磁過濾沉積TiAlSiN 納米薄膜的摩擦磨損與腐蝕磨損行為

蔣琴，孫麗，張旭

（北京師范大學 核科學與技術學院，北京 100875）

隨著航空航天和先進制造技術等領域的急速發展，簡單的二元涂層已無法滿足高精度與高效率的要求，工作器件面臨的工況環境越來越復雜，高速高效的要求對于難加工材料的條件越來越苛刻，而在器件表面涂覆一層納米復合結構的薄膜可以有效改善器件的工作環境。向現有的氮化物薄膜中加入其他元素（如C、Si、N）[1-2]以改善使用性能，是使薄膜的成分和微觀結構特點多元化發展[3]的有效方法。TiAlSiN 薄膜以硬度高[4]、抗氧化溫度高[5]、膜基結合強度高[6]、耐磨性能好和熱穩定性高[7-8]等優點備受關注，是目前海內外學者廣泛研究的對象之一。TiAlSiN 薄膜具有Si3N4與(Ti,Al)N 的納米復合結構[9]，由于Si 元素的存在，非晶相的Si3N4在(Ti,Al)N 晶界上包裹(Ti,Al)N 晶粒，形成納米晶復合結構，使得TiAlSiN 薄膜兼具TiAlN 和TiSiN 等多種涂層的優良性能[10-11]。Si 元素在TiAlSiN 薄膜的沉積過程中起到阻止(Ti,Al)N 晶粒長大的作用。有研究表明[12]，在TiAlN 薄膜的晶粒尺寸為18.6 nm 時加入Si 元素，可以將晶粒細化至3.6 nm。

TiAlSiN 薄膜的主要有磁過濾沉積、磁控濺射[13]、離子束輔助沉積[14]、多弧離子鍍[15]、離子注入[16]等制備方法，其中磁過濾沉積技術因具有接近100%的離化率、高離子能量、過濾大顆粒、膜基結合強、可獨立控制參數等優點而適用于TiAlSiN 的制備。目前關于TiAlSiN 薄膜的研究多針對于不同制備技術優化、元素成分優化或者摩擦學性能的表征，卻鮮有報道它在海水腐蝕介質中的磨損腐蝕性能。基于此，文中利用磁過濾沉積技術在不銹鋼基底沉積了不同真空氣壓參數下制備的TiAlSiN 薄膜，并研究了薄膜在人工海水中的耐磨蝕性能。

1 試驗

1.1 試樣制備

在本試驗中，采用磁過濾陰極真空弧沉積技術在316 不銹鋼上制備樣品。磁過濾陰極真空弧沉積設備主要由樣品臺、真空室、真空系統、線圈纏繞的45°磁過濾彎管、冷卻水系統、陽極筒和陰極靶等組成。樣品臺可以繞豎直軸公轉和繞水平軸自轉，機械泵和分子泵組成的抽真空系統可以保證真空室氣壓低至10–7量級，冷卻水系統保證陰極靶的溫度不會過熱。

選用尺寸為20 mm×20 mm×5 mm 的316L 不銹鋼片為基底，不銹鋼片在試驗前放入無水乙醇中超聲清洗5 min，清潔后的基底安裝在樣品臺中心位置，距磁過濾彎管末端150 mm。陰極靶材選用Ti0.3Al0.6S0.1的金屬靶，靶直徑為100 mm。利用機械泵抽到低真空10 Pa 之后，打開分子泵抽到5×10–3Pa，達到試驗要求真空度后，對基底表面進行濺射清洗，分別設置偏壓為–800、–600、–400、–200 V，不同偏壓下的濺射清洗時間設置為30 s，二次濺射設置偏壓為–200 V，時間設置 10 min。濺射清洗結束后，保持偏壓為–200 V，設置弧電流為1.5 A，通入N2，并保持真空室氣壓，N2被離化后，與TiAlSi 等離子體在基底表面共同形成TiAlSiN 薄膜。TiAlSiN 薄膜沉積時長為30 min，沉積過程中保證氣壓分別為0.06、0.08、0.10、0.12、0.15 Pa。

1.2 表征與分析

采用PANalytica 公司生產的X'PertPro MPD 型X射線衍射儀（XRD）檢測薄膜物相結構，X 射線激發源為Cu 的Kα，掃描速度設置為2 (°)/min，掃描范圍設置為30°～90°，使用XRD 半寬峰數據計算得到晶粒尺寸D。采用Thermo Fisher 公司生產的250Xi 型X射線光電子能譜儀（XPS）分析涂層的組成。采用Hitachi 公司生產的S-4800 型掃描電子顯微鏡（SEM）觀察薄膜的表面和截面形貌，表征試驗開始前對試樣進行噴 Pt 處理以增強薄膜的導電性，沉積電流為20 mA，時長為30 s。采用Talydurf50 輪廓儀測量薄膜的厚度，隨機選取3 個位置，取平均值。采用測量薄膜的硬度H和彈性模量E，隨機取點，取平均值，H/E*和H3/E*2用于定性評估薄膜的韌性[16]。采用劃痕儀測試薄膜的抗劃傷性和附著力，采用RTEC 公司生產的MET-5000 摩擦磨損儀的往復模式測量薄膜的摩擦力及摩擦系數，采用電化學工作站在0.1 mol/L的人工海水環境中測試薄膜的摩擦曲線和開路電位變化曲線，摩擦磨損測試儀的具體參數見表1。摩擦試驗完成后，使用輪廓儀測試薄膜的磨損體積，從而計算磨損率，測試掃描長度為3 mm。磨損率是評估薄膜抗磨性能的指標，根據測量的磨損體積計算磨損率的公式[17-18]為：

表1 摩擦磨損試驗工藝參數Tab.1 Friction and wear test process parameters

式中：Ws為磨損率，mm3/(N·m)；V為磨損體積，mm3；S為滑行距離，m；F為法向載荷，N。

2 結果分析

2.1 成分變化和薄膜形貌

采用FESEM 表征了不同氮氣氣壓下制備的TiAlSiN的表面和截面形貌。不同N2氣壓下制備的TiAlSiN薄膜各元素的原子分數見表2。

表2 不同N2 氣壓下TiAlSiN 薄膜各元素百分比Tab.2 Percentage of each element of TiAlSiN films at various N2 pressures at.%

TiAlSi 陰極靶產生的離子束在真空室內與N2反應后在基底表面沉積形成薄膜，而離子束在經過通有磁場的90°彎管過濾大顆粒時，由于離化率、磁場偏轉等因素的影響，等離子體中不帶電荷的液態顆粒在彎管中呈直線運動，成膜離子呈曲線運動，導致薄膜元素有一定概率碰撞到管道內壁出現缺失[17-18]。當試驗過程中通入N2氣壓升高時，由于氣流量增大，氣體離子密度增大，因此與Ti、Al、Si 等離子體碰撞的密度增加。由于碰撞過程的能量損耗，Ti、Al、Si離子的平均能量降低[19-20]，并且在這個碰撞過程中離子方向發生變化，從而沉積到基底的元素發生改變。

不同N2氣壓下TiAlSiN 薄膜的表面和截面形貌如圖1 和圖2 所示。采用輪廓儀測量薄膜厚度，在沉積時遮擋住基底的一部分空白區域，于是在基底上有一部分區域沒有薄膜沉積，利用輪廓儀測出基底與薄膜的厚度差異，即為薄膜厚度[20]。隨著N2氣壓的增加，薄膜厚度減小，這與離子束損失和粒子碰撞有關。隨著氣流量的增大，由于靶材粒子的背反射和散射增大，磁過濾沉積的離子濺射率降低，離子束在經過90°彎管后產生損失，同時成膜離子的碰撞增加，在連續碰撞中，部分離子失去動能無法沉積到基底表面，因此薄膜厚度減小。不同氣壓（0.06、0.08、0.10、0.12、0.15 Pa）下，薄膜的面粗糙度Ra分別為3.4、4.6、5.5、7.6、9.7 nm。

圖1 不同N2 氣壓下TiAlSiN 薄膜的表面形貌Fig.1 Surface morphological SEM images of TiAlSiN films at various N2 pressures

圖2 不同N2 氣壓下TiAlSiN 薄膜的截面形貌Fig.2 Cross-sectional SEM images of TiAlSiN films at various N2 pressures

當通入N2的氣壓在0.06 Pa 時，薄膜表面存在不規則的突起和紋路，這可能與氮化物的產生有關。當氣流量較小時，原子未來得及反應完全就直接濺射到基底，導致薄膜表面不平整；當N2氣壓增大時，在較高的氣體流速下，粒子的隨機運動更劇烈，薄膜表面的白色明亮顆粒明顯減少。這說明在磁過濾的作用下，沒有大的顆粒影響薄膜表面質量，同時薄膜晶粒尺寸變小，截面處柱狀組織區分不明顯，未出現明顯的柱狀晶，條狀纖維組織尺寸降低，薄膜致密度增加。隨著氣壓的增大，薄膜結構由初始不明顯的柱狀晶結構截面轉變為細晶結構，薄膜表面更加光滑。

2.2 XRD 分析

圖3 不同N2 氣壓下TiAlSiN 薄膜的XRD 圖譜Fig.3 XRD patterns of TiAlSiN films at various N2 pressures

由于βsinθ/λ和sinθ/λ為線性關系，故以sinθ/λ作為自變量，βsinθ/λ為因變量，將得到的數值點代入坐標系，擬合得到一條直線。設直線的截距為y0，斜率為k，可得到L//=1/(2y0)，βt=k。將XRD 結果擬合所得直線的截距和斜率代入公式計算，計算得到對應不同氣壓下的晶粒尺寸，如圖4 所示，平均晶粒尺寸從26 nm 減小到12 nm。

圖4 不同N2 氣壓下TiAlSiN 薄膜晶粒尺寸Fig.4 Grain size of TiAlSiN films at various N2 pressures

2.3 XPS 分析

XRD 表征結果僅能證實TiAlSiN 薄膜的組成相為(Ti,Al)N，為確定薄膜中各化學元素的存在方式，采用XPS 對各元素的結合價態進行分析和評定。不同氣壓下制備的TiAlSiN 薄膜的各元素XPS 圖譜見圖5。

圖5 不同N2 氣壓制備TiAlSiN 薄膜的XPS 圖譜Fig.5 XPS spectra of TiAlSiN films at various N2 pressures

Ti2p 的譜圖由結合能位于456.95、462.72 eV 的峰構成，進行分峰擬合之后獲得3 個峰，分別位于456.12、457.31、462.70 eV，說明Ti 元素存在3 種形態，分別對應Ti—N、Ti—O 和Ti=O 的電子結合能，來源于TiN、Ti2O3和TiO2的氮化物。從圖譜來看，薄膜中的Ti 主要為氧化物，而出現Ti 的氧化物表明薄膜存在一定氧污染，這主要是由于真空室內存在少量雜質氧元素[25]。Al2p 擬合之后獲得位于73.46 eV的Al—N 峰和74.06 eV 的Al—O 峰，說明Al 元素的存在形態分別為AlN、Al2O3，主要以AlN 的形式存在，但氧化物的存在表明有一定的氧污染。Si2p 擬合之后獲得位于101.02 eV 的Si—N 峰和102.67 eV 的Si=O 峰，說明Si 元素的存在形態分別為Si3N4、SiO2，主要以Si3N4的形式存在，且也存在一定氧污染。N1s擬合之后獲得位于395.97 eV 的Al—N 峰、396.62 eV的Ti—N 峰和397.26 eV 的Si—N 峰，說明N 元素存在3 種形態，分別為AlN、TiN、Si3N4。以上分析表明，在試驗條件下，Si 元素以Si3N4的非晶相形式穩定存在，由于Si 元素不溶于TiAlN 晶胞，非晶Si3N4在納米TiAlN 晶粒的晶界處形成包覆結構[25-26]。

2.4 硬度分析

TiAlSiN 薄膜的納米硬度和彈性模量如圖6 所示。壓痕深度為TiAlSiN 薄膜厚度的9%～10%，為避免基底的影響，每個試樣測試6 個不同的位置，取平均值為測量值。

圖6 不同N2 氣壓下TiAlSiN 薄膜的硬度、楊氏模量、H/E*和H3/E*2Fig.6 (a) Hardness and Young' elastic modulus and (b) ratio of H/E* and H3/E*2 of TiAlSiN coatings at various N2 pressures

高的硬度、H/E*（E*為有效楊氏模量）和H3/E*2比值有利于改善摩擦學性能。當N2氣壓較小時，薄膜中存在大顆粒，因此硬度較低。隨著通入N2氣壓的增加，TiAlSiN 薄膜的納米硬度及楊氏模量分別從0.06 Pa 下的19.8、260.4 GPa 增加到0.08 Pa 下的22.0、253.5 GPa，然后降低到0.10 Pa 下的18.2、250.4 GPa，0.12 Pa 下的17.5、232.6 GPa，0.15 Pa 下的16.5、230.6 GPa。0.08 Pa 氣壓下TiAlSiN 薄膜的硬度和楊氏模量最高，這種良好的力學性能與晶粒細化的強化效應有關。當通入N2氣流量過大時，雖然晶粒尺寸減小，但Al/(Ti+Al)原子比降低，因此強化效果不明顯。總體上看，硬度和彈性模量具有相似的變化規律。

2.5 結合力

膜與基底的結合力是衡量薄膜質量的一個重要指標，采用劃痕法測量試樣的結合力。隨著載荷的增大，壓頭不斷深入涂層，當載荷達到一定值時，薄膜被劃破露出基底。當薄膜破損脫落后，聲信號和摩擦力信號發生突變，此時對應的加載載荷為臨界載荷值Lc2，定義為薄膜與基底的結合力[27-28]。由于加載過程中可能存在干擾因素，因此選擇劃痕形貌用于判斷基膜結合狀態。劃痕儀載荷加載速度為40 N/min，劃痕長度為5 mm，如圖7 所示。

圖7 不同N2 氣壓下TiAlSiN 薄膜的劃痕形貌Fig.7 Scratch morphologies of TiAlSiN films at various N2 pressures

隨著N2氣流量的增加，TiAlSiN 薄膜的結合力呈先上升、后下降的趨勢，但均大于10 N，表明薄膜與基體的結合力較好，在薄膜達到臨界載荷值Lc2之后，壓頭與薄膜接觸的劃痕邊緣出現了剝落損傷。在N2氣壓為0.08 Pa 時，薄膜的膜基結合力最大，為28.04 N。根據硬度分析發現，此時薄膜的納米硬度最高，H/E*和H3/E*2值最大，TiAlSiN 薄膜的抗塑性變形能力比較好，壓頭在劃過薄膜表面時，產生的剪切應力小，可以有效抑制裂紋的擴展。

2.6 摩擦系數和磨損率

不同N2氣壓下制備的TiAlSiN 薄膜的摩擦系數曲線及平均摩擦系數變化趨勢如圖8 所示。可以看出，由于對磨球與薄膜接觸時間短，摩擦系數在初始階段較小，隨著摩擦試驗的繼續而迅速增大，并趨于穩定波動。各氣壓下制備的TiAlSiN 薄膜的平均摩擦系數為0.4～0.7，在不同時間點均表現出一定的增大，然后趨于穩定。這是由于對磨球在試驗中需要克服一定的變形與粘著阻力，在載荷的作用下，對磨球與薄膜表面的真實接觸面積增加，TiAlSiN 薄膜在摩擦過程中產生塑性變形，導致摩擦系數在一定范圍內波動[29]。

圖8 不同N2 氣壓下制備的TiAlSiN 薄膜的(a)摩擦系數和(b)平均摩擦系數曲線Fig.8 (a) Coefficient of friction and (b) Average coefficient of friction curves of TiAlSiN films at various N2 pressures

為了進一步探究TiAlSiN 薄膜的摩擦磨損行為，選取在0.08 Pa 氣壓下制備的試樣分別在3、4、5 N的載荷下進行摩擦磨損試驗，并與1 N 載荷下得到的試驗數據進行對比。摩擦磨損測試儀的具體參數除載荷改變外，其余參數均不變。在不同載荷<0.08 Pa 氣壓下制備薄膜的摩擦系數曲線及平均摩擦系數變化趨勢如圖9 所示。可以看出，1 N 載荷下的摩擦系數最小，在3 N 載荷下，摩擦系數達到最大，但之后隨著載荷增大，摩擦系數反而降低。這是因為對磨球在增大載荷的作用下，加快了磨粒的形成，將部分摩擦形式轉變為滾動摩擦，同時載荷的增大加速了薄膜表面顆粒的磨損，減小了薄膜的表面粗糙度，所以降低了摩擦系數。

圖9 不同載荷下TiAlSiN 薄膜的摩擦系數和平均摩擦系數曲線Fig.9 (a) Coefficient of friction and (b) average coefficient of friction curves of TiAlSiN films under different loads

當薄膜與基體的結合力較小時，摩擦過程中薄膜容易被撕裂，從而引起磨粒磨損和磨損率增大。TiAlSiN 薄膜在不同試驗條件下的磨損率如圖10 所示。當摩擦載荷為1 N 時，0.08 Pa 氣壓下薄膜的磨損率和摩擦系數最小，0.15 Pa 氣壓下薄膜的磨損率最大，相差約10 個數量級。隨著氣壓的增大，相同載荷下薄膜的磨損率和摩擦系數增大。選取0.08 Pa氣壓制備的TiAlSiN 薄膜進行不同載荷的摩擦試驗，此時薄膜在1 N 載荷下的磨損率和摩擦系數最小，3 N載荷下最大。隨著摩擦載荷的增大，磨損率和摩擦系數均增大。從整體上看，磨損率和摩擦系數符合同步變化。

圖10 不同N2 氣壓下制備的TiAlSiN 薄膜的磨損率和不同載荷下TiAlSiN 薄膜磨的損率Fig.10 Wear rates of TiAlSiN films at (a) different various N2 pressures and (b) under different loads

摩擦試驗結束后，對磨痕進行SEM 分析。不同載荷下 TiAlSiN 薄膜在 25 ℃的空氣介質中摩擦30 min 條件下的磨痕形貌如圖11 所示。

圖11 不同載荷下TiAlSiN 薄膜的磨痕形貌Fig.11 Wear morphologies of TiAlSiN films at different loadings

在25 ℃空氣介質摩擦的條件下，1 N 載荷的磨痕相對平整。隨著載荷增大，磨痕逐漸粗糙，摩擦載荷越大，磨痕有明顯寬化跡象。磨損表面有明顯的顆粒物，同時存在對磨球摩擦造成的裂紋，并且磨痕局部有輕微的片狀脫落及撕裂。薄膜的顆粒脫落與對磨球顆粒的剝離形成磨粒加劇薄膜的磨損，因此分析認為薄膜的磨損方式主要是磨粒磨損[30-31]。所有TiAlSiN 薄膜的磨痕表面均未出現失效和分層剝離現象，說明TiAlSiN 薄膜耐磨性優良。

2.7 磨損腐蝕和磨損率

選取0.08、0.10 Pa 氣壓下制備的薄膜和不銹鋼基底進行磨損腐蝕試驗，探究腐蝕的電化學因素與磨損的力學因素兩者綜合對薄膜磨損情況的影響。3 組樣品在0.1 mol/L 的人工海水溶液中的摩擦曲線及相應的開路電位曲線如圖12 所示。0.08 Pa 氣壓下制備的TiAlSiN 薄膜平均摩擦系數為0.36；0.10 Pa 氣壓下制備的TiAlSiN 薄膜平均摩擦系數為0.43；316L 基底平均摩擦系數為0.49。人工海水介質中，薄膜與對磨球的腐蝕與磨損存在交互作用。在摩擦過程中，薄膜與對磨球摩擦時產生含Si 的磨屑，在人工海水介質中生成硅酸，起到潤滑作用，一定程度上減小了摩擦系數。根據研究可知[32-33]，在一定濕度的環境中進行摩擦試驗時，薄膜受到交互作用將生成具有潤滑作用的腐蝕產物：

圖12 不同氣壓下制備的TiAlSiN 薄膜和316 不銹鋼基底在3.5% NaCl 溶液中的摩擦曲線及開路電位Fig.12 The friction curves and open circuit potential of TiAlSiN films at different various N2 pressures and 316L substrate in 3.5% NaCl: a) 0.08 Pa; b) 0.10 Pa; c) 316L substrate

Si3N4+6H2O=3SiO2+4NH3

SiO2+H2O=Si(OH)2

此時參與磨損的潤滑相有Al2O3、SiO2和Si(OH)2水膜，能夠作為中間潤滑膜層，起到保護作用，從而提高薄膜的摩擦磨損性能。

腐蝕磨損試驗時間分別為60、50 min，前15 min為開路電位穩定時段，0.08 Pa 氣壓下制備的TiAlSiN薄膜的開路電位為0.1 V 左右，0.10 Pa 氣壓下制備的TiAlSiN 薄膜的開路電位為0.06 V 左右，316L 基底的開路電位為–0.08 V 左右。相較于基底而言，2 組薄膜均具有良好的抗海水腐蝕性能。摩擦測試開始后，磨損部位暴露面積增大，處于人工海水介質中的陽極區與陰極區的面積比增大，使得所測開路電位負移[34]。316L 基底的開路電位降低約0.2 V 后趨于穩定，是由于活化態的新鮮不銹鋼基底表面接觸腐蝕介質，腐蝕傾向增大，而電位降低，摩擦期間機械去鈍化過程和電化學再鈍化過程處于動態平衡狀態，故電位處于穩定狀態。0.08 Pa 氣壓下制備的TiAlSiN 薄膜開路電位迅速降低后趨于穩定，保持在–0.6V 左右，表明摩擦接觸面在不停生成鈍化膜，而鈍化膜又在不停被消耗，鈍化膜的生成與破壞處在動態平衡的狀態。0.10 Pa 氣壓下制備的TiAlSiN 薄膜的開路電位迅速降低后緩慢下降，開路電位從摩擦開始時的–0.2 V左右，緩慢降低至摩擦結束時的–0.4 V。這可能是由于鈍化膜生成的速度小于被破壞的速度，對腐蝕的抵抗能力降低[35]。薄膜的腐蝕和磨損之間存在交互作用，對磨球的反復運動減薄，甚至破壞鈍化膜或者腐蝕產物，導致對磨球將在新的接觸面上進行摩擦，同時反復運動引起腐蝕介質的激蕩，加速了新舊腐蝕產物的更換，從而加速腐蝕。摩擦停止后，電位逐漸回升，316L 基底開路電位回升，但未達到初始值；0.08 Pa 氣壓下制備的TiAlSiN 薄膜的開路電位回升后緩慢增加，從–0.3 V 恢復到–0.1 V，0.10 Pa 氣壓下制備的TiAlSiN 薄膜的開路電位回升至–0.02 V，并趨于穩定。3 組開路電位均未恢復到初始狀態，表明基底與薄膜表面存在一定損傷[36-37]。

磨損腐蝕試驗后的磨痕磨損率如圖13 所示。2組薄膜與基底的磨損率分別為2.5×10–6、1.8×10–6、3.7×10–6mm3/(N·m)。310L 基底的磨損率高于薄膜的磨損率，說明薄膜具有良好的耐磨損腐蝕性能。薄膜的腐蝕磨損率高于在大氣環境中單一的干摩擦磨損率，這是因為腐蝕磨損的磨損率受摩擦損傷和腐蝕交互作用的影響[37]。其中腐蝕因素是造成磨蝕損失的主要原因，腐蝕與磨損的交互作用對薄膜損傷的影響不可忽視，主要損傷形式為腐蝕對磨損的促進。

圖13 TiAlSiN 薄膜的腐蝕磨損率Fig.13 Wear rate of TiAlSiN film’s Corrosion-wear

結合開路電位、摩擦系數與磨損率分析發現，薄膜的腐蝕與磨損產生正交互作用，一方面磨損減弱腐蝕過程中鈍化膜的保護作用，使得薄膜暴露在腐蝕介質中，介質的激蕩同時加速腐蝕產物的擴散與離去，加速腐蝕。另一方面，發生腐蝕的薄膜表面疏松多孔，很容易在摩擦過程中被對磨球或磨粒沖刷脫落，增加薄膜的磨損率，同時薄膜表面粗糙度增大，加劇磨損。相較于干摩擦而言，人工海水中的腐蝕磨損擁有更高的磨損率。此外，薄膜的H/E*比值與其抗摩擦磨損能力緊密相關，H3/E*2與H/E*值越大，薄膜的抗塑性變形能力與抗磨損能力越好。0.08 Pa 氣壓下制備的TiAlSiN 薄膜的H3/E*2和H/E*值分別為0.083、0.15，結合力為28.04 N，因此0.08 Pa 氣壓下制備的TiAlSiN 薄膜可以表現出良好的抗腐蝕磨損性能。

3 結論

1）磁過濾陰極真空弧沉積技術制備TiAlSiN 薄膜的基本結構為非晶Si3N4包覆著晶粒的復合納米結構，N2氣壓從0.06 Pa 增大到0.15 Pa 時，(Ti,Al)N 晶粒尺寸平均值從26 nm 降低到12 nm。

2）0.08 Pa 氣壓下制備的TiAlSiN 薄膜的納米硬度和H/E*值表現最佳，分別為22、253 GPa。此時，薄膜的抗塑性變形能力和抑制裂紋擴展能力強，摩擦系數和磨損率最小，分別為0.412 和0.5×10–6mm3/(N·m)。增大載荷時，薄膜的摩擦系數未明顯增大，抗摩擦性能良好。

3）0.08 Pa 氣壓下制備的TiAlSiN 薄膜在人工海水中進行磨損腐蝕的摩擦系數和磨損率分別為0.36和2.5×10–6mm3/(N·m)，薄膜在海水介質中的摩擦主要受摩擦損傷和腐蝕的交互作用影響，磨損率比干摩擦下的大。摩擦過程中鈍化膜的生成與破壞處于動態平衡，保證了摩擦時開路電位的穩定。