2. 中国科学院宁波材料技术与工程研究所 中国科学院海洋新材料与应用技术重点实验室，宁波 315201
2. Key Laboratory of Marine Materials and Related Technologies, Ningbo Institute of Materials Technology and Engineering, Chinese Academy of Sciences, Ningbo 315201, China
TM-Si-N是指在过渡金属氮化物TM-N (TM=Ti，Cr，Zr，V，W)中掺杂硅(Si)元素形成的三元体系。作为主流的硬质防护涂层之一，TM-Si-N涂层受到表面工程研究者的青睐，部分涂层样品已经应用在实际生产中。我国青岛化工学院李世值教授首次用化学气相沉积(CVD)方法制备Ti-Si-N涂层，发现Si掺杂可以使TiN涂层的硬度从26 GPa提高到62 GPa[1]。随后，研究者们在其他过渡金属氮化物体系中也发现了Si掺杂的超硬效应。除超硬效应外，Si掺杂还能大幅度提高涂层的热稳定、高温抗氧化、耐磨损等性能。微观结构研究表明，Si掺杂能减少涂层的晶粒尺寸，降低涂层的表面粗糙度，呈现出细晶效应；并且，在合适的热力学和动力学条件下，TM-Si-N三元体系能够形成SiNx非晶包裹TM-N纳米晶的纳米复合结构[2-4]。
TM-Si-N涂层的硬度与涂层微观结构紧密相关。随着Si含量增加，涂层由典型的柱状晶结构逐渐演变为致密的纳米复合结构，硬度提高60%[5]。随着Si含量进一步增加(通常原子数分数<10%)，硬度出现极大值；但如继续增加Si含量，硬度值则会缓慢回落[6-8]。相比较而言，热稳定性和抗高温氧化性则需要Si含量较高。在1 100 K高温下，ZrN的氧化反应常数接近50，而含10% Si的ZrSiN涂层的氧化反应常数却仅有0.3，反应常数降低了两个数量级[9]。Cr-Si-N涂层表现出良好的耐蚀和耐磨性能。在人造海水中(3.5% NaCl)，Cr-Si-N涂层腐蚀电位为−150 mV，比316 L的腐蚀电位−270 mV高120 mV。同时，在海水中的磨损率也降低一个量级[10]。随着Si含量的增加，磨道上易形成包含Si(OH)2润滑相的钝化层，能够降低摩擦因数，并能起一定隔离腐蚀媒质的作用。综合VN润滑性和非晶包裹纳米晶复合结构的优势，课题组在前期工作中开发了V-Si-N耐磨涂层。与M2高速钢相比，V-Si-N涂层的硬度提高2倍，摩擦因数降低了70%、磨损率降低了2~3个数量级[11]。Si掺杂形成的纳米复合结构能提高晶界强度，抑制柱状晶结构的晶间开裂；摩擦化学反应产生氧化物则能降低摩擦因数[12]。结合成分和结构的优势，获得了涂层耐磨损能力的大幅度提高。
与VN相似，W2N的氧化物(WO3)具有自润滑特性。基于前期涂层设计思路，文中将重点考察WSiN涂层的摩擦磨损行为，评估该涂层体系的润滑耐磨能力。目前，WSiN涂层体系研究相对较少，主要包括WSiN涂层的热稳定性[13]、抗高温摩擦性能[14]、抗腐蚀性能[15]以及微振行为[16]等。采用反应磁控溅射技术制备WSiN涂层，在表征涂层的结构和力学性能基础上，较系统地研究该涂层的摩擦磨损行为。
1 材料与方法 1.1 样品制备采用双靶反应磁控溅射系统(MS 450)制备WSiN涂层，系统布局示意图可参见文献[5]。左靶为Si靶，右靶为W靶(直径100 mm，纯度99.95%)，驱动电源为中频电源(AE Pinnacle Plus+5/5)，具体参数见表1。试验采用3种不同基底：(100)硅片、石英和304不锈钢(SS304)。保持其它沉积参数不变，通过调节Si靶电源电压，获得W2N和WSiN涂层。
| Parameters | W2N | WSiN |
| Si targe power (MF) | 0 | 300 V |
| 0 | 100 kHz | |
| 0 | 0% duty | |
| W target power (MF) | 400 W, 100 kHz, 20% duty | |
| Auxiliary magnetron (RF) / W | 300 | |
| Substrate bias voltage (DC) / V | –30 | |
| Deposition temperature / K | 773 | |
| Substrate holder rotation/(r·min–1) | 12 | |
| Base pressure / Pa | 3.7×10–5 | |
| Prcoess pressure/ Pa | 1.0 | |
| N2 partial pressure/ Pa | 0.3 | |
| N2/Ar gas flow rate / (mL·min–1) | 24/32 | |
利用X射线衍射(XRD，Bruker D8 Advance)，场发射扫描电镜(SEM，Hitachi S4800)和原子力显微镜(AFM，AIST-NT SmartSPMTM)对涂层进行结构形貌表征。利用Axis ULTRA DLD XPS检测涂层的成分，光源为单色Al Kα，工作气压低于6.7×10−7 Pa。试验前用2 keV Ar+刻蚀涂层表面5 min。利用C1s=284.8 eV进行标定，分析过程用Shirley背底，及适当的Gaussian/Lorentzian比例。采用MTS NANO G200纳米压痕仪测量涂层的力学参数，其中压头为Berkovich金刚石，压入深度设为膜厚的10% (300 nm)。根据Oliver-Pharr方法分析加载-卸载曲线，获得涂层的硬度和杨氏模量值。
利用Rtec摩擦磨损试验机对涂层进行室温摩擦磨损试验。对偶球是直径均为6 mm的Al2O3球和GCr15轴承钢球。加载力为5 N，滑行模式为往复模式，滑行频率为2 Hz，滑行时间为120 min。摩擦磨损试验后，采用KLA-Tencor Alpha-step IQ表面轮廓仪测量磨道的截面轮廓，再根据截面面积计算获得磨损率。每次摩擦磨损试验均重复3次，再计算平均摩擦因数和平均磨损率。且采用SEM观察磨道形貌。
2 结果与讨论 2.1 成分与结构图1(a)~(c)分别为WSiN涂层的W 4f、Si 2p和N 1s的XPS图谱。XPS测试结果显示WSiN涂层中的Si含量(原子数分数，下同)为2.4 %。如图1(a)所示，W 4f结合能有3个峰：两个峰位于31.3 eV和33.5 eV，分别对应W—N的W 4f7/2和4f5/2；第三个峰位于37.1 eV，对应W−O键，这可能因为涂层长期暴露在大气环境中其表/亚面被氧化所致。如Vomiero[17]发现，沉积态和退火后的WSiN涂层，暴露在大气环境中，W被氧化而形成W−O键。图1(b)的Si 2p图谱中，在101.8 eV处观察到一个较微弱的峰，和文献[18]报道的含8.8 % Si的Ti-Mo-Si-N涂层一致，101.8 eV与Si3N4中Si−N键对应。可认为文中101.8 eV对应的化学键是Si−N键。由此，可以推测在WSiN涂层中形成了低含量的Si3N4相。图1(c)显示N 1s结合能有两个峰(397.2 eV和397.9 eV)，分别对应W2N的W−N键和Si3N4的Si−N键，这与Zhao[15]和Ju[14]报道的结论相似。前者发现WSiN涂层的N 1s图谱中，396.9 eV与W−N键对应；后者发现397.2 eV与W−N键对应，而397.6 eV与Si3N4中Si−N对应。由此，推测该WSiN涂层主要包含W−N键、Si−N键。
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| 图 1 WSiN涂层中不同元素的XPS图谱 Fig. 1 XPS spectra of different elements in the WSiN coating |
图2为W2N和WSiN涂层的XRD衍射图谱。两种涂层显示出几乎相同的图谱，主要衍射峰位于37.2°、42.9°和62.6°，分别对应为W2N的(111)、(200)和(220)。其中，(200)衍射峰强度最大，说明两种涂层均以(200)取向为主。立方相(200)面是表面能最低且最致密的晶面，当沉积粒子扩散充分，接近热力学平衡时才能获得(002)面[19]。由此可见少量Si (2.4%) 掺杂并没有引起W2N涂层相结构的明显改变。已报道的研究表明，一定含量的Si掺杂能够减少晶粒尺寸，呈现出细晶效应。Chang[20]发现未掺杂的TiN涂层晶粒尺寸为44 nm，掺杂6.4% Si后涂层的晶粒尺寸减小到14 nm。Sheng[21]发现，Si含量从3.3%增加到6.0%，晶粒尺寸减小50%。
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| 图 2 W2N和WSiN涂层的XRD图谱 Fig. 2 XRD patterns of the W2N coating and the WSiN coating |
图3为W2N和WSiN涂层的截面形貌(SEM图)和表面形貌(AFM图)。如图3(a)所示，W2N涂层为致密的柱状生长结构：柱状晶紧密堆积，沿着生长方向延伸。如图3(b)所示，WSiN涂层也为致密的柱状晶结构，但晶柱尺寸较均匀、晶柱边界略显模糊。从涂层表面形貌来看，W2N涂层(如图3(c)所示)的表面粗糙度Ra≈8.13 nm；WSiN涂层(如图3(d)所示)的表面粗糙度Ra≈6.60 nm，比W2N的Ra降低约20%。根据AFM测试结果，进一步绘制了两种涂层的高度-高度相关函数(HHCF)曲线，并列出3参数值(如图4和表2所示)，其中σ为表面宽度、ξ为横向相关长度、α为分形维数[22-24]。σ常用来描述表面的粗糙程度和表面高度的标准偏差，ξ表示超过表面高度部分的晶柱宽度，α表示表面织构的不规则程度[25-26]。比较这两种涂层的3个参数值，σ、ξ分别降低了10%、25%，α增加了25%。这说明2.4%Si掺杂能降低W2N涂层的表面粗糙度，使表面更加光滑，这种现象也曾被其他研究者报道[22-23, 27-28]。Jiang[22]发现，TiN涂层的σ、ξ和α值分别是42.3 、82.5和0.89 nm。当Si含量增加到14%时，σ、ξ分别为1.1和61.3 nm，α为0.91。σ、ξ分别降低了95%、25%，α增加了6%。Zhang[23]报道，Si成分掺杂能使TiN涂层σ、ξ和α值分别由18.4 nm降低至6.7 nm(下降65%)、128.5 nm降低至55.4 nm(下降55%)、0.78增加至0.95(上升20%)。
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| 图 3 W2N和WSiN涂层的截面和表面形貌 Fig. 3 Cross section and surface morphologies of the W2N coating and the WSiN coating |
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| 图 4 W2N和WSiN涂层的平面形貌的高度-高度相关函数 Fig. 4 Height-height correlation function derived from the surface morphology of the W2N coating and the WSiN coating |
图5为W2N涂层和WSiN涂层的硬度和压入模量。WSiN涂层和W2N涂层的硬度均为37 GPa，2.4%Si掺杂并没有引起W2N涂层的硬度明显提高。W2N涂层的硬度比块体W2N[29]的硬度(24 GPa)高13 GPa，比Islam[30]报道的W2N涂层(16 GPa)高20 GPa，这可能与涂层的结构致密度或者残余应力等因素有关。文献报道[30]的W2N和WSiN涂层SEM图显示出晶柱之间存在明显的空隙；而文中两种涂层均表现为致密的柱状晶结构。W2N的压入模量为436 GPa，而WSiN涂层的压入模量为428 GPa。模量减少现象在高Si掺杂涂层中更加明显[31-32]。如Lin[32]对CrSiN涂层研究中发现：随着Si含量增加(6%~20%)，涂层的杨氏模量从400 GPa下降到200 GPa。Si掺杂模量减少可能是因为Si与部分N形成Si−N键(键能小)，减少了原来TM−N键(键能大)的密度。
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| 图 5 W2N和WSiN涂层的硬度和压入模量 Fig. 5 Hardness and indentation modulus of the W2N coating and the WSiN coating |
图6为纯SS304基片(无涂层)、W2N涂层和WSiN涂层在两种不同对偶球的摩擦磨损试验结果，包括摩擦因数随时间的变化和平均磨损率。如图6(a)所示，当对偶球为Al2O3时，不锈钢基底的平均摩擦因数为0.62。W2N涂层和WSiN涂层的摩擦因数在整个摩擦过程(7200 s)中均较稳定。W2N涂层的平均摩擦因数为0.42；WSiN涂层的摩擦因数随着滑行时间略有降低，平均摩擦因数0.35。相对于W2N涂层，WSiN涂层具有较低的摩擦因数，表现出更佳的润滑性。假设成分差异较少，涂层表面粗糙度是这两种涂层润滑性能差异的一个主要原因。AFM测试结果(图3(c)、图3(d))显示WSiN涂层的Ra比W2N涂层的Ra降低了20%。同时，不锈钢基底和两种涂层的平均磨损率(如图7所示)分别为4.2×10−14、3.8×10−16和3×10−16 m3/N·m。W2N涂层和WSiN涂层的平均磨损率均比不锈钢的磨损率降低了两个数量级。Ju[14]等报道WSiN(含23.5% Si)涂层的磨损率为8.7×10−15 m3/N·m(对偶球为直径9 mm的Al2O3，载荷为3 N，滑行速度为50 r/min)，比W2N涂层和WSiN涂层磨损率要高一个数量级。
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| 图 6 不锈钢基底、W2N和WSiN涂层同Al2O3球和GCr15钢球对摩的摩擦因数 Fig. 6 Friction coefficient of 304SS substrate, W2N coating, and WSiN coating against Al2O3 counterpart and GCr15 counterpart |
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| 图 7 不锈钢基底、W2N和WSiN涂层同Al2O3球和GCr15钢球对摩的磨损率 Fig. 7 Wear rate of the 304SS substrate, the W2N coating, and the WSiN coating against Al2O3 counterpart and GCr15 counterpart |
如图6(b)所示，当对偶球为GCr15时，纯不锈钢的平均摩擦因数为0.56。W2N涂层在整个摩擦过程(7200 s)的摩擦曲线波动较大：0~1000 s，摩擦因数在0.4~0.6间变化；1000~7200 s，摩擦因数逐渐下降，在0.4~0.5间波动。WSiN涂层的摩擦因数波动则相对较小：0~1000 s，摩擦因数先从0.6减小到0.4，再回升到0.6；摩擦时间为1000~7200 s，摩擦因数逐渐下降，从0.6下降到0.4。W2N、WSiN涂层和GCr15对偶球的平均摩擦因数均低于不锈钢的平均摩擦因数值(0.56)。另外，不锈钢基底和两种涂层的平均磨损率(见图7)分别为5.9×10−15、2.8×10−16和3.2×10−16 m3/N·m。W2N涂层和WSiN涂层的平均磨损率均比不锈钢的磨损率降低了一个数量级。上述数据显示W2N和WSiN涂层均具有减摩耐磨性。
图8为W2N涂层和WSiN涂层分别与GCr15对偶球和Al2O3对偶球摩擦后的磨道截面轮廓、磨损区域形貌以及典型磨损产物形貌。
比较4组摩擦实验结果，可以发现在同一种对偶球下两种涂层有类似的磨损表面。当对偶球为GCr15时，如截面轮廓图8(a)和8(b)所示，两种涂层磨道的截面轮廓都是细长的“V”型凹槽。磨道整体宽而光滑(图8(c)和图8(f))，中间有局部的碎裂，同时出现细小的犁沟(图8(d)和图8(g))，并且在磨道两旁有大量磨屑堆积(图8(e)和图8(h))，代表着磨粒磨损机制。由于GCr15对偶球硬度远小于W2N和WSiN涂层硬度，摩擦过程中GCr15球磨损严重，随着磨损周期增加，摩擦接触面积越来越大，磨痕表面变宽(图8(c)和图8(f)[33]。磨屑(图8(e)和图8(h))主要由GCr15球产生，同时磨屑被填充到细小的犁沟中[34]。W2N和WSiN涂层磨道中部均出现一条犁沟(图8(a)和图8(b))，这可能是摩擦初期GCr15对偶球与涂层的接触面较小，载荷相对集中而产生的裂纹。
当对偶球为Al2O3时，如截面轮廓图9(a)和图9(b)所示，两种磨道截面轮廓都是较宽的“类U”型凹槽，凹槽顶部两侧凸起，凹槽内部两侧比较光滑，底部有轻微凸起现象。Benkahoul[35]观察到塑性变形的CrN涂层有类似现象。如图9(c)和图9(f)所示，磨道中间整体光滑，局部出现裂纹和碎裂现象。在光滑部分(图9(d)和图9(g))可以观察到平行于滑行方向的犁沟，这可能是Al2O3对偶球硬度较大，形成“三体”磨粒磨损。磨道两边均匀地分散着大量细小的白色磨屑颗粒(图9(e)和图9(h))，这可能是摩擦化学反应形成的氧化物，代表着层层剥离的微量磨损机制[36]。同时，在某些区域观察到裂纹和脱落等局部失效现象。Fallqvist[37]等和Pan[38]等都观察到局部失效点往往优先发生在颗粒等区域，颗粒下方存在明显的空隙，并且颗粒-涂层界面处存在裂纹。Ahn[39]等证明了“颗粒”下方的空隙边界区会弱化膜基结合力，这可能是涂层在摩擦过程中出现局部碎裂剥落的原因之一。总体来说，W2N涂层和WSiN涂层以层层剥离的微量磨损为主；裂纹和脱落等现象仅仅局限在某些区域，并没有对两种涂层造成致命性破坏。
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| 图 9 Al2O3对摩试验后磨道的轮廓和平面形貌SEM图 Fig. 9 Profiles and SEM images of the wear tracks on the W2N and the WSiN coatings after the tribo-tests against Al2O3 counterpart |
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| 图 8 W2N和WSiN涂层和GCr15对摩试验后磨道的轮廓和平面形貌SEM图 Fig. 8 Profiles and SEM images of the wear tracks on the W2N and the WSiN coatings after the tribo-tests against GCr15 counterpart and Al2O3 counterpart |
上述Al2O3和GCr15两种对偶球的摩擦磨损结果均显示，在不锈钢基底上沉积W2N和WSiN涂层都可以起到润滑耐磨作用。W2N和WSiN涂层的磨损率低于不锈钢磨损率两个数量级。尤其是WSiN涂层表现出较好的润滑性，与Al2O3、GCr15对偶球的摩擦因数分别为0.35和0.49，均小于前期工作中其它硬质涂层的摩擦因数。例如，在基本相近的摩擦磨损试验参数下，VN涂层、CrN涂层、VB2涂层与Al2O3对偶球的摩擦因数分别是0.42、0.47和0.6[36, 40]。Ju[14]报道的含2.6% Si的WSiN涂层与Al2O3对偶球的摩擦因数是0.43。同时，Ju已经报道过WSiN涂层在高温条件下，磨损机制由氧化磨损主导，产生大量的WO3润滑相可以实现摩擦因数的大幅度降低。WSiN涂层同时兼备润滑性和耐磨性，可以弥补硬质涂层往往摩擦因数较高的缺点，能够应用在某些实际生产中。
研究表明，少量Si掺杂能引起TM-N涂层结构性能的改变。Xu[41]报道VN涂层掺杂1.3% Si成分，涂层的柱状晶生长结构宽化，由75 nm(VN)变为140 nm(VSiN)，同时Benkahoul[35]等人发现，CrN涂层掺杂2.3% Si成分后，CrSiN涂层的摩擦因数较CrN而言，得到明显降低33% (0.6~0.4)。前期研究发现2.3% Si成分掺杂VN涂层，发现掺杂后VSiN涂层的表面粗糙度2.2 nm，较VN涂层的粗糙度4.1 nm而言降低50%，且进一步增加Si成分，效果更明显[12]。文中2.4% Si掺杂使涂层表面粗糙度降低20%，并使柱状晶结构致密化，这可能意味着涂层的结构也发生了变化。在今后的工作中，将进一步提高Si的含量，较系统的研究Si含量对W2N涂层的结构、力学性能和摩擦磨损行为的影响。优化涂层结构和成分，并更系统研究WSiN涂层在不同工况下的摩擦磨损行为和高Si含量对涂层摩擦磨损行为的影响。
3 结 论(1) 利用反应磁控溅射技术成功制备W2N和WSiN涂层，在W2N涂层中掺杂少量Si (2.4%)成分，没有引起W2N涂层相结构的明显变化，但使涂层表面更加光滑。WSiN涂层的表面粗糙度比W2N涂层表面粗糙度低20%。
(2) W2N和WSiN涂层均有较高的硬度37 GPa，两者的压入模量分别为436和428 GPa。
(3) 当对偶球为Al2O3时，WSiN和W2N涂层磨损率比不锈钢基底低两个数量级，平均摩擦因数分别降低了50%和30%；当对偶球为GCr15时，WSiN和W2N涂层磨损率比不锈钢基底低一个数量级，平均摩擦因数分别低12%和16%。这4个摩擦磨损过程均是以层层剥离的微量磨损为主。因此，这两种涂层具有良好的润滑耐磨性能，且WSiN涂层的性能更佳。
| [1] | LI S Z, SHI Y L, PENG H R. Ti-Si-N films prepared by plasma-enhanced chemical vapor deposition[J]. Plasma Chemistry and Plasma Processing, 1992, 12(3): 287-297. |
| 点击浏览原文 | |
| [2] | YUAN Y, QIN Z, YU D H, et al. Relationship of microstructure, mechanical properties and hardened steel cutting performance of TiSiN-based nanocomposite coated tool[J]. Journal of Manufacturing Processes, 2017, 28: 399-409. |
| 点击浏览原文 | |
| [3] | CHAWLA V, JAYAGANTHAN R, CHANDRA R. A study of structural and mechanical properties of sputter deposited nanocomposite Ti-Si-N thin films[J]. Surface & Coatings Technology, 2010, 204(9-10): 1582-1589. |
| [4] | PILLOUD D, PIERSON J F, DE LUCAS M M, et al. Study of the structural changes induced by air oxidation in Ti-Si-N hard coatings[J]. Surface & Coatings Technology, 2008, 202: 2413-2417. |
| 点击浏览原文 | |
| [5] | HUANG F, GE F F, ZHU P, et al. Superhard V-Si-N coatings (>50 GPa) with the cell-like nanostructure prepared by magnetron sputtering[J]. Surface & Coatings Technology, 2013, 232: 600-605. |
| 点击浏览原文 | |
| [6] | PARK O N, PARK J H, YOON S Y, et al. Tribological behavior of Ti-Si-N coating layers prepared by a hybrid system of arc ion plating and sputtering techniques[J]. Surface & Coatings Technology, 2004, 179: 83-88. |
| 点击浏览原文 | |
| [7] | KANG M C, KIM J S, KIM K H. Cutting performance using high reliable device of Ti-Si-N-coated cutting tool for high-speed interrupted machining[J]. Surface & Coatings Technology, 2005, 200: 1939-1944. |
| 点击浏览原文 | |
| [8] | SANDU C S, BENKAHOUL M, SANJINES R, et al. Model for the evolution of Nb-Si-N thin films as a function of Si content relating the nanostructure to electrical and mechanical properties[J]. Surface & Coatings Technology, 2006, 201(6): 2897-2903. |
| [9] | NOSE M, ZHOU M, NAGAE T, et al. Properties of Zr-Si-N coatings prepared by RF reactive sputtering[J]. Surface & Coatings Technology, 2000, 132(2-3): 163-168. |
| 点击浏览原文 | |
| [10] | LEI S, ZHANG Y, WANG Y, et al. Corrosion and wear behaviors of PVD CrN and CrSiN coatings in seawater[J]. Transactions of Nonferrous Metals Society of China, 2016, 26(1): 175-184. |
| 点击浏览原文 | |
| [11] | GE F F, ZHU P, WANG H, et al. Friction and wear behavior of magnetron co-sputtered V-Si-N coatings[J]. Wear, 2014, 315(1-2): 17-24. |
| 点击浏览原文 | |
| [12] | GE F F, ZHU P, MENG F, et al. Enhancing the wear resistance of magnetron sputtered VN coating by Si addition[J]. Wear, 2016, 354: 32-40. |
| 点击浏览原文 | |
| [13] | MARIAZZI S, MACCHI C, MARCHI E B, et al. Characterization of sputtered W-Si-N thin films by a monoenergetic positron beam[J]. Radiation Physics and Chemistry, 2007, 76(2): 209-212. |
| 点击浏览原文 | |
| [14] | JU H, HE X, YU L, et al. The microstructure and tribological properties at elevated temperatures of tungsten silicon nitride films[J]. Surface & Coatings Technology, 2017, 326: 255-263. |
| [15] | ZHAO H, YE F. Effect of Si-incorporation on the structure, mechanical, tribological and corrosion properties of WSiN coatings[J]. Applied Surface Science, 2015, 356: 958-966. |
| 点击浏览原文 | |
| [16] | GASPAR M C, RAMALHO A, CAVALEIRO A. Effect of the counterface material on the fretting behaviour of sputtered W-Si-N coatings[J]. Wear, 2003, 255(1-6): 276-286. |
| 点击浏览原文 | |
| [17] | VOMIERO A, BOSCOLO MARCHI E, QUARANTA A, et al. Structural properties of reactively sputtered W-Si-N thin films[J]. Journal of Applied Physics, 2007, 102(3): 1-9. |
| [18] | XU J, JU H, YU L. Influence of silicon content on the microstructure, mechanical and tribological properties of magnetron sputtered Ti-Mo-Si-N films[J]. Vacuum, 2014, 110: 47-53. |
| 点击浏览原文 | |
| [19] | GALL D. Nanostructured transition-metal nitride layers[J]. Engineering Thin Films and Nanostructures with Ion Beams, 2005: 431. |
| [20] | CHANG C L, LEE J W, TSENG M D. Microstructure, corrosion and tribological behaviors of TiAlSiN coatings deposited by cathodic arc plasma deposition[J]. Thin Solid Films, 2009, 517(17): 5231-5236. |
| 点击浏览原文 | |
| [21] | YANG S M, CHANG Y Y, WANG D Y, et al. Mechanical properties of nano-structured Ti-Si-N films synthesized by cathodic arc evaporation[J]. Journal of Alloys and Compounds, 2007, 440(1-2): 375-379. |
| 点击浏览原文 | |
| [22] | JIANG N, SHEN Y G, MAI Y W, et al. Nanocomposite Ti-Si-N films deposited by reactive unbalanced magnetron sputtering at room temperature[J]. Materials Science and Engineering: B, 2004, 106(2): 163-171. |
| 点击浏览原文 | |
| [23] | ZHANG C H, LIU Z J, LI K Y, et al. Microstructure, surface morphology, and mechanical properties of nanocrystalline TiN/amorphous Si3N4 composite films synthesized by ion beam assisted deposition[J]. Journal of applied physics, 2004, 95(3): 1460-1467. |
| 点击浏览原文 | |
| [24] | ZHANG S, SUN D, FU Y, et al. Effect of sputtering target power density on topography and residual stress during growth of nanocomposite nc-TiN/a-SiNx thin films[J]. Diamond and related materials, 2004, 13(10): 1777-1784. |
| 点击浏览原文 | |
| [25] | KOLANEK K, TALLARIDA M, MICHLING M, et al. In situ study of the atomic layer deposition of HfO2 on Si[J]. Journal of Vacuum Science & Technology A: Vacuum, Surfaces, and Films, 2012, 30(1): 01A143. |
| 点击浏览原文 | |
| [26] | GREDIG T, SILVERSTEIN E A, BYRNE M P. Height-height correlation function to determine grain size in iron phthalocyanine thin films[C]. Journal of Physics: Conference Series. IOP Publishing, 2013, 417(1): 012069. |
| [27] | KIM K H, CHOI S, YOON S. Superhard Ti-Si-N coatings by a hybrid system of arc ion plating and sputtering techniques[J]. Surface & Coatings Technology, 2002, 161(2-3): 243-248. |
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| [28] | LI Z, MIYAKE S, KUMAGAI M, et al. Structure and properties of Ti-Si-N films deposited by dc magnetron cosputtering on positively biased substrates[J]. Japanese Journal of Applied Physics, 2003, 42(12R): 7510. |
| [29] | MA Y, CUI Q, SHEN L, et al. X-ray diffraction study of nanocrystalline tungsten nitride and tungsten to 31 GPa[J]. Journal of Applied Physics, 2007, 102(1): 013525. |
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| [30] | ISLAM A, ANWAR S, ANWAR S. Development of nc-W2N/a-Si3N4 hard coating[C]//AIP Conference Proceedings. AIP Publishing, 2017, 1832(1): 080005. |
| [31] | CAMPS I, MUHL S, CAMPS E, et al. Tribological properties of TiSiN thin films deposited by laser ablation[J]. Surface & Coatings Technology, 2014, 255: 74-78. |
| 点击浏览原文 | |
| [32] | LIN J, WANG B, OU Y, et al. Structure and properties of CrSiN nanocomposite coatings deposited by hybrid modulated pulsed power and pulsed dc magnetron sputtering[J]. Surface & Coatings Technology, 2013, 216: 251-258. |
| 点击浏览原文 | |
| [33] |
王海新, 耿中荣, 张广安. CrSiN纳米复合薄膜的摩擦学性能[J]. 中国表面工程, 2013, 26(5): 24-30
WANG H X, GENG Z R, ZHANG G A, et al. Tribological properties of CrSiN nanocomposite films[J]. China Surface Engineering, 2013, 26(5): 24-30 (in Chinese) |
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| [34] |
林乃明, 谢瑞珍, 郭俊文, 等. 表面织构-离子氮化复合处理改善316不锈钢的摩擦学性能[J]. 中国表面工程, 2016, 29(2): 58-68
LIN N M, XIE R Z, GUO J W, et al. Improvement in tribological property of 316 stainless steel via surface texturing-plasma nitriding duplex treatment[J]. China Surface Engineering, 2016, 29(2): 58-68 (in Chinese) |
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| [35] | BENKAHOUL M, ROBIN P, MARTINU L, et al. Tribological properties of duplex Cr-Si-N coatings on SS410 steel[J]. Surface & Coatings Technology, 2009, 203(8): 934-940. |
| 点击浏览原文 | |
| [36] | GE F F, ZHU P, MENG F P, et al. Achieving very low wear rates in binary transition-metal nitrides: The case of magnetron sputtered dense and highly oriented VN coatings[J]. Surface & Coatings Technology, 2014, 248: 81-90. |
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| [37] | FALLQVIST M, OLSSON M. The influence of surface defects on the mechanical and tribological properties of VN-based arc-evaporated coatings[J]. Wear, 2013, 297(1-2): 1111-1119. |
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| [38] | PANJAN P, GSELMAN P, KEK-MERL D, et al. Growth defect density in PVD hard coatings prepared by different deposition techniques[J]. Surface & Coatings Technology, 2013, 237: 349-356. |
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| [39] | AHN S H, LEE J H, KIM J G, et al. Localized corrosion mechanisms of the multilayered coatings related to growth defects[J]. Surface & Coatings Technology, 2004, 177: 638-644. |
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| [40] | GE F F, CHEN C, SHU R, et al. Hard and wear resistant VB2 coatings deposited by pulsed DC magnetron sputtering [J]. Vacuum, 2017, 135: 66-72. |
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| [41] | XU J, CHEN J, YU L. Influence of Si content on the microstructure and mechanical properties of VSiN films deposited by reactive magnetron sputtering[J]. Vacuum, 2016, 131: 51-57. |
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