胡 記， 隋欣夢(mèng)， 張 林， 肇 威，張維平

(大連理工大學(xué)，大連 116024）

鈦合金具有諸多的優(yōu)異性能，如較高的強(qiáng)度、較輕的質(zhì)量、良好的耐腐蝕性以及優(yōu)異的抗高溫氧化性能等，因此被廣泛應(yīng)用于航空航天制造、生物醫(yī)療、石油化工等領(lǐng)域[1–2]。然而鈦合金硬度較低、耐磨性較差等缺點(diǎn)，限制了其在極端條件下的應(yīng)用，為了使其能夠滿足復(fù)雜服役環(huán)境下的使用要求，采用激光熔覆技術(shù)改善其表面性能可以較為有效地解決這一問(wèn)題[3–9]。

高熵合金是由至少5種或更多元素按等摩爾比或近似等摩爾比（其中各元素的摩爾分?jǐn)?shù)不低于5%，也不超過(guò)35%）作為主元素，采用合金

化的方式形成的新型合金體系，由于其具有高熵效應(yīng)、晶格畸變效應(yīng)、遲滯擴(kuò)散效應(yīng)和雞尾效應(yīng)，因此往往更容易形成簡(jiǎn)單固溶體結(jié)構(gòu)，如BCC或FCC結(jié)構(gòu)，從而使其在微觀和宏觀上具有良好的物理化學(xué)性能和綜合力學(xué)性能[10–18]。Huang等[19]在TC4合金表面上利用激光熔覆技術(shù)制備了近似等摩爾比的AlCrNiSiTi高熵合金涂層，研究發(fā)現(xiàn)AlCrNiSiTi涂層的硬度及耐磨性均優(yōu)于TC4合金。涂層硬度相比TC4基體提高了3倍左右，并且涂層的比磨損率也低于基體。涂層的主要磨損機(jī)制為黏著磨損和磨粒磨損。Liang等[20]采用激光熔覆技術(shù)在304不銹鋼表面制備了AlCrFeNi2W0.2Nbx高熵合金涂層，研究了涂層的顯微組織、顯微硬度和耐磨性。涂層的相結(jié)構(gòu)為BCC固溶體相和Fe2Nb型Laves相。其顯微硬度隨Nb含量的增加而增加，Nb2.0涂層的硬度高達(dá)890.7HV，約為304不銹鋼的4.5倍。由于硬質(zhì)Laves相的體積分?jǐn)?shù)較大以及摩擦過(guò)程中新形成的氧化膜的抗磨損作用，在相同的載荷條件下，AlCrFeNi2W0.2Nbx（x=1.5，2.0）高熵合金涂層的磨損量比304不銹鋼低一個(gè)數(shù)量級(jí)。國(guó)內(nèi)外諸多學(xué)者對(duì)于高熵合金涂層的研究已經(jīng)較為廣泛，并且證明其可行性，但對(duì)鈦合金表面激光熔覆高熵合金與硬質(zhì)相復(fù)合涂層的研究還未全面展開(kāi)。因此，本試驗(yàn)利用激光熔覆技術(shù)在TC21 鈦合金表面制備Ti0.8CoCrFeNiAl0.5高熵合金涂層，并通過(guò)合金化的方式添加不同含量的TiN，研究其添加量對(duì)熔覆層組織、成分、硬度和耐磨性的影響[21–23]。

試驗(yàn)及方法

1 試驗(yàn)材料

試驗(yàn)選用TC21鈦合金作為基體，其化學(xué)成分如表1所示，將其切割成尺寸為30mm×15mm×8mm的塊體，將需要熔覆的表面進(jìn)行平坦化處理，去除雜質(zhì)與氧化層。采用純度高于 99.5%的 Ti、Co、Ni、Al、Fe、Cr、TiN粉末，按照表2所示化學(xué)成分，在瑪瑙研磨缽中充分研磨1h至均勻混合，研磨后的粉末在干燥箱中進(jìn)行充分干燥，制得熔覆粉末。

表1 TC21化學(xué)成分（質(zhì)量分?jǐn)?shù)）Table 1 Chemical composition of TC21(mass fraction)%

表2 熔覆粉末化學(xué)成分（質(zhì)量分?jǐn)?shù)）Table 2 Chemical composition of cladding powders(mass fraction)%

2 試驗(yàn)方法

將熔覆粉末預(yù)置在基體表面，粉末寬度為3mm，厚度為1mm。利用Laserline LDF 4000–100半導(dǎo)體激光器， 在氬氣保護(hù)下進(jìn)行單層單道熔覆，激光光斑直徑為3mm，激光功率為 1000W，掃描速度為6mm/s。沿熔覆層截面方向?qū)⑼瓿扇鄹驳脑嚇忧懈畛蓛蓧K尺寸為15mm×15mm×8 mm的試樣。用于顯微組織觀察的試樣按照標(biāo)準(zhǔn)金相試樣制備過(guò)程制備。首先依次使用200#至2000#砂紙將試樣的橫截面打磨平整，然后使用拋光布和拋光液進(jìn)行拋光，使橫截面拋光成鏡面，最后配置體積比為HF∶HNO3∶H2O=1∶3∶6 的腐蝕液，利用棉簽蘸取腐蝕液擦拭試樣截面至起霧為止，完成腐蝕處理，制成金相試樣。采用 Zeiss Supra55 掃描電子顯微鏡對(duì)熔覆層橫截面的宏觀形貌，顯微組織形貌進(jìn)行觀察，并對(duì)特征明顯的組織使用電子探針（JXA–8530F–Plus）進(jìn)行組織襯度觀察，并采用面掃描和點(diǎn)掃描進(jìn)行化學(xué)成分定量分析。使用 HV–1000A 型顯微硬度計(jì)測(cè)量熔覆層橫截面的顯微硬度，加載載荷為1.96N，加載時(shí)間為15s。從熔覆層頂端經(jīng)過(guò)結(jié)合區(qū)、熱影響區(qū)直至基體，每隔 0.1mm 取點(diǎn)進(jìn)行測(cè)量，在每個(gè)點(diǎn)的水平線上測(cè)量3次，取平均值作為該點(diǎn)的顯微硬度值。將另一塊試樣的熔覆層上表面用砂紙打磨平整，采用X射線衍射儀（Panalytical Empyrean XRD–6000）對(duì)熔覆層進(jìn)行物相分析，然后采用蘭州中科凱華科技開(kāi)發(fā)有限公司的CFT–Ⅰ型材料表面性能綜合測(cè)試儀檢測(cè)熔覆層表面耐磨性，試驗(yàn)形式為往復(fù)式摩擦磨損，摩擦副為直徑3mm的Si3N4陶瓷球，法向載荷為4.9N，往復(fù)滑動(dòng)速度為100mm/s，往復(fù)行程為5mm，摩擦磨損時(shí)間為30min，每更換一次試樣，需要同時(shí)更換新的Si3N4陶瓷球。

結(jié)果與討論

1 宏觀形貌

熔覆層橫截面宏觀形貌如圖1所示，熔覆層與基體結(jié)合處沒(méi)有明顯宏觀裂紋，具有良好的冶金結(jié)合。熔覆層成型美觀，呈圓弧狀，沒(méi)有明顯的氣孔等缺陷，隨著TiN的加入，對(duì)熔池產(chǎn)生擾動(dòng)作用，造成熔池液體飛濺，使熔覆層上端形貌曲線出現(xiàn)顆粒狀抖動(dòng)，如C3、C4較為明顯。熔覆層的稀釋率[24]反映了基體的熔化程度，如圖1（a）所示，根據(jù)公式η=h/（H+h）可以計(jì)算熔覆層稀釋率，其中η為稀釋率，H為熔覆層高度，h為熔池深度。隨著TiN含量的增加，C1、C2、C3、C4、C5的熔覆層高度呈下降的趨勢(shì)，其稀釋率依次為52.0%、49.6%、46.3%、46.2%、48.3%，呈下降然后再上升的趨勢(shì)，但整體均小于C1的稀釋率，其中C4稀釋率最低。由此可知，TiN的加入可以在一定程度上減少基體的熔化，降低熔覆層稀釋率。

圖1 熔覆層橫截面形貌Fig.1 Cross-sectional morphologies of cladding layers

2 物相與顯微組織分析

圖2為Ti0.8CoCrFeNiAl0.5+xTiN（x為質(zhì)量分?jǐn)?shù)0、2%、4%、6%、8%）高熵合金復(fù)合熔覆層X(jué)射線衍射儀檢測(cè)結(jié)果。分析可知，當(dāng)x=0時(shí)，熔覆層主要由BCC1相、FCC相、β–Ti和（Ni，Co）Ti2型Laves相組成。當(dāng)x=2%時(shí)，F(xiàn)CC相衍射峰消失，轉(zhuǎn)化為BCC2相，同時(shí)出現(xiàn)較小的TiN衍射峰。當(dāng)x=4%時(shí),熔池中游離的N含量增加，由于N原子半徑較小，一部分N原子進(jìn)入到固溶體間隙，固溶到BCC固溶體中，使BCC1和BCC2相衍射峰得到增強(qiáng)，另一方面由于N與Ti具有很低的混合焓，大量游離的N和Ti原位生成TiN，使得TiN衍射峰增強(qiáng)。當(dāng)x=6%和8%時(shí)，C4、C5中β–Ti衍射峰進(jìn)一步增強(qiáng)，這是由于在高能激光作用下，熔覆粉末與基體表層的熔化，導(dǎo)致基體的Ti和粉末里的TiN同時(shí)進(jìn)入熔池，達(dá)到了Ti在此合金體系的固溶極限從而析出，析出的Ti優(yōu)先與N以TiN形式析出后，剩余的Ti則由于激光熔覆的冷卻速度快，過(guò)冷度大，產(chǎn)生非平衡凝固，以β–Ti形式析出。

圖2 熔覆層X(jué)RD圖譜Fig.2 XRD spectra of cladding layers

圖3為熔覆層SEM圖像。從圖3（a）可以看出，未加入TiN的熔覆層顯微組織主要由深灰色的菊花狀樹(shù)枝晶DR和淺灰色網(wǎng)狀晶間組織DI組成。隨著TiN的加入，圖3（b）～（e）中出現(xiàn)顆粒狀組織T。顆粒狀組織T起到了細(xì)化晶粒的作用，可以看出，樹(shù)枝晶DR得到細(xì)化，晶間組織DI增多，顆粒狀組織T一部分鑲嵌在樹(shù)枝晶DR中，一部分鑲嵌在枝晶間組織DI中，隨著TiN的含量增加，T組織的形狀由聚集型顆粒狀逐漸向頭部魚(yú)骨狀尾部顆粒狀轉(zhuǎn)變。

圖3 熔覆層SEM圖像Fig.3 SEM images of cladding layers

圖4為熔覆層背散射圖像，選取特征較為明顯的熔覆層C3進(jìn)行EPMA面掃，面掃圖如圖5所示，表3為熔覆層微區(qū)成分分析結(jié)果。結(jié)合圖3～5和表3分析可知，在未添加TiN的熔覆層組織中，深灰色樹(shù)枝晶A區(qū)域?yàn)楦籘i–Co–Ni–Al的BCC1相，淺灰色枝晶間B區(qū)域?yàn)楦籉e–Cr–Ti的FCC相，深灰色枝晶間D區(qū)域?yàn)楦沪篓CTi相，白色枝晶間E區(qū)域?yàn)長(zhǎng)aves相，主要由NiTi2和CoTi2組成，B、D、E區(qū)域共同組成圖3中枝晶間組織DI。熔覆粉末在激光束作用下熔化，熔池中由大量具有能量起伏、結(jié)構(gòu)起伏和濃度起伏的短程有序原子團(tuán)簇構(gòu)成， 這些原子團(tuán)簇周圍分布著雜亂無(wú)序的原子，處在高位錯(cuò)密度和高空穴密度的環(huán)境之中，當(dāng)熔池開(kāi)始凝固時(shí)，首先是高熔點(diǎn)的Cr（1857℃）、Ti（1660℃）、Fe（1535℃）依附于熔池中的雜質(zhì)顆粒進(jìn)行非均勻形核，形成富Fe–Cr–Ti的FCC相，隨后熔點(diǎn)相對(duì)較低的Co（1495℃）、Ni（1453℃）、Al（660℃）依附先析出的固相顆粒進(jìn)行形核，形成富Ti–Co–Ni–Al的BCC1相[25]。隨著TiN的加入，熔池中游離的Ti和N原子部分固溶到FCC相中，Ti原子占據(jù)晶格陣點(diǎn)和間隙位置，N原子半徑較小，占據(jù)晶格間隙位置，使FCC相固溶體產(chǎn)生晶格畸變，由于Ti在882℃以上為穩(wěn)定的β–Ti，具有體心立方結(jié)構(gòu)，從而使FCC相轉(zhuǎn)變?yōu)锽CC2相。添加TiN的熔覆層組織中出現(xiàn)了黑色顆粒狀組織C,根據(jù)表3可知，圖4（b）～（e）中C組織主要由Ti和N組成，其原子數(shù)分?jǐn)?shù)比約為1∶1，可以推斷其為原位析出的TiN相，進(jìn)而推斷出圖3中T組織即為TiN相。熱力學(xué)中相變發(fā)生的趨勢(shì)可以根據(jù)計(jì)算吉布斯自由能改變量ΔG的大小來(lái)判斷。某一溫度下，ΔG的計(jì)算公式為ΔG=ΔH–TΔS，ΔH為混合焓，ΔS為混合熵，T為開(kāi)式溫度。高熵合金具有高熵效應(yīng)，其混合熵ΔS往往很大，在ΔH不變的情況下，ΔG就會(huì)越小，因此高熵合金在凝固過(guò)程中更傾向于形成簡(jiǎn)單的固溶體[26]。如表4所示，相對(duì)于N–Al、N–Fe、N–Cr、N–Co和N–Ni的混合焓，N–Ti的混合焓最低為–190kJ/mol，Ti和N更易結(jié)合形成氮化物；此外，Ti 與 N 反應(yīng)生成 TiN所需要的焓變值較小，抵消了部分高熵效應(yīng)對(duì)元素的固溶作用，加之Ti 含量相對(duì)較高，達(dá)到了TiN相形核所需成分、結(jié)構(gòu)、能量起伏的條件，因此硬質(zhì)相化合物 TiN得以形核與長(zhǎng)大。隨著TiN的添加量持續(xù)增加，熔池中游離的N原子增多，會(huì)固溶到BCC1和BCC2固溶體晶體結(jié)構(gòu)間隙中，產(chǎn)生固溶強(qiáng)化作用，同時(shí)熔覆層組織中原位析出的TiN的含量也增多。當(dāng)TiN添加質(zhì)量分?jǐn)?shù)達(dá)到4%以上時(shí)，其形貌由圖4（b）中多個(gè)細(xì)小魚(yú)骨狀晶體聚合在一起的雪花狀晶體逐漸分離形成圖4（c）～（e）中獨(dú)立粗大的魚(yú)骨狀晶體。由于基體的熔化和TiN添加量的增加，導(dǎo)致大量Ti進(jìn)入熔池，使得Ti含量超過(guò)了固溶體固溶極限從而析出，根據(jù)混合焓數(shù)值排序，析出的Ti優(yōu)先與N形成TiN，剩余的Ti一部分由于與Ni、Co具有相對(duì)較低的混合焓，而形成E區(qū)域中的（Ni,Co）Ti2型Laves相，另外一部分由于激光熔覆產(chǎn)生的較大過(guò)冷度，在凝固時(shí)產(chǎn)生非平衡凝固，以β–Ti形式析出，形成D區(qū)域中深灰色富β–Ti相組織，與Laves相組織共同分布在枝晶間，構(gòu)成枝晶間組織的一部分，起到細(xì)化晶粒的作用。

圖4 熔覆層EPMA背散射圖像Fig.4 Backscattered images of cladding layers by EPMA

圖5 C3相關(guān)元素EPMA面掃圖Fig.5 Corresponding elemental mapping of C3 by EPMA

表3 熔覆層不同區(qū)域 EDS 能譜分析結(jié)果（原子分?jǐn)?shù)）Table 3 EDS analysis results in different regions of cladding layers %

表4 不同原子間混合焓Table 4 Mixing enthalpy of different atom pairs kJ·mol–1

3 顯微硬度分析

圖6為熔覆層表面到基體方向上的顯微硬度分布曲線。從圖6中可以看出，從熔覆層到結(jié)合區(qū)、熱影響區(qū)，再到基體，顯微硬度曲線呈波動(dòng)的平臺(tái)狀到下降的階梯狀再到波動(dòng)的平臺(tái)狀的變化趨勢(shì)。C1和C2試樣熔覆層硬度波動(dòng)較小，平均值為775.0HV0.2和936.7HV0.2，分別為基體（404HV0.2）的1.92倍和2.32倍。C3、C4、C5試樣熔覆層硬度波動(dòng)較大，平均值為954.5HV0.2、938.7HV0.2、956.7HV0.2，分別為基體的2.36、2.32、2.37倍。TiN的加入提高了Ti0.8CoCrFeNiAl0.5高熵合金涂層顯微硬度，當(dāng)TiN質(zhì)量分?jǐn)?shù)為8%時(shí)，熔覆層的平均硬度值最高，達(dá)到未添加TiN熔覆層硬度的1.23倍。這是因?yàn)門iN的加入，熔覆層組織主要由雙相BCC固溶體和原位析出的TiN相組成，一方面由于BCC固溶體相較于FCC固溶體具有較少的滑移系，從而在一定程度上減少了塑性變形，提高了熔覆層的強(qiáng)度和硬度；另一方面Ti和N原子固溶到BCC固溶體中，產(chǎn)生固溶強(qiáng)化效應(yīng)，同時(shí)原位析出的TiN顆粒細(xì)化了晶粒，彌散分布在枝晶和枝晶間組織中，產(chǎn)生彌散強(qiáng)化和細(xì)晶強(qiáng)化效應(yīng)，3種效應(yīng)的疊加也在一定程度上提高了熔覆層硬度。圖7為C1～C5熔覆層相同區(qū)域的壓痕宏觀形貌。圖7（a）和（e）中壓痕附近出現(xiàn)裂紋，裂紋從壓痕的尖角處萌生，沿背離對(duì)角線方向擴(kuò)展，而圖7（b）～（d）中沒(méi)有發(fā)現(xiàn)裂紋。分析可知，當(dāng)熔覆層中未加入TiN時(shí)，其壓痕尖角處存在較長(zhǎng)的裂紋，熔覆層韌性較差，當(dāng)熔覆層中加入質(zhì)量分?jǐn)?shù)為2%～6%的TiN時(shí)，TiN起到的細(xì)晶強(qiáng)化作用，不僅可以提高熔覆層強(qiáng)度和硬度，還可以減少裂紋的萌生，有效改善熔覆層的塑韌性。當(dāng)TiN添加質(zhì)量分?jǐn)?shù)達(dá)到8%時(shí)，熔覆層中的TiN大量析出，引起的彌散強(qiáng)化占主導(dǎo)作用，提高了熔覆層硬度的同時(shí)，卻使其塑韌性降低，抵消了細(xì)晶強(qiáng)化對(duì)熔覆層塑韌性的改善，再次誘發(fā)裂紋的萌生。因此，為了使熔覆層獲得良好的綜合力學(xué)性能，TiN添加質(zhì)量分?jǐn)?shù)最好低于8%。

圖6 熔覆層顯微硬度分布Fig.6 Microhardness distribution of cladding layers

圖7 熔覆層壓痕形貌Fig.7 Morphologies of indentation of cladding layers

4 耐磨性能分析

TC21基體和熔覆層的表面磨損形貌如圖8所示。TC21基體硬度相較熔覆層硬度較低，在磨損過(guò)程中，Si3N4摩擦副對(duì)熔覆層摩擦表面施加法向載荷，使摩擦副與摩擦表面接觸。由于Si3N4硬度遠(yuǎn)大于基體摩擦表面硬度，摩擦表面產(chǎn)生較大的塑性變形，引起局部的金屬黏著，隨著往復(fù)滑動(dòng)磨損持續(xù)進(jìn)行，摩擦表面黏著點(diǎn)金屬脫落，形成較深的犁溝、凹坑和不規(guī)則形狀的磨屑，磨損機(jī)制主要以黏著磨損為主。由于熔覆層C1～C3硬度較TC21基提升到2倍左右，從圖8（b）～（d）可以看出，在磨損過(guò)程中，磨屑增多，磨屑夾雜在摩擦副與摩擦表面之間，磨球、磨屑和熔覆層形成三體摩擦，磨損機(jī)制由黏著磨損為主轉(zhuǎn)變?yōu)轲ぶp和磨粒磨損。根據(jù)圖8（e）～（f）分析可知，TiN含量的持續(xù)增加，C4和C5熔覆層的硬度進(jìn)一步升高，黏著磨損進(jìn)一步減弱，磨損機(jī)制主要以磨粒磨損為主。熔覆層經(jīng)過(guò)磨球摩擦后，磨球?qū)θ鄹矊臃ㄏ蜉d荷較小，加之熔覆層硬度較高，磨損表面形成較淺的磨痕，但由于其塑韌性降低，熔覆層磨損表面碎裂脫落產(chǎn)生少量硬度較高的磨屑，磨球和硬質(zhì)磨屑對(duì)熔覆層進(jìn)行沖擊和切削，形成較多不規(guī)則的凹坑，磨屑主要分布在磨痕兩端。

圖8 TC21基體與熔覆層表面磨損形貌Fig.8 Surface wear morphologies of TC21 substrate and cladding layers

圖9為熔覆層隨時(shí)間變化的摩擦系數(shù)曲線。摩擦系數(shù)大小取決于材料種類、應(yīng)力狀態(tài)、摩擦面粗糙度以及磨損過(guò)程中磨損行為等因素。由圖9可知，C1、C2、C3的平均摩擦系數(shù)為0.448、0.676、0.835，其摩擦系數(shù)曲線波動(dòng)較大，起始摩擦系數(shù)與磨損中摩擦系數(shù)存在較大差異，C1和C2起始摩擦系數(shù)高于C3～C5的起始摩擦系數(shù)，而C3起始摩擦系數(shù)較低，但磨損過(guò)程中摩擦系數(shù)波動(dòng)較大。由于C1和C2硬度較低，塑性較大，產(chǎn)生黏著磨損，黏著點(diǎn)形成與脫落的過(guò)程反復(fù)進(jìn)行，形成大量磨屑，磨屑覆蓋在磨損表面起到一定潤(rùn)滑作用，使后續(xù)的摩擦系數(shù)降低，導(dǎo)致整體摩擦系數(shù)的平均值較小，并且C1和C2中TiN含量少且分布不均，導(dǎo)致熔覆層表面各區(qū)域硬度存在較大差別，磨球在磨損過(guò)程中所受摩擦力變化較大，在硬度高的區(qū)域磨痕淺，在硬度低的區(qū)域磨痕深，雖然平均磨損系數(shù)較小，但磨損系數(shù)變化大，磨損過(guò)程不穩(wěn)定；C4和C5的平均摩擦系數(shù)分別為0.863、1.406，相對(duì)C1～C3數(shù)值較大，但其磨擦系數(shù)曲線相對(duì)穩(wěn)定，這是由于TiN含量的增加，C4和C5熔覆層中硬質(zhì)相TiN含量較高，TiN顆粒分布均勻，磨損表面硬度處在均勻的狀態(tài)下，磨球在硬度均勻的磨損表面往復(fù)運(yùn)動(dòng)，摩擦系數(shù)變化小，在磨球法向載荷（4.9N）較小的情況下，磨球不會(huì)使熔覆層產(chǎn)生較大的塑性變形，熔覆層中硬質(zhì)相TiN顆粒以及熔覆層因塑韌性下降產(chǎn)生的微裂紋增大了磨損表面粗糙度，對(duì)磨球的橫向磨損行為產(chǎn)生較大阻力，從而導(dǎo)致摩擦系數(shù)增大，在其磨損過(guò)程中，磨損機(jī)制主要以磨粒磨損為主，黏著磨損程度較輕。

圖9 熔覆層摩擦系數(shù)曲線Fig.9 Friction coefficient curves of cladding layers

對(duì)基體與熔覆層磨損情況進(jìn)行測(cè)量，計(jì)算得到表5 TC21基體與熔覆層磨損數(shù)據(jù)。由表5可知，熔覆層的耐磨性相對(duì)于TC21基體均得到提高，從C1到C5熔覆層的耐磨性數(shù)值呈上升趨勢(shì)。隨著TiN含量的增加，熔覆層中FCC相轉(zhuǎn)變?yōu)锽CC相，并且析出了更多的TiN硬質(zhì)顆粒，使得熔覆層C2～C5的硬度進(jìn)一步提升，熔覆層的耐磨性與其硬度成正比，這與Archard磨損規(guī)律[27]一致。雖然熔覆層中硬質(zhì)相TiN顆粒對(duì)磨損行為產(chǎn)生較大摩擦力，使得平均摩擦系數(shù)增大，但其阻礙了磨球進(jìn)一步對(duì)熔覆層的磨損，熔覆層塑性變形減小，磨痕變淺，磨屑減少，從而導(dǎo)致磨損量降低，耐磨性提高。結(jié)合全文分析可知，C5具有高的硬度和耐磨性數(shù)值，但是其平均摩擦系數(shù)較高，并且當(dāng)TiN質(zhì)量分?jǐn)?shù)達(dá)到8%時(shí)，塑韌性開(kāi)始降低，易產(chǎn)生裂紋；而C4的耐磨性同樣較高，為C1的2.92倍，與C5接近，并且摩擦系數(shù)穩(wěn)定，平均摩擦系數(shù)低于C5，同時(shí)其硬度較高，塑韌性良好，因此C4具有優(yōu)良的綜合力學(xué)性能。

表5 TC21基體與熔覆層磨損數(shù)據(jù)Table 5 Wear data of TC21 substrate and cladding layers

結(jié)論

（1）未添加TiN時(shí)，熔覆層主要由BCC1相、FCC相、Laves相和富β–Ti相組成。添加TiN后，熔覆層原位析出TiN相，F(xiàn)CC相轉(zhuǎn)化為BCC2相。熔覆層主要由富Al–Co–Ni–Ti的BCC1相枝晶組織及富Fe–Cr–Ti的BCC2相、Laves相、富β–Ti相組成的枝晶間組織和鑲嵌在枝晶組織和枝晶間組織上的TiN相構(gòu)成。

（2）熔覆層的顯微硬度均提高到基體的2倍以上，TiN的添加可以有效改善Ti0.8CoCrFeNiAl0.5高熵合金復(fù)合涂層的硬度。添加質(zhì)量分?jǐn)?shù)8% TiN的熔覆層硬度最高，為未添加TiN熔覆層硬度的1.23倍。

（3）TiN可以有效改善熔覆層耐磨性，當(dāng)TiN添加質(zhì)量分?jǐn)?shù)為6%時(shí)，熔覆層耐磨性提高到未添加TiN熔覆層的2.92倍，并且熔覆層的硬度較高，塑韌性較好，具有良好的綜合力學(xué)性能。