黉 Ａｖａｉｌａｂｌｅ ｏｎｌｉｎｅ ａｔ＼＾ｎ＾ｎ＾，．ｓｃｉｅｎｃｅｄｉｒｅｃｔ．ｃｏｍ ，・ Ｔｒａｎｓａｃｔｉｏｎｓ ｏｆ ＳｃｉｅｎｃｅＤｉｒｅｃｔ Ｎｏｎｆｅｒｒｏｕｓ Ｍｅｔａｌｓ Ｓｏｃｉｅｔｙ ｏｆ Ｃｈｉｎａ Ｐｒｅｓｓ Ｔｒａｎｓ．Ｎｏｎｆｅｒｒｏｕｓ Ｍｅｔ．Ｓｏｃ．Ｃｈｉｎａ ２２（２０１２）１３７２—１３８０ ｗｗｗ．ｔｎｍｓｃ．ｃｎ Ｉｎｆｌｕｅｎｃｅ ｏｆ Ｔｉ ｔａｒｇｅｔ ｃｕｒｒｅｎｔ ｏｎ ｍｉｃｒｏｓｔｒｕｃｔｕｒｅ ａｎｄ ｐｒｏｐｅｒｔｉｅｓ ｏｆ Ｔｉ－－ｄｏｐｅｄ ｇｒａｐｈｉｔｅ－－ｌｉｋｅ ｃａｒｂｏｎ ｉｌｆｍｓ ＷＡＮＧ Ｙｏｎｇ．ｘｉｎ 一，ＷＡＮＧ Ｌｉ．ｐｉｎｇ ，ＸＵＥ Ｑｕｎ－ｊｉ １．Ｓｔａｔｅ Ｋｅｙ Ｌａｂｏｒａｔｏｒｙ ｏｆ Ｓｏｌｉｄ Ｌｕｂｒｉｃａｔｉｏｎ，Ｌａｎｚｈｏｕ Ｉｎｓｔｉｔｕｔｅ ｏｆ Ｃｈｅｍｉｃａｌ Ｐｈｙｓｉｃｓ， Ｃｈｉｎｅｓｅ Ａｃａｄｅｍｙ ｏｆ Ｓｃｉｅｎｃｅｓ，Ｌａｎｚｈｏｕ ７３００００，Ｃｈｉｎａ； ２．Ｇｒａｄｕａｔｅ Ｕｎｉｖｅｒｓｉｔｙ ｏｆＣｈｉｎｅｓｅ Ａｃａｄｅｍｙ ｏｆＳｃｉｅｎｃｅｓ，Ｂｅｉｊｉｎｇ １０００３９，Ｃｈｉｎａ Ｒｅｃｅｉｖｅｄ ２８ Ｊｕｎｅ ２０１ １；ａｃｃｅｐｔｅｄ ５ Ｓｅｐｔｅｍｂｅｒ ２０１ １ Ａｂｓｔｒａｃｔ：Ｔｉ—ｄｏｐｅｄ ｇｒａｐｈｉｔｅ—ｌｉｋｅ ｃａｒｂｏｎ（Ｔｉ—ＧＬＣ）ｆｉｌｍｓ ｗｅｒｅ ｓｙｎｔｈｅｓｉｚｅｄ ｓｕｃｃｅｓｓｆｕｌｌｙ ｂｙ ｍａｇｎｅｔｒｏｎ ｓｐｕｔｔｅｒｉｎｇ ｔｅｃｈｎｉｑｕｅ．Ｔｈｅ ｃｏｍｐｏｓｉｔｉｏｎｓ，ｍｉｃｒｏｓｔｒｕｃｔｕｒｅｓ ａｎｄ ｐｒｏｐｅｒｔｉｅｓ ｏｆ ｔｈｅ Ｔｉ—ｄｏｐｅｄ ＧＬＣ ｆｉｌｍｓ ｄｅｐｅｎｄｅｎｔ ｏｎ ｔｈｅ ｐａｒａｍｅｔｅｒ ｏｆ Ｔｉ ｔａｒｇｅｔ ｃｕｒｒｅｎｔ ｗｅｒｅ ｓｙｓｔｅｍｉｃａｌｌｙ ｉｎｖｅｓｔｉｇａｔｅｄ ｂｙ Ｒａｍａｎ ｓｐｅｃｔｒａ，Ｘ—ｒａｙ ｐｈｏｔｏｅｌｅｃｒｔｏｎ ｓｐｅｃｔｒｏｓｃｏｐｙ（ｘＰｓ），ｘ—ｒａｙ ｄｉｆｒａｃｔｉｏｎ（ＸＲＤ），ｓｃａｎｎｉｎｇ ｅｌｅｃｔｒｏｎ ｍｉｃｒｏｓｃｏｐｙ（ＳＥＭ）．ａｔｏｍｉｃ ｆｏｒｃｅ ｍｉｃｒｏｓｃｏｐｙ（ＡＦＭ）．ｎａｎｏｉｎｄｅｎｔａｔｉｏｎ ａｎｄ ｂａｌ１．ｏｎ．ｄｉｓｋ ｔｒｉｂｏｍｅｔｅｒ．Ｗｉｔｈ ｔｈｅ ｉｎｃｒｅａｓｅ ｏｆ ｔｈｅ Ｔｉ ｔａｒｇｅｔ ｃｕｒｒｅｎｔ．ｔｈｅ ｒａｔｉｏ ｏｆ ｓｐ ｂｏｎｄ ａｎｄ ｔｈｅ ｃｏｎｔｅｎｔ ｏｆ Ｔｉ ａｓ ｗｅｌｌ ａｓ ｔｈｅ ｆｉｌｍ ｈａｒｄｎｅｓｓ ａｎｄ ｃｏｍｐｒｅｓｓｉｖｅ ｉｎｔｅｒｎａｌ ｓｔｒｅｓｓ ｉｎｃｒｅａｓｅ．ｂｕｔ ｔｈｅ ｈｉｇｈ ｃｏｎｔｅｎｔ ｏｆ ｔｈｅ Ｔｉ ｗｏｕｌｄ ｒｅｓｕｌｔ ｉｎ ｔｈｅ ｌｏｏｓｅ ｆｉｌｍ ｄｕｅ ｔｏ ｔｈｅ ｆｏｒｍａｔｉｏｎ ｏｆ ｔｈｅ ｓｑｕａｍｏｓｅ ｓｔｒｕｃｔｕｒｅ．Ｌｅｓｓ ｉｎｃｏｒｐｏｒａｔｅｄ Ｔｉ ｒｅｄｕｃｅｓ ｔｈｅ ｆｒｉｃｔｉｏｎ ｏｆ ｔｈｅ ＧＬＣ ｆｉｌｍ ｉｎ ｄｒｙ—ｓｌｉｄｉｎｇ ｃｏｎｄｉｔｉｏｎ，ｗｈｉｌｅ ｐｕｒｅ ＧＬＣ ｆｉｌｍ ｅｘｈｉｂｉｔｓ ｔｈｅ ｌｏｗｅｓｔ ｆｒｉｃｔｉｏｎ ｃｏｅ街ｃｉｅｎｔ ｉｎ ｗａｔｅｒ．１ｕｂｒｉｃａｔｅｄ ｃｏｎｄｉｔｉｏｎ．Ｔｉ—ＧＬＣ ｆｉｌｍ ｄｅｐｏｓｉｔｅｄ ｗｉｔｈ ｌｏｗ Ｔｉ ｔａｒｇｅｔ ｃｕｒｒｅｎｔ ｓｈｏｗｓ ｈＪ ｇｈ ｗｅａｒ ｒｅｓｉｓｔａｎｃｅ ｉｎ ｂｏｔｈ ｄｒｙ—ｓｌｉｄｉｎｇ ａｎｄ ｗａｔｅｒ－ｌｕｂｒｉｃａｔｅｄ ｃｏｎｄｉｔｉｏｎｓ． Ｋｅｙ ｗｏｒｄｓ：Ｔｉ－－ｄｏｐｅｄ ｇｒａｐｈｉｔｅ－－ｌｉｋｅ ｃａｒｂｏｎ ｆｉｌｍ；ｍｉｃｒｏｓｔｒｕｃｔｕｒｅ；ｔｒｉｂｏｌｏｇｉｃａｌ ｐｅｒｆｏｒｍａｎｃｅ；ｔａｒｇｅｔ ｃｕｒｒｅｎｔ ａｌｌｏｙｅｄ ｉｎ ｔｈｅ ａｍｏｒｐｈｏｕｓ ｃａｒｂｏｎ ｍａｔｒｉｘｅｓ ｔｏ ｉｍｐｒｏｖｅ ｔｈｅ １ Ｉｎｔｒｏｄｕｃｔｉｏｎ Ａｍｏｒｐｈｏｕｓ ｃａｒｂｏｎ ｆａ Ｃ１ ｆｉｌｍｓ ｍａｉｎｌｙ ｃｏｍｐｏｓｅｄ ｏｆ ｓｐ ａｎｄ ｓｐ ｂｏｎｄｓ ｈａｖｅ ａ ｇｒｅａｔ ｐｏｔｅｎｔｉａｌ ｔｏ ｂｅ ｗｉｄｅｌｙ ｕｓｅｄ ｉｎ ｍｏｄｅｍ ｉｎｄｕｓｔｒｙ ｆｏｒ ｔｈｅｉｒ ａｔｔｒａｃｔｉｖｅ ｐｒｏｐｅｒｔｉｅｓ ｓｕｃｈ ａｓ ｈｉｇｈ ｈａｒｄｎｅｓｓ，ｈｉｇｈ ｗｅａｒ ｒｅｓｉｓｔａｎｃｅ ａｎｄ ｌｏｗ ｍｅｃｈａｎｉｃａ１．ｃｈｅｍｉｃａ１ ａｎｄ ｔｒｉｂｏｌｏｇｉｃａｌ ｐｒｏｐｅｒｔｉｅｓ ｏｆ ＤＬＣ ｔ５ｌｍｓ．Ｉｔ ｗａｓ ｋｎｏｗｎ ｔｈａｔ ｔｈｅ ａｄｄｉｔｉｏｎ ｏｆ Ｆ ｏｒ Ｓｉ ｉｎ ＤＬＣ ｉｌｆｍｓ ｉｍｐｒｏｖｅｓ ｔｈｅ ｆｒｉｃｔｉｏｎ ａｎｄ ｗｅａｒ ｄｕｅ ｔｏ ｔｈｅ ｂｅｎｅｆｉｃｉａ１ ｔｒｉｂｏｃｈｅｍｉｃａｌ ｒｅａｃｔｉｏｎ ｏｎ ｔｈｅ ｃｏｎｔａｃｔ ｓｕｒｆａｃｅｓ［１４］，ａｎｄ ｔｈｅ ｉｎｃｏｒｐｏｒａｔｉｏｎ ｏｆ Ｈ，Ａｒ ｏｒ Ｎ ｃｏｕｌｄ ａｄｊｕｓｔ ｔｈｅ ｍｉｃｒｏｓｔｒｕｃｔｕｒｅ ａｎｄ ｍｅｃｈａｎｉｃａｌ ｐｒｏｐｅｒｔｉｅｓ ｏｆ ＤＬＣ ｆｉｌｍｓ ｆｒｉｃｔｉｏｎ ｃｏｅｆｉｃｉｆｅｎｔ『１－４］．Ｉｎ ｏｒｄｅｒ ｔｏ ｄｉｓｔｉｎｇｕｉｓｈ ｔｈｅ ｆａｍｏｕｓ ａ．Ｃ ｆｉｌｍｓ ｗｈｉｃｈ ｗｅｒｅ ｎａｍｅｄ ｔｈｅ ｄｉａｍｏｎｄ・ｌｉｋｅ 『１５１，ｆｕｒｔｈｅｒｍｏｒｅ，ｔｈｅ ｍａｉｎ ｅｍｐｈａｓｉｓ ｈａｄ ｂｅｅｎ ｐｌａｃｅｄ ｏｎ ｔｈｅ ｄｏｐｉｎｇ ｏｆ Ｔｉ，Ｃｒ ａｎｄ Ｗ ｉｎ ａｍｏｒｐｈｏｕｓ ｃａｒｂｏｎ ｍａｔｒｉｘ ｃａｒｂｏｎ（ＤＬＣ）ａｃｃｏｒｄｉｎｇ ｔｏ ｔｈｅｉｒ ｒｅｌａｔｉｖｅｌｙ ｈｉｇｈ ｃｏｎｔｅｎｔ ｏｆ ｓｐ ｂｏｎｄｓ［５—９］，ｔｈｅ ｇｒａｐｈｉｔｅ—ｌｉｋｅ ｃａｒｂｏｎ（ＧＬＣ）ｆｉｌｍ ｗａｓ ｐｒｏｐｏｓｅｄ ｒｅｃｅｎｔｌｙ ｄｕｅ ｔｏ ｉｔｓ ｈｉｇｈ ｒａｔｉｏ ｏｆ ｓｐ 一 ｈｙｂｒｉｄｉｚｅｄ ｃａｒｂｏｎ ｉｎｓｉｄｅ ｔｈｅ ｃａｒｂｏｎａｃｅｏｕｓ ａｍｏｒｐｈｏｕｓ ｓｉｎｃｅ ｔｈｅｙ ｗｅｒｅ ｓｔｒｏｎｇ—ｃａｒｂｉｄｅ—ｆｏｒｍｉｎｇ（ＳＣＦ）ｍｅｔａｌｓ ａｎｄ ｐｏｓｓｅｓｓ ａｎ ａｔｔｒａｃｔｉｖｅ ｃｏｍｂｉｎａｔｉｏｎ ｏｆ ｐｒｏｐｅｒｔｉｅｓ （ｃｏｒｒｏｓｉｏｎ ｒｅｓｉｓｔａｎｃｅ，ｗｅａｒ ｒｅｓｉｓｔａｎｃｅ，ｅｔｃ．）［１６—１８］． Ａｌｔｈｏｕｇｈ ａｂｏｖｅ ｓｔｕｄｉｅｓ ｈａｄ ｂｅｅｎ ｕｎｄｅｒｔａｋｅｎ ｔｏ ｍａｔｉｒｘ『１０－１３］．Ｔｈｅｓｅ ｓｕｄｉｔｅｓ ｈａｖｅ ｄｅｍｏｎｓｔｒａｔｅｄ ｔｈｅ ｈｉｇｈ ｈａｒｄｎｅｓｓ ａｎｄ ｅｘｃｅｌｌｅｎｔ ｔｒｉｂｏｌｏｇｉｃａｌ ｐｅｒｆｏｒｍａｎｃｅ ｉｎ ｉｎｖｅｓｔｉｇａｔｅ ｔｈｅ ｄｅｐｏｓｉｔｉｏｎ ａｎｄ ｐｒｏｐｅｒｔｉｅｓ ｏｆ ＤＬＣ ｆｉｌｍｓ， ｔｈｅ ｒｅｓｅａｒｃｈ ｏｎ ｔｈｅ Ｔｉ—ｄｏｐｅｄ ＧＬＣ ｃｏｍｐｏｓｉｔｅ ｆｉｌｍｓ，ｉｎ ｐａｒｔｉｃｕｌａｒ ｔｈｅ ｒｅｌａｔｉｏｎｓｈｉｐ ｂｅｔｗｅｅｎ ｔｈｅ ｄｅｐｏｓｉｔｉｏｎ ｐａｒａｍｅｔｅｒｓ ｔｈｅ ｍｅｃｈａｎｉｃａ１ ａｎｄ ｔｒｉｂｏｌｏｇｉｃａｌ ｂｅｈａｖｉｏｒｓ ｈａｓ ｎｏｔ ｙｅｔ ｓｙｓｔｅｍｉｃａｌｌｙ ｒｅｐｏｒｔｅｄ． ｂｏｔｈ ｔｈｅ ａｍｂｉｅｎｔ ａｉｒ ａｎｄ ｗａｔｅｒ ｅｎｖｉｒｏｎｍｅｎｔ ｆｏｒ ｔｈｅ ＧＬＣ ｉｌｍｓ．Ｂｕｔ ｍｏｓｔ ｏｆ ｆｔｈｅ ｒｅｐｏｒｔｅｄ ＧＬＣ ｆｉｌｍｓ ｗｅｒｅ ｔｈｅ ｐｕｒｅ ｃａｒｂｏｎ ｍａｔｒｉｘ ｗｉｔｈｏｕｔ ａｎｙ ａｌｌｏｙｉｎｇ ｅｌｅｍｅｎｔｓ．Ｉｔ ｗａｓ ｒａｒｅ ｔｏ ｋｎｏｗ ｔｈｅ ｉｎｆｌｕｅｎｃｅ ｏｆ ｔｈｅ ｅｌｅｍｅｎｔ ｄｏｐｉｎｇ ｏｎ ｔｈｅ ｍｉｃｒｏｓｔｒｕｃｔｕｒｅ ａｎｄ ｐｒｏｐｅｒｔｉｅｓ ｏｆ ｔｈｅ ＧＬＣ ｉｌｆｍｓ． Ｏｎ ｔｈｅ ｓｉｄｅ，ｖａｒｉｏｕｓ ａｄｄｉｔｉｖｅ ｅｌｅｍｅｎｔｓ ｈａｖｅ ｂｅｅｎ Ｉｎ ｔｈｉｓ ｗｏｒｋ．Ｔｉ．ｄｏｐｅｄ ｇｒａｐｈｉｔｅ－ｌｉｋｅ ｃａｒｂｏｎ （Ｔｉ——ＧＬＣ）ｆｉｌｍｓ ｗｅｒｅ ｓｙｎｔｈｅｓｉｚｅｄ ｓｕｃｃｅｓｓｆｕｌｌｙ ｂｙ ｍａｇｎｅｔｒｏｎ ｓｐｕｔｔｅｒｉｎｇ ｔｅｃｈｎｉｑｕｅ．Ａ ｍｉｄｄｌｅ ｆｒｅｑｕｅｎｃｙ Ｆｏｕｎｄａｔｉｏｎ ｉｔｅｍ：Ｐｒｏｊｅｃｔ（５０９０５１７８）ｓｕｐｐｏｓｅｄ ｂｙ ｔｈｅ Ｎａｔｉｏｎａｌ Ｎａｍｒａｌ Ｓｃｉｅｎｃｅ Ｆｏｕｎｄａｔｉｏｎ ｏｆＣｈｉｎａ；Ｐｒｏｊｅｃｔ（２０１１ＣＢ７０６６０３）ｓｕｐｐｏｓｅｄ ｂｙ ｔｈｅ Ｎａｔｉｏｎａｌ Ｂａｓｉｃ Ｒｅｓｅａｒｃｈ Ｐｒｏｇｒａｍ ｏｆＣｈｉｎａ Ｃｏｒｒｅｓｐｏｎｄｉｎｇ ａｕｔｈｏｒ：ＷＡＮＧ Ｌｉ—ｐｉｎｇ；Ｔｅｌ：＋８６—９３ １—４９６８０８０；Ｅ—ｍａｉｌ：ｌｐｗａｎｇ＠ｌｉｃｐ．ｃａｓ－ｃａ ＤＯＩ：１０．１０１６／Ｓ１００３—６３２６（１１）６１３２８—９ ＷＡＮＧ Ｙｏｎｇ－ｘｉｎ，ｅｔ ａｌ／Ｔｒａｎｓ．Ｎｏｎｆｅｒｒｏｕｓ Ｍｅｔ．Ｓｏｃ．Ｃｈｉｎａ ２２（２０１２）１３７２—１３８０ ｐｏｗｅｒ ｗａｓ ａｐｐｌｉｅｄ ｔｏ ｔｈｅ ｔｗｉｎｂｏｍ Ｔｉ ｔａｒｇｅｔｓ ｆｏｒ ｔｈｅ ｓｐｕｔｔｅｒｉｎｇ ｏｆ Ｔｉ．Ｔｈｅ ｅｖｏｌｕｔｉｏｎ ｏｆ ｍｉｃｒｏｓｔｒｕｃｔｕｒｅｓ ａｎｄ ｐｒｏｐｅｒｔｉｅｓ ｏｆ Ｔｉ——ＧＬＣ ｃｏｍｐｏｓｉｔｅ ｆｉｌｍｓ ａｓ ｔｈｅ ｆｕｎｃｔｉｏｎ ｏｆ Ｔｉ ｔａｒｇｅｔ ｃｕｒｒｅｎｔ ｗｅｒｅ ｓｙｓｔｅｍａｔｉｃａｌｌｙ ｓｔｕｄｉｅｄ． １３７３ ｉｎｔｅｒｎａｌ ｓｔｒｅｓｓ ｏｆ ｔｈｅ ｆｉｌｍｓ ｗｉｔｈ ｄｉｆｆｅｒｅｎｔ Ｔｉ ｃｏｎｔｅｎｔｓ ｗａｓ ｃａｌｃｕｌａｔｅｄ ｂａｓｅｄ ｏｎ ｔｈｅ Ｓｔｏｎｅｙ’ｓ ｅｑｕａｔｉｏｎ『１ ９１．Ｔｈｅ ｔｒｉｂｏｌｏｇｉｃａｌ ｂｅｈａｖｉｏｒｓ ｗｅｒｅ ｔｅｓｔｅｄ ｂｙ ａ ｂａｌｌ—ｏｎ．ｄｉｓｋ ｒｅｃｉｐｒｏｃａｔｉｎｇ 仃ｉｂｏ—ｍｅｔｅｒ ｂｏｔｈ ｉｎ ｄｒｙ ｎｄ ａｗａｔｅｒ－ｌｕｂｒｉｃａｔｅｄ ｃｏｎｄｉｔｉｏｎｓ．Ｔｈｅ Ｓｉ Ｎ４ ｂａｌｌｓ ｗｅｒｅ ｕｓｅｄ ａｓ ２ Ｅｘｐｅｒｉｍｅｎｔａｌ Ｔｈｅ Ｔｉ—ＧＬＣ ｃｏｍｐｏｓｉｔｅ ｆｉｌｍｓ ｗｅｒｅ ｄｅｐｏｓｉｔｅｄ ｏｎ Ｓｉ ａ ｃｏｕｎｔｅｒｐａｒｔ ｗｉｔｈ ａ ｄｉａｍｅｔｅｒ ｏｆ ３ ｎｌｌＴ１．ＡＵ ｔｈｅ ｔｒｉｂｏｌｏｇｉｃａｌ ｔｅｓｔｓ ｗｅｒｅ ｐｅｒｆｏｒｍｅｄ ｕｎｄｅｒ ａ ｌｏａｄ ｏｆ ２ Ｎ． ｗｈｉｌｅ ｔｈｅ ｒｅｃｉｐｒｏｃａｔｉｎｇ ａｍｐｌｉｕｄｅ ｗａｓ ５ ｎｌｌｔＴｌ ａｎｄ ｔｈｅ ｒｅｑｕｅｎｃｙ ｗａｓ ５ Ｈｚ．Ａｆｆｔｅｒ ｅａｃｈ ｆｒｉｃｔｉｏｎ ｔｅｓｔ，ｔｈｅ ｗｅａｒ ｗａｆｅｒ（ｐ－ｔｙｐｅ（１ ００））ａｎｄ ｓｔａｉｎｌｅｓｓ ｓｔｅｅｌ ｂｙ ｍａｇｎｅｔｒｏｎ ｓｐｕｔｔｅｒｉｎｇ ｄｅｐｏｓｉｔｉｏｎ ｐｒｏｃｅｓｓ ｉｎ ｔｈｅ ａｒｇｏｎ（Ａｒ） ｖｏｌｕｍｅ ｌＯＳＳ ｗａｓ ｄｅｔｅｒｍｉｎｅｄ ｆｒｏｍ ｔｈｅ ｗｅａｒ ｔｒａｃｋ ｐｒｏｆｉｌｅｓ ａｔｍｏｓｐｈｅｒｅ．Ｔｈｅ ｄｅｐｏｓｉｔｉｎｇ ｓｙｓｔｅｍ ｗａｓ ｃｏｎｆｉｇｕｒｅｄ ｔｈｒｅｅ ｍａｇｎｅｔｒｏｎ ｔａｒｇｅｔ ｐｏｓｉｔｉｏｎｓ ｗｈｉｃｈ ｆｏｃｕｓｅｄ ｏｎ ａ ｓｕｂｓ仃ａｔｅ ｓｅａｔ．Ｈｉｇｈ ｐｕｒｅ ｇｒａｐｈｉｔｅ ｔａｒｇｅｔ ｗａｓ ｆｉｘｅｄ ｉｎ ｔｈｅ ｍｉｄｄｌｅ ｏｆ ｔｈｅｓｅ ｔａｒｇｅｔ ｐｏｓｉｔｉｏｎｓ，ａｎｄ ｔｗｏ ｔｗｉｎｂｏｍ Ｔｉ ｔａｒｇｅｔｓ ｗｅｒｅ ｆｉｘｅｄ ｏｎ ｔｈｅ ｏｔｈｅｒ ｔｗｏ ｔａｒｇｅｔ ｐｏｓｉｔｉｏｎｓ．Ａ ＤＣ ｐｏｗｅｒ ｗａｓ ｕｓｅｄ ｏｎ ｔｈｅ ｈｉｇｈ－ｐｕｒｅ ｇｒａｐｈｉｔｅ ｔａｒｇｅｔ ｔｏ ｓｐｕｔｔｅｒ ｃａｒｂｏｎ， ｗｈｉｌｅ ａ ｍｉｄ．ｆｒｅｑｕｅｎｃｙ ＡＣ ｐｏｗｅｒ ｗａｓ ａｐｐｌｉｅｄ ｔｏ ｔｈｅ ｔｗｉｎｂｏｍ Ｔｉ ｔａｒｇｅｔｓ ｔｏ ｓｐｕｔｔｅｒ Ｔｉ．Ｐｒｉｏｒ ｔｏ ｄｅｐｏｓｉｔｉｏｎ，ｔｈｅ ｓｕｂｓｔｒａｔｅｓ ｗｅｒｅ ｃｌｅａｎｅｄ ｕｌｔｒａｓｏｎｉｃａｌｌｙ ｉｎ ｅｔｈａｎｏｌ ａｎｄ ａｃｅｔｏｎｅ ｂａｔｈｅｓ ｉｎ ｓｕｃｃｅｓｓｉｏｎ ａｎｄ ｄｒｉｅｄ ｗｉｔｈ ａ ｂｌｏｗｅｒ． Ｔｈｅ ｂａｓｅ ｐｒｅｓｓｕｒｅ ｏｆ ｔｈｅ ｃｈａｍｂｅｒ ｂｅｆｏｒｅ ｄｅｐｏｓｉｔｉｏｎ ｗａｓ ｐｕｍｐｅｄ ｔｏ １．０ｘ ｌ０－ｊ Ｐａ．ａｎｄ ｔｈｅ ｄｅｐｏｓｉｔｉｏｎ ｐｒｅｓｓｕｒｅ １．０ Ｐａ ｗａｓ ｒｅａｃｈｅｄ ｗｉｔｈ ａ ｃｏｎｓｔａｎｔ ｆｌｏｗ ｏｆ Ａｒ ｇａｓ．Ｔｈｅ ｓｕｂｓｔｒａｔｅｓ ｗｅｒｅ ＤＣ ｓｐｕｔｔｅｒ．ｃｌｅａｎｅｄ ｆｏｒ １ ５ ｍｉｎ ａｔ ａ ｂｉａｓ ｖｏｌｔａｇｅ ｏｆ—ｌ ０００ Ｖ ｗｉｔｈ ｄｕｔｙ ｃｙｃｌｅ ｏｆ ５０％．Ｔｈｅｎ ｔｈｅ ｉｎｔｅｒｌａｙｅｒｓ ｏｆ Ｔｉ ｗｅｒｅ ｐｒｅ—ｄｅｐｏｓｉｔｅｄ ｔｏ ｉｍｐｒｏｖｅ ｔｈｅ ａｄｈｅｓｉｏｎ ｂｅｔｗｅｅｎ ｔｈｅ ｓｕｂｓｔｒａｔｅｓ ａｎｄ ＧＬＣ ｆｉｌｍｓ．Ｔｈｅ Ｔｉ ｔａｒｇｅｔ ｃｕｒｒｅｎｔ ｗａｓ ２．０ Ａ，ｗｈｉｌｅ ｔｈｅ ｂｉａｓ ｖｏｌｔａｇｅ ｗａｓ－５００ Ｖ ｗｉｔｈ ｄｕｔｙ ｃｙｃｌｅ ｏｆ ５０％． Ｏｎ ｔｈｅ ｔｏｐ ｏｆ ｔｈｅ Ｔｉ ｉｎｔｅｒｌａｙｅｒｓ．ＧＬＣ ｆｉｌｍｓ ｗｅｒｅ ｄｅｐｏｓｉｔｅｄ ｗｉｔｈ ｉｎｃｏｒｐｏｒａｔｉｏｎ ｏｆ Ｔｉ．Ｄｉｆｆｅｒｅｎｔ ｍｉｄ．ｆｒｅｑｕｅｎｃｙ ｃｕｒｒｅｎｔｓ ｗｅｒｅ ａｐｐｌｉｅｄ ｔｏ ｔｈｅ Ｔｉ ｔａｒｇｅｔｓ ｔｏ ａｄｉｕｓｔ ｔｈｅ Ｔｉ ｃｏｎｔｅｎｔ ｉｎ ｔｈｅ ＧＬＣ ｆｉｌｍｓ． Ｔｈｅ ｄｅｔａｉｌｅｄ ｄｅｐｏｓｉｔｉｏｎ ｐａｒａｍｅｔｅｒｓ ｗｅｒｅ ａｓ ｆｏｌｌｏｗｓ：ａｎ ａｐｐｌｉｅｄ ＤＣ ｃｕｒｒｅｎｔ ｏｆ １ Ｉ２ Ａ ｔｏ ｇｒａｐｈｉｔｅ ｔａｒｇｅｔ．ａｎ ａｐｐｌｉｅｄ ｍｉｄ—ｆｒｅｑｕｅｎｃｙ ｃｕｒｒｅｎｔ ｉｎｃｒｅａｓｅｄ ｆｒｏｍ ０ ｔｏ １．０ Ａ ｔｏ Ｔｉ ｔａｒｇｅｔｓ．ａ ｄｅｐｏｓｉｔｉｏｎ ｂｉａｓ ｖｏｌｔａｇｅ ｏｆ一３Ｏ０Ｖ（ｄｕｔｙ ｃｙｃｌｅ ５０％），Ａｒ ｇａｓ ｆｌｏｗ ｒａｔｅ ｏｆ ５０ ｍＬ／ｍｉｎ ａ ｄｅｐｏｓｉｔｉｏｎ ｐｒｅｓｓｕｒｅ ｏｆ １ Ｐａ ａｎｄ ａ ｄｅｐｏｓｉｔｉｏｎ ｔｉｍｅ ｏｆ １ ００ ｍｉｎ． Ｔｈｅ ｍｉｃｒｏｓｔｒｕｃｔｕｒｅｓ ｏｆ ｔｈｅ ａｓ—ｄｅｐｏｓｉｔｅｄ Ｔｊ—ＧＬＣ ｉｆｌｍｓ ｗｅｒｅ ｃｈａｒａｃｔｅｒｉｚｅｄ ｂｙ Ｒａｍａｎ ｓｐｅｃｔｒｏｓｃｏｐｙ （Ｒａｍａｎ，ＨＲ８００ Ｒａｍａｎ ｓｐｅｃｔｒｏｓｃｏｐｉｃ ｍｅａｓｕｒｅｍｅｎｔ）， Ｘ—ｒａｙ ｐｈｏｔｏｅｌｅｃｔｒｏｎ ｓｐｅｃｔｒｏｓｃｏｐｙ（ＸＰＳ，Ｐｅｒｋｉｎ—Ｅｌｍｅｒ ＰＨ１－５７０２ ｍｕｌｔｉ．ｆｕｎｃｔｉｏｎａｌ Ｘ．ｒａｙ ｐｈｏｔｏｅｌｅｃｔｒｏｎ ｓｐｅｃｔｒｏｓｃｏｐｅ），Ｘ—ｒａｙ ｄｉｆｆｒａｃｔｉｏｎ（ＸＲＤ，Ｒｉｇａｋｕ Ｄｍａｘ ２４００ Ｘ—ｒａｙ ｄｉｆｒａｃｔ ｍｅｔｅｒ）． ｓｃａｎｎｉｎｇ ｅｌｅｃｔｒｏｎ ｍｉｃｒｏｓｃｏｐｙ（ＳＥＭ ＪＳＭ－６７０ １ ｓｃａｎｎｉｎｇ ｅｌｅｃｔｒｏｎ ｍｉｃｒｏｓｃｏｐｅ）ａｎｄ ａｔｏｍｉｃ ｆｏｒｃｅ ｍｉｃｒｏｓｃｏｐｙ ｆＡＦＭ． ＳＰＭ－９５００ ａｔｏｍｉｃ ｆｏｒｃｅ ｍｉｃｒｏｓｃｏｐｅ）．Ｔｈｅ ｗｏｍ ｍｏｒｐｈｏｌｏｇｙ ｏｆ ｔｈｅ ｃｏｎｔａｃｔ ｓｕｒｆａｃｅｓ ｏｆ ｍａｔｉｎｇ ｂａｌｌｓ ｗｅｒｅ ｉｎｖｅｓｔｉｇａｔｅｄ ｂｙ ａ ＪＳＭ－５６００ ＳＥＭ． Ｎａｎｏｈａｒｄｎｅｓｓ ｏｆ ｅａｃｈ Ｔｉ－ＧＬＣ ｆｉｌｍ ｗａｓ ｍｅａｓｕｒｅｄ ｂｙ ａ Ｎａｎｏｔｅｓｔ６００ ｎａｎｏｉｎｄｅｎｔｅｒ ａＤｐａｒａｔｕｓ（Ｍｉｃｒｏ Ｍａｔｅｒｉａｌｓ Ｌｔｄ．，ＵＫ）．Ａｔｉｅｒ ｍｅａｓｕｒｉｎｇ ｔｈｅ ｂｅｎｄｉｎｇ ｏｆ ｔｈｅ ｃｏａｔｅｄ Ｓｉ ｓｕｂｓ仃ａｔｅｓ ｗｉｔｈ ａ ｓｕｒＮｃｅ ｐｒｏｆｉｌｏｍｅｔｅｒ，ｔｈｅ ｗｈｉｃｈ ｗｅｒｅ ｏｂｔａｉｎｅｄ ｕｓｉｎｇ ａ ｎｏｎ．ｃｏｎｔａｃｔ ３Ｄ ｓｕｒＮｃｅ ｐｒｏｆｉｌｅｒ（ｍｏｄｅｌ ＭｉｃｒｏＭＡＸＴＭ．ｍａｄｅ ｂｙ ＡＤＥ Ｐｈａｓｅ Ｓｈｉｔｆ，Ｔｕｃｓｏｎ，ＡＺ，ＵＳＡ）．Ｔｈｅｎ ｔｈｅ ｓｐｅｃｉｉｆｃ ｗｅａｒ ｒａｔｅｓ ｏｆ ａｌｌ ｔｈｅ ｆｉｌｍｓ ｗｅｒｅ ｃａｌｃｕｌａｔｅｄ ｕｓｉｎｇ ｔｈｅ ｅｑｕａｔｉｏｎ： Ｋ＝Ｖ／（ＳＦ）［２０］，ｗｈｅｒｅ Ｖｉｓ ｔｈｅ ｗｅａｒ ｖｏｌｕｍｅ ｉｎ ｍ ，Ｓ ｉｓ ｔｈｅ ｔｏｔａｌ ｓｌｉｄｉｎｇ ｄｉｓｔａｎｃｅ ｉｎ ｍ ａｎｄ Ｆ ｉｓ ｔｈｅ ｎｏｒｍａＩｌｐａｄ ｉｎ Ｎ．Ｔｈｅ ｒｅｓｕｌｔｅｄ ｓｐｅｃｉｆｉｃ ｗｅａｒ ｒａｔｅ ｏｆ ｅａｃｈ ｆｉｌｍ ｗａｓ ｏｂｔａｉｎｅｄ ｂｙ ａｖｅｒａｇｉｎｇ ｆｏｕｒ ｗｅａｒ ｔｅｓｔｓ ｕｎｄｅｒ ｔｈｅ ｓａｍｅ ｃｏｎｄｉｔｉｏｎ． ３ Ｒｅｓｕｌｔｓ ａｎｄ ｄｉｓｃｕｓｓｉｏｎ ３．１ ＭｉｃｒＯｓｔｒｕｃｔｕｒｅ ｏｆ Ｔｉ—ＧＬＣ ｆｉｌｍｓ Ｒａｍａｎ ｓｐｅｃｔｒｏｓｃｏｐｙ ｉｓ ａ ｓｔａｎｄａｒｄ ｔｏｏｌ ｆｏｒ ｔｈｅ ｃｈａｒａｃｔｅｒｉｚａｔｉｏｎ ｏｆ ｃａｒｂｏｎ ｍａｔｅｒｉａｌｓ『２ １ １．Ｔｙｐｉｃａｌ Ｒａｍａｎ ｓｐｅｃｔｒｕｍ ｏｆ ａ—Ｃ ｕｓｕａｌｌｙ ｓｈｏｗｓ ａ Ｄ ｐｅａｋ ａｎｄ ａ Ｇ ｐｅａｋ， ｗｈｉｃｈ ｌｉｅ ａｔ ａｒｏｕｎｄ １ ３５０ ａｎｄ １ ５６０ ｃｍ－ ．ｒｅｓｐｅｃｔｉｖｅｌｙ 『２２—２４１．Ｔｈｅ Ｇ ｐｅａｋ ｉｓ ｄｕｅ ｔｏ ｔｈｅ ｂｏｎｄ ｓｔｒｅｔｃｈｉｎｇ ｏｆ ａｌｌ ｐａｉｒｓ ｏｆ ｓｐ ａｔｏｍｓ ｉｎ ｂｏｔｈ ｒｉｎｇｓ ａｎｄ ｃｈａｉｎｓ．ｗｈｉｌｅ ｔｈｅ Ｄ Ｄｅａｋ ｉｓ ｄｕｅ ｔｏ ｔｈｅ ｂｒｅａｔｈｉｎｇ ｍｏｄｅｓ ｏｆ ｓｐ ａｔｏｍｓ ｉｎ ｒｉｎｇｓ 『２４１．Ｂｅｃａｕｓｅ ｏｆ ｔｈｅ ｄｉｆｆｅｒｅｎｔ ｒａｔｉｏｓ ｏｆ ｓｐ ｂｏｎｄｓ ｏｒ ｓｐ ｂｏｎｄｓ ｉｎ ｖａｒｉｏｕｓ ａ—Ｃ ｆｉｌｍｓ．ｔｈｅ ｌｏｃａｔｉｏｎ ａｎｄ ｉｎｔｅｎｓｉｔｙ ｏｆ ｔｈｅ ｔｗｏ ｐｅａｋｓ ａｒｅ ｄｉｆｆｅｒｅｎｔ．Ｔｈｅ ｅｎｈａｎｃｅｍｅｎｔ ｏｆ Ｄ ｐｅａｋ ａｎｄ ｔｈｅ ｎｃｒｅａｓｅ ｏｆ ｓｐｅｃｔｒｕｍ ｉｎｔｅｎｓｉｔｙ ｒａｔｉｏ ＩＤｆＩＧ ｃａｎ ｂｅ ｃｏｎｓｉｄｅｒｅｄ ｔｈｅ ｅｖｉｄｅｎｃｅ ｏｆ ｔｈｅ ｉｎｃｒｅａｓｅ ｉｎ ｇｒａｐｈｉｔｅ ｓｔｒｕｃｔｕｒｅ（ｓｐ ｂｏｎｄ），ｗｈｉｃｈ ｗａｓ ａｌｓｏ ｎａｍｅｄ ａｓ ｇｒａｐｈｉｔｉｚａｔｉｏｎ ｆｏｒ ｔｈｅ ａ．Ｃ ｆｉｌｍｓ『２５，２６１．Ｔｈｅ Ｒａｍａｎ ｓｐｅｃｔｒａ ｏｆ ｔｈｅ ａｓ．ｄｅｐｏｓｉｔｅｄ Ｔｉ—ＧＬＣ ｆｉｌｍｓ ａｒｅ ｓｈｏｗｎ ｉｎ Ｆｉｇ．１．Ａｓ ｓｈｏｗｎ ｉｎ Ｆｉｇ．１，ｔｈｅ ｉｎｔｅｎｓｉｔｙ Ｏｆ Ｄ ｐｅａｋ ｉｎｃｒｅａｓｅｓ ｄｒａｓｔｉｃａｌｌｙ ｗｉｔｈ ｉｎｃｒｅａｓｉｎｇ ｔｈｅ ｍｉｄ．ｆｒｅｑｕｅｎｃｙ ｃｕｒｒｅｎｔ ｏｎ Ｔｉ ｔａｒｇｅｔｓ，ａｎｄ ｔｈｅ ｖａｌｕｅ ｏｆ ＩＤｆＩＧ ｓｈｏｗｎ ｉｎ Ｆｉｇ． ２ ｇｒｅａｔｌｙ ｉｎｃｒｅａｓｅｓ ｆｒｏｍ １．７ ｔ０ ４．０ ａｓ ｔｈｅ Ｔｉ ｔａｒｇｅｔ ｃｕｒｒｅｎｔ ｎｃｒｅａｓｅｓ ｆｒｏｍ ０ ｔｏ ０．８ Ａ、ａｎｄ ｔｈｅｎ ｔｈｅ ｖａｌｕｅ ＩｎｆＩＲ ｓｕｄｄｅｎｌｙ ｉｎｃｒｅａｓｅｓ ｔｏ １ ０．０ ａｓ ｔｈｅ Ｔｉ ｔａｒｇｅｔ ｃｕｒｒｅｎｔ ｉｎｃｒｅａｓｅｓ ｔｏ １．０ Ａ，ｗｈｉｃｈ ｉｎｄｉｃａｔｅｓ ｔｈａｔ ｔｈｅ ｒａｔｉｏ ｏｆ ｓ ｂｏｎｄｓ ｉｎｃｒｅａｓｅｓ ｉｎ ｔｈｅ ｍｅａｎｔｉｍｅ．Ｔｈｅ ｗｅａｋｅｎｅｄ Ｒａｍａｎ ｓｉｇｎａｌｓ ｏｆ ｔｈｅ ｆｉｌｍｓ ｗｉｔｈ ｈｉｇｈ Ｔｉ ｔａｒｇｅｔ ｃｕｒｒｅｎｔ ｍｉｇｈｔ ｂｅ ｒｅｌａｔｅｄ ｔｏ ｔｈｅ ｄｅｃｒｅａｓｅ ｏｆ ｔｈｅ ｃａｒｂｏｎ ｉｎｓｉｄｅ ｔｈｅ ａｓ—ｄｅｐｏｓｉｔｅｄ ｆｉｌｍｓ．Ｔｈｅ ｗｅａｋｅｎｅｄ Ｒａｍａｎ ｓｉｇｎａｌｓ ｏｆ ｔｈｅ ｉｆｌｍｓ ｗｉｔｈ ｈｉｇｈ Ｔｉ ｔａｒｇｅｔ ｃｕｒｒｅｎｔ ｍｉｇｈｔ ｂｅ ｒｅｌａｔｅｄ ｔｏ ｔｈｅ ｄｅｃｒｅａｓｅ ｏｆ ｈｔｅ ｃａｒｂｏｎ ｉｎｓｉｄｅ ｔｈｅ ａｓ—ｄｅｐｏｓｉｔｅｄ ｆｉｌｍｓ． Ｔｈｅ Ｃ１ｓ ｓｐｅｃｔｒａ ｏｆ Ｔｉ—ＧＬＣ ｆｉｌｍｓ ｗｉｔｈ ｄｉｆｅｒｅｎｔ Ｔｉ ｔａｒｇｅｔ ｃｕｒｒｅｎｔｓ ａｃｑｕｉｒｅｄ ｆｒｏｍ ｔｈｅ ＸＰＳ ａｎａｌｙｓｉｓ ａｒｅ ｓｈｏｗｎ ｉｎ Ｆｉｇ．３．Ｉｔ ｃａｎ ｂｅ ｃｌｅａｒｌｙ ｓｅｅｎ ｔｈａｔ ｔｈｅ ｂｏｎｄ ｓｈｉｆｔｓ ｌ３７４ ＷＡＮＧ Ｙｏｎｇ—ｘｉｎ，ｅｔ ａｌ／ＴｒａｎｓＮｏｎｆｅｒｒｏｕｓ Ｍｅｔ．Ｓｏｃ．Ｃｈｉｎａ ２２（２０１２１ １３７２—１３８０ ．Ｒａｍａｎ ｓｈｉｆｔ／ｃｍ一１ Ｆｉｇ．１ Ｒａｍａｎ ｓｐｅｃｔｒａ ｏｆ Ｔｉ—ＧＬＣ ｆｉｌｍｓ ａｔ ｄｉｆｆｅｒｅｎｔ Ｔｉ ｔａｒｇｅｔ ｃｕｒｒｅｎｔｓ ２０ １６ １２ ８ ４ Ｏ ０ Ｔｉ ｔａｒｇｅｔ ｃｕｒｒｅｎｔ／Ａ Ｆｉｇ．２ Ｉ ＩＧ ａｎｄ ｒａｔｉｏ ｏｆ ｓｐ２ ｂｏｎｄｓ ｉｎ ｃａｒｂｏｎ ｏｆ Ｔｉ—ＧＬＣ ｆｉｌｍｓ ｔｏｗａｒｄｓ ｌｏｗｅｒ ｂｉｎｄｉｎｇ ｅｎｅｒｇｙ ｗｉｔｈ ｔｈｅ ｉｎｃｒｅａｓｅ ｏｆ Ｔｉ ｔａｒｇｅｔ ｃｕｒｒｅｎｔ，ｗｈｉｃｈ ｉｎｄｉｃａｔｅｓ ｔｈａｔ ｔｈｅ ｒａｔｉｏ ｏｆ ｓｐ ｂｏｎｄ ｉｎ ｃａｒｂｏｎ ｉｎｃｒｅａｓｅｓ ｄｕｅ ｔｏ ｔｈｅ ｒｅｌａｔｉｖｅｌｙ ｌｏｗ ｂｉｎｄｍｇ ｅｎｅｒｇｙ ｏｆ ｓｐ （２８４．４ ｅＶ）ｃｏｍｐａｒｅｄ ｗｉｔｈ ｓｐ ｂｏｎｄ ｆ２８５．２ ｅＶ）［２７，２８］．Ｉｎ ｄｅｔａｉｌ，ｓｉｎｃｅ ｔｈｅ ｉｎｔｅｎｓｉｔｙ ｏｆ ｔｈｅ ｂｉｎｄｉｎｇ ｅｎｅｒｇｙ ｉｓ ｌｉｎｅａｒｌｙ ｐｒｏｐｏｒｔｉｏｎａｌ ｔｏ ｔｈｅ ｆｒａｃｔｉｏｎ ｏｆ ｓｐ ａｎｄ ｓｐ ｂｏｎｄｓ．ｔｈｅ ｒａｔｉｏ ｏｆ ｔｈｅ ｓｐ ｂｏｎｄ ｏｆ ｔｈｅ ｃａｒｂｏｎ ｉｎｓｉｄｅ ｔｈｅ ａｓ．ｄｅｐｏｓｉｔｅｄ Ｔｉ－ＧＬＣ ｆｉｌｍｓ ｃａｎ ｂｅ ｃａｌｃｕｌａｔｅｄ ａｐｐｒｏｘｉｍａｔｅｌｙ ａｆｔｅｒ ｐｅａｋ ｆｉｔｔｉｎｇ ｓｈｏｗｎ ｉｎ Ｆｉｇ．２．Ｔｈｅ ｒｅｓｕｌｔ ｓｈｏｗｓ ｔｈａｔ ｔｈｅ ｒａｔｉｏ ｏｆ ｓｐ ｂｏｎｄｓ ｉｎｃｒｅａｓｅｓ ｆｒｏｍ ６１％ｔＯ ８２％ｗｉｔｈ ｔｈｅ Ｔｉ ｔａｒｇｅｔ ｃｕｒｒｅｎｔ ｉｎｃｒｅａｓｉｎｇ ｆｒｏｍ ０ ｔＯ １．０ Ａ．Ｔｈｉｓ ｒｅｓｕｌｔ ｓｕｐｐｏｒｔｓ ｔｈｅ Ｒａｍａｎ ａｎａｌｙｓｉｓ． ｉｎｄｉｃａｔｉｎｇ ｔｈｅ ｇｒａｐｈｉｔｉｚａｔｉｏｎ ｅｆｆｅｃｔ ｏｆ ＧＬＣ ｆｉｌｍｓ ｄｕｒｉｎｇ ｔｈｅ Ｔｉ ｔａｒｇｅｔ ｃｕｒｒｅｎｔ ｉｎｃｒｅａｓｉｎｇ．ｗｈｉｃｈ ｃａｎ ｂｅ ａｔｔｒｉｂｕｔｅｄ ｔｏ ｔｈｅ ｆｏｌｌｏｗｉｎｇ ｔｗｏ ｆａｃｔｏｒｓ．Ｏｎｅ ｉｓ ｔｈｅ ｉｎｃｒｅａｓｅ ｏｆ Ｂｉｎｄｉｎｇ ｅｎｅｒｇｙ／ｅＶ Ｆｉｇ．３ Ｃｌｓ ｓｐｅｃｔｒａ ｏｆＴｉ—ＧＬＣ ｆｉｌｍｓ ａｔ ｄｉｆｅｒｅｎｔ ｃｕｒｒｅｎｔｓ ｔｅｍｐｅｒａｔｕｒｅ ｒｅｓｕｌｔｉ踟 ｎｇ ｒｆ印 ｏｍ ∞ ｔｈｅ ｅｎｈａ加 ｎｃｅｄ ｉｏｎｓ ｂｏｍｂａｒｄｉｎｇ；ｔｈｅ ｏｔｈｅｒ ｉｓ ｔ／ｐｕｏｃＩＮｄｓＪ００甚 ｈｅ ｉｎｃｏｒｐｏｒａｔｉｏｎ ｏｆ Ｔｉ ｉｎ ｃａｒｂｏｎ ｍａｔｒｉｘ［２９１．Ｆｉｇｕｒｅ ４ ｄｅｍｏｎｓｔｒａｔｅｓ ｔｈａｔ ｔｈｅ ｔｅｍｐｅｒａｔｕｒｅ ｉｎｓｉｄｅ ｔｈｅ ｖａｃｕｕｍ ｃｈａｍｂｅｒ ａｎｄ ｔｈｅ ｃｏｎｔｅｎｔ ｏｆ Ｔｉ ｉｎ Ｔｉ－ＧＬＣ ｆｉｌｍ ｂｏｔｈ ｉｎｃｒｅａｓｅ ｗｉｔｈ ｔｈｅ ｉｎｃｒｅａｓｅ ｏｆ Ｔｉ ｔａｒｇｅｔ ｃｕｒｒｅｎｔ．Ａｓ ｓｈｏｗｎ ｉｎ Ｆｉｇ．４，ｔｈｅ ｔｅｍｐｅｒａｔｕｒｅ ｉｎ ｔｈｅ ｖａｃｕｕｍ ｃｈａｍｂｅｒ ｉｎｃｒｅａｓｅｓ ｆｒｏｍ ａｐｐｒｏｘｉｍａｔｅｌｙ ５８ ｔｏ １０５。Ｃ ａｓ ｔｈｅ Ｔｉ ｔａｒｇｅｔ ｃｕｒｒｅｎｔ ｉｎｃｒｅａｓｅｓ ｆｒｏｍ ０ ｔｏ １．０ Ａ． Ｓｉｎｃｅ ｔｈｅ ｈｅａｔ ｔｒａｎｓｍｉｓｓｉｏｎ ｉｎ ｖａｃｕｕｍ ｉｓ ｖｅｒｙ ｌｉｍｉｔｅｄ． ｔｈｅ ｔｅｍｐｅｒａｔｕｒｅ ｏｎ ｔｈｅ ｓｕｒｆａｃｅ ｓｈｏｕｌｄ ｂｅ ｒｅｌａｔｉｖｅｌｙ ｈｉｇｈ． Ｔｈｅ ｅｎｈａｎｃｅｄ ｔｅｍｐｅｒａｔｕｒｅ ｄｕｒｉｎｇ ｔｈｅ ｄｅｐｏｓｉｔｉｏｎ ｐｒｏｃｅｓｓ １ｅａｄｓ ｔｏ ｔｈｅ ｔｒａｎｓｆｏｒｍａｔｉｏｎ ｆｒｏｍ ｓｐ ｂｏｎｄ ｔｏ ｓｐ ｂｏｎｄ ｓｉｎｃｅ ｔｈｅ ｓｐ ｃａｒｂｏｎ ｐｈａｓｅ ｉｓ ｔｈｅｒｍｏｄｙｎａｍｉｃａｌｌｙ ｌｅｓｓ ｓａｔｂｌｅ ｔｈａｎ ｔｈｅ ｓｐ ｃａｒｂｏｎ ｐｈａｓｅ［３０］，ｐｒｏｍｏｔｉｎｇ ｔｈｅ ｉｎｃｒｅａｓｅ ｏｆ ｓｐ ｂｏｎｄｓ ｉｎ ｃａｒｂｏｎ ｍａｔｒｉｘ．Ｉｎ ａｎｏｔｈｅｒ ｖｉｅｗ ｐｏｉｎｔ，ｈｉｇｈｅｒ ｔａｒｇｅｔ ｃｕｒｒｅｎｔ ｓｕｐｐｌｉｅｓ ｍｏｒｅ Ｔｉ ｉｏｎｓ ｉｎｃｏｒｐｏｒａｔｅｄ ｉｎ ａ－Ｃ ｆｉｌｍｓ ｗｈｉｃｈ ｃａｎ ｃａｕｓｅ ｄａｍａｇｅ ｂｙ ｂｒｅａｋｉｎｇ ｓｏｍｅ ｏｆ ｈｔｅ ｓｐ ｂｏｎｄｓ．１ｅａｄｉｎｇ ｔｏ ｔｈｅ ｆｏｒｍａｔｉｏｎ ｏｆ ａ ｓｔａｂｌｅ ｓｐ￣－ｂｏｎｄｅｄ ｐｈａｓｅ．Ｔｈｅ ｃｏｎｔｅｎｔｓ ｏｆ Ｔｉ ｉｎ ｔｈｅ ａｓ—ｄｅｐｏｓｉｔｅｄ Ｔｉ—ＧＬＣ ｆｉｌｍｓ ｃａｌｃｕｌａｔｅｄ ｆｒｏｍ ｔｈｅ ＸＰＳ ａｎａｌｙｓｉｓ ａｒｅ ａｌｓｏ ｓｈｏｗｎ ｉｎ Ｆｉｇ．４．Ａｓ ｓｅｅｎ ｆｒｏｍ Ｆｉｇ．４， ｔｈｅ ｃｏｎｔｅｎｔ ｏｆ Ｔｉ ｉｎｃｒｅａｓｅｓ ｆｒｏｍ ０ ｔｏ ２０％ａｓ ｔｈｅ Ｔｉ ｔａｒｇｅｔ ｃｕｒｒｅｎｔ ｉｎｃｒｅａｓｅｓ ｆｒｏｍ ０ ｔｏ １．０ Ａ．ｔｈｅｒｅｂｙ ｔｏ ｉｎｃｒｅａｓｅ ｔｈｅ ｒａｔｉｏ ｏｆ ｓｐ ｂｏｎｄｓ ｉｎ ｔｈｅ ｃａｒｂｏｎ ｍａｒｘ『３ １］． ｌ２０ １０Ｏ ８０ ０ ６０彗 ４Ｏ Ｑ ２０ Ｏ Ｔｉｔａｒｇｅｔ ｃｕｒｒｅｎｔ／Ａ Ｆｉｇ．４ Ｃｏｎｔｅｎｔ ｏｆ Ｔｉ ｉｎ Ｔｉ—ｆｉｌｍｓ ａｎｄ ｔｅｍｐｅｒａｔｕｒｅ ｉｎ ｖａｃｕｕｍ ｃｈａｍｂｅｒ ＷＡＮＧ Ｙｏｎｇ—ｘｉｎ，ｅｔ ａｌ／Ｔｒａｎｓ．Ｎｏｎｆｅｒｒｏｕｓ Ｍｅｔ．Ｓｏｃ．Ｃｈｉｎａ ２２（２０１２）１３７２—１３８０ ≈ ０／ｓ器叩朋Ｉ１０蠹Ｚ １３７７ ∞ 加 ｍ ８ ６ ４尝 吕 詈 ２ Ｃｕｒｒｅｎｔ／Ａ Ｆｉｇ．９ Ｎａｎｏｈａｒｄｎｅｓｓｅｓ ａｎｄ ｉｎｔｅｒｎａｌ ｓｔｒｅｓｓ ｏｆＴｉ—ＧＬＣ ｆｉｌｍｓ ｃｕｒｒｅｎｔ ｉｎｃｒｅａｓｅｓ ｆｒｏｍ ０ ｔｏ ０．４ Ａ ｄｕｅ ｔｏ ｔｈｅ ｅｘｏｔｉｃ ｅｌｅｍｅｎｔ ｏｆ Ｔｉ ｅｍｂｅｄｄｅｄ ｉｎ ｔｈｅ ｃａｒｂｏｎ ｍａｔｒｉｘ ｉｎｃｒｅａｓｅｓ ｆｒｏｍ ０ ｔｏ １ ０％．Ｔｈｅ ｅｎｈａｎｃｅｄ ｃｏｍｐｒｅｓｓｉｖｅ ｉｎｔｅｒｎａｌ ｓｔｒｅｓｓ ｉｎｃｒｅａｓｅｄ ｃｏｈｅｓｉｏｎ ｏｆ ｔｈｅ ａｓ．ｄｅｐｏｓｉｔｅｄ ＧＬＣ ｆｉｌｍ， ｒｅｓｕｌｔｉｎｇ ｉｎ ｔｈｅ ｈｉｇｈ ｒｅｓｉｓｔａｎｃｅ ｕｎｄｅｒ ｐｒｅｓｓｕｒｅ．Ｔｈｕｓ ｔｈｅ ｈａｒｄｎｅｓｓ ｏｆ ｔｈｅ ｆｉｌｍ ｗａｓ ｉｎｃｒｅａｓｅｄ ｗｉｔｈ ｔｈｅ ｉｎｃｒｅａｓｅ ｏｆ ｔｈｅ ｃｏｍｐｒｅｓｓｉｖｅ ｉｎｔｅｒｎａｌ ｓｔｒｅｓｓ．Ｈｏｗｅｖｅｒ，ｔｈｏｕｇｈ ｔｈｅ ｃｏｎｔｅｎｔ ｏｆ Ｔｉ ｉｎｃｒｅａｓｅｓ ｇｒａｄｕａｌｌｙ，ｔｈｅ ｃｏｍｐｒｅｓｓｉｖｅ ｉｎｔｅｒｎａｌ ｓｔｒｅｓｓ ｄｏｅｓ ｎｏｔ ｉｎｃｒｅａｓｅ ａｆｔｅｒ Ｔｉ ｔａｒｇｅｔ ｃｕｒｒｅｎｔ ｉｎｃｒｅａｓｅｓ ｔｏ ０．６ Ａ，ａｓ ｓｅｅｎ ｉｎ Ｆｉｇ．９，ｗｈｉｃｈ ｃａｎ ｂｅ ａｔｔｒｉｂｕｔｅｄ ｔｏ ｔｈｅ ｗｅｌｌ ｌｉｎｋｉｎｇ ｂｅｔｗｅｅｎ ｔｈｅ Ｔｉ ａｔｏｍｓ ａｎｄ ｔｈｅ ｃａｒｂｏｎ ｍａｔｒｉｘ ｄｕｅ ｔｏ ｔｈｅ ｆｏｒｍａｔｉｏｎ ｏｆ ＴｉＣ．Ｔｈｅ ｃｈａｎｇｅｌｅｓｓ ｃｏｍｐｒｅｓｓｉｖｅ ｉｎｔｅｒｎａｌ ｓｔｒｅｓｓ ｍａｄｅ ｔｈｅ ｎａｎｏｈａｒｄｎｅｓｓ ｖａｒｙ ｓｌｉｇｈｔｌｙ ａｆｔｅｒ ｔｈｅ Ｔｉ ｔａｒｇｅｔ ｃｕｒｒｅｎｔ ｉｎｃｒｅａｓｅｓ ｔｏ ０．６ Ａ．Ｔｈｅ ｈｉｇｈｅｓｔ ｈａｒｄｎｅｓｓ ｏｆ ２４ ＧＰａ ｆｏｒ ｉｆｌｍ ｄｅｐｏｓｉｔｅｄ ｗｉｔｈ Ｔｉ ｔａｒｇｅｔ ｃｕｒｒｅｎｔ Ｏｆ １．０ Ａ ｍｉｇｈｔ ｂｅ ｒｅｌａｔｅｄ ｔｏ ｉｔｓ ｈｉｇｈ ｃｏｎｔｅｎｔ ｏｆ ｈａｒｄ ＴｉＣ ｐａｒｔｉｃｌｅｓ． Ｔｈｅ ｆｒｉｃｔｉｏｎ ｃｏｅｆｆｉｃｉｅｎｔｓ ｏｆ Ｔｉ—ＧＬＣ ｆｉｌｍｓ ｗｉｔｈ ｄｉｆｅｒｅｎｔ Ｔｉ ｔａｒｇｅｔ ｃｕｒｒｅｎｔｓ ｉｎ ｂｏｔｈ ｄｒｙ ａｎｄ ｗａｔｅｒ－ｌｕｂｒｉｃａｔｅｄ ｃｏｎｄｉｔｉｏｎｓ ａｒｅ ｓｈｏｗｎ ｉｎ Ｆｉｇ．１ ０．Ｉｎ ｄｒｙ—ｓｌｉｄｉｎｇ ｃｏｎｄｉｔｉｏｎ，ｉｔ ｃａｎ ｂｅ ｓｅｅｎ ｃｌｅａｒｌｙ ｔｈａｔ ｔｈｅ ｆｒｉｃｔｉｏｎ ｃｏｅｆｉｆｃｉｅｎｔ ｏｆ ｐｕｒｅ ＧＬＣ ｆｉｌｍ ｄｅｐｏｓｉｔｅｄ ｗｉｔｈｏｕｔ Ｔｉ ｉｓ ０．０６３．ａｎｄ ｔｈｅ ｆｒｉｃｔｉｏｎ ｃｏｅｆｉｆｃｉｅｎｔ ｏｆ ＧＬＣ ｄｏｐｅｄ ５％Ｔｉ ｕｓｉｎｇ Ｔｉ ｔａｒｇｅｔ ｃｕｒｒｅｎｔ Ｏｆ ０．２ Ａ ｉｓ ｒｅｄｕｃｅｄ ｔｏ ０．０４３ Ｈｏｗｅｖｅｒ，ｔｈｅ ｆｒｉｃｔｉｏｎ ｃｏｅｆｉｆｃｉｅｎｔ ｏｆ ｔｈｅ ａｓ．ｄｅｐｏｓｉｔｅｄ Ｔｉ—ＧＬＣ ｆｉｌｍｓ ｉｎｃｒｅａｓｅｓ ｔｏ ０．１ ０５ ｇｒａｄｕａｌｌｙ ａｓ ｔｈｅ Ｔｉ ｔａｒｇｅｔ ｃｕｒｒｅｎｔ ｉｎｃｒｅａｓｅｓ ｔｏ １．Ｏ Ａ．Ｔｈｉｓ ｖａｒｉａｔｉｏｎ ｏｆ ｆｒｉｃｔｉｏｎ ｃｏｅｍｃｉｅｎｔ ｍｉｇｈｔ ｂｅ ｒｅｌａｔｅｄ ｔｏ ｔｈｅ ｅｖｏｌｕｔｉｏｎ ｏｆ ｓｕｒｆａｃｅ ｒｏｕｇｈｎｅｓｓ ａｓ ｗｅｌｌ ａｓ ｔｈｅ ｍｉｃｒｏｓｔｒｕｃｔｕｒｅ ｏｆ ｔｈｅ ａｓ－ｄｅｐｏｓｉｔｅｄ ｆｉｌｍｓ．Ｃｏｍｐａｒｅｄ Ｆｉｇ．１ ０ ｗｉｔｈ Ｆｉｇ．７，ｔｈｅ ｖａｒｉａｔｉｏｎｓ ｏｆ ｒｏｕｇｈｎｅｓｓ ａｎｄ ｆｒｉｃｔｉｏｎ ｃｏｅｆｉｆｃｉｅｎｔ ｏｆ ｔｈｅ Ｔｉ—ＧＬＣ ｆｉｌｍｓ ｉｎ ａｍｂｉｅｎｔ ａｉｒ ａｒｅ ｓｉｍｉｌａｒ．Ｏｂｖｉｏｕｓｌｙ，１ｏｗ ｒｏｕｇｈｎｅｓｓ ｇｉｖｅｓ ｔｈｅ ｌｏｗ ｆｒｉｃｔｉｏｎ ｃｏｅｍｃｉｅｎｔ ｄｕｅ ｔｏ ｔｈｅ ｌｏｗ ｆｒｉｃｔｉｏｎ ｓｈｅａｒ ｒｅｓｉｓｔａｎｃｅ ｏｆ ｈｔｅ ｓｍｏｏｔｈ ｆｉｌｍ ｓｕｒｆａｃｅ． Ｈｏｗｅｖｅｒ，ｔｈｅ ｓｕｒｆａｃｅ ｒｏｕｇｈｎｅｓｓ ｏｆｗｅａｒ仃ａｃｋｓ ｗｉｌｌ ｂｅ ｃｈａｎｇｅｄ ｃｅｒｔａｉｎｌｙ ａｆｔｅｒ ｒｕｎｎｉｎｇ－ｉｎ ｐｅｒｉｏｄ．Ｈｅｒｅ，ｔｈｅ ｅｖｏｌｕｔｉｏｎ ｏｆ ｍｉｃｒｏｓｔｒｕｃｔｕｒｅ ｍｕｓｔ ｂｅ ｔｈｅ ｄｅｅｐ ｒｅａｓｏｎ ｔｏ ｔｈｅ ｄｅｖｅｌｏｐｉｎｇ ｏｆ ｆｒｉｃｔｉｏｎ ｃｏｅｆｉｆｃｉｅｎｔ ｉｎ ａｍｂｉｅｎｔ ａｉｒ．Ｗｉｔｈ ｔｈｅ ｉｎｃｒｅａｓｅ ｏｆ Ｔｉ ｔａｒｇｅｔ ｃｕｒｒｅｎｔ，ｔｈｅ ｇｒａｐｈｉｔｉｚａｔｉｏｎ ｅｆｆｅｃｔ ｆ０ｒ Ｔｉ—ＧＬＣ ｆｌｍｓ ｒｅｓｕｌｔｅｄ ｉｎ ｔｈｅ ｉｎｃｒｅａｓｅ ｏｆ ｔｈｅ ｓｐ ｂｏｎｄ ｉｎ ｃａｒｂｏｎ，ｗｈｅｒｅａｓ，ｔｈｅ ｃｏｎｔｅｎｔ ｏｆ Ｃ ｏｆ Ｔｉ ｄｅｃｒｅａｓｅｄ ｏｒ ｉｎｃｒｅａｓｅｄ．Ｔｈｅ ｉｎｃｒｅａｓｅ ｏｆ ｔｈｅ ｓｐ ｂｏｎｄ ｅｎｈａｎｃｅｄ ｔｈｅ ｓｏｌｉｄ １ｕｂｒｉｃａｔｉｎｇ ｅ疏ｃｔ ｏｆ ｔｈｅ ＧＬＣ ｆｉｌｍｓ ｄｕｅ ｔｏ ｔｈｅ ｗｅａｋ ａｄｈｅｓｉｏｎ ｏｆ兀ｂｏｎｄ ｉｎ ｓｐ２－ｈｙｂｒｉｚｅｄ ｃａｒｂｏｎ ｏｎ ｔｈｅ ｆｉｌｍ ｓｕｒｆａｃｅ．ｂｕｔ ｔｈｅ ｉｎｃｒｅａｓｅ ｏｆ Ｔｉ ｃｏｎｔｅｎｔ ｉｎ ｔｈｅ ｈｉｇｈ ｒａｎｇｅ ｗｉｌｌ ｉｎｃｒｅａｓｅ ｔｈｅ ｆｒｉｃｔｉｏｎ ｓｈｅａｒ ｒｅｓｉｓｔａｎｃｅ．Ｔｈｅ ｔｗｏ ｏｐｐｏｓｉｔｅ ｅｆｆｅｃｔｓ ｍａｋｅ ｔｈｅ ｌｏｗｅｓｔ ｆｒｉｃｔｉｏｎ ｃｏｅｆｆｉｃｉｅｎｔ ｏｆ Ｔｉ—ＧＬＣ ｆｉｌｍｓ ｐｅｒｆｏｔｉｎ ｗｈｅｎ ｔｈｅ Ｔｉ ｉｓ ｉｎｃｏｒｐｏｒａｔｅｄ ａｔ ａ ｌｏｗ ｔａｒｇｅｔ ｃｕｒｒｅｎｔ ｏｆ ０．２ Ａ． ０．１４ Ｏ．１２ ａ ０．１０ 甚 ８ ０．０８ ０ 堇０．０６ ０．０４ ０．０２ Ｃｕｒｒｅｎｔ／Ａ Ｆｉｇ．１０ Ｆｒｉｃｔｉｏｎ ｃｏｅｆｉｆｃｉｅｎｔｓ ｏｆ Ｔｉ—ＧＬＣ ｆｉｌｍｓ ａｔ ｄｉｆｆｅｒｅｎｔ Ｔｉ ｔａｒｇｅｔ ｃｕｒｒｅｎｔｓ Ｈｏｗｅｖｅｒ，ｔｈｅ ｆｒｉｃｔｉｏｎ ｃｏｅ伍ｃｉｅｎｔ ｏｆ Ｔｉ－ＧＬＣ ｆｉｌｍ ｉｎ ｗａｔｅｒ－ｌｕｂｒｉｃａｔｅｄ ｗｅａｒ ｃｏｎｄｉｔｉｏｎ ｉｎｃｒｅａｓｅｓ ｆｒｏｍ ０．０３６ ｔｏ ０．０７５ ｇｒａｄｕａｌｌｙ ａｓ ｔｈｅ Ｔｉ ｔｒａｇｅｔ ｃｕｒｒｅｎｔ ｉｎｃｒｅａｓｅｓ ｆｒｏｍ ０ ｔｏ １．０ Ａ．ａｓ ｓｅｅｎ ｆｒｏｍ Ｆｉｇ．１０．Ａｄｄｉｔｉｏｎａｌｌｙ，ｅａｃｈ ｏｆ ｔｈｅ ｆｒｉｃｔｉｏｎ ｃｏｅｆｉｆｃｉｅｎｔｓ ｉｎ ｗａｔｅｒ－ｌｕｂｒｉｃａｔｅｄ ｗｅａｒ ｃｏｎｄｉｔｉｏｎ ｉｓ ｌｏｗｅｒ ｔｈａｎ ｔｈａｔ ｉｎ ｄｒｙ．ｓｌｉｄｉｎｇ ｃｏｎｄｉｔｉｏｎ ｆｏｒ ｈｔｅ ｓａｍｅ ｆｉｌｍ． Ａ１１ ｃａｎ ｂｅ ａｔｔｒｉｂｕｔｅｄ ｔｏ ｔｈｅ ｍｕｔｕａｌ ｅｆｆｅｃｔ ｂｅｔｗｅｅｎ ｔｈｅ ｓｏｌｉｄ ｌｕｂｒｉｃａｔｉｎｇ ａｎｄ ｈｙｄｒａｕｌｉｃ １ｕｂｒｉｃａｔｉｎｇ．Ａｃｃｏｒｄｉｎｇ ｔｏ ｔｈｅ ｐｒｅｓｅｎｔ ｓｔｕｄｉｅｓ『３２，３３］，ｏｎｅ ｏｆ ｔｈｅ ｍｏｓｔ ｅｆｆｅｃｔｉｖｅ ｓｏｌｉｄ ｌｕｂｒｉｃａｔｉｎｇ ｅｆｆｅｃｔｓ ｏｆ ａｍｏｒｐｈｏｕｓ ｃａｒｂｏｎ ｗａｓ ｔｈｅ ｏｆｒｍａｔｉｏｎ ｏｆ仃ａｎｓｆｅｒｒｅｄ ｔｒｉｂｏｌａｙｅｒ ｏｎ ｍａｔｉｎｇ ｓｕｒｆａｃｅ． Ｆｒｏｍ Ｆｉｇ． １ｌ（ａ），ｔｈｅ ｔｈｉｃｋ ｌｕｂｒｉｃａｔｉｎｇ ｔｒａｎｓｆｅｒｒｅｄ ｔｒｉｂｏｌａｙｅｒ ｏｎ ｈｔｅ ｃｏｎｔａｃｔ ｓｕｒｆａｃｅ ｏｆ ｍａｔｉｎｇ Ｓｉ３Ｎ４ ｂａｌｌ ｃａｎ ｂｅ ｓｅｅｎ ｃｌｅａｒｌｙ ｗｈｅｎ ｓｌｉｄｉｎｇ ｉｎ ｄｒｙ ｃｏｎｄｉｔｉｏｎ．Ｂｕｔ ｏｎｌｙ ａ ｆｅｗ ｏｆ ｔｒａｎｓｆｅｒｒｅｄ ｍａｔｅｒｌ’ａｌｓ ｃａｎ ｂｅ ｓｅｅｎ ｏｎ ｔｈｅ ｅｄｇｅ ｏｆ ｔｈｅ ｗｅａｒ ｓｃａｒ ｏｆ ｔｈｅ ｍａｔｉｎｇ Ｓｉ３Ｎｄ ｂａｌｌ ｉｎ ｗａｔｅｒ．１ｕｂｒｉｃａｔｅｄ ｗｅａｒ ｃｏｎｄｉｔｉｏｎ（Ｆｉｇ．１ｌ（ｂ）），ｗｈｉｃｈ ｓｕｇｇｅｓｔｓ ｔｈａｔ ｗａｔｅｒ ｐｒｅｖｅｎｔｓ ｔｈｅ ｆｏｒｍａｔｉｏｎ ｏｆ ｔｈｅ仃ａｎｓｆｅｒｒｅｄ ｔｒｉｂｏｌａｙｅｒ， ｒｅｓｕｌｔｉｎｇ ｉｎ ｔｈｅ ｌｉｔｔｌｅ ｓｉｇｎｉｉｆｃａｎｃｅ ｏｆ ｂｏｎｄｉｎｇ ｓｔｒｕｃｔｕｒｅ ｉｎ ｃａｒｂｏｎ ｔｏ ｔｈｅ ｆｒｉｃｔｉｏｎ ｓｈｅａｒ ｒｅｓｉｓｔａｎｃｅ ｉｎ ｗａｔｅｒ－ｌｕｂｒｉｃａｔｅｄ ｗｅａｒ ｃｏｎｄｉｔｉｏｎ．Ｉｎ ａｄｄｉｔｉｏｎ，ｔｈｅ ｓｕｒｆａｃｅ ｒｏｕｇｈｎｅｓｓ ｃａｎｎｏｔ ａｆｆｅｃｔ ｔｈｅ ｆｒｉｃｔｉｏｎ ｃｏｅｆｆｌｃｉｅｎｔ ｏｆ ａｍｏｒｐｈｏｕｓ ｆｉｌｍｓ ｉｎ ｔｈｅ ｓｈｏｒｔ ｒｕｎｎｉｎｇ ｉｎ ｐｅｒｉｏｄ ｉｎ ｗａｔｅｒ．Ｔｈｅｒｅｆｏｒｅ．ｔｈｅ ｖａｒｉａｔｉｏｎ ｏｆ ｆｒｉｃｔｉｏｎ ｃｏｅｆｉｆｃｉｅｎｔ ｉｎ ｗａｔｅｒ－ｌｕｂｒｉｃａｔｅｄ ｃｏｎｄｉｔｉｏｎ ｉｓ ｏｎｌｙ ａｆｆｅｃｔｅｄ ｂｙ ｔｈｅ ｃｏｎｔｅｎｔ ｏｆ Ｃ ｏｒ Ｔｉ，ｗｈｉｃｈ ｍａｋｅｓ ｔｈｅ ｆｒｉｃｔｉｏｎ ｃｏｅｆｉｆｃｉｅｎｔ ｉｎｃｒｅａｓｅ ｇｒａｄｕａｌｌｙ ｗｉｔｈ ｔｈｅ ｄｅｃｒｅａｓｅ ｌ３８０ ＷＡＮＧ Ｙｏｎｇ－ｘｉｎ，ｅｔ ａｌ／Ｔｒａｎｓ．Ｎｏｎｆｅｒｒｏｕｓ Ｍｅｔ．Ｓｏｃ．Ｃｈｉｎａ ２２（２０１２）１３７２—１３８０ ｃｏｒｒｏｓｉｏｎ ａｎｄ ｔｒｉｂｏｌｏｇｉｃａｌ ｐｅｒｆｏｒｍａｎｃｅ［Ｊ Ｊｌ Ｎａｎｏｔｅｃｈｎｏｌｏｇｙ，２００６ １ ７：４６１４－４６２３． ＺＨＯＵ Ｈｕｉ—ｄｉ．ＬｒＵ Ｈｕｉ．ｗｅｎ．Ｔｒｉｂｏｃｈｅｍｉｃａ１ ｅｆｆｅｃｔｓ ｏｎ ｔｈｅ ｆｒｉｃｔｉｏｎ ａｎｄ ｗｅａｒ ｂｅｈａｇｉｏｒｓ ｏｆ ａ－Ｃ：Ｈ ａｎｄ ａ—Ｃ ｆｉｌｍｓ ｉｎ ｄｉｉｅｒｆｅｎｔ ｅｎｖｉｒｏｎｍｅｎｔ 『Ｊ１．Ｔｒｉｂｏｌ Ｉｎｔ，２００７，４０：１３２－１３８． ［２１］ ＰＩｓｃＡＮＥＣ Ｓ， ＭＡＵＲＩ Ｆ， ＦＥＲＲＡＲＩ Ａ Ｃ，ＬＡＺＺＥＲＩ Ｍ， ＲＯＢＥＲＴＳＯＮ Ｊ．Ａｂ ｉｎｉｔｉｏ ｒｅｓｏｎａｎｔ Ｒａｍａｎ ｓｐｅｃｔｒａ ｏｆ ｄｉｍｏｎｄ—ｌａｉｋｅ 【９］ ＲＯＮＫＡＩＮＥＮ Ｈ．ＶＡＲＪ１ Ｓ Ｓ．ＨＯＬＭＢＥＲＧ Ｋ．１ ｉｂｏｌｏｇｉｃａ１ ｐｅｒｆｏｒｍａｎｃｅ ｏｆｄｉｆｅｒｅｎｔ ＤＬＣ ｃｏａｔｉｎｇｓ ｉｎ ｗａｔｅｒ－ｌｕｂｒｉｃａｔｅｄ ｃｏｎｄｉｔｉｏｎｓ ．ｃａｒｂｏｎｓ［Ｊ］ｌ Ｄｉａｍｏｎｄ Ｒｅｌａｔ Ｍａｔｅｒ，２００５，１４：１０７８—１０８３． ［２２］ ＧＩＬＫＥＳ Ｋ ｗ Ｒ，ＰＲＡＷＥＲ Ｓ，ＮＵＧＥＮＴ Ｋ Ｗ，ＲＯＢＥＲＴＳＯＮ Ｊ， ＳＡＮＤＳ Ｈ Ｓ．Ｌ１ＦＳＨＩＴＺ Ｙ．ＳＨＩ Ｘ．Ｄｉｒｅｃｔ ｑｕａｎｔｉｔａｔｉｖｅ ｄｅｔｅｃｔｉｏｎ ｏｆ Ｗｅａｒ．２００１，２４９：２６７－２７１． ［１Ｏ］ ＬＡＣＥＲＤＡ Ｒ Ｇ，ＨＡＭＭＥＲ Ｐ，ＬＥＰＩＥＮＳＫＩ Ｃ Ｍ，ＡＬＶＡＲＥＺ Ｒ． ＭＡＲＱＵＥＳ Ｆ Ｃ．Ｈａｒｄ ｇｒａｐｈｉｔｉｃ－ｌｉｋｅ ａｍｏｒｐｈｏｕｓ ｃａｒｂｏｎ ｆｉｌｍｓ ｗｉｔｈ ｈｅ ｓｐ３ ｂｏｎｄｉｔｎｇ ｉｎ ｄｉｍｏｎｄ—ａｌｉｋｅ ｃａｒｂｏｎ ｆｉｌｍｓ ｕｓｉｎｇ ｕｌｔｒａｖｉｏｌｅｔ ａｎｄ ｈｉ曲ｓｔｒｅｓｓ ａｎｄ ｌｏｃａｌ ｍｉｃｒｏｓｃｏｐｉｃ ｄｅｎｓｉｔｙ［Ｊ］ｌ Ｊ Ｖａｃ Ｓｃｉ Ｔｅｃｈｎｏｌ Ａ， ２００１．１９：９７ｌ－９７５． ＦＩＥＬＤ Ｓ Ｋ，ＪＡＲＲＡＴＴ Ｍ，ＴＥＥＲ Ｄ Ｇ．Ｔｒｉｂｏｇｉｃａｌ ｐｒｏｐｅｒｔｉｅｓ ｏｆ ｖｉｓｉｂｌｅ Ｒａｍａｎ ｓｐｅｃｔｒｏｓｃｏｐｙ［Ｊ］ｌ Ｊ Ａｐｐｌ Ｐｈｙｓ，２０００，８７：７２８３—７２８９． ［２３］ＦＥＲＲＡＲＩ Ａ Ｃ，ＲＯＢＥＲＴＳＯＮ Ｊ．Ｒｅｓｏｎａｎｔ Ｒａｍａｎ ｓｐｅｃｔｒｏｓｃｏｐｙ ｏｆ ｄｉｓｏｒｄｅｒｅｄ，ａｍｏｒｐｈｏｕｓ，ａｎｄ ｄｉａｍｏｎｄｌｉｋｅ ｃａｒｂｏｎ［Ｊ１．Ｐｈｙｓ Ｒｅｖ Ｂ， ２００１，６４：０７５４１４—０７５４２６． ｇｒａｐｈｉｔｅ—ｌｉｋｅ ａｎｄ ｄｉａｍｏｎｄ—ｌｉｋｅ ｃａｒｂｏｎ ｃｏａｔｉｎｇｓ［Ｊ］．Ｔｒｉｂｏｌ Ｉｎｔ，２００４， ３７：９４９－９５６． ＫＯＶＳＫＹ Ｖ．ＭＥＴＬＯＶ Ｋ．ＫＵＲＤＹＵＭＯＶ Ａ．ＢＯＨＡＣ Ｐ， ［１２］ ＫＵＬＩＪＡＳＴＲＡＢＩＫ Ｌ．Ｓｔｕｄｙ ｏｆ ｔｈｅ ｓｔｒｕｃｔｕｒｅ ｏｆ ｈａｒｄ ｇｒａｐｈｉｔｅ．１ｉｋｅ ａｍｏｒｐｈｏｕｓ ｃａｒｂｏｎ ｆｉｌｍｓ ｂｙ ｅｌｅｃｔｒｏｎ ｄｉｆｆｒａｃｔｉｏｎ ．Ｄｉａｍｏｎｄ Ｒ １ａｔ Ｍａｔｅｒ．２００２．１１：１４６７－１４７１． ［２４］ ＣＡＳＩＲＡＧＨＩ Ｃ， ＦＥＲＲ ＡＲＩ Ａ Ｃ， Ｒ０ＢＥＲＴｓＯＮ Ｊ． Ｒａｍａｎ ｓｐｅｃｔｒｏｓｃｏｐｙ ｏｆ ｈｙｄｒｏｇｅｎａｔｅｄ ａｍｏｒｐｈｏｕｓ ｃａｒｂｏｎｓ［Ｊ］．Ｐｈｙｓ Ｒｅｖ Ｂ， ２００５，７２：０８５４０１—０８５４１４ ［２５］ ＲＯＢＥＲＴＳＯＮ Ｊ．Ｄｉａｍｏｎｄ－ｌｉｋｅ ａｏｒｐｈｏｕｓ ｃａｒｂｏｎ［Ｊ］．Ｍａｔｅｒ Ｓｃｉ Ｅｎｇ Ｒ，２００２，３７：１２９—２８１． ＲＥ Ｆ Ｌ Ｊｒ．ＭＡＲＱＵＥＳ Ｆ Ｃ． ［１３】 ＶＩＡＮＡ Ｇ Ａ，ＬＡＣＥＲＤＡ Ｒ Ｇ．ＦＲＥＩＥＳＲ ｉｎｖｅｓｔｉｇａｔｉｏｎ ｏｆ ｇｒａｐｈｉｔｅ—ｌｉｋｅ ａｍｏｒｐｈｏｕｓ ｃａｒｂｏｎ ｉｌｆｍｓ ｒｅｖｅａｌｉｎｇ ［２６］ ＣＨＩＵ ＳＭ，ＬＥＥ Ｓ Ｃ，ＷＡＮＧ ＣＨ，ＴＡＩ Ｆ Ｃ，ＣＨＵ ＣＷ，ＧＡＮＤ． Ｅｌｅｃｔｒｉｃａｌ ａｎｄ ｍｅｃｈａｎｉｃａｌ ｐｒｏｐｅｒｔｉｅｓ ｏｆ ＤＬＣ ｃｏａｔｉｎｇｓ ｍｏｄｉｉｅｄ ｂｙ ｆｉｔｉｎｅｒａｎｔ ｓｔａｔｅｓ ａｓ ｔｈｅ ｏｎｅｓ ｒｅｓｐｏｎｓｉｂｌｅ ｆｏｒ ｔｈｅ ｓｉｇｎａｌ［Ｊ】Ｊ Ｎｏｎ—Ｃｒｙｓｔ Ｓｏｌｉｄｓ，２００８，３５４：２１３５－２１３７． ｐｌａｓｍａ ｉｍｍｅｒｓｉｏｎ ｉｏｎ ｉｍｐｌｎｔａｔａｉｏｎ［Ｊ］．Ｊ Ａｌｌｏｙｓ Ｃｏｍｐｄ，２００８，４４９： ３７９－３８３． Ｘ，ＯＨＡＮＡ Ｔ，ＴＡＮＡＫＡ Ａ，ＫＵＢ０ Ｔ，Ｈ ＮＡＮＡＯ，ＭＩＮＡＭＩ Ｉ， ［１４】 ＷＵ ＭＯＲＩ Ｓ．Ｔｒｉｂｏｃｈｅｍｉｃａｌ ｒｅａｃｔｉｏｎ ｏｆ Ｓｉ．ＤＬＣ ｃｏａｔｉｎｇ ｉｎ ｗａｔｅｒ ｓｔｕｄｉｅｄ ［２７］ ＬＩＡＯ Ｊ ｘ，ＬＩＵ Ｗ Ｍ，Ｘｕ Ｔ，ＸｕＥ Ｑ Ｊ．Ｃｈａｒａｃｔｅｒｉｓｔｉｃｓ ｏｆ ｃａｒｂｏｎ ｉｆｌｍｓ ｐｒｅｐａｒｅｄ ｂｙ ｐｌａｓｍａ—ｂａｓｅｄ ｉｏｎ ｉｍｐｌｎｔａａｔｉｏｎ［ＪＪ．Ｃａｒｂｏｎ，２００４， ４２：３８７－３９３． ｂｙ ｓｔａｂｌｅ ｉｓｏｔｏｐｉｃ ｔｒａｃｅｒ［ＪＪ．Ｄｉｍｏｎｄ Ｒｅｌａａｔ Ｍａｔｅｒ，２００８，１７： １４７－１５３． ［１５］ ｚＨＡＮＧ Ｒｕｉ－ｊｕｎ．ＭＡ Ｈｏｎｇ－ｔａｏ．Ｎａｎｏ—ｍｅｃｈａｎｉｃａｌ ｐｒｏｐｅｒｔｉｅｓ ａｎｄ ｎａｎｏ—ｔｒｉｂｏｌｏｇｉｃａｌ ｂｅｈａｖｉｏｒｓ ｏｆ ｎｉｔｒｏｇｅｎ—ｄｏｐｅｄ ｄｉａｍｏｎｄ一１ｉｋｅ ｃａｒｂｏｎ ［２８］ ＲＹＢＡＣＨＵＫ Ｍ，ＢＥＬＬ Ｊ Ｍ．Ｅｌｅｃｔｒｏｎｉｃ ｓｔａｔｅｓ ｏｆｔｒｎｓ－ｐｏｌａｙａｃｅｔｙｌｅｎｅ． ｐｏｌｙ（ｐ－ｐｈｅｎｙｌｅｎｅ ｖｉｎｙｌｅｎｅ）ａｎｄ ｓｐ—ｈｙｂｒｉｄｉｓｅｄ ｃａｒｂｏｎ ｓｐｅｃｉｅｓ ｉｎ ａｍｏｒｐｈｏｕｓ ｈｙｄｒｏｇｅｎａｔｅｄ ｃａｒｂｏｎ ｐｒｏｂｅｄ ｂｙ ｒｅｓｏｎａｎｔ Ｒａｌｎａｎ （ＤＬＣ）ｃｏａｔｉｎｇｓ ＩＪ１．Ｊ Ｍａｔｅｒ Ｓｃｉ，２００６，４１：１７０５—１７０９． ｓｃａｔｔｅｒｉｎｇ［Ｊ１ｌ Ｃａｒｂｏｎ，２００９，４７：２４８１—２４９０ ［１６］ ＳＵ Ｙ Ｌ．ＫＡＯ Ｗ Ｈ．１ ｉｂｏｌｏｇｉｃａｌ ｂｅｈａｖｉｏｒ ａｎｄ ｗｅａｒ ｍｅｃｈａｎｉｓｍｓ ｏｆ Ｔｉ－Ｃ：Ｈ，ＴｉＣ／ＴｉＣＮ／ＴｉＮ／Ｔｉ ｃｏａｔｉｎｇｓ ｗｈｅｎ ｓｌｉｄｉｎｇ ａｇａｉｎｓｔ ｓｔｅｅ１．ｂｒｏｎｚｅ ［２９］ＺＨＡＮＧ Ｓ，ＢＵＩ Ｘ Ｌ，ＦＵ Ｙ．Ｍａｇｎｅｔｒｏｎ—ｓｐｕｔｔｅｒｅｄ ｎｃ－ＴｉＣ／ａ－Ｃ（Ａ１） ｔｏｕｇｈ ｎａｎｏｃｏｍｐｏｓｉｔｅ ｃｏａｔｉｎｇｓ［Ｊ］．Ｔｈｉｎ Ｓｏｌｉｄ Ｆｉｌｍｓ，２００４，４６７： ２６１－２６６． ｎｄ ａａｌｕｍｉｎｕｍ ａｌｌｏｙ ｒｏｄｓ『Ｊ１．Ｊ Ｍａｔｅｒ Ｓｃｉ，２００１，３６：ｌ８９－１９９． ＮＧＨ Ｖ．ＪＩＡＮＧ Ｊ Ｃ．ＭＥＬＥＴＩＳ Ｅ Ｉ．Ｃｒ—ｄｉａｍｏｎｄ ｌｉｋｅ ｃａｒｂｏｎ ［１７］ ＳＩｎａｎｏｃｏｍｐｏｓｉｔｅ ｆｉｌｍｓ：Ｓｙｎｔｈｅｓｉｓ，ｃｈａｒａｃｔｅｒｉｚａｔｉｏｎ ａｎｄ ｐｒｏｐｅｒｔｉｅｓ［Ｊ１． Ｔｈｉｎ Ｓｏｌｉｄ Ｆｉｌｍｓ．２００５．４８９：ｌ５０－１５８． ｍｉｎ，ＷＵ Ｗｅｉ—ｄｏｎｇ，ＬＩ Ｓｈｅｎｇ—ｙｉｎ，ＢＡｌ Ｌｉ，ＣＡＯ ［１８】 ＷＡＮＧ Ｘｕｅ—［３０］ ＭＡ Ｔ Ｂ，ＨＵ Ｙ Ｚ，ＷＡＮＧ Ｈ．Ｍｏｌｅｃｕｌｒａ ｄｙｎａｍｉｃｓ ｓｉｍｕｌａｔｉｏｎ ｏｆ ｓｈｅａｒ－ｉｎｄｕｃｅｄ ｒａｐｈｉｇｔｉｚａｔｉｏｎ ｏｆ ａｍｏｒｐｈｏｕｓ ｃａｒｂｏｎ ｆｉｌｍｓ［Ｊ］．Ｃａｒｂｏｎ， ２００９，４７：１９５３—１９５７． ［３１］Ⅵ ＮＧ Ｋ Ｗ，ＣＨＡＮＧ Ｃ Ｌ，ｗＡＮＧ Ｄ Ｙ．Ｅｆｒｅｃｔ ｏｆｉｏｎ ｅｎｅｒｇｙ ｏｎ ｄｅｇｒａｄａｔｉｏｎ ｏｆ ｄｉｍｏｎｄ－ａ・ｌｉｋｅ ｃａｒｂｏｎ ｆｉｌｍｓ ｅｘｐｏｓｅｄ ｔｏ ｈｉｇｈ－－ｅｎｅｒｇｙ Ｌｉｎ－ｈｏｎｇ，ＣＨＥＮ Ｓｏｎｇ—ｌｉｎ，ＴＡＮＧ Ｙｏｎｇ－ｊｉｎ Ｐｒａｏｐｅｒｔｉｅｓ ｏｆ ｗ ｉｎｃｏｒｐｏｒａｔｅｄ ｄｉａｍｏｎｄ－ｌｉｋｅ ｃａｒｂｏｎ ｆｉｌｍｓ ｐｒｅｐａｒｅｄ ｂｙ ｐｕｌｓｅｄ－ｌａｓｅｒ ｂｏｍｂａｒｄｍｅｎｔ ｆｒｏｍ ａｎ ｉｏｎ ｉｍｐｌｎｔａｅｒ［Ｊ】．Ｄｉａｍｏｎｄ Ｒｅｌａｔ Ｍａｔｅｒ，２００２， １ ｌ：１４４７－１４５３． ｄｅｐｏｓｉｔｉｏｎ［Ｊ１．Ｊ Ａｌｌｏｙｓ Ｃｏｍｐｄ，２００９，４７９：７４１—７４５． Ｔ．Ｉｎｔｅｒｎａｌ ｓｔｒｅｓｓ ｒｅｄｕｃｔｉｏｎ ｂｙ ｉｎｃｏｒｐｏｒａｔｉｏｎ ［１９］ ＢＡＮ Ｍ．ＨＡＳＥＧＡＷＡ ｏｆ ｓｉｌｉｃｏｎ ｉｎ ｄｉａｍｏｎｄ—ｌｉｋｅ ｃａｒｂｏｎ ｆｉｌｍｓⅢ．Ｓｕｒｆ Ｃｏａｔ Ｔｅｃｈｎｏｌ，２００２， １６２：１－５． ［３２】ＴＡＮＡＫＡ Ａ，ＳＵＺＵＫＩ Ｍ，ＯＨＡＮＡ Ｔ Ｆｒｉｃｔｉｏｎ ａｎｄ ｗｅａｒ ｏｆ ｖａｒｉｏｕｓ ＤＬＣ ｆｉｌｍｓ ｉｎ ｗａｔｅｒ ａｎｄ ａｉｒ ｅｎｖｉｒｏｎｍｅｎｔ［Ｊ］．Ｔｒｉｂｏｌ Ｌｅｔｔ，２００４，１７： ９１７－９２４． —ｐｉｎｇ，ＺＨＡＮＧ Ｊｕｎ－ｙａｎ，ＺＥＮＧ Ｚｈｉ－ｘｉｎｇ，ＬＩａＮ Ｙｉ－ｍｉｎｇ， ［２０］ ＷＡＮＧ Ｌｉ［３３】ＳＣＨＡＲＦＴＷ，ＳＩＮＧＥＲＩＬ．Ｒｏｌｅ ｏｆｔｈｅｔｒｎｓｆａｅｒｆｉｌｍ ｏｎｔｈｅｆｒｉｃｔｉｏｎ ｎｄ ｗｅａａｒ ｏｆ ｍｅｔａ１ ｃａｒｂｉｄｅ ｒｅｉｎｆｏｒｃｅｄ ａｍｏｒｐｈｏｕｓ ｃａｒｂｏｎ ｃｏａｔｉｎｇｓ Ｈｕ Ｌｉ－ｔｉｎ．ｘｕＥ Ｑｕｎ￣ｉａ．Ｆａｂｒｉｃａｔｉｏｎ ｏｆ ａ ｎａｎｏｃｒｙｓｔａｌｌｉｎｅ Ｎｉ—Ｃｏ／ＣｏＯ ｆｕｎｃｔｉｏｎａｌｌｙ ｇｒａｄｅｄ ｌａｙｅｒ ｗｉｔｈ ｅｘｃｅｌｌｅｎｔ ｅｌｅｃｔｒｏｃｈｅｍｉｃａｌ ｄｕｒｉｎｇ ｒｕｎ－ｉｎ［Ｊ］．Ｔｒ｜ｂ０ｌ Ｌｅｔｔ，２００９，３６：４３—５３． 不同Ｔｉ靶电流对Ｔｉ掺杂类石墨碳膜的结构和性能的影响 王永欣 一，王立平 ，薛群基 １．中国科学院兰州化学物理研究所，固体润滑国家重点实验室，兰州７３００００； ２．中国科学院研究生院，北京１０００３９ 摘要：利用磁控溅射的方法成功制备Ｔｉ掺杂类石墨碳（Ｔｉ—ＧＬＣ）膜。采用拉曼光谱、ｘ射线光电子谱（ＸＰＳ）、扫 描电子显微镜（ＳＥＭ）、原子力显微镜（ＡＦＭ）、纳米压痕仪和球盘式摩擦机分别表征不同Ｔｉ靶电流下制备的Ｔｉ—ＧＬＣ 膜的成分、结构和性能。随着Ｔｉ靶电流的增加，薄膜中ｓｐ 键的比率和Ｔｉ含量增加，同时薄膜的硬度和内应力 也增大，但较高的Ｔｉ靶电流将会促使薄膜产生鳞片状结构从而使其变疏松。较少的Ｔｉ掺入量可以降低ＧＬＣ膜 的干摩擦因数，纯ＧＬＣ膜在水润滑条件下的摩擦因数最低。在较低Ｔｉ靶电流下制备的Ｔｉ—ＧＬＣ膜在干摩擦及水 润滑条件下均具有较高的抗磨性能。 关键词：Ｔｉ掺杂类石墨碳膜；微观结构；摩擦学性能；靶电流 （Ｅｄｉｔｅｄ ｂｙ ＬＩ Ｘｉａｎｇ－ｑｕｎ）
