蔡 群 蒲吉斌

(1.中國(guó)科學(xué)院寧波材料技術(shù)與工程研究所,中國(guó)科學(xué)院海洋新材料與應(yīng)用技術(shù)重點(diǎn)實(shí)驗(yàn)室，浙江省海洋新材料與防護(hù)技術(shù)重點(diǎn)實(shí)驗(yàn)室 浙江寧波 315201；2.寧波大學(xué)機(jī)械工程與力學(xué)學(xué)院 浙江寧波 315211)

隨著航空、航天、熱核、能源動(dòng)力工程等高技術(shù)領(lǐng)域的迅猛發(fā)展，需要在高溫、高速和高載等苛刻工況下運(yùn)轉(zhuǎn)的機(jī)械設(shè)備越來(lái)越多，導(dǎo)致機(jī)械系統(tǒng)的高溫摩擦磨損問(wèn)題日益突出，而使用性能優(yōu)良的固體潤(rùn)滑材料是延長(zhǎng)機(jī)械零部件高溫使役壽命的有效途徑[1-4]。

至今，已有大量研究致力于改善運(yùn)動(dòng)摩擦副的耐磨性能，其中物理氣相沉積(PVD)等表面改性技術(shù)應(yīng)用廣泛。較之于其他表面處理方法，PVD沉積鍍膜材料適應(yīng)性好，工藝環(huán)保，靈活多變，鍍層質(zhì)量?jī)?yōu)異，膜層均勻致密、附著力強(qiáng)、耐腐蝕性好。高硬度金屬氮化物陶瓷薄膜兼具良好的力學(xué)性能(如高強(qiáng)度、低線膨脹系數(shù)、抗塑性變形、抗疲勞和沖擊強(qiáng)度等)和耐磨耐腐蝕性能，被廣泛作為防護(hù)涂層應(yīng)用[5-10]。CrN護(hù)涂是工業(yè)領(lǐng)域中使用最為廣泛的二元過(guò)渡金屬氮化物硬質(zhì)涂層之一。CrN 涂層可達(dá)到較高的沉積速率，且工藝較易控制；涂層具有優(yōu)異的耐磨性，尤其在抗微動(dòng)磨損方面；其抗氧化溫度高達(dá)700 ℃，但其硬度僅約為18 GPa[11]。為了進(jìn)一步提高硬質(zhì)涂層的力學(xué)性能及改善其摩擦磨損性能，研究者們嘗試添加一種或多種金屬元素如Ni、Al和非金屬元素如Si、C等來(lái)提高硬質(zhì)涂層的綜合性能。通過(guò)摻雜一種或多種元素，可改變涂層晶格常數(shù)、電阻、結(jié)構(gòu)等，從而提高硬質(zhì)薄膜的性能。WO等[12]沉積了CrN/Ni涂層并研究其損傷機(jī)制，發(fā)現(xiàn)添加Ni元素有助于提高CrN涂層的韌性。KIM等[13]制備了CrN/Zr涂層，發(fā)現(xiàn)隨著Zr含量的增加，涂層組織更加致密，硬度(可達(dá)34 GPa)和磨損性能均得到了較大的改善。KAWATE、CHIM等[14-15]研究發(fā)現(xiàn)，引入Al元素能夠在涂層表面形成一層較薄的(Cr，Al)2O3，因而CrAlN涂層具有較好的力學(xué)性能和抗氧化性。HU等[16]利用陰極弧離子鍍制備了Cr0.36Al0.59Ta0.05N和Cr0.31Al0.59Ta0.10N，發(fā)現(xiàn)Ta元素有利于提高CrAlN涂層的硬度及熱穩(wěn)定性，但由于Ta氧化物的早期形成，降低了涂層的抗氧化性。SNCHEZ-LPEZ等[17]研究了Y和Zr元素對(duì)CrAlN涂層的影響，結(jié)果表明，Y元素尤其是Zr的加入有利于Cr2O3相對(duì)于CrO2的優(yōu)先形成，從而改善了CrAlN涂層的摩擦和磨損性能。CHANG和LAI[18]在鈦合金切削工具表面制備了CrAlSiN硬質(zhì)涂層，涂層的硬度約為36 GPa，且在高溫700 ℃退火處理后仍保持其高硬度。然而在實(shí)際高溫服役工況下，這類(lèi)金屬或非金屬元素的添加雖有利于力學(xué)性能及耐磨性的提高，但涂層的摩擦因數(shù)一般都比較高(0.4～1.0),不具有自潤(rùn)滑性能，直接影響涂層的綜合防護(hù)性能、使用壽命、穩(wěn)定性和可靠性，且涂層本身脆性比較大。

銀有較低的臨界剪切應(yīng)力(0.588 MPa)和特有的熱化學(xué)穩(wěn)定性，近年來(lái)研究人員嘗試?yán)密浗饘巽y來(lái)改善硬質(zhì)涂層的高溫潤(rùn)滑性能，證明銀是重要的高溫固體潤(rùn)滑材料[19]。為了使涂層適應(yīng)各種不同的工況條件，研究人員還考察了涂層在各種環(huán)境下的摩擦磨損性能。但是，目前對(duì)涂層摩擦學(xué)的研究工作主要集中在干摩擦、水及油潤(rùn)滑環(huán)境條件下[19-20]，而針對(duì)真空高溫等復(fù)雜環(huán)境下機(jī)械運(yùn)轉(zhuǎn)設(shè)備摩擦學(xué)性能的研究較少。因此，本文作者采用中頻磁控濺射系統(tǒng)沉積了CrN和CrN/Ag薄膜，對(duì)比研究了薄膜的化學(xué)成分、微觀結(jié)構(gòu)、機(jī)械與力學(xué)性能及摩擦學(xué)性能，并詳細(xì)分析了2種薄膜在真空環(huán)境不同溫度條件下自身的潤(rùn)滑特性及Ag擴(kuò)散對(duì)高溫摩擦學(xué)性能的影響，這對(duì)氮化物陶瓷薄膜在真空高溫苛刻工況下的應(yīng)用具有一定的參考價(jià)值。

1 試驗(yàn)部分

1.1 樣品制備

利用中頻直流磁控濺射技術(shù)在316L不銹鋼(3 cm×3 cm×1.5 mm)和硅片表面沉積CrN涂層和CrN/Ag涂層。首先將基體表面依次使用400、800、1 200、1 500、2 000、3 000、5 000和7 000目水磨砂紙打磨拋光，然后在丙酮、去離子水及乙醇溶液中分別超聲清洗15 min，最后用流動(dòng)的氮?dú)獯蹈珊笱b入鍍膜系統(tǒng)腔體內(nèi)。薄膜沉積前，先將真空室預(yù)抽至真空度1×10-3Pa后通入高純氬氣(99.99%)，將基體的偏壓設(shè)置為-400 V，利用氬等離子體清洗基體20 min以除去表面的氧化層及雜質(zhì)；然后調(diào)節(jié)偏壓至-60 V，在氬氣氣氛中濺射純Cr靶10 min，沉積Cr層作為過(guò)渡層，以提高薄膜與基底之間的結(jié)合強(qiáng)度；之后通入N2(99.99%)，同時(shí)濺射調(diào)節(jié)Cr靶(99.95%)和Ag靶(99.99%)，Cr靶電流為4 A，Ag靶電流為0.6 A，設(shè)置N2流量為24 sccm，沉積4 h得到CrN涂層及CrN/Ag復(fù)合涂層。

1.2 結(jié)構(gòu)表征及力學(xué)與摩擦學(xué)性能測(cè)試

采用配備EDS場(chǎng)發(fā)射掃描電子顯微鏡(FE-SEM) (FEI Quanta FEG 250)分析涂層的表面形貌和截面特征;利用掃描探針顯微鏡(SPM)測(cè)試2種涂層的三維微觀形貌，并獲得精準(zhǔn)可靠的表面粗糙度值;利用透射電子顯微鏡(TEM，Tecnai F20，USA)深入分析涂層截面結(jié)構(gòu);通過(guò)X 射線衍射計(jì)(XRD，Bruker D8)測(cè)試涂層的微觀結(jié)構(gòu)，其中所用Cu-Kα射線的波長(zhǎng)λ= 0.154 nm，掠入射角為2°，掃描范圍為10°≤2θ≤90°，掃描速度為4°/min，步長(zhǎng)為0.02°。

涂層的結(jié)合力由劃痕儀(CSM Revetest)測(cè)定,加載范圍為0～60 N,劃痕長(zhǎng)度為5 mm，速度2.5 mm/min。利用MTS 納米壓痕儀(Nano Indenter G200)通過(guò)連續(xù)剛度法對(duì)選區(qū)進(jìn)行加卸載實(shí)驗(yàn)獲得涂層的硬度值。在測(cè)試過(guò)程中，每個(gè)樣品設(shè)置6個(gè)測(cè)試點(diǎn)，每個(gè)測(cè)試點(diǎn)的最大壓痕深度為1 000 nm。通過(guò)場(chǎng)發(fā)射掃描電子顯微鏡(SEM,S4800)分析劃痕形貌和損傷特征。

薄膜的摩擦學(xué)性能由真空摩擦磨損試驗(yàn)機(jī)(CSM)測(cè)定，真空度在低于4×10-9MPa的情況下開(kāi)始測(cè)試。 選定直徑6 mm的GCr15球和ZrO2球作為摩擦配副，對(duì)樣品施加的法向載荷為5 N，滑動(dòng)頻率設(shè)定為5 Hz,摩擦軌道的直徑為5 mm,采樣頻率為50 Hz,往復(fù)循環(huán)9 000次，自動(dòng)記錄相對(duì)滑動(dòng)過(guò)程中的摩擦因數(shù)。磨痕剖面輪廓由Alpha -Step IQ 輪廓儀測(cè)試獲得，磨損率ω根據(jù)經(jīng)典磨損方程計(jì)算：ω=V/(d·L)，其中V表示磨損體積(m3)，d表示滑動(dòng)距離(m)，L表示法向載荷(N)。每種條件下薄膜的摩擦磨損試驗(yàn)重復(fù)3次，給出的摩擦因數(shù)和磨損率等數(shù)值均為3次試驗(yàn)數(shù)據(jù)的平均值。此外，樣品的磨損形貌由掃描電子顯微鏡(SEM,FEI Quanta FEG 250)表征，磨球的磨斑形貌由光學(xué)顯微鏡觀察，采用EDS分析磨損表面的元素分布。

2 試驗(yàn)結(jié)果與討論

2.1 涂層的成分厚度

表1給出了2種涂層的成分及涂層厚度。由EDS能譜儀測(cè)得CrN涂層中各原子分?jǐn)?shù)為56.36% Cr、 43.22% N及0.42% O。而CrN/Ag涂層中含有原子分?jǐn)?shù)13.15% Ag，Cr元素原子分?jǐn)?shù)為48.47%，同樣檢測(cè)出0.36% O，說(shuō)明CrN及CrN/Ag涂層在沉積過(guò)程中均有微弱氧化。

表1 CrN、CrN/Ag涂層的成分及厚度Table 1 The chemical composition and thickness of CrN and CrN/Ag coatings

2.2 涂層的微觀結(jié)構(gòu)

圖1所示是采用激光共聚焦顯微鏡(CLSM)觀察得到的 CrN涂層和CrN/Ag涂層的表面形貌。從圖1(a)可以看出,CrN涂層表面有大量的空隙存在，柱狀毛刺尖銳，空隙分布比較均勻，粗糙度值為21.2 nm。而在CrN/Ag涂層中，涂層的表面粗糙度降低至17.2 nm，明顯低于CrN涂層,如圖1(b)所示。

圖1 CrN和CrN/Ag 涂層的表面粗糙度Fig 1 The roughness of CrN coating (a) and CrN/Ag coating (b)

2種涂層的表面形貌如圖2(a)和(b)所示。CrN/Ag復(fù)合涂層表面致密，晶粒細(xì)小，而CrN涂層表面晶粒粗大。圖2(c)和(d)給出了2種薄膜的截面形貌。 CrN涂層呈現(xiàn)柱狀晶結(jié)構(gòu)，結(jié)構(gòu)疏松，可以清楚看到薄膜生長(zhǎng)方向，且涂層中間部分出現(xiàn)弧形裂紋；而CrN/Ag涂層結(jié)構(gòu)緊湊，柱狀結(jié)構(gòu)不明顯，結(jié)構(gòu)細(xì)小致密，相對(duì)于CrN薄膜而言，摻銀后截面缺陷少。

圖2 CrN和CrN/Ag涂層的表面與截面形貌Fig 2 Surface and cross-sectional morphologies of CrN and CrN/Ag coatings (a)CrN coating surface;(b)CrN/Ag coating surface;(c)CrN coating cross-section;(d)CrN/Ag coating cross-section

圖3顯示了涂層的XRD譜圖。可以看出，CrN涂層不同晶面對(duì)應(yīng)的衍射峰，無(wú)單一強(qiáng)峰，表明涂層無(wú)擇優(yōu)取向；而CrN/Ag薄膜中(111)和(200)方向上的CrN及Ag衍射峰強(qiáng)度大大增加，說(shuō)明此方向上的結(jié)晶程度高。Ag的添加改變了涂層的生長(zhǎng)方向，細(xì)化了涂層的晶粒，促進(jìn)了CrN相形核。且這2個(gè)方向上的衍射峰寬化，這是由于CrN與Ag的(111)及(200)面衍射角非常接近，兩者在此方向上的衍射峰均有所重疊。且CrN/Ag涂層的所有衍射峰均向高角度位移，表明和CrN薄膜相比，CrN/Ag薄膜的晶格常數(shù)減小。

圖3 CrN和CrN/Ag涂層的X射線衍射圖Fig 3 XRD patterns of CrN and CrN/Ag coatings

圖4所示為CrN和CrN/Ag涂層的截面形貌及高分辨圖片。圖4(a)結(jié)果表明CrN涂層呈現(xiàn)明顯的柱狀晶結(jié)構(gòu)，相鄰柱狀結(jié)構(gòu)出現(xiàn)白色晶界，表明生長(zhǎng)方向相同且致密。圖4(b)及圖4(c)分別給出了柱狀結(jié)構(gòu)的高分辨及選區(qū)衍射圖。高分辨圖上顯示了CrN(111)及CrN(200)相對(duì)應(yīng)的晶格條紋，且由于沉積過(guò)程的堆垛層錯(cuò)導(dǎo)致了CrN(200)面的孿晶形成。電子選區(qū)衍射圖能直觀地檢測(cè)到4種不同CrN晶面，這與XRD的測(cè)試結(jié)果是一致的。由于(220)和(311)面的晶格間距較小，并未在高分辨圖上發(fā)現(xiàn)與其對(duì)應(yīng)的晶格條紋。圖4(d)展示了CrN/Ag涂層的普通形貌。CrN/Ag涂層同樣以柱狀結(jié)構(gòu)生長(zhǎng)，由于銀元素的含量較高，質(zhì)軟且易滑移，通過(guò)Fib制樣時(shí)導(dǎo)致了柱狀結(jié)構(gòu)表面“鱗片”的形成。圖4(e)中出現(xiàn)的莫爾條紋主要是由于亞晶粒重疊造成的。此外，明顯看到2種不同的晶格條紋，晶格間距分別是0.235和0.238 nm，分別對(duì)應(yīng)Ag(111)和CrN(111)，由于CrN與Ag不同晶面間距差別很小，選區(qū)衍射圖上兩者衍射環(huán)有所重疊。

圖4 CrN 和CrN/Ag 涂層的明場(chǎng)像，高分辨圖片及選區(qū)電子衍射圖Fig 4 The bright field、HRTEM and SAED images of CrN and CrN/Ag coatings (a) bright field of CrN coating; (b) HRTEM of CrN coating;(c) SAED of CrN coating;(d)bright field of CrN/Ag coating; (e) HRTEM of CrN/Ag coating;(f) SAED of CrN/Ag coating

2.3 涂層的力學(xué)性能2.3.1 涂層的結(jié)合力

對(duì)2種涂層的結(jié)合力進(jìn)行了測(cè)試，其中CrN涂層的結(jié)合力Lc2為19.2 N，而CrN/Ag涂層的結(jié)合力Lc2為25.6 N。圖5和圖6示出了2種涂層的劃痕形貌，可見(jiàn)2種涂層的劃痕形貌區(qū)別較大。如圖5所示，CrN涂層區(qū)域1處裂紋細(xì)小，有很多碎屑，裂紋處均出現(xiàn)蚊須狀剝落碎片；從區(qū)域2處可清楚看出，劃痕邊緣有大量碎片，涂層大面積整體剝落，為脆性剝落。如圖6所示，CrN/Ag涂層區(qū)域1處脆性裂紋較多，裂口寬深；區(qū)域2處劃痕邊緣較規(guī)整，相比CrN涂層，在相同法向載荷的作用下，并未出現(xiàn)大的剝落碎片，二者失效形式均為脆性破壞。Ag為軟質(zhì)金屬，滑動(dòng)過(guò)程中銀的黏滑作用使得CrN涂層不易大片剝落，從而改善了涂層的結(jié)合力；Ag元素添加使得涂層的脆性有所減小，在相同載荷下，膜基結(jié)合強(qiáng)度有所提高。

圖5 CrN涂層劃痕及形貌Fig 5 Scratch tracks and morphologies of CrN coating (a)scratch tracks of CrN coating; (b)morphology of region 1;(c)morphology of region 2

圖6 CrN/Ag涂層劃痕及形貌Fig 6 Scratch tracks and morphologies of CrN/Ag coating (a)scratch tracks of CrN/Ag coating; (b)morphology of region 1;(c)morphology of region 2

2.3.2 涂層的硬度與彈性模量

圖7給出了2種涂層的納米硬度曲線。隨著壓入深度的增加，硬度曲線呈上升趨勢(shì)，深度約500 nm時(shí)趨于定值，這與文獻(xiàn)[21]中的趨勢(shì)是一致的。CrN/Ag涂層在不同的壓入深度對(duì)應(yīng)的硬度值均小于CrN涂層，然而CrN/Ag涂層硬度雖有降低，但相較于CrN涂層，CrN/Ag涂層硬度隨深度變化較小。表2給出了涂層平均硬度與彈性模量。可見(jiàn)，添加Ag元素后CrN/Ag涂層硬度值有一定程度的下降，這是因?yàn)锳g元素本身質(zhì)軟，延展性好，易變形。H/E是用來(lái)評(píng)價(jià)涂層抗彈性應(yīng)變失效能力的重要指標(biāo)，研究表明，H/E比值越高，涂層的承載能力越好。文中分別對(duì)CrN和CrN/Ag涂層的H/E值進(jìn)行了計(jì)算，結(jié)果如表2所示。可見(jiàn)，相對(duì)于CrN涂層，CrN/Ag涂層的承載能力有所下降。

圖7 CrN及CrN/Ag涂層的硬度Fig 7 The hardness of CrN and CrN/Ag coatings

表2 CrN和CrN/Ag涂層的納米壓痕測(cè)試結(jié)果Table 2 Nanoindention results of CrN and CrN/Ag coatings

2.4 CrN與CrN/Ag涂層的摩擦學(xué)性能

圖8(a)給出了真空不同溫度環(huán)境下CrN與CrN/Ag涂層同GCr15鋼球?qū)δΦ钠骄Σ烈驍?shù)?？梢钥闯觯S著溫度的升高，CrN與CrN/Ag涂層摩擦因數(shù)整體呈下降的趨勢(shì)。這是因?yàn)?，?duì)于CrN涂層，由于摩擦表面溫度升高，使得鍍層軟化而減小了剪切強(qiáng)度和降低了黏著力，從而使摩擦因數(shù)減?。欢鴮?duì)于CrN/Ag涂層，主要是由于銀為面心立方晶體，具有比較低的臨界剪切應(yīng)力，易于發(fā)生晶間滑移，高溫條件下銀擴(kuò)散至涂層表面形成了自潤(rùn)滑層[22-25]，從而大幅降低了摩擦因數(shù)。真空100～200 ℃時(shí)CrN/Ag涂層摩擦因數(shù)有所增加，這是因?yàn)橥繉颖砻媸軠囟扔绊戃浕?，產(chǎn)生大量的黏附物，摩擦表面粗糙且變形程度較大，增加了滑動(dòng)過(guò)程中的剪切阻力，導(dǎo)致摩擦因數(shù)有所增加。但當(dāng)溫度繼續(xù)升高時(shí)，熱驅(qū)動(dòng)力加速了Ag的擴(kuò)散，誘導(dǎo)了表面潤(rùn)滑銀膜的形成，潤(rùn)滑效果更為明顯。因而摩擦因數(shù)再次下降。

圖8(b)給出了2種涂層磨損率試驗(yàn)結(jié)果。CrN/Ag涂層的磨損率明顯比CrN涂層小，這是因?yàn)?，雖然CrN/Ag涂層的硬度比CrN涂層小，但高溫產(chǎn)生的熱動(dòng)力驅(qū)動(dòng)誘導(dǎo)Ag擴(kuò)散于滑動(dòng)表面，形成了低摩擦反應(yīng)膜，降低了摩擦和磨損；且真空環(huán)境下Ag不易氧化失效，保障了摩擦表面潤(rùn)滑劑的持續(xù)供給，因而CrN/Ag涂層的磨損率相對(duì)于CrN涂層大幅下降。圖8(b)中，300 ℃時(shí)CrN/Ag涂層的磨損率明顯低于400 ℃條件下的磨損率，說(shuō)明溫度升高雖有利于Ag的擴(kuò)散和潤(rùn)滑膜的形成，但摩擦過(guò)程中材料表面被碾壓變形較為嚴(yán)重，材料塑性流動(dòng)加劇，材料轉(zhuǎn)移量加大，從而磨損率增大。

圖8 真空不同溫度環(huán)境下CrN與CrN/Ag涂層同GCr15鋼球?qū)δΦ钠骄Σ烈驍?shù)及磨損率Fig 8 Average friction coefficient(a)and wear rate(b) of CrN and CrN/Ag coatings against GCr15 ball at various temperatures in vacuum

真空不同溫度環(huán)境下CrN/Ag涂層與GCr15鋼球?qū)δ蟮哪ズ坌蚊布澳デ蚰グ呷鐖D9所示。真空室溫下，磨痕表面有犁溝形成，除此之外還有黏合層的存在，磨損機(jī)制主要為黏著磨損和磨粒磨損，磨球磨損直徑達(dá)1 000 μm。溫度為200 ℃時(shí)，磨痕表面僅有少量黏著層，并未出現(xiàn)明顯的犁溝，摩擦過(guò)程中發(fā)生了類(lèi)似機(jī)械拋光作用，只有少量的材料轉(zhuǎn)移形成的釉層，主要以黏著磨損為主。而400 ℃時(shí)磨痕表面出現(xiàn)了一些微小針孔，這是由于升溫過(guò)程中，鑲嵌于涂層中的銀顆粒不斷向磨損表面擴(kuò)散，使得銀元素有一定的損失，導(dǎo)致涂層的局部孔隙增加。此時(shí)，磨球磨損直徑為891 μm，與磨損率的結(jié)果一致。

圖9 真空不同溫度環(huán)境下CrN/Ag涂層同GCr15鋼球?qū)δ蟮哪ズ奂澳グ咝蚊睩ig 9 Wear tracks and wear spot morphologies against GCr15 ball at various temperatures in vacuum (a)wear track at 25 ℃;(b)wear track at 200 ℃;(c)wear track at 400 ℃;(d)wear spot at 25 ℃;(e)wear spot at 200 ℃;(f)wear spot at 400 ℃

圖10給出了真空400 ℃條件下CrN/Ag涂層與GCr15鋼球?qū)δ蟮哪ズ鄣腅DS結(jié)果。結(jié)果表明，磨損表面Cr、N、Ag元素富集，存在少量的O元素是由于摩擦之后的微量氧化所致。Ag元素的分布較為均勻，說(shuō)明高溫?zé)狎?qū)動(dòng)力的誘導(dǎo)形成了潤(rùn)滑膜。基于Gibbs-Thomson效應(yīng)和Ostwald熟化理論，由于硬質(zhì)陶瓷涂層通常結(jié)構(gòu)比較致密，銀顆粒只能存在于晶界缺陷的納米空隙中，從而限制了較大銀顆粒在硬質(zhì)基體中繼續(xù)生長(zhǎng)。因此，銀原子只能通過(guò)這些納米空隙擴(kuò)散至薄膜表面，并在薄膜表面不斷長(zhǎng)大，最終形成一層連續(xù)的潤(rùn)滑膜，從而大大降低摩擦因數(shù)[26-27]。

圖11給出了真空不同溫度環(huán)境下CrN與CrN/Ag涂層同ZrO2陶瓷球?qū)δΦ钠骄Σ烈驍?shù)及磨損率。高溫下，2種涂層與ZrO2陶瓷球?qū)δΦ哪Σ烈驍?shù)區(qū)別較大，其中CrN涂層的摩擦因數(shù)隨溫度升高無(wú)明顯規(guī)律，且摩擦因數(shù)非常高，而CrN/Ag涂層摩擦因數(shù)隨著溫度升高呈降低趨勢(shì)。400 ℃時(shí)CrN/Ag涂層的摩擦因數(shù)最小為0.201，而磨損率卻在真空100 ℃條件下取得最小值1.05×10-5mm3/(N·m)。與ZrO2陶瓷球?qū)δr(shí)涂層的磨損率整體上比與GCr15鋼球?qū)δr(shí)的磨損率高，磨損率增加了幾乎一個(gè)數(shù)量級(jí)。這是因?yàn)閆rO2球的硬度比較大，在摩擦滑動(dòng)過(guò)程中對(duì)涂層的破壞作用更明顯，且在高溫作用下使摩擦表面擠壓形變，增加了摩擦表面材料的轉(zhuǎn)移量。

圖12示出了CrN/Ag涂層同ZrO2球在真空不同溫度環(huán)境下對(duì)摩后的磨痕及磨球磨斑形貌。與GCr15鋼球相比，涂層在不同溫度下與ZrO2球?qū)δπ纬傻哪ズ蹞p傷面積較大。與ZrO2球?qū)δr(shí)，涂層室溫下主要以磨粒磨損與黏著磨損為主；200 ℃下涂層表面存在磨損碎片及剝落坑，磨損表面相對(duì)平整，表明摩擦過(guò)程主要為黏著磨損；400 ℃時(shí)涂層部分區(qū)域大片剝落，磨損較為嚴(yán)重，磨球磨斑直徑最小為873 μm。由于ZrO2陶瓷摩擦副材料性質(zhì)穩(wěn)定，摩擦過(guò)程損失較小，隨著溫度的升高，磨損機(jī)制主要表現(xiàn)為軟的粗糙峰與硬表面的磨粒磨損，表面的破壞形式為擦傷和鱗片狀剝落。

圖12 真空不同溫度環(huán)境下CrN/Ag涂層同ZrO2球?qū)δ蟮哪ズ奂澳グ咝蚊睩ig 12 Wear tracks and wear spot morphologies of CrN/Ag coating against ZrO2 ball at various temperatures in vacuum (a)wear track at 25 ℃;(b)wear track at 200 ℃;(c)wear track at 400 ℃; (d)wear spot at 25 ℃;(e)wear spot at 200 ℃;(f)wear spot at 400 ℃

通過(guò)對(duì)比相同條件下CrN涂層分別與GCr15球和ZrO2陶瓷球?qū)δΦ哪Σ烈驍?shù)，可以發(fā)現(xiàn)與ZrO2陶瓷球?qū)δΦ哪Σ烈驍?shù)遠(yuǎn)高于與GCr15球?qū)δΦ哪Σ烈驍?shù)；由于ZrO2陶瓷摩擦副材料性質(zhì)穩(wěn)定，真空摩擦過(guò)程中熱傳遞相對(duì)較小，摩擦表面溫度升高，磨損面的磨粒磨損與黏著磨損嚴(yán)重，材料損失量加劇，磨損率相比與GCr15鋼球?qū)δr(shí)更大。

對(duì)比相同條件下CrN/Ag涂層分別與GCr15球和ZrO2陶瓷球?qū)δΦ哪Σ烈驍?shù)，發(fā)現(xiàn)與ZrO2陶瓷球?qū)δΦ哪Σ烈驍?shù)遠(yuǎn)低于與GCr15球?qū)δΦ哪Σ烈驍?shù)且保持較低的數(shù)值。陶瓷球熱傳遞效果不如鋼球，摩擦表面溫度升高，涂層內(nèi)的銀在溫度誘導(dǎo)的作用下通過(guò)結(jié)構(gòu)間隙聚集于磨損面形成潤(rùn)滑膜，故而摩擦因數(shù)隨著溫度升高而降低。隨著摩擦?xí)r間的延長(zhǎng)，銀的擴(kuò)散及消耗加劇，涂層整體磨損率高于同GCr15球?qū)δr(shí)的磨損率。

3 結(jié)論

(1) 添加Ag元素以后，Ag以單質(zhì)形式存在于CrN/Ag涂層中，雖減小了涂層的硬度及承載能力，但結(jié)合強(qiáng)度增加。劃痕儀測(cè)試結(jié)果表明，CrN涂層與CrN/Ag涂層均為脆性破壞，而金屬銀質(zhì)軟，改善了膜基結(jié)合強(qiáng)度。

(2)真空條件下與GCr15球?qū)δr(shí)，隨著溫度的升高，CrN與CrN/Ag涂層摩擦因數(shù)呈下降的趨勢(shì)。其中CrN涂層由于摩擦表面溫度升高，使得鍍層軟化而減小了剪切強(qiáng)度和降低了黏著力，從而使摩擦因數(shù)減?。籆rN/Ag涂層主要是由于銀為面心立方晶體，具有比較低的臨界剪切應(yīng)力，易于發(fā)生晶間滑移，高溫條件下銀擴(kuò)散至涂層表面形成了自潤(rùn)滑層，從而大幅降低了摩擦因數(shù)。與GCr15球?qū)δr(shí)涂層磨損機(jī)制為黏著磨損，表面破壞以材料黏著轉(zhuǎn)移為主。與ZrO2球?qū)δr(shí)，由于熱傳遞不如鋼球，CrN及CrN/Ag涂層磨損率相對(duì)較大。

(3) 真空環(huán)境下減少了銀的氧化失效，Ag能提供持續(xù)潤(rùn)滑，導(dǎo)致CrN/Ag涂層比CrN涂層具有更低的磨損率，更好的耐磨性。