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本论文采用反应磁控溅射法制备了ZrN单层膜,ZrSiN、ZrCN、ZrVN、ZrVCN复合膜以及ZrCN/VN纳米多层膜。采用XPS、EDS、XRD、SEM、AFM、纳米压痕仪和摩擦磨损仪、高温热处理炉等对薄膜的化学成分、微结构、表面形貌、力学性能、摩擦磨损性能以及高温抗氧化性能进行了研究。研究结果表明: ZrN薄膜中呈fcc结构,随着Zr靶功率的增加,ZrN由(200)择优取向转变为(111)择优取向;其硬度随着Zr靶功率增加先增大后减小,Zr靶功率为200W时,ZrN薄膜获得最高硬度值为26.4GPa和最大弹性模量为313GPa。 ZrSiN复合膜呈fcc结构,当Si/Zr原子比较小时,ZrSiN复合膜由沿(200)面择优生长,随着Si/Zr原子比增加,ZrSiN复合膜的(200)晶面衍射峰逐渐消失,呈现ZrN(111)择优取向。随着Si/Zr原子比增加,ZrSiN复合膜的逐渐降低,弹性模量先升高后降低,弹性模量在Si/Zr原子比0.043时达到最大值,为317GPa。随着Si含量的增加,ZrSiN薄膜的抗氧化性能加强,其中Si/Zr原子比为0.815的ZrSiN薄膜在800℃下仍未氧化。Si的加入对ZrSiN复合膜的摩擦性能影响不大。 ZrCN复合膜呈fcc结构,当C含量升高时,ZrCN复合膜的衍射峰逐渐降低并宽化;当(C+N)/Zr原子比小于1时,C进入ZrN的晶格间隙并形成Zr(C,N)固溶体,而当原子比大于1时,多余的C形成非晶态的CN或单质C;随着C含量增加,ZrCN复合膜的硬度先增大后减小,含C量为11.9％(原子分数)时达到最高值,为33 GPa;ZrCN复合膜的摩擦系数随 C含量的增加而逐渐减小,磨损所产生的磨痕逐渐变窄、变浅。C的加入使得ZrCN复合膜的摩擦磨损形式发生改变,摩擦磨损性能得到提高。 ZrVN复合膜呈fcc结构,V的加入使ZrVN复合膜由沿(200)面择优生长转变为沿(111)面择优生长;随着V含量增加,ZrVN复合膜的硬度先升高后降低,当V含量达到25.8％时薄膜硬度达到最高值,为27.3GPa;薄膜的常温摩擦系数随V含量的增加稍有降低;300℃高温摩擦磨损时,ZrVN薄膜中出现V2O3,但薄膜的摩擦系数并未发生明显变化。500℃时,ZrVN薄膜中出现 Magnéli相 V2O5,V2O3相含量降低,薄膜的摩擦系数降低。随着温度进一步升高,V2O5含量逐渐升高,V2O3相含量进一步降低, ZrVN薄膜的摩擦系数急剧下降。当温度升高到700℃时,薄膜的摩擦系数仅为0.4019。说明V2O5是薄膜高温摩擦系数降低的主要因素。 在 ZrVCN复合膜中,V的加入使薄膜的衍射峰变强而且尖锐,薄膜呈现(111)面择优生长;随V靶功率的增加,薄膜的硬度先增加后降低,当V靶功率为50W时薄膜达到最高硬度,为33.1GPa;薄膜的室温摩擦磨损性能随V含量的增大而升高,而700℃时的高温摩擦磨损性能则随V含量的升高而降低。最终,在V90W的工艺参数下制备出的ZrVCN薄膜在保持硬度的同时又兼具了良好的室温和高温摩擦磨损性能。 在ZrCN/VN多层膜中,改变调制周期或调制比,多层膜始终沿(111)面择优生长;改变调制周期,ZrCN/VN多层膜的硬度无明显变化,没有出现超硬效应,且常温摩擦系数变化不大,高温摩擦系数随调制比的增大逐渐降低;改变调制比,当VN调制层厚度为0.2nm时ZrCN/VN多层膜的硬度达到最大值,为34.5GPa,协调应变是其产生超硬效应的主要原因。常温摩擦系数随VN层厚度的增加先增加后减小,高温摩擦系数逐渐降低。