駱宗安，周宏宇，王宇豪，張 潛，余 煥

（東北大學(xué)軋制技術(shù)及連軋自動化國家重點(diǎn)實(shí)驗(yàn)室，沈陽 110819）

廣泛應(yīng)用于機(jī)械、冶金、石油等行業(yè)的工程構(gòu)件在惡劣環(huán)境中使用時，經(jīng)常由于嚴(yán)重的表面磨損和腐蝕而失效，大大增加了應(yīng)用成本，因此要求部件具備優(yōu)異的耐磨性和耐蝕性等表面性能，這些性能可以通過表面改性技術(shù)來獲得[1–5]。表面改性技術(shù)主要有真空熔覆[6]、熱噴涂[7]、激光熔覆[8]和電沉積[9]等。真空熔覆技術(shù)是通過真空燒結(jié)將涂層中的增強(qiáng)相、基體相以及基材三者之間形成冶金結(jié)合，具有低成本、成形性好、涂層成分厚度可控和熔覆過程無氧化等優(yōu)點(diǎn)。但由于真空熔覆制備的涂層存在微裂紋、孔洞和晶粒尺寸不均勻等缺陷，從而導(dǎo)致熔覆涂層容易剝落，影響其耐磨性能。電子束重熔技術(shù)是通過高能電子束經(jīng)偏轉(zhuǎn)聚焦后所產(chǎn)生的高密度能量熔化金屬粉末層的一種表面改性技術(shù)，能夠有效地消除熔覆涂層的內(nèi)部缺陷，同時熔覆層冶金結(jié)合性能好、組織細(xì)小、成分和稀釋率可控，熱變形小、易于選區(qū)熔覆和實(shí)現(xiàn)自動化[10]，因此采用電子束重熔技術(shù)來改善真空熔覆涂層的性能是行之有效的方式。

Fe 基自熔性合金粉末具有良好的自脫氧和成渣功能[11]，并且Fe 基合金粉末在成分上與金屬基材最為接近，從而形成良好的冶金結(jié)合，制備簡單、成形性好以及成本較低，適用于工程應(yīng)用?？梢哉{(diào)整材料的配比和涂層的厚度使復(fù)合涂層達(dá)到更優(yōu)異的綜合性能，在涂層中添加陶瓷顆粒、碳化物或金屬顆?？梢垣@得更好的耐磨性和耐蝕性。B4C 粉末具有高硬度、耐高溫等優(yōu)點(diǎn)，在耐磨領(lǐng)域得到廣泛應(yīng)用[12–14]。

經(jīng)電子束重熔后復(fù)合涂層的硬度高、耐磨性好、晶粒尺寸均勻且與基體結(jié)合強(qiáng)度高，顯著改善真空熔覆制備涂層的不致密缺陷；但是電子束重熔過程是一個快速加熱和快速凝固的非平衡冶金過程，增加了局部溫度場的不均勻性，產(chǎn)生較大的殘余拉應(yīng)力，殘余拉應(yīng)力會顯著降低復(fù)合涂層的靜載荷強(qiáng)度和疲勞強(qiáng)度[15–17]；且熔覆層中可能含有大量的不飽和固溶體和亞穩(wěn)相[18]，這可能會放大涂層的裂紋敏感性[19]。微裂紋一旦產(chǎn)生，殘余拉應(yīng)力會促進(jìn)裂紋擴(kuò)展，最終導(dǎo)致涂層剝落和失效[20]。同時，復(fù)合涂層中硼化物硬質(zhì)相分布不均勻且脆性較大，為了降低電子束重熔涂層的裂紋敏感性和提高硬質(zhì)相的韌性，常用的方法有優(yōu)化重熔工藝參數(shù)、預(yù)熱基材、緩冷、設(shè)計(jì)梯度涂層、添加合金元素和熱處理等[21–23]。Chen 等[18]采用激光熔覆的方法在EA4T 鋼表面制備了Fe314 合金涂層，得出熱處理后涂層具有良好的塑性和強(qiáng)韌性，同時減少了激光熔覆產(chǎn)生的殘余應(yīng)力。Gao 等[24]研究了熱處理溫度為25/500/600/700 ℃的Ni60/6.0% CeO2復(fù)合涂層的微觀組織和耐磨性能，得出500 ℃時復(fù)合涂層的晶粒明顯細(xì)化，有效抑制了元素偏析現(xiàn)象，組織均勻性顯著提高。熱處理作為一種高效、低成本的技術(shù)，是改善組織和性能的有效方法。然而以往的研究主要集中于熱處理對激光熔覆制備復(fù)合涂層的影響，很少有研究報道熱處理對電子束重熔Fe 基復(fù)合涂層的微觀組織和性能的影響。

本文對B4C 添加質(zhì)量分?jǐn)?shù)為3%的Fe 基合金/B4C 經(jīng)電子束重熔的復(fù)合涂層進(jìn)行不同淬火溫度+低溫回火的熱處理工藝，以減少電子束重熔后復(fù)合涂層存在的殘余應(yīng)力和降低硼化物硬質(zhì)相的脆性，得到綜合性能優(yōu)良的復(fù)合涂層。

1 試驗(yàn)材料和方法

選用60×60×10 mm3的45#鋼板作為基材，粒徑為70～90 μm 的球形Fe 基自熔性合金粉末和10～30 μm的不規(guī)則狀B4C 陶瓷粉末作為涂層材料。45#鋼和Fe 基合金粉末的化學(xué)成分如表1所示。

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

在真空熔覆之前，使用600# SiC砂紙將基材表面的氧化層打磨干凈，用酒精和丙酮對鋼基體進(jìn)行超聲波清洗。使用行星球磨機(jī)將質(zhì)量比為97：3 的Fe 基合金粉末與B4C 粉末球磨混合，瑪瑙球與混合粉末的質(zhì)量比為3：1，轉(zhuǎn)速為200 r/min，加入飽和松香油將混合粉末制成膏狀，均勻涂覆在處理干凈的鋼基體表面，涂層厚度約為1 mm。然后將預(yù)置試樣置于150 ℃熱風(fēng)箱中保溫4 h，使預(yù)制涂層充分干燥。干燥后采用管式真空爐進(jìn)行多階段加熱至1220 ℃，保溫60 min，試樣隨爐冷卻至室溫，熔覆過程真空度≤0.01 Pa。采用真空電子束焊機(jī)（THDW–15，桂林獅達(dá)機(jī)電技術(shù)工程有限公司）對真空熔覆制備的復(fù)合涂層進(jìn)行重熔處理，電子束重熔參數(shù)為聚焦束流380 mA、電壓80 kV、重熔束流6 mA、重熔速度2.5 mm/s、電子束重熔過程真空度≤0.01 Pa。

重熔過程結(jié)束后，對熔覆涂層進(jìn)行熱處理以消除殘余應(yīng)力和降低硬質(zhì)相的脆性。根據(jù)Fe–B 二元合金相圖可知，F(xiàn)e–B 合金的奧氏體化溫度區(qū)間為910～1149 ℃，確定復(fù)合涂層的淬火溫度不低于910 ℃，同時淬火保溫時間過長會產(chǎn)生過熱和脫碳等缺陷，過熱使復(fù)合涂層的強(qiáng)度和韌性降低，引起淬火裂紋。因此設(shè)定淬火溫度為950/1000/1050/1100 ℃，保溫60 min，低溫回火溫度為200 ℃，保溫120 min。

將熱處理前后的Fe 基/B4C 復(fù)合涂層試樣切割成10×10×10 mm3的金相試樣，使用80～1200#砂紙粗磨，用1500#砂紙水磨至光亮且無劃痕后進(jìn)行機(jī)械拋光，再用王水進(jìn)行腐蝕。采用光學(xué)顯微鏡（OLYMPUSDSX500，日本奧林巴斯儀器公司）、場發(fā)射掃描電子顯微鏡（ULTRA 55，德國蔡司）觀察微觀結(jié)構(gòu)；采用Cu–Kα 輻射X 射線衍射分析儀（Xpertpro，荷蘭帕納科公司）表征熱處理前后復(fù)合涂層的物相組成，掃描范圍為20°～100°，連續(xù)掃描速度為5°/min；采用場發(fā)射電子探針（JEOLJXA–8530F，日本電子株式會社）和能譜儀（EDS）分析元素分布和擴(kuò)散行為；采用宏觀硬度計(jì)（KB3000BVRZ–SA，德國KB 公司）在150 kg 載荷下測量涂層表面的洛氏硬度；采用顯微硬度計(jì)（FM–700，日本FUTURE–TECH 公司）對試樣涂層側(cè)到鋼基體側(cè)截面進(jìn)行顯微硬度測試，測試點(diǎn)間距為0.1 mm，載荷2.9 N，停留時間15 s，每個試樣測量10 次并取平均值。使用MLG–130 干砂/ 橡膠輪裝置（MLG–130B，張家口誠信試驗(yàn)設(shè)備制造有限公司）在室溫下對熱處理前后復(fù)合涂層試樣進(jìn)行三體磨粒磨損試驗(yàn)，磨損試樣尺寸為60×26×7 mm3，試驗(yàn)主要參數(shù)：施加載荷為130 N，轉(zhuǎn)速為200 r/min，橡膠輪直徑為228.6 mm，磨粒為150～212 μm 的石英砂（SiO2），磨損時間為10 min。所有試驗(yàn)試樣在磨損前后均用酒精溶液超聲清洗、干燥并用電子天平（SECURA225D–1CN）稱重，以計(jì)算磨損失重，同時使用掃描電鏡觀察試樣磨損形貌以分析磨損機(jī)制。

2 試驗(yàn)結(jié)果及討論

2.1 復(fù)合涂層微觀組織分析

B4C 添加質(zhì)量分?jǐn)?shù)為3%的電子束重熔Fe 基合金/B4C 復(fù)合涂層經(jīng)不同淬火溫度+200 ℃回火熱處理的XRD 分析能譜如圖1所示。熱處理前后Fe 基合金/B4C 復(fù)合涂層的物相未發(fā)生明顯變化，均由α-Fe、γ-Fe、M23（C，B）6、M2B（M=Fe，Cr）、Fe3C 以及（Fe，Ni）、（Fe，Si）固溶體組成。但復(fù)合涂層物相的衍射峰隨著淬火溫度的升高，其半峰寬減小，衍射峰強(qiáng)度增加。衍射峰的位置由晶胞的大小和形狀決定[25]。根據(jù)Hall–Williamson 公式可知：

圖1 重熔涂層不同淬火溫度熱處理XRD 分析Fig.1 XRD analysis of remelted coating after heat treatment at different quenching temperatures

式中，β為衍射峰展寬；D為晶粒尺寸；λ為入射光的波長；θ為衍射角；η為應(yīng)變；K為常數(shù)。

熱處理后衍射峰半峰寬和強(qiáng)度變化的原因：（1）由于熱處理消除了電子束重熔過程產(chǎn)生的殘余應(yīng)力，晶格缺陷減小，使半峰寬減??；（2）由于電子束重熔過程中組織由非晶態(tài)到晶態(tài)的轉(zhuǎn)變增加了復(fù)合涂層組織的結(jié)晶度，且晶粒尺寸增加，從而使衍射峰強(qiáng)度增加。衍射峰隨著淬火溫度升高變得細(xì)高的現(xiàn)象充分表明熱處理有效減少了電子束重熔過程中產(chǎn)生的殘余應(yīng)力和晶體缺陷，復(fù)合涂層的組織具有更加穩(wěn)定的狀態(tài)。

未進(jìn)行熱處理和不同淬火溫度的電子束重熔Fe 基/B4C 復(fù)合涂層界面和中部微觀組織如圖2所示。復(fù)合涂層和基體形成了良好的冶金結(jié)合。在以往的研究中已有報道，其復(fù)合涂層由平行排列的長條片層狀M2B相和周圍纏結(jié)的網(wǎng)狀M23（C，B）6相構(gòu)成[26]。淬火溫度為950 ℃時，M2B相出現(xiàn)裂解轉(zhuǎn)變?yōu)槎贪魻詈歪槧罱M織，M23（C，B）6相出現(xiàn)解離，形成少量的破碎顆粒組織分布于涂層基體中；淬火溫度為1000 ℃時，M2B相進(jìn)一步裂解，塊狀和片層狀硬質(zhì)相基本分離；在淬火溫度為1050 ℃時，M2B 相基本熔斷，形成尺寸增大的棒狀組織，碳硼化物解離球化為圓潤的顆粒組織；淬火溫度為1100 ℃時，M23（C，B）6相與M2B 相完全分離，M23（C，B）6相形成數(shù)量眾多的顆粒組織，組織長大更加明顯。熱處理前后復(fù)合涂層的硬質(zhì)相形態(tài)發(fā)生了明顯變化。同時硬質(zhì)相體積分?jǐn)?shù)下降，這是由于隨著淬火溫度的升高，合金元素?cái)U(kuò)散驅(qū)動力增大，硬質(zhì)相溶解增加，使其體積分?jǐn)?shù)降低。

圖2 未熱處理與不同淬火溫度熱處理重熔涂層SEM 形貌Fig.2 SEM morphology of remelting coating without heat treatment and with heat treatment at different quenching temperatures

隨著淬火溫度的升高，長條片層狀和網(wǎng)狀硬質(zhì)相裂解和球化程度均提高，其原因是硬質(zhì)相的裂解和球化是降低材料比表面能的有效方式，低表面能的材料其能量最穩(wěn)定，同時可以有效弱化大尺寸硬質(zhì)相在涂層基體上的破碎。在淬火溫度為1050 ℃和1100 ℃時，生成數(shù)量眾多的大尺寸短棒狀組織和細(xì)小的顆粒組織，表明淬火溫度的升高加劇了組織的轉(zhuǎn)變，但也會使組織長大，對涂層性能產(chǎn)生重要的影響。

1050 ℃淬火+200 ℃回火時復(fù)合涂層的微觀形貌如圖2（d）所示，其中位置1 和位置2 的EDS 能譜如表2所示。圖1 的X 射線衍射結(jié)果表明，大量的Cr、B 元素分布其中（為碳化物和硼碳化物），熱處理前后硬質(zhì)相的類型未發(fā)生改變，說明涂層中形成的硬質(zhì)相具有良好的熱穩(wěn)定性，但分布形態(tài)變化顯著。

為了更好地分析熱處理后復(fù)合涂層的元素分布情況，如圖3所示，對1050 ℃淬火+200 ℃回火時復(fù)合涂層中部的元素面掃描。分析發(fā)現(xiàn)，F(xiàn)e元素富集于涂層基體組織，結(jié)合圖1的X 射線衍射結(jié)果，表明基體組織主要為α-Fe 組織；Cr 元素富集于棒狀組織，且從棒狀組織心部向基體擴(kuò)散，產(chǎn)生明顯的擴(kuò)散帶，使一部分Cr原子固溶到基體組織中；Si 元素富集于涂層基體組織，與Fe 元素的分布具有重疊效應(yīng)，Si 元素固溶于基體組織中從而形成（Fe，Si）固溶體，對涂層基體起固溶強(qiáng)化的作用，同時基體對硬質(zhì)相起黏結(jié)和支撐作用，進(jìn)一步提高涂層的耐磨性能。C 元素主要分布于解離球化區(qū)域，表明此處形成碳化物組織。B 元素富集于棒狀組織，在解離球化的顆粒組織中B 元素含量較低，同時也有少量的B元素在熱處理過程中擴(kuò)散至基體區(qū)域，B 元素與Cr 元素的分布相似，與C 元素的分布具有互補(bǔ)效應(yīng)。熱處理后硬質(zhì)相形態(tài)由長條片層狀與網(wǎng)狀經(jīng)球化裂解形成短棒狀和顆粒狀組織，組織的轉(zhuǎn)變使得元素出現(xiàn)聚集，但是由于熱處理溫度較高，合金元素會發(fā)生擴(kuò)散，出現(xiàn)元素梯度分布現(xiàn)象，表明涂層基體組織和硬質(zhì)相之間發(fā)生元素?cái)U(kuò)散，形成牢固的嵌入式結(jié)合方式，熱處理過程進(jìn)一步提高復(fù)合涂層中基體與硬質(zhì)相的結(jié)合強(qiáng)度。

圖3 重熔涂層1050 ℃淬火+200 ℃回火熱處理中部元素面掃描Fig.3 Scanning of element surface in the middle of remelting coating after heat treatment quenching at 1050 ℃ and tempering at 200 ℃

2.2 復(fù)合涂層硬度與耐磨性分析

為了研究不同淬火溫度對Fe 基合金/B4C 復(fù)合涂層硬度的影響，分析了熱處理后復(fù)合涂層的表面宏觀硬度和截面顯微硬度。圖4 為未熱處理和不同淬火溫度+200 ℃回火熱處理的復(fù)合涂層的表面宏觀硬度統(tǒng)計(jì)情況。熱處理后復(fù)合涂層的表面宏觀硬度均出現(xiàn)下降，在950 ℃淬火+200 ℃回火熱處理下表面宏觀硬度下降幅度最大為6.3%，在1050 ℃淬火+200 ℃回火熱處理下表面宏觀硬度達(dá)最大值67.56HRC。

圖4 重熔涂層不同淬火溫度+200 ℃回火熱處理表面宏觀硬度Fig.4 Surface macro-hardness of remelting coating after heat treatment at different quenching temperatures and tempering at 200 ℃

圖5 為熱處理前后復(fù)合涂層截面的顯微硬度測試結(jié)果。從圖5 中可以看出3 個區(qū)域分別對應(yīng)涂層、過渡層和基材，涂層厚度為1 mm。如表3所示，與未進(jìn)行熱處理的Fe 基合金/B4C 復(fù)合涂層的平均顯微硬度1055.5HV0.1相比，在950/1000/1050/1100 ℃+200 ℃淬火熱處理后復(fù)合涂層的平均顯微硬度分別降低了13.1%、11.9%、8%和8.7%，且隨著淬火溫度的升高，復(fù)合涂層的平均顯微硬度先升高后降低，在1050 ℃淬火+200 ℃回火熱處理下平均顯微硬度達(dá)最大值970.9HV0.1，過渡層的平均顯微硬度呈直線下降。

圖5 重熔涂層不同淬火溫度+200 ℃回火熱處理顯微硬度Fig.5 Micro-hardness of remelting coating after heat treatment at different quenching temperatures and tempering at 200 ℃

表3 重熔涂層不同淬火溫度+200 ℃回火熱處理截面平均顯微硬度Table 3 Average micro-hardness of the section of remelting coating after heat treatment at different quenching temperatures and tempering at 200 ℃

熱處理后復(fù)合涂層的表面宏觀硬度和截面顯微硬度降低的原因在于，熱處理有效消除經(jīng)電子束重熔后復(fù)合涂層內(nèi)存在的殘余應(yīng)力和淬火應(yīng)力[27]，提高了涂層的韌性而硬度有所下降；在熱處理過程中，原子會發(fā)生熱運(yùn)動，促進(jìn)復(fù)合涂層內(nèi)位錯的運(yùn)動和重組，降低復(fù)合涂層中的位錯堆積密度[28]；合金元素?cái)U(kuò)散于基體中形成（Fe，Ni）和（Fe，Si）固溶體，固溶體增加了高溫奧氏體的穩(wěn)定性，淬火時部分奧氏體轉(zhuǎn)變?yōu)轳R氏體組織，涂層內(nèi)殘余奧氏體的硬度低，同時熱處理使得涂層中組織和晶粒長大，因此熱處理后Fe 基合金/B4C 復(fù)合涂層的表面宏觀硬度和截面顯微硬度均出現(xiàn)下降。熱處理后復(fù)合涂層平均顯微硬度值相對均勻的原因是平行排列的長條片層狀M2B 相裂解轉(zhuǎn)變形成圓潤的棒狀組織，在其周圍纏結(jié)的網(wǎng)狀M23（C，B）6相解離球化形成數(shù)量眾多的顆粒組織，硬質(zhì)相分布的均勻程度提高，因此熱處理后復(fù)合涂層的顯微硬度值在一定范圍內(nèi)起伏。

在相同磨損情況下，磨損失重是表征材料耐磨性的重要指標(biāo)。圖6為熱處理前后復(fù)合涂層經(jīng)石英砂磨粒磨損試驗(yàn)后的磨損失重統(tǒng)計(jì)情況。可以看出，950/1000/1050/1100 ℃淬火1 h 后的復(fù)合涂層的磨損失重均降低，與未進(jìn)行熱處理的復(fù)合涂層的磨損失重0.13491 g 相比，1050 ℃淬火+200 ℃回火時復(fù)合涂層的磨損失重達(dá)最小值0.10961 g，這是由于熱處理后復(fù)合涂層基體組織形成高強(qiáng)度和高硬度的馬氏體組織，提高了涂層基體的硬度和強(qiáng)度，使得在磨損過程中涂層基體區(qū)域不易發(fā)生塑性切削，馬氏體與嵌入基體的硬質(zhì)相協(xié)同抵抗磨粒磨損，且磨損過程中硬質(zhì)相不易脫落。同時由于硬質(zhì)相形態(tài)的變化提高了其分布的均勻程度，裂解球化后的組織逐漸長大，與涂層基體的接觸面積增加，與基體形成牢固的嵌入式連結(jié)結(jié)構(gòu)，并且回火處理提高了涂層的韌性，使涂層不易發(fā)生塑性切削和脆性剝落，提高了復(fù)合涂層對磨粒磨損的抵抗能力，從而提高涂層的耐磨性能。

圖6 重熔涂層不同淬火溫度+200 ℃回火熱處理磨損失重Fig.6 Wear loss of remelting coating after heat treatment at different quenching temperatures and tempering at 200 ℃

圖7 為熱處理前后電子束重熔復(fù)合涂層的磨損形貌。熱處理前后涂層的磨損形貌特征均出現(xiàn)淺犁溝和少量的凹坑，這是由于電子束重熔后復(fù)合涂層硬質(zhì)相不易脫落，與基體緊密結(jié)合形成了統(tǒng)一的整體，整體抵抗磨粒對涂層表面產(chǎn)生的犁削作用，形成與磨損方向一致的淺犁溝狀磨痕。對比發(fā)現(xiàn)，未熱處理和950 ℃淬火的涂層磨損形貌較為光滑，而1000 ℃/1050 ℃/1100 ℃淬火后涂層的磨損形貌特征出現(xiàn)了白點(diǎn)和條狀磨痕。這是由于熱處理后涂層硬質(zhì)相形態(tài)的變化與基體組織的轉(zhuǎn)變提高了涂層的韌性和強(qiáng)度，增強(qiáng)了復(fù)合涂層抵抗磨粒磨損的能力，磨粒難以侵入其中，僅在表面形成白點(diǎn)，磨粒壓下程度的降低形成了條狀磨痕。涂層出現(xiàn)沿磨粒運(yùn)動方向的犁溝說明在此過程中發(fā)生了磨粒磨損，磨粒磨損的原因是磨球在往復(fù)運(yùn)動中，復(fù)合涂層表面產(chǎn)生的碎屑在磨球的帶動下劃出的犁溝。

圖7 不同淬火溫度熱處理重熔涂層磨損形貌Fig.7 Wear morphology of remelting coating after heat treatment at different quenching temperatures

3 結(jié)論

（1）熱處理前后Fe 基合金/B4C復(fù)合涂層物相類型未發(fā)生變化，均由α-Fe、γ-Fe、M23（C，B）6、M2B（M=Fe，Cr）、Fe3C 以及（Fe，Ni）、（Fe，Si）固溶體構(gòu)成。熱處理后復(fù)合涂層的XRD 衍射峰半峰寬減小，衍射峰強(qiáng)度增加，熱處理工藝有效減小了電子束重熔過程產(chǎn)生的殘余應(yīng)力，提高了涂層組織的結(jié)晶度。

（2）熱處理后復(fù)合涂層硬質(zhì)相形態(tài)由長條片層狀M2B 相裂解轉(zhuǎn)變?yōu)閳A潤的棒狀組織，纏結(jié)在M2B 相周圍的網(wǎng)狀M23（C，B）6相解離球化，形成數(shù)量眾多的顆粒組織，分布于涂層基體中。熱處理工藝提高了硼化物硬質(zhì)相的韌性，但其物相類型并未發(fā)生改變，具有良好的熱穩(wěn)定性。

（3）熱處理后Fe 基合金/B4C復(fù)合涂層的表面宏觀硬度和截面顯微硬度均下降，隨淬火溫度升高呈先升高后降低的趨勢。在1050 ℃淬火+200 ℃回火熱處理下復(fù)合涂層的表面宏觀硬度和平均顯微硬度下降幅度最小，分別達(dá)最大值67.56HRC 和970.9HV0.1。

（4）熱處理后Fe 基合金/B4C 復(fù)合涂層的磨損失重均降低，在1050 ℃淬火+200 ℃回火熱處理下復(fù)合涂層的磨損失重達(dá)最小值0.10961 g，相比未進(jìn)行熱處理的復(fù)合涂層的磨損失重降低18.7%。復(fù)合涂層的磨損形貌為犁溝、少量的白點(diǎn)和條狀磨痕，磨損機(jī)制主要為磨粒磨損。