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随着国家海洋战略的实施，各种工程及装备被大量投入使用，其中316L不锈钢因其优异的综合性能被广泛应用于海洋油气平台、船舶设备等海上装备中［1–6］。为了提高其耐磨及耐蚀性能，目前针对316L不锈钢表面主要采用渗氮、渗碳、电镀、离子注入等传统工艺，然而随着海上装备对于安全性、可靠性及服役寿命的需求不断提高，传统表面处理工艺无法满足使用要求。
磁控溅射类金刚石碳基（DLC）薄膜具有高硬度、低摩擦系数、优异的耐磨性和良好的抗氧化性及耐腐蚀性，是近年来研究较多的表面防护新材料，这为316L不锈钢在海洋环境中的使用及防护提供了新的解决方案。但是，纯DLC薄膜存在较大的残余应力和较差的韧性，使其很容易从基体上剥离导致装备的服役寿命缩短，这严重限制了DLC薄膜的广泛应用［7］。研究证明，通过多层结构设计可有效提高薄膜的耐磨耐蚀性能。例如，Xu等［8］通过将TiC层周期性的引入DLC膜层中，有效降低了DLC膜层中的残余应力，使得DLC/TiC多层膜具有更出色的耐磨性能。Chang和Wang［9］设计并实现了一种由金属、金属氮化物和金属碳氮化物为中间层，以梯度结构沉积在DLC薄膜和基体之间的复合薄膜。由于中间层的引入有效降低了膜层内的残余应力并增加了各界面处的结合力使得该复合薄膜表现出优越的摩擦学性能。Zhao等［10］采用高功率脉冲磁控溅射制备的DLC/CrN多层膜结构具备良好的耐磨耐蚀性能。这主要归因于多层膜结构设计显著降低了膜层内部的残余应力，提高了塑性变形抗力进而阻碍了摩擦过程中微裂纹的萌生和扩展。同时，多层膜结构由于更高的膜密度抑制了腐蚀离子的扩散并且在界面处形成了钝化膜。
通过元素掺杂来提高DLC薄膜的耐磨耐蚀性能也是目前DLC薄膜的研究热点之一，特别是掺杂过渡金属元素（Ti，V，Cr，Zr，Nb，W等）。Guo等［11］研究了Ti-DLC薄膜在干摩擦中的摩擦学行为。DLC薄膜中掺杂的Ti原子容易与C和O反应生成TiC和TiO硬质相，然后聚集形成转移膜。转移膜可以有效地降低摩擦系数，同时保护膜层不被进一步磨损。同时，Ti原子的掺杂还可以加快产生摩擦石墨化转移层，进一步提高DLC薄膜的耐磨性能。Dai等［12–13］研究发现在DLC薄膜掺杂Cr元素能降低膜层内部的残余应力并增强薄膜对基体的附着力，有效地提高了薄膜的耐磨性能。此外，由于薄膜内部存在缺陷导致Cr元素掺杂对于薄膜耐蚀性能的提升有限。Xu等［14］通过与316L不锈钢和纯DLC膜的比较，研究了Al/Ti-DLC膜在3.5%NaCl（质量分数）溶液中的结构演变和腐蚀行为。结果表明，与纯DLC和316L不锈钢基体相比，Al/Ti-DLC膜通过降低孔隙率和增加电荷转移以及腐蚀离子扩散到基体中的势垒，表现出更强的耐腐蚀性。同时，Al元素的加入可以降低sp2杂化键含量促进DLC薄膜中网络结构的形成进而降低了膜层内部的残余应力，从而抑制了腐蚀通道的萌生和扩展。
综上所述，多层结构设计和元素掺杂是提高DLC薄膜综合性能的有效技术途径。然而，将多层结构设计与元素掺杂相结合来协同提升DLC薄膜耐磨性和耐蚀性方面的研究仍十分有限。鉴于以往的研究发现，相较于层数较少的结构（例如Ti/DLC），Ti/TiN/TiCN/DLC逐步梯度过渡的多层结构的结合力及耐磨性能更好。故本文采用Ti基过渡层结构与Ti元素掺杂DLC薄膜相结合的方式，利用中频磁控溅射技术在316L不锈钢表面制备了Ti/TiN/TiNC/Ti-DLC多层复合薄膜。主要通过改变Ti靶沉积电流的方法，实现表层DLC膜层不同含量Ti元素掺杂，研究了Ti元素掺杂含量对Ti/TiN/TiCN/Ti-DLC复合薄膜的微观结构、组成成分、力学性能、摩擦磨损性能及耐蚀性能的影响规律和机制，为新型DLC薄膜性能调控及其在海洋环境下的工程应用奠定基础。
采用中频磁控溅射在316L不锈钢基体上沉积Ti/TiN/TiCN/Ti-DLC薄膜，试验设备示意图参见文献［15］。依次用400#，800#，1500#和2000#碳化硅砂纸对基体（40 mm×30 mm×3 mm）进行打磨，再用W7抛光剂将打磨面抛光至镜面无划痕。将抛光好的样片用无水乙醇超声清洗20 min，吹干并放置于真空室内备用。沉积前，将真空室内真空抽至1×10−3 Pa以下，采用-1000 V的脉冲偏压对基体进行Ar+清洗，去除基体表面的氧化物，随后在基体上沉积Ti/TiN/TiCN过渡层和Ti-DLC膜层。为了探究掺杂的Ti元素含量对Ti-DLC薄膜结构和性能的影响，采用调节沉积Ti靶电流的方法来改变表层DLC膜层中Ti元素含量，具体沉积参数如表1和表2所示。所制备的DLC，Ti-DLC1，Ti-DLC2，Ti-DLC3和Ti-DLC4薄膜中Ti元素含量的原子分数分别为0，2.88%，5.1%，6.31%和8.91%。
利用场发射电子显微镜（SEM，JSM-F100型）对薄膜表面及截面的微观形貌进行表征，并通过能谱仪（EDS，X-MAXN）测定Ti-DLC膜层内的Ti元素含量。利用显微共焦拉曼光谱仪（Raman，inVia Qontor型）分析了Ti-DLC薄膜中碳元素的电子结构，探测激光波长为532 nm。利用X射线光电子能谱仪（XPS，ESC-ALAB XI+型）分析Ti-DLC薄膜内的键合状态和化学组成。选用Al-Kα作为激发源，光子能量为1486.7 eV，并利用标准碳C 1s结合能284.8 eV对所得谱图的特征峰进行校正。利用X射线衍射仪（XRD，XRD-7000型）表征薄膜的物相，并使用Jade 6.5软件对DLC薄膜测试数据进行分析。
采用微纳米力学测试系统（step500+N-HT3+MCT3型）测量薄膜的硬度和弹性模量，使用连续刚度法测试模式，所施加的最大法向载荷为100 mN，应变率为0.05 s−1，保载时间为10 s。采用薄膜附着力自动划痕仪（WS-2005型）测量薄膜与基体的结合力，加载载荷为60 N，加载速度为60 N·min−1，划痕长度为5 mm。之后通过光学显微镜（OM）观察划痕形貌并计算出薄膜开始脱离的临界载荷（LC2）。采用材料表面性能综合测试仪（CFT-J型）对薄膜的摩擦性能进行评估，测试条件为：干燥室温环境，加载载荷为2和7 N，往复摩擦长度为5 mm，运行速度为500 T·min−1（T代表周期），对偶球为Φ6 mm的Si3N4球。采用电化学工作站（CS310H型）测试薄膜的耐蚀性能，测试采用经典的三电极体系，裸露面积1 cm2薄膜样品作为工作电极，饱和甘汞电极（SCE）作为参比电极，铂片作为辅助电极，测试溶液为3.5%NaCl溶液，整个测试过程在室温下进行。电化学阻抗测试参数为：加载交流扰动电压幅值为10 mV，正弦波频率范围为1×10−2~1×105 Hz。
图1是不同Ti元素含量下多层Ti-DLC薄膜的表面及截面形貌。如图1（a~d）所示，所有薄膜的表面均比较致密，未出现脱落、裂纹及孔洞等缺陷，未掺杂Ti元素的多层DLC薄膜表面出现较多的团簇颗粒。与纯DLC薄膜相比，掺杂了Ti元素的薄膜表面团簇颗粒的直径及密度明显减小，表明Ti元素的掺杂能够减少DLC薄膜表面团簇颗粒的生成及聚集。当溅射Ti靶时，会增加真空室中的磁场，这提高了Ar气体离化率进而导致真空中的等离子密度变大，溅射出的粒子变的细小。同时，由于粒子能量变大使得吸附原子的迁移率增加，从而减少了DLC薄膜表面团簇颗粒的生成及聚集［15］。由于不同Ti元素含量下多层Ti-DLC薄膜截面形貌类似，故选择Ti元素掺杂含量为6.31%的薄膜截面形貌为代表进行分析。如图1（f）所示，薄膜总体厚度为1.77 μm，其中底层Ti粘结层厚度为0.33 μm，TiN过渡层厚度为0.27 μm，TiCN过渡层厚度为0.2 μm，表层Ti-DLC膜层厚度为0.97 μm。将不同Ti靶电流下表层DLC膜层中Ti元素原子分数及截面厚度进行统计，结果如图2所示。可以看出，随着Ti靶沉积电流从0 A逐渐增加到4 A，表层DLC膜层的厚度呈增加趋势，从0.91 μm逐渐增加到1.10 μm，表层DLC膜层中掺杂的Ti元素含量从0逐渐增加到8.91%。
Raman光谱是一种相对简单的无损分析技术，被广泛地应用于非晶碳膜的微观结构信息分析［16–18］。为了探究Ti元素掺杂对Ti-DLC膜层结构的影响，采用拉曼光谱对所制备的薄膜进行测试。图3（a）为不同Ti元素掺杂量的Ti-DLC膜层的拉曼光谱，其在1100~1800 cm−1存在非对称的宽峰，与DLC薄膜的拉曼光谱特征相符合，表明所制备的Ti-DLC膜层是一种同时包含金刚石结构和石墨结构的亚稳态非晶态碳膜［19–20］。此外，随着薄膜中Ti元素含量的增加，D峰和G峰的相对强度逐渐降低，表明薄膜中sp3碳和sp2碳相对含量逐渐降低。
为了进一步研究表层DLC薄膜中掺杂的Ti元素含量对其膜层结构的影响，对不同Ti元素掺杂量的Ti-DLC薄膜的拉曼光谱进行高斯拟合，其中纯DLC膜层和Ti-DLC3膜层的拟合曲线结果如图3（b）和图3（c）所示。通过高斯拟合后，拉曼光谱可以被拟合为峰位位于1390 cm−1左右的D峰和1570 cm−1左右的G峰，被拟合出的D峰是芳香环中sp2碳原子呼吸振动模式所产生的，而G峰是由薄膜中碳环或者碳链中的sp2碳原子伸缩振动所产生的［21–23］。通常，可以通过D峰和G峰的面积强度之比（ID/IG）来分析DLC薄膜中的sp3和sp2碳的含量变化。ID/IG的比值越低，表明DLC薄膜中sp3碳含量越高，薄膜中石墨化结构程度越小。拉曼光谱拟合后的ID/IG随掺杂的Ti元素含量变化规律如图3（d）所示。可以看出，随着Ti元素含量的增加，ID/IG分别为3.23，3.13，3.04，3.18和3.76，呈现先降低后增加的趋势，其中ID/IG在Ti元素掺杂量为5.10%时最小。ID/IG的变化规律表明，所制备的多层Ti-DLC薄膜的表层DLC膜层中的sp3碳的含量先增加后降低。随着Ti靶沉积电流的增加，所溅射出的Ti粒子的能量逐渐增大，能够更容易的轰击开非晶碳基网络结构，从而使C原子更加容易的形成sp3碳，引起薄膜中的sp3碳含量增加。此外，研究学者提出假设模型认为过渡金属原子能够在DLC薄膜中充当sp2碳的催化剂，过渡金属与C原子形成过渡金属碳化物纳米颗粒镶嵌在非晶碳基薄膜中，而形成的碳化物纳米颗粒容易被sp2碳所包裹［24–26］。因此，随着Ti靶沉积电流的进一步增加，薄膜中的Ti元素含量逐渐变高，导致Ti元素在DLC薄膜中的催化效应逐渐起主导作用，引起DLC膜层中sp2碳含量的增加。
图4为不同Ti元素掺杂量的Ti-DLC膜层的XPS图谱。为了进一步分析Ti-DLC薄膜中的化学成分，在消除电荷位移前提下，通过高斯函数对C 1s特征峰进行分峰拟合分析。从图4（a）可以看出，在C 1s谱图中，存在结合能为（285.0±0.1） eV的sp3C键，（284.4±0.1） eV的sp2C键，（285.9±0.2） eV的C-O键，（288.2±0.2） eV的C=O键和（283.3±0.2） eV的Ti-C键。随着掺杂的Ti元素含量逐渐增加，薄膜中sp3碳含量先增加后减少而sp2碳含量先减少后增加，二者的变化规律与Raman测试的结果保持一致。C-O键和C=O键的存在是因为在溅射沉积过程中，真空室中残留的氧气与C结合所形成的。从图4（b）的Ti 2p特征峰的分峰拟合结果可以发现，Ti靶沉积电流为0 A时，在452~468 eV处不存在Ti 2p峰，表明所制备薄膜的表层DLC中不存在Ti元素。随着Ti靶沉积电流的增加，在460~468和452~460 eV范围内分别出现Ti 2p1/2和Ti 2p3/2峰。通过高斯函数对其进行拟合可分为3个双峰，分别为Ti-C键、TiCN和Ti-O键。其中当Ti元素掺杂量为2.88%时，Ti-C键峰位结合能为454.2和460.7 eV； 随着掺杂的Ti元素含量逐渐增加，Ti-C键峰位结合能为（455.4±0.1）和（461.4±0.1） eV。同时从Ti 2p拟合结果可以看出，随着掺杂的Ti元素含量增加，Ti-C键的含量逐渐增加。TiCN的峰位结合能为（456.9±0.4）和（463.1±0.2） eV，TiCN的存在归因于在制备TiCN过渡层后真空中还残留有氮气，在沉积表层Ti-DLC过程中在薄膜内部形成了TiCN。Ti-O键的结合能为（458.5±0.2）和（464.5±0.2） eV［27–29］，在Ti 2p的拟合峰中，Ti-O键的强度较高表明薄膜表层中的Ti元素主要以TiO2的形式存在。该物质的存在是由于样品暴露在空气中时，薄膜表层中的Ti元素被空气中的O2氧化所导致的。
图5是不同Ti元素掺杂量的多层Ti-DLC薄膜的XRD图谱，可以看出，所有薄膜的晶体取向比较单一，均在2θ为36.7°的位置表现出TiN的（111）晶面。此外，当掺杂的Ti元素含量达到8.91%时，薄膜在2θ为42.6°的位置出现TiN的（200）晶面。结果表明，薄膜中Ti以TiN的形式存在，这主要来源于TiN及TiCN过渡层。此外，XRD未测出薄膜中的TiC，这可能与该物质在薄膜内的含量较少有关。
图6为不同Ti元素掺杂量Ti-DLC膜层的纳米硬度和弹性模量，可知，随着DLC膜层中Ti元素含量的增加，所制备的多层Ti-DLC薄膜的纳米硬度先增加后减小，其中当掺杂的Ti元素含量为5.10%时，薄膜的纳米硬度达到最大为7.35 GPa。随着Ti靶沉积电流的增加，一方面能够提高薄膜中的sp3碳，另一方面溅射出来的Ti粒子能够在表面起到一定的轰击作用，使得薄膜表面的结构变得更加致密，从而使得Ti-DLC膜层的纳米硬度增加。然而，当Ti靶沉积电流的进一步增加时，由于Ti-DLC膜层中sp3碳的含量逐渐降低导致膜层的纳米硬度开始减小，这可以根据拉曼光谱的ID/IG结果得到合理证明。此外，随着Ti-DLC膜层中的sp3碳含量增加，导致膜层的结构更倾向于金刚石结构，故其弹性模量增加； 然而当掺杂的Ti元素含量进一步增加时，膜层中的sp2碳含量增多导致膜层的结构更倾向于石墨结构，故其弹性模量开始降低［30–32］，因此Ti-DLC膜层的弹性模量呈现先增加后减小的变化规律。所制备的DLC，Ti-DLC1，Ti-DLC2，Ti-DLC3和Ti-DLC4薄膜的弹性模量分别为56.28，69.40，81.58，71.99和76.33 GPa。总体来说，Ti元素的掺杂对薄膜纳米硬度和弹性模量的影响规律相同，二者均在掺杂的Ti元素含量为5.10%时达到最大。
图7为不同Ti元素掺杂量多层Ti-DLC薄膜的划痕形貌及对应的结合力。观察可知，随着DLC膜层中掺杂的Ti元素含量增加，多层Ti-DLC薄膜的结合力呈现先增加后减小的趋势。未掺杂Ti元素的多层DLC薄膜的结合力最小为15.1 N，当DLC薄膜中掺杂Ti元素时，薄膜的结合力均得到大幅度的提高。其中当掺杂的Ti元素含量为6.31%时，薄膜的结合力达到最大为27.6 N。并且当DLC膜层中掺杂的Ti元素含量较高时，多层Ti-DLC薄膜的结合力相差较小。薄膜结合力的增加得益于随着Ti靶沉积电流的增加，所溅射出来的Ti粒子具有的能量变大，这使得到达薄膜表面的Ti粒子有足够的能量进行扩散，从而提高了所制备薄膜的结合力。然而，当进一步增加Ti靶的沉积电流时，在单位时间内过量的Ti粒子到达薄膜表面，使得Ti粒子来不及扩散而沉积在薄膜表面，增加了薄膜中的微观缺陷，从而导致薄膜的结合力下降［33］。
图8为法相载荷分别为2和7 N时，不同Ti元素掺杂量的多层Ti-DLC薄膜的摩擦系数随时间的变化结果。从图8（a）可以发现，在2 N的法相载荷下，316L不锈钢的摩擦系数在0.80左右，不同Ti元素掺杂量所制备的多层Ti-DLC薄膜的摩擦系数在0.2~0.4之间，316L不锈钢的摩擦系数远高于所制备的多层Ti-DLC薄膜的。这表明在2 N的法相载荷下，所有多层Ti-DLC薄膜均具有较好的耐磨减磨性，能对316L不锈钢起到良好的保护作用。在摩擦的前14 min，多层纯DLC薄膜的摩擦系数稳定在0.2左右，比掺杂了Ti元素的多层Ti-DLC薄膜的摩擦系数小。在摩擦14 min之后，多层纯DLC薄膜的摩擦系数增大到0.3左右，这是因为表层的纯DLC膜层逐渐被磨破从而使得薄膜的摩擦系数增大。掺杂了Ti元素的多层Ti-DLC薄膜的摩擦系数在摩擦前期处于不稳定状态，随着摩擦时间的延长其摩擦系数逐渐稳定。结果表明，随着Ti元素掺杂含量的增加，薄膜的摩擦系数呈现逐渐增大的趋势。这主要是因为随着薄膜中Ti元素含量的增加，薄膜中包含的硬质相TiC含量也随之增多，在摩擦过程中过多的TiC硬质相易造成磨粒磨损，从而导致薄膜的摩擦系数增大。相较于纯DLC薄膜，Ti-DLC薄膜的摩擦系数在摩擦14 min后并未出现明显的增大，这表明Ti元素的掺杂使薄膜的耐磨性得到提高。但值得注意的是，掺杂的Ti元素应适量以保证制备的Ti-DLC薄膜具备优异的综合性能。
为了进一步探究Ti元素掺杂量对薄膜耐磨减磨性的影响，在7 N的法向载荷下再次对薄膜进行了摩擦试验，结果如图8（b）所示。在7 N的法相载荷下，所有制备的Ti掺杂多层Ti-DLC薄膜的摩擦失效时间较短，为3~5 min，表明在更高的法向载荷下，薄膜的摩擦寿命缩短，对316L不锈钢的耐磨防护作用减弱，这可能是由于过渡层TiN存在缺陷，对表层DLC膜层的支撑作用有限，从而导致整体薄膜的承载能力变弱。
为了研究Ti元素掺杂对多层Ti-DLC薄膜耐腐蚀的影响及机制，利用电化学阻抗谱（EIS）对所制备的多层Ti-DLC薄膜的耐腐蚀性能进行表征分析。图9是不同Ti元素掺杂量下多层Ti-DLC薄膜的电化学阻抗谱及对应的拟合等效电路图。可以看出，Ti元素掺杂含量为5.10%的多层Ti-DLC薄膜的容抗弧及阻抗值最大，表明其具有优异的耐腐蚀性能（图9（a））。分析图9（b）的Bode图可得，在低频0.01 Hz处，Ti元素掺杂含量为5.10%的多层Ti-DLC薄膜的阻抗最大，耐腐蚀性能最好； 多层纯DLC薄膜次之，其余多层纯Ti-DLC薄膜阻抗值较小，耐腐蚀性能较差，其中Ti元素掺杂含量为8.91%时薄膜的耐腐蚀性能最差。根据图9（a）的Nyquist图可知，Ti元素掺杂含量为2.88%和6.31%的多层Ti-DLC薄膜在低频处出现扩散过程，因此采用R（Q（R（Q（QW））））的等效电路图对其进行拟合。其余多层薄膜由于未表现出扩散现象所以采用R（Q（R（RQ）））的等效电路进行拟合，拟合后的相关参数如表3所示。其中，Rs代表溶液电阻，Rf代表整体薄膜的膜层电阻，Qf代表整体薄膜的膜层电容，n1代表Qf的弥散系数（0<n<1），Rct代表基体产生的电荷转移电阻，Qdl代表基体与溶液接触所产生的双电层电容，n2代表Qdl的弥散系数（0<n<1），W代表腐蚀介质在薄膜内扩散过程的Warburg阻抗。薄膜的耐蚀性能通常通过Rf和Rct的值来判断，值越大表明薄膜耐蚀性能越好。由表3可知，多层纯DLC薄膜的Rf值最大为4320 Ω·cm2，随着Ti掺杂元素含量的增加，所制备薄膜的Rf逐渐减小。相较于Rf，所有类型薄膜的Rct值均比其大1~2个数量级，所以不同Ti元素掺杂含量的多层Ti-DLC薄膜的耐蚀能力主要由薄膜的Rct值所决定。当Ti元素掺杂含量为5.10%时，多层Ti-DLC薄膜的Rct值最大，为1.96×105 Ω·cm2，明显大于其他多层薄膜的，表明其耐蚀性能最好，对基体保护性最强。
根据电化学阻抗结果分析可知，当Ti元素掺杂含量为5.10%时，多层Ti-DLC薄膜的耐腐蚀性能最好，Ti元素含量过高或过低都会降低薄膜的耐腐蚀性能。这可能与表层DLC膜层的sp3杂化的演变和TiC纳米相对表层DLC膜层的结构改变有关。DLC薄膜的耐蚀性能主要取决于薄膜的内部结构，薄膜中的sp3碳含量越多，薄膜表面的电化学惰性越强，电子在薄膜表面的传输速度越慢，从而获得更高的电化学阻抗［34–36］。同时，sp3碳含量增多也可以使DLC薄膜的结构更致密，使薄膜表面具有更高的致密度。当DLC薄膜表面致密性较差时，液体中的腐蚀性离子会通过其中的孔隙或缺陷处到达合金表面进而对合金表面进行腐蚀［37–38］。研究表明，由于Ti元素的掺杂导致DLC薄膜中生成的TiC颗粒会扩宽腐蚀介质进入薄膜的通道，导致DLC薄膜的耐腐蚀性能下降［39–40］。由图3可知，随着表层DLC中掺杂的Ti元素含量逐渐增加，薄膜中的sp3碳的含量先增加后减小，在Ti元素含量为5.10%时最大。在此过程中，sp3碳含量的增加对薄膜耐蚀性能的提升大于TiC纳米相对薄膜耐蚀性能的损害，故薄膜的耐蚀能力增加。随着掺杂的Ti元素含量继续增加，薄膜中sp3碳含量逐渐减少且TiC颗粒数量及尺寸增加，在两者的共同作用下使得薄膜的耐腐蚀性能急剧下降。
通过对不同Ti元素掺杂量多层Ti-DLC薄膜的微观结构、组成成分、力学性能、摩擦性能及耐腐蚀性能进行测试表征，研究了Ti元素掺杂量的变化对薄膜结构及性能的影响并探讨了相关的作用机制。当DLC薄膜中掺杂不同含量的Ti元素时，薄膜表面均表现为均匀致密且无明显缺陷，同时Ti元素的掺杂有利于减小薄膜表面团簇颗粒的密度及尺寸。多层Ti-DLC薄膜的力学性能和耐蚀性能均主要由膜层中的sp3碳含量决定。当掺杂的Ti元素含量为5.10%时，膜层中的sp3碳含量最高，多层Ti-DLC薄膜表现出最佳的力学性能和耐蚀性能。同时，Ti元素的掺杂可显著提高Ti-DLC薄膜的耐磨性，并伴随着薄膜摩擦系数的略微增大。
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