2021, Vol. 49
文章信息
- 王港, 刘秀波, 刘一帆, 祝杨, 欧阳春生, 孟元, 罗迎社
- WANG Gang, LIU Xiu-bo, LIU Yi-fan, ZHU Yang, OUYANG Chun-sheng, MENG Yuan, LUO Ying-she
- 304不锈钢激光熔覆Co-Ti3SiC2自润滑复合涂层微观组织与摩擦学性能
- Microstructure and tribological properties of Co-Ti3SiC2 self-lubricating composite coatings on 304 stainless steel by laser cladding
- 材料工程, 2021, 49(11): 105-115
- Journal of Materials Engineering, 2021, 49(11): 105-115.
- http://dx.doi.org/10.11868/j.issn.1001-4381.2021.000329
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文章历史
- 收稿日期: 2021-04-09
- 修订日期: 2021-07-06
2. 中国科学院兰州化学物理研究所 固体润滑国家重点实验室, 兰州 730000;
3. 湖南交通工程学院, 湖南 衡阳 421000;
4. 中南林业科技大学 工程流变学湖南省重点实验室, 长沙 410004
2. State Key Laboratory of Solid Lubrication, Lanzhou Institute of Chemical Physics, Chinese Academy of Sciences, Lanzhou 730000, China;
3. Hunan Institute of Traffic Engineering, Hengyang 421000, Hunan, China;
4. Hunan Province Key Laboratory of Engineering Rheology, Central South University of Forestry & Technology, Changsha 410004, China
304不锈钢具有一定的耐腐蚀性、耐热性和常温抗氧化性，被普遍应用于食品、医疗、航天、船舶零部件等领域[1-3]。但在高温下，304不锈钢存在力学性能较差、硬度较低及耐磨性差等缺点，导致其不适用于机械关键运动部件(如制造发动机活塞环、汽轮机叶片及发动机轴承等)，因此需要在304不锈钢表面研制出具有较好耐磨、减摩性能的复合涂层。目前，采用激光熔覆在材料表面制备一层或多层复合涂层来改善304不锈钢的摩擦性能，成为拓宽304不锈钢在运动部件上应用的有效手段[4-6]。刘秀波等[7]采用预置粉末法在304不锈钢表面激光制备NiCr/Cr3C2和NiCr/Cr3C2-30%WS2两种复合涂层。结果表明，涂层物相主要由Cr7C3，(Cr, W)C，γ-(Fe, Ni)/Cr7C3组成。随着温度的升高，两种复合涂层的耐磨、减摩性能得到提升。欧阳春生等[8]采用同步送粉法在304不锈钢表面激光熔覆制备Ti3SiC2-Ni基复合涂层。结果表明，熔覆涂层主要由Cr0.19Fe0.7Ni0.11固溶体，硬质相Fe2C，Cr7C3和TiC以及固体润滑颗粒Ti3SiC2组成。复合涂层显微硬度高于304不锈钢基体。在室温和600 ℃下，Ti3SiC2-Ni基复合涂层的自润滑耐磨性能得到提高。Yan等[9]采用Ti-Si-C粉末体系激光原位合成了三元层状陶瓷Ti3SiC2和Ti5Si3等硅化物。采用50%Ni25/50%Ti-Si-C复合粉末所制备的涂层摩擦因数为0.33，其磨损率为13.5×10-5mm3/(N·m)。Li等[10]在35CrMo钢表面制备了不同Ti3SiC2含量的激光熔覆涂层。结果表明，该钴基涂层主要由固溶体γ-Co，固体润滑颗粒Ti3SiC2以及陶瓷碳化物Cr7C3和TiC组成。这是因为在制备过程中，部分Ti3SiC2分解形成TiC，导致涂层的显微硬度显著提高(507~595 HV0.5)，其中Co-10%Ti3SiC2涂层具有最高的耐磨性。王勉等[11]以Ni60粉末为增韧物质，WS2为合成润滑相的前驱化合物，在304不锈钢表面制备了一种复合涂层。结果表明，涂层主要由Cr0.19Fe0.7Ni0.11，Ti2SC，Fe2C，Cr7C3，CrS和WS2组成。涂层上部区域的硬度(425.4HV0.5)约为基体的1.65倍，涂层在所有实验温度下都展现出优于基体的耐磨、减摩性能。
金属Co为灰色不规则状粉末，具有良好的润湿性和高温自润滑作用，在涂层体系中常作为增韧相，能够提高涂层的硬度、耐磨性和耐蚀性[12]。Ti3SiC2作为一种综合陶瓷材料，结构为层状立方形，是P63/mmc对称的空间群，在高温下容易产生层间滑动，从而具有高温润滑效果[13-14]。本工作结合课题组前期对Ti3SiC2-Ni基自润滑复合涂层的研究[8, 15-16]，设计了纯Co粉末、Co-2%Ti3SiC2(质量分数，下同)和Co-8%Ti3SiC2三种熔覆粉末配比，通过同步送粉法在304不锈钢表面制备三种涂层，系统研究三种涂层在不同温度环境下(室温，600 ℃)的摩擦学性能及相关磨损机理。
1 实验材料与方法实验选用厚度为8 mm的304不锈钢作为基体，以20 mm×40 mm面为激光熔覆面。304不锈钢的化学成分如表 1所示。
| Mn | C | P | Si | Cr | S | Ni | Fe |
| 0.79 | 0.051 | 0.029 | 0.56 | 17.92 | 0.009 | 8.77 | Bal |
本实验使用纯Co粉末和三元层状陶瓷材料Ti3SiC2粉末作为激光熔覆原材料，各合金粉末及混合粉末的微观形貌如图 1所示。设计了纯Co，Co-2%Ti3SiC2和Co-8%Ti3SiC2三种配比的熔覆粉末，来探索不同涂层的自润滑耐磨性能，为了简化命名，在激光熔覆后将制备出的纯Co，Co-2%Ti3SiC2和Co-8%Ti3SiC2涂层分别命名为N1，N2，N3涂层。将Co-2%Ti3SiC2和Co-8%Ti3SiC2两种粉末加入转速为540 r/min的DECO-PBM-V-0.4L型行星立式球磨机中混合2 h。
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图 1 激光熔覆粉末的微观形貌 (a)Co; (b)Ti3SiC2; (c)Co-2%Ti3SiC2; (d)Co-8%Ti3SiC2 Fig. 1 Morphologies of laser cladding powders (a)Co; (b)Ti3SiC2; (c)Co-2%Ti3SiC2; (d)Co-8%Ti3SiC2 |
在LDM-8060型半导体激光加工系统上进行同步送粉激光熔覆实验，激光器的波长514 nm，光斑直径2 mm。复合涂层制备参数为：扫描速度700 mm/min，激光功率1.6 kW，搭接率50%，送粉速率135 g/min。使用X射线衍射仪(XRD)分析涂层物相；利用MIRA3 LMH扫描电子显微镜(SEM)和牛津X MAX20能谱分析仪(EDS)观察涂层组织形貌和进行元素分析；硬度测试，在HX-1000TM/LCD数显显微硬度计(载荷为4.9 N，加载时间为15 s)上沿涂层截面纵向每隔100 μm进行一次，最后取平均值。Si3N4球(直径为4 mm)具有高熔点和高硬度(1850 ℃，1700HV0.5)，适合在球盘式高温摩擦磨损试验机(HT-1000)中用作对磨球。根据现有实验研究[17-18]优化工艺参数，采用如表 2所示的实验参数进行摩擦学性能测试，最后使用探针式表面磨痕测量仪(MT-500型)测出试样磨损横截面的轮廓形状，并计算其磨损体积。磨损率(wear rate，WR)计算如式(1)所示。
| Load/N | Temperature/ ℃ | Wear time/s | Rotation diameter/mm | Linear velocity/(m·s-1) |
| 4.9 | 25, 600 | 1800 | 3 | 0.176 |
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(1) |
式中：V为磨损体积，mm3；L为荷载，N；S为滑动位移，m。
2 结果与分析 2.1 物相与组织分析图 2为N1，N2，N3涂层的宏观形貌。可以看出，涂层的表面质量较好，无明显的裂纹和气孔等缺陷，涂层的宽度约为16 mm。
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图 2 N1(a)，N2(b)和N3(c)涂层的宏观形貌 Fig. 2 Macroscopic morphologies of N1(a), N2(b) and N3(c) coating |
图 3为Co-Ti3SiC2复合涂层的XRD谱图。可知，Co-Ti3SiC2复合涂层主要物相为固溶体γ-Co，硬质相TiC，Cr7C3和Fe2C，润滑相Ti3SiC2。对比三组涂层可知，N1涂层固溶体γ-Co的衍射峰值最大，N3涂层Ti3SiC2和TiC的衍射峰值最大。这是由于，在激光高温条件下，N1涂层中的Co转化为了γ-Co，而N3涂层中部分Ti3SiC2陶瓷材料分解成TiC等物相，部分Ti3SiC2未分解。
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图 3 Co-Ti3SiC2复合涂层的XRD谱图 Fig. 3 XRD patterns of Co-Ti3SiC2 composite coatings |
图 4为N1涂层横截面和中部区域的微观形貌图。由图 4(a)可知，N1涂层表面存在部分未溶解的颗粒，但没有出现明显的孔洞和裂纹等宏观缺陷。在N1涂层中形成的固溶体γ-Co一般在417 ℃以上的温度才能稳定存在，而在417 ℃以下时会转变为具有立方晶格结构的α-Co固溶体，但由于N1涂层中存在Ni元素以及激光熔覆技术具有快速凝固的特性，抑制了γ-Co的转变。N1涂层表面存在黑斑，这是由于在熔池中纯Co粉末熔化和凝固的时间都比较短，导致部分区域的相关化学反应不充分和部分粉末未熔化分解，所以存在黑斑。由图 4(b)可知，N1涂层组织主要由连续的基体A，树状晶体组织B和胞状晶体组织C组成。涂层与基体的结合区域不明显，是因为Co原子的半径与Fe原子和Cr原子半径近似，相互之间有着良好的相容性[19]。
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图 4 N1涂层SEM图 (a)横截面; (b)中部区域 Fig. 4 SEM images of N1 coating (a)cross section; (b)middle area |
对图 4(b)N1涂层典型微观组织进行EDS分析，结果如表 3所示。发现区域A中主要含有Fe，Co元素，区域B主要含有Fe，Cr，Co元素，区域C中主要含有Fe，Cr元素。结合XRD谱图推测，连续基体A主要是固溶体γ-Co和Fe2C，树状晶体组织B主要是γ-Co及Fe-Cr相，胞状晶体C主要是Fe-Cr相。而在N1涂层中存在较多Fe，Cr元素，是因为在激光热对流作用下，基体中的Fe，Cr元素稀释到涂层中，表明N1涂层和304不锈钢之间形成了良好的冶金结合。
图 5为N1涂层横截面元素分布图。可知，Fe，Co，Cr元素的分布存在明显的聚集和分层，表明在熔池中的热对流作用下，基体中的元素成分随着热对流进入涂层中，因为激光熔覆的快速熔化与凝固，导致交界处出现分界线，再次证明N1涂层和304不锈钢之间呈现较好的冶金结合[20]。
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图 5 N1涂层横截面元素分布 (a)横截面; (b)EDS图层; (c)Fe; (d)Cr; (e)Co; (f)Ni; (g)Ti; (h)Si Fig. 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涂层仅仅存在粉末成分含量的差异，而且两者的组织结构类似，故选用N3涂层进行分析。图 6为N3涂层的微观形貌图。由图 6(a)可知，N3涂层的结合界面质量较好，无缝隙，未出现未溶解的颗粒和明显的气孔等宏观缺陷。N3涂层的区域组织都由连续基体A、树枝状晶体B、胞状晶体C组成，但在结合区还存在马氏体相变。由图 6(b)，(c)可知，N3涂层表面的晶体组织比较致密，出现了马氏体组织，这是因为N3涂层结合区域的冷却速率超过200 ℃/s，温度梯度较大，促进了晶粒定向生长。对N3涂层(图 6(b))进行典型微观组织EDS分析，结果如表 4所示。可知，N3涂层中主要含有Co，Fe，Cr元素以及C元素。结合XRD谱图推测可知，三种组织主要是固溶体γ-Co，Fe2C，Cr7C3，而在胞状晶体C中存在较高浓度的Ti和Si元素，主要是TiC和Ti3SiC2。
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图 6 N3涂层SEM图 (a)横截面; (b)中部区域; (c)典型组织区域 Fig. 6 SEM images of N3 coating (a)cross section; (b)middle area; (c)typical microstructure area |
由于不同涂层的微观组织结构和物相不同，导致其热影响区厚度不一致，因此本工作选择涂层显微硬度数值稳定区域进行测试，取2次数据的平均值为测试的显微硬度值，如N1为400~1800 μm，N2为500~ 1800 μm，N3为500~1800 μm。图 7为Co-Ti3SiC2复合涂层的显微硬度变化曲线。可知，N1，N2和N3涂层的显微硬度分别为285.7HV0.5，356.3HV0.5和463.8HV0.5，均高于304不锈钢基体(240.3HV0.5)。
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图 7 Co-Ti3SiC2复合涂层的显微硬度曲线 (a)N1涂层; (b)N2涂层; (c)N3涂层 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时间较短，导致其过冷度较大和形核率增加，抑制了晶粒的生长，发生晶粒细化；(2)当激光熔覆的表层区域快速熔化和凝固时，Cr，Si和Fe等与γ-Co相互扩散互溶，会形成过饱和固溶体，导致形成晶格畸变，产生固溶强化；(3)添加Ti3SiC2陶瓷材料，在激光熔覆中Ti3SiC2部分会发生分解，形成陶瓷碳化物增强相，如Fe2C，Cr7C3和TiC等硬质相，在热对流的作用下产生弥散强化形成第二次强化。当涂层内部高硬度的陶瓷碳化物数量较多时，其显微硬度也会相应提高。此外，N2涂层存在的硬度分布不均匀的现象，主要是硬质相分布不均匀引起的。
2.3 摩擦因数和磨损率图 8为304不锈钢和Co-Ti3SiC2复合涂层在室温和600 ℃下的摩擦因数变化曲线。可知，磨损期大致可分为磨合期和稳定磨损期，摩擦曲线呈先下降后上升，然后到稳定磨损期的趋势。这是由于，实验中Si3N4陶瓷球压入涂层表面时，会先与基体的端面和圆柱面组成的微小凸峰接触，而端面产生滑动阻力，圆柱面会产生剪切阻力[21]，导致摩擦因数先下降再趋于稳定。600 ℃时磨合期较长的原因，是由于涂层与基体从室温加热到600 ℃的过程中，表面形成了氧化膜，在磨损初期时，氧化膜被对磨球磨损，但因为磨痕表面较为松散又易被氧化，导致氧化膜不断消耗与再生，需要一段时间来形成磨损的动态平衡。由图 8(a)可知，室温下，N1，N2，N3涂层和304不锈钢的摩擦因数分别为0.62，0.68，0.42和0.56，N3涂层具有最优的减摩性能，其中N1与N2涂层摩擦因数略有升高，原因可能是，N1和N2涂层上部区域过冷度小，导致形成的晶粒较为粗大，而下部区域温度梯度较大，发生了晶粒细化，两个区域的晶粒生长速度不一致，容易产生残余应力，涂层的塑性下降，此时涂层表面易发生黏着磨损，导致摩擦因数略微增大[22]。由图 8(b)可知，在600 ℃下，N1，N2，N3涂层的摩擦因数均低于304不锈钢(0.66)，分别为0.54，0.52和0.46。其中N3涂层的减摩效果最好，这是由于，N3涂层中添加了足量的Ti3SiC2润滑相，在磨损表面形成了润滑膜，减摩性能得到提升。在常温和600 ℃下，N3涂层表现出最优的减摩性能，提高了N3涂层的自润滑性能。
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图 8 304不锈钢和Co-Ti3SiC2复合涂层的摩擦因数曲线 (a)室温; (b)600 ℃ Fig. 8 Friction coefficient curves of 304 stainless steel and Co-Ti3SiC2 composite coatings (a)at room temperature; (b)at 600 ℃ |
图 9为304不锈钢和Co-Ti3SiC2复合涂层在室温和600 ℃下的磨损率。可知，涂层和304不锈钢在室温下的磨损率分别为9.15×10-5，7.81×10-5，4.66×10-5 mm3/(N·m)和66.42×10-5 mm3/(N·m)；涂层和304不锈钢在600 ℃下的磨损率分别为37.79×10-5，35.60×10-5，18.83×10-5 mm3/(N·m)和41.30×10-5 mm3/(N·m)。在室温和600 ℃下，N3涂层的磨损率最小，表明N3涂层具有良好的耐磨性，这可能是由于形成的γ-Co产生固溶强化以及Cr7C3，TiC和SiC形成的第二相强化。此外，Ti3SiC2粉末中Si原子层与Ti，C之间是类石墨层间的弱键结合，沿基面方向容易发生位错滑移，当有外力作用时，会有部分力沿垂直基面方向，使结构发生扭结，Ti3SiC2基面出现分层，位错滑移能增大，导致N3涂层具有更好的耐磨性。
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图 9 304不锈钢和Co-Ti3SiC2复合涂层在室温和600 ℃下的磨损率 Fig. 9 Wear rate of 304 stainless steel and Co-Ti3SiC2 composite coatings at room temperature and 600 ℃ |
图 10为304不锈钢和N3涂层在室温和600 ℃下的磨痕宏观形貌。可知，在室温下，304不锈钢基体磨痕表面变形严重，较为粗糙，出现明显的材料转移和严重的黏着磨损。N3涂层磨痕表面质量较好，出现了较少的磨粒磨损。结合磨损率分析可知，N3涂层的耐磨性能最好。在600 ℃下，基体表面较为破碎，出现严重的黏着磨损和塑性变形，耐磨性能较差，而N3涂层表面光滑，整体质量较好，出现氧化分层等现象。
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图 10 304不锈钢(1)和N3涂层(2)的磨痕轮廓宏观形貌 (a)室温; (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 ℃ |
图 11为304不锈钢和Co-Ti3SiC2复合涂层在室温下的磨痕及磨屑形貌图。从图 11(a-1)中可以看出，304不锈钢基体表面磨痕形貌较为粗糙，变形程度较大，这是因为304不锈钢硬度偏低，表面容易出现较多细小颗粒，导致在对磨球的研磨过程中产生较大的接触应力，表面出现严重的塑性变形、犁沟以及少量的微凸峰；在图 11(a-2)中，304不锈钢磨屑形貌主要为团聚的细小颗粒和较大的片状磨屑，这是由于在摩擦学实验中，基体表面被剥落，形成的部分磨屑在表面被挤压或研磨成颗粒状磨屑，导致基体表面发生三体磨料磨损。在室温下，304不锈钢的磨损机理主要为磨粒磨损和塑性变形。
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图 11 304不锈钢和Co-Ti3SiC2复合涂层在室温下的磨痕(1)及磨屑(2)形貌 (a)基体; (b)N1涂层; (c)N2涂层; (d)N3涂层 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 |
由图 11(b-1)可知，N1涂层的磨损程度比304基体轻，这是因为γ-Co的固溶强化和激光熔覆的晶粒细化，使得基体表面硬度得到提升，涂层表面对Si3N4陶瓷球黏着阻力增大，导致N1涂层减摩性能稍有下降，但抗塑性变形能力增强，表面耐磨性能得到提高，出现了轻微的犁沟现象[23]；在图 11(b-2)中，N1涂层磨屑形貌以块状磨屑为主，这是由于N1涂层含有较多的金属间化合物，使涂层表面呈脆性。结合表 5的EDS分析可知，N1涂层剥落区域的Fe，Co，Cr元素和Ti元素出现缺失，C元素出现聚集，表明N1涂层表面的金属化合物在对磨过程中被挤压并剥落，而高硬度的陶瓷碳化物起到良好的保护作用。在室温下，N1涂层磨损机理主要为磨粒磨损和犁沟。
由图 11(c-1)，(d-1)可知，N2涂层表面较为粗糙，这是由于N2涂层加入的Ti3SiC2润滑相较少，在涂层中形成的硬质相(TiC，SiC等)有限，导致硬度分布不均，而N2涂层中残余热应力较大，在对磨球的法向载荷作用下，产生了应力集中，发生片状剥落，进而在研磨时出现严重的塑性变形和微凸峰现象，摩擦因数略有升高。N3涂层表面出现黏附坑和少量细小的颗粒，整体表面较为光滑，优于N2涂层，这是由于N3涂层中含有较多的硬质相(TiC，SiC等)，涂层表面耐磨性得到提升，其表面也形成了Ti3SiC2的润滑膜，该润滑膜中的Si原子层与Ti，C之间的结合属于类石墨的层间弱键结合，在对磨球的法向载荷下，容易沿基面垂直方向发生变形，使位错滑移能增大[24]，同时因为法向载荷的存在，N3涂层表面产生了应力集中，出现片状剥落，导致黏附坑产生。由图 11(c-2)，(d-2)可知，N2涂层磨屑形貌主要是细小颗粒状和少量片状磨屑，N3涂层磨屑形貌主要为片状磨屑。这是因为，N3涂层表面剥落的磨屑中含有较多的硬质相，难以研磨细化，所以磨屑中以片状磨屑居多，而N2涂层脱落的磨屑易在研磨层中被反复挤压或剪切成颗粒状磨屑。在室温下，N2涂层磨损机理主要是塑性变形和轻微的磨粒磨损，N3涂层磨损机理主要是黏着磨损和犁沟。
图 12为304不锈钢和Co-Ti3SiC2复合涂层在600 ℃下的磨痕及磨屑形貌图。从图 12(a-1)中可以看出，304不锈钢基体在600 ℃下磨损表面粗糙，破损严重，出现了氧化膜和塑性变形。在图 12(a-2)中，304不锈钢磨屑形貌主要为细小的颗粒状，并出现了团聚现象[25]。这是由于在高温下，304不锈钢基体较软，同时存在残余应力，在对磨球的作用下，304不锈钢表面出现严重的塑性变形，大块磨屑被剥落，并在研磨的过程中被挤压、剪切成小颗粒状磨屑。在600 ℃下，304不锈钢基体主要磨损机理是塑性变形。
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图 12 304不锈钢和Co-Ti3SiC2复合涂层在600 ℃下的磨痕(1)及磨屑(2)形貌 (a)基体; (b)N1涂层; (c)N2涂层; (d)N3涂层 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 |
由图 12(b-1)可知，在600 ℃下，N1涂层磨损表面出现了氧化磨损和犁沟现象；在图 12(b-2)中，N1涂层磨屑形貌主要为块状磨屑。这是由于在研磨过程中，N1涂层的磨痕表面结构较为松散，易被氧化形成氧化膜[26]，而氧化膜内普遍存在应力，使N1涂层易发生开裂和剥落，在对磨球的作用下，出现块状磨屑的剥落；又因为磨屑内缺乏高硬度物质，易黏附在N1涂层磨损表面，导致轻微的犁沟现象。在600 ℃下，N1涂层主要的磨损机理是氧化磨损和轻微的犁沟。
表 6为N1涂层(图 12(b-1))的面扫EDS分析。结合表 6与表 5可知，高温下N1涂层表面的Fe，Co元素和Cr元素出现缺失，并且O元素含量高达43.1%(原子分数)，表明N1涂层表面存在连续的氧化膜，而Ni元素和Co元素发生一定的聚集现象，说明氧化膜中含有较多的金属氧化物，如NiO，Ni2O和CoO等，这是由于涂层中的Co元素和Ni元素在高温下发生氧化反应: 2Co+O2→2CoO，2Ni+O2→2NiO，4Ni+O2→2Ni2O，验证N1涂层发生了氧化磨损。
由图 12(b-1)，(c-1)可知，N1涂层与N2涂层的磨痕形貌较为类似，但N2涂层的表面较为平整，主要是在研磨过程中N2涂层表面形成了连续的氧化膜，增大了对磨球研磨的阻力[27]，使耐磨性能得到提升。从图 12(d-1)中可以看出，N3涂层的磨痕形貌相比于N2涂层显得更为光滑，这是由于三元润滑剂Ti3SiC2是层状立方结构化合物，在高温下容易产生层间滑动[28]，从而具有高温润滑效果，而在N3涂层表面形成一层连续Ti3SiC2的润滑膜，同时在润滑膜表面也形成一层氧化膜，保护了润滑转移膜，在两者协同作用下，N3涂层耐磨、减摩性能得到提高。当表面接触对磨球时，接触点发生氧化磨损，形成的节点在表面相互滑移的同时发生材料剪切和转移，并在涂层表面形成循环变化的接触应力，产生疲劳断裂[29]。由图 12(c-2)，(d-2)可知，N2涂层磨屑形貌主要是细小颗粒状，N3涂层磨屑形貌主要为团聚的细小颗粒状及少量块状磨屑。这是由于在对磨球的作用下，N2涂层脱落的磨屑在研磨层之间产生三体磨粒磨损，被剪切挤压成细小颗粒状磨屑，而N3涂层表面被对磨球剥落下的块状磨屑带有较多的TiC，Cr7C3，Fe2C等硬质相，磨屑硬度较大，研磨后形成块状磨屑。在600 ℃下，N2涂层磨损机理主要是氧化磨损和犁沟，N3涂层磨损机理主要是疲劳断裂和氧化磨损。
3 结论(1) 采用同步送粉法在304不锈钢表面成功制备出纯Co(N1)，Co-2%Ti3SiC2(N2)和Co-8%Ti3SiC2(N3)三种具有良好减摩、耐磨涂层，有效提高304不锈钢的自润滑耐磨性能。其中N3涂层的主要物相为固溶体γ-Co，硬质相TiC，Cr7C3，Fe2C，润滑相Ti3SiC2，N3涂层的结合区域出现了马氏体相变。
(2) N1，N2和N3涂层的平均显微硬度分别为285.7HV0.5，356.3HV0.5和463.8HV0.5，均高于304不锈钢基体(240.3HV0.5)。在室温和600 ℃下，硬质相(TiC，Cr7C3，Fe2C)和润滑相(Ti3SiC2)的协同作用，使得N3涂层具有最优的耐磨、减摩性能。
(3) 室温下，304不锈钢基体磨损机理主要是塑性变形和磨粒磨损，N1涂层的磨损机理主要是磨粒磨损和犁沟，N2涂层的磨损机理主要是磨粒磨损和塑性变形，N3涂层的磨损机理主要是黏着磨损和犁沟。在600 ℃下，304不锈钢基体的磨损机理主要是塑性变形，N1涂层的磨损机理主要是氧化磨损和犁沟，N2涂层的磨损机理主要是氧化磨损和犁沟，N3涂层的磨损机理主要是疲劳断裂和氧化磨损。
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