王 港，劉秀波,2，劉一帆，祝 楊，歐陽春生，孟 元，羅迎社

(1 中南林業(yè)科技大學 材料表界面科學與技術湖南省重點實驗室，長沙 410004；2 中國科學院蘭州化學物理研究所 固體潤滑國家重點實驗室，蘭州730000；3 湖南交通工程學院，湖南 衡陽 421000；4 中南林業(yè)科技大學 工程流變學湖南省重點實驗室，長沙 410004)

304不銹鋼具有一定的耐腐蝕性、耐熱性和常溫抗氧化性，被普遍應用于食品、醫(yī)療、航天、船舶零部件等領域[1-3]。但在高溫下，304不銹鋼存在力學性能較差、硬度較低及耐磨性差等缺點，導致其不適用于機械關鍵運動部件(如制造發(fā)動機活塞環(huán)、汽輪機葉片及發(fā)動機軸承等)，因此需要在304不銹鋼表面研制出具有較好耐磨、減摩性能的復合涂層。目前，采用激光熔覆在材料表面制備一層或多層復合涂層來改善304不銹鋼的摩擦性能，成為拓寬304不銹鋼在運動部件上應用的有效手段[4-6]。劉秀波等[7]采用預置粉末法在304不銹鋼表面激光制備NiCr/Cr3C2和NiCr/Cr3C2-30%WS2兩種復合涂層。結果表明，涂層物相主要由Cr7C3，(Cr, W)C，γ-(Fe, Ni)/Cr7C3組成。隨著溫度的升高，兩種復合涂層的耐磨、減摩性能得到提升。歐陽春生等[8]采用同步送粉法在304不銹鋼表面激光熔覆制備Ti3SiC2-Ni基復合涂層。結果表明，熔覆涂層主要由Cr0.19Fe0.7Ni0.11固溶體，硬質相Fe2C，Cr7C3和TiC以及固體潤滑顆粒Ti3SiC2組成。復合涂層顯微硬度高于304不銹鋼基體。在室溫和600 ℃下，Ti3SiC2-Ni基復合涂層的自潤滑耐磨性能得到提高。Yan等[9]采用Ti-Si-C粉末體系激光原位合成了三元層狀陶瓷Ti3SiC2和Ti5Si3等硅化物。采用50%Ni25/50%Ti-Si-C復合粉末所制備的涂層摩擦因數為0.33，其磨損率為13.5×10-5mm3/(N·m)。Li等[10]在35CrMo鋼表面制備了不同Ti3SiC2含量的激光熔覆涂層。結果表明，該鈷基涂層主要由固溶體γ-Co，固體潤滑顆粒Ti3SiC2以及陶瓷碳化物Cr7C3和TiC組成。這是因為在制備過程中，部分Ti3SiC2分解形成TiC，導致涂層的顯微硬度顯著提高(507～595 HV0.5)，其中Co-10%Ti3SiC2涂層具有最高的耐磨性。王勉等[11]以Ni60粉末為增韌物質，WS2為合成潤滑相的前驅化合物，在304不銹鋼表面制備了一種復合涂層。結果表明，涂層主要由Cr0.19Fe0.7Ni0.11，Ti2SC，Fe2C，Cr7C3，CrS和WS2組成。涂層上部區(qū)域的硬度(425.4HV0.5)約為基體的1.65倍，涂層在所有實驗溫度下都展現出優(yōu)于基體的耐磨、減摩性能。

金屬Co為灰色不規(guī)則狀粉末，具有良好的潤濕性和高溫自潤滑作用，在涂層體系中常作為增韌相，能夠提高涂層的硬度、耐磨性和耐蝕性[12]。Ti3SiC2作為一種綜合陶瓷材料，結構為層狀立方形，是P63/mmc對稱的空間群，在高溫下容易產生層間滑動，從而具有高溫潤滑效果[13-14]。本工作結合課題組前期對Ti3SiC2-Ni基自潤滑復合涂層的研究[8,15-16]，設計了純Co粉末、Co-2%Ti3SiC2(質量分數，下同)和Co-8%Ti3SiC2三種熔覆粉末配比，通過同步送粉法在304不銹鋼表面制備三種涂層，系統(tǒng)研究三種涂層在不同溫度環(huán)境下(室溫，600 ℃)的摩擦學性能及相關磨損機理。

1 實驗材料與方法

實驗選用厚度為8 mm的304不銹鋼作為基體，以20 mm×40 mm面為激光熔覆面。304不銹鋼的化學成分如表1所示。

表1 304不銹鋼的化學成分(質量分數/%)Table 1 Chemical components of 304 stainless steel(mass fraction/%)

本實驗使用純Co粉末和三元層狀陶瓷材料Ti3SiC2粉末作為激光熔覆原材料，各合金粉末及混合粉末的微觀形貌如圖1所示。設計了純Co，Co-2%Ti3SiC2和Co-8%Ti3SiC2三種配比的熔覆粉末，來探索不同涂層的自潤滑耐磨性能，為了簡化命名，在激光熔覆后將制備出的純Co，Co-2%Ti3SiC2和Co-8%Ti3SiC2涂層分別命名為N1，N2，N3涂層。將Co-2%Ti3SiC2和Co-8%Ti3SiC2兩種粉末加入轉速為540 r/min的DECO-PBM-V-0.4L型行星立式球磨機中混合2 h。

圖1 激光熔覆粉末的微觀形貌(a)Co;(b)Ti3SiC2;(c)Co-2%Ti3SiC2;(d)Co-8%Ti3SiC2Fig.1 Morphologies of laser cladding powders(a)Co;(b)Ti3SiC2;(c)Co-2%Ti3SiC2;(d)Co-8%Ti3SiC2

在LDM-8060型半導體激光加工系統(tǒng)上進行同步送粉激光熔覆實驗，激光器的波長514 nm，光斑直徑2 mm。復合涂層制備參數為：掃描速度700 mm/min，激光功率1.6 kW，搭接率50%，送粉速率135 g/min。使用X射線衍射儀(XRD)分析涂層物相；利用MIRA3 LMH掃描電子顯微鏡(SEM)和牛津X MAX20能譜分析儀(EDS)觀察涂層組織形貌和進行元素分析；硬度測試，在HX-1000TM/LCD數顯顯微硬度計(載荷為4.9 N，加載時間為15 s)上沿涂層截面縱向每隔100 μm進行一次，最后取平均值。Si3N4球(直徑為4 mm)具有高熔點和高硬度(1850 ℃，1700HV0.5)，適合在球盤式高溫摩擦磨損試驗機(HT-1000)中用作對磨球。根據現有實驗研究[17-18]優(yōu)化工藝參數，采用如表2所示的實驗參數進行摩擦學性能測試，最后使用探針式表面磨痕測量儀(MT-500型)測出試樣磨損橫截面的輪廓形狀，并計算其磨損體積。磨損率(wear rate，WR)計算如式(1)所示。

表2 摩擦學性能測試實驗參數Table 2 Experimental parameters for tribological properties test

WR=V/(L·S)

(1)

式中：V為磨損體積，mm3；L為荷載，N；S為滑動位移，m。

2 結果與分析

2.1 物相與組織分析

圖2為N1，N2，N3涂層的宏觀形貌?？梢钥闯?，涂層的表面質量較好，無明顯的裂紋和氣孔等缺陷，涂層的寬度約為16 mm。

圖2 N1(a)，N2(b)和N3(c)涂層的宏觀形貌Fig.2 Macroscopic morphologies of N1(a), N2(b) and N3(c) coating

圖3為Co-Ti3SiC2復合涂層的XRD譜圖?？芍?，Co-Ti3SiC2復合涂層主要物相為固溶體γ-Co，硬質相TiC，Cr7C3和Fe2C，潤滑相Ti3SiC2。對比三組涂層可知，N1涂層固溶體γ-Co的衍射峰值最大，N3涂層Ti3SiC2和TiC的衍射峰值最大。這是由于，在激光高溫條件下，N1涂層中的Co轉化為了γ-Co，而N3涂層中部分Ti3SiC2陶瓷材料分解成TiC等物相，部分Ti3SiC2未分解。

圖3 Co-Ti3SiC2復合涂層的XRD譜圖Fig.3 XRD patterns of Co-Ti3SiC2 composite coatings

圖4為N1涂層橫截面和中部區(qū)域的微觀形貌圖。由圖4(a)可知，N1涂層表面存在部分未溶解的顆粒，但沒有出現明顯的孔洞和裂紋等宏觀缺陷。在N1涂層中形成的固溶體γ-Co一般在417 ℃以上的溫度才能穩(wěn)定存在，而在417 ℃以下時會轉變?yōu)榫哂辛⒎骄Ц窠Y構的α-Co固溶體，但由于N1涂層中存在Ni元素以及激光熔覆技術具有快速凝固的特性，抑制了γ-Co的轉變。N1涂層表面存在黑斑，這是由于在熔池中純Co粉末熔化和凝固的時間都比較短，導致部分區(qū)域的相關化學反應不充分和部分粉末未熔化分解，所以存在黑斑。由圖4(b)可知，N1涂層組織主要由連續(xù)的基體A，樹狀晶體組織B和胞狀晶體組織C組成。涂層與基體的結合區(qū)域不明顯，是因為Co原子的半徑與Fe原子和Cr原子半徑近似，相互之間有著良好的相容性[19]。

圖4 N1涂層SEM圖 (a)橫截面;(b)中部區(qū)域Fig.4 SEM images of N1 coating (a)cross section;(b)middle area

對圖4(b)N1涂層典型微觀組織進行EDS分析，結果如表3所示。發(fā)現區(qū)域A中主要含有Fe，Co元素，區(qū)域B主要含有Fe，Cr，Co元素，區(qū)域C中主要含有Fe，Cr元素。結合XRD譜圖推測，連續(xù)基體A主要是固溶體γ-Co和Fe2C，樹狀晶體組織B主要是γ-Co及Fe-Cr相，胞狀晶體C主要是Fe-Cr相。而在N1涂層中存在較多Fe，Cr元素，是因為在激光熱對流作用下，基體中的Fe，Cr元素稀釋到涂層中，表明N1涂層和304不銹鋼之間形成了良好的冶金結合。

表3 圖4(b)典型組織EDS結果(原子分數/%)Table 3 EDS results of typical microstructures in fig.4(b)(atom fraction/%)

圖5為N1涂層橫截面元素分布圖?？芍?，Fe，Co，Cr元素的分布存在明顯的聚集和分層，表明在熔池中的熱對流作用下，基體中的元素成分隨著熱對流進入涂層中，因為激光熔覆的快速熔化與凝固，導致交界處出現分界線，再次證明N1涂層和304不銹鋼之間呈現較好的冶金結合[20]。

圖5 N1涂層橫截面元素分布(a)橫截面;(b)EDS圖層;(c)Fe;(d)Cr;(e)Co;(f)Ni;(g)Ti;(h)SiFig.5 Element distribution of the cross section of N1 coating(a)cross section;(b)EDS layer;(c)Fe;(d)Cr;(e)Co;(f)Ni;(g)Ti;(h)Si

因N2和N3涂層僅僅存在粉末成分含量的差異，而且兩者的組織結構類似，故選用N3涂層進行分析。圖6為N3涂層的微觀形貌圖。由圖6(a)可知，N3涂層的結合界面質量較好，無縫隙，未出現未溶解的顆粒和明顯的氣孔等宏觀缺陷。N3涂層的區(qū)域組織都由連續(xù)基體A、樹枝狀晶體B、胞狀晶體C組成，但在結合區(qū)還存在馬氏體相變。由圖6(b)，(c)可知，N3涂層表面的晶體組織比較致密，出現了馬氏體組織，這是因為N3涂層結合區(qū)域的冷卻速率超過200 ℃/s，溫度梯度較大，促進了晶粒定向生長。對N3涂層(圖6(b))進行典型微觀組織EDS分析，結果如表4所示。可知，N3涂層中主要含有Co，Fe，Cr元素以及C元素。結合XRD譜圖推測可知，三種組織主要是固溶體γ-Co，Fe2C，Cr7C3，而在胞狀晶體C中存在較高濃度的Ti和Si元素，主要是TiC和Ti3SiC2。

表4 圖6(b)典型組織EDS結果(原子分數/%)Table 4 EDS results of typical microstructures in fig.6(b)(atom fraction/%)

圖6 N3涂層SEM圖 (a)橫截面;(b)中部區(qū)域;(c)典型組織區(qū)域Fig.6 SEM images of N3 coating (a)cross section;(b)middle area;(c)typical microstructure area

2.2 顯微硬度

由于不同涂層的微觀組織結構和物相不同，導致其熱影響區(qū)厚度不一致，因此本工作選擇涂層顯微硬度數值穩(wěn)定區(qū)域進行測試，取2次數據的平均值為測試的顯微硬度值，如N1為400～1800 μm，N2為500～1800 μm，N3為500～1800 μm。圖7為Co-Ti3SiC2復合涂層的顯微硬度變化曲線?？芍琋1，N2和N3涂層的顯微硬度分別為285.7HV0.5，356.3HV0.5和463.8HV0.5，均高于304不銹鋼基體(240.3HV0.5)。

圖7 Co-Ti3SiC2復合涂層的顯微硬度曲線(a)N1涂層;(b)N2涂層;(c)N3涂層Fig.7 Microhardness curves of Co-Ti3SiC2 composite coatings(a)N1 coating;(b)N2 coating;(c)N3 coating

原因如下：(1)由于激光熔覆的熔化和凝固時間較短，導致其過冷度較大和形核率增加，抑制了晶粒的生長，發(fā)生晶粒細化；(2)當激光熔覆的表層區(qū)域快速熔化和凝固時，Cr，Si和Fe等與γ-Co相互擴散互溶，會形成過飽和固溶體，導致形成晶格畸變，產生固溶強化；(3)添加Ti3SiC2陶瓷材料，在激光熔覆中Ti3SiC2部分會發(fā)生分解，形成陶瓷碳化物增強相，如Fe2C，Cr7C3和TiC等硬質相，在熱對流的作用下產生彌散強化形成第二次強化。當涂層內部高硬度的陶瓷碳化物數量較多時，其顯微硬度也會相應提高。此外，N2涂層存在的硬度分布不均勻的現象，主要是硬質相分布不均勻引起的。

2.3 摩擦因數和磨損率

圖8為304不銹鋼和Co-Ti3SiC2復合涂層在室溫和600 ℃下的摩擦因數變化曲線?？芍p期大致可分為磨合期和穩(wěn)定磨損期，摩擦曲線呈先下降后上升，然后到穩(wěn)定磨損期的趨勢。這是由于，實驗中Si3N4陶瓷球壓入涂層表面時，會先與基體的端面和圓柱面組成的微小凸峰接觸，而端面產生滑動阻力，圓柱面會產生剪切阻力[21]，導致摩擦因數先下降再趨于穩(wěn)定。600 ℃時磨合期較長的原因，是由于涂層與基體從室溫加熱到600 ℃的過程中，表面形成了氧化膜，在磨損初期時，氧化膜被對磨球磨損，但因為磨痕表面較為松散又易被氧化，導致氧化膜不斷消耗與再生，需要一段時間來形成磨損的動態(tài)平衡。由圖8(a)可知，室溫下，N1，N2，N3涂層和304不銹鋼的摩擦因數分別為0.62，0.68，0.42和0.56，N3涂層具有最優(yōu)的減摩性能，其中N1與N2涂層摩擦因數略有升高，原因可能是，N1和N2涂層上部區(qū)域過冷度小，導致形成的晶粒較為粗大，而下部區(qū)域溫度梯度較大，發(fā)生了晶粒細化，兩個區(qū)域的晶粒生長速度不一致，容易產生殘余應力，涂層的塑性下降，此時涂層表面易發(fā)生黏著磨損，導致摩擦因數略微增大[22]。由圖8(b)可知，在600 ℃下，N1，N2，N3涂層的摩擦因數均低于304不銹鋼(0.66)，分別為0.54，0.52和0.46。其中N3涂層的減摩效果最好，這是由于，N3涂層中添加了足量的Ti3SiC2潤滑相，在磨損表面形成了潤滑膜，減摩性能得到提升。在常溫和600 ℃下，N3涂層表現出最優(yōu)的減摩性能，提高了N3涂層的自潤滑性能。

圖8 304不銹鋼和Co-Ti3SiC2復合涂層的摩擦因數曲線(a)室溫;(b)600 ℃Fig.8 Friction coefficient curves of 304 stainless steel and Co-Ti3SiC2 composite coatings(a)at room temperature;(b)at 600 ℃

圖9為304不銹鋼和Co-Ti3SiC2復合涂層在室溫和600 ℃下的磨損率?？芍?，涂層和304不銹鋼在室溫下的磨損率分別為9.15×10-5，7.81×10-5，4.66×10-5mm3/(N·m)和66.42×10-5mm3/(N·m)；涂層和304不銹鋼在600 ℃下的磨損率分別為37.79×10-5，35.60×10-5，18.83×10-5mm3/(N·m)和41.30×10-5mm3/(N·m)。在室溫和600 ℃下，N3涂層的磨損率最小，表明N3涂層具有良好的耐磨性，這可能是由于形成的γ-Co產生固溶強化以及Cr7C3，TiC和SiC形成的第二相強化。此外，Ti3SiC2粉末中Si原子層與Ti，C之間是類石墨層間的弱鍵結合，沿基面方向容易發(fā)生位錯滑移，當有外力作用時，會有部分力沿垂直基面方向，使結構發(fā)生扭結，Ti3SiC2基面出現分層，位錯滑移能增大，導致N3涂層具有更好的耐磨性。

圖9 304不銹鋼和Co-Ti3SiC2復合涂層在室溫和600 ℃下的磨損率Fig.9 Wear rate of 304 stainless steel and Co-Ti3SiC2composite coatings at room temperature and 600 ℃

圖10為304不銹鋼和N3涂層在室溫和600 ℃下的磨痕宏觀形貌。可知，在室溫下，304不銹鋼基體磨痕表面變形嚴重，較為粗糙，出現明顯的材料轉移和嚴重的黏著磨損。N3涂層磨痕表面質量較好，出現了較少的磨粒磨損。結合磨損率分析可知，N3涂層的耐磨性能最好。在600 ℃下，基體表面較為破碎，出現嚴重的黏著磨損和塑性變形，耐磨性能較差，而N3涂層表面光滑，整體質量較好，出現氧化分層等現象。

圖10 304不銹鋼(1)和N3涂層(2)的磨痕輪廓宏觀形貌(a)室溫;(b)600 ℃Fig.10 Macro morphologies of wear scar profile of 304 stainless steel(1) and N3 coating(2)(a)at room temperature;(b)at 600 ℃

2.4 磨損機理

圖11為304不銹鋼和Co-Ti3SiC2復合涂層在室溫下的磨痕及磨屑形貌圖。從圖11(a-1)中可以看出，304不銹鋼基體表面磨痕形貌較為粗糙，變形程度較大，這是因為304不銹鋼硬度偏低，表面容易出現較多細小顆粒，導致在對磨球的研磨過程中產生較大的接觸應力，表面出現嚴重的塑性變形、犁溝以及少量的微凸峰；在圖11(a-2)中，304不銹鋼磨屑形貌主要為團聚的細小顆粒和較大的片狀磨屑，這是由于在摩擦學實驗中，基體表面被剝落，形成的部分磨屑在表面被擠壓或研磨成顆粒狀磨屑，導致基體表面發(fā)生三體磨料磨損。在室溫下，304不銹鋼的磨損機理主要為磨粒磨損和塑性變形。

由圖11(b-1)可知，N1涂層的磨損程度比304基體輕，這是因為γ-Co的固溶強化和激光熔覆的晶粒細化，使得基體表面硬度得到提升，涂層表面對Si3N4陶瓷球黏著阻力增大，導致N1涂層減摩性能稍有下降，但抗塑性變形能力增強，表面耐磨性能得到提高，出現了輕微的犁溝現象[23]；在圖11(b-2)中，N1涂層磨屑形貌以塊狀磨屑為主，這是由于N1涂層含有較多的金屬間化合物，使涂層表面呈脆性。結合表5的EDS分析可知，N1涂層剝落區(qū)域的Fe，Co，Cr元素和Ti元素出現缺失，C元素出現聚集，表明N1涂層表面的金屬化合物在對磨過程中被擠壓并剝落，而高硬度的陶瓷碳化物起到良好的保護作用。在室溫下，N1涂層磨損機理主要為磨粒磨損和犁溝。

表5 圖11(b-1)N1涂層的面掃EDS分析(原子分數/%)Table 5 EDS analysis of N1 coating in fig.11(b-1) (atom fraction/%)

圖11 304不銹鋼和Co-Ti3SiC2復合涂層在室溫下的磨痕(1)及磨屑(2)形貌(a)基體;(b)N1涂層;(c)N2涂層;(d)N3涂層Fig.11 Morphologies of wear scar(1) and wear debris(2) of 304 stainless steel and Co-Ti3SiC2 composite coatings at room temperature(a)substrate;(b)N1 coating;(c)N2 coating;(d)N3 coating

由圖11(c-1)，(d-1)可知，N2涂層表面較為粗糙，這是由于N2涂層加入的Ti3SiC2潤滑相較少，在涂層中形成的硬質相(TiC，SiC等)有限，導致硬度分布不均，而N2涂層中殘余熱應力較大，在對磨球的法向載荷作用下，產生了應力集中，發(fā)生片狀剝落，進而在研磨時出現嚴重的塑性變形和微凸峰現象，摩擦因數略有升高。N3涂層表面出現黏附坑和少量細小的顆粒，整體表面較為光滑，優(yōu)于N2涂層，這是由于N3涂層中含有較多的硬質相(TiC，SiC等)，涂層表面耐磨性得到提升，其表面也形成了Ti3SiC2的潤滑膜，該潤滑膜中的Si原子層與Ti，C之間的結合屬于類石墨的層間弱鍵結合，在對磨球的法向載荷下，容易沿基面垂直方向發(fā)生變形，使位錯滑移能增大[24]，同時因為法向載荷的存在，N3涂層表面產生了應力集中，出現片狀剝落，導致黏附坑產生。由圖11(c-2)，(d-2)可知，N2涂層磨屑形貌主要是細小顆粒狀和少量片狀磨屑，N3涂層磨屑形貌主要為片狀磨屑。這是因為，N3涂層表面剝落的磨屑中含有較多的硬質相，難以研磨細化，所以磨屑中以片狀磨屑居多，而N2涂層脫落的磨屑易在研磨層中被反復擠壓或剪切成顆粒狀磨屑。在室溫下，N2涂層磨損機理主要是塑性變形和輕微的磨粒磨損，N3涂層磨損機理主要是黏著磨損和犁溝。

圖12為304不銹鋼和Co-Ti3SiC2復合涂層在600 ℃下的磨痕及磨屑形貌圖。從圖12(a-1)中可以看出，304不銹鋼基體在600 ℃下磨損表面粗糙，破損嚴重，出現了氧化膜和塑性變形。在圖12(a-2)中，304不銹鋼磨屑形貌主要為細小的顆粒狀，并出現了團聚現象[25]。這是由于在高溫下，304不銹鋼基體較軟，同時存在殘余應力，在對磨球的作用下，304不銹鋼表面出現嚴重的塑性變形，大塊磨屑被剝落，并在研磨的過程中被擠壓、剪切成小顆粒狀磨屑。在600 ℃下，304不銹鋼基體主要磨損機理是塑性變形。

圖12 304不銹鋼和Co-Ti3SiC2復合涂層在600 ℃下的磨痕(1)及磨屑(2)形貌(a)基體;(b)N1涂層;(c)N2涂層;(d)N3涂層Fig.12 Morphologies of wear scar(1) and wear debris(2) of 304 stainless steel and Co-Ti3SiC2 composite coatings at 600 ℃(a)substrate;(b)N1 coating;(c)N2 coating;(d)N3 coating

由圖12(b-1)可知，在600 ℃下，N1涂層磨損表面出現了氧化磨損和犁溝現象；在圖12(b-2)中，N1涂層磨屑形貌主要為塊狀磨屑。這是由于在研磨過程中，N1涂層的磨痕表面結構較為松散，易被氧化形成氧化膜[26]，而氧化膜內普遍存在應力，使N1涂層易發(fā)生開裂和剝落，在對磨球的作用下，出現塊狀磨屑的剝落；又因為磨屑內缺乏高硬度物質，易黏附在N1涂層磨損表面，導致輕微的犁溝現象。在600 ℃下，N1涂層主要的磨損機理是氧化磨損和輕微的犁溝。

表6為N1涂層(圖12(b-1))的面掃EDS分析。結合表6與表5可知，高溫下N1涂層表面的Fe，Co元素和Cr元素出現缺失，并且O元素含量高達43.1%(原子分數)，表明N1涂層表面存在連續(xù)的氧化膜，而Ni元素和Co元素發(fā)生一定的聚集現象，說明氧化膜中含有較多的金屬氧化物，如NiO，Ni2O和CoO等，這是由于涂層中的Co元素和Ni元素在高溫下發(fā)生氧化反應: 2Co+O2→2CoO，2Ni+O2→2NiO，4Ni+O2→2Ni2O，驗證N1涂層發(fā)生了氧化磨損。

表6 圖12(b-1)N1涂層的面掃EDS分析(原子分數/%)Table 6 EDS analysis of N1 coating in fig.12(b-1) (atom fraction/%)

由圖12(b-1)，(c-1)可知，N1涂層與N2涂層的磨痕形貌較為類似，但N2涂層的表面較為平整，主要是在研磨過程中N2涂層表面形成了連續(xù)的氧化膜，增大了對磨球研磨的阻力[27]，使耐磨性能得到提升。從圖12(d-1)中可以看出，N3涂層的磨痕形貌相比于N2涂層顯得更為光滑，這是由于三元潤滑劑Ti3SiC2是層狀立方結構化合物，在高溫下容易產生層間滑動[28]，從而具有高溫潤滑效果，而在N3涂層表面形成一層連續(xù)Ti3SiC2的潤滑膜，同時在潤滑膜表面也形成一層氧化膜，保護了潤滑轉移膜，在兩者協(xié)同作用下，N3涂層耐磨、減摩性能得到提高。當表面接觸對磨球時，接觸點發(fā)生氧化磨損，形成的節(jié)點在表面相互滑移的同時發(fā)生材料剪切和轉移，并在涂層表面形成循環(huán)變化的接觸應力，產生疲勞斷裂[29]。由圖12(c-2)，(d-2)可知，N2涂層磨屑形貌主要是細小顆粒狀，N3涂層磨屑形貌主要為團聚的細小顆粒狀及少量塊狀磨屑。這是由于在對磨球的作用下，N2涂層脫落的磨屑在研磨層之間產生三體磨粒磨損，被剪切擠壓成細小顆粒狀磨屑，而N3涂層表面被對磨球剝落下的塊狀磨屑帶有較多的TiC，Cr7C3，Fe2C等硬質相，磨屑硬度較大，研磨后形成塊狀磨屑。在600 ℃下，N2涂層磨損機理主要是氧化磨損和犁溝，N3涂層磨損機理主要是疲勞斷裂和氧化磨損。

3 結論

(1)采用同步送粉法在304不銹鋼表面成功制備出純Co(N1)，Co-2%Ti3SiC2(N2)和Co-8%Ti3SiC2(N3)三種具有良好減摩、耐磨涂層，有效提高304不銹鋼的自潤滑耐磨性能。其中N3涂層的主要物相為固溶體γ-Co，硬質相TiC，Cr7C3，Fe2C，潤滑相Ti3SiC2，N3涂層的結合區(qū)域出現了馬氏體相變。

(2)N1，N2和N3涂層的平均顯微硬度分別為285.7HV0.5，356.3HV0.5和463.8HV0.5，均高于304不銹鋼基體(240.3HV0.5)。在室溫和600 ℃下，硬質相(TiC，Cr7C3，Fe2C)和潤滑相(Ti3SiC2)的協(xié)同作用，使得N3涂層具有最優(yōu)的耐磨、減摩性能。

(3)室溫下，304不銹鋼基體磨損機理主要是塑性變形和磨粒磨損，N1涂層的磨損機理主要是磨粒磨損和犁溝，N2涂層的磨損機理主要是磨粒磨損和塑性變形，N3涂層的磨損機理主要是黏著磨損和犁溝。在600 ℃下，304不銹鋼基體的磨損機理主要是塑性變形， N1涂層的磨損機理主要是氧化磨損和犁溝， N2涂層的磨損機理主要是氧化磨損和犁溝，N3涂層的磨損機理主要是疲勞斷裂和氧化磨損。