許啟民，張霄，趙禹,2，黃仲佳,3，周曉宏,3，王剛

退火對等離子熔覆FeCoCrNiAl高熵合金涂層組織與耐磨性的影響

許啟民1，張霄1，趙禹1,2，黃仲佳1,3，周曉宏1,3，王剛1

（1.安徽工程大學 安徽高性能有色金屬材料省級實驗室，安徽 蕪湖 241000；2.東睦新材料集團股份有限公司，浙江 寧波 315000；3.安徽省春谷3D打印智能裝備產業(yè)技術研究院有限公司，安徽 蕪湖 241000）

通過退火來提高等離子熔覆FeCoCrNiAl高熵合金涂層的耐磨性。通過等離子熔覆技術在45號鋼基體上制備了FeCoCrNiAl高熵合金涂層，并分別在500、800、1200 ℃溫度下退火2 h。退火前后的涂層由XRD、能譜儀、掃描電鏡、三維形貌儀、摩擦磨損試驗機、硬度儀對其組織形貌及力學性能進行測試與表征。退火前的FeCoCrNiAl熔覆涂層由BCC相和大量非穩(wěn)態(tài)FCC相構成。經500 ℃退火后，涂層形成了單一BCC相；經800 ℃退火后，涂層中的BCC相開始轉變并析出均勻分布的FCC相。以上兩個涂層的硬度均處于較高水平，但受FCC相的影響，經400 ℃摩擦磨損30 min后，800 ℃退火后的涂層的耐磨性開始降低。而1200 ℃退火后，涂層中析出了大量棒狀和不規(guī)則形狀的富Fe-Cr相，導致其硬度和耐磨性顯著降低，涂層的磨損更嚴重。未退火的涂層和經500 ℃退火后的涂層的磨損機制主要為磨粒磨損，經800 ℃退火后的涂層屬于磨粒磨損和粘著磨損機制，而1200 ℃退火后的涂層主要是疲勞磨損、磨粒磨損和粘著磨損。

高熵合金；等離子熔覆；涂層；退火；摩擦磨損；硬度

自1995年Yeh和Cantor等人[1-2]提出高熵合金（High Entropy Alloy，HEA）的概念以來，傳統(tǒng)合金設計理念被顛覆，合金材料的研究進入新篇章。高熵合金一般由4種及以上元素按等物質的量比或近等物質的量比構成，各元素質量分數為5%～35%，因此也稱為多組分合金。多組分原子間形成的高混合熵抑制了金屬間化合物的生成，促進了簡單晶體結構固溶體的形成[3]。在獨特的高熵效應、晶格畸變效應、原子延遲擴散效應和雞尾酒效應的共同作用下，HEA往往具有比其他合金更優(yōu)異的機械性能與化學性能，如高強度、高硬度、優(yōu)異的耐磨性、良好的耐腐蝕性及熱穩(wěn)定性等[4-8]。因此，HEA具備突破現役材料性能瓶頸的巨大應用潛力。

摩擦磨損問題一直是工程材料應用過程中面臨的一大挑戰(zhàn)[9-10]。一些具備優(yōu)異摩擦磨損性能的HEA可以通過涂層的形式來彌補傳統(tǒng)材料耐磨性差的不足。目前，HEA涂層的制備技術主要包括激光熔覆[11]、等離子熔覆[12]、冷噴涂[13]、電火花沉積[14]等。激光熔覆是涂層制備及表面改性的常用工藝，具有能量集中、涂層強度高、尺寸控制精度高等優(yōu)點[15]。然而，激光熔覆對材料的延展性要求較高。在高能量密度的激光作用下，熔覆過程中的快速加熱與冷卻會產生較大的應力集中。若材料的延展性不足，在熔覆金屬的熔鑄區(qū)易產生裂紋，導致涂層失效[16]。而等離子熔覆由于能量密度適中，在熔覆過程中既能使涂層材料充分熔融，又能將基體的熱變形控制在較小范圍內，使得涂層與基體能夠良好的結合。此外，等離子熔覆具備生產成本低、效率高等特點，在大尺寸構件覆蓋面的熔覆方面具有明顯優(yōu)勢[17]。

研究表明，由單一BCC相構成的FeCoCrNiAl高熵合金具有優(yōu)異的耐磨性能[18-19]，但由于制備工藝、元素偏析等多種因素容易導致合金中的單一BCC結構被破壞，形成部分FCC相。FCC相具有相對較高的延展性，但強度較低，對耐磨性不利[20]。Cheng等人[21]研究表明，由等離子噴涂制備的AlCoCrFeNi涂層中，FCC相的比例隨著噴涂電流和氬氣流量的增加而增加，并受粉末尺寸的影響。Guo等人[22]使用機械合金化法和放電等離子燒結法制備了一系列(AlCoCrFeNi)100?xFe（=0, 5, 15, 20）合金塊體，發(fā)現所有成分的HEA中均具有FCC和BCC雙相結構，其中FCC相的含量隨Fe元素含量的增加而增加。Karlsson等人[23]通過粘結噴射法制備了AlCoCrFeNi合金塊體，由于燒結過程中冷卻速度較慢（約4 ℃/min），合金中產生了大量的σ相和FCC相。

綜上，具備單一BCC結構的FeCoCrNiAl高熵合金的制備難度較大，往往由于元素偏析而產生FCC相。退火作為一種熱處理技術，可以細化晶粒并消除內應力和缺陷，改善涂層的微觀結構使其更加均勻，顯著提高涂層的綜合性能[24-25]。Sha等人[26]研究發(fā)現，激光熔覆的AlCoCrFeNiTi0.5涂層在900 ℃退火5 h后形成了成分均勻細小的組織，比鑄態(tài)涂層提高約73.5%，退火態(tài)涂層的磨損量比鑄態(tài)涂層降低了92.5%，磨損寬度降低了50%。Hao等人[27]通過對HVOF噴涂技術制備的NiCoCrAlYTa進行退火處理，發(fā)現涂層表面的機械性能和涂層結合強度均得到改善。因此，本文研究退火對等離子熔覆FeCoCrNiAl高熵合金涂層組織與摩擦磨損性能的影響，分析等離子熔覆后非穩(wěn)態(tài)相結構在退火過程中的演變規(guī)律，揭示涂層組織形貌對其耐磨性的影響機理，為高熵合金涂層的應用提供技術支持。

1 試驗

1.1 涂層的制備與熱處理

等離子熔覆使用的FeCoCrNiAl粉末由江蘇威拉里新材料科技有限公司提供。該粉末由氣霧化法制得，粉末粒徑為53～105 μm，具有良好的球形度及流動性。熔覆基板選用尺寸為150 mm×150 mm×10 mm的45號鋼板材，經打磨拋光后，用酒精清洗，待用。實驗所用等離子熔覆機型號為450 A，屬于同步送粉型，以轉移弧形式工作。經過參數優(yōu)化并結合實際工作經驗篩選出無裂紋、孔洞少、結合優(yōu)良的HEA涂層。最終的熔覆參數如下：電流為175 A，離子流量為2.5 L/min，保護氣（氬氣）流量為12 L/min，熔覆速度為100 cm/min，搭接率為40%左右。熔覆涂層的厚度控制在3～5 mm范圍內，熔覆后，用電火花線切割機將其切成面積為15 mm×15 mm的小塊若干。為了進一步改善涂層的性能，減少其析出相，故對其進行退火處理。將涂層置于馬弗爐中以10 ℃/min的速度分別升至500、800、1200 ℃，保溫2 h后爐冷至室溫。

1.2 顯微形貌與物相分析

分別使用240—3000目的砂紙打磨退火后的涂層，并用W1.0的金剛石拋光劑對樣品表面進行拋光。采用TC-1型小型消磁器對樣品進行消磁后，用型號為JSM-6700F的掃描電子顯微鏡對涂層進行形貌觀察和能譜分析。使用型號為PHILIPS APD-10的X射線衍射儀對涂層進行物相分析，測試時，工作電壓和電流分別為40 kV和40 mA，掃描范圍是10°～100°，掃描速率是4 (°)/min。通過激光共聚焦顯微鏡對摩擦磨損后的涂層進行磨損面測定，并采用三維輪廓儀（Micro- XAM）對磨損后的涂層表面形貌進行三維重構。

1.3 顯微硬度測試與摩擦磨損試驗

用維氏硬度計（HXD-1000TM）對涂層及基體進行硬度分析，測試載荷為5 kg，加載時間為10 s。以250 μm的間隔沿基體向涂層表面方向進行測試，每個樣品測量10組，取平均值作為測試結果。

使用型號為RTEC MFT 5000的摩擦磨損測試儀對拋光后的涂層進行400 ℃摩擦磨損試驗。測試以摩擦球做圓周運動的形式進行，摩擦副材料為Al2O3，摩擦直徑為10 mm，摩擦載荷為25 N，轉速為800 r/min，摩擦磨損時間為30 min。

2 結果與分析

2.1 FeCoCrNiAl高熵合金粉末形貌與成分分析

圖1為氣霧化法制備的FeCoCrNiAl高熵合金粉末的SEM圖像?？梢?，粉末顆粒具有良好的球形度，顆粒表面較為光滑，粒徑分布均勻。因此，適合用于同步送粉方式的等離子熔覆。粉末的EDS分析顯示（表1），FeCoCrNiAl 高熵合金粉末中各元素成分接近等物質的量比。

圖1 FeCoCrNiAl粉末的SEM圖像

表1 FeCoCrNiAl粉末EDS成分

Tab.1 EDS results of the FeCoCrNiAl powder

圖2為FeCoCrNiAl 高熵合金粉末的XRD測試結果。其中，在44°、65°、83°處具有明顯的衍射峰，該衍射曲線與PDF卡片中PDF#49-1568對應的Fe-Co相具有極其相似的特點，因此可以斷定該粉末的晶體結構以體心立方（BCC）結構為主[28]。實際上，有研究表明FeCoCrNiAl高熵合金粉末中同時含有無序BCC相(Fe、Cr)和有序BCC相(B2相)(Ni、Al)[29]，但由于它們的晶格參數相似，因此無法在XRD中區(qū)分[28]。較單一的晶體結構也說明了該粉末具有明顯的高熵效應，為高熵合金涂層的制備提供了良好的先決條件。

圖2 FeCoCrNiAl粉末的XRD譜圖

2.2 等離子熔覆FeCoCrNiAl高熵合金涂層組織與物相分析

圖3為等離子熔覆FeCoCrNiAl高熵合金涂層退火前和經不同溫度退火2 h后的XRD譜圖。由XRD測試結果可知，經等離子熔覆后的涂層中除了含有BCC相，還形成了大量的FCC相。相對FeCoCrNiAl粉末，熔覆后的涂層中多了FCC相。Cheng等人[21]研究認為，在等離子熔覆過程中能量輸入高度集中，粉末會經過高溫加熱與快速冷卻階段。過高的熔覆溫度促進了FCC相的形成，所形成的FCC相在快速冷卻過程中來不及轉變，最終保留至室溫組織?；诖擞^點，熔覆后涂層中的FCC相處于非穩(wěn)態(tài)，因而受外界環(huán)境的影響可能會發(fā)生分解或相轉變。前期研究表明，通過優(yōu)化熔覆工藝參數，可獲得基本呈單一BCC相的FeCoCrNiAl涂層，但所形成的涂層表面質量不良，存在較多的孔洞、裂紋等缺陷。因此，對含有FCC相的FeCoCrNiAl涂層進行退火是獲得單一BCC相優(yōu)質涂層的有效途徑。

涂層經500 ℃退火后的FeCoCrNiAl涂層中只有單一BCC相，無FCC相存在。這是由于熔覆涂層中殘存的非穩(wěn)態(tài)FCC相在500 ℃的退火過程中發(fā)生了相轉變，形成了均一的BCC結構相。然而，當退火溫度提高到800 ℃時，部分BCC相再次向FCC相轉變。隨著退火溫度升高到1200 ℃，FCC相增多，說明高溫促進了BCC相向FCC相的轉變[30]，此時涂層仍由FCC相和BCC相構成。綜上，等離子熔覆后的FeCoCrNiAl涂層，經500 ℃退火后，可獲得單一的BCC相，500 ℃為熔覆涂層熱處理的最佳溫度。

圖3 不同溫度退火后FeCoCrNiAl涂層的XRD譜圖

圖4是退火前后FeCoCrNiAl高熵合金涂層的背散射電子像。由圖4a可見，未退火涂層中存在大量的塊狀析出相。這些析出相經500 ℃退火后消失，如圖4b所示。根據EDS測試結果（見表2），點處Cr原子數分數高達76%，結合XRD分析可以推斷，未退火涂層中的塊狀析出物屬于FCC相（Fe-Cr），是在等離子熔覆快速冷卻過程中析出的非穩(wěn)態(tài)相。這些非穩(wěn)態(tài)FCC相與基體BCC相之間存在較大的晶格畸變，但在室溫下原子遷移與擴散受阻，難以完成FCC向BCC的轉變。但當涂層在500 ℃退火時，高溫提供了原子擴散激活能，促使非穩(wěn)態(tài)FCC相完全分解生成BCC平衡相。

當退火溫度提高到800 ℃時，涂層中出現了大量的細條狀組織。這些細條狀組織在晶粒內部均勻分布，同時也在晶界部位析出，占據了涂層的大部分晶界，其形貌如圖4c所示。由表2可知，這些細條狀組織應為富Cr相。其中，晶界點處的Cr原子數分數接近34%，而晶粒內部點處細條狀組織中的Cr原子數分數甚至達到53%，遠遠高出等物質的量比成分含量。

圖4 不同溫度退火后FeCoCrNiAl 涂層的SEM圖像

涂層經過1200 ℃的退火后，晶界處析出了粗大的白色棒狀物，晶粒內部也析出了部分白色粗大棒狀組織和大量的灰色不規(guī)則組織。根據Yen等人[31]的研究結果可知，這些白色粗大棒狀組織為FCC相，灰色不規(guī)則組織為無序BCC相，而其余部分為B2基質。由表2可知，晶界處白色粗棒狀組織為富Cr的FCC相。灰色不規(guī)則組織為Fe-Cr組成的無序BCC相，且Cr含量比白色相更高，但Co、Ni、Al的含量很少。其余部分為富Al、Ni的B2相。上述分析亦可由EDS面掃描結果證實。圖5為經1200 ℃退火2 h后FeCoCrNiAl涂層的EDS面掃描圖像。其中，亮白色粗棒狀組織中Cr的含量明顯高于周圍組織，Fe的含量略高于周圍組織。晶粒內部的灰色不規(guī)則組織屬于富Cr、Fe相，其余部分為富Al、Ni相，而Co元素的分布則相對比較均勻。綜上，退火前后的FCC相均為富Fe-Cr相，這與Munitz等[32]和L?bel等[20]報道的FCC相均一致，且結合XRD的結果，可以觀察到退火前后的FCC衍射峰位置一致，無明顯變化。Karlsson等[23]通過粘結噴射法制備的AlCoCrFeNi合金塊體，熱處理前后，其FCC相結構也沒有變化。因此，可以認為退火前后的FCC結構并無差異。

表2 FeCoCrNiAl涂層的能譜分析結果

Tab.2 EDS results of the FeCoCrNiAl coatings at.%

圖5 1200 ℃退火2 h后 FeCoCrNiAl涂層的EDS面掃描圖像

2.3 等離子熔覆FeCoCrNiAl高熵合金涂層的硬度分布

退火前后FeCoCrNiAl涂層的截面顯微硬度分布曲線如圖6所示。退火前和經500、800、1200 ℃退火后，涂層的平均維氏硬度分別為498.0、619.6、581.4、430.6HV。隨退火溫度的提高，涂層硬度呈現出先增加后降低的趨勢。對比退火前的涂層硬度，經500 ℃退火后，涂層硬度達到峰值619.6HV。根據前文分析，等離子熔覆FeCoCrNiAl涂層經500 ℃退火后，組織中殘存的非穩(wěn)態(tài)FCC相完全轉變?yōu)榉€(wěn)態(tài)BCC相。涂層的顯微硬度主要取決于BCC相和FCC相的含量和組成。由于BCC相的晶格畸變程度比FCC相更大，對位錯運動的抑制作用更顯著，因此涂層的硬度大幅度增加[33]。經800 ℃退火后的涂層硬度比500 ℃略低，可歸因于800 ℃退火過程中已經開始析出了一些FCC相，韌性的FCC相會導致涂層硬度降低[20]。當退火溫度提高到1200 ℃時，大量的FCC相在晶界處析出，在B2相向FCC相轉變的同時，晶粒內部組織粗化，導致涂層的硬度顯著降低。

圖6 經不同溫度退火后FeCoCrNiAl涂層的維氏硬度分布

2.4 等離子熔覆FeCoCrNiAl高熵合金涂層的摩擦磨損性能

在400 ℃的干滑動條件下，FeCoCrNiAl高熵合金涂層的摩擦因數隨磨損時間的變化如圖7所示。摩擦磨損測試開始時，隨著涂層磨損面的破裂和壓頭的沉降，摩擦副與涂層之間逐漸由線接觸變?yōu)槊娼佑|，摩擦因數值會逐漸增加直至達到穩(wěn)定狀態(tài)。測試表明，原始涂層和經500、800、1200 ℃退火后的涂層的平均摩擦因數分別為0.4681、0.4628、0.4867、0.548。其中，1200 ℃退火涂層具有最高的摩擦因數，且摩擦因數波動范圍最大，表明其潤滑性能最低。800 ℃退火涂層的摩擦因數略低，但卻明顯高于未退火涂層和500 ℃退火涂層的摩擦因數。在所有的摩擦因數曲線中，500 ℃退火涂層的摩擦因數波動最平緩且摩擦因數最低，說明其潤滑性最好，耐磨性最佳。

圖7 在400 ℃溫度下FeCoCrNiAl高熵合金涂層的摩擦因數

結合涂層表面的SEM形貌（圖4）及摩擦磨損機理，上述不同狀態(tài)涂層的摩擦曲線差異必然與退火過程中的組織演變有關。首先，從涂層組織均一性的角度，經500 ℃退火后的FeCoCrNiAl高熵合金涂層由單一BCC相構成，其SEM形貌最均勻且無明顯析出相。由于500 ℃退火涂層的摩擦面最均勻，因此在摩擦磨損過程中其摩擦因數的波動最小。其次，從析出相的量及分布的角度，1200 ℃退火涂層的析出相最粗大，析出量最多。這些粗大棒狀和不規(guī)則Fe-Cr析出相與基體的硬度不同，在摩擦載荷作用下會發(fā)生磨損程度的不同步，進而發(fā)展成大量凹凸不平的微面，并最終導致摩擦因數的提升。相對而言，800 ℃退火涂層的析出相較細、析出量較少。雖然這些FCC相與周圍基體在摩擦載荷作用下也會產生磨損的不同步現象，但由于緊密排布的FCC相能夠對周圍硬相基體起到一定的保護作用，最終形成的凹凸微面粗糙度會比1200 ℃退火涂層更小，所以800 ℃退火涂層的摩擦因數相對更小。而500 ℃退火涂層的組織中沒有明顯析出相出現，因此在摩擦磨損測試過程中難以形成凹凸微面，導致其摩擦磨損系數均處于最低水平。

圖8是通過激光共聚焦顯微鏡對涂層平均磨損截面積的統(tǒng)計圖。由于涂層厚度不一，磨損前樣品質量不同，故本文以平均磨痕截面積來衡量磨損量相對大小。未退火涂層和經500、800、1200 ℃退火后涂層的磨損量呈現先減少后增加的趨勢，這恰好與其硬度的變化趨勢呈負相關性。由此可以推斷，涂層磨損程度與其硬度密切相關，這與相關文獻中的報道是一致的[34]。由圖8可見，500 ℃退火涂層的磨痕面積最小，遠小于其他幾個狀態(tài)的涂層。結合涂層硬度變化趨勢，當退火溫度從500 ℃提升到800 ℃，涂層磨痕面積增加超過2.9×104μm（增加150%），其顯微硬度僅降低38HV左右。而從800 ℃到1200 ℃，涂層磨痕面積增加僅約1.5×104μm（增加30%），其顯微硬度卻降低150HV左右。因此，雖然涂層的磨損程度與硬度成負相關性，但兩者并非線性相關。當硬度處于較低水平時，提升涂層的硬度對減少涂層磨損的作用并不顯著。但當涂層硬度達到較高水平時，硬度的再度提高將會顯著減少涂層的磨損。

圖8 未退火和經不同溫度退火后FeCoCrNiAl涂層的平均磨損截面積

圖9是通過三維形貌儀對FeCoCrNiAl涂層磨損表面的形貌重構結果。在400 ℃下經30 min的摩擦磨損測試后，所有涂層均呈現較明顯的磨損現象。其中，未退火涂層和500 ℃退火涂層的磨損道表面較光滑，磨損面只有輕微的犁溝和少量的淺磨料槽，而深溝槽劃痕的數量較少。這種典型的犁溝形貌是由高硬度球形摩擦副在光滑涂層表面滑動摩擦時產生的微切削效應造成的，屬于典型的磨粒磨損。800 ℃退火涂層的磨痕表面出現了一定數量的凹坑，這是由于Al2O3摩擦副在高溫摩擦過程中與涂層表面發(fā)生金屬粘著，在相對滑動時粘著處被破壞，造成了涂層表面損傷，屬于粘著磨損機制。相對而言，1200 ℃退火涂層的受磨損范圍及表面受損程度遠高于其他涂層。這主要是因為FeCoCrNiAl高熵合金涂層在經1200 ℃退火處理后，強度和硬度明顯降低，摩擦和磨損性能減弱。此外，1200 ℃退火涂層的磨痕面較粗糙，涂層表面損傷嚴重，磨痕兩側有大量磨料堆積產生的凸起。推測在摩擦磨損測試過程中，涂層表面與高速旋轉的摩擦副之間發(fā)生了頻繁的粘附與剝離，從而產生了大量的粘著性磨損。

圖9 FeCoCrNiAl涂層磨痕的三維形貌

由三維形貌重構分析可知，涂層的主要磨損機制為磨粒磨損和粘著磨損，并隨著退火溫度的增加，粘著磨損逐漸占據主導地位。實際上，涂層的磨損機制除了上述兩者之外，還可能存在氧化磨損和疲勞磨損等。圖10為磨損后FeCoCrNiAl涂層的表面SEM形貌，部分磨損區(qū)域的EDS成分如表3所示。從圖10a可見，未退火涂層的磨損表面上除了有大量犁溝外，還存在不少白色細小碎屑和大塊碎片。從表3中的成分可知，點處的白色細小碎屑主要由Al、O組成，且Al的含量明顯高于Fe、Co、Cr、Ni等元素，由此可推斷白色碎屑可能是Al2O3摩擦副上脫落的磨損碎屑。再者，由于O與Al的原子比明顯大于3∶2，故而白色碎屑應是由摩擦副上脫落的Al2O3以及涂層中部分合金元素的氧化物共同構成的。因此，點磨損機制主要是氧化磨損。處于白色碎片中的點，其成分中Al的相對含量比點少，說明該處涂層表面在與Al2O3摩擦副粘著后，一部分被剝離至周圍區(qū)域，因此點主要屬于粘著磨損機制。與、點不同，點處于犁溝處，無明顯白色碎屑，O的含量較少，且Fe、Co、Cr、Ni、Al元素接近等原子比，因此點處代表磨粒磨損區(qū)域。綜上，未退火的FeCoCrNiAl高熵合金涂層中，磨損機制包含磨粒磨損、粘著磨損和氧化磨損，并且磨粒磨損占主導作用。

與未退火涂層不同的是，500 ℃退火涂層的磨損面中幾乎不含有塊狀白色碎片（見圖10b），即點所代表的粘著磨損類型。500 ℃退火涂層表面主要由犁溝和細小白色碎屑構成，因此其磨損機制包含磨粒磨損和氧化磨損，其中磨粒磨損起主導作用。造成兩者差異的原因，主要是由兩個涂層組織中相組成不同所致。未退火的涂層中含有一定量的軟相FCC結構，這些FCC相在摩擦磨損過程中容易與堅硬的Al2O3摩擦副發(fā)生粘連，造成粘著磨損。而經500 ℃退火處理后，FCC相消失并全部轉變?yōu)锽CC相，因此涂層的粘著磨損機制也隨之消失。

800 ℃退火涂層的磨損面與500 ℃退火涂層的類似，如圖10c所示。涂層表面主要由犁溝、細小白色碎屑和塊狀白色碎片構成，但表面白色碎片的含量明顯增多，在整個形貌中占據相當大的比例。因此，800 ℃退火涂層的磨損機制主要是磨粒磨損和粘著磨損，此外還有部分氧化磨損。800 ℃退火涂層發(fā)生粘著磨損的原因應歸于基體內析出的細小FCC相。這些析出相的硬度明顯低于基體，受外載時應力集中明顯，軟相加工硬化強烈，涂層表現出嚴重的粘著磨損。

圖10d為1200 ℃退火涂層的磨損面形貌，表面的犁溝和白色碎片比其他涂層更明顯，表明該涂層受到了嚴重的磨粒磨損和粘著磨損。1200 ℃退火涂層發(fā)生粘著磨損的微觀機理與未退火涂層類似，但涂層中遍布于基體的眾多粗大析出相會造成摩擦磨損行為不停地在軟-硬兩種表面交替進行，這是涂層受磨擦過程中摩擦因數浮動范圍大的主要原因（見圖7）。此外，磨損表面出現了大量的分層結構，這種結構應由摩擦疲勞而產生的損傷[35]，也是與交替遍布于基體的析出相密切相關。因此，1200 ℃退火涂層的磨損機制主要是疲勞磨損、磨粒磨損和粘著磨損，并伴有部分氧化磨損。

圖10 不同退火溫度下FeCoCrNiAl涂層磨痕的SEM形貌

表3 FeCoCrNiAl涂層磨損表面能譜測試結果

Tab.3 EDS results of the worn FeCoCrNiAl coating surfaces at.%

3 結論

本文采用等離子熔覆技術在45號鋼基板上制備了FeCoCrNiAl高熵合金涂層。通過對退火前后涂層的物相分析、組織形貌表征以及力學性能測試，研究了不同退火溫度下等離子熔覆FeCoCrNiAl高熵合金涂層的熱穩(wěn)定性及其摩擦磨損性能，主要結論總結如下：

1）等離子熔覆的FeCoCrNiAl高熵合金涂層最初由FCC和BCC雙相組成。經500 ℃退火后FCC相消失，趨近于單一BCC固溶體。經800 ℃退火后開始析出FCC相，均勻分散于晶粒內部和晶界上，且結構上相比退火前并無差異。當退火溫度提高到1200 ℃，沿晶界析出富Cr的粗棒狀FCC相，并在晶粒內部生成大量不規(guī)則的富Fe-Cr的BCC相。

2）受組織結構的影響，不同退火狀態(tài)的涂層硬度及耐磨性各不相同。其中，具備單一BCC相的500 ℃退火涂層的硬度最高、耐磨性最好。800 ℃退火涂層受FCC相的影響，其硬度略微下降，但耐磨性卻顯著降低。經1200 ℃退火后，涂層因大量析出相的存在，其硬度最低，耐磨性最差。

3）在400 ℃摩擦過程中，不同退火狀態(tài)的FeCoCrNiAl高熵合金涂層呈現出不同的磨損機理。在一定量氧化磨損的基礎上，未退火和經500 ℃退火后涂層的磨損機理主要為磨粒磨損，800 ℃退火涂層為磨粒磨損和粘著磨損，1200 ℃退火涂層主要為疲勞磨損、磨粒磨損和粘著磨損。

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Effect of Annealing on Microstructure and Abrasive Resistance of a Plasma Cladded FeCoCrNiAl High Entropy Alloy Coating

1,1,1,2,1,3,1,3,1

(1. Anhui Key Laboratory of High-performance Non-ferrous Metal Materials, Anhui Polytechnic University, Wuhu 241000, China; 2. NBTM New Materials Group Corporation Limited, Ningbo 315000, China; 3. Anhui Spring Valley Institute for 3D Printing Technology and Equipment, Wuhu 241000, China)

This paper aims to improvethe abrasive resistance of a plasma cladded FeCoCrNiAl high entropy alloy coating by annealing. The FeCoCrNiAl high entropy alloy coatings were prepared on a 45# steel substrate by plasma cladding technology. The cladded coatings were followed by annealing for 2 hours at 500 ℃, 800 ℃, and 1200 ℃, respectively. The microstructures and mechanical properties of both unannealed and annealed coatings were characterized through XRD, EDS, SEM, 3D morphometry, friction and wear tester, and Vikers hardness tester. It is proposed that the cladded FeCoCrNiAl coating before annealing consists of the BCC phase and plenty of unstable FCC phase. The single BCC phase was formed in the coating after annealing at 500 ℃, however, the BCC phase began to transform and a uniformly distributed FCC phase was precipitated when the annealing temperature reaches 800 ℃. The coatings annealed from these two temperatures both have a high level of hardness. However, the wear performance of the coating annealed from800 ℃ after friction and wear at 400 ℃ for 30 min is relatively poor, which is mainly attributed to the precipitation of the FCC phase. Furthermore, plenty of clavate and irregularly shaped Fe-Cr rich phases precipitate in the FeCoCrNiAl coating after annealing from 1200 ℃, resulting in a remarkable reduction of the hardness and more serious of wear of the coating. Further study suggests that the wear mechanism of FeCoCrNiAl coatings before annealing and after annealing from 500 ℃ is abrasive wear, the one annealed from 800 ℃ belongs to abrasive wear and adhesive wear, and the one annealed from 1200 ℃ has a combined mechanism of fatigue wear, abrasive wear and adhesive wear.

high entropy alloy; plasma cladding; coating; annealing; friction and wear; hardness

2021-05-12；

2021-06-29

XU Qi-min (1996—), Male, Postgraduate, Research focus: surface engineering.

王剛（1985—），男，博士，教授，主要研究方向為先進連接技術。

WANG Gang (1985—), Male, Doctor, Professor, Research focus: advanced joining technology.

趙禹（1989—），男，博士，講師，主要研究方向為增材制造與再制造技術。

ZHAO Yu (1989—), Male, Doctor, Assistant professor, Research focus: additive manufacturing and remanufacturing technology.

許啟民, 張霄, 趙禹, 等. 退火對等離子熔覆FeCoCrNiAl高熵合金涂層組織與耐磨性的影響[J]. 表面技術, 2022, 51(3): 86-94.

TG174.442；TH117

A

1001-3660(2022)03-0086-09

10.16490/j.cnki.issn.1001-3660.2022.03.008

2021-05-12；

2021-06-29

安徽省自然科學基金項目（2008085QE197，2008085J23）

Fund：Supported by the Natural Science Foundation of Anhui Province (2008085QE197, 2008085J23)

許啟民（1996—），男，碩士研究生，主要研究方向為表面工程。

XU Qi-min, ZHANG Xiao, ZHAO Yu, et al. Effect of Annealing on Microstructure and Abrasive Resistance of a Plasma Cladded FeCoCrNiAl High Entropy Alloy Coating[J]. Surface Technology, 2022, 51(3): 86-94.