Inconel718 合金激光熔覆Co/TiN 復(fù)合涂層摩擦學(xué)及氧化行為

莊宿國(guó)，賀泊銘，劉秀波*，張飛志，張?jiān)娾?，劉志遠(yuǎn)

（1 西北工業(yè)大學(xué) 機(jī)電學(xué)院，西安 710072；2 中南林業(yè)科技大學(xué) 材料表界面科學(xué)與技術(shù)湖南省重點(diǎn)實(shí)驗(yàn)室，長(zhǎng)沙 410004）

Inconel718 是一種新型沉淀強(qiáng)化鎳-鉻-鐵基高溫合金，目前在工業(yè)領(lǐng)域應(yīng)用較為廣泛［1］，其在650~1000 ℃范圍內(nèi)擁有良好的抗拉強(qiáng)度等力學(xué)性能。經(jīng)過(guò)多年的研究及實(shí)際應(yīng)用，發(fā)現(xiàn)這類鎳基高溫合金適用于制造發(fā)動(dòng)機(jī)的葉片、渦輪盤等重要熱端運(yùn)動(dòng)零部件。但長(zhǎng)期在高溫、高壓等惡劣環(huán)境服役，這些零部件經(jīng)常會(huì)因磨損、疲勞等原因失效［2］，從而影響工件使用壽命，導(dǎo)致成本增加，因此，提高Inconel718 合金在極端工況下的耐磨減摩性能具有重要意義。

激光熔覆技術(shù)通常是指在激光束的作用下，將材料熔覆在基材表面，以此制備出具有特定性能的涂層。目前廣泛應(yīng)用于各種工業(yè)領(lǐng)域，以改善基材表面耐摩擦磨損、抗蠕變、抗氧化性等特性。Feng 等［3］的研究表明，與電焊弧技術(shù)相比，采用激光熔覆制備的Inconel625 涂層具有更細(xì)小的微觀結(jié)構(gòu)，并能夠減輕Mo 和Nb 的偏析。Yu 等［4］使用激光熔覆技術(shù)制備NiAl 涂層，并研究其在寬溫域下的摩擦學(xué)性能。結(jié)果表明：在1000 ℃高溫下磨損表面形成了由NiO、Ni2O3等相組成的釉層，可以作為固體潤(rùn)滑劑和抗磨材料，從而改善NiAl 涂層在高溫下的摩擦學(xué)性能。

純Co 粉末是一種高硬度的金屬粉末，目前有不少研究用Co 制備復(fù)合涂層，以提高不銹鋼表面的摩擦學(xué)性能。Jin 等［5］使用TC4 合金作為基體，在其表面熔覆Co/Ti3SiC2復(fù)合涂層。實(shí)驗(yàn)表明：在相同條件下各涂層的摩擦因數(shù)較基體均有所減低。梁偉印等［6］通過(guò)激光熔覆技術(shù)在YG8 硬質(zhì)合金表面制備WC/TiC/Co涂層，結(jié)果表明：涂層硬度值在1700~1800HV0.5之間，均高于YG8 硬質(zhì)合金，且耐磨性也比YG8 合金提高了90.67%。

氮化物涂層是最早開(kāi)發(fā)使用的硬質(zhì)涂層，具有涂層結(jié)合力好、抗磨損性能好、硬度較高等許多優(yōu)異的性能。其中TiN 是最常用的氮化物，硬度在2000HV左右，具有高強(qiáng)度、高硬度、耐高溫等特點(diǎn)［7］。李志遠(yuǎn)等［8］采用激光熔覆技術(shù)在Co 基合金中加入TiN，結(jié)果表明：TiN 可提高復(fù)合涂層的耐磨性，當(dāng)添加5%（質(zhì)量分?jǐn)?shù)，下同）TiN 時(shí)，TiN/Co 基復(fù)合涂層性能最好。王永林等［9］以YG6 合金為基體制備TiN 涂層，以載荷和轉(zhuǎn)速為自變量測(cè)試涂層的摩擦磨損特性，結(jié)果表明：TiN 涂層的摩擦因數(shù)較基體降低了4%~21%。

近年來(lái)也有關(guān)于Inconel718 表面制備涂層提高其抗氧化性能的研究。Zhang 等［10］在Inconel718 表面制備了不同質(zhì)量配比的Stellite3-Ti3SiC2復(fù)合涂層，結(jié)果表明：涂層的顯微硬度普遍達(dá)到基體的1.8~2.5 倍，其中Stellite3-10%Ti3SiC2涂層具有最好的抗氧化性。

經(jīng)過(guò)文獻(xiàn)調(diào)研可知，以往對(duì)Inconel718 合金表面制備涂層的研究，主要集中于提高強(qiáng)度、改善耐磨性等方面，很少兼顧其抗氧化性能的研究。而由于Co 粉具有較好的流動(dòng)性和潤(rùn)濕性，能夠在基體表面制備出平整且致密的涂層，因此本實(shí)驗(yàn)擬采用純Co 作為涂層的黏結(jié)相，并且以耐磨性較好的TiN 作為增強(qiáng)相，制備Co/TiN 復(fù)合涂層，探究其在室溫和600 ℃下的摩擦學(xué)性能及800 ℃下的抗氧化行為，為提高鎳基高溫合金Inconel718 在高溫下應(yīng)用能力提供一種新的思路。

1 實(shí)驗(yàn)材料與方法

實(shí)驗(yàn)所用基體為鎳基高溫合金Inconel718，其主要化學(xué)成分見(jiàn)表1。在實(shí)驗(yàn)準(zhǔn)備階段，首先將試樣尺寸加工為40 mm×20 mm×8 mm，并對(duì)其預(yù)熔覆涂層的表面進(jìn)行拋光處理（設(shè)備：MPD-2W 金相磨拋機(jī)）。涂層的粉末體系按質(zhì)量配比，分別設(shè)置為Co（N1），Co-4%TiN （N2），Co-6%TiN （N3），用電子天平進(jìn)行稱量，然后對(duì)粉末進(jìn)行混合和干燥。Co、TiN 以及兩者混合后的粉末形貌如圖1 所示。從圖1 中可見(jiàn)，鈷粉的形狀多為圓形，而氮化鈦的顆粒呈不規(guī)則狀?；旌虾髢煞N顆粒分布均勻，無(wú)明顯團(tuán)聚現(xiàn)象。

圖1 粉末形貌 （a）TiN；（b）Co；（c）Co-4%TiN；（d）Co-6%TiNFig.1 Powder morphology （a）TiN；（b）Co；（c）Co-4%TiN；（d）Co-6%TiN

表1 Inconel718 主要化學(xué)成分（質(zhì)量分?jǐn)?shù)/%）Table1 Main chemical components of Inconel718（mass fraction/%）

由于同步送粉法具有粉末加熱均勻和激光吸收能力強(qiáng)等優(yōu)點(diǎn)，因此，激光熔覆實(shí)驗(yàn)采用此種方式制備復(fù)合涂層，實(shí)驗(yàn)設(shè)備選用YLS-3000 型光纖激光器（工藝參數(shù)見(jiàn)表2）。在實(shí)驗(yàn)結(jié)束后對(duì)樣品進(jìn)行磨拋處理，準(zhǔn)備下一步實(shí)驗(yàn)分析。

表2 激光熔覆工藝參數(shù)Table2 Laser cladding process parameters

使用X 射線衍射儀（X-ray diffraction，XRD，Smartlab SE）對(duì)復(fù)合涂層的物相進(jìn)行表征。將涂層樣品沿橫截面切成2 mm 厚的薄片，用樹(shù)脂制成金相試樣，進(jìn)行打磨和拋光，直至鏡面無(wú)痕，隨后將試樣用王水（VHCl∶VHNO3=3∶1）腐蝕約60 s。使用能譜儀（EDS，牛津Xplore 30. Aztec one）對(duì)涂層中元素分布情況進(jìn)行表征，并用掃描電子顯微鏡（SEM，TESCAN MIRA 4）觀察涂層不同區(qū)域的顯微組織。

使用維氏顯微硬度計(jì)（HX-1000TM/LCD）沿著涂層橫截面深度方向測(cè)量顯微硬度，得到多組數(shù)據(jù)并取平均值，其中載荷設(shè)置為4.9 N，壓力持續(xù)時(shí)間15 s。使用摩擦磨損試驗(yàn)機(jī)（HT-1000）進(jìn)行摩擦學(xué)實(shí)驗(yàn)，摩擦磨損參數(shù)見(jiàn)表3。使用直徑為5 mm、硬度為1700HV 的Si3N4陶瓷球作為對(duì)磨球，實(shí)驗(yàn)溫度分別為室溫（25 ℃）和600 ℃。最后使用MT-500 型探針式磨痕測(cè)量?jī)x，并利用公式（1）計(jì)算得到磨損率。

表3 摩擦磨損參數(shù)Table3 Friction and wear parameters

式中：WR 為磨損率，mm3/（N·m）；V為磨損中損失的體積，mm3；D為滑動(dòng)距離，m；F為施加的載荷，N。

為了探究涂層的高溫抗氧化性，使用管式爐OTF-1200x 在800 ℃下對(duì)樣品進(jìn)行高溫氧化實(shí)驗(yàn)。先把樣品切成尺寸為5 mm×5 mm×8 mm 的小塊，進(jìn)行拋光清潔，然后裝入實(shí)驗(yàn)爐，溫度設(shè)置為800 ℃，加熱速率為10 ℃/min。在實(shí)驗(yàn)的恒溫氧化過(guò)程中，分別在1，4，7，10，20，30，40 h 和50 h 時(shí)用電子秤記錄樣品的質(zhì)重變化。在氧化實(shí)驗(yàn)結(jié)束后，對(duì)樣品進(jìn)行XRD，SEM 和EDS 分析。

2 結(jié)果與討論

2.1 物相與顯微組織分析

三種涂層的XRD 結(jié)果如圖2 所示，從圖中可見(jiàn)，N1 涂層存在γ-Co 和（Fe，Ni）固溶體，另外還有金屬間化合物FeNi3和Cr3Ni2。隨著TiN 的添加，N2，N3 復(fù)合涂層中檢測(cè)出了弱TiN 衍射峰，以及金屬間化合物Co2Ti。根據(jù)參考文獻(xiàn)［11］可知，Co 存在同素異構(gòu)轉(zhuǎn)變現(xiàn)象，即在417 ℃以下會(huì)轉(zhuǎn)變?yōu)棣?Co 相，但由于激光熔覆冷卻速度較快，γ-Co 相來(lái)不及轉(zhuǎn)變，從而大部分被保留下來(lái)。另外熔覆過(guò)程中，各種金屬元素在熔池中結(jié)合形成各種金屬化合物，如FeNi3，Co2Ti 等。而（Fe，Ni）固溶體的形成是由于基體中Fe，Ni元素向涂層中擴(kuò)散，其大部分在快速冷卻過(guò)程以固溶的形式存在。

圖2 3 種復(fù)合涂層的XRD 圖譜Fig.2 XRD patterns of three composite coatings

由于涂層中可能存在相的衍射峰晶面間距接近，并且激光熔覆的快速凝固在熔池中產(chǎn)生非平衡效應(yīng)，可能會(huì)導(dǎo)致晶格變形［12］，所以XRD 也不能準(zhǔn)確地識(shí)別所有相。因此在分析涂層中物相時(shí)需結(jié)合EDS 等方法進(jìn)行比較和分析。

因3 種復(fù)合涂層的顯微結(jié)構(gòu)類似，所以選擇TiN含量最多的N3 涂層進(jìn)行分析。N3 涂層不同區(qū)域的SEM 圖像如圖3 所示。涂層的整體形貌如圖3（a）所示，從圖中可見(jiàn)，涂層的厚度約為1.12 mm，表面平整，存在少量氣孔。從EDS 面掃結(jié)果可見(jiàn)，涂層中元素分布較為均勻，并且還觀察到Fe，Ni，Cr 等基體元素的存在，由此說(shuō)明在激光熔覆過(guò)程中，基體中的元素會(huì)向涂層中擴(kuò)散。

圖3 N3 涂層各區(qū)域SEM 形貌（a）整體形貌及EDS 面掃結(jié)果；（b）上部；（c）中部；（d）下部Fig.3 SEM morphology of N3 coating（a）overall morphology and EDS mapping results；（b）upper area；（c）middle region；（d）bottom area

涂層的上、中、下各部分顯微結(jié)構(gòu)分別如圖3（b）~（d）所示。由凝固理論可知［13］，微觀組織的演化由G/V決定，其中G為溫度梯度，V為凝固速度。觀察到上部區(qū)域組織細(xì)小致密，如圖3（b）所示。這是由于上部區(qū)域熔池溫度梯度G較小，而且受到保護(hù)氣的冷卻作用，冷卻速度和凝固結(jié)晶速度較快，因此組織更為細(xì)小均勻。另外，TiN 由于密度小在熔池凝固過(guò)程中容易上浮，也會(huì)阻礙枝晶生長(zhǎng)，導(dǎo)致大量胞狀晶的形成。涂層中部區(qū)域出現(xiàn)組織細(xì)小的等軸晶，呈網(wǎng)狀或橢圓狀形，同時(shí)周圍分布著少量硬質(zhì)顆粒組織，如圖3（c）所示；在涂層底部的結(jié)合區(qū)G/V的值達(dá)到最大，此時(shí)組織以柱狀晶體為主，如圖3（d）所示。對(duì)涂層的中部區(qū)域進(jìn)行EDS 分析，結(jié)果見(jiàn)表4。其中A 中Ti，N 元素的原子分?jǐn)?shù)分別為57.30%和25.62%，結(jié)合XRD 推測(cè)該點(diǎn)可能是未熔化的TiN 顆粒?；野咨Ы鏐 點(diǎn)Ni 和Fe 元素的原子分?jǐn)?shù)分別為12.73%和4.81%，推測(cè)此處存在FeNi3。另外，發(fā)現(xiàn)灰色區(qū)域C處Co 元素含量較高，此處應(yīng)該主要為γ-Co，并且Cr和Ni 元素的原子分?jǐn)?shù)分別為5.71%和12.82%，可能還存在Cr3Ni2等金屬間化合物。

表4 N3 涂層中部區(qū)域典型組織的EDS 結(jié)果（原子分?jǐn)?shù)/%）Table4 EDS results in the middle region of N3 coating（atom fraction/%）

2.2 顯微硬度分析

基體和3 種涂層的平均顯微硬度如圖4 所示，從圖中可見(jiàn)，基體涂層、N1~N3 涂層的平均顯微硬度分別為279.3HV0.5，300.4HV0.5，370HV0.5和399.3HV0.5，HAZ（heat affected zone）為熱影響區(qū)，指在激光熔覆作用下基體結(jié)構(gòu)和性能變化顯著的區(qū)域。涂層的硬度較基體均有不同程度的提高，其中添加純Co 的N1 涂層硬度僅比基體提高了7.5%，但是在添加TiN 后，N2和N3 涂層的硬度提高到基體的1.3~1.4 倍，并且涂層硬度隨著TiN 添加量的增加而提高。具體可歸因于以下幾個(gè)方面：首先，熔池中的強(qiáng)對(duì)流效應(yīng)使金屬間化合物均勻分布，產(chǎn)生彌散強(qiáng)化；其次，激光熔覆的快速凝固使得Fe，Co 等合金元素?zé)o法在熔池中充分反應(yīng)，從而在熔覆層中形成過(guò)飽和固溶體，引起晶格畸變，形成固溶強(qiáng)化［14］。同時(shí)硬質(zhì)相TiN 本身硬度較高，因此提高其添加量能夠有效地增強(qiáng)涂層的硬度；并且其與γ-Co 固溶體具有相同的FCC 結(jié)構(gòu)，這一特點(diǎn)有利于γ-Co 在TiN 粒子表面進(jìn)行非均勻形核，從而強(qiáng)化涂層的組織性能［15］。因此，TiN 添加量最大的N3涂層顯微硬度最高。

圖4 基體與涂層的顯微硬度Fig.4 Microhardness of substrate and composite coatings

2.3 摩擦學(xué)性能

基體和涂層在室溫和600 ℃下的摩擦因數(shù)曲線如圖5 所示。從圖中可知曲線在磨損初期波動(dòng)較大，可能是碎屑剝落和表面組織分層導(dǎo)致摩擦因數(shù)不穩(wěn)定［16］。隨著磨損時(shí)間的增加，曲線的波動(dòng)變小，摩擦因數(shù)逐漸穩(wěn)定。在15~30 min 內(nèi)各樣品的平均摩擦因數(shù)如圖6 所示。 室溫下Inconel718 與3 種涂層（N1~N3）的平均摩擦因數(shù)分別為0.71，0.69，0.65，0.68。其中N2 涂層的摩擦因數(shù)最低，即擁有最好的減摩性能。在600 ℃下涂層的平均摩擦因數(shù)分別為0.55，0.47 和0.58，均低于基體（0.82）。結(jié)合圖6 可知，在兩種溫度條件下，N2 涂層的摩擦因數(shù)均為最低，比基體降低8.45%和42.68%，由此證明在鈷粉中添加4%TiN 時(shí)涂層的減摩性能最好。但繼續(xù)添加TiN 至6%后，涂層的摩擦因數(shù)反而提高，可能由于涂層中硬質(zhì)相顆粒增加，在磨損過(guò)程中裸露在涂層表面，使接觸面變得粗糙，從而導(dǎo)致摩擦因數(shù)提高。

圖5 Inconel718 和涂層的摩擦因數(shù) （a）室溫；（b）600 ℃Fig.5 Coefficient friction of Inconel718 and coatings （a）RT；（b）600 ℃

圖6 基體和Co/TiN 復(fù)合涂層在室溫和600 ℃下的平均摩擦因數(shù)Fig.6 Average coefficient of friction of substrate and Co/TiN composite coatings at RT and 600 ℃

基體和3 種涂層在室溫和600 ℃下的磨損率如圖7 所示，在室溫下的磨損率分別為8.39×10-5，5.55×10-5，1.80×10-5，1.36×10-5mm3/（N?m）。從圖中可見(jiàn)，N3 涂層的磨損率最低，比基體降低了83.79%。600 ℃時(shí)基體和各涂層的磨損率為9.42×10-5，8.19×10-5，1.49×10-5，0.94×10-5mm3/（N?m）。由此說(shuō)明隨著TiN 含量的增加，復(fù)合涂層的耐磨性逐漸增強(qiáng)，其中添加6%TiN 時(shí)，涂層具有最好的耐磨性。結(jié)合上文顯微硬度分析，硬質(zhì)相TiN 可以通過(guò)提高涂層硬度來(lái)減輕表面的磨損，并且高熔點(diǎn)的TiN 質(zhì)點(diǎn)可作為非均勻形核的核心，產(chǎn)生彌散強(qiáng)化，從而改善涂層的組織性能。

圖7 Inconel718 基體與三種涂層在室溫和600 ℃下的磨損率Fig.7 Wear rates of Inconel718 substrate and three kinds of coatings at RT and 600 ℃

2.4 磨損機(jī)理分析

2.4.1 室溫下磨損機(jī)理分析

基體和各涂層的磨痕形貌如圖8 所示，從圖中可見(jiàn)，基體的磨痕最寬，圖8（b-1）和（c-1）分別為基體磨痕表面部分區(qū)域磨屑形貌，其表面主要發(fā)生塑性變形，另外還有磨粒劃出的犁溝，磨屑主要為粉末狀和塊狀。推測(cè)基體磨損過(guò)程：由于硬度較低，基體在摩擦過(guò)程中與氮化硅陶瓷球接觸時(shí)容易發(fā)生塑性變形，導(dǎo)致其表面材料發(fā)生剝落，并在之后的磨損過(guò)程中成為顆粒狀磨屑，使表面受到摩擦，形成磨粒磨損。另外結(jié)合表5 中EDS 結(jié)果推測(cè)磨屑中存在Cr2O3，NiO 等金屬氧化物。說(shuō)明在實(shí)驗(yàn)過(guò)程中，基體表面可能生成較薄的氧化膜，在應(yīng)力的作用下，氧化膜很容易從表面脫落，混入磨屑［17］?？傊w表面除了嚴(yán)重的塑性變形外，還存在微氧化及磨粒磨損。

圖8 室溫下的磨損形貌（a）磨損輪廓；（b）磨損形貌；（c）磨屑；（1）Inconel718；（2）N1；（3）N2；（4）N3Fig.8 Wear morphology at room temperature（a）wear scar；（b）wear morphology；（c）wear debris；（1）Inconel718；（2）N1；（3）N2；（4）N3

表5 室溫下磨屑EDS 分析（原子分?jǐn)?shù)/%）Table5 EDS analysis of wear debris at room temperature（atom fraction/%）

由圖8（a-1）~（a-4）室溫下基體與涂層的磨損形貌可知，3 種涂層的磨痕明顯比基體輕，結(jié)合顯微硬度及EDS 分析，Co 和TiN 等硬質(zhì)相的添加能夠有效地提高復(fù)合涂層的硬度，從而使磨損中微切削和塑性變形受到抑制，減少了表面的磨損［18］。由圖8（a-2），（b-2）可知，N1 涂層磨損表面存在較輕的塑性變形和少許層片狀剝落。推測(cè)涂層表面在摩擦力的作用下形成微裂紋，使表層受到擠壓甚至斷裂脫落，從圖8（c-2）中可見(jiàn)磨屑呈粉末狀和少量塊狀。從圖8（a-3），（c-3）中可見(jiàn)，N2 涂層的磨損表面出現(xiàn)了凹坑，結(jié)合磨屑的EDS 結(jié)果可知，O 含量較高，表明可能存在氧化膜脫落，并且隨著摩擦過(guò)程的進(jìn)行，表面會(huì)生成新的薄氧化膜，這樣循環(huán)往復(fù)，會(huì)不斷發(fā)生黏著-剝落-再黏著的現(xiàn)象，從而造成黏著磨損。從圖8（a-4）和（b-4）中可見(jiàn)，N3 涂層表面出現(xiàn)材料磨損和變形。磨屑中O 元素的原子分?jǐn)?shù)為20.3%，另外，Co 的原子分?jǐn)?shù)為67.3%，遠(yuǎn)高于其他金屬元素的含量，推測(cè)N3 涂層表面可能發(fā)生了微氧化磨損，磨屑中的氧化物主要為CoO。綜上所述，N3 涂層存在塑性變形、微氧化磨損。整體來(lái)看，3 種復(fù)合涂層的磨損均小于基體。

2.4.2 600 ℃下磨損機(jī)理分析

基體在600 ℃下的磨損形貌如圖9（a-1），（b-1）所示，觀察到基體表面出現(xiàn)較為嚴(yán)重的塑性變形，并且存在一些犁溝和凹坑。說(shuō)明基體在升溫過(guò)程中硬度降低，從而使Si3N4陶瓷球?qū)w的磨損更嚴(yán)重，并且在磨損表面造成凹坑。結(jié)合表6中EDS分析，磨屑中O元素原子分?jǐn)?shù)為66%，另外，還存在其他Cr（5.2%）、Ni（14.1%）和Fe（8.2%）等元素，推測(cè)產(chǎn)生的白色磨屑為Cr2O3，NiO 和Fe2O3等金屬氧化物。查閱文獻(xiàn)可知，不同類型的金屬氧化膜具有不同的生長(zhǎng)速度和膨脹速率，一般用PBR 值（Pilling-Bedworth ratio）來(lái)評(píng)價(jià)金屬氧化膜的膨脹程度［19］。只有當(dāng)1

圖9 600 ℃下的磨損形貌（a）磨損輪廓；（b）磨損形貌；（c）磨屑；（1）Inconel718；（2）N1；（3）N2；（4）N3Fig.9 Wear morphology at 600 ℃（a） wear scar；（b）wear morphology；（c）wear debris；（1）Inconel718；（2）N1；（3）N2；（4）N3

表6 600 ℃下磨屑EDS 分析（原子分?jǐn)?shù)/%）Table6 EDS analysis of wear debris at 600 ℃（atom fraction/%）

從圖9（a-2）~（c-2）中可見(jiàn)，N1 涂層表面磨損比基體輕。推測(cè)原因應(yīng)該是鈷的高硬度提高了涂層的耐磨性，從而減輕了磨損。從磨損表面放大圖9（b-2）觀察到，涂層的表面出現(xiàn)了白色磨屑，結(jié)合EDS 分析，O 和Co 元素的原子分?jǐn)?shù)分別為25%和63.1%，推測(cè)磨屑中主要存在CoO 等物相，即N1 涂層主要為輕微的氧化及磨粒磨損。觀察到N2 涂層的表面有層片狀剝落現(xiàn)象，并且表面出現(xiàn)少量裂紋，磨屑為粉末狀顆粒和少量塊狀，如圖9（a-3）~（c-3）所示。N3 涂層的表面磨損形貌如圖9（a-4）~（b-4）所示，觀察到其表面出現(xiàn)明顯的犁溝以及塑性變形，推測(cè)磨損面在與Si3N4對(duì)磨球接觸的過(guò)程中，在接觸點(diǎn)發(fā)生應(yīng)力集中，產(chǎn)生微裂紋，并在應(yīng)力作用下裂紋發(fā)生擴(kuò)展，使表面物質(zhì)剝落［21］。從圖9（c-4）中可見(jiàn)磨屑主要為粉末狀。與室溫時(shí)的EDS 結(jié)果對(duì)比可知，600 ℃下涂層和基體磨屑中的氧含量均高于室溫，說(shuō)明600 ℃下樣品更容易發(fā)生氧化磨損，并且氧化膜容易脫落形成磨屑。同時(shí)結(jié)合磨損率結(jié)論和磨損形貌可知，基體和N1 涂層在600 ℃下的磨損比室溫時(shí)更嚴(yán)重，并且磨痕較為明顯，但N2 和N3 涂層在600 ℃下的磨損要低于室溫，說(shuō)明純Co 涂層只能相對(duì)減輕基體的磨損，而添加TiN 可以進(jìn)一步提高涂層在600 ℃條件下的耐磨性。

2.5 抗氧化機(jī)理分析

由于Inconel718 合金常用于高溫環(huán)境，并且磨損機(jī)理表明，材料表面在高溫摩擦磨損實(shí)驗(yàn)中更容易發(fā)生氧化磨損，因此有必要探究涂層在高溫下的氧化機(jī)理。在前文的摩擦學(xué)實(shí)驗(yàn)中，N3 涂層在所設(shè)計(jì)涂層中具有最優(yōu)異的耐磨性，所以對(duì)其進(jìn)行800 ℃下50 h 的恒溫氧化實(shí)驗(yàn)研究，并用基體作為對(duì)照。50 h 后二者的單位面積增重質(zhì)量（Δm）分別為56.55 mg/cm2和66.16 mg/cm2。按照質(zhì)量增重繪制出氧化動(dòng)力學(xué)曲線如圖10 所示，觀察到曲線為拋物線。文獻(xiàn)表明，氧化動(dòng)力學(xué)曲線規(guī)律符合拋物線的特性，說(shuō)明該材料具有抗氧化性［22］。

圖10 Inconel718 和N3 涂層在800 ℃下氧化50 h 的氧化動(dòng)力學(xué)曲線Fig.10 Oxidation kinetics curves of Inconel718 and N3 coating at 800 ℃ for 50 h

由Cui［23］氧化理論可得氧化速率常數(shù)計(jì)算公式（2）：

式中：Δm為單位面積增重；t為氧化時(shí)間；Kp為氧化速率常數(shù)，其值越小表示材料的抗氧化能力越強(qiáng)?；暮屯繉釉?00 ℃下的氧化速率（Kp）及平方相關(guān)系數(shù)（R2）見(jiàn)表7。其中R2越接近1，實(shí)驗(yàn)數(shù)據(jù)與擬合曲線的擬合精度越好。從表中可見(jiàn)，N3 涂層的氧化速率（8.7634 mg·cm-4·h-1）略高于基體的，但與基體相差不大。

表7 基體和涂層在800 ℃下的氧化速率和平方相關(guān)系數(shù)Table7 Oxidation rate and squared correlation coefficient of substrate and coatings at 800℃

基體和N3 涂層氧化表面的XRD 圖譜如圖11 所示。分析XRD 圖譜可知，基體表面主要為Cr，F(xiàn)e 和Ni的氧化物，包括Fe2O3和Cr2O3金屬氧化物及NiCr2O4尖晶石結(jié)構(gòu)氧化物。其中尖晶石結(jié)構(gòu)氧化物是Cr2O3與Ni 的氧化物發(fā)生固相反應(yīng)生成的，其結(jié)構(gòu)致密，有助于提高抗氧化性［24-25］，反應(yīng)式為：

圖11 Inconl718 和N3 涂層氧化表面XRD 分析結(jié)果Fig.11 XRD analysis results of oxidized surfaces of Inconel718 and N3 coating

N3 涂層的氧化表面主要是Co 和Ti 的氧化物，包括CoOx，TiO2，另外，還檢測(cè)到Fe 的氧化物Fe2O3。

基體和N3 涂層的氧化層表面形貌如圖12 所示。從圖12（a）中可見(jiàn)基體的氧化表面主要為灰色塊狀顆粒，并且出現(xiàn)少量的空洞和凹坑。結(jié)合表8 中EDS 分析，灰白色塊狀物質(zhì)A 中Cr 的原子分?jǐn)?shù)為37.82%，O原子分?jǐn)?shù)為59.89%，推測(cè)此處存在Cr2O3。C 點(diǎn)是凹坑結(jié)構(gòu)，F(xiàn)e 和Ni 的原子分?jǐn)?shù)分別為2.53%和7.26%，結(jié)合XRD 推測(cè)可能含有少量Fe2O3和NiCr2O4。與基體不同，N3 涂層的氧化表面為灰白色網(wǎng)狀結(jié)構(gòu)，并且部分區(qū)域存在明顯的裂紋。推測(cè)可能是基體與氧化物之間熱膨脹系數(shù)（Inconel718：（13.0~14.2）×10-6℃-1；Cr2O3：（7.2~7.8）×10-6℃-1；TiO2：（8.5~9.0）×10-6℃-1；CoO：（12.5~13.7）×10-6℃-1；Fe2O3：（11.3~11.8）×10-6℃-1）的差異導(dǎo)致出現(xiàn)了裂紋［26］。而且試樣在實(shí)驗(yàn)中經(jīng)歷了從800 ℃到室溫的幾次冷熱循環(huán)，當(dāng)超過(guò)臨界應(yīng)力時(shí)，表面也會(huì)出現(xiàn)裂紋［27］。EDS 顯示N3 涂層中Co 含量遠(yuǎn)大于其他金屬。例如D 點(diǎn)，除了Co（46.61%）外，其他金屬元素如Cr（0.06%），F(xiàn)e（0.80%），Ni（0.37%）等含量較少，因此主要存在CoOx。另外，點(diǎn)E 處還有Ti 元素（0.03%），推測(cè)該處還含有TiO2。上述主要的反應(yīng)式如式（4）~（7）所示：

圖12 氧化表面形貌 （a）Inconel718；（b）N3 涂層Fig.12 Oxidized surface morphology （a）nconel718；（b）N3 coating

表8 基體和涂層典型氧化形貌EDS 結(jié)果（原子分?jǐn)?shù)/%）Table8 EDS results of typical oxidation morphology of coatings（atom fraction/%）

3 結(jié)論

（1）復(fù)合涂層中的主要物相包括固溶體γ-Co 和（Fe，Ni），以及熔池中合金元素間形成的FeNi3和Cr3Ni2，另外N2 和N3 涂層還存在Cr2Ti 和TiN。涂層硬度相對(duì)基體也有所提高，達(dá)到基體（262.7HV0.5）的1.3~1.4 倍。

（2）N2 涂層的減摩效果較好，而N3 涂層擁有最好的耐磨性能，說(shuō)明Co/TiN 復(fù)合涂層能夠有效改善基體的摩擦學(xué)性能。并且隨著TiN 含量的增加，涂層的磨損越輕，耐磨性越好。由分析磨損機(jī)理可知，600 ℃下涂層表面生成了氧化膜，一定程度上有助于降低表面磨損。

（3）800 ℃下N3 涂層具有抗氧化性，氧化速率常數(shù)為8.7634 mg2?cm-4?h-1，與基體的相差不大，證明該復(fù)合涂層在具有一定抗氧化性的同時(shí)，能夠大幅降低基體在高溫下的磨損率，提高摩擦學(xué)性能，延長(zhǎng)零部件的使用壽命，從而降低了成本，使Inconel718 合金在高溫極端工況下的應(yīng)用更為廣泛。