磁控濺射NiCrAlY/MoS2復(fù)合薄膜結(jié)構(gòu)與性能研究

盧金德，韋春貝，林松盛，張佳平，李浩宇，李助軍，劉怡飛，代明江，李風(fēng)，劉敏

（1.廣東工業(yè)大學(xué) 材料與能源學(xué)院，廣州 510006；2.廣東省科學(xué)院新材料研究所 現(xiàn)代材料表面工程技術(shù)國家工程實(shí)驗(yàn)室 廣東省現(xiàn)代表面工程技術(shù)重點(diǎn)實(shí)驗(yàn)室，廣州 510650；3.中國航發(fā)沈陽黎明航空發(fā)動機(jī)有限責(zé)任公司，沈陽110043；4.廣州鐵路職業(yè)技術(shù)學(xué)院 機(jī)電工程學(xué)院，廣州 510430）

隨著科技的發(fā)展，航空航天、核電等領(lǐng)域運(yùn)動部件的使用溫度不斷提高，這些運(yùn)動部件往往經(jīng)歷低溫到高溫的運(yùn)行，對表面寬溫域范圍內(nèi)的耐磨減摩性能提出了更高的要求。使用固體潤滑劑在部件表面制備固體潤滑涂層是有效的表面耐磨減摩防護(hù)手段[1-3]。常用的固體潤滑劑種類主要有軟金屬，如Ag[4]、Pb[5]等；層狀結(jié)構(gòu)物質(zhì)，如MoS2[6-7]、WS2[8]、石墨[9]等，以及金屬氧化物、氟化物[10-11]等。但這些傳統(tǒng)的固體潤滑劑在使用上都有一定的局限性，如MoS2、石墨等，在300 ℃以上會被氧化；而氧化物、氟化物等，高溫下具有良好的潤滑性能，但低溫下潤滑性能不足。研究發(fā)現(xiàn)，將固體潤滑劑添加到耐高溫金屬基涂層中形成金屬基復(fù)合涂層，使涂層既具備金屬的耐高溫優(yōu)點(diǎn)，同時兼有良好的耐磨減摩功能。李方坡等[6]利用超音速火焰噴涂技術(shù)制備了不同MoS2含量的鎳基自潤滑涂層，研究表明，MoS2的添加雖使得涂層的均勻性和致密度略有下降，但顯著提高了涂層的摩擦學(xué)性能，摩擦因數(shù)減小到0.16，耐磨性較好。童照鵬等[7]以NiCr/Cr3C2-20%MoS2復(fù)合合金粉末為原料，采用激光熔覆技術(shù)制備復(fù)合涂層。結(jié)果顯示，復(fù)合涂層具有低的磨損率，僅為基體磨損量的3.36%，且在300 ℃環(huán)境下耐磨損性能良好。NiCrAlY 涂層的化學(xué)性質(zhì)穩(wěn)定，具有優(yōu)異的抗氧化、耐高溫、耐腐蝕性能，同時具有良好的力學(xué)性能，在工程領(lǐng)域得到廣泛應(yīng)用，如燃?xì)廨啓C(jī)高溫端相關(guān)零部件（葉片、渦輪盤等）的保護(hù)涂層[12-13]。Chen 等[14-16]通過大氣等離子噴涂（APS）制備的自適應(yīng)NiCrAlY-Ag-Mo 復(fù)合涂層，在室溫至800 ℃范圍內(nèi)具有優(yōu)良的潤滑性能。但復(fù)合涂層中的Mo 和Ag 會降低涂層的粘結(jié)強(qiáng)度，且涂層存在氣孔、裂紋等缺陷，對涂層性能產(chǎn)生不利的影響。

目前寬溫域耐磨減摩涂層的研究處于起步階段，開展寬溫域耐磨減摩涂層的研究具有重要的應(yīng)用意義。并且目前制備鎳基自潤滑涂層的研究主要集中在噴涂或激光熔覆等方法，這些方法制備的涂層厚度在上百微米至毫米級，而對于許多精細(xì)部件要求涂層厚度為微米級，以上制備方法并不適用。磁控濺射技術(shù)[17]是在電磁場作用下利用電子碰撞氬原子使其電離產(chǎn)生Ar+，Ar+在電場作用下轟擊靶材，濺射出靶原子或分子沉積在基體上成膜。其制備的薄膜均勻性好、結(jié)合力較高，且結(jié)構(gòu)致密，厚度更好控制，更適用于微米涂層的制備，在精密部件表面處理中廣泛使用。吳易謙等人[18]通過磁控濺射技術(shù)在NiCrAlY 薄膜中摻雜Ag，制備NiCrAlY/Ag 復(fù)合薄膜，發(fā)現(xiàn)Ag的加入對薄膜韌性、致密度、膜/基結(jié)合力都有所改善，同時，摻雜后薄膜的摩擦因數(shù)降低到0.24，薄膜的摩擦學(xué)性能得到明顯提高。本文通過離子源輔助磁控濺射的方法在NiCrAlY 薄膜中摻雜MoS2以制備NiCrAlY/MoS2復(fù)合薄膜，研究MoS2含量對鎳基自潤滑復(fù)合薄膜微觀結(jié)構(gòu)、力學(xué)性能和摩擦學(xué)溫度穩(wěn)定性的影響。

1 試驗(yàn)

1.1 涂層制備

試驗(yàn)所用基片為GH4169 合金（φ25 mm×6 mm）和硅片（以硅片作為基片用于薄膜的截面觀察）。首先用800#、1200#、2000#砂紙依次打磨基片，拋光至鏡面效果后，分別在丙酮和乙醇溶液中超聲清洗10 min，以去除基片表面的油污，清洗后烘干，放置在鍍膜機(jī)腔體中。

采用多功能離子鍍膜機(jī)進(jìn)行NiCrAlY/MoS2復(fù)合薄膜的沉積制備。濺射靶材選用NiCrAlY 靶（NiCrAlY合金靶中元素的原子比為wNi∶wCr∶wAl∶wY=67∶22∶10∶1）和MoS2靶（純度均超過99.2%），工作氣體為純度超過99.999%的氬氣。先將真空室預(yù)抽真空至4×10–3Pa，達(dá)到本底真空度要求后，對基片表面進(jìn)行氬離子濺射轟擊清洗，清洗參數(shù)為：離子源功率300 W，氣壓0.5 Pa，偏壓–800 V，時間30 min。在清洗過程中，氬離子高速轟擊基片表面，一方面清除基體表面的氧化物，進(jìn)一步凈化表面；另一方面，提高基體表面活性，提高薄膜與基體的結(jié)合力。基體清洗完成后調(diào)節(jié)Ar 氣使得工作氣壓維持在1.0 Pa，以中頻磁控濺射MoS2靶，直流磁控濺射NiCrAlY 靶，首先在基體表面沉積200 nm 的NiCrAlY 過渡層，以提高復(fù)合薄膜和基體的結(jié)合強(qiáng)度；MoS2在薄膜中的摻雜量控制在約0%、30%、50%、70%，通過改變NiCrAlY 靶的靶電流來調(diào)節(jié)薄膜的成分含量。具體沉積工藝參數(shù)如表1 所示。

表1 NiCrAlY/MoS2 復(fù)合薄膜的沉積參數(shù)Tab.1 Deposition parameters of NiCrAlY/MoS2 composite films

1.2 性能測試

采用美國FEI Quanta 200 掃描電子顯微鏡觀察薄膜的表面形貌、截面形貌及摩擦磨損試驗(yàn)后薄膜的磨痕形貌，采用能譜儀（EDS）分析薄膜的元素成分。采用日本smartlab X 射線衍射儀進(jìn)行掠入射X 射線衍射儀（GIXRD）分析復(fù)合薄膜的相結(jié)構(gòu)，測試參數(shù)為：Cu 靶波長0.154 18 nm，掠射角度2°～3°，電壓40 kV，電流100 mA，掃描范圍10°～90°。采用 MH-5D型顯微硬度計(jì)對薄膜的顯微硬度進(jìn)行測試，試驗(yàn)載荷為25 g，保載時間為15 s，測量5 個點(diǎn)，取平均值。薄膜與基體的結(jié)合力等級評估則采用HR-150A洛氏硬度計(jì)進(jìn)行測試，載荷為150 kg。采用Leica DMI5000M 智能金相顯微鏡放大100 倍，觀察壓痕邊緣薄膜裂紋及剝落情況。采用馬弗爐在大氣環(huán)境下進(jìn)行高溫氧化試驗(yàn)，氧化溫度為400 ℃和500 ℃，氧化時間為2 h。采用球-盤式摩擦磨損試驗(yàn)儀（MTS-3000）測試薄膜在大氣環(huán)境下的摩擦磨損性能，摩擦條件為：溫度20～25 ℃，相對濕度 50%～60%，對磨球采用直徑9 mm 的Si3N4球，摩擦半徑5 mm，轉(zhuǎn)速200 r/min，法向載荷200 g，測試時間30 min。通過Bruker 公司的Dektak XT 三維表面輪廓儀測定磨痕截面輪廓，通過對截面輪廓進(jìn)行積分計(jì)算得到磨損面積，再乘以摩擦步長得到磨損體積。磨損率通過公式W=V/(SF)計(jì)算，其中W為磨損率，單位為mm3/(N·m)；V是磨損體積，mm3；S是滑動距離，m；F是載荷，N。每條磨痕取5 個點(diǎn)采集，磨損率取5 次測量的平均值。

2 結(jié)果與討論

2.1 薄膜的成分及結(jié)構(gòu)分析

NiCrAlY/MoS2復(fù)合膜各組成元素含量如表 2所示。根據(jù)EDS 能譜測試結(jié)果，不同靶電流下復(fù)合膜中MoS2原子數(shù)分?jǐn)?shù)分別為0%、30.5%、48.1%及69.8%（MoS2含量以Mo 原子和S 原子含量之和計(jì)算）。

表2 NiCrAlY/MoS2 復(fù)合薄膜成分Tab.2 The composition of the NiCrAlY/MoS2 composite films at.%

圖1 是純NiCrAlY 薄膜和NiCrAlY/MoS2復(fù)合膜的表面形貌。薄膜表面整體呈現(xiàn)出納米晶粒聚集的島狀結(jié)構(gòu)特征[18-20]，NiCrAlY 薄膜表面平整均勻且顆粒尺寸較小，薄膜表面無明顯的缺陷和孔洞，結(jié)構(gòu)致密（圖1a）。相比于NiCrAlY 薄膜，NiCrAlY/MoS2復(fù)合薄膜表面顆粒明顯長大，顆粒之間存在明顯縫隙，且每個大顆粒又由許多小顆粒構(gòu)成，呈中心高、四周低特征。隨著復(fù)合薄膜中MoS2摻雜量的增加，顆粒尺寸逐漸增大，表面孔隙亦增多。由不同MoS2含量的NiCrAlY/MoS2復(fù)合薄膜的截面形貌可以看出（如圖2），純NiCrAlY 薄膜呈均勻致密的柱狀晶生長，柱狀晶尺寸較小，柱狀晶之間沒有明顯的縫隙。NiCrAlY/MoS2復(fù)合薄膜底部的NiCrAlY 過渡層附近，晶體細(xì)小結(jié)構(gòu)致密，隨著沉積的進(jìn)行，晶粒逐漸聚集長大形成粗大的柱狀晶。隨著MoS2摻雜量的增加，晶粒團(tuán)簇程度加強(qiáng)，晶粒之間的縫隙也隨之增大。當(dāng)MoS2摻雜量達(dá)到69.8%時，復(fù)合薄膜形成了粗大的團(tuán)簇結(jié)構(gòu)，薄膜變得疏松多孔。可以看出，隨著MoS2摻雜量的增加，薄膜厚度明顯增加，沉積速率提高。NiCrAlY 薄膜沉積時金屬原子在較大的范圍內(nèi)具有一定的擴(kuò)散遷移能力，沉積原子可以通過遷移形成連續(xù)致密的薄膜。MoS2靶濺射出的原子或分子到達(dá)基體表面后形成了Mo-S 原子團(tuán)，Mo-S 原子團(tuán)再通過聚集形成更大的小島，這些小島遷移能力低，在陰影效應(yīng)作用下，小島表面生長的凸處接收到更多的原子，凹處接收的原子越來越少，最終形成了疏松結(jié)構(gòu)。

圖3 是不同MoS2含量的NiCrAlY/MoS2復(fù)合薄膜和純NiCrAlY 薄膜的XRD 圖譜。由圖3 可知，NiCrAlY 薄膜由Ni3Al 和Ni-Cr 相組成，衍射曲線上出現(xiàn)Ni3Al 相的（111）、（200）和（220）衍射峰，說明Ni 和Al 形成Ni3Al 金屬間化合物，有研究表明Ni3Al 相的出現(xiàn)與Ni、Al 的原子比有關(guān)[11,21-22]；復(fù)合薄膜中可以看到明顯的Ni-Cr 相衍射峰，主要原因是Cr 在鎳中具有較高的固溶度，因而Cr 以固溶體形式存在于鎳基體中形成Ni-Cr 相[1,19,23]。從NiCrAlY/MoS2復(fù)合薄膜的衍射曲線看，復(fù)合薄膜的物相主要為MoS2和Ni3Al 相。摻雜了MoS2后復(fù)合薄膜出現(xiàn)了微弱的MoS2（002）衍射峰，且隨著摻雜量的增加，MoS2峰越來越強(qiáng)。隨MoS2摻雜量的增加，Ni3Al 峰強(qiáng)降低，峰位寬化。這表明，隨著MoS2摻雜量的增加，薄膜內(nèi)形成了非晶或納米晶結(jié)構(gòu)[24-25]。

圖1 不同MoS2 含量的NiCrAlY/MoS2 復(fù)合薄膜的表面形貌Fig.1 Surface morphologies of NiCrAlY/MoS2 composite films with different MoS2 content

圖2 不同MoS2 含量的NiCrAlY/MoS2 復(fù)合膜截面形貌Fig.2 Cross-sectional morphologies of NiCrAlY/MoS2 composite films with different MoS2 content

圖3 NiCrAlY/MoS2 復(fù)合薄膜的XRD 譜圖Fig.3 XRD patterns of the NiCrAlY/MoS2 composite films

2.2 薄膜顯微硬度及結(jié)合強(qiáng)度分析

圖4 是不同MoS2含量NiCrAlY/MoS2復(fù)合薄膜的顯微硬度。由于薄膜厚度較薄，測試的硬度為基體硬度和薄膜硬度的綜合結(jié)果，即復(fù)合硬度。從圖4 中可以看出，純NiCrAlY 薄膜的顯微硬度值最高，隨著摻雜MoS2含量的增多，復(fù)合薄膜的平均顯微硬度依次降低。薄膜的硬度與薄膜的相組成和結(jié)構(gòu)有關(guān)。薄膜的表面和截面SEM 形貌分析表明，NiCrAlY 薄膜最致密，因此 NiCrAlY 薄膜的顯微硬度最高；NiCrAlY/MoS2復(fù)合薄膜中MoS2的摻雜使得薄膜致密性降低，且軟質(zhì)相MoS2在復(fù)合薄膜中的含量逐漸增加，因而NiCrAlY/MoS2復(fù)合薄膜的顯微硬度值隨著MoS2摻雜量的增加逐漸降低。

圖4 不同MoS2 含量的NiCrAlY/MoS2 復(fù)合膜的顯微硬度Fig.4 Microhardness of NiCrAlY/MoS2 composite films with different MoS2 content

圖5 為NiCrAlY/MoS2復(fù)合膜的壓痕形貌。由圖5 可以看出，純NiCrAlY 薄膜的膜/基結(jié)合力最好，壓痕邊緣只有少量裂紋，沒有起皺、剝落現(xiàn)象，結(jié)合力達(dá)到HF1 等級。MoS2摻雜使NiCrAlY/MoS2復(fù)合薄膜的結(jié)合強(qiáng)度有下降趨勢，復(fù)合薄膜壓痕邊緣裂紋增多，但無剝落現(xiàn)象，膜/基結(jié)合力在HF1 級。由此可見，復(fù)合薄膜與鎳合金基體具有良好的結(jié)合力。NiCrAlY 薄膜由金屬相構(gòu)成且晶粒細(xì)小、結(jié)構(gòu)致密、孔洞少，所以薄膜整體韌性較好，與基體的結(jié)合良好；當(dāng)MoS2摻雜到NiCrAlY 薄膜時，薄膜中的晶粒長大，形成粗大的柱狀晶，致密度降低，且薄膜中金屬含量減少，也降低了薄膜的韌性，使得薄膜與基體結(jié)合力稍有降低，但復(fù)合薄膜與基體仍具有良好的結(jié)合強(qiáng)度，結(jié)合等級達(dá)到HF1 級。

圖5 不同MoS2 含量NiCrAlY/MoS2 復(fù)合膜的壓痕形貌Fig.5 Micrographs of Rockwell indentation of NiCrAlY/MoS2 composite films with different content

2.3 薄膜摩擦磨損性能分析

圖6 為純NiCrAlY 薄膜和NiCrAlY/ MoS2復(fù)合膜對Si3N4球的摩擦因數(shù)曲線。由圖6 可以看出，純NiCrAlY 薄膜摩擦過程中波動較大，摩擦因數(shù)迅速上升，然后穩(wěn)定在0.72 左右，經(jīng)過10 min 摩擦實(shí)驗(yàn)后摩擦因數(shù)出現(xiàn)峰巒狀變化，說明薄膜磨損失效。復(fù)合薄膜中MoS2含量較低時，如NiCrAlY-30.5% MoS2的復(fù)合薄膜摩擦因數(shù)不穩(wěn)定，整體波動較大，平均摩擦因數(shù)約為0.6，在磨損27 min 后摩擦因數(shù)上升，薄膜接近失效。復(fù)合薄膜中MoS2的摻雜量達(dá)到48.1%時，其摩擦因數(shù)降低到0.038，摩擦過程穩(wěn)定，潤滑效果顯著。當(dāng)薄膜中MoS2的摻雜量增加到69.8%時，隨著磨損的進(jìn)行，摩擦因數(shù)從0.05 逐漸增加到0.09。摩擦因數(shù)曲線對應(yīng)的磨損率由圖7 可知，純NiCrAlY薄膜的磨損率最高，達(dá)到5.211×10–5mm3/(N·m)，而摻雜MoS2提高了復(fù)合膜的耐磨性能，隨著復(fù)合薄膜中MoS2含量的增加，其平均磨損率降低。MoS2摻雜量為69.8%時平均磨損率最小，僅為2.14×10–6mm3/(N·m)，相對于純NiCrAlY 薄膜，其磨損率降低了1 個量級以上。可見，隨摻雜MoS2含量的增加，可以增加復(fù)合膜中的潤滑相，潤滑性能提高，從而提高薄膜的耐磨性能。

圖6 不同MoS2含量的NiCrAlY/MoS2復(fù)合膜的摩擦因數(shù)曲線Fig.6 Friction coefficient curves of NiCrAlY/MoS2 composite films with different MoS2 content

圖7 不同MoS2 含量的NiCrAlY/ MoS2 復(fù)合薄膜的磨損率Fig.7 Wear rate of NiCrAlY/MoS2 composite films with different MoS2 content

圖8 NiCrAlY/MoS2 復(fù)合薄膜的磨痕形貌及截面輪廓Fig.8 Morphologies and cross-sectional profiles of wear tracks of the NiCrAlY/MoS2 composite films: (a) (b) NiCrAlY; (c)(d)30.5% MoS2; (e) (f) 48.1% MoS2; (g) (h) 69.8% MoS2

圖8 為純NiCrAlY 薄膜和NiCrAlY/MoS2復(fù)合薄膜磨痕形貌及截面輪廓圖。由圖8a 和圖8b 可知，純NiCrAlY 薄膜摩擦磨損試驗(yàn)后，磨痕寬度為300 μm左右。磨痕表面存在著犁溝、撕裂痕和大量的粘著物，表明NiCrAlY 薄膜發(fā)生了嚴(yán)重的粘著磨損，同時伴隨著磨粒磨損。NiCrAlY 薄膜為金屬膜，親和力強(qiáng)，與對磨件發(fā)生了嚴(yán)重的粘著磨損，同時產(chǎn)生的磨屑顆粒在磨痕內(nèi)形成硬質(zhì)磨粒，加速了薄膜的磨損，導(dǎo)致摩擦因數(shù)大，磨損率高，這也是純NiCrAlY 薄膜迅速失效的原因。NiCrAlY-30.5%MoS2復(fù)合膜磨痕表面主要存在大量的犁溝，同時存在少量的粘著物和撕裂痕，表明復(fù)合膜的磨損機(jī)制主要為磨粒磨損，并伴隨輕微的粘著磨損。而在MoS2摻雜量超過48.1%后，復(fù)合薄膜的磨痕表面非常光滑，只有輕微的犁溝，復(fù)合薄膜的磨損機(jī)制為輕微的磨粒磨損，磨痕深度非常淺，只有0.4～0.5 μm。

轉(zhuǎn)移膜是影響潤滑膜摩擦磨損性能的重要因素之一，當(dāng)摩擦界面形成致密的潤滑轉(zhuǎn)移膜時，這層致密的轉(zhuǎn)移膜在摩擦過程中發(fā)揮很好的自潤滑作用，從而使得摩擦過程更穩(wěn)定，降低磨損率，提高薄膜的耐磨壽命。圖9 為對磨球Si3N4表面磨痕形貌。NiCrAlY薄膜和NiCrAlY-30.5%MoS2復(fù)合薄膜對應(yīng)磨球表面存在大量的磨損碎片（圖9a 和圖9b），沒有形成致密穩(wěn)定的轉(zhuǎn)移膜，因而整個摩擦過程中，摩擦因數(shù)大，磨損率高，薄膜迅速失效。摻雜了30.5%的MoS2后，復(fù)合薄膜雖然有一定的減磨作用，但由于MoS2含量較少，復(fù)合薄膜潤滑減摩效果不太明顯。由此可知，復(fù)合薄膜中MoS2含量較少時，大量金屬的存在（相對于MoS2，金屬的摩擦因數(shù)大，易磨損）不利于致密穩(wěn)定的轉(zhuǎn)移膜形成，會使得摩擦過程中波動較大，磨損率高。隨著MoS2摻雜量的增加，NiCrAlY-48.1%MoS2和NiCrAlY-69.8%MoS2復(fù)合薄膜形成了穩(wěn)定致密的轉(zhuǎn)移膜（圖9c 和圖9d）。結(jié)合圖6 和圖7 可以看到，此時復(fù)合薄膜的摩擦因數(shù)、磨損率大幅降低，薄膜表現(xiàn)出良好的自潤滑耐磨性能。從轉(zhuǎn)移膜的EDS 結(jié)果發(fā)現(xiàn)，如表3 所示，NiCrAlY 薄膜和NiCrAlY/MoS2復(fù)合薄膜所形成的轉(zhuǎn)移膜上存在部分氧化產(chǎn)物，表面都發(fā)生了不同程度的氧化磨損。其中NiCrAlY-48.1%MoS2和NiCrAlY-69.8%MoS2復(fù)合薄膜的轉(zhuǎn)移膜上存在大量的MoSx，因而轉(zhuǎn)移膜具有良好的潤滑性能。MoS2的摻雜使得薄膜與對偶件摩擦?xí)r，能在兩摩擦表面間不斷形成一層連續(xù)穩(wěn)定的轉(zhuǎn)移膜，提高了薄膜的自潤滑性能。

圖9 NiCrAlY 薄膜和NiCrAlY/ MoS2 復(fù)合膜對磨球磨痕的SEM 圖像Fig.9 Wear track morphology of the Si3N4 counterpart paired with (a) pure NiCrAlY, (b) NiCrAlY-30.5%MoS2, (c)NiCrAlY-48.1%MoS2, (d) NiCrAlY-69.8%MoS2

表3 NiCrAlY 薄膜與NiCrAlY/MoS2 復(fù)合膜對磨球表面的EDS 結(jié)果Tab.3 EDS results of the wear track on the Si3N4 counterpart at.%

2.4 薄膜氧化試驗(yàn)分析

為了進(jìn)一步研究NiCrAlY/MoS2復(fù)合薄膜的抗高溫氧化性能，將NiCrAlY 和NiCrAlY-48.1%MoS2復(fù)合薄膜樣品分別放入400、500 ℃的馬弗爐中進(jìn)行2 h的保溫氧化處理。圖10 為NiCrAlY 和NiCrAlY-48.1%MoS2復(fù)合薄膜未經(jīng)氧化處理和經(jīng)過 400、500 ℃氧化后的XRD 圖譜。NiCrAlY 薄膜經(jīng)過500 ℃氧化后，只有少量的Al2O3、NiO 峰生成，說明薄膜具有優(yōu)異的抗氧化性能。而NiCrAlY-48.1%MoS2復(fù)合薄膜有明顯的NiO、Al2O3及MoO3物相結(jié)構(gòu)生成，且隨著氧化溫度的升高，500 ℃氧化后NiO、Al2O3及MoO3的衍射峰明顯增強(qiáng)，而MoS2的衍射峰減弱，氧化加劇。但復(fù)合薄膜中仍存在明顯的MoS2衍射峰，說明仍有部分的MoS2未被氧化。

圖10 不同溫度氧化后NiCrAlY 和NiCrAlY-48.1%MoS2復(fù)合薄膜的XRD 譜圖Fig.10 XRD patterns of NiCrAlY and NiCrAlY-48.1%MoS2 composite films after oxidation at different temperatures

對氧化后的NiCrAlY 和NiCrAlY-48.1%MoS2復(fù)合薄膜進(jìn)行摩擦磨損試驗(yàn)并與未經(jīng)氧化處理的進(jìn)行比較。結(jié)果如圖11 所示，NiCrAlY 薄膜經(jīng)高溫氧化后，氧化物的形成使得薄膜的摩擦學(xué)性能明顯提高，摩擦因數(shù)下降至0.55，且隨著氧化溫度的升高、氧化的加劇，薄膜的磨損率逐漸降低，500 ℃氧化后的薄膜磨損率降至8.94×10–6mm3/(N·m)。NiCrAlY-48.1%MoS2復(fù)合薄膜經(jīng)過400 ℃氧化后，由于有大量摩擦因數(shù)大的氧化物生成，以及大部分MoS2被氧化失效，因而氧化后的復(fù)合薄膜的摩擦因數(shù)升高到0.43。在500 ℃氧化試驗(yàn)后，薄膜的摩擦因數(shù)為0.3～0.6。但從復(fù)合薄膜的磨損率可以發(fā)現(xiàn)，400 ℃氧化后復(fù)合薄膜的磨損率反而降低至1.41×10–6mm3/(N·m)，這應(yīng)是由于薄膜在400 ℃氧化后形成部分MoO3氧化物相，這些氧化物具有一定的耐磨減摩作用，對提高薄膜的耐磨性能有利，并且薄膜中仍存在大量的MoS2，這有利于在磨損表面形成光滑釉層，從而提高復(fù)合薄膜的耐磨性能。當(dāng)氧化溫度達(dá)到500 ℃時，劇烈的氧化使得薄膜中的氧化物增多，同時潤滑相MoS2也進(jìn)一步減少，所以摩擦曲線波動較大，磨損率升高，但仍低于NiCrAlY 薄膜，說明NiCrAlY-48.1%MoS2復(fù)合薄膜具有良好的抗氧化及摩擦學(xué)性能。

圖11 不同溫度氧化后NiCrAlY 和NiCrAlY-48.1%MoS2復(fù)合薄膜的摩擦因數(shù)曲線和磨損率Fig.11 The friction coefficient curves and wear rate of NiCrAlY and NiCrAlY-48.1%MoS2 composite film after oxidation at different temperature

3 結(jié)論

1）通過離子源復(fù)合磁控濺射技術(shù)制備的NiCrAlY薄膜與NiCrAlY/MoS2復(fù)合薄膜為柱狀晶結(jié)構(gòu)，隨著MoS2摻雜量的增加，薄膜表面顆粒尺寸增大、孔洞增多，薄膜致密性逐漸降低。NiCrAlY 薄膜中主要由Ni3Al、Cr 組成；摻雜MoS2后，NiAl3晶粒細(xì)化，復(fù)合薄膜以非晶或納米晶形式存在。

2）MoS2摻雜降低了薄膜的硬度，NiCrAlY 薄膜硬度為503HV，隨著MoS2含量的增加，NiCrAlY/MoS2復(fù)合薄膜硬度逐漸降低到336HV。復(fù)合薄膜與基體具有良好的結(jié)合力，結(jié)合力等級達(dá)到HF1 級。

3）MoS2摻雜提高了薄膜的摩擦學(xué)性能，隨著MoS2含量的增加，摩擦因數(shù)大幅下降，磨損率也呈降低趨勢；MoS2摻雜量為48.1%～69.8%時，復(fù)合膜的摩擦因數(shù)為0.038～0.09，平均磨損率最小，達(dá)到2.14×10–6mm3/(N·m)，表現(xiàn)出良好的自潤滑耐磨性能。

4）NiCrAlY 和NiCrAlY-48.1%MoS2薄膜經(jīng)過400 ℃和500 ℃氧化2 h 后，NiCrAlY 薄膜氧化后形成NiO、Al2O3相，氧化物的形成有利于提高NiCrAlY薄膜的摩擦學(xué)性能，500 ℃氧化后磨損率降至8.94×10–6mm3/(N·m)。NiCrAlY-48.1%MoS2氧化后形成NiO、Al2O3、MoO3相，但仍有部分MoS2未被氧化失效；經(jīng)過氧化后復(fù)合薄膜仍表現(xiàn)出良好的耐磨性能，經(jīng)過400 ℃氧化后，磨損率降至1.41×10–6mm3/(N·m)。