前言

傳統刀具難以滿足高速切削過程中沖擊載荷對刀具造成的性能下降過快及難以實現精密度加工的問題，通過在刀具表面沉積制備一層硬質薄膜，使得切削刀具同時具有高強度和高韌性，以此削弱沖擊載荷對刀具性能的影響，使其能夠承受更快的切削速度，實現更為精密的加工需求。而隨著工藝的進步和要求的提高，現有的TiN、TiC等刀具防護薄膜面對越來越高的切削速度及更高的加工溫度也顯得越來越力不從心。切削刀具防護薄膜的發展現已成為制約我國高速、高精密切削制造發展的一大重要因素，而這其中摩擦磨損是造成切削刀具失效的重要因素。抗磨損技術的應用不僅可以降低能源、材料的損耗，并且對提高切削加工速度及工藝精度也有極大的幫助。

TiB₂是一種較為常見的硬質陶瓷[1]，不僅具有高硬度[1-2]、出色的化學惰性[1]、耐高溫[2]及同常見硬質刀具基體具有較強的膜基結合力等理化性能，還具有耐氧化、耐磨損[3]以及同有色金屬間化學親和力低[2,4]等特性，可顯著減少切削過程中刀具的損耗、氧化失效以及因磨屑堆積與界面結合而導致的磨損加劇等問題。同時，TiB₂具有與常見金屬相近的熱膨脹系數，使得其不僅能夠在常溫下對沉積包覆的基材起到保護作用，而且也能在高溫及熱循環過程中對材料起到較好的減磨效果，可緩解在高速、重負載以及熱流屑等綜合因素影響下，刀具表面產生的凹坑磨損、元素遷移及高溫氧化等不利影響，確保刀具在極端使用條件下仍具有優異的性能表現。此外，TiB₂滿足刀具高速切削、耐磨損及防冷焊等方面的應用需求，因此被廣泛應用于切削刀具防護薄膜、高溫模具以及航空耐高溫材料[5]等領域。

當前，制備TiB₂薄膜的方法主要有：大氣等離子噴涂（Atmospheric plasma spraying,APS）[5-6]、放電等離子燒結技術（Spark plasma sintering,SPS）[5,7]、化學氣相沉積（Chemical vapor deposition,CVD）[8]、溶膠-凝膠法（Solution-gelmethod,SOL-GEL）[8]，以及物理氣相沉積（Physical vapor deposition，PVD）[2,9-12]等，不同工+藝制備的TiB₂薄膜的性能表現存在較大差異。謝剛等[6]通過大氣等離子噴涂在陰極炭塊上制備了TiB₂薄膜，發現相較于直流磁控濺射制備的TiB₂具有較高的孔隙率，且存在一定的氧化產物。

PESHEV[13]通過采用B2H6作為反應B源制備了具有較好繞鍍性的TiB₂薄膜，但相較于直流磁控濺射，反應B源為劇毒物質且易爆，使用存在安全風險。

蒙延雙等[8]通過溶膠-凝膠制備了性能穩定且耐腐蝕的TiB₂薄膜，但相較于直流磁控濺射制備的薄膜膜基結合強度存在一定的不足。此外，直流磁控濺射技術相較陰極電弧離子鍍膜技術，具有制備的薄膜表面無大液滴、形貌光潔[14]的特點；與真空蒸發鍍相比，具有濺射粒子能量大、沉積薄膜膜基結合強度高、厚度均勻等優點[14]。磁控濺射工藝中靶電流的大小是影響薄膜性能的重要參數。靶電流的變化不僅會使得靶材粒子濺射量受到影響，還將會進一步影響薄膜中元素的化學計量比、結晶度等，并導致薄膜力學性能及摩擦學性能的差異[14]。

直流磁控濺射（Directcurrentmagnetronsputtering,DCMS）技術屬于物理氣相沉積的一種，具有成膜孔隙率低、繞鍍性好、膜基結合強度高以及薄膜沉積厚度均勻等特性[14]。靶材激發濺射過程中大量能量以熱能形式耗散，導致腔室溫度受靶電流影響顯著，在較強電流條件下沉積的薄膜會因此具有較高的殘余應力[14-15]，進而對薄膜力學性能及摩擦學性能產生影響[16]。HELLGREN等[17]研究了氣壓和溫度對直流磁控濺射沉積TiB₂薄膜的影響。

結果顯示，隨著沉積溫度升高，薄膜B/Ti化學計量增大，而隨著氣壓增加，薄膜中B/Ti化學計量減小；ZHANG等[18]通過改變直流磁控濺射過程中腔室內沉積溫度的方式，研究了沉積溫度對TiB₂薄膜的結構和性能的影響。結果顯示，隨著沉積溫度的提高，沉積薄膜的硬度及抗磨損性能得到了增強。

當前，已有學者探究了直流磁控濺射技術沉積TiB₂薄膜過程中沉積溫度以及偏壓改變對薄膜性能的影響，但靶電流條件的影響卻較少得到人們的關注。本文采用直流磁控濺射技術，探究了不同靶電流條件下，沉積的TiB₂薄膜結構與性能的差異及其影響機理，并篩選出綜合性能最佳的靶電流條件，以應用于切削刀具防護薄膜[19]等，改善刀具在高速切削時面臨的極端高溫及沖擊載荷對其的不利影響，緩解刀具在極端服役工況下加工精度過快衰減及刀具失效等問題。

1、試驗準備

1.1薄膜制備

試驗使用TeerCF-800型直流磁控濺射鍍膜設備，采用閉合磁場設計和非平衡穩態直流磁控濺射技術進行薄膜的制備。極性相反的靶頭之間相互吸引，磁力線相互交聯，整個鍍膜室內形成閉合磁場。

磁力線分布在靶面前方及兩側，磁場向空間擴展，可以將電子束縛在鍍膜室內，以增強磁控濺射等離子體密度，且相鄰靶的磁感線全部閉合，整個鍍膜室內的電子全部被束縛起來進行旋轉運動，增加了與Ar氣碰撞電離的幾率，提高了靶材離化率和薄膜沉積速率。沉積腔室內分別選用對稱平行分布的兩個純TiB₂靶（純度：99.9%）和兩個純Ti靶（純度：99.9%），靶材均為470mm×145mm的標準尺寸；使用Ar氣（純度：99.99%）作為工作氣體；選擇以Incomel718高溫鎳合金（φ25mm×9mm）和p(100)型硅片（10mm×10mm×0.53mm）為基底進行TiB₂薄膜的沉積制備[20-21]。

1.1.1濺射沉積過程

濺射沉積前，須對已拋光處理的基底樣品進行清潔干燥處理。分別將其置于無水乙醇、石油醚、丙酮溶劑中進行25min超聲清潔，使用干燥N2吹干，將其掛于鍍膜臺上[20]。關閉艙門，開啟機械泵抽真空至腔室內的基礎氣壓達到0.5mPa后開啟鍍膜程序：通入Ar氣，調節系統偏壓至-400V，調節兩Ti靶電流至0.5A，進行20min離子刻蝕清潔，以除去基底材料表面氧化層及污染物，并為后續沉積粒子增添附著位點；將系統偏壓降至-80V、Ti靶電流增至4.0A后開始進行Ti打底層的濺射沉積，歷時20min；最后TiB₂靶電流逐漸增強至電流設定值，Ti靶電流逐漸減弱至0A，進行時長180minTiB₂目標層的濺射沉積制備。不同靶電流下制備的薄膜相關參數如表1所示。

1.2薄膜成分及結構分析

使用SU8020型超高分辨場發射掃描電子顯微鏡（SEM）分別對薄膜表、截面微觀形貌進行觀測；使用MultiMode8型原子力顯微鏡（AFM）使用Advantage模式對薄膜表面形貌及表面粗糙度進行定性測量、分析；使用NHT2型納米壓痕儀（載荷10mN，保壓10s，加載速度20mN/min），借助經典的Oliver-Pharr[20-22]方法對測試樣品的加、卸載曲線進行處理分析，從而獲得其硬度、彈性模量等數據，并進一步對其抗磨損性能以及抗塑性變形能力等力學性能進行計算評價；使用OXFORD型能量色散光譜儀對薄膜元素進行采集分析處理；使用REVETEST型劃痕儀借助光鏡照片、噪聲信號及深度應變曲線對薄膜與基底間的結合強度進行表征判定；采用EMPYREAN型X射線衍射儀（Cu靶Kα輻射，入射波長λ=0.154nm，工作電壓45kV，工作電流40mA，掠射角為1°，掃描范圍為20°～80°）結合JADE軟件對不同制備條件的薄膜的物相組成和晶面結構進行分析[15]；使用ESCALAB250Xi型X射線光電能譜儀對薄膜內元素組分進行精確表征；使用THT01型球盤摩擦磨損試驗機，對薄膜的摩擦學性能進行表征，試驗條件：旋轉摩擦，3N載荷，使用φ6mm氧化鋁陶瓷對偶球進行試驗，重復三次；并使用OlympusSTM6型光學顯微鏡對薄膜摩擦后薄膜表面磨痕進行觀測記錄；使用MicroXAM-3D型三維表面輪廓儀對磨損體積及薄膜曲率[20]進行測算，并分別將其帶入磨損率計算公式[20]及Stoney[2,16]公式對薄膜磨損率、殘余應力進行定量計算分析；通過聚焦離子束（Focusedionbeam,FIB）對磨痕處薄膜進行減薄制備，并使用高分辨率透射電鏡（High resolution transmission electron microscope,HRTEM）對薄膜潤滑膜層和原始薄膜進行觀察，分析薄膜耐磨損原因[20]。

2、結果與討論

2.1薄膜形貌分析

由圖1可知，隨著濺射沉積階段靶電流增加，靶材粒子濺射速率加快，使得薄膜沉積厚度增加。

各靶電流條件下，薄膜截面均為柱狀結構，無明顯變化[23-24]。當薄膜沉積濺射階段靶電流為6.0A時，薄膜沉積厚度達到最大值，平均厚度達2.168μm。

這是由于隨著靶電流的提升，Ar氣電離程度增加，Ar+對靶材的轟擊頻率升高，使得靶材激發濺射的粒子密度和最終到達基底的濺射粒子總量增加，進而導致薄膜沉積厚度增加。

不同靶電流條件下，濺射沉積的薄膜表面形貌SEM及AFM如圖2所示。通過對比照片發現，不同靶電流下制備的薄膜表面均為島狀生長類型。對比不同靶電流條件下沉積薄膜的AFM圖可知，隨著靶電流的增加，薄膜表面粗糙度呈先降后升趨勢。這是由于靶電流增加，基底表面沉積粒子總量增加，使得基底上沉積粒子數量顯著增加，從而導致一定限度內靶電流較高條件下制備的薄膜具有較低的表面粗糙度。但隨著靶電流的持續增加，濺射粒子密度過大，最終導致通過等離子體傳輸到達并沉積到基底處的濺射粒子沒有足夠時間完成自由擴散，進而引起薄膜表面粗糙度的升高[14]。

2.2薄膜物相分析

如圖3所示，薄膜中主要包含TiB₂（ICDD卡片數據庫檢索號#35-0741）的(001)、(100)、(101)、(002)、(102)晶面。直流磁控濺射制備薄膜過程中，濺射粒子轟擊沉積薄膜，促使其生長形核。由于薄膜整體遵循最低能態沉積規則，沉積薄膜表面能與應變能相互競爭，引起沉積薄膜晶面織構占比的差異。而隨著靶電流增加，濺射功率提高，濺射粒子能量增大，促進薄膜形核生長[15]。在較厚的膜厚度和較高的襯底溫度下，應變能占主導地位，由于(101)晶面具有低應變能的特性，薄膜內(101)晶面取向占據主導地位[15]，因此沉積薄膜趨向以(101)為擇優晶面[15]。隨著靶電流的增加，薄膜結晶度呈明顯遞增趨勢，這應與靶電流提高引起的靶功率提升有關[14]。靶電流較低時，濺射粒子能量處于較低水平，致使粒子轟擊形核能力受到抑制，腔室內較低的溫度限制了晶核的成核尺寸和晶粒生長，這是導致3.0A條件下制備的薄膜結晶度較低的主要原因；隨著靶電流的提高，靶功率強度增加，致使濺射粒子轟擊形核能力增強，薄膜生長愈加充分，同時引起腔室內部溫度升高，使得成核所需臨界尺寸增加[25]。

總體而言，隨著靶電流的增加，薄膜結晶度提高，半峰寬（Full widthat half maxima,FWHM）收窄，晶粒尺寸增加。

2.3薄膜元素分析

由圖4可知，所制備薄膜材料均呈現過化學計量比（B/Ti＞2）的情況[26-28]，由于Ar+的激發導致靶材粒子的濺射。一方面，B元素相較于Ti元素在等離子體傳輸過程中具有更小的碰撞截面積，且在碰撞過程中的動量損失更小[1]；另一方面，Ar+與靶材激發粒子之間存在較大質量差異，B元素的溢出角較Ti元素更為集中，因此B元素更易于沿法線方向通過等離子體傳輸沉積在垂直于法線的基底材料表面[27]。這都使得平行于靶材的基底材料上B元素相較Ti元素更為富集，致使薄膜中B元素呈現過計量比的情況。而薄膜中B元素過量引起富B元素組織相在晶界處形成、富集，這阻礙了外力作用情況下薄膜晶界的滑移，使得薄膜硬度提高[28-29]。

如圖5所示，分別對不同電流條件下沉積的薄膜樣品進行X射線光電子能譜分析。試驗前使用Ar+對樣品測試區域進行100s刻蝕以消除薄膜表面污染及氧化層。使用XPSPEAK數據處理軟件對B元素的精細譜進行分峰擬合處理，可見結合能峰位值分別為188.4eV（B—B鍵）[15]和187.3eV（Ti—B鍵）[15,30]。靶電流為3.0A時，沉積薄膜富B元素組織相占比最低，為17.19%，此時薄膜的硬度和彈性模量均取得最小值，分別為14.4、268.1GPa。

而隨著靶電流的提高[14]，富B元素組織相占比先增加后降低；靶電流達到5.0A時，對應沉積薄膜的富B元素組織相占比最高，為27.90%，此時薄膜硬度和彈性模量取得最大值，分別為18.66、337.8GPa。隨靶電流改變，富B元素組織相占比與薄膜硬度的變化趨勢基本吻合，即隨著靶電流的增加，兩者均呈現先增后降的變化趨勢，且富B元素相占比越高的沉積薄膜對應的硬度越高，這與富B元素組織相能夠抑制晶界的滑移，導致薄膜硬度增加的報道相吻合[27-29,31]。

2.4薄膜力學性能分析

如圖6所示，隨著濺射沉積階段靶電流的增大，薄膜殘余應力隨之增加，而沉積薄膜膜基結合強度卻隨之降低。這是由于靶電流和靶功率增加，大量能量以熱能的形式逸散，致使腔室內溫度升高，由于薄膜與基底材料的熱膨脹系數及彈性模量的差異，由沉積溫度冷卻至室溫過程中，沉積薄膜同基底間存在著冷縮速度的差異，從而導致薄膜內部產生相應的熱應力[14,16]。隨著濺射沉積階段靶電流增加，沉積腔室內溫度同室溫之間的溫差變大，進而使得薄膜內部殘余應力（本征與熱應力之和）也隨之增加。而薄膜內部較高的殘余應力會使得薄膜膜基結合強度降低（L為薄膜剝落時所對應的載荷），使得在受到外力影響下薄膜更容易屈曲、皸裂甚至剝離，致使對刀具的防護作用失效。

使用納米壓痕儀對不同靶電流下制備的TiB₂薄膜進行測試：載荷10mN，保壓時間10s，加卸載速率20mN/min。并借助經典的Oliver-Pharr[21]方法分析納米壓痕的加、卸載曲線，得到測試樣品的硬度（H）和彈性模量（E），并借助MUSIL等[31]的方法計算了薄膜的抗磨損性能（H/E）[32]和抗塑性變形能力（H3/E2）[31]，試驗數據如圖7所示。

由圖7可知，薄膜的硬度、彈性模量及耐磨性等均隨靶電流的升高而呈現先增后降的趨勢。一方面，靶電流增加致使殘余應力增大，一定程度上會使得薄膜硬度獲得相應提升[3]；另一方面，薄膜中富B元素組織相占比增高，使得對薄膜內部晶界滑移的抑制增強，進而導致薄膜硬度呈現先增后降的變化趨勢[27]。

LEYLAND等[32]認為H/E的數值相較于單獨硬度數據更適用于預測材料的耐磨性參數，越高的H/E表明材料可能具有更優異的耐磨性能。MUSIL等[31]認為相較于相同載荷下對壓頭壓入深度而言，H3/E2能夠更為準確地反映材料抗塑性變形的能力，H3/E2越大表明材料可能有更好的抗塑性變形能力。由圖4可知，靶電流為3.0A時，H/E和H3/E2均處于最低水平，而隨著靶電流的增加，兩者均呈先增后降的趨勢，靶電流為5.0A時，兩者均處于最高水平。一方面，靶電流增加，濺射粒子密度增加，濺射粒子的轟擊促進了薄膜的生長形核過程，進而使得薄膜的H/E和H3/E2增大；另一方面，靶電流增加，腔室溫度相應升高，殘余應力增加，使得H/E和H3/E2呈現先升后降的變化趨勢[12,31-34]。

2.5薄膜摩擦學性能分析

由圖8可知，不同靶電流條件下沉積薄膜的摩擦因數均位于0.75～0.85，摩擦因數無明顯差異，但磨損率差異顯著，靶電流為4.0A時磨損率W僅為6.347×10?6mm3/(N·m)，磨損率遠小于體系內其他電流條件下沉積的薄膜。較光潔的表面使得薄膜在摩擦試驗中相較于表面結構較粗糙的薄膜能夠盡可能地減少薄膜與對偶球間形成機械咬合的幾率，促使其在摩擦接觸中獲得相對較低的磨損率；其次，靶電流較低時，殘余應力小、膜基結合強度較高、粒子間結合緊密不易被剝離[35]，靶電流較高時，薄膜內部殘余應力較大，大的殘余應力可能導致外力作用下薄膜易產生微裂紋或將導致薄膜與基底剝離，使得較高電流條件下制備的薄膜摩擦因數偏高、磨損加劇[2,16]。

由圖9可知，靶電流為4.0A時，沉積制備的薄膜在相同條件的摩擦試驗后，磨痕寬度最窄，磨痕深度最淺，即防護薄膜損失最輕微。說明靶電流條件為4.0A時薄膜具有最佳耐磨性能，能夠更好地降低摩擦磨損帶來的材料損失。

為了進一步解釋薄膜在摩擦接觸過程中具有較好耐磨性能的原因，對靶電流為4.0A條件下濺射沉積的薄膜進行了聚焦離子束制樣（Focused ionbeam,FIB）、透射電鏡觀察和選區電子衍射（Selected area electron diffraction,SAED）分析，結果如圖10所示。圖10a為未經摩擦處理的薄膜的透射電子顯微鏡（TEM）分析，可以明確地觀察到僅有少且短的晶格條紋間距，而對經過摩擦處理后的磨痕處薄膜進行FIB制樣后，通過TEM分析可清楚地觀察到該區域內有著密集的晶格條紋間距，并且對相應區域進行SAED分析后發現，相應區域出現了更為清晰的TiB₂衍射環，這說明在摩擦接觸過程中薄膜產生非晶相結構向晶相結構轉變，薄膜結晶度提高，一定程度上致使薄膜的硬度及耐磨損性能增加，降低了薄膜在摩擦接觸過程中的體積損失，使其擁有同體系中最佳的抗耐磨性能。

3、結論

（1）采用直流磁控濺射技術，通過調節沉積過程中TiB₂靶材靶電流大小的方式進行TiB₂薄膜的濺射沉積制備。隨著靶電流增大，薄膜沉積厚度增加。

（2）隨著靶電流增大，一方面，薄膜半峰寬收窄，晶粒尺寸增加；另一方面，勢能更高的濺射粒子的轟擊促進了沉積薄膜的生長形核。

（3）B元素相較于Ti元素在等離子體傳輸過程中具有更小的碰撞截面積和動量損失；Ar+與靶材激發粒子之間存在較大質量差異，使得B元素溢出角相較Ti元素更為集中，更易沿法線方向等離子體傳輸并沉積于基底，因此制備的薄膜均呈現B元素超化學計量比的現象。通過XPS可知，富集的B元素形成了富B元素相（B—B鍵），富B元素相聚集在晶界處，阻礙了外力作用下晶界的滑移，使得薄膜具有較高的硬度及較優的耐磨損性能。

（4）靶電流增加，薄膜內部殘余應力（本征應力和熱應力之和）增強，使得膜基結合強度隨靶電流增加而降低；薄膜硬度隨富B元素組織相占比而同步呈現先升后降的演變趨勢。

（5）4.0A靶電流下制備的TiB₂薄膜具有最佳耐磨性能，主要由于摩擦接觸過程中，薄膜摩擦接觸區域產生了明顯的非晶相結構向晶相結構的轉變，因此薄膜硬度得到了提高，使其具有較優異的耐磨性能。

參考文獻

[1] KELESOGLU E, MITTERER C. Structure and properties of TiB₂ based coatings prepared by unbalanced DC magnetron sputtering[J]. Surface and Coatings Technology,1998, 98(1-3): 1483-1489.

[2] 吳彼，高禩洋，薛偉海，等. 鈦合金表面 TiB₂ 涂層與純鋁的高溫黏著磨損行為[J]. 中國表面工程，2022，35(3)：64-72.

WU Bi, GAO Siyang, XUE Weihai, et al.High-temperature adhesive wear behavior between TiB₂ coating on TC4 substrate and pure Al[J]. China Surface Engineering, 2022, 35(3): 64-72. (in Chinese)

[3] 吳正濤，葉榕禮，李海慶，等. HiPIMS 制備 TiB₂ 、TiBN涂層及其等離子體性質[J]. 中國表面工程，2022，35(5)：228-235.

WU Zhengtao, YE Rongli, LI Haiqing, et al. Fabrication and plasma properties of TiB₂ , TiBN films by HiPIMS[J].China Surface Engineering, 2022, 35(5): 228-235. (in Chinese)

[4] 劉凡. 多層納米復合 TiB₂ 刀具涂層的制備與研究[D].廣州：廣東工業大學，2020.

LIU Fan. Preparation and study of multilayer nanocomposite TiB₂ tool coating[D]. Guangzhou:Guangdong University of Technology, 2020. (in Chinese)

[5] 崔正浩，李宗家，程煥武，等. 二硼化鈦陶瓷研究進展及展望[J]. 陶瓷，2021(9)：12-18.

CUI Zhenghao, LI Zongjia, CHENG Huanwu, et al.Research progress and prospects of TiB₂ ceramics[J].Ceramics, 2021(9): 12-18. (in Chinese)

[6] 謝剛，俞小花，彭如振，等. 大氣等離子噴 TiB₂ 涂層微觀結構及性能研究[J]. 輕金屬，2020(8)：27-31.

XIE Gang, YU Xiaohua, PENG Ruzhen, et al. Study on microstructure and performance of TiB₂ coating with atmospheric plasma spraying[J]. Light Metals, 2020(8):27-31. (in Chinese)

[7] 郭浩. TiB₂ 基陶瓷復合材料的放電等離子燒結制備及其組織性能研究[D]. 廣州：華南理工大學，2015.

GUO Hao. Microstructure and mechanical property of TiB₂ -based ceramic composite fabicated by spark plasma sintering[D]. Guangzhou: South China University of Technology, 2015. (in Chinese)

[8] 蒙延雙，王達健. 復合溶膠凝膠法制備 TiB₂ 可濕性陰極涂層[J]. 甘肅冶金，2005(1)：1-4.

MENG Yanshaung, WANG Dajian, et al. The preparation of wettable TiB₂ coatingson cathode by composite Sol-Gel technology[J]. Gansu Metallurgy, 2005(1): 1-4. (in Chinese)

[9] 黃小曉，涂贛峰，王術新，等. TiB₂ 涂層的制備及其應用研究進展[J]. 稀有金屬材料與工程，2022，51(3)：1087-1099.

HUANG Xiaoxiao, TU Ganfeng, WANG Shuxin, et al.Advances in the preparation of TiB₂ coatings and their applications[J]. Rare Metal Materials and Engineering, 2022, 51(3): 1087-1099. (in Chinese)

[10] NEDFORS N, MOCKUTE A, PALISANITIS J, et al. Influence of pulse frequency and bias on microstructure and mechanical properties of TiB₂ coatings deposited by high power impulse magnetron sputtering[J]. Surface and Coatings Technology, 2016, 304: 203-210.

[11] SANCHEZ C M T, PLATA B R, COSTA M E H M D, etal. Titanium diboride thin films produced by dc-magnetron sputtering: structural and mechanical properties[J]. Surface and Coatings Technology, 2011,205(12): 3698-3702.

[12] WANG X, MARTIN P J, KINDER T J. Characteristics of TiB₂ films prepared by ion beam sputtering[J]. Surface and Coatings Technology, 1996, 78(1-3): 37-41.

[13] PESHEV P A. Thermodynamic estimation of the chemical vapor deposition of some borides[J]. Journal of Solid State Chemistry, 2000, 154(1): 157-161.

[14] ZHU J, ZHU X, LIU H, et al. Thin film physics and devices: fundamental mechanism, materials and applications for thin films[M]. Singapore: World Scientific Publishing Company, 2021.

[15] 吳彼. 鈦合金表面二硼化鈦涂層制備及其摩擦學行為研究[D]. 合肥：中國科學技術大學，2021.

WU Bi. Preparation and tribological behavior of TiB₂ coatings on titanium alloy[D]. Hefei: University of Science and Technology of China, 2021. (in Chinese)

[16] 吉利. 超潤滑復合類金剛石碳薄膜的設計、制備及性能研究[D]. 北京：中國科學院大學，2009.

JI Li. Design, preparation and properties of superlubricative diamond-like carbon composite films[D]. Beijing: University of Chinese Academy of Sciences, 2009. (in Chinese)

[17] HELLGREN N, TH?RNBERG J, ZHIRKOV I, et al.High-power impulse magnetron sputter deposition of TiBx thin films: effects of pressure and growth temperature[J].Vacuum, 2019, 169: 108884.

[18] ZHANG T F, GAN B, PARK S M, et al. Influence of negative bias voltage and deposition temperature on microstructure and properties of superhard TiB₂ coatings deposited by high power impulse magnetron sputtering[J].Surface and Coatings Technology, 2014, 253:115-122.

[19] PELLEG J, SADE G, SINDER M, et al. Compositional and structural changes in TiB₂ films induced by bias, in situ and post-deposition annealing, respectively[J].Physica B: Condensed Matter, 2006, 381(1-2): 118-127.

[20] 劉進龍，李紅軒，吉利，等. TiB₂ 摻雜 WS 2 復合薄膜的寬溫域摩擦學性能研究[J]. 表面技術，2023，52(6)：235-245.

LIU Jinlong, LI Hongxuan, JI Li, et al. Tribological properties of TiB₂ doped WS 2 composite films in wide temperature range[J]. China Surface Engineering, 2023,52(6): 235-245. (in Chinese)

[21] 許文舉，鞠鵬飛，李紅軒，等. O 2 / Ar 流量比及退火對氧化鋯薄膜結構及摩擦學性能的影響[J]. 中國表面工程，2020，33(5)：65-74.

XU Wenju, JU Pengfei, LI Hongxuan, et al. Effects of O 2 /Ar flow ratios and annealing treatment on microstructures and tribological properties of zirconia films[J]. China Surface Engineering, 2020, 33(5): 65-74. (in Chinese)

[22] OLIVER W C, PHARR G M. An improved technique for determining hardness and elastic modulus using load and displacement sensing indentation experiments[J]. Journal of Materials Research, 1992, 7(6): 1564-1583.

[23] 谷文翠，李壽德，王懷勇，等. 基片偏壓對磁控濺射制備 TiB₂ 涂層結構及性能的影響[J]. 航空材料學報，2014，34(5)：37-42.

GU Wencui, LI Shoude, WANG Huaiyong, et al.Influence of bias voltage on microstructure and properties of magnetron sputtering TiB₂ coating[J]. Journal of Aeronautical Materials, 2014, 34(5): 37-42. (in Chinese)

[24] 孫彩云，何慶兵，李立，等. 磁控濺射法制備 TiB₂ 涂層的研究進展[J]. 材料導報，2009，23(S1)：48-50，54.

SUN Caiyun, HE Qingbing, LI Li, et al. Reviews of TiB₂ coating deposited by magnwetron sputtering method[J].Materials Reports, 2009, 23(S1): 48-50, 54. (in Chinese)

[25] 劉艷梅，張蕊，朱強，等. 沉積溫度對電弧離子鍍AlCrSiN 涂層的影響[J]. 表面技術，2023，52(7)：149-157.

LIU Yanmei, ZHANG Rui, ZHU Qiang, et al. Effects of deposition temperature on AlCrSiN coatings prepared by arc ion plating technique[J]. Surface Technology, 2023,52(7): 149-157. (in Chinese)

[26] POLYAKOV M N, MORSTEIN M, MAEDER X, et al.Microstructure-driven strengthening of TiB₂ coatings deposited by pulsed magnetron sputtering[J]. Surface and Coatings Technology, 2019, 368: 88-96.

[27] NEIDHARDT J, MRáZ S, SCHNEIDER J M, et al. Experiment and simulation of the compositional evolution of Ti — B thin films deposited by sputtering of a compound target[J]. Journal of Applied Physics, 2008,104(6): 063304.

[28] KALFAGIANNIS N, VOLONAKIS G, TSETSERIS L, et al. Excess of boron in TiB₂ superhard thin films: a combined experimental and ab initio study[J]. Journal of Physics D: Applied Physics, 2011, 44(38): 385402.

[29] MAYRHOFER P H, MITTERER C, WEN J G, et al.Self-organized nanocolumnar structure in superhard TiB₂ thin films[J]. Applied Physics Letters, 2005, 86(13):131909.

[30] PAN J, LIU C, GAO X, et al. Dual-phase nanocomposite TiB₂ / MoS 1.7 B 0.3 : an excellent ultralow friction and ultralow wear self-lubricating material[J]. ACS Applied Materials & Interfaces, 2021, 13(49): 59352-59363.

[31] MUSIL J, KUNC F, ZEMAN H, et al. Relationships between hardness, Young’s modulus and elastic recovery in hard nanocomposite coatings[J]. Surface and Coatings Technology, 2002, 154(2-3): 304-313.

[32] LEYLAND A, MATTHEWS A. On the significance of the H / E ratio in wear control: a nanocomposite coating approach to optimised tribological behaviour[J]. Wear,2000, 246(1-2): 1-11.

[33] XU J, WANG G D, LU X, et al. Mechanical and corrosion-resistant properties of Ti-Nb-Si-N nanocomposite films prepared by a double glow discharge plasma technique[J]. Ceramics International, 2014, 40(6):8621-8630.

[34] 林靜，張碩，馬德政，等. 沉積溫度對 AlCrTiN 涂層組織結構與性能的影響[J]. 中國表面工程，2021，34(6)：114-123.

LIN Jing, ZHANG Shuo, MA Dezheng, et al. Effects of deposition temperature on the structure and property of AlCrTiN coatings[J]. China Surface Engineering, 2021,34(6): 114-123. (in Chinese)

[35] 薛海鵬，房磊琦，蔡飛，等. AlCrBSiN 復合涂層制備及高速干式切削性能[J]. 中國表面工程，2023，36(4)：118-128.

XUE Haipeng, FANG Leiqi, CAI Fei, et al. Deposition and high-speed dry cutting performance of AlCrBSiN-coated cutters[J]. China Surface Engineering, 2023, 36(4):118-128. (in Chinese)

作者簡介：冷嘯，男，1997 年出生，碩士研究生。主要研究方向為材料表面工程。

E-mail: lengxiaolut@163.com

張定軍（通信作者），男，1972 年出生，博士，教授，碩士研究生導師。

主要研究方向為高分子材料及其相關材料。

E-mail: zhangdingjunlut@163.com