M50NiL钢是新一代的航空轴承钢,表面处理后可以得到类似复合材料一样的结构,表面为高硬度的硬化层,而心部仍然保持较好的韧性。传统的高温气体渗碳工艺由于其在未来航空发动机性能、可靠性和经济性方面的局限性,已经出现被低温等离子体渗碳取代的趋势。然而,关于等离子体渗碳M50NiL钢方面的研究一直尚无报道。类金刚石碳膜由于低摩擦系数、高硬度和耐磨损等优异性能一直是研究的热点。将DLC膜和化学热处理结合是一种提高合金钢摩擦性能的方法。然而,多步工艺复杂耗时,且产品质量很难得到控制。因此,本文针对M50NiL轴承钢在航空发动机中耐磨减摩的应用要求,展开了低温等离子体渗碳层表面原位生长DLC膜的工艺探索,一步法制备了渗碳层和DLC膜的复合改性层,表征了其力学性能和摩擦学性能,并结合第一性原理计算阐明了等离子体渗碳原位DLC膜的形成机制。研究了气氛和温度对等离子体渗碳层的影响,渗碳表层形成相包括含碳马氏体相、渗碳体相和Fe₃O₄相。随着碳源气体比例的提高,主要相由α?_c相转变成Fe₃C相。同时,渗碳层厚度先增加后减小。气氛对基体硬度的影响可以忽略。500℃和550℃渗碳表面和次表面的主相均为α?_c相,并且表面含碳量低于次表面。随着渗碳温度降低至400℃和450℃,表面α?_c相逐渐转变为Fe₃C相,次表面主相依然为α?_c相。450℃渗碳时,随着时间的延长,表面α?_c相超饱和,并转变为Fe₃C相。500℃渗碳时,由于等离子体溅射效应,随着时间的延长,表面含碳量逐渐下降。由于回火效应渗碳后基体硬度下降,其中较高温渗碳时最明显。渗碳层的微观结构演变反映等离子体渗碳是一个扩散可控过程,计算碳在马氏体和渗碳体相中的扩散激活能分别为64.5 kJ.mol^-1和120.7kJ.mol^-1。研究发现高比例碳源气氛时,低温长时间等离子体渗碳有助于在表面形成DLC膜。0.3C试样表面形成了光滑的DLC膜,sp³含量为53%,硬度达到了13.942 GPa,耐磨性和耐腐蚀性均优于其他渗碳试样。400℃和450℃渗碳表面形成了DLC膜,其中0.15C气氛400℃渗碳12 h试样表面的DLC膜性能最佳,膜厚大约为0.8μm,粗糙度Ra 9.5 nm,sp³含量大约为54.3%,硬度达到13.227 GPa,具有稳定的低摩擦系数（约为0.25）和低磨损率(1.97×10^-6mm³N^-1m^-1)。其中,渗碳后试样磨损机制由严重的黏着磨损转变为微切削磨损和氧化磨损。DLC膜在等离子体渗碳过程中的原位生长是基于渗碳形成了包含Fe₃C相的渗碳层,第一性原理计算结果验证了Fe₃C相作为衬底对DLC膜的形成具有诱导效应。第一性原理计算预测了合金掺杂Fe₃C相对其性能的影响。Cr、Mo、Ni或者V掺杂Fe₃C相使其结合能降低,这是由于Cr、Mo、Ni和V与碳的结合性比Fe与碳的结合性更强。Cr、Mn、Mo和V掺杂Fe₃C相的形成焓均低于Fe₃C相的形成焓,表明其掺杂能够提高Fe₃C相的稳定性。合金元素掺杂Fe₃C相的（001）面是最稳定的,（010）面次之,（100）面为最不稳定的表面。Ni掺杂Fe₃C相能够稳定其表面,Cr、Mn、Mo和V的掺杂会降低Fe₃C相的表面稳定性。碳在渗碳体（100）面的吸附能最大,（001）面次之,（010）面的吸附能最小,即（100）为最佳的碳吸附表面。Mn、Mo、Cr和V的掺杂渗碳体均提高了Fe₃C对碳的吸附能。渗碳体（100）表面的sp³键合碳形成能最大,其次是（001）表面,（010）表面的sp³键合碳形成能最小。因此,Fe₃C（010）表面最有利于DLC的生长。Mn、Mo、Cr或者V的掺杂Fe₃C相均不利于DLC膜的生长,但是Ni掺杂Fe₃C相有利于DLC膜的生长。