ZENG Q F, CAO Q, ERDEMIR A, et al. Current Development Situation of Superlow Friction Behavior of DLC Films[J]. China Surface Engineering, 2018, 31(4): 1-19.
2. 美国阿贡国家实验室 能源系统分部，美国 芝加哥 IL 60439
2. Energy Systems Division, Argonne National Laboratory, Argonne IL 60439, USA
摩擦学是一门研究相对运动表面间的摩擦、磨损和润滑以及相关问题的学科，也是一门以节约资源、能源、保护生态环境、提高生命质量为主要研究目标的、实用性较强的应用科学，是节能、降耗、减排的重要手段。摩擦磨损对当今的能源、环境和经济等领域都有着巨大的影响[1]。中国工程院开展的咨询项目《摩擦学科学与工程应用现状与发展战略研究》，调查了摩擦磨损在冶金、能源化工、铁道机车、汽车、航空航天、船舶、军事装备、农业装备这8个领域造成的经济损失，调查表明损失估计为9 500亿元，如果正确运用摩擦学知识可节省3 270亿元。据统计，目前全世界有1/3的能源以各种形式消耗于摩擦上，大约有80%的零件损坏是由于磨损引起的，经济损失占工业化国家GDP的5%~7%[1]。因此改善材料摩擦学性能，提高材料的耐磨性、使用寿命和机械可靠性，减少维修时间，节省材料成本、减少能源浪费，具有很高的社会效益和经济效益。
随着摩擦学的快速发展与工业上的实际需求，人类期望摩擦因数极低甚至“零摩擦”。1990年，日本科学家Hirano等人根据纳米摩擦的F-K模型，从理论上预测两个晶面非公度接触时静摩擦力有可能为零(或几乎为零)，把这种现象命名为超滑(Superlubricity)。超滑是在纳米尺度上提出的，但是纳米尺度的接触面与实际应用中的尺度相比太小，随着尺度的增大，晶面内的变形将导致局部公度，从而丧失超滑[2-3]。20世纪90年代MoS2膜获得了0.001的摩擦因数[4]，开启了超低摩擦(Superlow friction)的研究，一般认为摩擦因数低于0.01称为超低摩擦。目前，有两类材料具有超低摩擦特性，第一类是以二硫化钼、石墨烯涂层以及DLC膜等材料为代表的固体润滑材料。Erdemir等人[5]发现干燥惰性气体和真空环境下DLC膜摩擦因数可低至0.001~0.005。Wang等人[6]发现在相对湿度为20%的大气环境中含氢非晶碳膜的摩擦因数可低至0.009。Berman等人[7]发现DLC膜与包裹纳米金刚石的石墨烯纳米卷相对滑动时其摩擦因数低至0.004。Goto等[8]发现超高真空环境中单晶金刚石和5 nm厚的Ag涂层(硅基体)对摩时摩擦因数低至0.007。Chhowalla等[9]发现MoS2涂层在相对湿度为45%的环境中摩擦因数低于0.01。Joly-Pottuz1等[8]发现室温下WS2和MoS2复合涂层摩擦因数低至0.006。另一类是水基润滑材料：LI等人[10-12]发现了水基液体(莼菜黏液和磷酸等)超低摩擦体系，如甘油与酸混合的摩擦因数低至0.004。Klein等[13]将分子链嫁接在具有原子级光滑的云母表面形成摩擦副，在云母表面形成了“分子刷”，获得了约0.001或更低的摩擦因数。作者发现TiNi60合金在蓖麻油润滑下呈现出超低摩擦现象[14-15]，同时也发现DLC膜在含有氮化硼纳米添加剂的PAO油作用下获得了摩擦因数为0.001的超低摩擦行为[16]。超低摩擦的研究成果表明以前只有滚动摩擦才能达到超低摩擦，现在滑动摩擦也可以实现超低摩擦，并向滚动摩擦达不到的更低值迈进，同时克服了超滑的尺度局限。于是，有学者建议将超低摩擦定义为超滑[8, 17]，而把Hirano等最初提出的超滑概念称为结构润滑(Structural superlubricity)[8]。文中采用超低摩擦，以区别最初的超滑概念。
Martin于2000年在长崎国际摩擦学大会上指出超滑/超低摩擦大有可为[18]。此后，国内外摩擦学界掀起了超低摩擦的研究热潮，研发出多种超低摩擦薄膜如DLC膜、MoS2膜以及CNx膜等，文中主要讨论DLC膜。DLC膜的研究已有40多年，它的制备工艺、结构特点、物理(光学、电学)、化学(与介质相互作用)、机械(硬度、弹性模量)、力学、热学以及摩擦学等性能的研究已日臻完善。由于在不同环境下的自润滑性、耐腐蚀、耐磨损以及高化学惰性等优异性能[19-20]，DLC膜作为一种最有潜力的固体润滑材料在微型机电系统(Micro-electro-mechanical system，MEMS)、切削工具、机械密封、磁性硬盘、生物医学、汽车和航空航天工业等领域都具有广泛的应用前景。有关于DLC膜的研究已有许多学者整理并发表了综述类论文，但是关于DLC膜超低摩擦行为的综述论文目前还未见报导。
文中对DLC膜超低摩擦行为研究的理论和实践应用进行了总结，分析了DLC膜的制备工艺和测试环境对DLC膜超低摩擦学行为的影响规律，归纳了目前普遍接受的几种DLC膜超低摩擦机理，并展望了DLC膜在摩擦学领域的发展趋势和应用前景，以期为航空装备、卫星、轨道交通设备、海洋工程装备、智能制造装备等高端装备在产品创新设计及摩擦学设计方面提供理论依据和实践参考。
1 DLC膜超低摩擦的起源DLC膜超低摩擦的产生原因有很多，究其根本为滑动界面之间以及滑动界面与周围环境之间的化学、物理和机械相互作用。
1.1 表面粗糙度的影响机械摩擦理论认为摩擦起源于粗糙表面的互锁。粗糙表面会导致机械互锁效应，从而产生高摩擦(特别是在跑合阶段或者试验开始阶段)。根据此理论，减少或者消除DLC膜表面粗糙度可降低摩擦因数，甚至实现摩擦因数低至0.002的超低摩擦[21]。但DLC膜表面粗糙度降低到一定程度时，表面越光滑，摩擦因数反而越大，因为减少甚至消除表面粗糙度后，表面分子间的相互作用力会成为产生摩擦的主要原因。
1.2 分子间相互作用力的影响从微观角度分析，界面原子间的短程或长程作用力决定了摩擦力的强度，包括较强相互作用：金属键、共价键和离子键等；较弱相互作用：π-π相互作用，范德华力，静电力和毛细力等。
Erdemir等人[22]采用M50钢球和H13钢盘为摩擦副时，滑动界面生成了金属键，摩擦因数高达0.8，采用蓝宝石球和蓝宝石盘做摩擦副时生成了共价键和离子键，摩擦因数为0.9；Miyoshi等人[23]发现在摩擦副上沉积无氢DLC膜时摩擦因数为0.6，推测这是由于表面碳原子的σ键暴露生成共价键而连接摩擦副上下表面；在摩擦副上沉积含氢DLC膜时摩擦因数低至0.001量级，Erdemir推测摩擦界面主要有微弱的范德华力和静电力作用。由此可见，分子间的相互作用力决定了DLC膜的摩擦因数。当摩擦副表面有DLC膜时，不存在离子键和金属键，下面主要讨论其它类型的相互作用力。
1.2.1 共价键相互作用摩擦副相对滑动过程中，DLC膜表面sp3相碳原子中未成键的σ键易跨界面生成共价键：一种是上下表面的悬挂键之间形成C−C键；另一种是悬挂键与其他元素形成共价键，例如C−O−C键。共价键会导致较强的粘着作用，这是DLC膜中摩擦力的最主要来源。
1.2.2 π-π 相互作用π-π 相互作用也被称为π堆积作用：DLC膜中环状结构之间的一种非共价的相互吸引作用，作用范围大于范德华半径，这种作用力很弱，对摩擦因数影响较小。π键存在于sp2相碳原子中，因此DLC膜中π键的来源有两个：一是DLC膜沉积过程中生成的sp2相碳原子；一是在滑动过程中，sp3相转变为sp2相。在有水分子和其他气体分子的环境中，π-π相互作用会减弱很多，这也是为什么石墨在湿度环境中比在干燥气体环境中润滑效果好的原因之一。
1.2.3 范德华力范德华力没有饱和性和方向性，无论何种分子都有范德华力，只不过强弱不同。DLC膜的摩擦主要是受范德华力中的色散力影响。而色散力与分子间的间距有关，当分子间的距离足够近，达到范德华半径范围之内(一般是2~5 Å)，范德华力才会起作用。如果DLC膜表面粗糙度大于范德华半径，范德华力对DLC膜的摩擦影响是非常小的。DLC膜的表面粗糙度一般为102~103 Å。
1.2.4 静电力静电力是长程力，在滑动过程中DLC膜表面一般会积累静电电荷，从而产生静电吸引或者排斥作用。
1.2.5 毛细力在高度潮湿的空气中，水蒸汽容易凝结在亲水性的滑动表面，当滑动接触的表面被牵引力拉开时，水会在薄膜和对偶表面之间粗糙的接触点上形成一个纳米级的凹形弯月面水层，同时在靠近接触点的位置形成轴对称的水桥，由于表面水层的内部压力更低而产生作用在接触面上的弯月面力或毛细力，且随环境中相对湿度的增加而增加，从而导致摩擦因数的增加。
从DLC膜摩擦的起源可以看出，要实现DLC膜的超低摩擦行为，首先应降低薄膜表面粗糙度，然后尽量消除薄膜表面悬挂键避免生成共价键，在此基础上设法减小π-π相互作用、范德华作用、静电力和毛细力。因此影响DLC膜超低摩擦行为的主要因素有DLC膜的微观结构和测试环境，而DLC膜的微观结构由制备工艺决定。
2 制备工艺对DLC膜超低摩擦行为的影响 2.1 制备方法目前DLC膜的制备方法主要有化学气相沉积(Chemical vapor deposition，CVD)和物理气相沉积(Physical vapor deposition，PVD)两大类。根据Robertson等人[24]提出的分类方法，DLC可分为4类，以sp2键为主的非晶碳(a-C)和氢化非晶碳(a-C:H)，以sp3键为主的四面体非晶碳(ta-C)和氢化四面体非晶碳(ta-C:H)。表1为DLC膜的制备方法及其摩擦特性。
由表1可知，由于制备方法的不同，DLC膜中的sp3相及氢原子的含量不同，摩擦特性也有很大差异。DLC膜的摩擦因数0.001~0.7变化。含氢量越高摩擦因数越低，甚至在一定测试环境下可以实现超低摩擦。
制备参数对DLC膜的sp3比例和含氢量影响也很大，例如偏压(离子能量)，Chen等人[26]在研究a-C:H:Si膜生长机制时，发现偏压从0.25 kV增加至3.5 kV，含氢量(原子数分数，下同)从36.7%逐渐降至17.3%，随着偏压的升高，DLC膜含氢量逐渐降低。加偏压也会增加sp3含量，可有效改善DLC膜的内应力，Hideki等[27]在沉积Si-N-DLC膜时发现随着偏压的增加，薄膜内应力减小，膜基结合力增大，其摩擦因数远比没有增加偏压的低得多。
| Type of DLC | Deposition methods | Content of H, a / % | Content of sp3/% | Friction coefficient |
| a-C | Unbalanced magnetron sputtering, et al | <1 | ||
| a-C:H | Plasma enhanced chemical vapour deposition (PECVD); mass selected ion beam(MSIB), et al | 10−50 | 20−65 | 0.001−0.05 (In dry N2 or high
vacuum, load:10 N); 0.1−0.3 (In humid) |
| ta-C | MSIB, magnetic filtered cathodic vacuum arc (FCVA), pluse laser deposition(PLD), et al | <5 | 80−88 | 0.6−0.7 (In dry N2 or high vacuum, load:10 N); 0.05 (In humid environment[20]) |
| ta-C:H | PECVD, MSIB, et al | 15−50 |
制备方法也影响表面粗糙度，例如传统阴极弧沉积方法制备的DLC膜表面可能包含大量的纳米/微米颗粒，增加表面粗糙度。通过增加过滤装置(磁过滤器或机械过滤器)对颗粒进行过滤和阻挡，使薄膜性能得以改善。通过直流或射频等离子辅助化学气相沉积(Plasma enhanced chemical vapour deposition，PECVD)、溅射和离子束沉积等方法也可沉积非常光滑的涂层(纳米尺寸表面粗糙度)，从而减少甚至消除机械互锁效应对DLC膜摩擦学性能的影响。
2.2 反应气源无氢DLC膜一般使用固体碳材料(例如石墨、玻璃碳等)作溅射靶材，采用离子束辅助沉积、闭合场非平衡磁控溅射、磁过滤阴极弧沉积或者脉冲激光沉积等物理气相沉积方法[28-29]制备。含氢DLC膜一般采用PECVD方法制备，因此反应气源的组成对DLC膜结构影响很大，尤其是DLC膜中的氢气比例。
首先，原子氢对石墨以及其他非金刚石相碳具有择优刻蚀的作用。沉积金刚石薄膜过程中，Spitsyn[30]认为在没有超平衡氢原子参加时，甲烷分解为石墨和金刚石键价结构的速率是处于同一个数量级的，选择适当的动力学条件，可使金刚石的生长速率比石墨稍高一些。但是当甲烷和氢气的混合气体中引入超平衡原子氢后，甲烷的热分解作用和原子氢的刻蚀作用加在一起，就出现了金刚石的生长速率为正，石墨的生长速率为负的情况，即原子氢刻蚀石墨的速度远高于刻蚀金刚石的速度。因此，当反应气源中引入原子氢有利于增加DLC膜中sp3相含量，稳定随机共价键网络，阻止其转化为石墨相。
其次，反应气源中氢气比例越高，DLC膜中含氢量越高，越有利于实现超低摩擦。通过改变DLC膜中的氢含量，摩擦因数可改变几个数量级。Erdemir等人[22]分别以钢球-钢盘，蓝宝石球-蓝宝石盘为摩擦副在相同的测试环境中做摩擦磨损试验，结果发现：无论何种基体材料，反应气源中氢气比例越高，摩擦因数越小，如图1所示。当以25%CH4+75%H2作为等离子体时，获得的DLC膜(含氢量为40%)摩擦特性最好。Erdemir[31]进一步通过改变反应气源的(H/C)比率制备含氢量不同的DLC膜，然后在干燥氮气环境中试验，结果发现反应气源中(H/C)≈0时制备的无氢DLC膜，稳定摩擦阶段摩擦因数是0.65；反应气源中(H/C)=10时制备的含氢DLC膜，摩擦因数低至0.003。Donnet等人[32]研究不同含氢量DLC膜在不同环境中的摩擦磨损性能时发现含氢量为40%[33]和42%[34]的DLC膜在真空环境中可以实现超低摩擦。Chen等[26]发现在干燥氮气环境中，当a-C:H:Si中含氢量大于20%时，可实现超低摩擦，当含氢量大于30%时，摩擦因数低至0.001，如图2所示。反应气源中引入氢原子会增加DLC膜中sp3相含量，为了确认是氢原子直接对DLC膜摩擦特性起的积极作用，Erdemir[35]研究无氢DLC膜自配副在惰性气体和氢气气氛中的摩擦学性能时发现在氢气气氛中DLC膜的摩擦因数比在惰性气体中降低了10多倍；也有科学家发现，向超高真空摩擦测试环境中通入氢气，可以将DLC膜的高摩擦状态转变为超低摩擦状态[36]。
DLC膜早期形式有两个缺陷：不具备力学上的刚性、残余应力高且膜基结合力差，不适合应用于高载荷场合，容易产生微裂纹并逐渐生长扩大而剥落失效；环境敏感性高，大气、湿气或氧气环境都严重影响DLC膜的摩擦学应用。研究人员发现通过掺杂金属或非金属元素，可制备出具有优异强韧化和膜基结合力、低摩擦特性以及低环境敏感性集一体的DLC膜。表2列举了一些通过元素掺杂的手段实现超低摩擦的例子。
目前减小DLC膜内应力的主要方法有退火处理，沉积梯度膜，加偏压以及掺杂。下文只讨论掺杂，以改善环境敏感性。研究表明含氢DLC膜在干燥环境中可以实现超低摩擦，但引入氧气和水蒸汽，DLC对氧化物质(O、水蒸气)非常敏感[42]，易引起表面覆盖层发生摩擦氧化，导致摩擦和磨损加重。分析其原因为：第一，氧气会吸附到DLC膜表面和DLC膜中的C和H发生摩擦化学反应，使薄膜表面悬挂键暴露，摩擦因数升高。第二，水分子会吸附到DLC膜表面增加氢键作用和毛细力从而使摩擦因数增加[39]。Tagawa等人[43]发现当DLC膜表面覆盖超过单分子层水分子时摩擦因数会显著增加。Shulka等人[44]发现在相对湿度为60%的环境中，吸附到DLC膜表面的水分子层大约为1.5层。因此，降低湿度环境中水分子的覆盖程度是保持DLC膜超低摩擦的关键。相关研究表明在DLC膜表面掺杂某些元素会由于物理位置阻塞或表面电子性质的改变而抑制薄膜表面吸附气体的能力，降低DLC膜环境敏感性。
| Doping elements | Doping content, a/% | Performance improvement | Friction coefficient | Ref. |
| Si | 9−10 | Reduce the density and size of sp2 graphitic defects;
stabilize the sp3 bonding; promote the development of polymer-like structure |
0.001−0.01 (In dry N2, RH>20%) | [26] |
| Si | 3.9 | Reduce internal stress; improve thermal stability; enhance wear and corrosion resistance | 0.005(In water environment) | [37] |
| Ti and O | Ti: 1.9−6.5
O: 8−18.1 |
Improve adhesion strength and hardness;
excellent toughness; high load-bearing capacity; the ultralow shear resistance transform layer; the excellent antioxidation stability |
0.008−0.01(In ambient air, RH=25%−28%, 10 N, H=0%) | [38] |
| S | 5 | Excellent antioxidation stability; reduce environmental sensitivity | 0.004±0.002 (RH=50%, H≈30 %) | [39] |
| N | 5−15 | Improve hardness; reduce internal stress | 0.005−0.01(In dry N2) | [40-41] |
Freyman等[39]发现大气环境下相对湿度从0增加到50%时，纯DLC膜摩擦因数从0.003增至0.02，但S-DLC膜(硫的原子数分数为5%)摩擦因数一直在0.004±0.002范围波动。这是因为环境中的水分子吸附在S-DLC膜表面形成−C−S−H基团，S−H键之间的偶极矩为0.76 D，而C−H键之间偶极矩为1.46 D，因此S−H吸附水分子的能力更弱一些。
Zhao等人[38, 45]发现当相对湿度为40%时，Ti-DLC膜摩擦因数低至0.008，当相对湿度增加到100%时，摩擦因数有所上升(0.03)，这是由于以下几个原因：首先Ti是过渡元素，很容易和C反应形成TiC纳米颗粒分布在DLC交联网络结构中，增加致密性，提高硬度，降低内应力，抑制滑动过程中纳米或者微裂纹的扩展，提高薄膜韧性和承载能力；其次富TiC相表面可以作为屏障阻碍O原子扩散到DLC膜内部，从而防止O破坏DLC交联网络结构，因此DLC膜的抗氧化性能得到提升；最后Ti，C，O这3种元素会在DLC膜表面形成小团簇结构，其中Ti和O主要是以TiO2形式存在，这些小团簇结构会形成类富勒烯纳米结构，该结构会很大程度降低摩擦因数。
硅元素也是一种很常用的掺杂元素，掺硅会很大程度降低DLC膜对周围环境中氧气和水蒸气分子的敏感度，Zhao等人[37]研究发现Si-DLC膜在大气环境下，摩擦因数低至0.07~0.08；在水环境下，摩擦因数低至0.005，达到超低摩擦。Sugimoto等人[46]发现Si-DLC膜(a-C:H:Si)在高真空环境下由于转移膜沿滑动方向的择优取向使摩擦因数低至0.007。
Fernández等人[47]和Qi等人[48]发现DLC膜中掺杂N元素也会改善其摩擦学性能，Kato等人[40-41]发现DLC膜中掺杂一定量(5%~15%)的N元素会提高其硬度、刚度以及摩擦学性能。在干燥氮气中，N-DLC膜会获得一个非常特殊的表面封端状态以及表面无粘着效应的滑动过程，使其摩擦因数在0.005~0.01波动；氟也是一种比较常用的掺杂元素，Fontaine等人[49]发现F-DLC膜在高真空中摩擦因数低至0.005。
元素掺杂可以改善DLC膜的摩擦学性能，但要关注元素掺杂量。一般来说，元素掺杂都会有一个最佳掺杂量范围。例如，吴行阳等人[50]试验发现掺杂少量N元素可显著降低各种湿度环境下DLC膜的摩擦与磨损，但掺杂大量N元素会使得C含量大幅度降低以及薄膜中碳链或团簇被更多的N原子中断，减小无定形碳对碳膜摩擦学性能的贡献，摩擦性能变差。如果知道最佳掺杂量范围，对DLC膜的摩擦性能改善效果最好，但发现有关于元素最佳掺杂量的研究结果常常是相互矛盾的，例如Papakonstantinou等[51]研究发现Si-DLC膜的sp3相和含氢量随着Si含量(原子数分数，下同)(0~20.2%)的增加而增加；Lee等人[52]制备不同Si含量(0~17%)的含氢DLC膜，研究发现随着Si含量的增加sp2相先增加后减少；Iseki等人[53]制备Si含量为(4%~28%)的含氢DLC膜，研究发现随着Si含量的增加sp2相和sp3相都减少。这些相互矛盾的试验结果可能是因为制备方法和工艺参数不同导致的，所以每种元素的最佳掺杂量范围还需具体分析。
近年来，为了进一步提升DLC膜的综合性能，掺杂多种元素的复合薄膜应运而生，也取得了不错的成效，例如：王松等人[54]发现了二硫化钨/钨掺杂DLC复合薄膜可以实现超低摩擦；吴等人[50]发现N、Si共掺杂DLC膜在湿度环境下也能实现很低的摩擦因数。此外，沉积梯度涂层和金属过渡层+金属掺杂的DLC+纯DLC的多层结构涂层也能获得很好的耐磨、减摩效果。
2.4 基体材料DLC膜可在陶瓷、金属、钢、硅、玻璃以及无机物等多种基体材料上沉积[55]，基体材料的多样性扩展了DLC膜的实际应用领域，同时，不同的基体材料与DLC膜成膜时匹配度都不一样，导致DLC膜在高速、高温使用过程中的摩擦学性能也不一样。研究表明，采用PECVD技术在聚碳酸酯(PC)树脂片上沉积的DLC膜摩擦因数会降低70%左右，耐磨性有极大的提高[56]；在玻璃上制备的DLC膜摩擦磨损性能较差，可能是因为在界面处不能形成过渡反应层；在硅和钛基体上制备可形成碳化硅、碳化钛过渡层，提高膜基结合力；在钢铁基体上制备膜基结合强度很差，一般通过增加过渡层或者沉积多层结构来提高结合强度。Vladimirov等人[57]发现基体材料的表面粗糙度对DLC膜的摩擦学性能也有很大影响。作为一种无定型结构，DLC膜生长时非常接近基体的表面轮廓或者粗糙度，DLC膜表面粗糙度对其摩擦性能的影响在1.1节已经提过。如果是在类似高度抛光的蓝宝石或者硅片这种原子级光滑表面上生长，那么DLC膜的表面也会非常光滑，从而减少机械互锁相应。Erdemir等人[22]在干燥氮气环境中，以钢材作为基体时获得的最低摩擦因数为0.003，最小磨损率是4.6×10−10 mm3/Nm；以蓝宝石作为基体时获得的最低摩擦因数为0.001，最小磨损率为3×10−10 mm3/Nm。
DLC膜的超低摩擦行为与自身的微结构和特性有很大关系。DLC膜的sp3相含量、氢含量、基体材料与DLC膜的匹配度以及其表面粗糙度，元素掺杂以及掺杂量都会影响DLC膜实现超低摩擦。PECVD、MSIB或者含H气氛中反应溅射石墨等方法可以制备sp3相和氢含量都较高的DLC膜，制备时反应气源中氢气比例越高，DLC膜中sp3相和氢含量也会随之增加。虽然高度氢化DLC膜在干燥环境下可实现超低摩擦，但是由于其环境敏感性高，在潮湿环境中摩擦因数会明显升高，掺杂S、Ti、Si等元素或者相关元素氧化物会降低DLC膜对环境的敏感性，提高其在潮湿环境中的摩擦特性。此外DLC膜由于内应力高和膜基结合力差，易导致薄膜裂纹和剥落，即使实现超低摩擦也不会保持很久，掺杂Si、N、F等元素可以在保持DLC摩擦特性的同时降低DLC膜内应力，提高DLC膜基结合力，在DLC膜中掺杂过渡金属Cr、W和Ti等，可形成纳米尺度的硬金属碳化物相，提高其力学强度、硬度和耐磨性。DLC膜是在基体上生长，基体材料表面越光滑，硬度越好，刚性越强，与DLC膜匹配度越高，DLC膜越有可能实现超低摩擦。
3 测试环境对DLC膜超低摩擦行为的影响DLC膜的摩擦特性除了与其结构特性有关之外，测试环境(例如外界环境，真空，润滑条件，载荷，速度，温度等)的影响也不容忽视[58]。表3列出了不同测试环境下DLC膜的摩擦学性能，可以看出测试环境对DLC膜摩擦学性能影响很大。Miyake等人[60]对比了不同H含量的DLC膜摩擦因数，在超高真空(Ultra-high vacuum，UHV)中，DLC膜含H量较少时具有较高的摩擦因数(0.4)，而H含量较高时具有较低的摩擦因数(0.01)。相反，在潮湿大气中，DLC膜含H量较低时具有较低的摩擦因数(0.15)，而H含量较高时具有较高的摩擦因数(0.25)。
| Friction
environment |
Friction coefficient | Type of DLC | Deposition
methods |
| Vacuum< 10−4Pa | 0.01−0.02 | a-C:H | PECVD (ethylene) |
| 0.007−0.02 | a-C:H | PECVD (acetylene) | |
| 0.02−0.25 | a-C:H:metal | Sputtering (metal)+ PECVD (ethylene) | |
| 0.007 | a-C:H:Si | Electron (cyclopan resonance) (ethylene-silane) | |
| 0.01−0.14 | a-C | Arc charge | |
| Ambient air, relative humidity: 20%−60% | 0.05−0.15 | >a-C:H | PECVD (ethylene) |
| 0.08−0.35 | a-C:H | PECVD (acetylene) | |
| 0.15−0.21 | a-C:H:metal | Sputtering (metal)+ PECVD (ethylene) | |
| 0.04 | a-C:H:Si | Electron (cyclopan resonance) (ethylene-silane) | |
| 0.07−0.18 | a-C | Arc charge |
1981年，Enke[61]开创了DLC膜超低摩擦行为研究的先河，发现在相对湿度为10−7%的超高真空环境中，硅基体上含氢DLC膜与钢球对磨时摩擦因数低至0.005，引起了很多科学家的极大关注。Donnet等人[33]研究了不同环境中含氢DLC膜的摩擦学性能，通过AISI52100钢/DLC膜(硅基体)摩擦副在(10−7~50 Pa)真空和大气环境下的销-盘往复摩擦磨损试验发现：当真空度为10−7~10−1 Pa时，摩擦因数为0.006~0.008；当真空度为10~50 Pa时，摩擦因数为0.01~0.07；在大气环境压力下，摩擦因数稳定在0.15。根据试验结果可知：真空度越高，摩擦因数越小，高真空时达到超低摩擦状态。后来，Donnet和Grill[62]为了验证这一结论，在超高真空(UHV)环境下做了多组不同结构DLC膜的摩擦磨损试验，结果发现：采用C6H12制备的DLC膜摩擦因数小于0.01；采用C2H2制备的DLC膜摩擦因数也小于0.01，都实现了超低摩擦。
Erdemir在DLC膜的超低摩擦研究方面做出了巨大贡献。Erdemir等人[22]在干燥氮气环境下选用AISI M50钢/H13钢以及蓝宝石/蓝宝石摩擦副做摩擦磨损试验，结果发现：DLC膜摩擦因数低至0.001~0.003，磨损率为10−10~10−9mm3/Nm。此超低摩擦因数是当时MoS2、石墨或者金刚石等所有固体润滑剂中观察到的最低值。Heimberg等人[63]也发现DLC膜在干燥氮气中摩擦因数低至0.003~0.008。
3.2 潮湿空气水蒸气对含氢DLC膜的摩擦性能有很大影响。Enke等人[42]研究氮气气氛中水蒸气含量对含氢DLC膜的影响，发现相对湿度(RH)小于1%时，摩擦因数为0.01~0.02；RH=10%时，摩擦因数上升为0.05；RH=100%时，摩擦因数上升为0.19，摩擦因数随着相对湿度的增加而增加。Erdemir做了无氢DLC膜和高度氢化DLC膜的对比试验，试验时先在干燥氮气环境中运行一段时间，然后通入潮湿空气，结果发现：含氢DLC膜的摩擦因数从0.003上升到0.06，上升了20倍，而无氢DLC膜的摩擦因数从0.65降到0.25。Andersson等人[64]在高真空和不同水蒸气分压环境中进行高度氢化DLC膜和ta-C膜的旋转球-盘摩擦磨损试验，载荷1 N，转动速度控制在0.025~0.075 m/s。结果发现：高真空环境中，含氢DLC膜的摩擦因数小于0.01，ta-C膜的摩擦因数高达0.7。然后向真空室中通入水蒸气，水蒸气分压为2 000 Pa 时，含氢DLC膜摩擦因数升至0.08且摩擦因数开始波动，ta-C膜的摩擦因数降至0.07且稳定，为了进一步研究氧气和水蒸气分别对DLC膜的影响，Donnet等人[34]通过改变真空室中纯氧气与纯水蒸气分压研究摩擦因数，结果发现：氧气分压从超高真空增加到6 000 Pa时DLC膜摩擦因数几乎没变；水蒸气分压从超高真空增加到2 300 Pa(相当于21 ℃时RH=100%)，DLC膜摩擦因数从0.01左右上升到0.1量级。这表明水蒸汽分压对含氢DLC膜摩擦学性能影响很大。
3.3 油润滑DLC膜在油润滑环境中也具有低摩擦和耐磨性，且润滑油似乎对无氢DLC膜摩擦特性提升的更加明显。2006年，Kano等人[65]研究含氢DLC膜和无氢DLC膜在润滑油(5W-30油)和调和汽油(含酯类添加剂的PAO油)作用下的销-DLC膜(盘)摩擦磨损特性，结果发现：滑动速度0.1 m/s时，无氢DLC膜在调和汽油作用下摩擦因数低至0.006，实现超低摩擦；2007年，Bouchet等人[66]做了纯甘油润滑、ta-C膜自配副、甘油与ta-C膜共同作用摩擦磨损对比试验，结果发现：ta-C膜与甘油共同作用时摩擦因数低于0.01，实现了超低摩擦。参考MIDB Bouchet等的结果，2008年，Matta等人[67]研究了在多元醇润滑剂作用下DLC膜的超低摩擦，选用的多元醇都是合成润滑基础油的材料，结果发现：ta-C膜与甘油共同作用会实现超低摩擦。作者[15]发现在干摩擦条件下DLC膜的摩擦因数为0.035；在PAO油润滑条件下，摩擦因数为0.059；在含有纳米氮化硼添加剂的PAO油润滑作用下，形成转移膜其摩擦因数低至0.001，实现了超低摩擦。此外，作者在PAO 6，PAO 10以及PAO 40油对比试验中，发现粘度会影响油膜的厚度，摩擦因数随着PAO油的粘度降低而降低。在不同纳米氮化硼添加剂含量的对比试验中，发现含量(质量分数)为1.0%时，摩擦因数最低，所以纳米添加剂用量也有一个最佳范围可以促进DLC膜超低摩擦的实现。
3.4 高 温由于热稳定性差，DLC膜的超低摩擦行为在高温工况下愈发难实现。随着温度的升高，摩擦因数的变化要更加复杂，有可能随着温度升高而升高，也有可能随温度升高而降低。例如，如图3所示[68]，#1-2涂层在24 ℃时，摩擦因数稳定在0.1左右，100 ℃稳定在0.04左右，但随着温度继续升高，摩擦因数越来越大，200 ℃稳定在0.7左右，400 ℃更是高达0.9左右；与此相反，#2-4涂层随着温度的升高摩擦因数逐渐降低。24 ℃时稳定在0.1左右，100 ℃时稳定在0.04左右，200 ℃稳定在0.03左右，300 ℃稳定在0.01左右，接近超低摩擦。可知温度对不同结构DLC膜摩擦因数的影响不尽相同，可通过掺杂、退火或制备多层膜的方法改善DLC膜的热稳定性[69-70]。沟引宁等人[71]在硅片上沉积C/C多层DLC膜，结果发现：DLC膜在400 ℃时仍具有较好的热稳定性；Niakan等人[72]使用PECVD技术制备DLC-MoS2复合薄膜，在高达200 ℃空气中退火后发现薄膜石墨化速度减慢，具有较高的热稳定性；Nobili等人[73]制备F-DLC膜，发现通过500 ℃退火后其热稳定性依然很好；Jantschner等人[74]制备Si-DLC膜，发现Si-DLC膜在大气下450 ℃时获得了0.02的低摩擦；Alpas等人[75]制备W-DLC膜，试验发现掺W-DLC膜在400 ℃及500 ℃时的摩擦因数分别低至0.07和0.08；Deng等人[76]制备ta-C膜，发现ta-C膜在200~400 ℃时摩擦因数低于0.06；作者[77]研究了含氢DLC膜自配副从室温到600 ℃的摩擦学性能，发现600 ℃时圆盘表面原位生成了氧化物纳米复合涂层并与球表面含氢DLC膜组成摩擦副获得了摩擦因数为0.008的高温超低摩擦；Jahanmir等人[78]研究了不同氢化程度的DLC膜与WS2涂层对摩时从室温到300 ℃的摩擦学性能，发现300 ℃时，H-DLC膜摩擦因数低至0.012，无氢DLC膜的摩擦因数低至0.008。
前文提到在干燥惰性气体或真空环境中DLC膜含氢量越高，越有可能实现超低摩擦。但是环境温度升高时，H原子(特别是未与C结合的氢原子)会扩散出来，留下相对多孔的结构。通常，高比例的sp3键有利于抵抗石墨化转变，而H有助于增加sp3键合比例，因此，H原子从DLC膜表面丧失时，四面体结构变得不稳定，会加快石墨化转变。例如[25]，a-C:H膜中的H在400 ℃左右就会逐渐逸出，形成多孔结构，同时导致sp2比例增加，sp3比例降低，在大约500 ℃以上完全转变为石墨相，多孔结构和石墨都是相对较软的结构，导致薄膜硬度降低，易发生剪切变形，剪切力增加，耐磨性降低，摩擦因数升高。当温度更高(高于500 ℃)时，DLC膜的交联网络结构接近崩溃，易在滑动过程中被移除，露出基体。此时，DLC膜已经不能起到固体润滑膜的作用保护基体了。
Heimberg等人[63]通过在干燥氮气中进行往复球-盘摩擦磨损试验，发现滑动速度对DLC膜的摩擦性能也有很大影响。滑动速度小于0.5 mm/s时，摩擦因数为0.01~0.1；滑动速度大于1 mm/s时，摩擦因数为0.003~0.008。Heimberg认为滑动速度影响DLC膜摩擦磨损性能的实质是曝光时间(试验过程中DLC膜与空气接触的时间)的长短，滑动速度与曝光时间成反比，即曝光时间越短，DLC膜与空气反应的时间越短，摩擦因数越低，如图4所示。在潮湿环境中，含氢DLC膜的相对滑动速度越高，DLC膜与环境气体的反应时间越少，摩擦因数越低。Dickrell等人[79]利用薄膜表面局部覆盖模型验证了Heimberg等人的研究结果，再一次证明，速度越快，DLC膜表面与空气接触的时间越短，表面吸附物去除速率越快，摩擦因数越低。此外，滑动速度也会影响摩擦界面温度变化的速率。滑动速度越高，温升速率越快，会加快DLC膜中氢原子的释放，从而加快摩擦诱导石墨化的进程，因此不是滑动速度越高越有利于降低摩擦因数。
外加载荷升高也会增加接触区域的温度变化速率，作者[15]发现当载荷从10 N增加到50 N时，DLC膜摩擦因数升高，归因于载荷升高导致界面温度快速上升，最初的热平衡状态被破环，再次获得热平衡的过程会发生能量耗散，从而使得摩擦因数升高，此外，载荷升高会增加实际接触面积，增加DLC膜的剪切变形。
当载荷升高到一定程度，使得摩擦副上下表面之间的距离非常近时，加强范德华作用和共价键对DLC膜粘着作用的影响，从而增加摩擦因数。Liu等[80]也发现滑动速度和载荷也会间接影响石墨化进程，较高的滑动速度或载荷会加速表面接触温度上升，促进含氢DLC膜释放氢，推动石墨化进程。
测试环境对DLC膜超低摩擦的实现至关重要，含氢DLC膜在真空或干燥惰性气体环境中表现出优异的摩擦学性能，含氢量越高越有可能实现超低摩擦，一般来说含氢量达到40%以上可实现超低摩擦。但由于含氢DLC膜的环境敏感性较高，当测试环境中引入水蒸气，含氢DLC膜的摩擦因数会明显上升，2.3节提到的元素掺杂是降低含氢DLC膜环境敏感性的一种有效措施。无氢DLC膜无论是在真空或者干燥惰性气体环境中，亦或是潮湿环境中都很难实现超低摩擦，但液体润滑剂和纳米添加剂对于无氢DLC膜摩擦学性能有很大的提升，甚至可实现超低摩擦，不过此时DLC膜的摩擦学性能也受液体润滑剂和纳米添加剂的物理和化学性质影响。热稳定性差是DLC膜的另一个缺点，随着温度的升高，DLC膜摩擦磨损性能会大幅度下降。高温会导致含氢DLC膜转变为多孔结构并推动石墨化进程，此时摩擦因数不一定降低，但是DLC硬度下降，耐磨性降低，寿命会大大减少，可以通过掺杂、退火或制备多层膜的方法改善DLC膜的热稳定性。随着速度和载荷的升高，表面接触温度也会升高，因此速度和载荷也会间接影响DLC膜的摩擦性能。
4 DLC膜的超低摩擦机理无定型结构的DLC膜不像软质金属(如Pb、Ag、Au等)可用塑性变形来解释摩擦学机理，也不像具有层状结构物质(如石墨，MoS2等)可用层状剪切来解释摩擦学机理。DLC膜的超低摩擦机理一直是科学家们研究的工作重点，但该研究仍然还不够充分。DLC膜的超低摩擦学机理目前主要有以下几种观点。
4.1 转移膜理论在摩擦副接触表面形成碳质转移膜，通常伴随着摩擦因数的降低，因此有很多研究者认为转移膜的形成是DLC膜超低摩擦的根本原因，并取决于转移膜与摩擦副接触表面的结合情况、DLC膜的摩擦学性能以及测试环境的影响等。但此理论与有些试验结果相矛盾，首先转移膜一般是在没有DLC膜的销或盘上形成的，所以无法解释DLC膜自配副的超低摩擦状态。其次有试验结果与此理论相悖，崔龙辰等人[81]发现在高真空环境下，当以SiC和Si3N4为对偶材料时，含氢DLC膜的润滑寿命极短，仅运行有几十转数；而以Al2O3和ZrO2为对偶材料时，DLC膜可以表现出超低摩擦、长寿命的润滑行为[82-83]。通过对球上磨斑的观察发现在SiC、Si3N4、Al2O3和ZrO2球均形成了明显的碳质转移膜。因为这些研究结果的差异，所以这一理论没有获得普遍认可。
4.2 化学吸附钝化悬挂键理论化学吸附钝化悬挂键理论(以下简称钝化理论)减摩抗磨的本质是克服了跨界面形成的共价键。在金刚石摩擦机理的研究中已提出了钝化理论，并且强调了氢气对于屏蔽表面悬挂键的作用，对于DLC膜的摩擦学机理同样适用。碳对氢有非常高的化学亲和力，氢气会与DLC膜表面的自由σ键形成C−H键而增加DLC膜的化学惰性[84-85]，C−H键是一种作用力很强的共价键，比C−C，C−O和C−N键都要强[86]，C−H键很难断裂。有研究表明碳原子(至少是表面碳原子)可能会二水合化[87]，也就是一个碳原子与两个氢原子成键，如图5所示。二水合化碳原子的存在会增加DLC膜表面的氢密度，对表面悬挂键提供更好的屏蔽或者钝化作用。当氢原子的自由电子与表面碳原子的悬挂键配对时，共用电子对会转移到远离表面的那一边，电荷密度的这种转变使得氢原子核中带正电的氢质子比表面碳原子中的电子更接近于表面，从而产生静电排斥作用，如图5所示。在真空或者干燥惰性气体环境下含氢DLC膜自配副摩擦磨损试验中，当接触载荷相对较小时，氢原子终止自由碳键，使表面钝化，界面是静电作用和范德华作用，这两种作用力只需要较小的侧向力去克服，所以摩擦因数较低，实现超低摩擦。当外加载荷增大时，摩擦副上下表面距离变小甚至相互重叠，增加共价键作用力，摩擦因数增加。DLC膜中氢原子的来源有：① DLC膜制备时，H+不断轰击DLC膜从而使氢浓度增加，大部分氢原子与碳原子形成共价键。② DLC膜制备时，部分未键合的氢原子或氢分子存在于薄膜空隙中，可以视为储存氢，在摩擦过程中由于磨损或热脱附，扩散到外表面，与表面悬挂键成键[35]。③ 周围环境中水分子、氢气或者其他有机物中的氢原子。
除了氢气会屏蔽DLC膜表面悬挂键以外，水蒸气和氧气等活性气体分子以及含羟基的液体润滑剂也有这种效果。前面提到如果向真空和干燥惰性气体环境中引入水蒸气，含氢DLC膜无法保持超低摩擦。这是由于在潮湿环境中滑动过程产生的自由σ键易被水分子氧化，滑动表面的C−H键变为C−O或C−OH键，亲水性增强，增加氢键作用，导致滑动接触表面间相互作用增强，摩擦因数增加[88]。另一方面，在高度潮湿的空气中，容易形成弯月面力或毛细力，且随相对湿度的增加而增加，导致DLC膜的摩擦因数增大[50]。在真空和干燥惰性气体环境中，无氢DLC膜的摩擦因数较高且不稳定，主要是由于机械磨损或摩擦加热引起的热脱附，造成DLC膜表面更多的σ键暴露，然后跨界面形成共价键，粘着力增加，导致高摩擦。相比于共价键，亲水作用和毛细力作用相对较弱，因此无氢DLC膜在潮湿环境中摩擦因数会降低。
当环境中引入氧气或者氟气等活性气体，表面悬挂键易被活性气体钝化。王立平等人[89]采用分子动力学模拟分析发现：当氧的界面覆盖度不高于50%时，两表面在靠近过程中，电负性大的氧原子会吸引对偶面上碳原子的电子，引起电子的跨界面转移而进一步增强表面间的静电相互作用，进而促进两表面靠近直至结合在一起，如图6(a)所示，碳原子会与氧原子形成跨界面的C−O−C键将两DLC表面连接在一起，该状态下界面滑动需要打断C−O键，因此摩擦因数较高。当氧的界面覆盖度高于50%时，氧原子化学吸附在两DLC表面，形成氧对氧的分离界面结构，如图6(b)所示，两表面吸附的氧原子带有同性电荷而相互排斥，该状态下界面滑动仅需克服范德华作用，实现超低摩擦[81]。
DLC膜与含羟基的液体润滑剂共同作用时，DLC膜(尤其是无氢DLC膜)表面也会被−OH钝化[90-91]。研究发现当ta-C膜与液体润滑剂或者纳米添加剂相互作用时表面悬挂键大部分与−OH成键，有学者提出−OH封端也可以看作是−H封端中的−H被−OH替代了，所以摩擦接触表面−OH之间形成相互排斥的静电力。Martin等人[92]利用分子动力学模拟的方法发现−OH封端的上下表面间范德华力比−H封端的要小。也有研究表明滑动过程中润滑剂会被分解成为水，醛和有机酸分子，然后水分子会与ta-C膜表面的−OH基团之间形成氢键，氢键把液体润滑剂吸附在ta-C膜表面，最终形成一个包含水分子的纳米薄膜和氢键网络结构，此时还需要克服氢键作用力。因此，一般来说，DLC膜表面被−OH钝化后，滑动过程中需要克服范德华力和静电力，有时还需要克服氢键作用力，这3种作用力都属于弱相互作用，有很大几率实现超低摩擦。这种情况下DLC膜的摩擦学行为极大程度上被液体润滑剂的物理(例如，粘度)和化学(例如，极性、化学亲和力、分子大小)性质控制。
4.3 滑行界面的石墨化理论(碳原子键合形式从sp3相→sp2相的杂化过程)石墨是平面六边形的层状结构，层与层之间剪切强度低，摩擦因数小，如果表面生成比较均匀的石墨化结构，可实现超低摩擦。摩擦诱导石墨化：第一步，释放含氢DLC膜中的氢原子导致表面晶格弛豫；第二步，剪切变形推动石墨化进程[93]。C−H键是一种作用力很强的共价键，C−H键发生断裂才能释放氢原子，研究表明如果忽略载荷等摩擦工况作用，300 ℃时DLC膜中C−H键才会开始发生变化，450 ℃时H原子会从DLC膜中显著释放[94]。温度升高至500~600 ℃时，sp3相开始转化为sp2相结构，即开始石墨化进程[95]。作者等人[77]通过H13钢/DLC膜和440C钢球/DLC膜在大气环境中的摩擦磨损试验发现：从室温到200 ℃时DLC膜的石墨化程度逐步加深，如图7和图8所示，摩擦因数逐渐降低。这与先前报道的DLC膜石墨化的初始温度不同，可能是因为铁基体对DLC膜石墨化的催化作用，导致提前石墨化[96]。
随着分子动力学模拟技术的发展，可以直接在原子级别分析剪切诱导石墨化的过程。石墨化过程本质上就是碳原子键合形式从sp3相→sp2相的杂化过程。Kunze等[97]通过建立2.9 nm×3.0 nm×5.5 nm的sp3相含量为70%的ta-C自配副模型研究DLC膜的石墨化过程，模型如图9所示，图中标有sp3的曲线代表sp3相浓度沿Z轴变化趋势，标有Velocity的曲线代表原子运动速度沿Z轴变化趋势，标有ta-C的曲线代表ta-C膜随运行时间转变为a-C膜的过程，标有Diamond的曲线代表金刚石随运行时间转变为a-C膜的过程。模型中上下膜最外层0.4 nm范围内的原子位置被固定，Langevin控温法将固定层向内0.6 nm范围内的原子温度控制在300 K，用来调节系统温度。上下恒温层之间剩余原子的运动轨迹用牛顿方程计算。系统采用周期性边界条件，势函数选择REBO2，在固定层施加10 GPa的载荷，上层固定层速度为20 m/s。从图9(a)(b)中的sp3曲线可以看出界面处sp3相碳原子最少，由于将初始模型中上下ta-C膜用0.4 nm的a-C层分离开；从图9(b)中速度曲线可以看出上表面滑动速度为20 m/s，下表面固定不动；图9(c)是ta-C膜与金刚石在滑动过程中转变为a-C膜过程的对比图，纵坐标代表a-C膜沿Z轴的扩展范围，可以看出随着滑动时间的进行，a-C膜的厚度越来越大，石墨化程度越来越明显；从图9(d)(e)可以看出：历时20 ns的相对滑动结束后，以界面为中心上下3 nm范围内sp3相含量明显减少，sp2相碳原子显著增加，此范围内的ta-C膜几乎已经完全石墨化。综上可知DLC膜的石墨化是从界面处开始逐渐向薄膜内部扩展。图10描述了石墨化与剪切形变之间的关系。从图中可以看出，随着sp3相含量的减少，石墨化程度加深，剪切变形越来越明显。
当降低或者消除共价键的影响后，实现超低摩擦的关键就是降低甚至消除弱相互作用力。因此研究如何克服弱相互作用力十分必要：① π-π相互作用：氢原子会对石墨相进行选择性刻蚀，反应气源中氢气比例升高会减少DLC中π键的生成[98]。制备DLC膜时，在高能氢离子轰击下，相比于C=C双键，更容易形成C−H键。因此，制备DLC时氢气比例的升高会使π-π相互作用最小化。在存在水分子和其他气体分子的环境中，π-π相互作用会减弱很多；毛细作用力：②毛细作用力产生的一个重要前提条件是湿度环境中，当洁净测试环境、干燥气体环境时，毛细作用力的影响会非常小甚至不存在。
5 结语与展望 5.1 结 语(1) DLC膜的超低摩擦行为与其结构和特性密切相关。含氢量对DLC膜超低摩擦的实现至关重要，一般来说，DLC膜的含氢量越高摩擦特性越好。在真空或干燥惰性气体环境中，高度氢化DLC膜(含氢量在40%左右)较易实现超低摩擦。当测试环境中引入水蒸气，含氢DLC膜的摩擦因数会明显上升，适当掺杂S、Ti、Si等元素或者相关元素氧化物会降低DLC膜对环境的敏感性，改善DLC膜在潮湿环境中的摩擦特性，实现超低摩擦。同时掺杂有利于改善其内应力和高温热稳定性、提高膜基结合强度和解决DLC膜超低摩擦维持时间短等问题。
(2) 无氢DLC膜在真空、干燥惰性气体环境或是潮湿环境中都很难实现超低摩擦，但在含羟基的液体润滑剂和纳米添加剂共同作用下可实现超低摩擦。基体材料也会影响DLC膜的超低摩擦行为，基体材料表面越光滑，硬度越好，刚性越强，与薄膜匹配度越高，DLC膜越有可能实现超低摩擦。
(3) 目前DLC膜的摩擦学机理主要有转移膜理论、化学吸附钝化悬挂键理论以及滑行界面的石墨化理论。有学者在DLC膜自配副摩擦磨损试验中，并没有观察到明显的转移膜，也有学者在没有转移膜的情况下实现了超低摩擦，因此转移膜理论无法得到普遍认可；化学吸附钝化悬挂键理论的本质是避免跨界面生成共价键，且能在界面产生相互排斥的静电作用，理论上来说只需克服范德华作用。在潮湿环境中还需克服氢键作用或毛细力等弱相互作用力，即可实现超低摩擦，但此理论只适用于轻载工况，外加载荷较大时，表面可能会出现相互重叠的状况，不可避免的会形成共价键，摩擦因数增加，所以此理论适用范围较窄；滑行界面的石墨化一般是在界面温度较高下发生的，石墨化实现超低摩擦是因为摩擦界面表面生成了均匀的石墨结构，但这很难控制，此外DLC膜的适当石墨化，形成了剪切力较低的层状结构，摩擦因数会降低，但随着石墨化程度加深，四面体网络结构逐渐崩溃，薄膜硬度下降，剪切变形越来越严重，耐磨性降低，摩擦因数反而会增加，因此这一理论也没得到普遍认可。由于制备工艺不同，DLC膜的结构和特性差别很大，再加上测试环境的不同，因此目前还没有一种摩擦学机理适用于所有DLC膜的超低摩擦行为，DLC膜超低摩擦的实现可能是几种摩擦学机理共同作用的结果。
5.2 展 望关于DLC膜超低摩擦的研究不仅有利于揭示超低摩擦的起源和机制，还具有很大的应用前景。随着超低摩擦技术的不断进步，未来超低摩擦离实际应用也会越来越近，逐渐帮我们摆脱摩擦带来的困扰。可以预见未来超低摩擦技术会在传统机械工程领域和微纳米机械系统领域有着巨大应用价值。如将DLC膜的超低摩擦技术应用在汽车发动机的气缸、齿轮和轴承上，能够提升汽车的用油效率；在航天领域，将超低摩擦技术用在飞轮储能式不间断电源、飞轮式控制力矩陀螺和太阳帆板驱动机构等各种空间活动机构，会大大提高航天器的稳定性和寿命。
近年来DLC膜的超低摩擦技术在试验和理论上都取得了长足进步，但还存在一些问题要解决。
(1) DLC膜的制备技术已经成熟，目前DLC膜的研究工作主要集中在改善DLC膜的附着力、通过元素掺杂提高其性能以及开发新方法降低制备成本和提高沉积速率。
(2) DLC膜的超低摩擦行为受诸多因素影响如测试环境、制备工艺、基体材料、摩擦工况等，如何在理论研究和实际工程应用中控制好这些影响因素是拓展DLC膜工程实践的重中之重。
(3) 如何在获得及维持DLC膜超低摩擦的前提下改善其高温热稳定性也是未来研究的重点。
(4) 还需深入探讨DLC膜的超低摩擦机理，可借助分子动力学模拟技术来模拟分析DLC膜与周围介质相互作用的整个摩擦过程，从根本上了解形成DLC膜超低摩擦的原因，才能更高效地构建DLC膜的超低摩擦体系。
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