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，賀泊銘，劉秀波*，張飛志，張?jiān)娾瑒⒅具h(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)過文獻(xiàn)調(diào)研可知，以往對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，鈷粉的形狀多為圓形，而氮化鈦的顆粒呈不規(guī)則狀。混合后兩種顆粒分布均勻，無明顯團(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)見表2）。在實(shí)驗(yàn)結(jié)束后對樣品進(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，用樹脂制成金相試樣，進(jìn)行打磨和拋光，直至鏡面無痕，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)見表3。使用直徑為5 mm、硬度為1700HV 的Si3N4陶瓷球作為對磨球，實(shí)驗(yàn)溫度分別為室溫（25 ℃）和600 ℃。最后使用MT-500 型探針式磨痕測量儀，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，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 相來不及轉(zhuǎn)變，從而大部分被保留下來。另外熔覆過程中，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，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，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，由此說明在激光熔覆過程中，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程中容易上浮，也會(huì)阻礙枝晶生長，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。對涂層的中部區(qū)域進(jìn)行EDS 分析，結(jié)果見表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 推測該點(diǎn)可能是未熔化的TiN 顆粒。灰白色晶界B 點(diǎn)Ni 和Fe 元素的原子分?jǐn)?shù)分別為12.73%和4.81%，推測此處存在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，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，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 可以通過提高涂層硬度來減輕表面的磨損，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，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。推測基體磨損過程：由于硬度較低，基體在摩擦過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)果推測磨屑中存在Cr2O3，NiO 等金屬氧化物。說明在實(shí)驗(yàn)過程中，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］。總之基體表面除了嚴(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）中可見磨屑呈粉末狀和少量塊狀。從圖8（a-3），（c-3）中可見，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，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。說明基體在升溫過程中硬度降低，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速度和膨脹速率，一般用PBR 值（Pilling-Bedworth ratio）來評價(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，N1 涂層表面磨損比基體輕。推測原因應(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，推測磨損面在與Si3N4對磨球接觸的過程中，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）中可見磨屑主要為粉末狀。與室溫時(shí)的EDS 結(jié)果對比可知，600 ℃下涂層和基體磨屑中的氧含量均高于室溫，說明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，說明純Co 涂層只能相對減輕基體的磨損，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)。基材和涂層在800 ℃下的氧化速率（Kp）及平方相關(guān)系數(shù)（R2）見表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，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。