AlCrNiFeTi高熵合金涂层的电火花沉积制备与摩擦磨损性能

张建斌, 南志远, 朱程, 郭鑫

材料工程 ›› 2024, Vol. 52 ›› Issue (1) : 183-192.

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材料工程 ›› 2024, Vol. 52 ›› Issue (1) : 183-192. DOI: 10.11868/j.issn.1001-4381.2023.000460
研究论文

AlCrNiFeTi高熵合金涂层的电火花沉积制备与摩擦磨损性能

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Preparation and frictional wear property of AlCrNiFeTi high-entropy alloy coatings by electric spark deposition

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摘要

采用真空电弧熔炼法制备直径为7 mm AlCrNiFeTi高熵合金（high-entropy alloy, HEA）作为电极, 使用电火花沉积技术在304不锈钢表面成功制备了AlCrNiFeTi高熵合金涂层。通过XRD、OM、EDS、SEM、显微硬度计、摩擦磨损试验机对涂层的微观组织结构和摩擦磨损性能进行研究。结果表明, AlCrNiFeTi电极与涂层均以BCC1和BCC2简单固溶体为主, 电极微观组织结构呈典型的树枝晶。涂层由沉积点堆叠铺展形成, 表面均匀致密呈橘皮状、凸凹不平, 为喷溅花样展开, 涂层截面结构无宏观缺陷, 厚度约为59.67 μm。AlCrNiFeTi涂层最大显微硬度为587.3HV0.2, 比基材的硬度提高了约2.45倍。随着载荷的增大, 涂层的磨损机制由氧化磨损和轻微磨粒磨损转变为磨粒磨损和黏着磨损。当摩擦载荷为5 N时, 磨损率为1.213×10-3 mm3/（N·m）, 摩擦因数仅为0.446, 涂层的磨损率较基材的磨损率减小了约28.3%。

Abstract

AlCrNiFeTi high-entropy alloy (HEA) with a diameter of 7 mm was prepared as electrode by vacuum arc melting method, and AlCrNiFeTi high-entropy alloy coating was successfully prepared on the surface of 304 stainless steel by using electric spark deposition technology. The microstructure and friction and wear properties of the coatings were studied by XRD, OM, EDS, SEM, microhardness tester and friction and wear tester. The results show that both the AlCrNiFeTi electrode and the coating are dominated by BCC1 and BCC2 simple solid solutions, and the microstructure of the electrode is typical of dendrites. The coating is formed by stacking and spreading of deposition points, and the surface is uniform and dense as orange peel, convex and concave, unfolding for sputtering pattern, and there is no macroscopic defects in the coating cross-section structure, and the thickness is about 59.67 μm.The maximal microhardness of AlCrNiFeTi coating is 587.3HV0.2, which is about 2.45 times higher than that of the base material. As the load increases, the wear mechanism of the coating changes from oxidized wear and slight abrasive wear to abrasive and adhesive wear. When the friction load is 5 N, the wear rate is 1.213×10-3 mm3/(N·m), and the friction coefficient is only 0.446. The wear rate of the coating decreases by about 28.3% compared with that of the substrate.

关键词

电火花沉积 / 高熵合金 / AlCrNiFeTi涂层 / 304不锈钢 / 组织 / 摩擦磨损

Key words

electro-spark deposition / high-entropy alloy / AlCrNiFeTi coating / 304 stainless steel / microstructure / friction and wear

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张建斌, 南志远, 朱程, 郭鑫. AlCrNiFeTi高熵合金涂层的电火花沉积制备与摩擦磨损性能[J]. 材料工程, 2024, 52(1): 183-192 https://doi.org/10.11868/j.issn.1001-4381.2023.000460
Jianbin ZHANG, Zhiyuan NAN, Cheng ZHU, Xin GUO. Preparation and frictional wear property of AlCrNiFeTi high-entropy alloy coatings by electric spark deposition[J]. Journal of Materials Engineering, 2024, 52(1): 183-192 https://doi.org/10.11868/j.issn.1001-4381.2023.000460
中图分类号： TG174.4   

自从Yeh和Cantor等[1]开创性地将由至少5种主要元素组成、成分范围在5%~35%（质量分数, 下同）之间的合金定义为高熵合金（high-entropy alloys, HEAs）以来, 由于其优异的性能和潜在的应用, 已经引起了研究者广泛的关注[2-4]。随着对高熵合金的深入研究, 高熵合金涂层作为一种新的应用形式被提出。由于其高构型熵[5], 会出现面心立方（FCC）、体心立方（BCC）或密排六方（HCP）结构的简单固溶相, 而不是一般金属间化合物。这种独特的结构使高熵合金作为涂层具有比传统合金涂层更好的性能[6], 如具有高强度和硬度的Nb25Mo25Ta25W25与V20Nb20Mo20Ta20W20高熵合金[7]、耐高温氧化的CrCoNi基合金[8]、耐高腐蚀的AlCoCrXFeNi(X=0.5~2.0)高熵合金[9]、耐磨损的FeCoNiCrCu高熵合金[10]、具有优异抗断裂韧性的纳米结构NbMoTaW高熵合金[11]等。
在过去的10年中, 各种技术已经被用于制备高熵合金涂层, 如赵小凤等[12]利用激光熔覆技术在304不锈钢表面制备的（CrFeNiAl）100-XMoXHEA涂层, 涂层硬度最高达到了636.6HV0.2, 随着Mo含量的增加, 耐磨性也逐渐提高。Liu等[13]利用氩钨弧熔覆工艺在304不锈钢表面制备了CoCrFeMoNi HEA涂层, 涂层最高平均硬度为585HV, 约为基体的3倍, 涂层的最小体积磨损率比基体降低了58%。Xiao等[14]利用等离子喷涂技术在304不锈钢表面制备了FeCoNiCrSiAlXHEA涂层, 涂层主要是BCC相和少量FCC相, 经热处理后涂层的磨损率最低。Xing等[15]利用射频脉冲磁控溅射技术在304不锈钢表面制备了NbTiAlSiZrNXHEA涂层, 在氮气流量比（nitrogen flow ratio, RN）为50%时沉积的涂层硬度最高（12.4 GPa）, 模量最高（169 GPa）, 粗糙度小, 在10%和30%的N2流量下制备的HEA涂层比304SS更容易腐蚀。传统表面处理技术有很多缺点, 例如设备成本高、维护费用大、使用场合受限；涂层质量不一、厚度难控、成分也不均匀；喷涂效果易受气候、环境等影响, 导致涂层脱落或起皮, 材料利用率低下, 喷涂材料的成分也难以控制。
电火花沉积（electro-spark deposition, ESD）是利用电源储存的高电流脉冲在导电基体材料表面沉积电极材料的工艺[16-17]。电火花沉积技术相对于传统表面处理技术, 金属表面不仅会因迅速淬火而形成马氏体, 在狭窄的沉积过渡区还会得到超细奥氏体组织。具有设备成本低、操作方法简单、焊枪体积小、携带方便、规避传统振动电极设备散热差等特点。可以得到致密性好、沉积层均匀、厚度增加的涂层, 而且具有界面呈冶金结合、工件热变形小且柔性加工好等特点[18]。AlCrNiFeTi是由两个BCC相结构（记为BCC1和BCC2）和一个Fe2Ti相组成[19], 具有优异的热稳定性及耐磨性。因此, 本工作通过电火花沉积技术在304不锈钢表面制备AlCrNiFeTi高熵合金涂层, 研究涂层的表面形貌、显微组织和摩擦磨损性能, 旨在改善不锈钢表面性能, 同时寻找一种新型工艺和涂层材料并为其选择最佳涂层材料提供新思路。

1 实验材料与方法

1.1 实验材料

将高纯金属粉末Al, Ni, Cr, Fe和Ti（纯度≥99.95%）按等摩尔比配制, 放入NMS-DRXXⅡ铸锭旋转式真空电弧熔炼炉中。在高纯氩气的保护下, 反复熔炼5次制备母合金, 以确保均匀的化学成分和微观结构, 表 1为高熵合金名义化学成分的质量分数。然后采用旋转式真空电弧熔炼炉制备直径为7 mm的AlCrNiFeTi棒材作为电极材料, 基体材料为304不锈钢, 沉积前基体温度为室温, 试样尺寸为20 mm×10 mm×5 mm。沉积前用砂纸打磨至2000#, 用超声波清洗仪在丙酮酒精混合溶液中清洗15 min后干燥备用。
表 1 AlCrNiFeTi高熵合金的名义化学成分（质量分数/%）

Table 1 Nominal chemical compositions of high-entropy alloys (mass fraction/%)

Cr Ni Fe Ti Al
0.52 0.59 0.56 0.48 Bal

1.2 实验方法

采用DL-4000D型电火花沉积设备进行沉积实验, 沉积焊枪转速为2600 r/min。采用氩气保护, 流量为10 L/min, 通过大量实验, 得出优化工艺参数如表 2所示。
表 2 电火花沉积优化工艺参数

Table 2 Optimized parameters of ESD processing

Deposition voltage/V Deposited capacitor/μF Deposition frequency/Hz Electrode speed/（r·min-1） Protection media Gas flow/（L·min-1）
160 240 5000 2600 Ar 10
通过D/max-2200PC型X射线衍射仪（λ=0.154060 nm, Cu靶Kα）分析涂层物相。检测参数为：电压40 kV, 工作电流40 mA, 扫描速度为4（°）/min, 扫描范围20°~100°, 扫描步长为0.02°。采用Quanta FEG 450型场发射扫描电子显微镜（SEM）及其配套的能谱仪（EDS）进行显微结构分析；通过LSM800型光学显微镜观察涂层表面形貌；采用HVT-1000a显微硬度计测量涂层的显微硬度；采用TRB型往复式摩擦磨损试验机, 对沉积试样和基材进行摩擦磨损测试, 在试样表面上做往复式滑动摩擦, 最终得到试样的摩擦因数。测试条件：室温；相对湿度20%；摩擦副为GCr15钢球；频率为6 Hz；振幅为5 mm；时间为10 min；摩擦载荷为2 N和5 N。
用式（1）[20]考察涂层的耐磨性：
(1)
式中：W为磨损率；V=Δm/ρ为磨损体积, Δm为试样磨损质量, ρ为材料密度；F为施加载荷；L为滑动行程。试样在磨损前后均经丙酮酒精混合溶液超声清洗15 min, 然后用精度为0.1 mg的天平称重计算试样的磨损质量。

2 结果与分析

2.1 电极物相分析

图 1（a）为AlCrNiFeTi电极的X射线衍射图谱, 通过对图谱分析可知, 电极材料以BCC1和BCC2两种简单体心立方结构的固溶体组成, 还有部分化合物。经过对图谱的分析标定, 得知固溶体为无序的BCC1固溶体在富Al-Ni结构中形成, 有序的BCC2固溶体却是形成于富Fe-Cr的结构中, 还有部分Fe2Ti相化合物[21]。
图 1 AlCrNiFeTi电极的XRD图谱（a）与BSEM图（b）

Fig.1 XRD(a)and BSEM(b)patterns of AlCrNiFeTi electrode

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图 1（b）为AlCrNiFeTi高熵合金电极材料的背散射电子图像（BSEM）, 从微观组织图像中可以看到, 电极材料的组织形状呈典型的树枝晶, 且树枝晶由枝晶部分（dendrite, DR）和枝晶间部分（interdendrite, ID）组成。
表 3为DR和ID处能谱点扫描的元素含量, 其中DR处Al, Ti, Ni元素含量较高, ID处Cr, Fe元素含量高, 所以得知DR处以Al, Ti, Ni元素为主, Cr, Fe元素则集中于ID处。因Al和Ti元素与Ni元素的混合焓较负, 所以彼此之间结合力较大, 易形成固溶体, 而Cr和Fe元素大部分则被集中于其他地方。在合金凝固过程中, Al, Ti, Ni元素先于Cr, Fe元素形成固溶体, 因为它们的结合能力更强, 呈现出树枝状的结构；而Cr, Fe元素后来生成固溶体, 就分布在枝晶状结构的外部, 构成枝晶间的部分。因此, 由于元素的不均匀分布, 导致合金中存在两种不同的区域, 一种是以Al, Ti, Ni元素为主的BCC1固溶体, 另一种是以Cr, Fe元素为主的BCC2固溶体, 这就解释了XRD图谱中出现两种体心立方结构固溶体的原因。
表 3 AlCrNiFeTi合金中各区域的元素含量分布（原子分数/%）

Table 3 Distribution of elemental content in each region of AlCrNiFeTi(atom fraction/%)

Area Al Cr Ni Fe Ti
DR 27.2 6.56 33.7 13.1 19.44
ID 14.5 31.3 15.3 23.4 15.5

2.2 涂层物相与组织结构

图 2为电火花沉积AlCrNiFeTi涂层表面微观形貌, 可以看到涂层由多个沉积点铺展形成, 呈明显的橘皮状形貌, 每个沉积点都有明显的轮廓界线；沉积点边缘以喷溅花样展开, 如图 2（a）所示, 并且铺展的沉积点凹凸不平；图 2（b）中沉积点之间的界线明显, 边缘处堆积较高；沉积点之间搭接紧密, 部分表面形貌呈丘陵状, 有球状熔滴颗粒, 如图 2（c）所示, 涂层表面无明显裂纹等缺陷, 呈现出沉积点典型特征形貌。
图 2 电火花沉积AlCrNiFeTi涂层表面微观形貌

（a）沉积点和喷溅花样；（b）熔滴颗粒；（c）丘陵状

Fig.2 Electric spark deposition AlCrNiFeTi coating surface microscopic morphology

(a) sedimentation site and splatter pattern; (b) molten droplet; (c) hilly

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图 3为AlCrNiFeTi涂层XRD图谱, 涂层仍以BCC1和BCC2两种简单体心立方结构的固溶体组成, 说明涂层中的元素没有发生明显的相变或化合, 而是保持了电极材料中的原有结构。其BCC1固溶体中主要是Al-Ni结构相, 其结构具有高硬度和较好的耐磨性, 故可提高涂层的抗磨损性能[22]。BCC2固溶体主要是富Fe-Cr相, 其结构具有良好的耐腐蚀性和耐高温性, 可提高涂层的耐腐蚀和抗氧化性能[23]。还有少量的Fe2Ti相化合物, 这与电极材料中的结构类似。涂层与电极的衍射峰所对应的衍射角基本相同, 这表明制备的涂层与电极的相种类大致相同。
图 3 AlCrNiFeTi涂层XRD图谱

Fig.3 XRD pattern of AlCrNiFeTi coating

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图 4为涂层的截面形貌与EDS面扫描能谱图, 从图中可以看出, 亮白区域为涂层, 深灰色区域为基材, 涂层厚度约为59.67 μm, 因沉积工艺为优化后的工艺方案以及沉积前对基材表面进行的油渍和杂质的清除, 所以得到的涂层较均匀致密, 涂层与基材之间的界面清晰可见, 没有出现裂纹或孔洞等缺陷。通过对试样划痕测试曲线分析, 如图 5所示, AE为声发射电压, COF为摩擦因数, Fz为正向荷载。在载荷40 N左右时声信号开始出现小的波峰, 与此同时, 摩擦因数曲线开始突增, 说明出现轻微磨损；当载荷增加到46 N时, 声信号出现最强波峰, 摩擦因数曲线也持续陡增。有相关文献表明[24], 当临界载荷即结合力满足30 N时就能符合一般服役条件下的滑动磨损, 涂层试样结合力超过30 N, 在一定程度上说明涂层与304不锈钢基材结合良好, 表明涂层与基材之间有良好的结合力和附着力。且相对于热喷涂[25]、激光熔覆[26]、堆焊[27]等的涂层截面有着更少的坑洼、气泡和裂缝缺陷。Fe, Cr, Ni, Al等元素的含量在截面图中分布不均匀, Fe和Cr元素主要集中在基材区域, 涂层区域较少；而Ni, Al等元素主要集中在涂层区域, 在基材中偏少, 与涂层截面的线扫描元素分布规律一致。
图 4 AlCrNiFeTi涂层SEM截面形貌与EDS面扫描

Fig.4 SEM cross-sectional morphology and EDS surface scan of AlCrNiFeTi coating

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图 5 AlCrNiFeTi涂层试样划痕测试曲线

Fig.5 Scratch test curves of AlCrNiFeTi coated specimen

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图 6为试样从涂层表面到基材的SEM截面形貌及线扫描能谱图, 涂层中Fe, Cr, Ni, Al, Ti等元素含量从涂层表面到基材方向均有明显的变化, 这说明涂层和基材之间存在着元素的相互扩散和混合, 而不是简单的机械结合。截面中Fe, Cr, Mn等元素含量从涂层至基材呈波动增加的趋势, 其中Al, Ni, Ti元素有明显的扩散。电极材料与基材表面熔化形成熔池, 且涂层和基材中的元素相互发生了扩散, 由此可以确定涂层与基体的结合方式为冶金结合。
图 6 AlCrNiFeTi涂层SEM截面形貌（a）与EDS线扫描能谱图（b）

Fig.6 Cross-section SEM image (a)and EDS line scan of AlCrNiFeTi coating(b)

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2.3 涂层显微硬度

图 7为电火花沉积涂层截面的显微硬度分布图, 由图可知, 涂层到基材的硬度呈阶梯式下降, 涂层区为最高硬度区、熔合区为硬度过渡区、基材区为硬度最低区域。涂层区域曲线平滑, 硬度值分别为587.3, 583.5, 572.7, 550.1HV0.2, 变异系数为0.025, 相较于其他合金硬度值相对波动程度较小[28-30], 稳定性较高。说明涂层的质量较高, 涂层的制备工艺较为稳定, 涂层的固化程度较高。在第4个硬度值与第5个硬度值之间, 曲线呈明显的下跌趋势, 说明涂层与基体的熔合界面在其之间, 约为2~3 μm, 由于电极和基体材料间元素的扩散渗透, 涂层的成分在界面区域发生了微观稀释现象[29]。从涂层表面到基体, 电极元素含量和硬度都逐渐降低。靠近涂层表面有最大硬度值（587.3HV0.2）, 约为基材304不锈钢基材的2.45倍, 远大于基材的硬度。涂层表面平均显微硬度为584.8HV0.2, 远高于304不锈钢基材（239.5HV0.2）。涂层中的Cr, Fe等元素能够紧密结合, 并产生晶格畸变, 增加涂层的强度。同时, Ti原子的半径比其他原子大得多, 会导致更大程度的晶格畸变, 形成固溶强化效应, 进一步提高涂层的硬度。
图 7 AlCrNiFeTi涂层截面显微硬度分布图

Fig.7 Microhardness distributions of AlCrNiFeTi coating cross-section

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2.4 涂层摩擦磨损性能

为了了解涂层在低载荷下的耐磨损性能, 对涂层和基体分别进行了摩擦磨损测试。图 8（a）为304基材与AlCrNiFeTi HEA涂层在2 N和5 N载荷下的实时动态摩擦因数与摩擦时间的关系曲线图。涂层的摩擦因数曲线分为3个阶段, 即上升阶段、磨合阶段以及稳定阶段。上升阶段中, 涂层表面的微小凸起和磨屑的堆积导致了摩擦因数的升高。同时, 摩擦因数在200 s之前还出现了较大的峰值波动。磨合阶段中, 涂层表面凸起被磨掉, 磨屑部分脱离, 摩擦因数下降并趋于稳定。稳定阶段中, 涂层与GCr15小球有更多的面接触, 摩擦因数浮动逐渐稳定。涂层和基体试样的摩擦因数分别逐渐稳定在0.54（2 N）, 0.47（5 N）和0.63（2 N）, 0.59（5 N）左右。涂层的摩擦因数始终低于基材的摩擦因数。另外, 涂层的波动范围相对较小, 这意味着涂层有一个相对稳定的摩擦阻力。相反, 基体的摩擦因数的波动范围很大。图 8（b）为基材和涂层在2 N和5 N载荷下的平均摩擦因数, 载荷为2 N时, 基材与涂层试样的平均摩擦因数分别为0.595和0.496, 而当摩擦载荷增加至5 N时, 其平均摩擦因数分别为0.570和0.446, 可以看出在同一载荷下, 涂层的平均摩擦因数逐渐降低, 基材的平均摩擦因数均高于涂层, 说明涂层比基材有更好的耐磨性, 而且传统的电镀硬Cr涂层的摩擦因数为0.65~0.73[31]、超音速火焰喷涂Ni-CeO2复合涂层在CeO2含量为1%时, 复合涂层摩擦因数最小, 平均摩擦因数也有0.56[25], 电火花沉积制备的Ti6Al4V涂层摩擦因数为0.6[32], 相较于这些传统的涂层, AlCrNiFeTi高熵合金涂层具有更低的摩擦因数。综上结果表明, AlCrNiFeTi高熵合金涂层具有较低且稳定的摩擦因数, 表现出较好的耐磨损性能。
图 8 304基材和AlCrNiFeTi涂层在不同载荷下的摩擦性能测试

（a）摩擦因数；（b）平均摩擦因数

Fig.8 Friction property tests of 304 substrate and AlCrNiFeTi coating at different loads

(a) friction coefficient; (b) average friction coefficient

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表 4为基材表面和电火花沉积涂层在2 N和5 N载荷下磨损后的磨损体积以及经计算得出的磨损率。当载荷为2 N时, 基材的磨损体积和磨损率分别为4.8235×10-2 mm3和3.349×10-3 mm3/（N·m）, 涂层试样的磨损体积和磨损率均小于基材。摩擦载荷从2 N增至5 N时, 发现磨损体积增大, 但磨损率减小, 基材的磨损体积和磨损率分别为6.0875×10-2 mm3和1.691×10-3 mm3/（N·m）, 涂层的磨损体积和磨损率分别为4.3681×10-2 mm3和1.213×10-3 mm3/（N·m）, 其磨损率较基材降低28.3%。随着载荷增大, 基材的磨损损失增加, 涂层磨损损失幅度降低。
表 4 304基材与AlCrNiFeTi涂层试样的磨损数据

Table 4 Wear data of 304 substrate and AlCrNiFeTi coated specimens

Specimen Load/N Wear volume/10-2 mm3 Wear rate/（10-3 mm3·N-1·m-1）
304 substrate 2 4.8235 3.349
5 6.0875 1.691
AlCrNiFeTi coating 2 3.3527 2.377
5 4.3681 1.213
图 9为304不锈钢基材与涂层试样在2 N和5 N载荷下的磨痕三维形貌图。由图可知, 涂层试样在2 N载荷下的磨痕较为平坦, 没有明显的深度变化, 而且磨痕宽度较小；在5 N载荷下的磨痕也只有部分区域较深, 总体深度仍然较浅。相比之下, 基材在2 N和5 N载荷下的磨痕都较深, 而且磨痕宽度较大。这说明涂层试样在不同载荷下都表现出了比基材更好的耐磨性。
图 9 304基材（a）和AlCrNiFeTi涂层（b）在2 N（1）和5 N（2）载荷下的磨痕三维图

Fig.9 Three-dimensional view of abrasion marks on 304 substrate (a)and AlCrNiFeTi coating(b)under load of 2 N(1)and 5 N(2)

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图 10为涂层在2 N和5 N法向载荷下的低倍磨痕SEM图。由图可知, 涂层在5 N载荷下的磨痕宽度明显大于2 N载荷下的磨痕宽度, 说明载荷增大会加剧涂层的磨损。
图 10 AlCrNiFeTi涂层试样在2 N（a）和5 N（b）法向载荷下的低倍SEM磨痕形貌

Fig.10 Low magnification abrasion SEM images of AlCrNiFeTi coated specimens under load of 2 N(a)and 5 N(b)

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图 11和图 12分别为图 10（a）, （b）磨痕面的面扫描图。通过能谱分析可以发现, 在磨痕处Al元素和Ni元素的含量明显减少, 表明这两种元素被磨掉了。而且, 在5 N载荷下, Al元素和Ni元素的减少更加显著, 表明磨损更加严重。同时, 也可以看到在磨痕处有O元素出现, 这表明涂层在摩擦磨损过程中发生了氧化现象[33]。
图 11 2 N载荷下磨痕面扫描图

Fig.11 Scan of abrasion surface under 2 N load

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图 12 5 N载荷下磨痕面扫描图

Fig.12 Scan of abrasion surface under 5 N load

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图 13和图 14为涂层试样在2 N和5 N法向载荷下的高倍磨痕SEM图。从图中可以看出, 当电火花沉积涂层在低载荷下进行摩擦磨损测试时, 磨痕处都出现了大量的磨屑、犁皱和轻微的犁沟。这主要有两个原因：一是由于涂层表面存在部分凸起, 这些凸起在摩擦过程中被率先磨掉, 形成磨屑颗粒。如图 13（a）所示, 一部分磨屑颗粒被累积到磨痕边缘, 另一部分则附着在磨损接触面上, 随着摩擦球的往复运动, 在法向载荷的作用下, 在磨损表面形成犁沟。二是由于摩擦磨损过程中有氧化膜产生, 氧化膜的脆性较大, 容易破碎或剥落。如图 11所示, 对磨痕面经过能谱分析得知Fe元素含量高并且有O元素, 说明有氧化膜的存在。剥落的氧化膜一部分成为磨屑, 另一部分则成为磨粒, 在摩擦球的运动下产生磨粒磨损的效果。因此, 在2 N的低载荷下摩擦, 其磨损形式为氧化磨损和轻微磨粒磨损。
图 13 2 N载荷下涂层磨损后的高倍SEM磨痕形貌

（a）磨屑；（b）犁沟

Fig.13 High magnification abrasion SEM images of the coating after wear under 2 N load

(a) abrasive chips; (b) plow wrinkle

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图 14 5 N载荷下涂层磨损后的高倍SEM磨痕形貌

（a）自由颗粒；（b）黏着层

Fig.14 High magnification abrasion SEM images of the coating after wear under 5 N load

(a)free particle; (b)adhesive layer

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当增加法向载荷至5 N时, 与2 N的低载荷相比, 此时磨痕处的磨屑明显减少, 但磨屑颗粒的磨损作用却更加强烈, 导致犁沟现象更加严重。如图 14（a）所示, 磨损表面上出现了大量的深度增加、数量增多的犁沟以及自由颗粒和黏着层。这是因为随着载荷增加, 附着在摩擦面上的磨屑颗粒和部分自由颗粒会被更深地压入涂层中, 随着摩擦球的往复运动, 使涂层表面产生塑性变形, 形成较深较大的犁沟。此时, 磨损形式主要为磨粒磨损[34]。同时, 由于载荷增大, 涂层表面的微小凸起会更快地被磨掉或发生塑性变形, 而且摩擦过程中产生高温, 使涂层表面更容易与摩擦球发生粘黏。在持续的往复摩擦运动下, 在涂层磨痕处形成部分黏着层, 如图 14（b）所示。此时, 磨损形式也包括了黏着磨损。

3 结论

（1）涂层由沉积点堆叠铺展形成, 呈橘皮状形貌, 沉积点以喷溅花样展开, 涂层截面形貌无明显缺陷, 涂层较均匀, 涂层与基材之间呈冶金结合, 厚度约为59.67 μm。
（2）电极和涂层均以BCC1和BCC2简单固溶体为主, 还有少量Fe2Ti相化合物, 无序BCC1固溶体在富Al-Ni结构中形成, 有序BCC2固溶体形成于富Fe-Cr结构中。电极材料微观组织呈典型的树枝晶, 枝晶部分以Al, Ti, Ni元素为主, Cr, Fe元素则集中于枝晶间部分。
（3）涂层到基材的硬度呈阶梯式下降, 靠近涂层表面最大硬度值为587.3HV0.2。涂层表面平均硬度值远高于304不锈钢基材达到584.8HV0.2, 且硬度值波动较小。
（4）对304基体和AlCrNiFeTi涂层分别进行2 N与5 N载荷的摩擦磨损测试, 在同种载荷下, 涂层试样的磨损体积小于304不锈钢基材, 磨损率也呈现如此规律。当摩擦载荷增加至5 N时, 磨损体积有所增大, 但磨损率却减小, 此时涂层最小磨损率1.213×10-3 mm3/（N·m）比基材降低28.3%。在2 N载荷下, 其磨损形式为氧化磨损和轻微磨粒磨损；当载荷为5 N时, 其磨损形式主要为磨粒磨损和黏着磨损。

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