学性能，摩擦曲线变化结果如图 6 所示，平均磨损率如图 7 所示。纯 WS2薄膜在 25 下摩擦因数高且不稳定（0.10），磨损率约为 3.04105 mm3/(Nm)。薄 膜 在 100 时具有低的摩擦系数（0.034）和磨损率（1.96 105 mm3/(Nm)）。随着温 度升高 到 300，摩擦因 数升高到 0.051，磨损率也 升高 到约 6.98105 mm3/(Nm)。当温度达到 500 时，薄膜快速失效。TiB2溅射电流为 0.5 A 时制备的薄膜具有和纯 WS2薄膜相似的宽温域摩擦学性能，但由
44、于 TiB2掺入后薄膜致密且硬度升高，在宽温域（25500）下，复合薄膜具有比纯 WS2薄膜更低的磨损率。随着温度从 25 升高到 500，TiB2溅射电流为 15 A 时制备的薄膜摩擦因数先降低再逐渐升高，在 100 时具有最低的摩擦因数，其磨损率则随着温度的升高而增大。总体来 图 4 不同溅射电流下复合薄膜的 XRD 和 Raman 谱图 Fig.4 XRD and Raman spectra of composite films at different sputtering currents 图 5 不同溅射电流下复合薄膜的硬度、弹性模量（a）和H/E、H3/E2（b）Fig.5 Ha
45、rdness,elastic modulus(a)and H/E,H3/E2(b)of the composite films at different sputtering currents 第 52 卷 第 6 期 刘进龙，等：TiB2掺杂 WS2复合薄膜的宽温域摩擦学性能研究 241 图 6 不同溅射电流下的复合薄膜在不同温度下的摩擦曲线 Fig.6 Friction curves of composite films at different temperature under different sputtering currents 图 7 不同溅射电流下复合薄膜在不同温度下的磨损
46、率 Fig.7 Wear rate of composite films at different temperature under different sputtering currents 看，该薄膜在宽温域（25500）内表现出优异的摩擦学性能。TiB2溅射电流为 2.5 A 时制备的薄膜具有和 1.5 A 时制备的薄膜相似的宽温域摩擦学性能，但其摩擦因数和磨损率较高。TiB2溅射电流升高到4.0 A 时制备的薄膜在低温（300 及以下）下很快磨损失效，只有在 500 高温下能保持一定的润滑效果，摩擦因数约为 0.08，磨损率为 1.20104 mm3/(Nm)。TiB2溅射电流为 1
47、.5 A 时制备的复合薄膜经过不同温度的摩擦试验后，对对偶球磨斑和对应的磨痕形貌进行分析，结果如图 8 所示，500 下对偶球表面的磨斑面积明显变大。随着试验温度逐渐升高，对偶球磨斑处的转移膜明显从磨损表面的边缘向中心位 置移动，逐渐增多的转移膜能够有效抑制对偶球与薄膜之间的直接摩擦，从而使复合薄膜的摩擦因数降低。25、500 时的摩擦因数高于 100、300 时，主要是因为 25 时，对偶球上有效转移膜少；而高环境温度加剧了氧化程度，复合薄膜在 500 下氧化生成的 WO3和 TiO2变多。对偶球上磨屑碎片尺寸随摩擦试验温度的升高而变大，可能是因为温度的升高使得磨屑粘接到一起。由图 8a 可
48、知，25 下磨痕存在极明显的犁沟，主要是因为表面凸起的部位及带有尖角的颗粒对摩擦副产生切削，引起材料表面脱落，导致磨粒磨损，从而形成犁沟33。如 图 9a 所示，复合薄膜磨痕深度只有 0.39 m，宽度为 0.12 mm，磨损率为 1.01105 mm3/(Nm)，其 磨 损 机 理为磨粒磨损。相比温 度为 25、500 时，100、300 时形成的转移膜更为连续致密，改变了摩擦磨损类型，均质连续的转移膜隔离了对偶球与薄膜的直接接触，降低了摩擦因数。由图 8b 可知，100 时薄膜磨痕为相对较浅的犁沟，磨痕表面两边较为平滑，意味着磨屑能及时从磨痕处转移到磨痕的两边（即产生的磨屑并不会被反复碾压
49、形成明显的犁沟），所以其摩擦因数低且稳定；300 时磨痕内部犁沟加重，两侧有严重的挤压堆积，使薄膜发生塑性变形（见图 8c），但摩擦因数依旧低且稳定。300 时摩擦类型以磨粒磨损和小部分的黏着磨损为主，磨痕的深度也都保持为0.5 m。100、300 时磨损率分别为 1.57105、2.1 1 105 mm3/(Nm)，如 图 9b、c 所示。由图 8d 可知，当温度升高到 500 时，在环境温度和摩擦热的共同作用下，薄膜表面和转移膜上发生了氧化反应，磨痕深度已超过薄膜厚度，说明薄膜在 500 摩擦后已经磨穿，但此时摩擦因数仍然保持在 0.08 左右，磨损率达到 5.75105 mm3/(Nm)
50、，是典型的转移膜在起润滑作用。高温环境下生成的 WO3和 TiO2均属于 242 表 面 技 术 2023 年 6 月 图 8 TiB2溅射电流为 1.5 A 时复合薄膜在不同温度下摩擦后的磨斑和相应的磨痕形貌 Fig.8 Wear scars and corresponding wear track morphology of the composite films after friction at different temperature under TiB2 sputtering current of 1.5 A 图 9 TiB2溅射电流为 1.5 A 时复合薄膜不同温度下摩擦后的磨
