纳米MOS（共4篇）
纳米MOS 篇1
近几十年来,集成电路一直遵循摩尔定律不断发展。计算机硬件的设计通过缩小器件尺寸,不断提高电路与系统的集成度,进而提升产品性能,MOS管的栅长从几十微米一直缩小到如今的几十纳米尺度。目前主流CPU的工艺尺寸为32nm,并向28节点迈进。随着MOS器件进入纳米时代,等比例缩小带来的诸多物理、工艺方面的限制极大地影响着MOS器件的性能,进而制约了集成电路与系统的性能。因此,研究纳米尺度的MOS器件面临的技术难题具有现实意义。
随着MOS管栅长减小,沟道中由栅压控制的电荷变少,导致器件栅控能力下降低,表现为器件阈值电压向负方向移动等一系列短沟道效应(SCE)[1]。沟道源漏的耗尽区深入到栅的下方,使PN结势垒高度降低。源区载流子不受栅压的控制进入漏区,当漏端部分电力线可以直接到达源区,造成源区电子发射,导致源-衬势垒降低称为漏致势垒降低(DIBL)[2]。另一方面,随着特征尺寸不断地减小,沟道的横向电场不断增大,部分载流子注入栅氧化层造成损伤,或与硅原子碰撞形成雪崩热载流子造成沟道电流成倍增长,称之为热载流子效应[3]。这些负面效应都对器件特性产生不利影响。一般来说,短沟道效应会受到栅氧化层厚度,源漏掺杂浓度及结深,衬底浓度等多个因素的共同影响。如何抑制、降低短沟道效应对器件特性的影响是纳米器件的一个重要的研究课题。
计算机辅助设计TCAD(Technology Computer Aided Design)是借助于计算机迅速准确完成设计任务,主要以半导体工艺以及器件模拟工具作为平台,世界上商用的TCAD工具主要有Silvaco公司的Athena和Atlas,Synopsys公司的TSupprem和Medici以及ISE公司(现被Synopsys公司收购)的Dios和Dessis。由于计算机运算速度快,存储量大等特点,适合复杂模型的数值运算,TCAD与电子设计自动化EDA(Electronic Design Automation)一起成为超大规模集成电路与器件设计的必然趋势。基于上述原因,本文使用ISE TCAD软件对32nm MOS器件的特性进行了仿真研究并对结果进行了分析讨论,以期为小尺寸器件的设计提供一定参考。
1 器件结构和仿真模型
1.1 器件结构
本文对N沟增强型MOS器件的特性进行了仿真与分析。图1所示为仿真用器件的结构示意图,其中器件衬底掺杂浓度为2×1017cm-3,源漏离子注入峰值杂质浓度为1×1019cm-3,结深为0.2μm。器件栅长设计为32nm和0.18μm以便进行对比分析,栅氧化层厚度设计为50nm、25 nm、10 nm、5 nm几个不同的厚度以表征不同栅氧厚度下的器件特性。
1.2 物理模型
1.2.1 迁移率模型
迁移率(mobility)是一个重要参数,对器件的特性起着至关重要的作用。低场迁移率采用器件仿真中常用的经验模型:
其中,ND+为电离施主浓度,μmax、μmin、Nref、α为拟合参数,均为软件中默认值。
为了准确的描述器件在高幅值电压信号作用下的内部物理过程,除了考虑掺杂浓度和载流子散射对迁移率的影响外,还特别考虑了高电场对迁移率的影响。由高电场决定的迁移率模型采用Canali模型[4]:
式中μlow是低电场迁移率,其考虑掺杂浓度和载流子散射的影响,速度饱和模型由vsat=vsat0(T0/T)b决定,β是和温度有关的参数:β=β0(T/T0)b,T0=300 K,vsat0、β0、a和b的取值如表一中所列:
1.2.2 碰撞离化模型
电子空穴对的雪崩产生率G可表述为:
式中vn,p和αn,p分别是电子和空穴的漂移速度和电离率,根据Chynoweth定律[5]:
而γ又由下式给出:
式中E表示电场强度,hωop为光学声子能量,a、b为模型中的默认系数,其数值由van Overstraeten和de Man测量获得[6]。
1.2.3 载流子复合模型
复合主要通过禁带中缺陷能级对载流子的俘获来实现,因此,本文采用考虑与掺杂和温度相关SRH复合模型:
其中ED为缺陷能级,Ei为本征费米能级,ni为本征载流子浓度。电子和空穴寿命t为载流子寿命,是与掺杂和温度有关的参数[8,9]:
其中τmin、τmax、Nref(cm-3)和Tα为拟合参数,其数值列于表3中。
2 结果与分析
本文的仿真工作均使用ISE TCAD器件仿真软件完成。首先将第二节描述的器件结构相关的尺寸和掺杂参数输入软件中,并将第二节中所描述的物理模型及参数代入软件中,构建起完整的器件模型,再由软件中的DESSIS模拟器计算得到预期的结果。最后,将数值结果输入软件中的INSPECT可视化模块得到特性曲线。栅长为0.18μm的NMOS器件的输出特性曲线如图2所示,本文研究针对增强型器件,因此,当栅压为0V时,器件处于关断状态,漏极输出电流为0;当栅压为2V(大于器件的阈值电压)时,器件有一定的输出电流。在线性区,随着漏极电压的增大,输出电流逐渐增大,器件近似等效于电阻,对于不同的栅压,阻值不同;在饱和区内,随着栅压的不断增大,输出电流逐渐增大,呈现出栅电压对输出电流的控制作用。
图3为栅长32nm的NMOS器件的输出特性曲线,可以看到,当器件栅长减小到32nm时,在对应于长沟器件的饱和区内,漏极输出电流随着漏极电压的变化而变化的趋势依旧明显,器件难以进入“夹断区”。此时,器件的段沟道效应比较明显,器件在亚阈值区受到漏极电压的影响较长沟器件也更为明显。因此,短沟器件结构的改进和优化设计需考虑抑制此类负面效应。
器件尺寸等比例缩小能有效减小器件版图面积,提高系统的集成度,并且栅长的减小能提高器件的频率特性,使得电路与系统的运算速度更快。针对栅长32nm的MOS器件,研究了不同栅氧厚度下的输入特性,如图4所示。由图4所示结果可以看到,随着栅氧厚度由50nm减小至5nm,器件的阈值电压逐渐减小,这说明具有较薄栅氧的器件更容易开启,并且,随着栅氧变薄,器件的漏极输出电流逐渐增大,说明器件的导通电阻随着栅氧的减薄逐渐减小。由于器件的功率损耗正比于导通电阻与开启电压的乘积,因此,随着栅氧厚度的减小,器件的开态功耗得以进一步降低。
随着器件尺寸等比缩小,由栅氧化层厚度不断减小引起的可靠性问题也愈发显著。从图5所示的击穿特性的曲线可以看到,随着器件栅长的减小,器件的击穿电压,即曲线的拐点位置逐渐向左移,这主要是因为随着栅长的减小,栅电极的几何形状更倾向于一维化,栅电极边缘的电场分布更为密集,因此,短沟器件器件较长沟器件更容易发生击穿;对于32nm的MOS器件,随着栅氧化层厚度的减小,输出电流越大,但是相应地器件的击穿电压也随之降低,由于介质层的减薄,造成的漏电流也会相应增大,对器件可靠性造成负面影响。
3 结束语
本文使用ISE仿真软件针对32 nm NMOS器件研究了短沟道器件的特性。通过在仿真软件中建立合适的器件模型来模拟出器件的各项特性。对比分析了0.18μm NMOS和32 nm NMOS器件的输入、输出以及击穿特性,并讨论了栅氧厚度对器件特性的影响。结果表明,随着栅长减小,器件输出电流难以饱和;另一方面,对着栅氧厚度的减小,器件更容易开启,且导通电阻减小,开态功耗随之降低,但相对而言,更容易发生击穿。
参考文献
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[9]ISE TCAD User Manual.
纳米MOS 篇2
目前,在镍基复合镀层中,加入不溶性颗粒如Al2O3[1,2,3],BN[4],SiC[5,6,7],Si3N4[8],TiC[9]等高硬度的颗粒形成具有高硬度和高耐磨性的复合镀层;另外,加入具有自润滑性的颗粒如PTFE[10],MoS2[11,12]和WS2[13]等形成具有减摩性能的复合镀层。而在镀液中同时加入这两种不同性质的颗粒,可得到既有较好耐磨性又有良好自润滑性的复合镀层。Wu等[14]采用化学镀制备了Ni-P-SiC-PTFE复合镀层,研究表明,Ni-P-SiC-PTFE复合镀层的减摩性能优于Ni-P-SiC,而耐磨性能又高于Ni-P-PTFE镀层,表现出良好的减摩-耐磨综合性能;Huang等[15]采用化学镀的方法,分别制备了纯Ni镀层,Ni-SiC,Ni-PTFE和Ni-SiC-PT- FE复合镀层,研究表明,Ni-SiC-PTFE复合镀层综合了Ni-SiC和Ni-PTFE的优点,滑动磨损量为纯镍镀层的1/7;Wang等[16]采用微弧氧化技术,在铝合金表面制备了Al2O3/PTFE复合镀层,与单一的Al2O3层相比,复合镀层具有更低的磨损量、低而稳定摩擦因数;Huang等[17]首先对MoS2颗粒包覆Al2O3,然后采用复合电镀的方法,在镀镍溶液中制备Ni/MoS2/ Al2O3复合镀层,显微硬度和耐磨性能明显高于单一的Ni/MoS2镀层。王兰等[18]采用化学镀制备了Ni-P-SiC-MoS2复合镀层,镀层的硬度低于Ni-P-SiC而高于Ni-P-MoS2镀层,摩擦磨损性能都优于Ni-P-SiC和Ni-P-MoS2镀层。丁元柱等[19]采用电刷镀技术,制备了具有良好的耐磨减摩纳米SiC-MoS2/Ni复合刷镀层。
复合电沉积技术具有工艺简单、成本低、可以在常温下操作、不影响主体材料内部性质等优点,在耐磨减摩复合材料的研究与开发中占有重要的地位。采用双脉冲电源共沉积制备Ni-MoS2-SiC复合镀层的研究鲜见报道。本工作在前期研究[20]的基础上,主要研究了Ni/MoS2复合镀层基础上,镀液中添加纳米SiC颗粒,研究复合镀液中纳米SiC颗粒浓度对Ni/MoS2复合镀层组织结构及摩擦性能的影响,这方面的研究具有一定的理论意义与实用价值。
1实验方法
以纯镍板为阳极,99.99%的紫铜块切割成尺寸为15mm×10mm×2mm的试样为阴极,采用双脉冲电源,在纯铜上沉积Ni-MoS2基纳米复合镀层。电镀液组成为:硫酸镍(NiSO4·6H2O)300g/L、氯化镍(NiC12·6H2O)30g/L、硼酸(H3BO3)30g/L和适量的表面活性剂十二烷基硫酸钠。 复合镀液中纳米MoS2颗粒的粒径为40nm,加入浓度为2.5g/L,纳米SiC的粒径为40nm,镀液中加入量为0.5,1.0g/L和1.5g/L。电沉积工艺参数及条件:正向电流密度为2A/dm2,反向电流密度为0.2A/dm2,脉冲频率为1kHz,脉冲占空比为0.5,镀液温度采用水浴控制在30℃,镀液采用机械搅拌,转速为200r/min,电镀时间为10h。电镀前,纳米颗粒加入预先配制好的镀液中, 机械搅拌0.5h,再超声波震荡15min后,加入镀液并机械搅拌15min后复合镀。
采用WTM-2E型可控气氛微型摩擦磨损仪。测试条件:Si3N4球为对磨材料,直径4mm;载荷200g, 转速为250r/min,环境温度为室温,磨痕半径为4mm。 采用FM-700型显微硬度机测试,所加载荷为100g, 加载时间为15s,在试样截面5个不同部位测试硬度, 取平均值。
采用JSM-6380LV扫描电镜(SEM)配能谱分析仪(EDS)分析渗层表面及磨损表面的微观形貌;采用Bruker D8Advance型转靶X射线衍射仪(XRD)分析镀层结构,旋转靶为铜靶,采用CuKα射线,管电流40mA,管电压40kV,步长0.02°,扫描速率为5.0(°)/ min。
2实验结果与分析
2.1镀液中纳米SiC浓度对镀层微观形貌和结构的影响
图1为镀液中添加不同浓度纳米SiC颗粒后,Ni/ MoS2基复合镀层的微观形貌。其中,图1(a)为未添加纳米SiC颗粒,图1(b)~ (d)为镀液中分别添加0.5,1.0g/L和1.5g/L纳米SiC颗粒。镀液中添加纳米SiC颗粒后,对复合镀层的微观形貌有明显的影响。 从图1中微观形貌看出,镀液中未添加纳米SiC时, Ni-MoS2复合镀层疏松;镀液中添加0.5g/L SiC后, 镀层的致密度没有明显改善;随着镀液中纳米SiC颗粒的浓度增加到1.0g/L SiC时,复合镀层的致密性提高,如图1(c)所示;继续增加镀液中SiC的浓度到1.5g/L时,复合镀层的微观形貌无明显变化。这是由于MoS2是导电性微粒,当纳米颗粒被吸附到镀层上, 镍离子不但沉积在镀镍层表面,还覆盖在纳米颗粒上并突出镀层表面,镍离子在这些突点处沉积的速率比较快;突点覆盖有镍金属层也更易于捕获镀液中的MoS2,并形成了树枝状组织成长[21]。镀液中添加非导体的纳米SiC颗粒后,SiC颗粒本身导电性能差,不会直接作为镍结晶形核的有利场所而参与电沉积过程,在吸附了大量阳离子的纳米碳化硅颗粒在阴极表面黏附,颗粒可以通过它们吸附离子层促进离子输送到阴极表面,对镍结晶产生了扰动作用,改变了MoS2在镀液中单独存在时的生长方式;另一方面,由于纳米颗粒量多,碰撞几率加大,出现团聚体,镀层中SiC粒子增多,形成表面堆积,复合镀层表面呈“菜花”状。经EDS分析,镀液中分别添加0.5,1.0g/L和1.5g/L纳米SiC颗粒后,镀层中Si的原子分数分别为1.70%, 2.34%和3.27%。
图1 镀液中不同SiC浓度时复合镀层的微观形貌 (a)未添加;(b)0.5g/L;(c)1.0g/L;(d)1.5g/L Fig.1 SEM images of the surface of composite coatings with different SiC content in the solution (a)without addition SiC;(b)0.5g/L;(c)1.0g/L;(d)1.5g/L
图2为镀液中添加不同浓度纳米SiC颗粒后,Ni-SiC复合镀层截面微观形貌。由图2看出,本实验镀液中纳米SiC颗粒添加量在0.5~1.5g/L范围内,纳米SiC颗粒较均匀分散在镀层内,且含量随镀液中颗粒浓度的增加而增加。
图3为镀液中不同SiC浓度时复合镀层XRD图谱。从图3看出,镀液中添加0.5g/L纳米SiC后,衍射图谱中没有出现SiC衍射峰,由于复合镀层内纳米SiC颗粒的复合量较少,复合镀层主要有Ni和MoS2组成。随镀液中纳米SiC颗粒添加量的增加,镀液中纳米SiC颗粒添加量超过1.0g/L时,XRD图谱中出现了SiC的特征峰。这是由于镀液中添加纳米SiC颗粒后,SiC颗粒占据了阴极表面局部位置,与镍共沉积到复合镀层中,形成了含纳米MoS2和SiC组成的复合镀层。
图2 复合镀层的截面微观形貌 (a)未添加;(b)0.5g/L;(c)1.0g/L;(d)1.5g/L Fig.2 SEM images of the cross-section of composite coatings with different nano-SiC content in the solution (a)without addition SiC;(b)0.5g/L;(c)1.0g/L;(d)1.5g/L
图3 镀液中不同SiC浓度时复合镀层 XRD图谱 (a)未添加;(b)0.5g/L;(c)1.0g/L;(d)1.5g/L Fig.3 XRD patterns of the composite coatings with different SiC content in the solution (a)without addition SiC;(b)0.5g/L;(c)1.0g/L;(d)1.5g/L
2.2镀液中纳米SiC浓度对镀层耐磨性能的影响
图4为镀液中纳米SiC颗粒的加入量与复合镀层显微硬度的关系。从图4看出,随加入量的增加,镀层的显微硬度逐渐增大。镀液中未添加SiC时,复合镀层的显微硬度为365HV。镀液中纳米SiC颗粒加入量为1.5g/L时,显微硬度为505HV。在纳米SiC颗粒添加前,Ni-MoS2复合镀层的显微硬度提高,归因于纳米MoS2在镀层内的弥散强化作用所致;镀液添加纳米SiC颗粒后,复合镀层的显微硬度主要由镀层内纳米SiC复合量决定,SiC是硬质材料,当共沉积到镀层中,在镀层中起弥散强化和颗粒强化作用,复合量越大,镀层硬度越高。
图5是在不同添加物浓度SiC的影响下镀层的摩擦因数与时间关系的变化曲线图。从图5可以看出, 当镀液中不添加SiC时,镀层的摩擦因数波动小,滑动5min后,摩擦因数一直维持在0.57左右;镀液中添加0.5g/L SiC时,镀层的摩擦因数减小,在30min滑动时间内,基本维持在0.45左右;镀液中添加1.0g/LSiC时,滑动5min后,摩擦因数在0.39~0.42之间波动;镀液中添加1.5g/L SiC时,摩擦因数波动较大,摩擦因数维持在0.25~0.29。复合镀层的摩擦因数随镀液中纳米SiC增加而降低,这主要归因于镀层内硬质相SiC颗粒复合量增加,与复合镀层的显微硬度结果相吻合。
图6为镀液中添加不同浓度SiC颗粒的复合镀层表面磨痕微观形貌。由图6可知,Ni/MoS2复合镀层的磨损犁沟较宽,而且还观察到磨痕表面有材料转移的痕迹,复合镀层由磨粒磨损为主的黏着-磨粒磨损混合机制组成,如图6(a)所示;镀液中添加0.5g/LSiC后,复合镀层表面的磨损机制与未添加纳米SiC时相类似;当镀液中添加SiC颗粒浓度超过1.0g/L后,由图6(c)中可明显观察硬质颗粒造成的变形和摩擦痕迹,表面分布着平行于滑动方向的犁沟,呈典型的磨粒磨损机制;镀液中添加1.5g/L SiC后,复合镀层的磨痕表面明显与其他条件下制备的镀层不同,犁沟方向与滑动方向一致但不连续,呈网络状,如图6(d)所示。 这是由于复合镀层内的MoS2和SiC分别为软质、硬质材料,在抵抗磨损的过程中,起着不同的作用,镀层中的MoS2在磨损过程中与对磨件摩擦时,能在接触表面之间形成一层MoS2,固体润滑膜,起到润滑作用,降低镀层的摩擦因数,SiC第二相固体微粒嵌入基质金属后,高硬度能有效地提高材料抗黏着和抗磨粒磨损的能力,会阻碍其位错的移动和晶格的畸变,对镀层起到弥散强化的作用,复合量越大,复合镀层抵抗塑性变形的能力越强,因此镀层具有较低的摩擦因数和较高的硬度。
图6 镀液中添加不同浓度SiC的复合镀层磨痕形貌 (a)未添加;(b)0.5g/L;(c)1.0g/L;(d)1.5g/L Fig.6 SEM morphology of the wear tracks of the composites coatings deposited with different content of nano SiC particles in electrolyte (a)without addition SiC;(b)0.5g/L;(c)1.0g/L;(d)1.5g/L
3结论
(1)镀液中添加纳米后,复合镀层的微观形貌发生了改变,随镀液中纳米SiC浓度的增加,镀层表面致密度提高;复合镀层的组织主要由Ni+MoS2+SiC组成。
(2)镀液中添加纳米SiC后,复合镀层硬度明显提高,并随镀液中纳米SiC浓度的增加而增加,当镀液中纳米SiC添加量为1.5g/L时,复合镀层显微硬度达到最大,为505HV,摩擦因数最小,为0.28,分别为纯Ni/MoS2的1.6倍和1/2。复合镀层的磨损机制以磨料磨损为主。
摘要：采用双脉冲复合电镀技术,在瓦特型镀液中,制备含纳米SiC的Ni/MoS2基复合镀层。研究纳米SiC浓度对复合镀层微观形貌、组织结构、显微硬度和摩擦性能的影响。结果表明:镀液中添加纳米SiC后,Ni/MoS2复合镀层的微观形貌产生明显的变化,随镀液中SiC浓度的增加,复合镀层表面致密度提高;镀液中纳米SiC浓度在1.0~1.5g/L时,组织由Ni+MoS2+SiC组成;纳米SiC为1.5g/L时,显微硬度达到最大,为505HV,摩擦因数为0.28,分别为纯Ni/MoS2的1.6倍和1/2。复合镀层的磨损机制以磨料磨损为主。
纳米MOS 篇3
近年来,用关模板法制备纳米材料已有大量的报道[7,8,9]。本工作在自制的氧化铝模板中热分解前躯体(NH4)2MoS4制备出尺寸、尺寸分布和生长取向高度一致的刚性MoS2纳米管,利用SEM,TEM和AFM对产物的微观形貌进行分析; 同时在UMT-2摩擦试验机上进行摩擦实验,研究其摩擦学性能。
1 实验
1.1 阳极氧化铝模板的制备与表征
采用的是Masuda的二次阳极氧化法[10]。在阳极氧化前,首先对高纯铝片(99.99%)进行预处理:将高纯铝片在真空气氛下350℃退火2h,消除铝片内的残余应力,得到粗大、均匀的晶粒;用无水乙醇超声波清洗30min,除去油脂;在高氯酸和无水乙醇的混合溶液(体积比为1∶4)中进行电化学抛光,抛光电压为27V,得到光亮平整的表面。然后以石墨片作阴极,上述处理过的铝片作阳极,室温条件下在0.3mol/L的草酸溶液中进行第一次阳极氧化,氧化电压为40V,氧化时间为1h。然后将一次氧化制备的样品浸泡在1.8%(质量分数,下同)H2CrO4与6%H3PO4的混合溶液(体积比为1∶1)中,将第一次阳极氧化生成的氧化铝膜溶解掉;然后对除膜后的铝片进行第二次阳极氧化氧化,氧化条件和第一次氧化的条件相同,氧化时间为3h。最后,在5%的磷酸溶液中进行扩孔处理,扩孔时间为8～10min。其中每步结束后均用去离子水反复冲洗。
将制备好的氧化铝模板用去离子水冲洗干净,在空气中自然干燥。采用扫描电子显微镜(SEM)和原子力显微镜(AFM)对多孔的AAO模板的微观结构进行分析。
1.2 MoS2纳米管的制备与表征
MoS2纳米管是通过模板法低温(450℃)条件下热分解前躯体(NH4)2MoS4制备的。步骤如下:将红棕色针状的(NH4)2MoS4溶于二甲亚枫(DMSO)中,用磁力搅拌器搅拌使之充分溶解,并用布氏漏斗抽滤,配成0.1mol/L的前躯体溶液;将上面制备的AAO模板浸泡在该前躯体溶液中,然后将载有前躯体溶液的模板放入70℃的干燥箱中干燥使溶剂挥发,该过程重复5-10次;将载有前躯体的模板放入水平的石英管式炉中,通入10%H2/N2的混合气体(总流量为200mL/min),同时以10℃/min的温升速率加热到450℃并保温1 h,冷却至室温即得黑色的MoS2纳米管[11,12]。反应方程式如下:
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利用SEM,EDS及TEM分析了MoS2的微观形貌。便于对MoS2纳米管进行SEM分析,将载有MoS2纳米管的AAO模板浸泡在0.1mol/L的NaOH溶液中10min左右,将AAO模板部分溶解掉,露出黑色的MoS2纳米管。
在对MoS2纳米管进行TEM分析时,用刀片将MoS2纳米管从模板上刮下来,放入无水乙醇中超声波振荡使之分散均匀,然后将其收集在微栅铜网上。
1.3 摩擦实验
摩擦实验在CETR UMT-2多功能摩擦磨损实验机上进行的。采用球-盘式接触,上式样为440C不锈钢球,其直径为4mm。由于模板法制备的MoS2纳米管的量比较少,直接取用0.1mol/L的NaOH溶液稍微处理过的载有MoS2纳米管的模板为下试样1,下试样2为8mm×10mm的高纯铝片。实验载荷分别为1,0.3N,实验速度为60r/min (回转半径r=5mm)。
2 结果与讨论
2.1 氧化铝模板的微观形貌
图1a所示二次阳极氧化法制备的AAO模板的SEM图片,图1b,c是其AFM图片。从中可以看出,制得的AAO模板表面上孔洞大小均匀一致,直径约为100nm,而且这些孔在AAO模板中呈六角形规则排列。并且AAO模板上孔的数目较多,孔密度较大。AAO模板的这些特点直接决定了MoS2纳米管的尺寸和形貌。
2.2 MoS2纳米管的形貌
用模板法热分解前躯体(NH4)2MoS4制备的MoS2纳米管,在没有溶解掉氧化铝模板之前,热处理前后样品的SEM图片并没有太大的不同,因为在模板表面上只有少量的MoS2存在,模板上的孔洞仍然清晰可见。但是,当用0.1mol/L的NaOH溶液将氧化铝模板稍微腐蚀掉一部分后,MoS2纳米管就显露出来了。图2为溶解掉一部分氧化铝模板后的MoS2纳米管的SEM和EDS图片,从图2a,b可以看出,MoS2纳米管具有均匀一致的直径约100nm,和模板上的孔径相符,长度超过5μm。并由此可看出,MoS2纳米管阵列的生长取向不是随机的,它们的长度、直径和生长取向都高度一致。用EDS图(2c表征产物的成份,S∶Mo接近于2,可证明得到的产物是MoS2,而图片中的铝峰和氧峰来源于模板及基底中的Al和O。
用TEM对产物作进一步分析。图3a,b是完全溶解Al2O3模板后的MoS2纳米管的TEM照片。可以看出制得的MoS2纳米管具有典型的中空结构,管径分布均匀(约为100nm,与模板的孔径相对应),管壁比较光滑且是比较直的刚性管,这与Dorhout用模板法制得的“竹状”管不同,机理正在研究中。其中的电子衍射花样显示该纳米管是由正六边形的MoS2多晶体组成,其中层间距约为0.6nm。
2.3 MoS2的摩擦性能
图4a是载荷为1 N得到的试样1的摩擦系数随时间的变化曲线,图4b为载荷为0.3N条件下得到的试样2的摩擦系数随时间的变化曲线。从图4a可看出,在模板上测得的MoS2纳米管的摩擦系数较低,随着时间的增加,摩擦系数有下降的趋势并最终趋于稳定。这可能是由于模板在NaOH溶液中腐蚀不均匀,模板表面的MoS2纳米管分布不平整,随着时间增加,模板逐渐平整且MoS2纳米管均匀的覆盖在整个模板表面。从图4b可看出,铝片的摩擦系数较大,且波动较大。由于模板下面是铝基底,比较软,而且模板表面的MoS2纳米管的量比较少,故图4a的摩擦系数并不是特别低。但是图4b相比,仍能看出MoS2纳米管具有优异的摩擦性能,且有很好的承载能力。
3 结论
(1) 用二次阳极氧化法制备的氧化铝模板含有大小均匀一致、排列规整、密度较大的纳米孔阵列,为MoS2纳米管阵列的制备奠定了良好的基础。
(2) 用模板法热分解前躯体(NH4)2MoS4制备MoS2的纳米管的直径均匀一致约为100nm,长度超过5μm,与氧化铝模板上孔的尺寸和尺寸的分布相符合。改变模板上孔径的参数可以改变MoS2纳米管的参数,从而解决了MoS2的纳米管的尺寸和尺寸分布的问题。
(3) 在CETR UMT-2多功能摩擦磨损试验机对MoS2纳米管进行摩擦实验,结果证明MoS2纳米管具有良好的润滑性能,并具有一定的承载能力。
参考文献
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纳米MOS 篇4
首先对微纳米Si C颗粒进行表面修饰处理, 然后采用电刷镀技术, 制备微纳米Si C-Mo S2/Ni基复合刷镀层, 利用多种仪器进行复合镀层组织与性能的研究和分析。
1 实验材料及方法
选用尺寸为100×30×1mm且硬度为HV140的低碳钢板作为刷镀的基体材料。通过机械合金化方法, 选用Ni粉对微纳米Si C颗粒进行表面修饰, 用快速镍溶液作为基质镀液, 加入修饰过的微纳米Si C和平均粒度为300nm Mo S2颗粒。制备复合镀层的步骤为:基体金属预处理—电净—活化—特殊镍镀层—制备复合镀层。
2 实验结果与分析
通过对X射线衍射图进行分析, 可以确定复合镀层中含有Mo S2、Si C和Ni三个物相, 从而说明利用电刷镀技术, 能同时向镀层中电沉积微纳米Si C颗粒和Mo S2颗粒。
实验表明, 当镀液中微纳米Si C颗粒含量增多时, 电沉积到镀层中的微纳米Si C颗粒增多, 在摩擦磨损过程中镀层表面的硬质点也增多, 进而降低镀层的磨损;而当镀液中微纳米Si C颗粒添加量进一步增加时, 由于微纳米颗粒的团聚程度较大, 使得镀层表面的颗粒也粗大, 其弥散强化效果大大减小, 同时基体镀层对颗粒的包裹有效面积较小, 导致包裹作用下降, 在外力的作用下这些颗粒较易被剥落, 使得表面粗糙度增大, 因此镀层在摩擦磨损过程中磨损量增加。当镀液中Mo S2含量较低时, 刷镀到镀层上的Mo S2较少, 导致摩擦磨损过程中, 在镀层表面形成的Mo S2润滑膜较薄, 其完整性在摩擦磨损时很容易被破坏, 因此镀层的磨损量很大;但随镀液中Mo S2颗粒含量的增加, 镀层表面电沉积的Mo S2含量也随之增加, 因此在摩擦磨损时形成的Mo S2润滑膜不断增厚, 其完整性不易在摩擦磨损时被破坏, 所以能更好的发挥Mo S2的自润滑性, 因此镀层磨损量降低。
从镀层SEM形貌看出, Si C和Mo S2颗粒均比较细小, 而且分布均匀, 说明刷镀到镀层表面的Si C和Mo S2颗粒含量适当, Si C颗粒作为硬质相, 发挥其细晶强化的作用, 软质相Mo S2被Si C弥散均匀的包覆在其中, Si C/Mo S2复合镀层的金相组织致密, 并且结晶属于超细晶粒结晶, 结晶速度快, 镀层的质量较高。
试验结果表明, Si C/Mo S2复合镀层硬度值是基体金属硬度的4倍多, 是快速镍镀层硬度的1.7倍, 同时比加入未经表面修饰的微纳米Si C颗粒的复合镀层硬度高出91HV, 说明其可以提高基体金属的表面硬度。微纳米Si C颗粒对镀层起到弥散强化的作用, 其增强效果高于普通镀层, 是因为对微纳米Si C颗粒进行表面修饰后, 在刷镀过程中其分散性较好, 不易团聚, 同时修饰后的微纳米Si C颗粒具有良好的导电性, 容易刷镀到镀层表面, 提高Si C颗粒的共沉积量。
在未经表面修饰Si C镀层摩擦磨损过程中, 随着磨损的进一步进行, 可以观察硬质颗粒造成的变形和摩擦痕迹, 表面分布着平行于滑动方向的犁沟, 镀层的磨损失效主要是由于硬质颗粒的挤压、犁削后生成的磨屑充填于气孔和微裂缝中, 或介于磨损表面之间, 充当新的磨粒, 其主要磨损机理为磨粒磨损。复合镀层的耐磨性较好, 抵抗磨粒压入的能力高, 磨损表面磨痕较浅, 而且均匀, 这是因为微纳米复合镀层中存在的微纳米Si C颗粒在磨损过程中起到硬质点作用, 同时镀层中的Mo S2在磨损过程中与对摩件摩擦时, 能在两表面之间形成一层Mo S2固体润滑膜, 起到润滑作用, 能有效降低镀层的摩擦因数和提高镀层的耐磨性。其主要磨损机理为磨粒磨损和疲劳磨损。
对在各种刷镀工艺参数下, 刷镀出的复合镀层分别进行划痕法和淬火法试验来测试镀层结合力。通过观察测试后的镀层表面, 发现镀液中的微纳米Si C颗粒含量在20~30g/L, Mo S2颗粒含量在8~12g/L, 刷镀电压在12~14V时, 镀层没有出现起皮, 剥落现象, 说明这种工艺条件下刷镀的复合镀层结合较好, 能达到使用要求。而微纳米Si C颗粒含量在40g/L和Mo S2颗粒含量16g/L时, 镀层出现一定的剥落, 这是由于添加颗粒过多, 导致其在镀层中发生严重的团聚长大, 导致镀层性能下降, 所以出现剥落现象;当刷镀电压为16V时, 镀层经测试后也出现起皮剥落, 其原因是在高电压下, 刷镀的电流密度大, 容易引起镀层表面过热产生气孔等缺陷, 所以在进行镀层结合力测试时容易开裂剥落。
3 结论
利用机械合金化方法, 可完成对微纳米Si C颗粒的表面修饰, 得到经修饰的微纳米Si C颗粒, 用其作为电刷镀的增强相可提高镀层的显微硬度, 同时增强效果要高于未经表面修饰的微纳米Si C复合镀层。
X射线衍射与能谱分析的结果表明, 利用电刷镀技术, 可以同时向镀层中共沉积Si C和Mo S2颗粒, 其中Mo S2颗粒出现较大的择优取向, 复合镀层中Si C、Mo S2和Ni均为晶态。