鎢過渡層熱處理對微米晶金剛石涂層的影響

關鍵詞金剛石涂層；熱處理；鎢過渡層；晶粒尺寸；結合性能；摩擦磨損 中圖分類號 TG711文獻標志碼A 文章編號 1006-852X（2025）04-0448-10 DOI碼 10.13394/j.cnki.jgszz.2024.0063 收稿日期 2024-04-01 修回日期 2024-05-23

金剛石涂層精密加工刀具以其高硬度和高耐磨性，在航空航天、精密裝備制造和模具等領域廣泛應用[1-3]。我國制造業的突破升級，對金剛石涂層精密加工刀具的壽命和工件表面質量都提出了更高要求。通常，涂層刀具的加工精度和使用壽命由表面涂層的硬度、表面粗糙度和膜基結合強度等因素共同決定[4]。由于硬質合金的高熱膨脹系數（ 5.5×10^-6～7.0×10^-6K^-1 ）和Co催化金剛石石墨化的作用，WC-Co基體上沉積的微米晶金剛石涂層的結合性能普遍較差，易發生涂層脫落、工件表面受損等情況。同時，微米晶金剛石涂層具有棱角分明的大晶粒和較高的表面粗糙度，導致刀具與工件的摩擦磨損嚴重，不利于微米晶金剛石涂層刀具在精密加工領域中的應用。因此，提高微米晶金剛石涂層的結合性能并減小晶粒尺寸，對于精密加工刀具具有重要的研究和應用價值。

針對Co元素的不利影響，學界探索出許多提高金剛石涂層膜基結合強度的手段，如物理/化學脫鈷法[7-8]過渡層法和涂層元素摻雜[等，這些手段能不同程度地提高金剛石涂層與硬質合金基體的結合強度。金剛石涂層與被加工工件的摩擦磨損與金剛石的晶粒尺寸、晶面取向和表面結構等因素顯著相關[1l-12]。細化晶粒是降低金剛石涂層表面粗糙度、減小工件表面摩擦磨損的有效手段。研究表明，基體表面籽晶種植[13]改變碳源濃度[14]、增加促形核過渡層[15]等手段可以有效提高微米晶金剛石的形核密度，減小金剛石的晶粒尺寸，改善摩擦性能。其中，增加過渡層方案優勢顯著，在增強金剛石涂層結合性能的同時能有效細化金剛石晶粒。目前，學界已采用SiC[、 CrN^[17] 等陶瓷過渡層和Ta、Cr等[18]金屬過渡層來增強涂層的結合性能。鎢具有高硬度和極小的熱膨脹系數，且熱膨脹系數介于金剛石和硬質合金之間。與陶瓷相比，鎢的延展性更好，有利于增強界面的韌性。YANG等[利用磁控濺射在硬質合金表面沉積鎢膜，發現鎢膜在籽晶種植時會吸附大量的金剛石納米顆粒，大幅提高金剛石的形核密度。GUO等[2利用激光在WC-Co基體表面燒蝕產生不同類型的顯微紋理，發現基體紋理可有效提高金剛石涂層的摩擦性能，金剛石在紋理邊緣有更高的二次形核率。由此可見，在硬質合金基體表面制備鎢過渡層并構建顯微結構，可以有效增強金剛石涂層的結合性能并細化金剛石晶粒。

以往的研究者經常使用磁控濺射、雙輝等離子體表面合金化[2等方法制備過渡層，但其所需設備成本較高。顯微結構的加工需要利用激光、等離子體刻蝕等技術，處理流程煩瑣，不利于工業化生產。本研究中采用簡單、低成本的蒸發法在WC-Co基體上沉積鎢過渡層，選取不同的溫度對蒸鍍鎢過渡層進行熱處理，形成不同的顯微結構，并探究熱處理溫度對蒸鍍鎢過渡層形貌、物相結構的影響，以及鎢過渡層形貌、結晶度與金剛石涂層晶粒尺寸、質量和性能之間的關系。

1實驗材料與方法

使用牌號為YG8（WC平均晶粒尺寸約為 1.1μm Co質量分數為 8% ）的WC-Co硬質合金作為基體，尺寸為 12mm×10mm×3mm 。制備鎢過渡層前，先用丙酮、超純水清洗去除基體表面臟污和油脂，再用典型的酸堿兩步法刻蝕基體WC并去除表層Co，接著使用乙醇和超純水反復清洗，最后熱風烘干。

1.1鎢過渡層的制備與處理

蒸鍍設備采用實驗室自行搭建的熱絲化學氣相沉積系統，蒸鍍前用 H₂ 清洗腔室。采用2根長 50mm 直徑 0.5mm 的潔凈鎢絲作為鎢源，具體蒸發過程：設定2根鎢絲間距為 3mm ，鎢絲與基體間距為 6mm ，抽真空至（ 10±2 ）Pa后施加恒定直流進行加熱蒸發。蒸鍍后使用管式爐在不同溫度下熱處理樣品 30min 具體參數如表1。其中，YG8-W為未熱處理樣品， W73H～ W103H對應 700～1000° 熱處理后的樣品。

1.2金剛石涂層的制備

采用實驗室自行搭建的熱絲化學氣相沉積系統制備金剛石涂層。沉積前，使用質量分數為 0.1% 的納米金剛石粉末懸濁液對各處理后樣品進行超聲法籽晶種植 10min ，并用超純水超聲清洗 1min 。沉積時，氣壓設定為（ 3000±50 ）Pa， CH₄ 和 H₂ 的流量（單位sccm）比

表1蒸鍍鎢過渡層的熱處理參數

Tab.1 Heat treatment parameters of tungsten interlayerbyevaporation

為 2：98 。熱絲采用2根螺旋鎢絲，2根鎢絲間距為15mm ，鎢絲和基體間距為 6mm ，基體溫度為（ 800± 50） C ，連續生長 6h 。

1.3 測試與表征

采用X射線衍射儀（日本理學，D/Max2550VB）分析各樣品表層物相變化；采用掃描電子顯微鏡（捷克TESCAN，MIRALMH）分析鎢過渡層、金剛石涂層的表面和截面形貌；采用共焦激光拉曼光譜儀（法國HORIBA，LabRAMHR800）檢測金剛石涂層的成分，Ar⁺ 激光波長為 532nm ；采用數顯洛氏硬度計（萊州華銀試驗儀器有限公司，671HRS-150）壓人涂層，依照洛氏壓痕法評估涂層的膜基結合力，載荷為 600N ，所用金剛石壓頭的頂角為 120^°20^′ ，頂端的球面半徑為（ 0.2± 0.01）mm；采用高速往復摩擦磨損試驗儀（甘肅蘭州華匯儀器科技有限公司，MFT-R4000）對涂層樣品進行摩擦磨損試驗，載荷為 100N ，往復行程設定為 4mm 頻率為 10Hz ，總時長為 ^2h ，摩擦副為直徑 6mm 的Si₃N₄ 陶瓷球；采用光學顯微鏡（Motic，SMZ-171）拍攝摩擦副表面磨痕形貌。

2 結果與討論

2.1蒸鍍鎢過渡層的形貌及結構

圖1a所示為YG8基體經酸堿兩步法刻蝕后的表面形貌，其中不規則的立方體狀、三角板狀晶粒為WC，刻蝕后產生較多缺陷和缺口。圖1b為蒸鍍鎢過渡層但未熱處理的YG8-W樣品表面形貌，其呈現球狀團簇結構，受基體的模板效應影響而產生相似的凹凸結構。圖1c截面顯示，鎢過渡層平均厚度約為0.93μm ，整體致密，與基體之間的界面無孔隙。這一形貌結構與HSIEH等[22]制備的鎢過渡層一致。圖1b中鎢過渡層的能譜結果如圖1d所示，W質量分數為98.83% ，0質量分數為 1.24% ，Co質量分數為 0.03% ，表明鎢過渡層中存在少量的O元素，Co元素為基體刻蝕后的殘留。

圖1蒸鍍鎢過渡層前后的基體表面和截面SEM形貌及EDS圖 Fig.1Surface and crosssectionSEMmorphologiesof substrates before and after tungsten evaporation transition layerandEDSspectrum

圖2所示為YG8-W樣品的XRD圖譜，圖譜中未出現 α_a. -W或 β -W的衍射峰。采用相同的蒸鍍參數在 a? Ti、Si（100）基體沉積鎢過渡層（分別對應圖2中的Ti-W和Si-W），均未觀察到鎢的特征峰。SHEN等[23]利用磁控濺射在 2～60mTorr 的腔壓下生成了非晶鎢薄膜，分析表明。原子可以誘導鎢膜形成非晶態結構。本研究中蒸鍍實驗并未進行基體加熱，基體表面可能殘留或吸附O分子，EDS結果也表明涂層中存在少量的 o 。同時，鎢絲蒸發出大量的高溫活性鎢原子，與基體之間形成較大的過冷度。鎢原子被基體吸附后快速形核而不易長大，最終生長為非晶涂層[24]。由此推斷，本次實驗蒸發沉積的為非晶鎢過渡層。

圖2不同基體蒸鍍鎢后的XRD圖譜

Fig.2XRD patternof tungsten interlayer ondifferent substrates

2.2蒸鍍鎢過渡層熱處理后的物相結構和表面形貌

非晶鎢過渡層與WC-Co基體難以實現良好的冶金結合和機械結合，有必要對蒸鍍的鎢過渡層進行熱處理。圖3所示為不同溫度熱處理后樣品的XRD圖譜，可以看出，隨著熱處理溫度的升高， a -W（110）面的衍射峰強度逐步增大，半高寬逐漸變窄，尖銳性不斷提高。以上現象表明鎢過渡層的結晶度隨溫度升高而不斷增大，這應該是溫度的升高，使得鎢結晶和晶粒長大的驅動力增大。

圖3不同溫度熱處理后的樣品表面XRD圖譜 Fig.3XRDpatternof tungsten interlayerafterdifferentheat treatmenttemperature

圖4所示為不同溫度熱處理后的鎢過渡層表面和部分截面SEM形貌。對比未熱處理的YG8-W樣品（圖1b），經熱處理的鎢過渡層產生了明顯的“孤島一溝壑”形貌。對比W93H和W103H樣品的截面，發現鎢過渡層的“孤島”結構由許多細小的納米級鎢晶粒構成； 900^°C 熱處理后的晶粒較小、邊界較模糊，而1000^qC 熱處理后晶粒尺寸增大、晶界明顯。隨著熱處理溫度的升高，“孤島”的單位面積減小、密度增大，“溝壑”也有所變寬。一方面，鎢元素在高溫和濃度梯度下會向WC間隙深處和水平面擴散遷移；溫度越高，表面的擴散能量越大[25]，這會導致“溝壑”的產生和擴大。另一方面，結合XRD結果，熱處理后鎢過渡層的結晶度提高，從非晶到晶態的過程中，可能使得密度增大而“孤島”體積縮小。這些因素的協同作用，促進了蒸鍍鎢過渡層熱處理后“孤島”形貌的產生和細化。

圖4蒸鍍鎢過渡層不同溫度熱處理后表面和部分截面SEM形貌Fig.4 Surface and cross section SEM morphologies of tungsten in-terlayer afterdifferentheattreatmenttemperatures

2.3金剛石涂層的表面形貌和結晶質量

將酸堿刻蝕后的YG8基體上生長的金剛石涂層樣品命名為YG8-D，W73D、W83D、W93D和W103D樣品分別對應在W73H～W103H樣品表面生長的金剛石涂層。由圖5各樣品的表面SEM形貌可知，YG8-D作為空白對照組，其大小金剛石晶粒夾雜分布。熱處理后的鎢過渡層上生長的金剛石涂層晶粒尺寸更均勻，其中五棱錐形（111）孿晶面金剛石的占比有不同程度的提升。

圖6為各樣品的金剛石晶粒尺寸統計圖，發現不同溫度熱處理后的鎢過渡層上生長的金剛石涂層，其平均晶粒尺寸和分布范圍均小于YG8-D基體上生長的金剛石涂層。同時，金剛石的平均晶粒尺寸隨鎢過渡層熱處理溫度的提高，呈現先減小再增大的趨勢，這表明鎢過渡層及其“孤島-溝壑”顯微結構改變了金剛石的生長狀態。其中，W93D的金剛石平均晶粒尺寸最小（約為 1.97μm ），且分布范圍最集中。結合圖4，

圖5各金剛石涂層樣品的表面SEM形貌

Fig.5Surface SEM morphology of diamond coatingssamples

圖6各樣品的金剛石晶粒尺寸統計圖

Fig.6Statistical chart of diamond grainsize for each sample

W93H表面的“孤島”和“溝壑”結構尺寸適中且均勻，給金剛石的生長提供了物理模板，這可能有利于金剛石晶粒尺寸的細化。

圖7所示為各金剛石涂層樣品的XRD圖譜，可以看出，除W103D樣品外， a-W 特征峰均未出現。W103D樣品出現了明顯的 W₂C 相衍射峰， a-W 的衍射峰強度也大幅降低，這表明鎢過渡層發生了不同程度的碳化[26-27]，，可能是 700～900^qC 熱處理后的鎢過渡層結晶度不高，導致 a-W 迅速碳化。W93D樣品在 39.6^° 附近存在較小的 W₂C 寬峰，表明 a-W 未完全碳化為WC。1000‰ 熱處理的鎢過渡層結晶度高，不易碳化，產生部分 W₂C ，并保留 a -W的衍射峰。在 2θ 為 43.9^° 和 75.3^° 附近的衍射峰對應金剛石的（111）和（220）晶面。隨著鎢過渡層熱處理溫度的提高，其上生長的金剛石各晶面的衍射峰不斷增強和變尖銳，表明鎢過渡層良好的結晶度，有助于提高金剛石涂層的結晶質量和結晶度。

圖7各金剛石涂層樣品的XRD圖譜

Fig.7 XRD patternsof diamondcoatingssamples

圖8所示為各金剛石涂層樣品的拉曼光譜。由圖8可知，在單晶金剛石標準峰位 1 332.5cm^-1 附近均存在尖銳的金剛石相d峰，在石墨相G峰中心（1540～1580cm^-1 ）處也存在明顯的寬峰。對所有拉曼曲線進行高斯分峰擬合，各峰的信息統計如表2所示。通常，金剛石峰的半峰全寬（fullwidthathalfmaximum，FWHM）用于評估金剛石的結晶質量；金剛石相d峰與石墨相G峰的強度比值 I_d/I_G 可表征金剛石涂層的品質，該比值越大，表明金剛石純度越高。此外，涂層的殘余應力 σ 可由式（1）計算獲得[28]。

σ=-0.567（ν-ν₀）

式中： σ 為殘余應力，單位為 GPa ，其值為負時表示壓應力； u 為各曲線金剛石相d峰的實際峰位； u₀ 為金剛石標準峰位。

圖8金剛石涂層樣品的拉曼光譜

Fig.8Raman spectra of diamond coatingssamples

由表2可知，所有金剛石涂層樣品均表現為壓應力。壓應力的大小與熱處理溫度無明顯關系，但熱處理后的樣品壓應力 σ 均有明顯增大。熱處理鎢過渡層上生長的金剛石涂層樣品，其 I_d/I_G 值均略小于無過渡層基體上生長的金剛石涂層樣品，這可能歸因于晶粒尺寸減小，晶界增大而產生更多非金剛石相缺陷。對比FWHM值可得出，W103D樣品的金剛石相d峰FWHM最小，結晶質量最好，這與XRD結果基本一致。

表2金剛石涂層樣品的高斯擬合拉曼峰信息

Tab.2Gaussian fiting Raman peaks information of diamond coatings samples

2.4金剛石涂層的結合性能

圖9所示為各金剛石涂層樣品在 600N 載荷下的洛氏壓痕形貌。參考行業普遍認同的VDI3189標準[29]，無過渡層的YG8-D樣品出現扇形脫落，結合力級別為HF5。W73D和W83D樣品壓痕周圍的涂層全部脫落，結合力級別僅為HF6，相比YG8-D存在結合性能惡化現象。W93D樣品達到HF2級別，W103D樣品達到HF1級別，結合性能最好。結合XRD和SEM結果，認為出現此現象的原因是700和 800^°C 熱處理的鎢過渡層結晶度較差，與基體的冶金結合和機械結合不足。

圖9金剛石涂層的壓痕形貌Fig.9 Rockwell indentation morphologies of diamond coatings

而 1000° 熱處理 30min 后的鎢過渡層具有良好的結晶度，并產生了細小、均勻的“孤島-溝壑”形貌，這增強了鎢過渡層與金剛石涂層的機械結合作用。結合XRD和壓痕測試結果，可以認為鎢過渡層良好的結晶度是保證界面結合強度的必要前提。

2.5金剛石涂層的摩擦磨損測試

使用 Si₃N₄ 球摩擦副與各金剛石涂層樣品往復摩擦，以評估、模擬涂層與工件表面的摩擦磨損行為。圖10中，i～i依次為各金剛石涂層樣品的磨痕形貌圖、磨痕紅框區域放大圖和對應的摩擦副磨痕光學照片。摩擦副的表面形貌和磨損率可以在一定程度上反映摩擦磨損過程中被加工工件的磨損情況。圖10中所有摩擦副的磨痕均近似圓形，則磨損率 K 值可由公式（2）得出。

式中： d 為摩擦副磨痕的直徑， r 為摩擦副半徑， F 為加載載荷， s 為摩擦副滑動總長度。

圖11為摩擦過程的摩擦系數變化曲線圖，匯總摩擦磨損數據列于表3。摩擦磨損測試的前 5min 以20N 載荷預摩擦， 5～10min 內載荷從 20N 均勻加載到 100N ，導致摩擦接觸面積增大，摩擦系數出現較大波動，加載完成后摩擦系數動態平穩。W73D樣品在

圖10金剛石涂層與摩擦副往復摩擦磨損后的磨痕形貌

Fig.10Wear morphology of diamond coatingsand frictional pairsafter reciprocating friction and wear

平穩階段出現2次尖峰，這可能與金剛石涂層脫落有關，因此未統計該樣品的平均摩擦系數和摩擦副磨損率。

圖11金剛石涂層樣品的摩擦磨損測試曲線

Fig.11 Friction and wear test curve of diamond coatings

從圖10的金剛石涂層和摩擦副的磨痕可知，磨損機制為磨粒磨損，摩擦副和金剛石涂層因犁削作用而出現明顯的劃痕。W73D樣品（圖10b）的金剛石涂層出現大面積剝落，露出基體。結合圖10a的磨痕放大圖和表3數據可以發現，YG8-D樣品金剛石晶粒之間存在明顯的孔隙，表明其表面粗糙度較高，晶粒棱角未被完全磨平；摩擦副的磨損嚴重，表面有明顯的破損，這是YG8-D的平均摩擦系數和摩擦副磨損率最大的原因。結合圖5和圖6的統計數據，發現金剛石晶粒尺寸越小，平均摩擦系數也越低。W93D樣品金剛石涂層的表面磨痕最光滑、平整，對應摩擦副的磨痕也最小，磨痕表面光滑且無破損。如圖11和表3數據所示，W93D樣品全程表現出最穩定的摩擦系數，平均摩擦系數在各未脫落樣品中最低，僅為0.062；摩擦副磨損率為 5.28×10^-8mm³?N^-1?m^-1 ，較無鎢過渡層樣品YG8-D有明顯降低。這可能是因為其金剛石的平均晶粒尺寸最小，（111）晶面取向的晶粒較多，而（111）晶面耐磨性略低于（110）晶面，導致金剛石涂層的耐磨性降低；表層磨損的金剛石碎片摩擦受熱發生石墨化，在摩擦過程中起到更好的潤滑作用。摩擦系數和摩擦副磨損率的降低，表明金剛石涂層與摩擦副之間的摩擦力和摩擦作用減小。在精密加工過程中可降低切削力，減少工件的表面形變和破損，有利于提高工件的表面質量。

綜上所述，熱處理鎢過渡層上生長的微米晶金剛石涂層的結合性能一定程度上與鎢的結晶度相關：鎢的結晶度越高，金剛石涂層的結合性能越好。而摩擦性能則受到金剛石晶粒尺寸和結晶取向等多重因素的影響。熱處理鎢過渡層不同的結晶度和顯微結構，改變了金剛石涂層的晶粒尺寸和結晶取向，進而影響了金剛石涂層與摩擦副的摩擦行為。 900‰ 熱處理后的鎢過渡層具有尺寸適中且均勻的“孤島-溝壑”結構，這在模板上影響了金剛石晶粒的生長，使得W93D的金剛石平均晶粒尺寸最小，金剛石（111）晶面所占比例較多，這賦予W93D樣品最小的摩擦系數和光滑的磨損形貌。

3結論

為改善微米晶金剛石涂層的結合性能并細化其晶粒，在酸堿刻蝕后的YG8基體上沉積鎢過渡層并通過熱處理構建顯微結構，研究了熱處理溫度對鎢過渡層形貌結構的影響，以及金剛石涂層形貌、質量與性能之間的關系，得出如下結論：

（1）本實驗蒸鍍的鎢過渡層呈現非晶狀態，鎢過渡層熱處理后發生結晶，并產生不同尺寸的“孤島-溝壑”結構。這一結構影響了金剛石晶粒的生長，使得后續生長的微米晶金剛石涂層晶粒不同程度地變細、變均勻。 900^°C 熱處理 30min 的鎢過渡層顯微結構適中且均勻，其上生長的金剛石涂層平均晶粒尺寸最小。

（2）鎢過渡層的結晶度隨熱處理溫度的提高而提高。鎢過渡層在金剛石生長過程中會發生碳化，結晶度越高，碳化程度越低。鎢過渡層良好的結晶度能顯著提高金剛石涂層的結晶質量和結合性能。900和1000‰ 熱處理 30min 的鎢過渡層上生長的金剛石涂層， 600N 載荷下結合力等級分別達到VDI3198標準的HF2和HF1級別。

表3金剛石涂層樣品的摩擦磨損信息

Tab.3 Frictionandwear test information of diamond coatings

（3）摩擦磨損測試結果表明，相比無過渡層基體上生長的金剛石涂層， 800～1000^°C 熱處理 30min 的鎢過渡層上生長的金剛石涂層的平均摩擦系數和摩擦副磨損率均有降低，其中 900^°C 熱處理 30min 的鎢過渡層上生長的金剛石涂層平均摩擦系數最低，達到0.062;摩擦副的表面完整性良好，磨損率也有顯著降低。

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作者簡介

通信作者：魏秋平，教授，博士。主要研究方向：薄膜材料和表面改性技術。

E-mail：qiupwei@csu.edu.cn

（編輯：李利娟）

Effect of heat treated tungsten interlayer on microcrystalline diamond coatings

WANG Hailong1， DING Sheng2， MA Li2， WEl Qiuping1.2 （1.SchoolofMaterials ScienceandEngineering，CentralSouth University，Changsha 41oo83，China） （2.State Key Laboratory ofPowder Metallurgy，Central South University，Changsha 41oo83，China）

AbstractObjectives： Microcrystalline diamond coatings have extremely high hardnessand excellent wearresistance， but theirapplication field is limitedbypoor tribological and binding properties.To improvethetribological properties of microcrystaline diamond coatings on cementedcarbide substrates， tungsten metal is chosen as the interlayer material， and microscopic texture is constructed by heat treatment on the surface of the tungsten interlayer.Methods： The evaporation method is used to deposit atungsten interlayeronthesurface ofcemented carbide fromwhich cobalt has been removed byanacid-base two-step method.The tungsten interlayer is then heat-treated in areducing atmosphere with a certain proportion of argon and hydrogen gas mixture. After heat treatment for 30 minutes at various temperatures （700， 800，900， 1000^°C ），the effects of diferent heat treatment temperatures on the composition，morphology，and microstructure of the tungsten interlayerare studied using scanning electron microscopy（SEM）and X-ray difaction （XRD）. Diamond coatings are deposited using the hot filament chemical vapor deposition （HFCVD） method on substrates without any treatment andon tungsten interlayers heat-treated at different temperatures.The substrate temperature is controlled at （800±50 ） C ， and the growth time is 6 hours. The morphology and quality of the diamond coatings are analyzed using SEM， X-ray difraction，and laser Raman spectroscopy. Reciprocating friction and wear tester are conducted using Si₃N₄ ceramic balls against the diamond coatings for 12O minutes to evaluate the friction performance of each coating sample. Results： The tungsten interlayer deposited by vapor deposition exhibits an amorphous structure， and its crystalinity significantly increases after heat treatment.Cracks are generatedon the surface of the interlayer， forming \"island -gully\"structuresof different sizes.Thecrystallnityofthe tungsteninterlayerafter heat treatmentat is poor， with larger \"island\" and narrower “gulies” on the surface.The structure of the tungsten interlayer after heat treatment at 900^°C was more moderate， while the interlayer after heat treatment at 1000°C has the best crystalinity and the smallest \"islands\".SEMsurface morphology，XRD paterns，and Raman spectroscopy show thatthe diamond grown on the substrate surface without a tungsten interlayer has the largest average grain size and uneven grain size distribution.Thecrystalinityand contentof diamondcoatings grownontungsten interlayers after heattreatment arebeter，asreflected inthehigherdifractionintensityofthediamondpeak intheXRDspectrumand thenarower full width at half maximum （FWHM）ofthe diamond peak in the Raman spectrum. The grain size of diamond shows a trend offirst decreasingandthen increasing withrising heat treatment temperature，butinallcases issmaller thanthatof the sample without a tungsten interlayer.Rockwell indentation tests are conducted on each diamond-coated sample under a load of 600N ， and the indentation morphology is analyzed using scanning electron microscopy. The indentation results indicates that tungsten interlayers heat-treated at 7O0 and 800‰ do not significantly improve the bonding properties of the diamond coating，with both exhibiting HF6 -grade bonding strength. In contrast， heat treatment at 9oO and （204號 1 000^qC effectively enhances the bonding properties of the diamond coating， with bonding strength grades reaching HF2 and HF1，respectively.The enhancement of bonding strength relieson the crystalinityof the tungsten interlayer andthe formation ofa good mechanical meshing efect due to the “island-gull”structure.Friction and wear results indicate that the diamond coating grown on the tungsten interlayer after 700‰ heat treatment has large drop. The coating grown on tungsten interlayers heat-treated at 800-1000^°C ensures good bonding performance while improving friction performanceto varying degrees. Among them，the diamond coating grown on the tungsten interlayer heat-treated at 900^qC （204號 has the smoothest wear mark， with an average friction coefficient as low as O.062，and the corresponding Si₃N₄ friction pair has the smallest wear mark diameter and wear rate. Conclusions： The tungsten interlayer and its“island-gully” structure afterheat treatmentcan significantlyimprove the growth and crystalstateof diamond，resulting in grain refinement and improved bonding and friction properties.The surface of the tungsten interlayer treated at 900°C for 30 minutes produces a moderately sized“island-gully” structure and the best uniformity.The average grain size of the diamond coating grown on it is about 1.97μm ， with the lowest average friction coefficient， and the corresponding friction pair wear rate is only 19.2% of the sample without a tungsten interlayer. The bonding properties of diamond coating on tungsten interlayer after 1000‰ heat-treated is significantly enhanced.

Key wordsdiamond coating; heat treatment; tungsten interlayer; grain size;bonding properties; friction and wear