Ni-石墨含量對TC4鈦合金表面自潤滑耐磨熔覆層組織與摩擦學性能的影響

張?zhí)靹偅?波，張志強，劉亞楠，薛 鵬

(1 中國民航大學 航空工程學院，天津 300300；2 哈爾濱工業(yè)大學 機電工程學院，哈爾濱 150001；3 中國民航大學 工程技術(shù)訓練中心，天津 300300)

TC4鈦合金是航空發(fā)動機常用的一種重要結(jié)構(gòu)材料，其密度低、比強度高，在減輕發(fā)動機質(zhì)量、提升航空發(fā)動機瞬態(tài)響應等方面發(fā)揮了重要作用[1-3]。但TC4鈦合金摩擦因數(shù)高，在氣流沖蝕、高速氣動載荷等摩擦副環(huán)境較為苛刻的工況下，其服役安全性難以得到有效保證，因此提升TC4鈦合金表面綜合力學性能是民航安全領(lǐng)域普遍關(guān)注的重要課題[4-5]。

目前，激光熔覆已經(jīng)普遍用于TC4鈦合金表面復合功能涂層的制備，并取得了良好的效果[6-8]，如張?zhí)靹偟萚8]通過同軸送粉激光熔覆技術(shù)在TC4鈦合金表面制備的Ti2SC-Ti2Ni鑲嵌結(jié)構(gòu)相自潤滑耐磨涂層，使TC4鈦合金表面減摩、耐磨性能得到了顯著提升。石墨屬于P63/mmc六方晶系，具有典型的層狀結(jié)構(gòu)特征，相比MoS2,WS2等層狀結(jié)構(gòu)潤滑劑來說，石墨的化學穩(wěn)定性和耐高溫性更優(yōu)；h-BN同樣是一種常用層狀潤滑劑，與石墨具有相似的晶體結(jié)構(gòu)(六方晶系)及物化性能，但石墨熔點[9](3652 ℃)更高，且石墨溶解后提供的C溶質(zhì)是制備增強涂層的優(yōu)良原位合成元素。因此，石墨常被用于鈦合金、鎳基合金等多種合金材料表面自潤滑耐磨熔覆層的制備，并取得了良好的應用效果[10-12]。目前，在TC4鈦合金表面以石墨或鎳包石墨作為材料體系的激光熔覆層制備中，石墨作為添加劑的目的主要是原位增強相的合成以及石墨潤滑相的保留。Zhang等[13]在TC4鈦合金表面制備了B4C+石墨耐磨功能熔覆層，結(jié)果表明，石墨溶解后原位合成了TiC增強相，涂層的強度和力學性能顯著提升。張年龍等[14]采用激光技術(shù)在TC4鈦合金表面預置B4C和石墨混合粉末制備了含石墨的自潤滑耐磨涂層，結(jié)果表明，涂層中部分石墨溶解與Ti元素合成了TiC陶瓷相，保留的石墨作為潤滑劑有效降低了涂層的摩擦因數(shù)。以上研究證明，石墨可同時作為耐磨熔覆層和自潤滑耐磨熔覆層制備的有效添加劑，但石墨在上述兩類功能涂層中的溶解和作用機理以及析出和保留機制有待進一步研究和明確。

綜上所述，為了在TC4鈦合金表面成功制備出石墨自潤滑耐磨激光熔覆層，本工作通過同軸送粉激光熔覆技術(shù)分別制備了添加25%(質(zhì)量分數(shù)，下同),35%和45%Ni-石墨(鎳包石墨)的Ni60/TC4/Ni-石墨復合功能涂層，系統(tǒng)研究了涂層組織、相結(jié)構(gòu)關(guān)系及涂層摩擦學性能，旨在為TC4鈦合金在航空領(lǐng)域的安全應用拓展提供一定的理論與實驗依據(jù)。

1 實驗材料與方法

1.1 實驗材料

實驗基材選用TC4鈦合金，切制尺寸為60 mm×40 mm×10 mm的待熔覆試塊，將待熔覆試塊置于無水乙醇中超聲波清洗5 min，清洗后將試塊進行表面噴砂處理，置于真空箱中待用。實驗熔覆材料體系設(shè)計方案見表1，熔覆材料粉末SEM形貌如圖1所示。為滿足同軸送粉激光熔覆的送粉連續(xù)性要求，TC4,Ni60和Ni-石墨均須采用流動性較好的球形或類球形合金粉末，粒度控制在30～105 μm之間，其中TC4粉末粒度約為45～105 μm，Ni60粉末粒度約為40～100 μm，Ni-石墨粉末粒度約為30～100 μm，TC4,Ni60粉末的化學成分如表2所示；本實驗所使用的Ni-石墨(中國金屬冶金研究總院提供)是一種核殼結(jié)構(gòu)的復合粉體材料，粉體內(nèi)部形貌如圖1(d)所示，黑色石墨顆粒表面包覆了一層灰白色鎳殼，化學成分為75%Ni+25%C，圖2為Ni-石墨粉末XRD圖譜。將按比例配制的熔覆粉末置于混粉機中機械混合1 h(轉(zhuǎn)速為200 r/min)，熔覆前將混合好的粉末置于真空干燥箱中恒溫(80 ℃)干燥10 h待用。

圖2 Ni-石墨粉末X射線衍射圖譜

表2 TC4和Ni60粉末化學成分(質(zhì)量分數(shù)/%)

圖1 熔覆材料粉末形貌

表1 涂層熔覆材料體系設(shè)計

1.2 實驗方法

熔覆采用TruDisk 4002光纖激光器，工藝參數(shù)如表3所示。將熔覆后的涂層沿垂直激光掃描方向切制為10 mm×10 mm×10 mm的金相試樣，鑲樣、磨拋處理后用HF∶HNO3∶H2O=1∶1∶20(體積比)的混合溶液進行腐蝕，腐蝕時間15 s。借助相關(guān)實驗設(shè)備對涂層物相組成、宏微觀組織、微區(qū)元素分布、顯微硬度及摩擦磨損性能進行表征，具體表征方法見表4。

表3 激光熔覆工藝參數(shù)

表4 涂層組織及性能表征方法

2 實驗結(jié)果與分析

2.1 涂層成形質(zhì)量

圖3為Ni-石墨含量分別為25%,35%和45%涂層表面滲透著色(DPT-5著色滲透探傷劑)探傷圖，圖4為沿熔覆方向切割，Ni-石墨含量分別為25%,35%和45%涂層橫截面低倍SEM形貌圖。從圖3可以看出，25%Ni-石墨涂層裂紋數(shù)量最多，密度最大，橫向、縱向裂紋交錯生長，形成了網(wǎng)格狀分布特點。這主要是由于添加25%Ni-石墨熔覆材料體系中Ni60占比較大，大量研究表明[15-16]，Ni60含量增加會顯著增加TC4鈦合金表面熔覆層宏微觀裂紋缺陷數(shù)量；而當Ni-石墨含量為45%時，圖4(c)中出現(xiàn)了明顯的A1相團聚偏析，說明此時熔池的對流攪拌程度不夠，固-液相未達到有效的相平衡，導致涂層裂紋增多。

圖3 不同Ni-石墨含量涂層表面滲透探傷圖

從圖4可以看出，三種不同Ni-石墨添加量涂層中均出現(xiàn)了黑色球狀或類球狀相A1，其中25%Ni-石墨涂層存在明顯的裂紋缺陷，A1相數(shù)量較少，主要分布在涂層中上部區(qū)域，分布均勻性較差；35%Ni-石墨涂層A1相數(shù)量明顯增加，分布均勻性較好，未發(fā)現(xiàn)裂紋和孔隙；45%Ni-石墨涂層A1相數(shù)量較25%Ni-石墨涂層有所增加，無明顯缺陷，但A1相分布不均，存在局部團聚現(xiàn)象。

圖4 不同Ni-石墨含量涂層橫截面SEM形貌

2.2 涂層物相分析

圖5為涂層XRD檢測結(jié)果。可以看出，三種不同含量Ni-石墨涂層反應析出物均相同，主要包括Ti2Ni,TiC,TiB2和基體α-Ti，此外，在2θ=26.5°峰位處可見石墨相，說明涂層中石墨自潤滑相得到了有效保留[17]。TiC,TiB2屬于典型的陶瓷增強相，硬度較高(分別約2800,3000HV)[18]，有助于提升涂層耐磨性；而三種涂層XRD結(jié)果中金屬間化合物Ti2Ni的峰值均為最高，說明涂層中Ti2Ni含量最大，Ti2Ni同屬涂層增強相，硬度(約700HV)[19]低于TiC,TiB2，但其脆性特征明顯，不利于涂層成形質(zhì)量的改善與提升，因此，大量Ti2Ni的形成是導致上述三種涂層均出現(xiàn)不同程度裂紋缺陷的原因之一[20-22]。

圖5 不同Ni-石墨含量涂層的X射線衍射圖譜

2.3 涂層顯微組織分析

圖6(a),(b),(c)分別是Ni-石墨添加量為25%,35%和45%的涂層中部組織SEM圖?？梢钥闯?，涂層中主要包括黑色球狀相A1，部分垂直于A1表面生長的棒狀相A2，粗大枝晶狀相A3，不規(guī)則塊狀相A4，晶界組織A5和基體相A6，值得注意的是黑色球狀相A1外圍附著了明顯的包裹層(A7相)。分別對上述各物相進行EDS檢測分析，檢測結(jié)果如表5所示，其中黑色球狀相A1內(nèi)部只含C元素；棒狀相A2、枝晶狀相A3和包裹層A7主要由Ti和C組成，原子比接近1∶1；不規(guī)則塊狀相A4和晶界組織A5主要由Ti和Ni構(gòu)成，原子比接近2∶1；涂層基體相A6中Ti含量大于55%。結(jié)合XRD測試結(jié)果可知，A1相為石墨，A2,A3和A7相為TiC，A4和A5為Ti2Ni，基體相A6為α-Ti。

圖6 不同Ni-石墨含量涂層中部微觀組織SEM形貌

表5 涂層中各物相EDS檢測結(jié)果(原子分數(shù)/%)

在高能激光作用下，本實驗三種材料體系均形成了富Ti的熔池環(huán)境，根據(jù)上述檢測分析結(jié)果可以推斷，熔池中主要發(fā)生的合成反應如下[23]：

Ti+C=TiC

(1)

2Ti+Ni=Ti2Ni

(2)

Ti+2B=TiB2

(3)

熔池中部分石墨溶解后提供的C元素在富Ti環(huán)境中與Ti元素合成了大量陶瓷增強相TiC，從涂層的組織結(jié)構(gòu)來看，TiC在涂層中主要以三種形態(tài)分布，第一種是樹枝晶狀TiC，這是TiC常見的反應析出形式，主要與TiC的晶體結(jié)構(gòu)和熱力學條件密切相關(guān)，TiC為典型的NaCl對稱晶體結(jié)構(gòu)，熔池中反應合成的初晶TiC通常以等軸球形顆粒析出，由于TiC液相線斜率過大，因此隨著熔池溫度的逐步降低，TiC將產(chǎn)生明顯的成分過冷現(xiàn)象，最終生長成為粗大樹枝晶狀相[24]；第二種是石墨表面附著的TiC包覆層，這主要是由石墨在富Ti熔池中暴露形成，Ti原子在石墨表面擴散形成TiC包覆層后，附近熔池將出現(xiàn)貧C富Ti的特征環(huán)境，導致TiC難以長大，最終以等軸初晶形式在石墨表面鋪展包覆；此外，一旦石墨表面TiC包覆層生成，由于石墨導熱性極好，且垂直于石墨表面方向散熱最快，所以垂直于TiC包覆層方向部分初晶TiC將擇優(yōu)形成柱狀晶，也就是涂層中TiC的第三種形態(tài)。涂層中Ti2Ni的大量合成源于Ni60和石墨的Ni包覆層熔融后提供的大量Ni元素與Ti反應，Ti2Ni在涂層中通常以晶界組織和不規(guī)則塊狀相形式存在，其脆性特征將增加涂層沿晶界開裂風險，增大涂層開裂敏感性[20-22]。由于熔池中B元素主要由Ni60(B質(zhì)量分數(shù)<4.5%)提供，因此TiB2合成量較小，在涂層中暫未發(fā)現(xiàn)明顯特征相。

2.4 涂層EPMA分析

為了進一步對涂層組織進行詳細表征，揭示涂層中各類析出相的形成特點和分布規(guī)律，實驗采用電子探針(EPMA)對涂層微區(qū)進行了檢測分析，如圖7所示。從圖7(a),(b)可以看出，石墨外圍區(qū)域Ti,C元素主要以樹枝晶形式存在，石墨表面區(qū)域Ti,C元素形成了包覆層和少量垂直于石墨表面生長的柱狀晶，這與TiC的SEM表征結(jié)果一致；從圖7(a),(c)可以看出，在富Ti環(huán)境下B元素主要以短棒狀和少量顆粒狀形式存在，且含量較低，結(jié)合XRD檢測結(jié)果可判定為TiB2特征相；圖7(a),(d)表明Ti,Ni元素在涂層中主要以晶界和不規(guī)則塊狀體形式存在，結(jié)合XRD檢測結(jié)果可判定為Ti2Ni，這與SEM表征結(jié)果一致；圖7(a),(e),(f),(g)顯示除少量Cr元素在石墨表面偏析外，大部分Cr,Al和V元素與Ti元素的分布規(guī)律一致，結(jié)合XRD和EDS檢測結(jié)果分析可知，Cr,Al和V為基體α-Ti固溶元素，可對涂層起到固溶強化作用。從背散射圖7(h)可以發(fā)現(xiàn)，Ti2Ni在涂層中分布均勻，且與TiC在涂層中形成了依附交錯生長的結(jié)構(gòu)特點，構(gòu)成了TiC-Ti2Ni復合結(jié)構(gòu)相，但TiC-Ti2Ni復合相界面錯配關(guān)系有待進一步研究。

圖7 35%Ni-石墨涂層微區(qū)元素分析結(jié)果

上述實驗現(xiàn)象為本實驗體系熔覆層引入了兩個重要關(guān)注點，第一是石墨表面附著的TiC包覆層，如果該包覆層與石墨形成了共格或半共格錯配關(guān)系，那么TiC包覆層將可有效抑制石墨在高溫熔池中的進一步溶解，使涂層有效保留石墨相，從而實現(xiàn)涂層的自潤滑減摩功效，也為該類涂層的研發(fā)與制備提供了重要的研究思路；第二是TiC,Ti2Ni若在涂層中形成TiC-Ti2Ni共格或半共格復合生長相，則將有效避免脆性相Ti2Ni在涂層中的團聚偏析，降低涂層開裂風險；因此，為了進一步探究石墨與TiC,TiC與Ti2Ni的依附生長關(guān)系，本工作采用Bramfitt提出的二維點陣錯配度來分析計算石墨-TiC,TiC-Ti2Ni之間的晶格界面錯配度，在石墨與TiC關(guān)系中，未溶解的石墨為形核基底，TiC包覆層為形核相；TiC與Ti2Ni關(guān)系中，高熔點TiC為形核基底，Ti2Ni為形核相。Bramfitt提出的二維點陣錯配度δ定義如下[25]：

(4)

式中：(hkl)s為基底的低指數(shù)晶面；[uvw]s為(hkl)s的低指數(shù)晶向；d[uvw]s為[uvw]s晶向的原子間距；(hkl)n為結(jié)晶相的低指數(shù)晶面；[uvw]n為(hkl)n的低指數(shù)晶向；d[uvw]n為[uvw]n晶向的原子間距；θ為[uvw]s和[uvw]n低指數(shù)晶向夾角；i表示低指數(shù)晶面上三個低指數(shù)晶向的第i個。

表6 石墨、TiC和Ti2Ni晶格參數(shù)

表7 石墨-TiC，TiC-Ti2Ni二維點陣錯配度計算結(jié)果

從上述分析可知，由于石墨與TiC的錯配度值接近12%，屬于臨近失效的異質(zhì)形核生長關(guān)系，因此石墨表面附著的TiC包覆層穩(wěn)定性較差，在熔池強烈循環(huán)攪拌過程中，將導致部分包覆于石墨外表面的TiC層脫落，甩落到周圍的熔液中，但裸露的石墨表面仍處于富Ti熔池環(huán)境下，因此石墨表面會再次形成TiC包覆層，上述過程的循環(huán)往復將導致石墨顆粒在熔池中不斷被消耗。圖8是35%Ni-石墨涂層捕捉到的一個石墨相SEM圖片，可以看出，TiC包覆層在石墨相的左下方區(qū)域出現(xiàn)了部分缺口，并未形成完整的包覆結(jié)構(gòu)，這可能是TiC與石墨晶面錯配不穩(wěn)定造成的結(jié)果；在熔池中循環(huán)滾動的石墨表面不斷甩落TiC，有助于提升TiC在涂層中的分布均勻性，甩落后的TiC在熔池中擁有足夠的生長空間和溶質(zhì)條件，最終將形成粗大樹枝晶狀相，因此圖7(h)顯示TiC樹枝晶圍繞石墨呈均勻彌散分布狀態(tài)；隨著熔池溫度的進一步降低，當滿足Ti2Ni的反應析出條件時，由于Ti2Ni與TiC之間滿足共格錯配關(guān)系，因此Ti2Ni將以TiC為形核基底形核長大，形成TiC-Ti2Ni復合結(jié)構(gòu)相，這樣的優(yōu)勢在于：TiC一方面細化了Ti2Ni組織；另一方面，彌散分布的TiC樹枝晶增加了Ti2Ni在涂層中的分布均勻性，這也解釋了圖7(h)中Ti2Ni分布均勻且與TiC交錯生長的規(guī)律特點。

圖8 35%Ni-石墨涂層中部TiC包覆石墨SEM圖

綜上所述，本實驗材料體系形成的富Ti熔池中，石墨表面的TiC包覆層對石墨有一定的緩解溶解作用，但石墨與TiC結(jié)合界面錯配關(guān)系穩(wěn)定性較差，如果石墨添加量不足或熔池停留時間過長，石墨相則難以作為固體自潤滑劑有效保留于涂層中。

2.5 涂層顯微硬度

圖9為三種添加不同比例Ni-石墨涂層橫截面硬度打點分布圖?？梢钥闯觯N涂層硬度整體呈下降趨勢，由于熔覆過程中送粉氣和保護氣對熔池表面的激冷作用，導致三種涂層的表面硬度均達到了最高值，約在790～830HV0.5之間。25%,35%和45%Ni-石墨涂層平均顯微硬度分別為733.8,709.6HV0.5和676.9HV0.5，較TC4基材(376.5HV0.5)分別提升了1.95,1.88倍和1.80倍。隨著Ni-石墨添加量的增加，涂層平均顯微硬度逐漸降低，這主要歸因于：(1)Ni60含量增加可顯著提升涂層硬度[30]，25%Ni-石墨涂層的Ni60添加量最多，因此涂層硬度最大；(2)研究表明，復合材料的硬度、強度等力學性能隨石墨含量的增加而降低[31]；(3)Ni,Al,Cr,V等合金元素固溶于基體相中可對涂層起到固溶強化作用，且固溶合金元素數(shù)量越多，固溶效果越顯著，涂層硬度越高。分別對三種涂層基體相進行EDS分析(見表8)，可以看出，隨著Ni-石墨添加量的增加，涂層基體相中固溶的合金元素數(shù)量逐漸減少，因此涂層硬度逐漸降低。

圖9 不同Ni-石墨含量涂層橫截面顯微硬度分布曲線

表8 不同Ni-石墨含量涂層基體相EDS分析(原子分數(shù)/%)

2.6 涂層摩擦學性能

圖10為涂層與基材的摩擦因數(shù)曲線和磨損率。從圖10(a)可以看出，25%,35%,45%Ni-石墨涂層和基材平均摩擦因數(shù)分別為0.41,0.09,0.10和0.46。其中25%Ni-石墨涂層摩擦因數(shù)較基材有所降低，但波動依然明顯，這主要是由于25%Ni-石墨涂層中石墨含量較少，對磨過程中石墨未得到及時供給，隨著摩擦磨損的進行，潤滑膜無法循環(huán)再生，涂層表面未形成連續(xù)有效的潤滑膜，導致摩擦因數(shù)雖有下降，但仍表現(xiàn)出強烈的波動特性。隨著Ni-石墨含量的增加，當Ni-石墨添加量達到35%時，涂層摩擦因數(shù)最低(0.09),較基材大幅度下降，降幅約80.4%，波幅近直線特征分布，主要原因是涂層中石墨含量充裕且分布均勻，擠壓摩擦形成的平穩(wěn)連續(xù)石墨潤滑膜有效填充至涂層表面，促使涂層摩擦因數(shù)大幅度下降，波幅顯著降低；當Ni-石墨含量增至45%時，由于涂層中石墨含量過多，在涂層中形成了石墨偏析團，涂層在對磨過程中形成了黏彈阻力[32]，因此，相比35%Ni-石墨涂層來說，45%Ni-石墨涂層摩擦因數(shù)出現(xiàn)小幅度上升和波動。從圖10(b)可以看出，25%,35%和45%Ni-石墨涂層磨損率分別為3.45×10-4,3.70×10-4mm3·N-1·m-1和3.74×10-4mm3·N-1·m-1，較基材(4.94×10-4mm3·N-1·m-1)分別下降了約30.2%,25.1%和24.3%，與基材相比，三種不同Ni-石墨添加量涂層耐磨性能均得到有效提升。

圖10 不同Ni-石墨含量涂層和基材的摩擦因數(shù)(a)與磨損率(b)

圖11與圖12為TC4基材與涂層磨損表面白光干涉檢測結(jié)果。其中圖12(a)為圖11中涂層與基材磨損表面沿Y軸橫截面輪廓曲線，圖12(b)為涂層與基材磨損表面粗糙度，可以看出，25%Ni-石墨涂層磨損表面粗糙度較基材下降了約33.6%，磨損表面凸峰和凹坑特征較基材明顯減少；35%Ni-石墨涂層和45%Ni-石墨涂層磨損表面粗糙度相等，較基材下降了50.4%，磨損表面平整度較25%Ni-石墨涂層進一步提升，其中35%Ni-石墨涂層磨損表面粗糙度振幅范圍波動最小，因此為磨損表面平整度最優(yōu)涂層。以上實驗結(jié)果表明：雖然45%Ni-石墨涂層引入材料體系中的Ni-石墨顆粒更多，但減摩性能并未得到進一步改善，這主要是因為涂層中石墨潤滑相數(shù)量過多而導致了團聚偏析(見圖4(c))，不僅加劇了減摩性能波動，同時也增加了涂層開裂風險(見圖3(c))。

圖11 不同Ni-石墨含量涂層和基材磨損表面白光形貌

圖12 不同Ni-石墨含量涂層與基材磨損輪廓(a)和粗糙度(b)

圖13為涂層和TC4基材磨損表面SEM形貌?？梢钥闯?，TC4基材磨損表面出現(xiàn)了大面積磨損剝落和塑性變形，粗大的磨損犁溝貫穿涂層磨損表面，磨損機理為黏著磨損；25%Ni-石墨涂層磨損表面磨損剝落現(xiàn)象明顯改善，除局部出現(xiàn)少許塑性變形外，大量顆粒狀磨屑分布于磨損表面，磨粒磨損特征明顯；35%Ni-石墨和45%Ni-石墨涂層磨損表面出現(xiàn)了大量平行排布的細長劃痕，磨損剝落和塑性變形特征消失，未出現(xiàn)大面積磨屑堆砌現(xiàn)象，經(jīng)EDS檢測，裸露于磨損表面的黑色不規(guī)則塊狀物為石墨自潤滑相，由此可見，35%Ni-石墨和45%Ni-石墨涂層生成了石墨嵌入式磨損表面，形成了典型的自潤滑耐磨涂層，在此條件下，當對磨球在涂層表面擠壓并往復滑動時，石墨潤滑相將被對磨球碾展擠出并附著于涂層和對磨球表面，將涂層與對磨球之間的硬質(zhì)干摩擦變?yōu)闈櫥づc潤滑膜之間的滑動摩擦，因此，涂層摩擦因數(shù)大幅度降低，有效防止了涂層因?qū)δデ蚰雺憾纬傻谋罁p剝離，磨損機制為輕微的磨粒磨損。

圖13 基材和不同Ni-石墨含量涂層磨損形貌

3 結(jié)論

(1)在TC4表面制備了25%,35%和45%Ni-石墨添加的TC4/Ni60/Ni-石墨自潤滑耐磨復合涂層，不同含量Ni-石墨涂層生成相相同，主要包括TiC,TiB2,Ti2Ni,石墨以及基體α-Ti，其中35%Ni-石墨涂層成形質(zhì)量最優(yōu)。

(2)不同含量Ni-石墨涂層中均形成了TiC包裹石墨的半共格復合結(jié)構(gòu)相和TiC,Ti2Ni交錯生長的共格復合結(jié)構(gòu)相；半共格TiC包覆層可緩解熔池中石墨顆粒的溶解，TiC-Ti2Ni復合結(jié)構(gòu)相有效細化了Ti2Ni組織，增加了Ti2Ni分布均勻性，降低了涂層開裂風險。

(3)涂層中隨著Ni-石墨含量的增大，涂層平均顯微硬度呈逐漸下降趨勢，其中25%Ni-石墨涂層平均顯微硬度最高，較基材提升約1.95倍；45%Ni-石墨涂層平均顯微硬度最低，較基材提升約1.80倍；涂層中Ni-石墨的加入均可有效降低涂層摩擦因數(shù)，其中35%Ni-石墨涂層摩擦因數(shù)最低(0.09)，較基材降幅約80.4%，且磨損表面平整度最優(yōu)，減摩性能最好；不同含量Ni-石墨涂層磨損機制均為磨粒磨損。