HiPIMS占空比对Al合金表面Ti_DLC涂层力学和摩擦性能的影响.pdf

Aug.2023CHINA SURFACEENGINEERING2023年8 月Vol.36No.4面表国中程第36 卷第4期doi:10.11933/j.issn.1007-9289.20221102001HiPIMS占空比对AI合金表面Ti/DLC涂层力学和摩擦性能的影响1,2白琴1郭鹏魏晨阳柯培玲2王振玉2李昊2汪爱英2（1.上海大学材料科学与工程学院上海200072;2中国科学院宁波材料技术与工程研究所宁波315201)摘要：类金刚石涂层（DLC）兼具高硬度、耐摩擦磨损和高化学惰性等优点，是理想的A1合金零部件耐磨防护材料之一。然而受限于AI合金与DLC间力学性能差异大，摩擦工况下承受复杂的耦合载荷作用，易导致涂层剥落失效。通过改变高功率脉冲磁控溅射技术（HiPIMS）的电源占空比（2%10%），设计具有不同结构的Ti过渡层，系统研究Al合金基体上不同过渡层界面结构对DLC力学及摩擦性能的影响。结果表明，随HiPIMS占空比增加，所有Ti过渡层取向从（10 0）向（0 0 2）转变。相比直流磁控溅射Ti过渡层，HiPiMS技术可以降低晶粒尺寸以及提高Ti层致密性，令Ti过渡层具备更强的承载能力，涂层摩擦寿命提升了约4.5倍。沉积具有低（10 0）择优取向和致密结构的Ti过渡层是实现A1合金表面高性能Ti/DLC涂层的关键，对解决A1合金零部件表面硬质涂层易剥落失效等问题提供了新思路。关键词：AI合金；Ti/DLC涂层；HiPIMS；择优取向；致密性；摩擦磨损行为中图分类号：TG156；T B114Effect of Duty Ratio on Structure,Mechanical and Frictional Properties ofTi/DLC Coatings on Al Alloy via HiPIMSWEI Chenyang1,2GUO Peng2BAI Qin IKE Peiling2WANG Zhenyu?ILI Hao 2WANGAiying22(1.College of Materials Science and Engineering,Shanghai University,Shanghai 200072,China;2.Ningbo Institute of Materials Technology and Engineering,Chinese Academy of Sciences,Ningbo 315201,China)Abstract:Aluminum alloys are lightweight materials with a range of excellent properties and extensive applications.Due to their highspecific strength,exceptional low-temperature toughness,corrosion resistance,and ease of processing,aluminum alloys havepromising potential in fields such as aerospace and transportation.However,the low hardness and poor wear resistance of aluminumalloys can significantly impact the longevity and safe operation of some high-performance equipment.Diamond-like carbon(DLC)coatings exhibit high hardness,wear resistance,and chemical inertness,making them ideal wear-resistant protective coatings foraluminum alloy components.Nevertheless,the differences in mechanical properties between aluminum alloys and DLC coatings cancause the Al/DLC alloy system to face changing loads under frictional operating conditions,which can lead to DLC failure.In thisstudy,1-m thick DLC coatings were prepared using a linear ion beam.Titanium transition layers with varying structures weredeposited by adjusting the duty ratio(2%-10%)of high-power pulsed magnetron sputtering technology(HiPIMS).The effects ofdifferent interface structures of transition layers on the mechanical and friction properties of the Al/DLC system were systematically*国家杰出青年科学（52 0 2 50 14）、中国科学院-韩国国家科技理事会协议（17 4433KYSB20200021）、浙江省自然科学基金（LGG22E010011）和宁波市科技创新2 0 2 5重大专项（2 0 2 2 Z054）资助项目。Fund:Supported by National Science Foundation for Distinguished Young Scholars of China(52025014),CAS-NST Joint Research Project(174433KYSB20200021),Provincal Natural Science Foundation of Zhejiang(LGG22E010011),and Ningbo Science and Technology 2025 innovation Project(2022Z054).20221102收到初稿，2 0 2 30 310 收到修改稿78面表中程国2023年investigated.A coating prepared using the DC magnetron sputtering technique served as a control group.SEM and TEM were used toobserve the surface and cross-sectional morphology of the coatings.Raman spectroscopy was employed to characterize the bondingstructure of DLC.The changes in coating surface roughness were determined using AFM.Nano-indentation tests provided thehardness and elastic modulus of the coatings.The tribological properties of the coatings were assessed using ball-disk frictionequipment.Results showed that the bonding structure of DLC was not affected by the titanium transition layer structure.All titaniumlayers exhibited a distinct columnar structure.As the duty ratio increased,the decrease in peak power led to a reduction in titanium ionenergy,and all titanium layers were oriented from(100)to(002)due to surface energy minimization.The roughness of the top layerDLC changed as a result of the titanium layer structure(Ra=10.6-14.5 nm).Scratch tests revealed that samples prepared via HiPIMS(8.4-8.6 N)demonstrated higher adhesion strength than those prepared by DC(7.0 N).Furthermore,the change in duty ratio had nosignificant effect on the adhesion of HiPIMS samples.Friction experiments showed that the average friction coefficient of the DCsample was 0.15,while that of the HiPIMS sample was 0.07.Different amounts of amorphous carbon transfer films were observedadhering to the Al2O,ball.Compared with the sample prepared via DC,HiPiMS can simultaneously reduce the grain size and increasethe proportion of(002)plane,providing the coating with a stronger bearing capacity and significantly improving its mechanical andtribological properties(samples with a duty ratio of 8%exhibited a hardness of approximately 29.9 GPa,a modulus of 220.6 GPa,H/E and H/E2 values of 0.136 and 0.550 GPa,respectively,and the lowest friction coefficient and wear rate of 0.07 and 4.5 X10-7mm/(N m),respectively).The failure modes of all coatings during friction testing were similar,consisting of tensile cracks andflake spalling due to frictional shear stress.Trenches parallel to the loading direction were observed in the friction traces.Thus,depositing a titanium transition layer with a low(100)preferred orientation and dense structure is key to preparing high-performanceTi/DLC coatings on aluminum alloys.This approach offers a novel solution to address the issue of easy peeling of wear-resistantcoatings onaluminumalloycomponents.Keywords:Al alloy;Ti/DLC coating;HiPIMS;preferred orientation;compactness;friction and wear behavior0前言A1合金因具有高比强度、良好低温韧性、耐腐蚀及易加工等优点，在航空航天、交通运输等诸多领域具有广阔的应用前景1-3，已成为国防、军工等新一代战略高端装备中不可或缺的重要结构和功能材料。但是，A1合金普遍存在硬度低、耐磨损性能差等问题，在严苛服役工况下容易发生破坏和失效，严重影响高性能装备的长寿命可靠运行。类金刚石碳基涂层（Diamond-likecarbon，D LC）作为一种兼具高硬度、耐摩擦磨损性能优异、化学惰性好等优点的涂层材料，是提高A1合金力学以及摩擦学性能的一种理想材料4-7 。然而，C和A1 的化学亲和力差，导致硬质DLC涂层与软质A合金基体之间的界面结合力弱。此外，DLC具有较高残余应力8 ,其硬度、模量与A1合金差异大，在承受负载时，很容易因“蛋壳效应”而过早断裂9-1。因此，选择合适的过渡层体系及制备工艺是实现DLC与AI合金界面匹配，解决上述问题的关键。Ti与A1、C具有良好的化学亲和力12-13,其热膨胀系数（8.6 10-/K）介于DLC（2.310-/K)和A1合金（2 3.2 10-/K）之间。Ti过渡层不仅可提高A1和DLC之间的界面结合性能，而且还可以降低DLC和Al合金之间的界面热膨胀不匹配性，减少沉积过程中形成的热应力，同时，Ti过渡层可以有效降低DLC 本征生长应力。例如，WANG等14和MARUNO等15 发现，通过引入Ti过渡层，DLC的内应力可以释放约30%。CAO等16 在A1合金上沉积了Ti/Ti-DLC多层涂层。结果表明，Ti过渡层可以改善涂层和基材之间的界面过渡，这有利于获得良好的结合力（从12.8 N增大至42 N）。在传统的直流磁控溅射（DC）技术中，由于等离子体密度（10 1 m）和离化率较低（10%）17,溅射粒子主要以原子形式存在，不利于高性能涂层的制备。高功率脉冲磁控溅射（HiPIMS）技术作为一种新型磁控溅射技术，在某种程度上，集中了直流磁控溅射和电弧沉积的优势，在产生高的粒子离化率时不会产生金属大颗粒18 。其通过在一个短周期（10 0 50 0 s）内施加瞬时高功率脉冲电流，获得远大于DC的等离子体密度（10 lm）和离化率（高达90%）19。随后经过较长的关闭时间，降低靶材温度提高稳定性。特别是,HiPIMS放电过程中，等离子体密度增加，金属粒子间碰撞时平均自由程减少，促进金属原子离化，有利于提高涂层硬度、耐磨性、致密性、膜-基结合力等2 0-2 。考虑到 Ti79第4期魏晨阳，等：HiPIMS占空比对AI合金表面Ti/DLC涂层力学和摩擦性能的影响过渡层在A1合金/DLC体系中的关键作用，使用HiPIMS技术有望制备出高性能Ti过渡层，如更小的晶粒（52 12 nm），更高的硬度（7 GPa）和致密性以及更低的表面粗糙度（Ra=1.4nm）2 3，以提高Al合金表面Ti/DLC涂层体系的使用寿命。而在各种HiPIMS参数中，占空比（即脉冲宽度）是影响其峰值功率和离化率的主要因素之一，而且易于调控，有利于获得稳定可控的涂层工艺。然而截至目前，占空比对HiPIMS制备Ti层取向和微观结构的影响，以及Ti过渡层对Al合金表面改性Ti/DLC涂层力学和摩擦学性能的作用机理尚不清晰。本文采用HiPIMS复合线性离子束制备技术，在Al合金基体表面制备Ti/DLC涂层，通过改变HiPIMS占空比调整Ti过渡层结构，探究Ti过渡层结构变化对Ti/DLC涂层的力学以及摩擦学性能的影响。同时，在其他参数不变的情况下，通过DC磁控溅射方法制备对照组样品。顶层DLC涂层采用已优化的工艺制备，所有样品的DLC涂层工艺参数一致。相关研究结果揭示了HiPIMS技术制备的A1合金-表面改性Ti/DLC涂层体系的优势以及损伤机制，为获得具有优良抗损伤性能的Al合金/DLC体系提供了理论指导。1试验准备1.1样品制备图1是复合PVD设备结构示意图，其中Ti靶（纯度99.99%）尺寸为38 0 mm100mm7mm。基体选用厚度为50 0 m硅片及6 0 6 1-T6Al合金（15m m 2 0 m m X 3m m）。硅片对涂层截面形貌及厚度基本无影响，因此使用硅片进行涂层厚度的测量以及截面形貌观察。将所有基体放入丙酮和无水乙醇中分别超声清洗10 min，使用干燥氮气吹干放置在旋转机架上。首先，将清洗后基体放入腔体中，待腔室真空度达到4.0 mPa，通入氩气。使用离子束在室温下进行40 min的Ar离子刻蚀清洗，以去除基体表面氧化物及空气中吸附的杂质。其中，离子束工作电流为0.2 A，工作电压为16 0 0土30 V，A r 气流量为36 38 mL/min，腔室工作气压为0.3Pa，基体施加负脉冲偏压2 0 0 V（频率为350 kHz，占空比为38.5%）。其次，HiPIMS电源参数设置为平均功率1.1kW，频率50 0 Hz。通过改变占空比制备了5种不同样品，占空比分别设置为2%、4%、6%、8%、10%。DC电源同样设置功率为1.1kW，工作电流3.0 A。所有Ti层沉积时基体施加负脉冲偏压150 V（频率为350kHz，占空比为38.5%）。随后，使用离子束沉积顶层DLC涂层，乙炔作为碳源气体，离子束工作电流为0.2 A，工作电压为12 0 0 30 V。乙炔气流量为36 38 mL/min，腔室工作气压为0.3Pa，基体施加负脉冲偏压10 0 V（频率为350 kHz，占空比为38.5%）。通过调整沉积时间控制Ti过渡层及DLC厚度保持一致。MFCMFCLinearionChamberMFC/sourceTi target-SubstrateTiatomholderHiPIMSTiionC2H2ArDC pulsedPumpDbias图1磁控溅射复合线性离子束设备示意图Fig.1IDiagram of magnetron sputtering compoundlinear ion beam equipment1.2结构表征及力学性能测试使用场发射扫描电子显微镜（V e rio sG 4U C)观察涂层表面以及截面形貌。采用透射电子显微镜（T a lo s F2 0 0 X）观察涂层的截面微观结构，其中透射样品使用聚焦离子束FIB（Ca r l Ze i s s）制备，制样前在涂层表面沉积Pt保护层。采用扫描探针显微镜（DimensionICON）测量涂层表面粗糙度。采用X射线衍射仪（BrukerD8ADVANCEDAVINCI）分析Ti过渡层晶体结构，测量范围为590。使用激光共焦显微拉曼光谱仪（Renishaw-inViaReflection）检测DLC涂层物相组成。测试采用532 nm激发波长，使用双高斯函数拟合拉曼数据，获得G峰位置，G峰半峰全宽和峰强度比（Ip/IG）。使用纳米压痕设备（MTSNANO200）测量涂层的硬度和弹性模量值。测试采用连续刚度法，使用金刚石压头，压入深度为50 0 nm，测试9个点以保证数据准确性，为降低基体的影响，选取曲线平台区12 0 17 0 nm（1/10 涂层厚度）的数值。采用瑞士Revetest划痕仪对涂层结合力进行测试，测试采用金刚石针头，变载荷模式，最大载荷为12 N。采用瑞士安东帕公司生产的摩擦试验机（Trb3）进行摩擦试验，测试涂层耐摩擦磨损性能。摩擦滑动方式为往复式，相关参数如下：摩擦副为直径6 mm的AlO3球，摩擦速度80面中表程国2023年7.85mm/s，载荷10 N。摩擦测试后，采用光学显微镜（AxioImager2）观察AlO3球表面形貌。2结果与讨论2.1涂层截面和表面形貌从图2 可以看出，所有涂层为双层结构，总厚度为1.7 土0.0 4m。总体上，涂层截面形貌表现为柱状结构，且HiPIMS技术制备Ti过渡层具有比DC更加致密的结构及更小的柱状结构宽度。随占空比增加，样品中柱状结构宽度呈增加趋势。图3为6 种样品的表面形貌，顶层DLC涂层具有非晶结构，因此在沉积过程中会保留部分Ti过渡层表面形貌。所有涂层表面形貌类似，无明显裂纹以及孔洞结构。如图3所示，DC样品的表面微凸体尺寸均大于HiPIMS样品，且占空比2%和8%的样品表面微凸体更加细小。使用扫描探针显微镜测量所有样品表面粗糙度（Ra）。所有HiPIMS样品均具有比DC样品（16.6 nm）更低的表面粗糙度。随占空比从2%增加到6%，涂层Ra值从10.6 nm增加至14.9nm。当占空比增大至8%时，又降低至11.3nm，在占空比进一步增加至10%时，Ra增加到14.5nm。1005nmDLC-982nm1000nm672nm720nmTi-725nmunIumIm(a)(b)(c)950nm1002nm1008nm722m736mm741mmlumIumIm(d)(e)(f)图2 Ti/DLC涂层的SEM截面图(a)DC(b)(f)占空比分别为2%、4%、6%、8%、10%的HIPIMS样品Fig.2SEM cross-sectional morphology of Ti/DLC coatings:(a)DC;(b)-(f)HiPIMS samples with duty ratio of 2%,4%,6%,8%,10%Ra-16.6nmRar-10.6nmRa-14.3nmTumum(a)(b)(c)Ra-14.9nmRa-113nmRa-14.5nmTumImum(d)(e)(f)图3Ti/DLC的SEM表面图图(a)DC(b)(f)占空比分别为2%、4%、6%、8%、10%的HiPIMS样品Fig.3SEM morphology of Ti/DLC coatings:(a)DC;(b)-(f)HiPIMS samples with duty ratio of 2%,4%,6%,8%,10%81魏晨阳，等：HiPIMS占空比对AI合金表面Ti/DLC涂层力学和摩擦性能的影响第4期2.2涂层的微结构特征图4a为DC技术和不同占空比HiPIMS技术制备Ti过渡层的XRD谱图。总体上看，所有样品具有-Ti（H CP）结构，且主要存在3种晶面取向，分别为（10 0）、（0 0 2）及（10 1）。图4b为6 种样品的织构系数。其中，DC样品以（0 0 2）取向为主，HiPIMS样品则随占空比增加Ti层取向从（10 0）向（0 0 2）转变。占空比2%的样品（10 0）择优生长趋势最为明显。这可能是在物理气相沉积过程中，涂层生长取向取决于表面和应变能的竞争，以达到总能量最小化。对于直流磁控溅射，等离子体低电离导致低原子能量，应变能对Ti层的晶体取向影响很小。因此，表面能减少是保持涂层稳定性的主要动力。涂层表现出具有最低表面能取向2 42 ，即-Ti（0 0 2）面（表面能2.2 J/m）【2 6-2 8 。此外DC具有更高沉积速率，导致较小的成核距离，Ti原子可以更容易移动并到达最低表面能面面（0 0 2 2 9。a-Ti(100)(002)(101)(200)10%8%6%14%12%DCT102030405060708020/()(a)XRD1.0(100)(002)(101)0.80.60.40.20DC246810Duty ratio/%(b)Texturecoefficient图4不同占空比的HiPIMS样品的XRD及织构系数图Fig.4XRD and texture coefficient of HiPIMS sampleswithdifferentdutyratio而对于HiPIMS技术，在恒定平均功率下高峰值功率放电，对应于（0 0 2）峰值表现出低衍射强度。这是因为在沉积期间高能粒子轰击可以抑制晶粒向紧密堆积方向生长。密堆积面比其他晶面产生更多碰撞损伤，导致异常晶体取向优先发展30 。因此，占空比2%的样品表现出（10 0）择优取向。同时随占空比增加，粒子能量降低，Ti层逐渐发展为表面能主导，即（0 0 2）取向。结合涂层表界面形貌与XRD结果，DC与HiPIMS技术由不同粒子能量及沉积速率导致不同Ti层结构与涂层形貌。DC较低的粒子能量及高沉积速率，使得Ti层以（0 0 2）取向为主。由于（0 0 2）面与基体表面平行或接近平行，因此（0 0 2）面的快速生长导致Ti层形成根部窄，顶部宽的柱状结构，降低了Ti层致密性。同时，表面微凸体大小及粗糙度较HiPIMS样品更大。而在HiPIMS样品中，受高能粒子轰击会导致Ti层异常生长，占空比2%的样品以（10 0）面为主，作为HCP结构的柱面，其生长方向垂直或与表面法线夹角较小。因此Ti层表现为细长柱状组织，DLC顶层微凸体尺寸最小。而随占空比增加（2%6%），Ti层锥面（10 1）以及基面（0 0 2）的生长，导致涂层表面粗糙度增加，微凸体尺寸增加。随占空比达到8%，涂层粗糙度下降，这可能是由于（10 0）以及（10 1）面增加导致Ti层柱状晶横向生长受到限制。对于占空比10%的样品，占空比增加，导致在恒定平均功率条件下峰值功率下降，令Ti粒子能量降低，Ti层生长模式开始逐渐向DC 模式靠拢31，因此表现为更大的粗糙度和柱状结构。图5a所示为HiPIMS样品的拉曼图谱。整体上，所有样品具有类似的拉曼峰，均在1350 cm-及1560cm-附近出现非晶碳特征峰。图5b为对应拉曼光谱的拟合结果，利用双高斯拟合确定G峰半峰全宽（GrWHM）、G 峰位置及峰面积比（lp/1c）32 。ID/IG和G峰位置变化表明sp团簇平均大小和数量发生变化。此外，GFWHM是对sp团簇中键长和键角扭曲程度及无序度的测量3-4。图5b显示HiPIMS样品的GFWHM、ID/IG 和G峰位置几乎分别稳定在192 cml、0.7 5和1541cm左右。DC样品数值分别为18 6.6 cml、0.91和1540 cml，表明DLC中sp团簇尺寸、数量、结构无序度类似，说明所有样品中DLC层结构相似。中82面表国程2023年10%8%6%4%2%GpeDCDpeak800 1 000 1 200 1 400 1 600 1800 2 000Raman shift/cm-1(a)Raman curve3.01555220ID/IG2.5-G-peak position一2101550-GFWHM2002.015451901.515401801.01700.5153516001530150246810Duty ratio/%(b)GFwHM,G peak position and/p/IG图5不同占空比的HiPIMS样品顶层DLC的拉曼图谱Fig.5 Raman spectra of DLC of HiPIMS samples withdifferentduty ratio2.3涂层的力学性能图6 a显示了涂层的硬度以及弹性模量。图6 b显示了对应的H/E及H/E。从图6 a中得知，DC样品硬度及弹性模量为2 4.6 1.1GPa和2 35.414.0GPa。所有HiPIMS技术制备的样品硬度均保持在2 9GPa左右，弹性模量随占空比增加，逐渐从2 35.6 3.1GPa降低至2 2 0.94.3GPa。从图6 b中得出，HiPIMS样品均具有比DC样品（H/E以及H/E数值为0.10 4和0.2 7 0 GPa）更高的H/E及H/E数值。一般来说，H/E和H/E越高，材料断裂韧性及抗塑性变形能力越强35，说明采用HiPIMS技术可以获得更高质量的涂层。同时随占空比增加，HiPIMS样品H/E及H/E先增大后减小。H/E值从0.12 5增加至0.136，随后占空比达到10%时降低到0.12 8。而H/E?从0.46 5GPa增加到0.550 GPa，随后降低至0.46 3GPa。这同样可能与高能粒子碰撞限制了Ti层内部晶粒沿平面的横向长大及形核率增加有关36 。因此具有更小的晶粒及更高的致密性，提高了复合涂层整体力学性能，然而，高能离子轰击常会带来应力过大等问题，或许会影响其力学性能。40260HE35235.429.529.925029.628.828.33024.6235.624025230.1231.9工20230220.6220.9152201021050200DC246810Dutyratio/%(a)Hardness and elastic modulus0.15HIEH/E20.60.140.5510.1360.4650.4700.4770.4630.50.130.1270.1280.1250.1260.40.120.110.30.2700.1040.100.2DC246810Dutyratio/%(b)H/E and H/E2图6不同占空比的HiPIMS涂层的纳米压痕图Fig.6Nanoindentation of HiPIMS coatingswith different duty ratio图7 显示了所有样品的划痕形貌，涂层采用划痕过程中涂层完全剥离（Lc3）时的载荷表征涂层结合力37 。如图7 所示，所有样品划痕形貌类似，在划痕内部均为共形弯曲裂纹，裂纹在划痕轨迹内，(a)LC3-7.0N(b)LC3-8.61(c)LC3-8.4N(d)LC3-8.4N(e)(f)1N2N4N6N8N10N12N图7 不同占空比的HiPIMS涂层的划痕形貌图(a)DC(b)-(f)占空比分别为2%、4%、6%、8%、10%的HIPIMS样品Fig.7 Scratch topography of HiPIMS coatings withdifferent duty ratio:(a)DC;(b)-(f)HiPIMS samples withduty ratio of 2%,4%,6%,8%and 10%respectively83第4期魏晨阳，等：HiPIMS占空比对A1表面Ti/DLC涂层力学和摩擦性能的影响随着压头使涂层和基底变形，半圆形裂纹逐渐形成，从而导致涂层失效和基底暴露。这是由涂层被压入时，涂层内产生拉伸弯曲作用导致的38-39。在划痕载荷达到Lc3前，划痕边缘无明显剥落。随载荷超过Lc3时，划痕边缘出现少量涂层剥落。Lc3值表明，所有HiPIMS样品具有比DC样品高的结合力。占空比变化对HiPIMS样品结合力无明显影响。或许是由于Al合金基体较软，随划痕载荷增加，基体显著变形导致DLC薄膜中应力过度集中，引起涂层大面积剥落。2.4涂层的摩擦性能图8 显示了6 种样品的摩擦因数及磨损率。如图8 a所示，所有样品表现出一段磨合期，通常发生在0 30 m，这可能是在摩擦初始阶段，磨球表面未形成具有润滑作用的转移膜，而且涂层表面存在微凸体，导致摩擦因数在初始阶段存在较为明显的波动。随摩擦距离增加，涂层逐渐进入稳定磨合期。DC样品平均摩擦因数为0.15，HiPIMS样品平均摩擦因数为0.0 7。由于氧化铝球与DLC、A l 合金基体对磨时摩擦因数相差较大，当摩擦因数突然升高时，可认为涂层已经发生失效，对应摩擦滑动距离可看作涂层寿命。DC样品摩擦寿命为160m。H i PI M S样品具有比DC更高的摩擦寿命，当占空比从2%提高到8%时，涂层摩擦寿命从320m增加至7 30 m，随后占空比达到10%时，涂层摩擦寿命降低至530 m。为比较涂层磨损率差异（图8 b），对所有涂层进行摩擦距离为2 0 0 m的测试。其中，DC 样品已被磨穿。对于HiPIMS 样品，占空比从2%增加到8%，涂层磨损率从6.910-mm/(Nm)降低至4.510-mm/(Nm)。当占空比达到10%时，涂层磨损率增加，为4.8 10-7 mm/(N m)。100.241.0WearrateCOF(ul.N)/,ul-o1)/ael.em0.810%8%86.90.20DC2%4%0.156%6.15.80.160.664.84.50.100.120.40.0840.070.070.060.080.220.04Wear0out00DC2468100100200 300400500 600 700800Duty ratio/%Distance/m(a)Dynamic friction(b)Average wear rate and friction factor图8 不同HiPIMS占空比下涂层动态摩擦因数、平均摩擦因数和磨损率Fig.83Dynamic friction coefficient and average friction factor and wear rate of coating with different HiPIMS duty ratio为了系统研究涂层摩擦失效机制，选取摩擦距离为2 0 0 m的样品，对磨痕进行SEM观察。如图9a所示，DC样品磨痕内发生大面积失效，涂层剥落并暴露出基体。在涂层剥落边缘处出现明显的平行于摩擦方向的裂纹（图9g）。对于HiPIMS样品（图9b9f），所有涂层均未产生明显剥落，多数样品磨痕内存在一定数量的裂纹。随占空比从2%增加至8%，磨痕内裂纹逐渐减少，直至无裂纹（占空比8%的样品），磨痕宽度降低（从2 52 m降低到226m）。当占空比进一步增加至10%时，裂纹再次出现，磨痕宽度增加至2 49m，说明涂层摩擦性能下降。从磨痕内裂纹形态分析，所有裂纹形态类似，均为平行于摩擦方向的细长条状裂纹。此外，磨痕内部观察到平行于加载方向的犁沟分布于裂纹附近。选取图9b和9d中的样品（占空比2%和6%）对磨痕表面进行元素分析，结果如图10 所示，磨痕边缘磨屑发生一定程度氧化，这是由于空气中的氧气参与了摩擦过程。从磨痕内部元素分布可知，占空比为2%的样品磨痕内裂纹深度达到基体，而84面中表国程2023年占空比6%的样品尽管表面存在裂纹，裂纹深度未达到基体。图11为HiPIMS样品磨球表面形貌图，样品表面具有不同数量的摩擦转移膜，且摩擦转移膜呈现不连续状态。占空比6%的样品磨球上摩擦转移膜最少，这和上文中磨损率变化相对应。使用拉曼分析可得，如图12 所示，摩擦转移膜为非晶碳薄膜。部分样品存在ID/IG值增加和G峰位置向高波数移动，如占空比4%和6%的样品，拉曼数据中ID/IG值与薄膜中sp团簇尺寸呈正相关，即数值增大，代表sp团簇尺寸增大。而G峰位置右移代表薄膜中sp团簇数量增加。说明该摩擦转移膜出现了石墨化。282um250m(a)(b)226.um249um(c)(d)(e)(f)2521um2484门(g)(h)图9不同占空比的HiPIMS涂层的磨痕形貌图Fig.9Wear trance morphology of HiPIMS coatingswith different duty ratio:(a)DC and(b)-(f)wear trance morphology of HiPIMS coatingswith different duty ratio at a friction distance of 200 m;(g)and(h)are enlarged in(a)and(b)(a)(b)AI(a-1)(b-1)(a-2)(b-2)福(a-3)(b-3)图10Ti/DLC涂层的EDS图（占空比为2%和6%的HiPIMS样品的磨痕元素分布）Fig.10EDS ofTi/DLC coatings(Distribution of wear trance elements in