在航空航天和空间探测中，航天飞行器和卫星的关键传动部件要在苛刻的环境(高温、真空和辐照等)下长时间稳定运行[1-2]。传统润滑剂在这些环境下有失效的风险[3-4]，MoS2薄膜在真空环境中具有极佳的摩擦学性能，成为性能优良的固体润滑剂，广泛用于航空器和卫星的传动部件[5-6]。MoS2具有天然的层状结构，层与层之间通过弱Van der Waals力连接，在真空环境下表现出极低的摩擦系数，减少了磨损和能量消耗[7-8]。然而，MoS2的润滑性能容易受到潮湿空气和高温环境的影响，潮湿水分子插入MoS2层间增加了层间间距，进而降低了MoS2的润滑性能[9]；MoS2容易在高温环境氧化生成MoO3[10]，润滑性能发生恶化。显然，高温和潮湿环境会影响MoS2作为固体润滑剂的使用寿命，限制了MoS2薄膜的应用[11]。
研究人员常采用元素掺杂的方式提升MoS2薄膜在大气高温环境下的摩擦学性能。掺入的元素分为金属和非金属元素[12-17]。金属元素的掺入可以抑制MoS2的晶粒生长，提升薄膜的致密性，进而降低薄膜氧化的几率；同时金属元素在高温环境下先于MoS2氧化形成氧化保护膜，降低了高温对MoS2薄膜的影响。Hu等[12]采用磁控溅射技术制备了不同Ti含量的MoS2-Ti复合薄膜，系统研究了Ti含量对复合薄膜结构及性能的影响。结果表明，掺入Ti一方面在表面与O结合形成TiO2，避免了薄膜的氧化；另一方面，Ti可以促进MoS2以(100)和(110)晶面取向生长，减少薄膜中的缺陷和孔隙等缺陷，提高了薄膜的致密性，进而改善了MoS2薄膜的摩擦学性能。Ye等[13]研究了Zr含量对MoS2-Zr复合薄膜微观结构、摩擦学性能的影响。结果表明，Zr的掺入引起晶格畸变，导致薄膜的硬度和弹性模量增加。同时Zr的掺入使得薄膜的结构更加致密，有效阻止了水蒸气等与MoS2反应，MoS2-Zr复合薄膜在高湿环境中表现出良好的耐磨性。Chen等[14]研究了Cr、Ag共掺对MoS2-Cr-Ag复合薄膜组织结构、力学性能及高温摩擦学性能的影响。结果表明，Cr、Ag的掺入使复合薄膜以(002)晶面择优取向，生成具有更加致密的结构；同时MoS2-Cr-Ag复合薄膜的显微硬度比纯MoS2薄膜提高了4倍。复合薄膜在室温和350 ℃高温下具有良好的摩擦学性能，常温下，Cr、Ag抑制了MoS2的氧化；高温下形成的Ag2Mo4O13可以降低MoO3对薄膜摩擦学性能的不利影响。
除了金属元素掺杂，适当的非金属元素掺杂也能显著改善MoS2薄膜在不同条件下的摩擦学性能[15-17]。Kannur等[15]人研究了N掺杂对MoS2-Cr复合薄膜性能的影响。结果表明，N占据了一些S位点，形成Mo-S-N相，抑制了层状结构的生成，促使薄膜非晶化。另外，摩擦过程中大量N以N2形式释放，Mo、S原子重排形成六边形结构转移膜也可改善薄膜摩擦学性能。Xu等[16]发现，Si元素掺杂制备的MoS2/Si复合涂层由于硬度的提高和Si元素的吸氧作用，表现出更好的摩擦学性能。近年来，非晶碳涂层由于其高硬度和稳定的化学特性在潮湿环境下表现出优异的摩擦学性能[17-18]。鉴于非晶碳优良的力学性能和摩擦学性能，研究其作为MoS2薄膜的掺杂相以改善薄膜在高温环境下的摩擦学性能，具有一定的学术意义和工程应用价值。然而，目前有关非晶碳掺杂含量对MoS2薄膜在高温与真空环境中的摩擦学性能影响研究仍较少。
本文采用中频磁控溅射方法制备MoS2薄膜，利用直流磁控和高功率脉冲磁控共溅射实现非晶碳的掺杂，通过调节直流磁控和高功率脉冲磁控并联电源的功率实现不同非晶碳含量的掺入。研究掺入不同非晶碳含量对MoS2薄膜微观结构和力学性能的影响，重点研究MoS2-C复合薄膜在不同温度和真空环境下的摩擦学性能并讨论其减摩抗磨机理。
1 实验
1.1 MoS2-C复合薄膜的制备
采用多功能真空镀膜机制备MoS2-C复合薄膜。该镀膜机配有1个中频磁控溅射(MFMS)靶位，1个直流磁控溅射(DCMS)靶位和1个直流磁控溅射与高功率脉冲磁控溅射(DCMS&HiPIMS)并联靶位，分别安装MoS2靶材、Cr靶材和石墨靶材。本实验中采用石墨靶(质量分数99.99%)和Cr靶(质量分数99.99%)共同制备Cr/CrxCy梯度过渡层，使用MoS2靶材(质量分数99.9%)制备MoS2薄膜，使用石墨靶对MoS2进行非晶碳的掺杂，通过调节DCMS&HiPIMS的功率实现不同含量碳的掺入。实验所需的基体为304不锈钢(20 mm×20 mm×5 mm，用于摩擦学性能测试)、YG6硬质合金(18 mm×18 mm×6 mm，用于力学性能测试)及单晶硅片(25.0 mm×5.0 mm×0.5 mm，用于薄膜微观组织与残余应力表征)。在样品制备之前，基体经丙酮和无水乙醇超声清洗20 min以去除基体表面的油污和杂质，使用干燥的压缩空气吹干样品后固定在真空室的转架上，基体表面正对靶材表面且距离控制在15 cm左右。保持转架的转速为2 r/min，真空室气压小于3.0×10-3 Pa后通入150 sccm的Ar气，开启负偏压为-800 V，离子源电流设置为1.5 A进行Ar+刻蚀以清洁基体表面的氧化层和污染物，提升基体的表面活性。15 min后，调整负偏压为-50 V，开启DCMS电源溅射Cr靶材制备Cr层(5 min)，随后逐渐降低Cr靶电流的同时提高石墨靶的电流制备CrxCy梯度层(12 min)，待过渡层制备完毕，打开MFMS电源溅射MoS2靶材的同时调节DCMS&HiPIMS并联电源的电流制备MoS2-C复合薄膜(120 min)。在不同石墨靶电流(0&0→2.0&0.4，即直流电源电流由0 A梯度变化至2.0 A，同时高功率脉冲电源电流由0 A梯度变化至0.4 A) 下得到的薄膜样品分别命名为MoS2-C0~MoS2-C4。具体工艺参数和沉积系统示意图分别如表 1和图 1所示。
1.2 样品表征
选用超高分辨率扫描电子显微镜(SU8220, Hitachi)分析薄膜的截面和表面形貌，并利用附带的能谱仪分析薄膜表面组分。利用X射线衍射仪检(D8 ADVANCE, Bruker)及拉曼光谱仪(InVia, Renishaw)分析薄膜的晶体结构及微相结构。利用原子力显微镜(Dimension FastScan，Bruker)测试薄膜的表面粗糙度，测试面积为10 μm×10 μm。采用纳米压痕测试仪(NHT3，Anton Paar)测试了薄膜的硬度和弹性模量，每个薄膜样品选择7个点，压入深度不超过薄膜厚度的10%(200 nm)，去除测量的最高值和最低值后求得的平均值。采用薄膜应力测试仪(FST2000，SuPro Instruments)测试薄膜的残余应力，重复测量3次取平均值。利用MVT-2的划痕测试模块测试薄膜的膜基结合强度，选用金刚石头为上样品，YG6表面的MoS2-C薄膜为下样品，加载力范围为1~20 N，划痕总长度为5 mm。划痕由光学显微镜(DMI5000M，Leica)分段拍摄拼接，观察薄膜开始出现大块脱落的位置，此位置对应的加载力视为薄膜的膜基结合力。
1.3 摩擦学试验
采用球盘式真空高低温摩擦试验机(MVT-2，Rtec)测试薄膜的摩擦学性能，选用硬度为91 HRC，直径为6 mm的Si3N4球作为摩擦配副。试验条件如下：加载力为2 N(赫兹接触应力为1.167 GPa)，摩擦圆半径为5 mm，转速为200 r/min，环境相对湿度为60×(1±3.5%)。每个样品测试时间为3 600 s，总滑动距离约为188.5 m，每个样品重复测试3次，取其摩擦系数的平均值。分别在室温常压、100 ℃常压、200 ℃常压、300 ℃常压和室温真空(气压小于9.9×10-2 Pa)环境下测试薄膜的摩擦学性能。薄膜样品的体积磨损率K由K=V/(S·L)计算，其中L表示加载力，S表示滑动的总距离，V表示摩擦试验后薄膜样品的体积损失。选取摩擦圆上的6处磨痕由3D轮廓仪(SuperView W1, CHOTEST)扫描得到磨损犁沟的轮廓形状，计算薄膜的体积损失。最后利用SEM对摩擦试验后的磨痕形貌进行观察，EDS观察磨痕表面的元素分布及变化情况。利用激光共聚焦拉曼光谱对Si3N4球上的转移膜成分进行分析。
2 结果与讨论
2.1 表截面形貌
通过EDS对5种MoS2薄膜的成分进行分析并计算了S和Mo的原子数量比值KS/Mo，结果如表 2所示。薄膜主要由S、Mo、O、C四种元素组成，随着石墨靶材功率的增加，薄膜中的碳含量逐渐增加，最大的为MoS2-C4薄膜，其C原子数量百分比为46.2%。5种薄膜的KS/Mo均在理想的化学计量比2附近，纯MoS2薄膜(MoS2-C0)的KS/Mo为1.76＜2，S元素流失的原因可能为：S元素挥发性较高，在溅射过程中，S比Mo更容易发生溅射，且MoS2靶材受Ar+轰击所产生的S离子易与真空室中残余的O、H和水蒸气发生反应，导致了S的损失[19-20]。此外，在试验过程中，随着溅射反应的进行，真空室的温度从室温开始升高，最高可达101 ℃，这使得基体温度增加，高的基体温度会加剧S的挥发，进一步加剧了S的损失。非晶碳的掺入使得薄膜的KS/Mo回归到2，且随着碳含量提升，KS/Mo有略微增大。
表 2 MoS2-C复合薄膜的元素组成 |
| 薄膜 | C原子数量百分比/% | O原子数量百分比/% | S原子数量百分比/% | Mo原子数量百分比/% | KS/Mo |
| MoS2-C0 | — | 8.71 | 58.29 | 32.99 | 1.76 |
| MoS2-C1 | 31.63 | 7.59 | 40.68 | 20.10 | 2.02 |
| MoS2-C2 | 37.41 | 6.20 | 37.99 | 18.40 | 2.06 |
| MoS2-C3 | 40.06 | 7.97 | 35.42 | 16.55 | 2.14 |
| MoS2-C4 | 46.20 | 6.91 | 32.20 | 14.69 | 2.19 |
图 2为MoS2-C复合薄膜的表面和截面形貌的SEM照片。可以看出，所有薄膜的表面为花椰菜形状，纯MoS2薄膜的表面结构较为疏松；随着非晶碳的掺入，薄膜表面结构变得紧密。薄膜的截面从下往上依次是Si衬底、Cr/CrxCy过渡层和MoS2-C功能层，其中Cr/CrxCy过渡层的厚度约为100 nm，MoS2-C功能层的厚度约为2 μm。所有薄膜横截面呈现柱状结构，随着非晶碳含量的增加，柱状结构变得更加致密。同时可以发现，非晶碳的掺入对薄膜的厚度没有明显的影响，这可能是因为非晶碳的掺入量和石墨靶材的沉积速率较低导致C原子在沉积过程中贡献较小。
图 3为MoS2-C复合薄膜表面形貌的AFM照片。可以看出，纯MoS2薄膜表面起伏较大，整体呈现出柱状晶团簇的特征，且柱状晶高度较不规整，柱状晶之间有一定的间隙；碳的掺入有效地改善了MoS2薄膜的表面特征，柱状晶体团簇紧密，表面起伏相对较小，提升了薄膜的表面质量。测试设备自带后处理软件Nano Scope Analysis可直接获得薄膜样品的表面粗糙度Ra。检测结果显示纯MoS2薄膜的Ra为14.9 nm，而MoS2-C1、MoS2-C2、MoS2-C3和MoS2-C4复合薄膜的Ra分别为7.68、7.59、8.23和7.43 nm。结果表明，非晶碳的掺入能显著降低MoS2-C复合薄膜的表面粗糙度，但掺入含量对薄膜表面粗糙度的影响并不显著
2.2 结构分析
图 4为MoS2-C复合薄膜的XRD图谱。可见，在2θ值为44°、51°和75°附近均检测到3个特征峰，对应304不锈钢基体。除此之外，MoS2-C0薄膜样品在11°、34°和59°处检测到3个特征峰对应MoS2的(002)、(100)和(110)晶面。MoS2-C0薄膜样品具有较高的(100)晶面衍射峰强度，暗示其主要以(100)晶面择优取向。随着非晶碳掺入含量的增加，MoS2-C复合薄膜(100)和(110)晶面的衍射峰不断减弱，(002)晶面的衍射峰增强，非晶碳的掺入可能削弱了MoS2-C复合薄膜(100)和(110)晶面生长强度，而使(002)晶面生长得以增强[21-22]。研究表明，MoS2-C复合薄膜沿(002)晶面取向生长时具有良好的润滑性能，而沿(100)和(110)晶面生长时，润滑性能较差[23-24]。这表明非晶碳的掺入可以抑制MoS2-C复合薄膜的柱状晶生长，改善结构致密性，从而提高复合薄膜的力学性能和润滑性能。
2.3 力学性能
图 6给出了MoS2-C复合薄膜的残余应力测试对比数据。总体来看，所有薄膜残余应力分布在-0.11~0.04 GPa之间。其中纯MoS2薄膜的残余应力值为0.04 GPa，表现为对薄膜极为不利的拉应力，这是由于薄膜在沉积过程中，岛状结构的产生、晶粒不断长大和表面能作用促使压缩应力得到弛豫等导致的[26]。随着非晶碳的掺入，薄膜的残余应力由拉应力转变为压应力，MoS2-C1、MoS2-C2、MoS2-C3、MoS2-C4复合薄膜的残余应力值分别为-0.02、-0.08、-0.10和-0.11 GPa。很显然，复合薄膜的压应力随非晶碳掺入量的增加而变大，这可能是由于掺入非晶碳引发MoS2晶格发生畸变以及提高了MoS2薄膜的结构致密性，减小了层间间距，从而产生了压应力[27]。C原子的尺寸比Mo、S原子的小，掺入MoS2晶体后，可能会嵌入到层间空隙或替代部分晶格中的S和Mo原子。这种嵌入或替代会导致局部的晶格畸变，进而产生内应力。随着碳含量增加，碳掺入引发的畸变在层状结构中会产生均匀的压应力，以抵消原有的拉应力。
薄膜与基体之间的结合强度在一定程度上代表了薄膜的承载能力、与基体的界面质量和薄膜耐久性。图 7为MoS2-C复合薄膜划痕试验后的光学显微照片。划痕形貌开始出现大块剥落位置所对应的加载力为薄膜的膜基结合力，在照片中以虚线椭圆圈出。总体来看，MoS2-C复合薄膜的膜基结合力均比较低，小于10 N。其中纯MoS2薄膜的膜基结合力仅为2.26 N，随着非晶碳的掺入及掺入含量的增加，薄膜的膜基结合力不断提高，MoS2-C1、MoS2-C2、MoS2-C3和MoS2-C4复合薄膜的膜基结合力分别为3.02、4.12、7.54和8.30 N。相比纯MoS2薄膜，MoS2-C4的膜基结合力提高了267%，说明掺入合适含量的非晶碳能显著提高MoS2薄膜与基体的膜基结合强度。
薄膜材料的硬度和弹性模量是对薄膜的摩擦学性能有重要影响的力学性能参数。图 8为MoS2-C薄膜纳米压痕测试结果。可见，非晶碳的掺入对MoS2薄膜的弹性回复率、硬度和弹性模量有显著影响。从图 8a计算出纯MoS2薄膜的弹性回复率为28.6%，MoS2-C1、MoS2-C2、MoS2-C3和MoS2-C4复合薄膜的弹性回复率分别提高至39.0%、45.4%、49.0%、45.8%。显然，掺杂非晶碳可以显著提高薄膜的弹性回复率。图 8b显示随着掺杂非晶碳含量的增加，薄膜的弹性模量与纳米硬度总体上有逐渐上升的趋势。纯MoS2薄膜的纳米硬度和弹性模量分别仅为1.51和44.39 GPa；MoS2-C1的纳米硬度和弹性模量分别为4.59和76.92 GPa；MoS2-C2的纳米硬度和弹性模量分别为5.25和77.66 GPa；MoS2-C3的纳米硬度和弹性模量分别为5.07和67.44 GPa；MoS2-C4的纳米硬度和弹性模量最大，分别为5.50和82.53 GPa。非晶碳的掺入能显著提高MoS2薄膜的纳米硬度和弹性模量，可能的原因有：1) 非晶碳的加入使薄膜结构膜变得致密。2) 由于非晶碳的加入，晶体取向由(100)和(110)晶面转变为(002)晶面。当基面垂直于加载方向时，最大的拉应力场分量平行于表面，表面存在强化学键。3) 高硬度的非晶碳的掺入提升了MoS2薄膜的硬度。但这种增益效果有一个阈值，超过这个阈值，更多的非晶碳掺入不会再明显提升薄膜的硬度和弹性模量。硬度与弹性模量比H/E和H3/E2可以分别体现薄膜抵抗塑性变形和抵抗磨损的能力。图 8c中，相比纯MoS2，MoS2-C复合薄膜的H/E和H3/E2随着非晶碳含量的增加分别稳定增大至MoS2-C3薄膜的0.0752和0.0287 GPa，随后略有降低。
2.4 摩擦磨损性能
9b和9f中，MoS2-C复合薄膜在100 ℃常压的摩擦系数曲线相对平稳，平均摩擦系数均在0.008~0.019。相比室温常压下，100 ℃常压下的平均摩擦系数显著降低，这主要得益于环境中的大量水蒸发排出，薄膜表面水分子进入MoS2-C复合薄膜层间的数量减少，MoS2-C复合薄膜优异的润滑效果得以体现。随着C的掺入，薄膜的摩擦系数曲线波动范围减小，平均摩擦系数变化不大。图 9c中，200 ℃常压条件下MoS2-C0、MoS2-C1和MoS2-C2复合薄膜在600 s前摩擦系数低于0.01，但随着时间的推移，MoS2-C0复合薄膜的摩擦系数曲线上升，MoS2-C1、MoS2-C2和MoS2-C3复合薄膜仍保持较低的摩擦系数。直至试验结束，薄膜MoS2-C1、MoS2-C2和MoS2-C3的平均摩擦系数均低于0.03(见图 9f)。
图 9e中，MoS2-C复合薄膜在室温真空状态均有良好的润滑效果。图 9f给出了薄膜在室温真空环境的平均摩擦系数仅为0.066~0.096，这主要是由于真空环境阻断了绝大部分的氧气，薄膜表面难以生成Mo的氧化物破坏MoS2-C复合薄膜的层状结构，摩擦系数曲线不像室温常压下震荡起伏严重。纯MoS2薄膜的平均摩擦系数为0.066，表明其在真空下具有良好的润滑性能。非晶碳的掺入对MoS2-C复合薄膜影响为摩擦系数先升高后降低(见图 9e)。MoS2-C1、MoS2-C2、MoS2-C3和MoS2-C4复合薄膜在常温真空环境下的平均摩擦系数分别为0.078、0.096、0.094和0.070。对于薄膜在不同环境下的摩擦学性能表现差异，需要进一步的研究。
利用3D轮廓仪测算摩擦试验后薄膜的体积损失并计算薄膜的体积磨损率，结果如图 10所示。总体来看，非晶碳的掺入对MoS2薄膜的耐磨性提升有积极影响，MoS2-C复合薄膜的磨损率均低于纯MoS2薄膜。所有薄膜在室温常压和300 ℃常压环境下的磨损率较高，均在10-6 mm3/(N·m)级，其余环境下薄膜的磨损率均低于10-6 mm3/(N·m)。室温常压下所有薄膜的磨损率均最高，特别是纯MoS2薄膜，室温常压下的磨损率达到7.43×10-6 mm3/(N·m)。在真空环境下，适量的非晶碳掺入降低了薄膜磨损率，薄膜的磨损率随非晶碳含量的增加呈现先降低后增加的趋势。较高非晶碳的掺入量导致薄膜磨损率升高的原因可能为过量的非晶碳可能会在摩擦界面形成磨粒，导致磨损加剧。薄膜在100 ℃常压下的磨损率最低，MoS2-C2和MoS2-C3的磨损率分别为9.75×10-8和6.81×10-8 mm3/(N·m)，比纯MoS2薄膜耐磨性显著提高。薄膜在200 ℃常压下体积磨损率比100 ℃常压有所上升，体积磨损率分布在4.32~9.03×10-7 mm3/(N·m)。MoS2-C0和MoS2-C1复合薄膜在300 ℃下常压失效，而MoS2-C2、MoS2-C3和MoS2-C4复合薄膜的磨损率分别为1.60×10-6、3.12×10-6、1.91×10-6 mm3/(N·m)。可见，非晶碳掺入能提升了MoS2-C薄膜在多个环境下的耐磨性，这可能是由于非晶碳的掺入使薄膜结构变得致密，提升了薄膜的硬度。
图 11为MoS2-C复合薄膜在不同条件下摩擦试验后磨痕形貌的SEM照片。可以看出，纯MoS2薄膜在室温常压磨痕附近堆积了大量磨屑。100 ℃和200 ℃常压下的磨痕非常浅，300 ℃常压下薄膜热稳定性差，薄膜力学性能下降，磨痕宽大，且发生黏着磨损，磨痕边缘有大块薄膜发生脱落。100 ℃和200 ℃常压下薄膜表面有大量针状析出物。利用EDS对磨痕处的元素含量进行分析，选区见图 11，分析结果如表 3所示。P1和P3分别为纯MoS2薄膜在100 ℃、200 ℃常压的磨痕选区，200 ℃常压下磨痕的氧含量略高于100 ℃常压下的磨痕，表面温度升高薄膜的氧化程度加重。P2选区为针状析出物，主要由O、S和Mo元素组成，且O原子数量百分比高达68.64%，推断为Mo的氧化物。此氧化物出现的原因可能为摩擦试验后薄膜降温过程中受到潮湿空气的氧化在薄膜表面产生。P4、P5和P6分别为MoS2-C2在100 ℃、200 ℃和300 ℃常压的下磨痕选区，与纯MoS2薄膜相比，在100 ℃和200 ℃常压下，磨痕氧含量降低，非晶碳的掺入有效降低MoS2-C复合薄膜在高温下的氧化。P7、P8和P9为MoS2-C4在100 ℃、200 ℃和300 ℃常压的下磨痕选区，与纯MoS2薄膜相比，在100 ℃和200 ℃常压下，磨痕氧含量降低，薄膜氧化程度最低。从EDS结果来看，非晶碳的掺入在一定程度上可以抑制MoS2-C复合薄膜在高温环境下的氧化从而提升薄膜的热稳定性。
表 3 磨痕选区EDS测试结果 |
| 选区 | P1 | P2 | P3 | P4 | P5 | P6 | P7 | P8 | P9 |
| C原子数量百分比/% | 2.35 | 2.97 | 21.0 | 45.9 | 2.62 | 16.5 | 28.4 | 27.1 | 40.6 |
| O原子数量百分比/% | 27.0 | 68.6 | 14.0 | 11.3 | 30.6 | 10.0 | 11.9 | 14.5 | 12.4 |
| S原子数量百分比/% | 39.4 | 14.0 | 36.0 | 28.1 | 29.5 | 43.7 | 35.1 | 32.8 | 27.3 |
| Mo原子数量百分比/% | 31.2 | 14.4 | 29.1 | 14.7 | 37.3 | 29.8 | 24.6 | 25.5 | 19.8 |
为进一步探究MoS2-C复合薄膜不同条件下的润滑机理，对摩擦试验后Si3N4对偶球表面的转移膜进行Raman分析，重点研究不同测试环境下的MoS2-C0、MoS2-C2和MoS2-C4复合薄膜在对偶表面形成转移膜的成分，结果如图 12所示。所有对偶球转移膜Raman光谱在373和408 cm-1附近均出现MoS2的E2g1和A1g的2个特征峰，MoS2-C2和MoS2-C4样品在1 350和1 580 cm-1处均分别检测到非晶碳对应的D峰和G峰，转移膜成分主要由MoS2和非晶碳组成。由图 12a可以发现，在室温测试条件下，MoS2-C0和MoS2-C4复合薄膜在820 cm-1和890 cm-1位置附近均检测到MoO3特征峰，表明转移膜成分除MoS2和非晶碳外还存在一部分MoO3，MoS2-C2未检测到对润滑不利的MoO3特征峰，这与其在室温常压下表现出较低摩擦系数和最低磨损率的结果相吻合。图 12b和12e中，在室温真空和100 ℃常压条件下薄膜未检测到MoO3特征峰，缺少MoO3对摩擦界面的破坏，薄膜摩擦学性能比室温常压下得到提升。图 12c中，200 ℃常压环境摩擦后MoS2-C0样品的转移膜出现强度较高的MoO3特征峰且在300 cm-1附近的低频区也出现MoO3峰响应，非晶碳掺入有效抑制了薄膜氧化，MoS2-C2和MoS2-C4复合薄膜的MoO3特征峰强度降低，表现出比纯MoS2薄膜更优异的润滑特性和耐磨性能。随着温度的升高，300 ℃环境摩擦后转移膜主要成分为MoO3、少量的MoS2和极少量的非晶碳，薄膜整体氧化程度加剧。转移膜Raman光谱检测到强烈的MoO3特征峰，且在300 cm-1低频区也出现较高的响应，如图 12d所示。因此薄膜在300 ℃下的摩擦系数和磨损率比100 ℃和200 ℃常压下有大幅度升高，摩擦学性能显著下降。然而，对比820 cm-1主峰位，MoS2-C4复合薄膜的MoO3特征峰强度略低于MoS2-C0复合薄膜的，非晶碳的掺入在一定程度上可以抑制薄膜Mo元素在高温环境下的氧化，从而提升薄膜的热稳定性和摩擦学性能。
为进一步确定薄膜在200 ℃常压下的良好润滑性和在300 ℃常压下摩擦学性能的下降原因，对在该2种环境下MoS2-C复合薄膜摩擦试验后对偶球磨损表面进行了SEM和EDS分析，结果如图 13所示。图 13a—13c中，200 ℃常压下在对偶球与薄膜接触位置生成稳定的转移膜，转移膜在球下和两侧堆积。EDS显示转移膜成分主要由S、Mo、C、O和少量Si元素组成(见图 13c)，其中Si元素来自Si3N4对偶球。图 13d和13e中，300 ℃常压下纯MoS2-C0薄膜和低掺碳量的MoS2-C1复合薄膜在摩擦实验后未观察到稳定均匀的转移膜。结合摩擦系数曲线，纯MoS2薄膜在摩擦学实验刚开始便发生了失效，表明对偶球上可能自始至终都未形成可靠的转移膜，且薄膜在此温度下承载能力差。MoS2-C1复合薄膜在实验的前3 000 s能够具有较低的摩擦系数，表明MoS2-C1复合薄膜在摩擦学实验中可以形成具有一定寿命的可靠转移膜，随着摩擦实验的进一步进行，薄膜材料在300 ℃下消耗殆尽，薄膜发生失效，摩擦系数迅速上升。图 13f中，具有较高碳掺入量的MoS2-C4复合薄膜在300 ℃下的摩擦实验下形成了稳定的转移膜，且完成3 600 s的摩擦实验仍未破坏。碳的掺入有效提升薄膜的硬度和弹性模量，致使薄膜在300 ℃高温下，比纯MoS2薄膜具有更高的承载能力，形成的转移膜在摩擦过程中不易破坏，具有持续的润滑效果。
图 14揭示了在不同环境下的纯MoS2薄膜和MoS2-C复合薄膜的磨损机理。在室温条件下，由于水蒸气对薄膜层间的侵入，无论纯MoS2还是MoS2-C复合薄膜均未表现出优异的摩擦学性能，对偶球转移膜主要由MoO3、MoS2和非晶碳组成。具体表现为较高的摩擦系数和磨损率，但相对来说，掺入适量的非晶碳有助于提升MoS2-C复合薄膜的耐磨性。这样的结果也表明，在室温和潮湿大气的环境中，非晶碳的掺入及其含量对MoS2薄膜的摩擦学性能的影响并不显著。在真空环境中，由于隔绝了绝大部分的氧气，薄膜的摩擦系数相对室温大气下大幅度降低，对偶球转移膜的主要成分为MoS2和一定量的非晶碳，未检测到MoO3。但由于真空状态下，极少量水蒸气对薄膜的侵入现象可能依然存在，薄膜的润滑特性没有得到完全的发挥。非晶碳含量对薄膜摩擦系数的降低作用没有体现出明显规律，但从磨损率统计结果来看，适量的非晶碳掺入(原子数量百分比37%)有助于降低薄膜在真空环境下的磨损率。在300 ℃下，非晶碳对薄膜的性能提升较为明显。纯MoS2薄膜在300 ℃下几乎没有承载能力，摩擦一开始即发生失效。非晶碳的掺入提升了薄膜的承载能力，提升了薄膜在300 ℃下的使用寿命。同时非晶碳的掺入在300 ℃下对Mo元素的氧化有一定的抑制作用，抑制了Mo元素氧化成为对摩擦不利的MoO3。
3 结论
本文通过直流磁控和高功率脉冲磁控共溅射实现对MoS2薄膜的不同含量非晶碳的掺杂。对MoS2-C薄膜的微观形貌、力学性能、摩擦学性能以及摩擦机理进行了分析，得到了以下主要结论：
1) 非晶碳掺杂可以优化结构，抑制MoS2 (110) 晶面取向和(100)晶面取向，并提升薄膜的表面质量。MoS2-C薄膜的非晶碳的掺入量越大，薄膜的膜基结合强度、硬度、弹性模量、H/E和H3/E2等力学性能的提升更显著。
2) 真空环境下，非晶碳掺杂有助于降低MoS2-C复合薄膜的磨损率，薄膜的磨损率随非晶碳含量增加有先升高后降低的趋势。C原子数量百分比37.41%的MoS2-C2复合薄膜具有最低的磨损率，主要是适量的非晶碳提升薄膜的承载能力且不会在摩擦过程中形成太多磨粒。
3) 室温常压条件下，MoS2-C薄膜未呈现优异的摩擦学性能，非晶碳含量变化对MoS2薄膜摩擦学性能的作用并不显著，这主要是由于潮湿空气水分子对摩擦界面MoS2层间的侵入和氧化。
4) 非晶碳的掺入显著改善了MoS2-C复合薄膜在高温环境表摩擦学性能，其中200 ℃下的MoS2-C2样品具有最低的摩擦系数0.008，磨损率仅为9.75×10-8 mm3/(N·m)。300 ℃下，薄膜的摩擦学性能相对100 ℃和200 ℃下有所下降，原因主要是高温大气环境下Mo元素发生了较为严重的氧化。
