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0 前言
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近些年来在物理气相沉积技术（Physical vapor deposition，PVD）领域得到快速发展和应用的高功率脉冲磁控溅射技术（High power impulse magnetron sputtering，HiPIMS），通过降低脉冲占空比来获得瞬时能量达千瓦每平方厘米（kW/cm2）量级的峰值功率密度，进而实现在较低平均功率条件下的高溅射金属材料离化率。同时，HiPIMS技术所获得的高离化率沉积离子束流中不含“熔滴颗粒”等杂质缺陷，因此所制备的氮化物基涂层表面质量相较于传统的多弧离子镀技术更为优异[1-4]。通过调控基体偏压放电参数达到对高密度沉积离子束流能量的有效控制，在实现涂层微观组织结构调控，致密性改善以及复杂形状工件表面均匀高效成膜等方面相较与传统的磁控溅射及多弧离子镀技术具有显著的技术优势[5-7]。
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但是，高通量荷能离子，尤其高密度Ar+ 束流，对成膜表面的持续轰击作用将不可避免地带来高膜层内应力及对沉积涂层和基体的轰击损伤。同时，荷能离子持续轰击形成对成膜表面的非平衡原子级加热，进而导致基体温升效应显著，严重影响了氮化物基硬质防护涂层在温度敏感基体表面的应用。 LIN等[8]采用可调控高功率脉冲磁控溅射技术 （Module power pulse magnetron sputtering, MPPMS） 沉积CrN涂层，在−60V直流偏压作用下，高密度荷能离子的持续轰击作用导致基体升温达210～220℃。众所周知，HiPIMS放电进程中，溅射材料离化过程主要分为以下两个阶段：① 放电初始阶段，以电子轰击Ar工作气体离化溅射主导，离化产生大量Ar+ 及少量溅射材料离子；② 金属离子自溅射阶段，受气体原子稀释效应及溅射金属原子离化作用的影响，发生以金属粒子电荷交换为主的自溅射进程，离化产生大量溅射材料离子[9]。通过调控脉冲偏压放电参数将偏压放电波形与溅射阴极HiPIMS脉冲放电的金属离子自溅射阶段相匹配，实现对高密度溅射材料离子束流进行选择性赋能加速，降低偏压电势对Ar+ 的持续加速作用，达到降低涂层内应力及轰击损伤，同时，降低基体温升作用的目的。基于此， GRECZYNSKI等[10]通过设置同步脉冲偏压放电模式显著降低了Ar+ 对成膜表面的持续轰击作用，成功制备出致密且低结构缺陷及低残余应力（−9GPa）的TiAlN涂层（−4.6GPa DC偏压模式）。因此，同步脉冲偏压工艺可显著降低高能Ar+ 对涂层成膜表面的持续轰击作用，为在热敏基体表面低温沉积具有低残余应力及低轰击损伤的高性能CrN涂层提供了切实可行的实施途径。
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鉴于以上因素，应用HiPIMS涂层制备技术，调控同步脉冲偏压，制备不同脉冲放电电压（−100～−300V）条件下的低温CrN涂层。开展同步脉冲偏压对CrN涂层化学元素组成、微观组织结构、力学、摩擦学及耐腐蚀性能的影响研究。为实现低温沉积条件下组织结构致密，服役性能优异的CrN涂层可控制备提供理论依据与技术支撑。
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1 试验准备
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1.1 样品制备
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利用自研HiPIMS高真空防护涂层沉积系统，调控同步脉冲偏压放电参数，在不锈钢（9Cr18）试片（D=2mm, Ra ≤50nm）和N型（100）Si片（Ra ≤5.0nm）上沉积系列CrN涂层。其中，HiPIMS防护涂层沉积系统由2组（4套）非平衡磁控溅射阴极构成，一组对靶可实现不同脉冲波形下的HiPIMS放电，另一组可实现DC模式放电。工件转台连接可实现同步脉冲放电波形下的高能脉冲电源。样品靶基距为150mm。同时，溅射阴极安装高纯Cr靶（640mm×125mm，99.9%）进行同步脉冲偏压条件下的低温CrN涂层制备。
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基体预清洗，依次在石油醚、无水乙醇及丙酮中分别进行15min超声清洗，去除附着于基体表面的各类固体颗粒、防锈蚀油，处理完成的样品固定于工件转架。开启抽真空，背底气压2.0MPa。利用阳极层离子源进行成膜前刻蚀清洗，其中，V anode 设定为2.0kV，Ar流量设定为30mL/min，V bias 设定为−200V，清洗时间设定为30min。Cr过渡层沉积，通入设定流量下的Ar气（700mL/min），选用西班牙Nano4-Energy 20kW型HiPIMS电源，设置Cr靶平均功率（Pa）为12.0kW，脉冲频率（f）、脉冲持续时间（t on）、放电电压（V p）及峰值电流 （I p）分别设定为900Hz、100 μs、1.1kV及190A。基体偏压（V bias）: −200V，DC模式，沉积时间设定为10min。CrN涂层沉积，通入设定流量下的Ar气（400mL/min）与N2气（300mL/min），设定Pa为12.0kW，其中，f、t on、V p 及 I p 分别为900Hz、 100 μs、1.1kV及190A。同步脉冲偏压放电频率及脉冲持续时间分别设定为900Hz、100 μs。偏压电源受控于HiPIMS溅射阴极电源，设定同步脉冲偏压相对于溅射阴极脉冲放电延迟（Δt）为6 μs。采用示波器（Tektronix，TBS1000C）对HiPIMS溅射阴极和同步脉冲偏压放电波形进行实时监控，具体放电波形如图1所示。CrN涂层沉积时间设定为2h，沉积温度设定为180℃。涂层详细制备参数如表1所示。
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图1 HiPIMS溅射阴极及同步脉冲偏压放电波形图
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Fig.1 Typical waveforms of the HiPIMS cathode and the synchronized pulsed-bias
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1.2 结构表征及力学性能测试
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选用日本理学公司生产的Rigaku SmartLab-3kW型X射线衍射仪（X-Ray Diffraction, XRD）表征不同脉冲偏压条件下制备涂层的微观组织结构。设备选用CuKα 射线(λ：0.154nm)，平行光扫描模式，测试范围：20°～60°。利用德国蔡司公司生产的Sigma500型场发射扫描电子显微镜（Field emission scanning electron microscopy, FESEM）及所配套的能谱仪（Energy disperse spectroscopy, EDS），表征CrN涂层微观组织形貌及化学元素组成。采用CSM公司生产的NHT S/N060146型纳米硬度仪测试涂层纳米压入硬度。最大载荷 F max 为5mN，加载及卸载速率为5mN/min，选取涂层表面不同的平整部位重复测定16次，剔除明显误差数据后，数据平均值作为所沉积涂层的纳米压入硬度。选用Anton Paar公司生产的真空大气球盘摩擦试验仪TRB3进行摩擦学性能测试。温度：20～25℃，湿度: 65%～85%，对偶球：Al2O3（Φ=6mm），调控测试载荷2N、5N及与之对应的线速度30cm/s、 40cm/s，进行涂层不同摩擦工况条件下的摩擦学行为表征。磨痕三维形貌及截面形貌由英国Taylor Hobson公司生产的TalySurf CCI Lite型白光表面干涉仪进行表征。同时，依据文献[11]的磨损率计算公式对不同沉积条件下的涂层进行耐磨性能评估。选用东莞泰利测试设备有限公式生产的SST-9NL型中性盐雾试验箱对CrN涂层进行(0.8±0.1)%NaCl溶液浓度下的中性盐雾试验。采用连续喷雾方式，喷雾时间设定为5min；加湿时间设定为30min； 环境相对湿度为95%～100%；试验温度设定为35℃。分别对CrN涂层在中性盐雾环境下的24h及120h耐腐蚀性能进行测试。
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2 结果与讨论
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2.1 微观组织结构分析
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不同脉冲偏压条件下沉积CrN涂层元素含量变化趋势如图2所示。同步脉冲偏压设定值由 −100V升高至−300V，涂层中Cr元素含量由48.6at.%升高至52.1at.%。同时，N元素含量由44.7at.%逐渐变化至40.9at.%。此外，由于吸附于腔室壁及样品表面的水蒸汽及氧气参与成膜反应，导致沉积涂层样品表面均然检测出含量约为～6.0at.%的杂质O元素。从所沉积CrN涂层元素含量变化趋势分析，同步脉冲偏压升高，基体等离子体鞘层可从空间等离子体中抽取更多的成膜离子到达基体成膜表面，参与涂层表面组织生长反应，从而，导致涂层中Cr元素含量呈逐渐升高的趋势。此外，同步脉冲基体偏压由−100V升至−300V，基体鞘层电势对沉积离子束流离子进行加速增能，使得到达成膜表面的金属离子及气体离子基团密度及能量均呈上升趋势，进而形成对成膜生长表面的高能离子轰击作用，产生对反应成膜表面轻质量元素的反溅射作用，导致N原子被反溅射出涂层表面生长体系，使得所沉积CrN涂层中N元素含量呈现出一定的下降趋势，文献[12]中也有相同的研究论断。
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图2 调控同步脉冲偏压制备CrN涂层元素比例变化图
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Fig.2 Chemical compositions of the CrN coatings (at.%) as function of the synchronized pulsed-bias
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如图3所示为不同同步脉冲偏压条件下制备CrN涂层的XRD衍射图谱。可以看出，调控同步脉冲偏压所沉积的CrN涂层均呈现明显的B1-NaCl面心立方组织结构，包含CrN（111）及CrN（200） 晶面衍射峰。随同步脉冲偏压的升高，涂层晶面衍射峰强度及半高宽数值均逐渐下降，表明涂层微观组织结构出现了明显的晶粒细化现象[13]。此外，所沉积CrN涂层均展现出了明显的（200）晶面择优取向。同步脉冲偏压为−100V时，（200）晶面衍射锋强度最高，锋形尖锐，表明在低荷能离子轰击条件下所沉积的CrN涂层即形成了明显的（200） 晶面择优取向生长组织。PVD氮化物硬质涂层晶面择优取向与涂层表面能及应变能密切相关[14-15]。典型B1-NaCl组织结构中，（111）晶面组织应变能最低，成膜粒子迁移能处于较低状态时，涂层微观组织呈（111）晶面择优生长。（200）晶面具备最低的悬空键与非平衡键密度，具有最低的表面自由能。高溅射材料离化率作为HiPIMS技术在涂层制备领域的优势所在，其产生的沉积粒子束流在基体加速偏压作用下以可调制能量的状态到达基体表面，进而实现对涂层组织生长的精准控制。此外，采用同步脉冲偏压模式，加速偏压波形与溅射阴极HiPIMS脉冲放电波形的有效匹配，实现了对溅射材料离子的选择性增能作用，降低了高能Ar+ 对成膜表面的持续轰击作用。因此，在实现低温涂层沉积时，高速到达基体表面的溅射材料离子可具备更高的表面迁移率，更有利于具有最低表面自由能的 （200）晶面生长。同时，由于低密度荷能Ar+ 离子轰击作用无法形成对成膜表面有效轰击以阻断涂层择优生长组织取向的持续形成，导致涂层呈贯穿柱状晶组织生长。脉冲偏压升高至−300V，在更高的基体偏压作用下，更多溅射离子从空间等离子中抽取至基体鞘层电势作用区域内，高密度荷能离子加速达到成膜表面，显著改善涂层生长表面形核率，并形成对晶粒间隙的有效填充，达到细化涂层晶粒组织结构的目的[16-17]。
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图3 调控同步脉冲偏压制备CrN涂层XRD衍射图谱
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Fig.3 XRD spectra of the CrN coatings deposited by regulating the synchronized pulsed-bias
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图4 所示为不同脉冲基体偏压条件下沉积CrN涂层的SEM表面及截面形貌。同步脉冲偏压对低温 （180℃）条件下制备的CrN涂层表面及截面形貌产生了明显的调控作用。从表面形貌图中可以看出 −100V及−200V同步脉冲偏压条件下沉积的CrN涂层呈明显的“三棱锥”组织形貌。其中，−100V条件下沉积涂层晶粒尺寸基本维持在200～300nm，并且晶粒间存在明显的孔隙缺陷。截面形貌显示，该条件沉积的涂层呈粗大贯穿柱状晶组织结构，致密性最差。同步脉冲偏压提升至−200V，晶粒尺寸明显降低，基本维持在100～150nm范围内，但晶粒间仍存在明显晶粒间隙缺陷。此外，截面形貌显示，偏压升高，涂层致密性改善，但仍呈贯穿柱状晶组织结构。−300V条件下，涂层呈现明显的平整 “胞状”致密组织结构，晶粒间隙显著降低。截面形貌显示，涂层呈致密柱状晶组织结构，晶间无明显空洞间隙存在。偏压升高，提升了基体偏压鞘层内沉积离子束流的密度及能量，进而实现对成膜表面的高效轰击作用，改善涂层形核率并形成对贯穿柱状晶组织生长的阻断，达到细化涂层晶粒组织，抑制贯穿柱状晶结构生长的目的。相同的结论在文献[18]中也有报道。
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图4 调控同步脉冲偏压制备CrN涂层SEM表面及截面形貌
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Fig.4 Surface and cross-section morphologies of CrN coatings deposited by regulating the synchronized pulsed-bias
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2.2 力学性能分析
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如图5所示为不同脉冲基体偏压条件下所制备CrN涂层硬度与弹性模量变化趋势。偏压升高，涂层硬度及弹性模量均呈逐渐升高趋势，偏压为−300V时，涂层硬度及弹性模量取得最大值，分别为13.8GPa、236.7GPa。HiPIMS沉积技术可产生不含金属液滴等杂质颗粒的高离化率沉积离子束流，在同步脉冲偏压作用下，成膜离子加速增能到达成膜表面。但由于HiPIMS脉冲偏压的选择增能机制，成膜生长表面缺乏高密度荷能Ar+ 的持续轰击作用，因此，无法有效阻断粗大柱状晶组织的连续生长，所沉积CrN涂层呈明显的多孔疏松组织结构，导致该条件下所制备CrN涂层硬度均处于较低水平。随脉冲基体偏压提升至−300V，沉积离子束流密度及能量均取得最大值，对荷能离子对成膜表面的轰击作用不断加强，使得涂层致密性得到显著改善。结合XRD衍射图谱分析可知，该条件下制备的涂层存在明显的晶粒细化现象。因此，涂层在−300V沉积偏压条件下硬度及弹性模量均取得最高值。
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图5 调控同步脉冲偏压制备CrN涂层硬度及弹性模量值
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Fig.5 Hardness and Elastic modulus of CrN coatings deposited by regulating the synchronized pulsed-bias
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如图6所示，在施加载荷范围为1.0～50.0N，施加载荷速率为50.0N/min测试条件下，不同脉冲基体偏压条件下所制备CrN涂层经膜基附着力测试后的划痕形貌图。从划痕形貌及临界载荷数据上看，脉冲偏压为−150～−200V所制备的涂层具有优异的膜基结合性能，在最大载荷50N作用下未发生明显的涂层剥落现象，仅在涂层划痕边缘及内部存在应力作用下的微裂纹。而同步脉冲基体偏压为 −100V及−250V条件下制备的CrN涂层的划痕内部出现了明显的应力裂纹。进一步提升脉冲基体偏压至−300V，划痕边缘出现了明显的涂层崩落，划痕内部涂层在应力载荷作用下全部剥离。结合XRD衍射图谱及SEM形貌可知，−100V条件下所沉积的涂层呈粗大贯穿柱状晶组织生长，在划痕应力作用下，极易在粗大晶粒间形成微裂纹，并进一步形成微裂纹的沿晶扩展，导致涂层膜基结合性能下降。此外，涂层膜基结合性能与其内应力有着十分密切的关联关系[19-20]。采用与溅射阴极HiPIMS放电波形相匹配的脉冲偏压放电模式，通过调控脉冲偏压放电参数，将其与溅射阴极HiPIMS脉冲放电自溅射阶段相匹配，仅对高密度溅射材料离子束流进行加速，降低对惰性工作气体离子（Ar+）的加速作用，达到降低涂层内应力及轰击损伤的目的。脉冲基体偏压的选择增能机制可显著降低涂层内应力，从而有效改善涂层的膜基结合性能。但随着脉冲基体偏压的持续升高，荷能离子对成膜表面的轰击作用逐渐增强，导致涂层内部形成较高的内应力，在高载荷的作用下，应力尖端形成微裂纹，并加速扩展，造成剥落失效。因此，−300V条件下涂层形成明显的脆性剥落失效机制。
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图6 调控同步脉冲偏压制备CrN涂层划痕形貌图
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Fig.6 Scratch morphologies of CrN coatings deposited by regulating the synchronized pulsed-bias
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2.3 摩擦学性能分析
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针对同步脉冲偏压条件下沉积CrN涂层进行大气常温条件的摩擦学性能试验，具体摩擦因数曲线如图7所示。由图7a可以明显看出，调控同步脉冲偏压，所沉积CrN涂层在摩擦初期的跑和磨损阶段均发生了明显的摩擦因数突变，由逐渐升高状态，～0.65后瞬降至～0.47左右波动变化，而后进入稳定摩擦磨损阶段。同时，不同条件下所制备CrN涂层的摩擦学行为具有十分明显的一致性。为此，本论文进一步开展了低载荷（2N）及低转速（30cm/s）工况条件下的摩擦磨损试验，具体如图7b所示。从图中可以看出，整个摩擦试验过程中，不同脉冲基体偏压条件下涂层摩擦因数变化趋势均较为稳定，未发生明显的突变，说明在该摩擦环境下，摩擦系统并未运行至摩擦因数突变状态，因此可以通过观察该条件下的磨痕形貌对高速及高载荷条件下的摩擦系统摩擦因数突变机理进行探讨。从图7b中的磨痕形貌可以看出，经摩擦试验后的磨痕内部并未发生明显的磨损，仍可观测到明显的基体加工形貌，摩擦副对于基体涂层仅为简单的抛光磨损作用，并未发现明显的磨屑及磨粒集聚现象。由鉴于此，在高载荷赫兹应力作用下（5N）及高转速（40cm/s） 摩擦条件下，经摩擦副对涂层表面的抛光磨损作用后，可显著降低表面粗糙度对摩擦系统的影响作用，进而导致摩擦体系摩擦因数发生相应的突变，降低至～0.47左右。此外，结合涂层膜基结合性能测试可知，−100V﹑−250V及−300V条件下所沉积的涂层脆性高，摩擦系统在高频赫兹应力的作用下，更易发生疲劳，形成微磨粒，造成摩擦系统不稳定，进而导致系统摩擦因数产生明显的波动现象[21]。
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图7 调控同步脉冲偏压制备CrN涂层摩擦系数曲线
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Fig.7 Friction factor of CrN coatings deposited by regulating the synchronized pulsed-bias
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图8 所示为不同脉冲基体偏压下制备涂层在5N载荷及40cm/s滑动速度下经20×103 转摩擦试验后的磨痕3D轮廓及2D截面形貌。不同脉冲偏压下制备涂层磨痕深度均未超过涂层厚度，表明在该摩擦试验条件下，涂层均未发生磨穿失效。由涂层磨痕3D形貌可以看出，在涂层磨痕内部，不同条件下所沉积的涂层均呈现出了较为平滑的磨痕形貌。随着高频赫兹应力的作用，摩擦系统运行过程中，涂层及摩擦副均易发生剥落，形成第三相磨粒作用于摩擦体系。磨粒在赫兹应力作用下形成对涂层的切削作用，进而于磨痕内部形成明显的犁沟形貌，表明CrN涂层存在磨粒磨损机制[22]。此外，由磨痕二维截面图可以看出，−100V及−300V同步脉冲偏压条件下制备CrN涂层磨痕内的粗糙犁沟深度及密度均高于其余条件下所沉积的涂层。结合涂层划痕形貌（图5）可知，该条件下所沉积的CrN涂层膜基结合性能差，在高强度周期性赫兹应力的作用下，涂层表面微裂纹产生﹑拓展，并最终剥落，形成第三相磨粒对软质涂层进行磨削，形成涂层磨痕内部的高密度﹑大深度粗糙犁沟磨痕形貌。同时，结合涂层磨痕截面面积，并利用磨损率计算公式[11] 得出−300V条件下所沉积CrN涂层的耐磨性能最为优异，磨损率达2.49×10−15 m 3/(N·m)。
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图8 调控同步脉冲偏压制备CrN涂层磨痕3D形貌及2D截面轮廓
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Fig.8 3D wear morphologies and 2D cross-sectional morphology for the CrN coatings deposited by regulating the synchronized pulsed-bias
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2.4 耐腐蚀性能分析
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针对HiPIMS同步脉冲偏压对所沉积CrN涂层在高湿热环境下腐蚀行为的影响，分别对−100V及 −300V条件下沉积的CrN涂层进行24h及120h的中性盐雾试验考核，具体腐蚀形貌如图9所示。经24h中性盐雾试验后，未经CrN涂层防护的9Cr18不锈钢基体表面均出现了严重的锈蚀反应，而经CrN涂层表面处理后的9Cr18基体未发生任何锈蚀反应。同时，结合120h中性盐雾试验后样品表面形貌，可以看出，−100V条件下所沉积的CrN涂层表面形成了明显的锈蚀形貌，经EDS测定，腐蚀产物主要成分为Fe3O4。而相同腐蚀环境下， −300V条件下沉积的CrN涂层样品表面未形成明显的锈蚀形貌，仅在涂层表面观察到了少量的NaCl结晶体。调控同步脉冲基体偏压幅值，CrN涂层耐腐蚀性能差异主要与其微观组织变化结果相关。 −100V条件下沉积的涂层，组织呈现粗大的贯穿柱状晶形貌，晶粒间空隙明显，成为腐蚀离子的快速扩散通道，在高密度腐蚀离子环境中，仍有相当部分腐蚀离子沿晶扩散至涂层/基体界面，与基体发生反应，生成疏松的Fe3O4。随着腐蚀程度加剧，腐蚀相沿晶界生长至涂层表面，形成如图9所示蜂窝状腐蚀形貌。基体偏压升高，结合XRD衍射图谱及SEM形貌图可知，涂层致密性明显改善，晶粒组织细化显著，有效抑制了腐蚀离子的沿晶扩散行为，进而显著改善涂层的耐蚀性。
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图9 调控同步脉冲偏压所沉积CrN涂层在中性盐雾试验后表面形貌
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Fig.9 Corrosion Morphologies of CrN coatings deposited by regulating the synchronized pulsed-bias
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3 结论
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（1）同步脉冲偏压选择性赋能机制在提升沉积离子束流迁移能的同时可显著降低荷能Ar+ 对成膜表面的持续轰击作用，达到降低涂层内应力，改善涂层致密性及膜基结合性能的目的。
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（2）调控同步脉冲偏压，涂层晶粒细化现象明显。微观组织由粗大疏松贯穿柱状晶组织转变为致密柱状晶组织，微观表面更具致密性与平整性。进而显著改善其力学、摩擦学及耐腐蚀性能。
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（3）利用高功率脉冲磁控溅射技术，通过调控同步脉冲偏压，达到改善涂层生长动力学条件，实现高性能CrN涂层低温可控沉积的目的。同时，为进一步扩展其在温度敏感基体领域的适用范围奠定可靠的理论依据与技术支撑。
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摘要
针对高性能 CrN 涂层无法实现低温可控制备的技术瓶颈，利用具备高溅射材料离化率的高功率脉冲磁控溅射技术，调控同步脉冲偏压，改善涂层生长动力学条件，实现 CrN 涂层的低温可控沉积。开展同步脉冲偏压与涂层化学组成、组织结构、 力学、摩擦学及耐腐蚀性能间关联关系研究。同步脉冲偏压在提升沉积离子束流迁移能的同时可显著降低荷能 Ar+ 对成膜表面的持续轰击作用，达到改善涂层致密性及膜基结合力的目的。此外，沉积 CrN 涂层晶粒细化显著，硬度及弹性模量明显升高，最高可达 13.8 GPa、236.7 GPa。涂层力学性能优化及致密性提升显著改善了摩擦学与耐腐蚀性能，涂层磨损率最低可达 2.49×10−15 m3 / (N·m)，同时涂层可耐受 120 h 中性盐雾腐蚀环境考核。为实现高性能 CrN 涂层的低温可控制备，扩展其在温度敏感基体领域的适用范围提供了新的设计思路与技术支撑。
Abstract
For thermal sensitivity substrates modification, it is a crucial bottleneck to deposit the excellent CrN ceramic coatings at low temperature. With regulating the synchronized pulsed-bias and promoting the coatings growth kinetic driving, this paper aims to achieve the tailoring structural preparation of CrN coatings with excellent mechanical and anti-corrosion properties at low temperature by utilizing the high ionization HiPIMS technique. The correlations of the pulsed-bias, chemical composition, microstructure, mechanical properties, tribological and anti-corrosion behaviors are studied. Due to the selective acceleration mechanism of the deposition ions, which can achieve the increase of adatoms migration energy, and coincidently, decrease the energetic bombardment of Ar+ on the coating growth surface, the synchronized pulsed-bias mode showed significant advantages on reducing internal stress as well as improving the adhesion properties. With the increase of bias voltage value, the microstructure of the as-deposited coatings appeared obvious grain refinement. The morphologies evolved from coarse and transgranular columnar structure to denser columnar structure. Accordingly, the hardness and elastic modulus of the CrN coatings as-deposited exhibited an obvious increase tendency with the maximum value of 13.8 GPa and 236.7 GPa, respectively. Meanwhile, duo to the optimal mechanical properties as well as the highest density, the CrN coating as-deposited showed the most excellent wear resistance and anti-corrosion properties with the minimum wear rate of 2.49×10−15 m3 / (N·m) as well as the neutral salt spray corrosion test for 120 h. The study propels the tailoring structural preparation of CrN coatings at low temperature and even provides the new ideas as well as technique support for CrN coatings to develop their applications in the thermal sensitivity materials field.
