近年來，隨著我國工業技術的飛速發展，航空航天、化工、冶金和核能工業等涉及極端工況裝備的精密基礎零部件的摩擦磨損特性對系統可靠性與工作壽命具有極大影響。尤其是高溫環境和溫度大范圍變化過程中如何確保工件能夠安全有效運轉，是各國科研工作者一直面臨的問題，也是目前制約我國高端技術領域關鍵裝備發展的瓶頸之一[1-6]。能夠隨工作溫度調整摩擦副界面元素成分和結構，在寬溫度范圍內具有低摩擦因數的涂層是減小高溫運動摩擦副摩擦磨損的重要材料，因此加深對寬溫域低摩擦涂層的摩擦學行為和潤滑失效機理的認識，能夠為高端工業裝備的發展提供有力的技術支持。通常，單一相基體材料難以實現寬溫域范圍內的低摩擦性能，而多相基體材料復配或原位生成潤滑相是在寬溫域范圍內實現較低摩擦因數和磨損率的關鍵技術。本文簡述金屬復合基、氧化物基和氮化物基等寬溫域低摩擦涂層的組成、結構和摩擦學特性等。

金屬復合寬溫域低摩擦涂層是以金屬或合金為基體，以纖維、顆粒等為增強體或潤滑相的復合材料，具有優異的摩擦學性能和力學性能[7-9]，廣泛應用于航空航天、冶煉化工等諸多工業部門。金屬基復合涂層的摩擦磨損性能主要取決于基體材料、固體潤滑相和摩擦化學反應形成的新相，可以在寬溫域范圍內降低摩擦因數和磨損率，延長工件使用壽命[10-12]。研究者通過摻雜石墨和Ag2MoO4 制備了鎳基復合涂層[13]，石墨相、鉬酸銀以及高溫原位形成的氧化鐵和氧化鎳等的協同潤滑作用使其獲得常溫和高溫低摩擦性能。因此，固體潤滑相的選擇對金屬復合涂層在寬溫域范圍的摩擦學行為具有重要的影響。

1.1 過渡金屬硫化物潤滑相復合涂層

過渡金屬硫化物MoS2、WS2 等是航天領域應用最普遍的固體潤滑材料[14]，而且WS2比MoS2更耐高溫，據報道它們分別氧化的溫度為540℃和350℃[15]。這類材料具有六方晶體層狀結構，在摩擦過程中層間范德華力極易被破壞，形成易滑移的剪切面，達到減摩效果[16-18]，但要注意的是，不是所有的硫化物之間的分層微觀結構都可實現摩擦副之間的自潤滑，對于具有類似層狀結構的NbS2 或TiS2，其層間鍵能的結合強度在磨擦過程中不易被破壞[19]。雖然過渡金屬硫化物MoS2、WS2 等在室溫及中低溫段具有良好的潤滑效果，但是溫度升高促使硫化物發生劇烈氧化反應，摩擦因數劇增。如350℃時會發生劇烈氧化反應[20]，其層狀結構被破壞導致摩擦因數升高[21]，這使得過渡金屬硫化物涂層只能應用于較窄的溫度范圍。為解決硫化物氧化失效問題，研究者們通過摻雜一些抗氧化性能較好的化合物如Sb2O3 和ZrO等，或設計交替多層結構涂層，以降低金屬硫化物涂層溫度敏感性的問題，改善其抗氧化失效性能，擴大其溫度應用范圍。高輝等[22]制備了MoS2、WS2 和Sb2O3 復合固體潤滑涂層，利用Sb2O3 較好的抗氧化性能，減緩MoS2 和WS2 高溫氧化。在高溫環境中，該復合涂層仍具有良好的潤滑性和耐磨性，摩擦因數保持在0.04左右。ZrO可以防止MoS2 高溫條件下的過度氧化[23]，將MoS2 與ZrO復合后形成的固體潤滑涂層可以應用于較寬的溫度范圍。ZENG等[24]采用磁控濺射法沉積MoS2-W復合涂層，改善了高溫環境下MoS2 的摩擦學性能。與純MoS2 相比，MoS2-W復合涂層降低了溫度敏感性，同時大幅度提高了力學性能。其中MoS2-8.2%W復合涂層，在室溫、100℃、200℃ 和300℃的摩擦因數保持在0.02～0.06。SHANG等[25]通過改變摻雜相沉積MoS2/Pb-Ti多層結構涂層，Pb和Ti元素的摻雜以及交替多層結構的構建減少了涂層中孔洞和缺陷的數量，降低了涂層表面粗糙度，同時提高了涂層的密度和致密性。與純MoS2 涂層相比，具有多層交替結構的MoS2/Pb-Ti涂表面結構更致密，力學性能和摩擦學性能顯著改善，同時具有優異的高溫耐腐蝕性能。

單一潤滑相過渡金屬硫化物僅滿足于較低溫度下的潤滑需求，將其作為固體潤滑相是制備寬溫域低摩擦復合涂層主要技術路線。李文生等[26]通過電化學沉積制備了Ni-MoS2 復合涂層，研究結果發現， Ni-MoS2 復合涂層比純鎳涂層具有更好的自潤滑效果。當沉積液中MoS2 的濃度為30g/L時，得到的復合涂層表面平整，在400℃下摩擦因數為0.035左右，具有良好的潤滑效果。但隨著溫度上升，MoS2 逐漸被氧化為MoO3，摩擦因數達到0.15，潤滑效果降低。這主要是由于硬質顆粒MoO3 形成磨粒[27]，附著于摩擦副表面，在摩擦過程中撕裂涂層，發生明顯的氧化磨損、疲勞磨損和磨粒磨損。所以，對于過渡金屬硫化物復合涂層，通過摻雜一些氧化物或者純金屬抑制其過早氧化失效，從而盡可能讓其應用于較寬的溫度范圍。

1.2 堿土/稀土金屬氟化物潤滑相金屬復合涂層

堿土金屬/稀土金屬的氟化物如CaF2、BaF2、 LiF、NaF、CeF3、LaF3 等均具有較高的熔點和良好的化學穩定性，在高溫下軟化從而表現出良好的潤滑性能[28]。因此，堿土金屬/稀土金屬氟化物是一類重要的高溫固體潤滑材料。表1為一系列堿土金屬/稀土金屬氟化物固體潤滑劑的物理性質和摩擦學性能[28-30]。其中CaF2 和BaF2 均屬立方晶系，由于溫度升高使其從脆性材料轉變為塑性材料而具有潤滑作用，在900℃條件下不會發生氧化失效。共晶堿土金屬氟化物62wt.%BaF2-38wt.%CaF2在航天飛機及氫介質的斯特林發動機中的成功應用得到了廣泛關注[29]。然而，由于堿土金屬/稀土金屬氟化物在低溫和中溫環境下脆性較強，摩擦過程中會發生磨粒磨損，所以堿土金屬/稀土金屬氟化物通常充當潤滑添加劑。

呂晉軍等[31]研究表明，CeF3優異的高溫潤滑性能與摩擦過程中的物理和化學變化有緊密聯系，如（002） 面的擇優取向、結晶度變化以及氧化等對其性能的影響。高永建[32]、俞友軍[33]等探究了堿土金屬氟化物高溫氧化的問題，運用激光熔覆技術制備了Ni3Al-BaF2/CaF2-Ag基高溫自潤滑涂層（圖1所示） 和NiCr/Cr3C2-Ag-BaF2/CaF2 金屬基高溫自潤滑涂層，考察了不同溫度下的摩擦學性能及高溫自潤滑機理。結果表明，從室溫至高溫范圍內，涂層保持平穩的摩擦磨損性能。高溫環境下，涂層表面形成了由BaF2/CaF2、Ag和摩擦氧化物經塑性變形以及熱軟化混合而成的復合物，使涂層減摩抗磨性能進一步提高。

PS/PM系列涂層最早由美國NASA的SLINEY和DELLACORTE提出，并成功應用于航空航天發動機和箔片空氣軸承等領域。PS/PM系列潤滑涂層以軟金屬銀（Ag）和共晶氟化物（BaF2/CaF2）混合而成，充分利用了各組分的優點，即Ag在中低溫的潤滑作用和共晶氟化物（BaF2/CaF2）的高溫潤滑作用，保證了潤滑涂層在寬溫域范圍內具有良好的摩擦學性能（如表2所示）[34-44]。

PS/PM系列涂層的分類依據為各種相的占比不同，其中PS100缺乏硬質相，涂層耐磨性較差，但在寬溫域范圍內能夠保持穩定的摩擦因數； PS/PM200涂層中隨著硬質相加入，耐磨性大幅度提高，但其摩擦因數稍微提高，一定程度上限制了該涂層的低摩擦應用；PS/PM300涂層以Cr2O3 為固體潤滑相，克服了Cr2C3 的高溫氧化和加工困難等問題，其摩擦因數比前一系列普遍降低。林韶寧等[45]通過熱處理PS304 發現涂層中出現鉻含量升高、析出并發生固態擴散和微觀結構變化，涂層強度明顯增加，改善了PS300涂層因氧化和磨損導致的剝落失效[46]；PS400涂層通過改變相組成的含量改善高溫氧化，但室溫環境下依然摩擦因數較高[42]。研究結果表明盡管PS/PM系列涂層仍存在缺點，但是通過改變相的組成、比例、結構參數等可以大幅度改善其摩擦學性能。

綜上，堿土金屬/稀土金屬氟化物在高溫下表現出優異的摩擦學行為，但也存在一些不足，如室溫下摩擦學性能較差以及氟化物添加導致基體材料力學性能下降等，限制了堿土金屬/稀土金屬氟化物在寬溫域范圍內的使用。因此，深入研究基于堿土金屬/稀土金屬氟化物固體潤滑相的金屬復合寬溫域低摩擦涂層在不同溫度摩擦過程中的組分和結構變化，如摩擦化學反應誘導潤滑劑的氧化和晶面取向改變等，對于這類涂層在寬溫域范圍內應用具有重要指導作用。

在高溫大氣環境下，金屬摩擦副運動表面會發生摩擦化學反應生成各類氧化物，隨后氧化物將參與摩擦磨損過程進而影響摩擦因數和磨損形式。某些金屬或非金屬氧化物（Re、Ti、Mo、Zn、V、W、 B氧化物等）在摩擦過程中易發生變形或剪切而具有較低摩擦因數和磨損率[47-49]。圖2所示為幾種氧化物摩擦因數隨溫度變化的趨勢圖。ERDEMIR等[50] 指出金屬氧化物的摩擦學性能與離子勢（陽離子電荷/陽離子半徑）的高低有關。如圖3所示，V2O5、 B2O3、Re2O7 等離子勢越高的氧化物其摩擦因數越小，摩擦因數保持在0.13～0.25，而Al2O3、ZrO2、 FeO等離子勢較低的氧化物，摩擦因數大于0.5。

大多數氧化物具有良好的高溫潤滑性能，但通常在常溫下摩擦因數較大[51]，使用的溫度范圍很窄[47-48]。HU等[52]通過Ag和Mo與YSZ氧化物陶瓷涂層復合制備了寬溫域低摩擦涂層，并設計了TiN擴散屏障層和YSZ-Ag-Mo硬層的交替多層結構，有效控制了Ag在氧化物涂層中的擴散，避免因Ag的過度消耗而造成材料早期失效，將YSZ-Ag-Mo涂層在500℃下的壽命分別提高了4倍和9倍多。PbO等少數氧化物涂層在較寬溫度范圍內具有較低摩擦因數（0.1～0.2）。20世紀50年代PETERSON在低碳鋼表面涂覆PbO，發現制備的復合涂層從室溫至677℃高溫下具有良好的潤滑性能[21, 53]。PbO涂層的硬度較低，隨著溫度變化， PbO首先被氧化為Pb3O4，隨后又被還原為PbO，在高溫環境中經歷從脆性到韌性的轉變，從而獲得了良好的摩擦學性能[54-57]。HU等[58]通過直流反應磁控濺射制備了Pb-O涂層，結果表明反應溫度，氧氣和氬氣的分壓比對直流反應磁控濺射制備氧化鉛涂層的結構和成分具有強烈影響，正交結構的PbO潤滑相容易氧化為四方晶系的Pb3O4。整體來說，PbO涂層具有良好的高溫潤滑性能，但高溫和富氧環境下的氧化還原系列反應對涂層的穩定性至關重要。

除了二元氧化物，研究者還發現了具有潤滑作用的三元及多元氧化物鹽類。無論是摩擦氧化過程中原位形成，還是作為固體涂層制備出來的復雜鹽類氧化物，都有可能作為有效的固體低摩擦涂層。STONE等[59]研究了Ag-Mo、Cu-Mo、 Pb-Mo的鉬酸鹽類在25～700℃范圍內的摩擦學性能，發現鉬酸鹽可以作為潛在的高溫潤滑劑應用。其中Ag2MoO4 結構中Ag2O和MoO3 的混合層分離可以呈現層狀結構，在摩擦過程中相對較弱的Ag-O鍵易斷裂形成富Ag潤滑涂層，使其呈現良好的潤滑效果。圖4顯示了Ag2MoO4 和Ag2MO2O7 的晶體結構[60]。然而，ERDEMIR等研究表明，由于Ag2O和MoO3 之間的離子電勢差較大，這種混合氧化物在高溫條件下具有較大的摩擦因數[50]。因此，Ag2MoO4 良好的摩擦學性能可能是其晶體的化學性質而非層狀微觀結構所致。GULBI?SKI等[61]利用PVD沉積出單相Ag2MoO4 涂層，結果顯示涂層摩擦因數隨溫度升高而降低，從100℃的0.35降到500℃的0.25，當測試溫度超過Ag2MoO4 的熔點（574℃）達到600℃時摩擦因數略有升高。研究者們還發現鉭酸鹽[59]、鈦酸鹽[62]、鎢酸鹽、錸酸鹽等[47, 63-64] 都可在高溫環境中表現出良好的摩擦學性能。研究表明氧化物之間的離子電勢差越高 ( 例如PbO-MoO3 [65]， PbO-WO3 [66]， Ag2O-MoO3 [61]， CuO-ZnO[67])，復合氧化物更穩定，潤滑性能越好。Pb-Cr-O系統在高溫環境下可以反應生成PbxCryOz，生成的鉻酸鹽主要有Pb5CrO8 和Pb2CrO5 等晶體，且這種含鉛的三元氧化物可以為PbO基涂層在高溫環境帶來更好的潤滑性能。WU等[68]研究了不同原子比例的Pb-Cr-O涂層在高溫環境中的摩擦學性能，研究發現隨著Cr含量的增加，Pb-Cr-O薄膜逐漸轉變為非晶態結構，其硬度也隨之增加，其中Pb35Cr2O63 涂層在較寬溫度范圍內達到了潤滑與耐磨的平衡。同時發現，將無Cr的Pb33O67 涂層沉積在718合金基體上，高溫摩擦后涂層表面依然形成了Pb35Cr2O6 和PbO的混合潤滑相，這是因為摩擦過程中718合金基體的Cr元素在熱驅動下擴散進涂層中，實現了低摩擦性能。氧化物CrO3 在中低溫下具有出色的潤滑性能，在較高的溫度下氧化形成的具有剛玉結構的Cr2O3 具有很高的耐磨性和熱穩定性，可以作為增強相提高PbO涂層的力學性能；另一方面氧化鉻與氧化鉛的離子勢差較大，在高溫環境中易于形成三元含氧酸鹽，從而提供了高溫環境下的低摩擦性能。

大多數金屬氧化物，包括二元氧化物以及多元氧化物鹽類，在高溫環境中具有較好的摩擦學性能，但在低溫環境中的摩擦因數較高。所以，可利用ERDEMIR指出的金屬氧化物的摩擦學性能與離子勢大小等關系，進一步探討其在低溫環境中的摩擦學性能，增加氧化物基復合涂層在寬溫域范圍內的應用。

氮化物涂層，包括VN、CrN、TiN、MoN等，具有高的硬度及優良的高溫耐磨性能，能夠有效提高摩擦副的磨損特性，延長零件的使用壽命。相關研究發現，高溫或摩擦過程中，氮化物涂層表面原位形成的易剪切金屬氧化物是實現高溫低摩擦的主要潤滑相。由于這些氧化物僅在特定的溫度下具有良好的潤滑性，因此不同硬質氮化物涂層具有不同的摩擦學性能，限制了純氮化物涂層在寬溫度范圍內的應用。為實現寬溫域范圍內的低摩擦因數，具有較低摩擦因數的二硫化鉬、軟金屬和碳等作為潤滑相制備復合氮化物涂層[69-70]。

3.1 氮化釩涂層

氮化釩晶體屬于面心立方結構，高溫條件下氮化釩易氧化生成潤滑性能優異的Magnéli相，尤其是V2O5在高溫環境中極具減摩特性[71-73]，在高溫摩擦學領域引起了廣泛關注[74-75]。然而，在中低溫環境下，純VN薄膜的摩擦因數相對較高，并且由于氮化釩的硬度較低導致其磨損率也比較大。CAI發現不同條件下的預氧處理[76]和深冷處理[77]對氮化釩涂層的力學性能以及摩擦學性能影響顯著。大氣環境下的預氧化處理比N2 氛圍下的熱處理更有利于降低涂層的摩擦因數，且預氧化比摩擦原位生成的氧化物對摩擦學性能的提升更明顯。深冷處理雖然沒有改變涂層的顯微組織和相組成，但氮化釩涂層的摩擦學性能和抗劃擦性能均得以明顯改善。研究人員往往通過多元素摻雜的方式保證氮化釩涂層在寬溫域范圍內具有較低摩擦因數。MAYRHOFER等[78]采用PVD方法沉積TiAlN和VN的復合涂層，研究發現溫度高于700℃時，氧化形成的V3O7、 V4O9、V6O13和V2O5等Magnéli相是涂層摩擦因數較低的原因。OUYANG等[79]通過PVD制備V-Ti-N涂層，發現摩擦因數在500℃時顯著下降，其原因是潤滑涂層中形成V2O5 和TiO2 等氧化物。但GARDOS[80]研究發現氧化鈦在高溫下并不穩定。FATEH等[81]通過制備VN/V2O5 雙層涂層證明了具有潤滑性能的氧化物生成有利于涂層的摩擦學性能，并且隨溫度升高，耐磨性有所提高。

碳摻雜不僅能夠與V生成硬質的VC相，當碳含量達到一定量時能夠生成非晶碳相。MITTERER等[82]通過濺射技術制備了VCxNy涂層。研究發現， VCxNy 涂層是一種包含VN-VC固溶體及無定形碳的納米復合結構，其中固溶體相的增多能夠強化涂層的硬度，從而提高其耐磨性，而非晶相的增加會降低涂層的硬度，但有利于降低涂層的摩擦因數。CAI等[83]研究了碳摻雜含量對VN涂層的影響，結果發現C摻雜不僅可以提高涂層的力學性能和摩擦學性能，而且降低了涂層的表面粗糙度和殘余應力。當碳摻雜含量較低時，涂層中能夠形成一種正交晶型的金剛石相，具有相對較低的室溫摩擦因數。當碳含量為19.14at.%時，硬質相VN/VC和非晶碳相的比例達到平衡，涂層具有較好的硬度和韌性匹配，常溫磨損率較VN涂層降低了82%。在此基礎上， CAI等[84]進一步研究了VCN涂層中摻雜軟金屬Cu對涂層顯微結構和室溫摩擦學性能的影響。Cu的摻雜促進了sp 3 C-C向sp 2 C-C的轉變，降低了摩擦因數，但同時導致晶粒細化和納米硬度降低。通過調控Cu的含量能夠在低摩擦因數和磨損率之間獲得平衡。隨著Cu含量的增加，VCN-Cu薄膜的摩擦因數呈現輕微的下降趨勢，但磨損率與Cu的含量并不成線性關系。因此改善涂層的性能，不僅要考慮降低在較寬溫度范圍內的摩擦因數，也要考慮力學性能的提升。

軟金屬金、銀、銅、鋅、錫、鉛等被普遍用作固體潤滑材料，在高溫下易于擴散到摩擦表面，在滑動期間塑性變形并適應兩個相互作用的表面，從而減少摩擦和磨損。此外，據報道這類潤滑劑在滑動過程中不會經歷顯著的加工硬化[85]。AOUADI等[86]通過非平衡磁控濺射制備出VN/Ag自適應摩擦涂層，其摩擦因數從室溫下的0.35降低到700～1 000℃時的0.17，分析發現溫度變化導致涂層中原位生成了AgVO3、Ag3VO4 以及V2O5 等氧化物潤滑相。GUO等[87]研究了不同Ag含量對于VN/Ag涂層的影響，發現含量16.6wt.%Ag從室溫至900℃具有較低摩擦因數，同時證實在高溫環境下生成一系列Magnéli相（AgVO3、Ag3VO4）在改善潤滑性能方面發揮了關鍵作用。因此，Ag潤滑相與高溫原位生成潤滑相的協同作用能夠使涂層在寬溫域范圍內具有良好的摩擦學性能。CAI等[88]制備了VAlN、VCN、VAlCN和VAlCN-Ag涂層，研究了Al、C、Ag摻雜元素對VN涂層微觀結構及摩擦學性能的影響。研究表明，Al摻雜不僅提高了涂層的硬度、彈性模量和耐磨性，同時通過有效地吸收氧減小了碳相的氧化。碳摻雜形成的sp 2 相和VC相降低室溫摩擦因數的同時，涂層耐磨性能也因硬度提高得以改善。室溫條件下VAlCN與VAlCN-Ag涂層的摩擦因數區別不大（約0.43），表明軟金屬Ag在室溫下并不能進一步降低涂層的摩擦因數。然而，在550℃溫度下，熱動力學驅動誘導的Ag擴散、氧化物V2O5 以及高溫摩擦化學反應膜AgVO3 和Ag3VO4 的協同潤滑，使VAlCN-Ag涂層表現出最低的摩擦因數（約0.25）。

高溫條件下Ag元素具有較高的擴散速率，因此在熱驅動的作用下Ag元素會很快耗盡，涂層孔隙率迅速增加，組分丟失導致力學性能急劇下降，涂層壽命因而明顯降低。為了控制Ag在涂層中的擴散，減小潤滑劑的消耗，從而保證涂層在多個溫度循環后仍可實現寬溫域連續潤滑，設計多層結構是一種有效的方法。HU等[52]設計了TiN擴散屏障層和YSZ-Ag-Mo硬層的交替多層結構，并進一步發展了具有多孔TiN表面層的YSZ-Ag-Mo涂層。這兩種屏障層結構有效地控制了Ag的擴散，避免了因Ag的過度消耗而造成的材料早期失效，將YSZ-Ag-Mo涂層在500℃下的壽命分別提高了4倍和9倍多。

兩種單層交替沉積形成的納米多層結構涂層能夠綜合各單層的優良性能，改變涂層的硬度、晶格常數、韌性、內應力、晶粒尺寸等諸多方面。CAI等 [88] 對比研究了VAlCN-Ag復合涂層和VAlCN/VN-Ag多層結構涂層在不同溫度條件下的摩擦學性能。多層結構的界面抑制了VN-Ag層柱狀晶結構的生長，有效阻礙位錯滑動，多層涂層的力學性能得到較大改善。在室溫、200℃和400℃，復合涂層與多層涂層表現出相近似的摩擦學性能。雖然在600℃復合涂層由于大量擴散的Ag及形成的釩酸銀而具有更低的摩擦因數（0.18），但多層涂層由于其大量界面阻隔作用，延緩了Ag的外擴散流失和氧的內擴散，抑制了Ag和非晶碳的氧化，具有更低的磨損率。因此，在高溫摩擦因數和耐磨損之間尋求平衡是設計和制備能夠滿足多領域需求的寬溫域低摩擦涂層的關鍵。

3.2 氮化鉻涂層

作為典型的過渡金屬氮化物涂層，氮化鉻涂層具有良好的高溫抗氧化性、耐磨性能、耐腐蝕性和抗黏著性，廣泛應用于切削工具表面和發動機刷絲等高溫零件[89-90]，被認為是最有前途的硬質潤滑涂層候選材料之一[91-93]。蔣釗等[94]通過第一性原理的研究表明，−6.4～1.8eV范圍內Cr原子3d軌道和N原子2p軌道間的相互作用使得CrN涂層具有優異的結構穩定性。CHEN等[95]研究了CrN涂層在液態金屬鈉中的摩擦行為，如圖5所示。在250℃的溫度下，液鈉環境對CrN涂層的摩擦磨損性能具有積極影響。這主要是由于液態鈉中的氧化物能夠與CrN發生摩擦化學反應而生成潤滑性氧化膜，使CrN涂層的摩擦因數降低至0.2。然而，在550℃ 的溫度下，液鈉與CrN涂層完全潤濕，減少了摩擦過程中氧化膜的形成，導致相對高的摩擦因數和磨損率。添加金屬潤滑相Ag能夠改善CrN涂層的力學性能以及摩擦學性能[96-98]。JURCI等[99]發現CrN中添加Ag不僅改善了涂層在基底的黏附性，同時在中溫條件下具有優異的摩擦學性能。與純CrN涂層相比，在400～500℃的環境下的CrN-Ag涂層摩擦因數降低了70%～75%，磨損率降低了3倍。PAPI等[100]在CrN/Ag薄膜表面設計了一層CrN擴散屏障層，并通過改變CrN表面層的厚度，調整柱狀晶體的間隙使其越來越窄，由此增加了Ag轉移至薄膜表面必不可少的擴散激活能，從而有效控制了Ag的擴散速率。然而，MexNy 擴散屏障層生長過程中易于形成粗大的柱狀晶結構，摩擦過程時常發生晶界疲勞，同時外部環境氧也易通過粗大的柱狀晶間隙滲透至薄膜內部導致過渡氧化。因此，如何優化MexNy 陶瓷擴散屏障層成分及結構，從而改善薄膜的高溫力學和摩擦學性能仍，是MexNy/Ag薄膜需解決的關鍵技術問題。

3.3 氮化鉬涂層

MoN涂層具有比VN、CrN涂層更多樣化的結構，金屬Mo在不同的沉積參數下可以形成多種含氮化合物MoNx，包括六方δ-MoN、面心立方fcc的γ-MO2N以及兩個體心的四方MO2N相（β1和β2）[101-103]。氮化鉬（MoN）因其在高溫環境下能形成低剪切模量的氧化鉬潤滑相而得到廣泛的關注[104-105]。SUSZKO等[106]利用反應性脈沖磁控濺射沉積MO2N涂層，研究發現隨溫度升高，摩擦過程中氧化物的產生使其摩擦因數穩定下降。GASSNER等[107]研究發現，在摩擦過程中MO2N涂層原位生成成分為MonO3n-1的Magnéli相混合物，如Mo4O11、Mo8O23、Mo9O26，同時形成揮發性MoO3 相，其中具有潤滑作用的Magnéli相使涂層在高溫環境獲得了低的摩擦因數。然而，MoN涂層在室溫至中低溫環境的摩擦因數較高，限制了其在寬溫域范圍內的應用，KOSHY、ZIN等報道其在常溫下的摩擦因數穩定在0.68[108-109]。通過摻雜潤滑相或其他過渡金屬元素可以提高氮化鉬涂層在寬溫域范圍內的摩擦學性能，如MO2N/Cu、 MO2N/CrN、 MoCN-Ag等 [110-112]。AOUADI等[113]通過將不同潤滑相混合制備了MO2N/MoS2/Ag復合涂層，在350℃下涂層形成金屬銀的溫度適應行為，在600℃下檢測出鉬酸銀化合物的形成。實現了較寬溫度范圍內的減摩性能，磨損率與MO2N涂層相比降低了兩個數量級。QIAN等[114]通過不同碳摻雜含量改善了MoN涂層的室溫摩擦學性能，優化后的涂層室溫摩擦因數降低至0.26左右，當摩擦溫度上升至500℃和700℃時，由于高溫摩擦化學反應生成的MoO3 潤滑相和sp 2 雜化碳的協同潤滑效應，不同碳含量的平均摩擦因數在0.4左右。退火處理能夠釋放內應力改善涂層微觀結構，QIAN等[114]研究了熱處理對MoN和MoCN涂層后微觀結構與性能的影響。MoN涂層經400℃熱處理后，硬度、彈性模量及膜基結合力均增加，而MoCN涂層由于發生sp 3 C-C鍵向sp 2 C=C鍵的轉變呈現相反的變化規律，但依然高于MoN涂層。如圖6所示，退火處理使MoCN涂層石墨化嚴重從而導致室溫摩擦因數增大、磨損加重，而MoN涂層的摩擦學性能在熱處理工藝后得到改善。為了進一步提高MoCN涂層在高溫下的潤滑行為，其研究了單摻雜Ag、Cu及共摻雜對MoCN涂層結構、力學性能及寬溫域下的摩擦學性能的影響，在摩擦溫度為500℃和700℃時，由于生成鉬酸鹽類雙金屬氧化物，高溫潤滑相涂層的摩擦因數降至0.3左右。

單一的氮化物涂層難以同時滿足從室溫到高溫低摩擦因數和低磨損率的要求，采用多種氮化物形成復合元素是實現寬溫域低摩擦因數的有效途徑之一。WANG等[115]研究了MoVN涂層，如圖7所示，發現不同的鉬釩原子比具有不同的摩擦因數，優化后的MO52V22N26 涂層具有較高硬度，在室溫環境中具有較好摩擦學性能，拓寬了涂層的應用范圍。在700℃條件下，MO52V22N26 涂層的摩擦因數低至0.27，歸因于摩擦過程中生成了V2O5和MoO3 相構成的具有協同潤滑效果的釉質層。FAN等[116]研究了調制周期對MoN/VN多層涂層的顯微結構、硬度、彈性模量和摩擦學性能的影響。當試驗溫度低在500℃時，MoN/VN多層薄膜的摩擦因數隨調制周期的減小而增大；當測試溫度升高到700℃ 時，調制周期對MoN/VN多層薄膜的摩擦因數沒有明顯的影響。WANG等 [117] 進一步研究了MoVN-Ag涂層的顯微結構、硬度、彈性模量和摩擦學性能，結果顯示涂層的硬度、彈性模量有所降低，但摩擦學性能明顯改善。當溫度為500℃和700℃時，摩擦因數分別為0.19和0.28。在不同試驗溫度下，MoVN-Ag復合涂層的潤滑機理存在明顯差異。當試驗溫度升至500℃時，大量Ag擴散到磨痕表面，此時的潤滑機理以Ag擴散形成潤滑膜為主。當溫度進一步升高至700℃時，潤滑機理以氧化潤滑相MoO3和易剪切雙氧化物相Ag2MoO4 為主。

3.4 其他氮化物涂層

除了上述VN、CrN、MoN涂層以外，其他氮化物涂層如TiN、NbN、TaN涂層等也因其良好的高溫摩擦學性能為研究人員所關注[118-122]。當純氮化物涂層不能滿足寬溫域苛刻工況下的低摩擦需求時，研究人員通過摻雜第二相或者多相的技術手段來制備所需的寬溫域低摩擦涂層。FOXRABINOVICH等 [123] 發現通過不同比例調配Ti-Al-Cr-N得到的Ti0.1Cr0.2Al0.7N涂層具有比TiAlN涂層更好的摩擦學性能。除調制元素比例之外，通過將耐磨硬質化合物涂層與固體潤滑劑結合起來降低滑動界面的摩擦磨損，擴大了傳統減摩耐磨材料應用的溫度范圍。KSTENBAUER等[124]調節Ag含量使涂層具有良好的摩擦學性能，但在高溫環境中較高Ag含量對TiN/Ag納米復合涂層力學穩定性不利。如圖8所示，STONE等[125]發現摻雜Ag的NbN納米復合涂層中，Ag的遷移使涂層表面在中低溫環境下摩擦因數降低，在較高溫度下氧化生成的二元金屬氧化物相起到更主要的減摩作用。然而，室溫潤滑劑MoS2 被引入涂層，并未明顯降低NbN涂層的室溫摩擦因數，可能是由于MoS2 和過渡金屬氮化物的混溶性所致。DENG等[126]采用MEVVA離子源注入技術改善TiN涂層的力學和摩擦學性能，發現V離子和V2O5 潤滑相的存在能夠降低摩擦因數的同時，使涂層具有較好的耐磨性。KAMATH等[127]制備了TiAlCN/VCN涂層，發現高溫環境中，V2O5 等自生氧化物的存在使涂層在較寬溫度范圍內具有較低的摩擦因數。

固體潤滑薄膜在當今工業生產中應用范圍越來越廣，傳統單一結構的潤滑薄膜材料已經不能滿足日益發展的航空航天、化工、冶金等苛刻環境工況下機械設備的需求，需要科研工作者進一步的探索。經過分析和總結得出以下結論：

（1）多元、多相復合潤滑涂層逐漸取代單一固體潤滑涂層，且往往賦予更多的使命，不僅要滿足如室溫常規摩擦副表面的潤滑，而且還要適用于更加苛刻的高溫環境中，其摩擦學過程往往貫穿室溫至高溫環境，要求在寬溫域范圍內具備良好的摩擦學性能。

（2）還要考慮摩擦過程中產生的熱量以及高溫環境均可能改變涂層的組成、結構，以及摩擦副表面一些復雜的物理、化學和力學性能的變化，還要考慮環境變量因素如高腐蝕、高濕度或高真空等對固體潤滑涂層摩擦學性能的影響。

隨著人類社會科學技術的進步，固體潤滑涂層的發展不僅僅滿足于摩擦學性能，特別是一些極端工況下的設備的應用，還需考慮如耐腐蝕性能及較好的力學性能等，如何實現這些性能的動態平衡，是科研工作者面臨的主要問題，可在以下幾個方面加強研究：

（1）除復合涂層和摻雜相涂層之外，納米多層結構和功能梯度多層結構的設計、制備和性能優化值得關注。盡可能利用固體涂層中不同成分的優勢，協調互補，實現涂層從室溫至高溫環境中的低摩擦因數和良好耐磨性。

（2）結合模擬仿真工具，如有限元分析、分子動力學或者第一性原理等，建立固體潤滑涂層的物理性能模型，通過耦合多種物理場，如應力場、溫度場等，從固體潤滑涂層面臨的實際工況出發，從微觀角度揭示固體潤滑涂層在摩擦過程中的機理問題，實現固體潤滑涂層應用于寬溫域環境的最優設計。

（3）固體涂層的預處理，如涂層基底表面的織構化減小摩擦副之間的接觸面積以及對涂層的預氧化、深冷或退火處理等技術手段能夠減少涂層制備過程中形成的缺陷。因此除了完善涂層的設計和制備方法，需研究預處理工藝對固體涂層結構和性能的影響規律，提升涂層的性能。