王鐵鋼，張雅倩

（天津職業(yè)技術(shù)師范大學(xué)天津市高速切削與精密加工重點(diǎn)實(shí)驗(yàn)室，天津 300222）

Cr 基氮化物涂層因其具有高硬度、高韌性、良好的耐磨性、膜/基結(jié)合強(qiáng)度大、優(yōu)異的抗高溫氧化能力和抗腐蝕性能等優(yōu)點(diǎn)，在切削刀具、模具、餐具、防腐和裝飾等領(lǐng)域已被廣泛應(yīng)用[1-6]，但選用不同制備技術(shù)和工藝參數(shù)獲得的涂層組織結(jié)構(gòu)及性能差異較大[7]。常見的PVD 涂層技術(shù)包括磁控濺射、電弧離子鍍、電弧與磁控相結(jié)合（ABS）、離子束輔助沉積等。Gautier等[8]對比分析了電弧離子鍍、磁控濺射、離子鍍方法制備CrN 涂層時基體偏壓對涂層相結(jié)構(gòu)、硬度和耐磨性的影響，發(fā)現(xiàn)選用電弧離子鍍時，增大基體偏壓導(dǎo)致離子轟擊效應(yīng)明顯增強(qiáng)，晶粒尺寸減??；而選用磁控濺射時，增加偏壓對涂層性能的影響較小。Lin 等[9]采用直流脈沖磁控濺射（DCMS）、中頻脈沖磁控濺射（PMS）、調(diào)制脈沖磁控濺射技術(shù)（MPP）分別制備CrN 涂層，并對其氧化行為進(jìn)行了對比研究，發(fā)現(xiàn)MPP 制備的CrN 涂層與DCMS 和PMS 制備的CrN 涂層相比，具有更好的抗氧化性能，經(jīng)900 ℃退火后，CrN 涂層組織仍保持致密完好。

近年來，隨著電源技術(shù)的更新?lián)Q代，磁控濺射鍍膜的應(yīng)用領(lǐng)域日益廣泛[10-12]。傳統(tǒng)磁控濺射的顆粒多以原子狀態(tài)存在，離化率較低，新型磁控濺射技術(shù)極大提高了靶材離化率，從而顯著提升涂層質(zhì)量，如密度、結(jié)合力和硬度等[13]。在高功率脈沖磁控濺射技術(shù)（HiPIMS）和脈沖直流磁控濺射技術(shù)（Pulsed DC）中，前者具有極高的脈沖峰值功率和低占空比（0.1%），能有效提高靶材離化率，獲得高等離子密度，且平均功率較低，避免磁控靶材過熱而無法滿足冷卻要求[14]。Zhang 等[15]分別利用HiPIMS 和DCMS 技術(shù)在塑料基體上沉積CrN 涂層，經(jīng)對比研究發(fā)現(xiàn)HiPIMS 制備的涂層呈致密的納米晶結(jié)構(gòu)，具有更好的耐蝕性能、力學(xué)性能和抗裂紋能力；而DCMS 制備的CrN 涂層較疏松，呈非晶/納米晶復(fù)合結(jié)構(gòu)。同樣以CrN 涂層為研究對象，大量研究[16-19]表明，HiPIMS 技術(shù)具有靶材離化率高、等離子體密度大，濺射粒子能量高等優(yōu)點(diǎn)，能實(shí)現(xiàn)表面光滑、組織致密、無顆粒缺陷、膜/基結(jié)合力強(qiáng)、內(nèi)應(yīng)力可調(diào)的超硬薄膜的可控低溫沉積。盡管如此，但與其他PVD 技術(shù)相比，HiPIMS 的沉積速率低、成本較高。為彌補(bǔ)此不足，HiPIMS 常與其他PVD 技術(shù)復(fù)合使用。

采用復(fù)合技術(shù)（Hybrid），即 HiPIMS 與 Pulsed DC相結(jié)合，有利于充分發(fā)揮它們各自優(yōu)勢，可高效制備高質(zhì)量涂層且工藝穩(wěn)定性好，也便于摻雜合金元素升級開發(fā)新涂層體系[20-21]。例如，在CrN 涂層中摻雜適量Mo 元素，同時實(shí)現(xiàn)固溶強(qiáng)化和自潤滑功能，課題組前期利用反應(yīng)磁控濺射技術(shù)曾開發(fā)了具有不同Mo 含量的Cr-Mo-N 涂層[22]，研究了涂層的微觀組織演變規(guī)律與減摩潤滑機(jī)理。以此為基礎(chǔ)，本文采用新型復(fù)合磁控濺射技術(shù)研制Cr-Mo-N 自潤滑涂層，并與單一磁控濺射技術(shù)制備的CrN 涂層進(jìn)行對比研究，揭示不同磁控濺射模式對涂層組織結(jié)構(gòu)、力學(xué)性能和摩擦學(xué)行為的影響規(guī)律，進(jìn)一步明確不同磁控濺射模式的技術(shù)特點(diǎn)。

1 實(shí)驗(yàn)方法

1.1 涂層制備

分別采用Pulsed DC 和HiPIMS 技術(shù)在鏡面拋光的304 不銹鋼和單晶硅片（100）上沉積CrN 涂層，再利用Hybrid 技術(shù)沉積Cr-Mo-N 涂層。將基片分別置于丙酮及酒精溶液中各超聲清洗20 min，然后用高純氮?dú)獯蹈裳b進(jìn)鍍膜室，鍍膜前先通入工作氣體Ar，再開啟Cr 靶，在-700 V 偏壓條件下利用Cr 離子轟擊清洗基片5 min，去除表面污物。然后將偏壓降至-100 V，沉積Cr 過渡層，時間約15 min，以提高膜/基結(jié)合強(qiáng)度、釋放涂層應(yīng)力。再通入反應(yīng)氣體N2，沉積CrN 涂層，2 種磁控濺射模式均使用金屬Cr 靶（純度為99.9 wt.%），靶基距為100 mm。當(dāng)沉積Cr-Mo-N 涂層時，HiPIMS 和 Pulsed DC 分別連接 Cr 和 Mo 靶（純度均為99.9 wt.%），兩靶材在鍍膜室爐體上相對安裝，靶基距均為100 mm。鍍膜前先開啟HiPIMS Cr 靶，在-700 V 偏壓下轟擊清洗基片5 min，然后偏壓降至-100 V，沉積Cr 過渡層15 min，再通入反應(yīng)氣體N2，并增開Pulsed DC Mo 靶，沉積Cr-Mo-N 涂層。為減輕靶鈍化現(xiàn)象，氬氣和氮?dú)夥謩e通至靶面及基片附近，實(shí)驗(yàn)所用氣體純度均為99.999 %。通過改變鍍膜時間控制涂層厚度，不同磁控濺射技術(shù)沉積的CrN 和Cr-Mo-N 涂層的工藝參數(shù)如表1 所示。

表1 不同磁控濺射技術(shù)沉積的CrN 和Cr-Mo-N涂層的工藝參數(shù)

1.2 成分和結(jié)構(gòu)

利用日本島津1600 型電子探針（EPMA）分析涂層化學(xué)成分，選單質(zhì)Cr 和Mo 為標(biāo)樣；利用德國布魯克D8 ADVANCE 型X 射線衍射儀（XRD）分析涂層物相組成，選用 Cu 靶單色 Kα 射線（λ =0.154 056 nm）輻射，功率為40 kV×40 mA，衍射線束經(jīng)石墨單色器除去 Kβ 射線，衍射角（2θ）掃描范圍為 20°~80°，階寬（2θ）為 0.02°，每步計(jì)數(shù)時間 0.2 s；利用配有英國牛津Oxford ISIS 型能譜儀（EDS）的日立 S-4800 型場發(fā)射掃描電子顯微鏡（SEM）觀察涂層表面和斷面形貌。

1.3 性能測試

采用Matsuzawa MMT-7 型顯微硬度儀測量CrN及Cr-Mo-N 涂層顯微硬度，選取25 g 載荷，保壓時間為10 s。測量時，壓痕深度不超過涂層厚度10%，避免Si 基體影響測量硬度值，每樣品測試20 次，取平均值。利用J&L ST022 型劃痕儀測試膜/基結(jié)合強(qiáng)度，金剛石劃針錐頂角和針尖半徑分別為120°、200 μm。測試時，法向載荷逐漸從0 增加至100 N，加載速率1 N/s，劃行速度0.2 mm/s，劃痕長度20 mm。利用奧林巴斯PMG3-613U 型光學(xué)顯微鏡觀察劃痕形貌、識別涂層從基體上開始剝落的位置。臨界載荷取5 次測量的平均值。采用銷盤式摩擦磨損試驗(yàn)機(jī)（J&L Tribometer）測試涂層的摩擦磨損性能，摩擦副選用直徑為5.5 mm 的氧化鋁球（1800 HV0.2），滑行速度 0.1 m/s，法向載荷3 N，摩擦軌跡半徑6 mm，滑行距離8 000 圈。所有測試均在室溫（~20 ℃）和相對濕度25%~30%的場景下進(jìn)行，每個樣品重復(fù)測試3 次，取穩(wěn)定摩擦階段的摩擦系數(shù)計(jì)算平均值。測試后，利用光學(xué)表面輪廓儀（OSP MicroXAM-3D）觀察涂層磨痕形貌，測量磨損體積，計(jì)算涂層磨損率。利用X 射線光電子譜儀（XPS Escalab250）分析磨屑成分，XPS 譜線用單質(zhì)碳C1s 的標(biāo)準(zhǔn)結(jié)合能（284.6 eV） 進(jìn)行修正，數(shù)據(jù)結(jié)果使用XPSPEAK4.1 軟件進(jìn)行分峰擬合處理。

2 實(shí)驗(yàn)結(jié)果與分析

2.1 微觀結(jié)構(gòu)與成分表征

圖1 為不同磁控濺射技術(shù)沉積的CrN 及Cr-Mo-N 涂層的XRD 圖譜，可見 Pulsed DC CrN 涂層和HiPIMS CrN 涂層均為單相結(jié)構(gòu)，Hybrid Cr-Mo-N 涂層為多項(xiàng)（混合）結(jié)構(gòu)。3 種涂層在 2θ 分別為 37.5°、43.4°、63.0°和 80.3°時，均檢測到 CrN 相衍射峰，分別對應(yīng)（111）、（200）、（220）及（222）晶面。2 種 CrN 涂層均沿（111）晶面擇優(yōu)生長，而Cr-Mo-N 涂層的最強(qiáng)衍射峰發(fā)生在（200）晶面，這是由于摻雜Mo 元素后，在（111）晶面上的原子擇優(yōu)濺射增強(qiáng)，抑制了CrN 晶粒沿該晶面生長[22]。在 2θ=76.3°處，HiPIMS 和 Hybrid 所制備的涂層相比Pulsed DC 涂層均出現(xiàn)CrN（311）晶面衍射峰，由于CrN 沿（311）晶面生長需較高結(jié)合能，HiPIMS 和Hybrid 技術(shù)靶材離化率高，濺射粒子能量大[23-24]，滿足形核條件，故有晶粒沿（311）晶面生長。此外，相比Pulsed DC CrN 涂層，HiPIMS CrN 涂層和Cr-Mo-N 涂層中的CrN 衍射峰位均不同程度向低角度偏移，前者是由于HiPIMS 濺射出的粒子能量高，到達(dá)基體表面形成涂層引入內(nèi)應(yīng)力，后者是由于Mo 原子半徑較Cr 原子大，發(fā)生置換固溶或間隙固溶引起晶格畸變所致，同時XRD 圖譜中也檢測到了Mo2N 的衍射峰。

圖1 不同磁控濺射技術(shù)沉積的CrN 和Cr-Mo-N涂層的XRD 圖譜

不同磁控濺射技術(shù)下沉積的CrN 和Cr-Mo-N 涂層的截面及表面形貌如圖2 所示。從截面形貌可以看出，HiPIMS 制備的涂層較Pulsed DC 制備的涂層柱狀晶粒更加細(xì)小致密，應(yīng)用Hybrid 技術(shù)制備的涂層截面組織無明顯特征，由于應(yīng)用HiPIMS 技術(shù)，靶材離化率高，濺射離子能量大，沉積過程中對涂層轟擊效應(yīng)顯著，致使晶粒尺寸變小，與Lin 等[9]研究結(jié)果一致。涂層表面形貌也有相同的趨勢，利用Pulsed DC 制備的涂層表面較粗糙（圖 2（a2）），應(yīng)用 HiPIMS 技術(shù)后涂層表面光滑平整（圖 2（b2））。在圖2（c2）中可明顯觀察到表面顆粒邊緣呈棱角狀，顆粒間排列緊密，表明摻雜Mo 元素后晶粒被進(jìn)一步細(xì)化，可實(shí)現(xiàn)細(xì)晶強(qiáng)化[25-26]。

2.2 力學(xué)性能

涂層內(nèi)殘余應(yīng)力主要來源2 方面：一方面生長過程；另一方面是冷卻過程。涂層生長過程中等離子特征直接影響涂層性能，涂層與基體晶格常數(shù)錯配常引入較大殘余應(yīng)力；當(dāng)涂層由沉積溫度冷卻至室溫時，涂層與基體收縮程度不一致也將產(chǎn)生殘余應(yīng)力[27]。圖3 為不同磁控濺射技術(shù)沉積的CrN 和Cr-Mo-N 涂層的殘余應(yīng)力，3 種涂層均呈壓應(yīng)力狀態(tài)，Pulsed DC涂層殘余應(yīng)力最小，約-0.38 GPa；HiPIMS CrN 涂層與Hybrid Cr-Mo-N 涂層的殘余應(yīng)力均較高，分別為-0.93 GPa 和-1.10 GPa。由于HiPIMS 具有高離化率，在負(fù)偏壓電場作用下賦予濺射離子較高能量，在涂層生長過程中形成強(qiáng)烈的轟擊效應(yīng)，引入較大殘余壓應(yīng)力。Wan 等[28]研究也表明，涂層內(nèi)殘余應(yīng)力隨離子轟擊強(qiáng)度增加呈增大趨勢。另外，摻雜Mo 元素后，較大原子半徑的Mo 原子固溶到CrN 晶格中，進(jìn)一步增大了涂層內(nèi)殘余壓應(yīng)力。

圖2 不同磁控濺射技術(shù)沉積的CrN 和Cr-Mo-N涂層的截面及表面形貌

圖3 不同磁控濺射技術(shù)沉積的CrN 和Cr-Mo-N涂層的殘余應(yīng)力

圖4 為不同磁控濺射技術(shù)沉積的CrN 及Cr-Mo-N涂層顯微硬度，Pulsed DC CrN 涂層硬度約1 950 HV；應(yīng)用HiPIMS 技術(shù)，CrN 涂層硬度提高到2 580 HV；Hybrid Cr-Mo-N 涂層硬度最高，約2 910 HV。這是由于Pulsed DC 技術(shù)較HiPIMS 離化率低，濺射出的粒子大部分帶中性電荷，未能在偏壓電場作用下獲得足夠高的動能，導(dǎo)致粒子表面擴(kuò)散能力降低、涂層結(jié)構(gòu)疏松、表面粗糙，故硬度偏低，這與Mayrhofer 等[29]的研究結(jié)果相一致。Hybrid Cr-Mo-N 涂層較高的硬度可歸因于以下2 點(diǎn)：①固溶強(qiáng)化作用，Mo 原子固溶于CrN 晶格中，引起晶格畸變，對位錯運(yùn)動起著原子尺度障礙物的作用，從而提高涂層硬度；②晶粒細(xì)化作用，Hybrid Cr-Mo-N 涂層晶粒細(xì)小，結(jié)構(gòu)致密，晶粒尺寸與硬度之間滿足Hall-Petch 關(guān)系[30]，即晶粒尺寸變小，增加涂層致密性，能夠有效阻止位錯運(yùn)動及晶粒滑移，提高涂層各項(xiàng)力學(xué)性能，如斷裂韌性、硬度及屈服強(qiáng)度等[31-32]。另外，應(yīng)用HiPIMS 技術(shù)，涂層內(nèi)引入殘余壓應(yīng)力也是導(dǎo)致硬度測量值增加的一個重要原因[33]。

圖4 不同磁控濺射技術(shù)沉積的CrN 和Cr-Mo-N涂層的顯微硬度

采用劃痕法測試膜/基結(jié)合力，圖5 為利用不同磁控濺射技術(shù)沉積的CrN 及Cr-Mo-N 涂層的臨界載荷，由圖5 可知，Hybrid Cr-Mo-N 涂層臨界載荷最大，約62 N；Pulsed DC CrN 涂層臨界載荷最小，約42 N。根據(jù)涂層截面形貌觀察，Pulsed DC CrN 涂層由粗大柱狀晶組成，劃痕測試中柱狀晶粒受剪切應(yīng)力與壓應(yīng)力聯(lián)合作用易發(fā)生穿晶斷裂，伴隨裂紋迅速傳播和擴(kuò)展，涂層易于從基體剝離，導(dǎo)致Pulsed DC CrN 涂層臨界載荷偏低。而Hybrid Cr-Mo-N 涂層由于摻雜Mo 元素，涂層組織愈加致密、晶粒細(xì)化，小尺寸晶粒在復(fù)雜應(yīng)力作用下可輕微滑移或傾斜，緩沖釋放界面處部分應(yīng)力，減緩裂紋萌生及涂層剝落，有助于增強(qiáng)膜/基結(jié)合力[34]。此外，Hybrid Cr-Mo-N 涂層中較低缺陷密度，也在一定程度上抑制了裂紋的萌生與擴(kuò)展，增強(qiáng)了涂層與基體的結(jié)合。

圖5 不同磁控濺射技術(shù)沉積的CrN 和Cr-Mo-N涂層的臨界載荷

2.3 摩擦學(xué)性能

圖6 為不同磁控濺射技術(shù)沉積的CrN 及Cr-Mo-N 涂層的摩擦系數(shù)曲線，3 種涂層均經(jīng)歷短暫的預(yù)摩擦后很快進(jìn)入穩(wěn)定摩擦階段。Pulsed DC CrN 涂層穩(wěn)定摩擦階段的平均摩擦系數(shù)最大，約0.41，該涂層硬度最低，在摩擦測試中由于法向載荷保持恒定，涂層與摩擦副界面接觸面積最大，故摩擦力大，導(dǎo)致摩擦系數(shù)偏高[35]。另外，涂層粗糙的表面、較大的晶粒尺寸，都能引起涂層摩擦系數(shù)增加。應(yīng)用HiPIMS 技術(shù)，CrN涂層表面變得光滑致密，硬度也得到提升，尤其摻雜Mo 元素后，Hybrid Cr-Mo-N 涂層摩擦系數(shù)達(dá)到最低，約0.21。由于原子半徑差異，導(dǎo)致晶格畸變發(fā)生，固溶強(qiáng)化機(jī)制有效提升了涂層的硬度和耐磨性能，摩擦界面接觸面積減少，降低了涂層摩擦系數(shù)。此外，在摩擦過程中Mo 易與O 發(fā)生化學(xué)反應(yīng)，生成層狀MoO3潤滑膜（見磨痕的XPS 分析），又賦予其自潤滑功能。

圖6 不同磁控濺射技術(shù)沉積的CrN 和Cr-Mo-N涂層的摩擦系數(shù)曲線

磨損率代表涂層的耐磨性能，是涂層推廣應(yīng)用的一項(xiàng)重要指標(biāo)，常受硬度、表面粗糙度、摩擦系數(shù)、工作溫度、濕度等一系列因素影響[35]。圖7 為不同磁控濺射技術(shù)沉積的CrN 和Cr-Mo-N 涂層的磨損率，其中Pulsed DC CrN 涂層磨損率最大，約 4.1 μm·3N-1·mm-1。因?yàn)镻ulsed DC CrN 涂層表面粗糙且存在較多大顆粒，在摩擦過程中大顆粒脫落充當(dāng)磨粒參與摩擦過程，磨屑增多，加劇了涂層磨損，導(dǎo)致磨損率較高。另外，涂層硬度較低也增加了與摩擦副的接觸面積，加速涂層磨損。而HiPIMS CrN 涂層的表面質(zhì)量和硬度都有所改善，提升了耐磨性能，磨損率下降至2.6 μm3·N-1·mm-1。Hybrid Cr-Mo-N 涂層的磨損率最低，約 1.1 μm3·N-1·mm-1，此時涂層耐磨性最好，涂層結(jié)構(gòu)致密且缺陷密度低。結(jié)合力學(xué)性能分析結(jié)果，可知涂層硬度及結(jié)合強(qiáng)度等力學(xué)性能在一定程度上能反映其耐磨性能。同時涂層在摩擦過程中不斷形成轉(zhuǎn)移潤滑膜，具有良好的減摩作用，較低的摩擦系數(shù)也有利于提高抗磨損能力。

圖7 不同磁控濺射技術(shù)沉積的CrN 和Cr-Mo-N涂層的磨損率

圖8 為不同磁控濺射技術(shù)沉積的CrN 和Cr-Mo-N 涂層的磨痕形貌，Pulsed DC CrN 涂層的磨痕最寬、最深，HiPIMS CrN 涂層的磨痕變窄變淺，Hybrid Cr-Mo-N 涂層的磨痕最淺，表面其耐磨性最好，與磨損率結(jié)果相一致。Pulsed DC 技術(shù)離化率低，濺射粒子形成涂層時轟擊作用小，涂層結(jié)構(gòu)疏松，由粗大柱狀晶組成且硬度低易磨損，形成較光滑的磨痕，具體磨損機(jī)理前期已報道[36]。應(yīng)用HiPIMS 技術(shù)，明顯改善了CrN涂層的微觀組織和性能，從磨痕的寬度和深度上都有所體現(xiàn)。Hybrid Cr-Mo-N 涂層的磨痕表面有大量犁溝，由于其硬度高，在摩擦過程中也造成了摩擦副磨損，脫落的硬質(zhì)磨屑逐漸轉(zhuǎn)移至摩擦界面，形成三體磨粒磨損。摩擦副的磨損使得摩擦過程在更大的接觸面積上進(jìn)行，故Cr-Mo-N 涂層的磨痕較寬，但磨痕最淺，因?yàn)橥繉泳Я＜?xì)小、結(jié)構(gòu)致密，能有效抑制摩擦過程中裂紋的萌生與擴(kuò)展，并且摩擦系數(shù)低，賦予Cr-Mo-N 涂層極高的抗磨損能力。

圖8 不同磁控濺射技術(shù)沉積的CrN 和Cr-Mo-N涂層的磨痕形貌

摩擦試驗(yàn)后，利用XPS 分析Cr-Mo-N 涂層及磨痕表面Mo 元素的化學(xué)價態(tài)，分析結(jié)果如圖9 所示。圖9（a）、（b）分別為 Cr-Mo-N 涂層及磨痕表面 Mo3d 的XPS去卷積分析結(jié)果。從圖9（a）可以看出，原始測試曲線擬合成2 個峰，分別為Mo2N 3d5/2（228.9 eV）和Mo2N 3d3/2（232.1 eV），這2 個峰無論強(qiáng)度還是峰位均與原始測試曲線相近，表明在Cr-Mo-N 涂層內(nèi)Mo 元素以Mo2N 形式存在，與圖 1 中 XRD 結(jié)果相一致。在圖 9（b）中，原始測試曲線擬合成3 個峰，分別是Mo2N 3d5/2（228.9eV）、Mo2N3d3/2（231.9eV）和 MoO33d3/2（233.1eV），與圖 9（a）相比，多 1 個 MoO33d3/2（233.1eV）峰，表明在摩擦過程中磨痕表面Mo元素與O 發(fā)生化學(xué)反應(yīng)，生成了層狀MoO3潤滑膜。還可看出，Mo2N 3d3/2（231.89 eV）峰強(qiáng)降低，表明了磨痕表面Mo2N 含量減少。

圖9 Cr-Mo-N 涂層及磨痕表面Mo 3d 的XPS去卷積分析結(jié)果

3 結(jié) 論

（1）經(jīng)對比研究Pulsed DC CrN 涂層、HiPIMS CrN涂層、Hybrid Cr-Mo-N 涂層，發(fā)現(xiàn)Hybrid 技術(shù)兼具上述2 種技術(shù)的優(yōu)點(diǎn)，可高效沉積高質(zhì)量涂層。

（2）采用Hybrid 技術(shù)研制的Cr-Mo-N 涂層，Mo元素以Mo2N 的形式存在，涂層中fcc-CrN 相沿（200）晶面擇優(yōu)生長，晶粒細(xì)小無明顯特征，與CrN 涂層相比，Cr-Mo-N 涂層結(jié)構(gòu)更加致密、表面更光滑。

（3）相比 CrN 涂層，Hybrid Cr-Mo-N 涂層硬度最高，約為2 910 HV；膜/基結(jié)合好，臨界載荷約62 N，具有最佳力學(xué)性能。

（4）相比 CrN 涂層，Hybrid Cr-Mo-N 涂層摩擦系數(shù)最低，約0.21，摩擦過程中Mo 元素與O 反應(yīng)生成層狀MoO3潤滑膜，賦予涂層自潤滑功能，耐磨性能也顯著提升，磨損率約為 1.1 μm3·N-1·mm-1。