偏壓對(duì)MPP制備AlTiSiN納米復(fù)合涂層結(jié)構(gòu)及性能的影響

（蘭州空間技術(shù)物理研究所 真空技術(shù)與物理重點(diǎn)實(shí)驗(yàn)室，蘭州 730000）

高功率脈沖磁控濺射技術(shù)（High Power Impulse Magnetron Sputtering，HiPIMS）是近些年發(fā)展起來的一種高濺射材料離化率的磁控濺射技術(shù)。通過降低脈沖放電的占空比，來獲得瞬時(shí)能量達(dá)kW/cm2量級(jí)的峰值功率密度，從而可在較低的平均功率條件下獲得高濺射材料離化率[1]。其濺射材料離化率與多弧離子鍍技術(shù)處于同一量級(jí)，并且濺射離子束流中不含“金屬液滴”等缺陷[2-5]。在基體偏壓引導(dǎo)下，通過改變到達(dá)成膜表面離子的能量，可實(shí)現(xiàn)對(duì)涂層微觀組織結(jié)構(gòu)的調(diào)控生長(zhǎng)，達(dá)到降低涂層內(nèi)應(yīng)力、提高涂層致密性的目的。Mattias等人[6]分別采用HiPIMS和DCMS技術(shù)，制備了不同的金屬單質(zhì)涂層，研究發(fā)現(xiàn)，HiPIMS技術(shù)產(chǎn)生的高能離子束流對(duì)成膜表面產(chǎn)生了持續(xù)轟擊作用，顯著提高了所制備涂層的致密度，有效改善了涂層的力學(xué)性能。但HiPIMS技術(shù)沉積速率低、放電穩(wěn)定性差，成為制約該項(xiàng)技術(shù)產(chǎn)業(yè)化應(yīng)用的最大障礙[7-10]。為解決上述問題，研究者從改善放電波形出發(fā)，并由此發(fā)展出了可調(diào)控脈沖磁控濺射技術(shù)（Modulated Pulsed Power Magnetron Sputtering, MPP）。通過編輯微脈沖波形實(shí)現(xiàn)了HiPIMS技術(shù)的多段脈沖放電位形，在低電壓弱脈沖段實(shí)現(xiàn)了等離子體的預(yù)離化，進(jìn)一步穩(wěn)定了脈沖放電過程；在高電壓強(qiáng)脈沖段實(shí)現(xiàn)了濺射材料的高離化率，并通過拓寬脈沖放電時(shí)間，提升了涂層的沉積速率。因此，利用MPP技術(shù)制備高性能氮化物耐磨防護(hù)涂層成為了近幾年涂層制備領(lǐng)域的研究熱點(diǎn)[11-13]。

納米復(fù)合涂層是通過向傳統(tǒng)的氮化物硬質(zhì)涂層中摻加Si元素，改變涂層微觀組織結(jié)構(gòu)，形成由非晶態(tài)原子層（a-Si3N4）包覆納米氮化物硬質(zhì)相的納米復(fù)合結(jié)構(gòu)的一種涂層。該類涂層的超高硬度來源于細(xì)晶強(qiáng)化作用及晶界對(duì)位錯(cuò)的釘扎作用。與此同時(shí)，納米復(fù)合涂層也表現(xiàn)出了優(yōu)異的抗高溫氧化性能，這是由于非晶原子層能夠有效抑制高溫條件下氧原子沿晶界缺陷滲入涂層內(nèi)部[14]。自納米復(fù)合涂層被成功制備至今，具有強(qiáng)度高、熱穩(wěn)定性能優(yōu)異的納米復(fù)合涂層材料開始不斷被開發(fā)出來，如三元涂層（TiSiN、CrSiN）和四元涂層（TiAlSiN、CrAlSiN）等[15-18]。然而，微觀組織調(diào)控是影響納米復(fù)合涂層性能的關(guān)鍵因素，納米硬質(zhì)相晶粒的大小、形狀規(guī)則以及空間分布狀態(tài)、非晶原子層厚度、兩相調(diào)幅分解程度等，都會(huì)影響該類涂層的力學(xué)及摩擦學(xué)性能。因此，在涂層生長(zhǎng)過程中，必須精確控制高能轟擊離子傳遞給成膜表面的能量[19]。MPP技術(shù)可產(chǎn)生高度離化的濺射離子束流，在基體偏壓作用下，對(duì)成膜表面進(jìn)行持續(xù)高能離子轟擊。通過設(shè)置基體偏壓參數(shù)，完成對(duì)轟擊離子能量的有效調(diào)控，從而實(shí)現(xiàn)對(duì)成膜表面離子遷移速率及原子尺度加熱效應(yīng)的控制，達(dá)到優(yōu)化納米復(fù)合涂層微觀組織結(jié)構(gòu)、力學(xué)及摩擦學(xué)性能的目的[20]。Ma等[21]學(xué)者利用HiPIMS技術(shù)，研究了偏壓對(duì)AlTiSiN涂層微觀組織結(jié)構(gòu)及力學(xué)性能的影響，偏壓升高，高能離子對(duì)成膜表面的轟擊作用有助于晶粒細(xì)化及改善涂層致密度和平整性，進(jìn)而優(yōu)化涂層的力學(xué)性能，但其未對(duì)該類涂層的摩擦學(xué)性能與其組織結(jié)構(gòu)及力學(xué)性能間的關(guān)聯(lián)關(guān)系進(jìn)行系統(tǒng)的分析與研究。

采用MPP沉積技術(shù)制備不同偏壓條件下的AlTiSiN納米復(fù)合涂層。通過改變基體偏壓，調(diào)控到達(dá)成膜表面離子的能量，研究偏壓對(duì)AlTiSiN納米復(fù)合涂層微觀結(jié)構(gòu)、力學(xué)及摩擦學(xué)性能的影響，以期實(shí)現(xiàn)對(duì)該類納米復(fù)合涂層微觀組織結(jié)構(gòu)、力學(xué)及摩擦學(xué)性能優(yōu)化的目的。

1 試驗(yàn)

1.1 樣品制備

利用MPP涂層沉積系統(tǒng)，通過調(diào)控基體偏壓，在經(jīng)過拋光處理的9Cr18不銹鋼試片（Ra=50 nm）和N型（100）Si片（Ra=5 nm）上，制備出了系列AlTiSiN納米復(fù)合涂層。涂層沉積系統(tǒng)采用1個(gè)Ti靶（99.99%）和1個(gè)AlTiSi靶（AlTiSi原子百分比為60∶30∶10），分別沉積過渡層和核心功能AlTiSiN納米復(fù)合層。MPP涂層沉積系統(tǒng)結(jié)構(gòu)如圖1所示。

涂層沉積前，將9Cr18試片和Si基體先放入石油醚中，超聲清洗15 min；然后放入酒精中，超聲清洗15 min；最后放入丙酮中，超聲清洗15 min，以去除基體表面的油污、雜質(zhì)顆粒等污染物。隨后用干燥的工業(yè)N2吹干，固定于真空腔室內(nèi)的工件轉(zhuǎn)臺(tái)上。9Cr18及Si片拋光面正對(duì)濺射陰極，靶基距設(shè)定為150 mm，工件臺(tái)轉(zhuǎn)速設(shè)定為3 r/min。待腔體真空度優(yōu)于5.0×10-3Pa后，開始試驗(yàn)。首先，采用直流模式對(duì)Ti靶和AlTiSi靶進(jìn)行預(yù)濺射清洗，設(shè)定預(yù)濺射時(shí)間為15 min，去除靶材表面吸附的氣體與雜質(zhì)，改善后續(xù)涂層沉積時(shí)陰極放電的穩(wěn)定性，并提高沉積涂層元素的純凈度。此后，利用等離子體源產(chǎn)生的Ar離子束流對(duì)基體表面進(jìn)行等離子體清洗，設(shè)定基體偏壓為-200 V，清洗時(shí)間為30 min，進(jìn)一步改善基體的表面清潔程度，并活化基體表面，提高涂層的膜基結(jié)合性能。

待基體等離子體清洗結(jié)束后，開啟Ti靶，設(shè)置Ti靶平均功率（Pa）和放電電壓（Va）分別為10 kW和450 V，其中脈沖頻率（f）、峰值功率（Pp）、峰值電壓（Vp）及峰值電流（Ip）分別為94 Hz、111 kW、595 V及190 A，Ar氣流量恒定為300 mL/min，時(shí)間設(shè)定為1 h，進(jìn)行Ti過渡層沉積。Ti過渡層沉積完成后，開啟AlTiSi靶，進(jìn)行AlTiSiN表面功能層制備，沉積參數(shù)如表1所示，其中，沉積時(shí)間設(shè)定為3 h。調(diào)控基體偏壓（-50～ -250 V）制備不同偏壓條件下的AlTiSiN納米復(fù)合硬質(zhì)涂層。

表1 AlTiSiN涂層的沉積參數(shù)Tab.1 Deposition parameters of the AlTiSiN coatings

1.2 結(jié)構(gòu)表征及力學(xué)性能測(cè)試

采用X射線衍射儀（XRD）表征AlTiSiN納米復(fù)合涂層的微觀組織結(jié)構(gòu)，CuKα射線，λ=0.154 nm，掃描范圍為25°～90°。采用場(chǎng)發(fā)射掃描電子顯微鏡（FESEM，JSM-6701F）表征涂層表面及斷面形貌，同時(shí)應(yīng)用EDS分析涂層的元素分布情況。采用OXFORD公司生產(chǎn)的MFP-3D型原子力顯微鏡表征涂層表面粗糙度，掃描頻率為2.00 Hz，掃描范圍為1 μm×1 μm。

采用納米壓入硬度儀（CSM，NHT S/N060146）測(cè)試涂層硬度。Berkovich型金剛石壓頭，最大載荷設(shè)定為10 mN，確保壓頭壓入深度不超過涂層厚度的10%，載荷施加及卸載速率均為10 mN/min。每個(gè)樣品表面選取9處不同的平整點(diǎn)位進(jìn)行測(cè)試，剔除明顯不合理點(diǎn)后，取平均值作為該樣品納米壓入硬度的測(cè)試結(jié)果。采用環(huán)境可控微納綜合力學(xué)性能測(cè)試儀（Anton Paar，NST3）表征涂層與基底間的結(jié)合力，應(yīng)用Rockell金剛石壓頭，壓頭半徑為2 μm，載荷施加范圍為1～1000 mN，載荷施加速率為1000 mN/min。

采用球盤摩擦試驗(yàn)儀（Anton Paar，TRB3）測(cè)定AlTiSiN納米復(fù)合涂層的摩擦學(xué)性能，測(cè)試環(huán)境溫度為10～17 ℃，相對(duì)濕度為25%～30%，選用直徑為6 mm的Al2O3陶瓷球作為摩擦副，載荷為2 N，線速度設(shè)定為10 cm/s。測(cè)試AlTiSiN納米復(fù)合涂層在3000轉(zhuǎn)摩擦磨損試驗(yàn)條件下的摩擦學(xué)性能。涂層磨痕3D形貌、截面形貌及截面面積可由表面輪廓儀（Taylor Hobson，TalySurf CCI Lite）進(jìn)行表征。涂層磨損率可根據(jù)公式（1）進(jìn)行計(jì)算[11]。

式中：Wr為涂層的磨損率，單位為m3/(N·m)；Wv為涂層磨損量，單位為m3；L為施加載荷，單位為N；Sd為摩擦總里程，單位為m；n為摩擦轉(zhuǎn)數(shù)；S為白光干涉儀測(cè)試的磨痕截面面積，單位為m2。

2 結(jié)果與討論

2.1 元素組成與組織結(jié)構(gòu)

AlTiSiN納米復(fù)合涂層中各元素含量數(shù)據(jù)如圖2所示?；w偏壓升高，AlTiSiN涂層中各元素相對(duì)含量變化不大，N元素的原子數(shù)分?jǐn)?shù)為44%左右，Al、Ti、Si元素的原子數(shù)分?jǐn)?shù)分別為32%、19%、5.0%左右，表明不同偏壓條件下制備的涂層中各元素含量基本保持穩(wěn)定。此外，涂層中N元素含量均未達(dá)到50%以上，表明涂層中氮元素含量未能達(dá)到飽和狀態(tài)。文獻(xiàn)[22]指出，當(dāng)沉積環(huán)境中氮?dú)夥謮翰蛔銜r(shí)，涂層內(nèi)部將無法形成足夠的氮化物相，從而嚴(yán)重影響涂層的力學(xué)性能。另外，在能譜圖中，不同基體偏壓下制備的涂層中均檢測(cè)到了氧元素信號(hào)，表明各涂層中均有少量的氧元素存在，這可能是由于腔室中殘余空氣及水蒸氣參與濺射反應(yīng)導(dǎo)致的。文獻(xiàn)[23]指出，極少含量的氧元素將對(duì)AlTiSiN納米復(fù)合涂層的力學(xué)性能產(chǎn)生明顯的影響，造成該類涂層的硬度出現(xiàn)顯著下降。

圖3為不同偏壓條件下制備AlTiSiN涂層的XRD衍射圖譜。當(dāng)基體偏壓不超過-150 V時(shí)，涂層衍射圖譜中可以觀察到明顯的h-AlN（100）及c-Ti(Al)N（111）、（200）、（220）、（311）晶面衍射峰，其中涂層各晶面衍射峰寬化現(xiàn)象明顯，呈現(xiàn)納米晶組織結(jié)構(gòu)。針對(duì)涂層衍射峰中存在h-AlN（100）衍射峰現(xiàn)象，相關(guān)研究者[24-25]指出，在鋁摻雜鈦基氮化物硬質(zhì)涂層中，Al含量對(duì)涂層的微觀組織結(jié)構(gòu)存在顯著影響。當(dāng)Al元素含量低于臨界值（～66%）時(shí)，Al以置換固溶體形式存在于立方相的晶格內(nèi)，并形成亞穩(wěn)態(tài)的c-AlN相；超過臨界值后，涂層組織內(nèi)部將出現(xiàn)h-AlN相?；w偏壓升至-200 V時(shí)，涂層晶面衍射峰形成了明顯的“饅頭峰”形態(tài)，涂層的結(jié)晶性能明顯下降，這表明提高沉積偏壓，離子轟擊作用增強(qiáng)有助于涂層形成類非晶組織結(jié)構(gòu)，文獻(xiàn)[26]也有相同的研究結(jié)論。隨著基體偏壓升高至250 V后，h-AlN相衍射峰峰形及強(qiáng)度出現(xiàn)明顯升高，高密度荷能離子對(duì)成膜表面持續(xù)轟擊作用，在涂層生長(zhǎng)表面形成原子尺度的加熱效應(yīng)，基體溫度的升高有助于改善涂層的結(jié)晶性能[27]。另外，原子級(jí)加熱效應(yīng)也促進(jìn)了更多的亞穩(wěn)態(tài)c-AlN相克服能壘，向穩(wěn)定的h-AlN相轉(zhuǎn)變。此外，不同偏壓條件下制備涂層的XRD圖譜中均未檢測(cè)到Si或Si3N4相的衍射峰，表明其以置換固溶體或非晶組織的形式存在[28]。

圖4為不同偏壓條件下沉積AlTiSiN納米復(fù)合涂層的SEM表面及截面形貌。從涂層表面形貌圖中可以明顯看出，不同偏壓下，AlTiSiN涂層表面平整度及致密度隨基體偏壓的升高改善明顯。這是由于MPP技術(shù)產(chǎn)生的高離化率離子束流在基體偏壓作用下，可實(shí)現(xiàn)對(duì)到達(dá)成膜表面離子束流能量的有效調(diào)控，偏壓由-50 V升至-100 V，沉積離子以更高的能量到達(dá)基體表面，將涂層表面結(jié)合較為松散的原子反濺射剝離，改善了涂層表面粗糙度，并細(xì)化晶粒，提高了涂層致密度。偏壓升至-150 V，涂層表面觀察到了明顯的兩相分離現(xiàn)象，由非晶相(a-Si3N4/AlN)形成的網(wǎng)狀結(jié)構(gòu)包裹著納米晶相(nc-AlTiN)組織，其中，非晶層厚度約為15 nm。結(jié)合XRD衍射圖譜分析可知，該條件下制備的涂層形成了由非晶相Si3N4和AlN包裹AlTiN納米晶粒的nc-AlTiN/a-Si3N4/AlN納米復(fù)合組織結(jié)構(gòu)。為實(shí)現(xiàn)AlTiSiN納米復(fù)合涂層中納米晶粒與非晶相的完全調(diào)幅分解，則需要沉積離子具有足夠高的擴(kuò)散能量[29]?；w偏壓升高，使得到達(dá)成膜表面的離子能量明顯升高，持續(xù)高能離子轟擊作用將顯著增加沉積離子的擴(kuò)散能量，從而成功實(shí)現(xiàn)納米晶粒與非晶相的完全分離。偏壓升至-200 V后，涂層表面致密平整，未能觀察到明顯的結(jié)晶組織，結(jié)合XRD衍射圖譜分析，此時(shí)涂層呈現(xiàn)類非晶組織結(jié)構(gòu)。-250 V偏壓條件下制備的涂層表面呈現(xiàn)“類菜花”狀致密組織結(jié)構(gòu)，表明涂層的結(jié)晶性能得到了明顯改善。涂層截面形貌顯示，Ti過渡層厚度為0.55 μm左右，形成貫穿柱狀晶組織結(jié)構(gòu)，柱狀晶直徑約為100 nm，晶間無明顯空洞存在。Ti過渡層與AlTiSiN功能層之間銜接緊密，未觀察到明顯的層間空隙。基體偏壓低于-200 V時(shí)，涂層呈現(xiàn)致密的玻璃態(tài)組織結(jié)構(gòu)，結(jié)合XRD衍射圖譜可知，這是由于涂層晶粒細(xì)化及涂層形成非晶態(tài)的AlN和Si3N4相所致；基體偏壓升高至-250 V后，涂層呈現(xiàn)致密的柱狀晶組織結(jié)構(gòu)，高密度荷能離子對(duì)成膜表面持續(xù)轟擊作用，導(dǎo)致柱狀晶在生長(zhǎng)過程中被高能離子束流打斷，使其不斷地重新形核再生長(zhǎng)，從而形成了細(xì)小致密的不連續(xù)柱狀晶組織。

不同偏壓條件下AlTiSiN涂層的3D形貌如圖5所示，測(cè)試模式為輕敲模式，掃描尺寸為1 μm×1 μm。由3D形貌圖可以看出，不同偏壓下的AlTiSiN涂層表面存在凸凹不平現(xiàn)象。其中基體偏壓為-200 V時(shí)，制備涂層表面呈現(xiàn)明顯的類非晶組織形貌，這與XRD衍射圖譜中的類非晶結(jié)構(gòu)的“饅頭”狀衍射峰測(cè)試結(jié)果相一致，該條件下制備的涂層表面粗糙度取得最小值，為1.753 nm。

2.2 力學(xué)性能分析

圖6為不同基體偏壓條件下沉積AlTiSiN納米復(fù)合涂層的硬度及相對(duì)楊氏模量（E*=E/(1-ν2)，其中E為楊氏模量，ν為泊松比）變化趨勢(shì)圖。隨著基體偏壓的升高，涂層硬度呈現(xiàn)先增大后降低的趨勢(shì)，基體偏壓為-150 V時(shí)，涂層硬度取得最大值為25.9 GPa。不同偏壓條件下制備涂層的相對(duì)楊氏模量與偏壓參數(shù)沒有明顯的線性關(guān)系，偏壓為-150 V時(shí)，相對(duì)楊氏模量取得最小值，為200 GPa。MPP沉積技術(shù)可產(chǎn)生不含大顆粒雜質(zhì)的高度離化沉積離子束流，束流在基體偏壓作用下高速到達(dá)成膜表面，偏壓增加，荷能離子對(duì)成膜表面的轟擊作用逐漸增強(qiáng)，有利于形成致密平整的納米晶涂層結(jié)構(gòu)，故隨偏壓的升高，硬度值逐漸增大。結(jié)合涂層SEM分析也可看出，當(dāng)偏壓低于-150 V時(shí)，隨基體偏壓的升高，可顯著改善涂層的致密性及細(xì)化晶粒。此外，當(dāng)基體偏壓升高至-150 V后，持續(xù)的高能離子轟擊作用，使得沉積離子擁有足夠的能量，完成納米晶相與非晶相的調(diào)幅分解，從而實(shí)現(xiàn)納米復(fù)合組織結(jié)構(gòu)的形成，可同步改善涂層的硬度與韌性。結(jié)合涂層元素分析可知，偏壓為-150 V時(shí)，涂層中的氧元素含量最低。文獻(xiàn)[23]也指出，該類涂層對(duì)氧元素十分敏感，微量氧元素的摻入可顯著降低涂層的力學(xué)性能。升高基體偏壓至-250 V，沉積離子束流在更高偏壓作用下，持續(xù)增強(qiáng)對(duì)涂層生長(zhǎng)表面的離子轟擊效果，一方面增加沉積離子的遷移速率及遷移距離；另一方面，由于原子級(jí)加熱效應(yīng)使得涂層結(jié)晶性能得到明顯改善，結(jié)合XRD及SEM分析可知，該條件下制備的涂層呈柱狀晶結(jié)構(gòu)，從而顯著影響其力學(xué)性能。

圖7顯示了不同基體偏壓條件下涂層膜基結(jié)合性能的變化趨勢(shì)及劃痕形貌。膜基結(jié)合性能測(cè)試采用半徑為2 μm的Rockell金剛石壓頭，施加載荷最大為1000 mN。從劃痕形貌及臨界載荷數(shù)據(jù)上看，基體偏壓為-100～ -200 V時(shí)所制備的涂層具有優(yōu)異的膜基結(jié)合性能，在最大載荷1000 mN作用下未發(fā)生涂層剝落。而基體偏壓為-50 V及-250 V條件下制備的涂層，分別在827.6 mN和955.9 mN時(shí)發(fā)生了明顯的涂層剝落現(xiàn)象。涂層硬度與相對(duì)楊氏模量的比值（H/E*）常用來描述涂層抵抗外力塑性變形的能力。H/E*＞0.1的涂層具有較高的抗塑性變形能力，可使載荷散布在較大面積上，從而提高涂層抵抗脆性斷裂的能力。偏壓為-150 V及-200 V條件下所制備涂層的H/E*系數(shù)均達(dá)到了0.11以上，表明該條件下制備的涂層的抗塑性變形能力優(yōu)異。此外，涂層的微觀組織結(jié)構(gòu)對(duì)其斷裂行為也有重要影響，對(duì)于含有柱狀晶結(jié)構(gòu)且H/E*＜0.1的涂層，其韌性及抗裂紋產(chǎn)生及拓展能力相對(duì)較差[19]?；w偏壓為-250 V時(shí)，涂層呈現(xiàn)明顯的柱狀晶組織結(jié)構(gòu)，在外力作用下，極易在晶界處產(chǎn)生微裂紋，并沿晶界迅速擴(kuò)展，導(dǎo)致涂層剝落失效。

2.3 摩擦學(xué)性能分析

針對(duì)不同偏壓下沉積的涂層進(jìn)行摩擦磨損試驗(yàn)，具體摩擦系數(shù)曲線見圖8。結(jié)果顯示：不同偏壓條件下制備的AlTiSiN涂層，在經(jīng)過摩擦初期短暫的跑和磨損階段后，進(jìn)入穩(wěn)定的摩擦磨損階段。各涂層平均摩擦系數(shù)變化不大，基本穩(wěn)定于0.9左右，這表明在一定范圍內(nèi)，調(diào)節(jié)偏壓對(duì)涂層摩擦系數(shù)平均值的影響不明顯。此外，通過對(duì)比-200 V及-250 V條件下制備的涂層的摩擦系數(shù)曲線可知，整個(gè)摩擦過程中，-200 V條件下制備的涂層摩擦系數(shù)曲線更平滑，表明該條件下制備的涂層摩擦過程更穩(wěn)定。通過SEM分析可知，-200 V時(shí)，涂層呈致密的玻璃態(tài)結(jié)構(gòu)，表面致密平整；升高偏壓至-250 V后，涂層截面形貌呈柱狀晶結(jié)構(gòu)，致密性下降，從而影響了整個(gè)摩擦系統(tǒng)的穩(wěn)定性。

圖9為不同基體偏壓下制備的涂層在2 N載荷及10 cm/s滑動(dòng)速度下摩擦試驗(yàn)后的磨痕3D輪廓及2D截面形貌。不同偏壓下制備的涂層磨痕深度均未超過涂層厚度，表明在該摩擦試驗(yàn)條件下，涂層均未磨穿失效。偏壓為-200 V時(shí)，制備的涂層具有最小的磨痕截面面積，表現(xiàn)出室溫條件下優(yōu)異的抗磨損性能。此外，由磨痕二維截面圖可以看出，偏壓為-50 V及-250 V條件下制備的涂層的磨痕內(nèi)部均存在明顯的粗糙犁溝，這是由于在摩擦副載荷的高速作用下，膜基結(jié)合性能差的涂層發(fā)生了明顯的涂層剝落現(xiàn)象，剝落的涂層微粒將作為第三相磨粒，與摩擦副共同作用，對(duì)涂層產(chǎn)生明顯的切削作用，加速了粗糙犁溝磨痕形貌的形成。

由圖10可以明顯看出，偏壓低于-150 V時(shí)，各涂層的磨損率變化不明顯，升高基體偏壓至-200 V，涂層耐磨損性能最優(yōu)，磨損率取得最小值4.7×10-15m3/(N·m)；繼續(xù)升高基體偏壓，涂層的耐磨性能明顯下降。涂層耐磨性能與其微觀組織結(jié)構(gòu)、力學(xué)性能及表面形貌密不可分，是涂層組織結(jié)構(gòu)與力學(xué)性能綜合作用的結(jié)果。結(jié)合上述分析結(jié)果可知，偏壓升高，膜基結(jié)合性能呈現(xiàn)先升高后下降的趨勢(shì)。此外，涂層的H/E*系數(shù)在-150 V及-200 V時(shí)均優(yōu)于0.11，表明該條件下制備的涂層具有優(yōu)異的抗裂紋產(chǎn)生及拓展能力。微觀組織結(jié)構(gòu)方面，升高基體偏壓，由于對(duì)成膜表面轟擊離子能量的不斷提高，進(jìn)一步改善了納米晶粒與非晶相的調(diào)幅分解程度，顯著提高了該類涂層的硬度及抗氧化性能。基體偏壓至-250 V后，由于高能離子轟擊作用的加強(qiáng)，轟擊加熱效應(yīng)使涂層的結(jié)晶性能得到了明顯改善，結(jié)合涂層XRD及SEM分析可知，該條件下制備的涂層的h-AlN相衍射峰強(qiáng)度明顯升高，截面形貌顯示該微觀組織呈柱狀晶結(jié)構(gòu)，導(dǎo)致該條件下所制備的涂層的力學(xué)及抗氧化性能明顯下降。

3 結(jié)論

1）不同偏壓下制備的AlTiSiN涂層中，各元素相對(duì)含量變化不大，N元素相對(duì)含量均未能達(dá)到AlTiSiN涂層穩(wěn)定元素的計(jì)量百分比。此外，各涂層中檢測(cè)到了微量氧元素，其涂層的力學(xué)性能產(chǎn)生不利影響。

2）由于Si元素?fù)饺爰癕PP技術(shù)高濺射材料離化率的特點(diǎn)，通過調(diào)控基體偏壓，達(dá)到了控制沉積離子束流能量的目的，實(shí)現(xiàn)了AlTiSiN涂層微觀組織由納米晶組織結(jié)構(gòu)到納米復(fù)合組織結(jié)構(gòu)再到類非晶組織結(jié)構(gòu)的調(diào)控生長(zhǎng)。

3）偏壓為-150 V時(shí)，AlTiSiN涂層形成了穩(wěn)定的納米復(fù)合結(jié)構(gòu)，從而顯著改善其力學(xué)性能，硬度最大值為25.9 GPa，H/E*系數(shù)可達(dá)0.13。摩擦磨損性能方面，各涂層摩擦系數(shù)基本保持在0.9左右，偏壓為-200 V時(shí)，涂層的磨損率最低，達(dá)到4.7×10-15m3/(N·m)。