內(nèi)生氧化鋁顆粒增強(qiáng)高熵復(fù)合涂層的制備及其減摩性能的研究

唐秋逸，紀(jì)秀林，段峻，王輝，張映桃

（河海大學(xué) 機(jī)電工程學(xué)院，江蘇 常州 213022）

由于高熵合金的原料中常常含有貴金屬元素，且制備尺寸有限，使得高熵合金塊體材料在實際工程應(yīng)用中受到制約。隨著加工技術(shù)的發(fā)展，多種表面加工技術(shù)被應(yīng)用于高熵合金涂層的制備。其中，激光熔覆因其快熱快凝的特點，能使涂層與基體之間呈冶金結(jié)合[1-3]，既保留了高熵合金優(yōu)異的物理性能，也顯著降低了高熵合金的使用成本。所以，使用激光熔覆技術(shù)在廉價基體材料上制備的高熵合金涂層，具有廣闊的應(yīng)用前景。大量的研究表明，高熵合金涂層具有優(yōu)異的耐磨性能[4]。例如，NiCrAlCoMo 的耐磨性能高于AISI1050 鋼[5]；Al2CrFeCoxCuNiTi（x=0.5, 1, 1.5, 2）的耐磨性能是Q235 鋼的3 倍以上[6]；Al3CrFeCoNiCu的耐磨性能約為軸承鋼的4 倍[7]等。同時，化學(xué)成分的改變對高熵合金涂層耐磨性能的影響也得到了廣泛的關(guān)注。Ji 等[7]采用放電等離子燒結(jié)技術(shù)在碳鋼基板上制備了AlxCrFeCoNiCu 高熵合金涂層，發(fā)現(xiàn)涂層的磨損質(zhì)量損失隨著Al 含量的增加而降低。在所有的成分中，Al3CrFeCoNiCu 具有最低的質(zhì)量損失，Al2CrFeCoNiCu 具有最低的滑動摩擦系數(shù)。有學(xué)者在高熵合金涂層中引入了第二相強(qiáng)化，發(fā)現(xiàn)涂層的耐磨性能得到明顯提升。張琪等[8]采用激光熔覆技術(shù)在Q235 鋼表面制備了FeCoCrNiB 涂層，并分別加入質(zhì)量分?jǐn)?shù)為5%、10%、20%的WC。隨著WC 含量的增加，涂層的質(zhì)量損失減少，當(dāng)涂層中WC 的質(zhì)量分?jǐn)?shù)為20%時，其質(zhì)量損失是未添加WC 涂層的質(zhì)量損失的1/7。在引入第二相強(qiáng)化時，除了直接添加陶瓷顆粒外，還有一種通過內(nèi)生化學(xué)反應(yīng)生成硬質(zhì)相的方法，可使第二相顆粒與涂層獲得更好的結(jié)合能力[9]。陳國進(jìn)等[10]采用激光熔覆技術(shù)在Q235 鋼板上制備了FeCoCrNiBx（x=0.5, 0.75, 1.0, 1.25）高熵合金涂層。隨著B 含量的增加，原位生成硼化物，使該涂層的耐磨性逐漸提高。肖海波等[11]將混合好的Cr2O3、MnO2、Fe2O3、Co、Ni、Al 粉末在氬氣氛圍的反應(yīng)爐中進(jìn)行鋁熱反應(yīng)，去除因密度較小上浮至合金表面形成的Al2O3雜質(zhì)層，得到CoCrFeMnNi 高熵合金塊體材料。Al2O3是一種硬度高、耐磨好的材料，若能將反應(yīng)生成的Al2O3作為第二相保留在高熵合金內(nèi)，有望提升其耐磨性能。為此，本工作在激光熔覆過程中，利用Al 粉末還原過渡族金屬元素的氧化物，在Q235 鋼表面制備了內(nèi)生Al2O3陶瓷顆粒增強(qiáng)的AlxCoCrFeNi（x=0, 0.3, 1, 1.5, 2）高熵復(fù)合涂層，并研究Al 含量的變化對其摩擦學(xué)性能的影響。

1 試驗

將純度超過98%、粒度為100～200 目的Al、Co2O3、Cr2O3、Fe2O3、Ni2O3金屬及金屬氧化物粉末按表1 的比例進(jìn)行配料。采用ND7 型行星式球磨機(jī)混合粉末。球磨罐和磨球的材質(zhì)為氧化鋁，磨球直徑為5～20 mm，球磨時間為24 h?；w選用Q235 鋼板，打磨平整后，進(jìn)行噴砂處理（砂粒粒徑約50～200 目）。將混合粉末調(diào)成糊狀后，涂覆在基體表面，該預(yù)鋪粉的黏結(jié)劑為4.5%（質(zhì)量分?jǐn)?shù)，下同）的聚乙烯醇水溶液，預(yù)鋪粉涂層的厚度約為200 μm。涂覆樣品放在DZF-6050 型真空干燥箱中，干燥3 h，設(shè)定干燥溫度為60 ℃。試驗所用激光器為GD-ECYW300 型脈沖式光纖激光器，加工參數(shù)為：光斑直徑0.6 mm，峰值功率3.8 kW，頻率18 Hz，脈寬3 ms，加工速率180 mm/min，搭接率50%。行走路徑為多道直線，加工過程中，使用氬氣進(jìn)行保護(hù)。噴砂、敷粉、激光熔覆工序重復(fù)6 次，得到逐層制備（共6 層）內(nèi)生Al2O3陶瓷顆粒的AlxCoCrFeNi（x=0, 0.3, 1, 1.5, 2）高熵復(fù)合涂層，如圖1 所示，分別記為Al0、Al0.3、Al1、Al1.5、Al2。激光熔覆后，將試樣切割成10 mm×10 mm×10 mm 和20 mm×10 mm×10 mm 的塊狀，以便進(jìn)行電化學(xué)檢測和摩擦學(xué)測試。

圖1 預(yù)置粉末法制備激光熔覆涂層Fig.1 Preparation of laser cladding coating by pre-set powder method

表1 AlxCoCrFeNi 高熵合金粉末的化學(xué)成分Tab.1 Chemical composition of AlxCoCrFeNi high-entropy alloy powder wt.%

采用GX71 型奧林巴斯金相顯微鏡及JSM-6700F型場發(fā)射掃描電鏡觀察高熵合金的組織形貌，并用其附帶的能譜儀測試合金的微區(qū)成分。采用XRD-7000型X 射線衍射儀分析合金涂層的相組成，條件為：Cu 靶，電壓40 kV，電流40 mA，掃描角度30°～95°，掃描速度4 (°)/min。維氏硬度測試選用TUKON2100顯微/維氏硬度計，試驗過程中，加載為0.196 N，保壓10 s，測7 組數(shù)據(jù)，取平均值作為最后結(jié)果。布氏硬度測試選用HB-3000D 型布氏硬度計，試驗力為1.839 kN，壓頭直徑為500 mm，保壓12 s。通過XPS來研究磨痕表面的分子結(jié)構(gòu)和原子價態(tài)信息，所用設(shè)備為Thermo ESCALAB 250Xi 型X 射線光電子能譜儀。拉曼光譜是基于拉曼散射效應(yīng)來研究分子結(jié)構(gòu)的分析方法，本試驗選用Horiba LabRAM HR Evolution高分辨拉曼光譜儀對磨痕進(jìn)行拉曼測試，激光波長為532 nm。

摩擦學(xué)測試在自制的往復(fù)式摩擦磨損試驗機(jī)上進(jìn)行。對磨材料為直徑6 mm 的ZrO2陶瓷球。采用以下測試參數(shù)：滑動速度為1000 mm/min，摩擦載荷為10 N，行程長度為10 mm，總滑動距離為240 m，環(huán)境為空氣。采用測力計持續(xù)記錄摩擦力來獲得摩擦系數(shù)。通過表面粗糙度儀測定磨痕的橫截面輪廓來獲得磨損率，并利用軟件計算多次測量的磨痕的平均橫截面積，最后計算單位載荷和摩擦距離的磨損體積，得到涂層的體積磨損率δ，如公式（1）所示。

式中：V為磨損體積，F(xiàn)為載荷，S為摩擦距離。

2 結(jié)果與分析

2.1 高熵復(fù)合涂層的組織結(jié)構(gòu)

圖2a 是Al0、Al0.3、Al1、Al1.5、Al2 的X 射線衍射圖譜。從圖中可以看出，Al0、Al0.3 和Al1 涂層主要由BCC 相和少量FCC 相組成。隨著Al 含量的上升，F(xiàn)CC 相的峰逐漸減弱。在Al1.5 和Al2 中，F(xiàn)CC 相的衍射峰完全消失，涂層由單一的BCC 相組成。這表明Al 元素的增加促使FCC 相向BCC 相轉(zhuǎn)變。這是由于，合金中較多的合金元素帶來更高的混合熵，自由能不足以反應(yīng)形成復(fù)雜的金屬間化合物。而相比Fe、Co、Cr、Ni 元素，Al 元素具有更大的原子半徑，從而引起較大的晶格畸變，形成了BCC 相[12]。從圖2b 也可以看出，隨著Al 含量的增加，BCC 的峰向2θ角減小的方向發(fā)生偏移[13]，說明Al 的添加使晶格常數(shù)增大，撐大了晶面間距，晶格畸變增加。

圖2 AlxCoCrFeNi 高熵復(fù)合涂層的物相組成Fig.2 XRD spectra (a) and FCC enlarged drawing (b) of AlxCoCrFeNi(x=0, 0.3, 1, 1.5, 2) high-entropy composite coatings

圖3 為Al2 涂層的微觀組織形貌及其中顆粒相的EDS 分析結(jié)果?？梢杂^察到，在涂層中存在一些納米級的顆粒。對該顆粒進(jìn)行能譜分析發(fā)現(xiàn)，其主要組成元素為Al 和O 元素，并且元素含量的物質(zhì)的量之比近似為2∶3。這證實該納米顆粒即為Al2O3陶瓷顆粒。

圖3 Al2CoCrFeNi 高熵復(fù)合涂層的組織形貌和能譜分析圖Fig.3 Microstructure and energy spectrum analysis diagram of Al2CoCrFeNi high-entropy composite coating

圖4 為Al0、Al1、Al2 涂層顯微組織結(jié)構(gòu)的掃描電子顯微形貌。從圖4 中可以看出，Al0、Al1、Al2 的顯微組織均為典型的樹枝狀晶（DR）和晶間組織（ID）。值得注意的是，Al0 的組織比較粗大，而Al2 的組織結(jié)構(gòu)明顯得到細(xì)化。這可能是由于Al 元素含量的增加，提高了鋁熱反應(yīng)的幾率，促進(jìn)了高熵合金的形核數(shù)量，阻礙了晶粒的粗化[14]，從而使組織細(xì)化。

圖4 AlxCoCrFeNi（x=0, 1, 2）高熵復(fù)合涂層的組織形貌Fig.4 Microstructure of AlxCoCrFeNi (x=0, 1, 2) high-entropy composite coatings

2.2 高熵復(fù)合涂層的硬度

圖5 是Al0、Al0.3、Al1、Al1.5、Al2 涂層以及Q235 基體的維氏和布氏硬度曲線?？梢园l(fā)現(xiàn)，相較于基體，各成分涂層的硬度都明顯提高。但各成分之間的硬度沒有表現(xiàn)出明顯的差異，而且相同成分的涂層的硬度也有較大的波動。最高的硬度可達(dá)510HV，而最低的硬度僅為370HV。這主要是由于激光熔覆的圓形實心光斑能量呈高斯分布，其特點是中心能量大，邊緣能量小，在激光熔覆過程中，可能造成熔覆層中間過燒而邊緣熔化不足[15]。而且組織形貌與激光路徑一致，涂層表現(xiàn)出一定的不均勻性。此外，Al2O3納米顆粒的分布也會影響涂層局部區(qū)域的硬度。

圖5 AlxCoCrFeNi（x=0, 0.3, 1, 1.5, 2）高熵復(fù)合涂層的硬度Fig.5 Hardness diagram of AlxCoCrFeNi (x=0, 0.3, 1, 1.5, 2)high-entropy composite coatings

2.3 高熵復(fù)合涂層的摩擦學(xué)性能

圖6 為高熵復(fù)合涂層的摩擦系數(shù)曲線。高熵復(fù)合涂層的滑動摩擦系數(shù)均低于Q235 基體。同時，隨著Al 含量的上升，高熵復(fù)合涂層的摩擦系數(shù)逐漸下降，Al2 的摩擦系數(shù)最小，約為0.15。值得注意的是，在摩擦前半程中，Al1.5 的摩擦系數(shù)表現(xiàn)出一個較低的狀態(tài)，而在某一時刻摩擦系數(shù)突然上升，并保持較高的摩擦系數(shù)。而在12 000 次往復(fù)摩擦過程中，Al2 的摩擦系數(shù)均保持較低的水平。在摩擦過程中，因摩擦熱的產(chǎn)生，涂層表面受到氧化，可形成具有一定潤滑作用的氧化保護(hù)膜。在摩擦過程的前期，Al1.5 因該氧化膜的存在也表現(xiàn)出較低的摩擦系數(shù)。但在摩擦過程的后期，可能由于Al 含量的不足導(dǎo)致該氧化膜發(fā)生變化，并在剪切力作用下發(fā)生剝落。氧化膜的破裂剝落是摩擦系數(shù)升高的主要原因之一。由于氧化膜剝落，潤滑作用減弱，并在之后的摩擦過程中始終保持著高摩擦系數(shù)。為證實這一推測，下文對磨痕表面進(jìn)行了進(jìn)一步的表征與分析。

圖6 AlxCoCrFeNi（x=0, 0.3, 1, 1.5, 2）高熵復(fù)合涂層的摩擦系數(shù)曲線Fig.6 Friction coefficient curves of AlxCoCrFeNi (x=0, 0.3, 1,1.5, 2) high-entropy composite coatings

圖7 為10 N 載荷下高熵復(fù)合涂層的磨擦系數(shù)和磨損率。從圖7 中可以看到，高熵復(fù)合涂層的耐磨性能相較于基體有很大的提升，且隨著Al 含量的增加，涂層的耐磨性能進(jìn)一步提高。在Al2 處表現(xiàn)出最佳的耐磨性能，其磨擦系數(shù)為Q235 的1/4，磨損率約為Q235 的1/38。觀察圖4 的組織可知，Al 含量的增加可以細(xì)化晶粒。隨著晶粒的細(xì)化，晶界增多，位錯密度升高，當(dāng)位錯滑移至晶界處時，使位錯產(chǎn)生糾纏，形成位錯塞積，阻礙了位錯的繼續(xù)滑移，增加了高熵合金涂層的變形抗力。強(qiáng)度和韌性的提高有效地提升了涂層的耐磨性能[16]。

從圖8a—d 可以看出，Al0、Al0.3、Al1、Al1.5的磨痕表面有明顯的逐層剝落現(xiàn)象，涂層的主要磨損形式是氧化磨損和疲勞磨損[17]。這是由于表面接觸應(yīng)力較大而摩擦力較小，在平行于磨球和涂層相對運動的方向，摩擦層以下的部分萌生裂紋。隨著摩擦的進(jìn)行，一方面，表層最外側(cè)發(fā)生氧化，形成氧化膜；另一方面，氧化膜下方的表層內(nèi)側(cè)薄弱區(qū)域萌生裂紋，并產(chǎn)生微裂紋擴(kuò)展，進(jìn)而形成與表面垂直或傾斜的分支裂紋。這些裂紋的形成和發(fā)展又進(jìn)一步促進(jìn)了表層氧化。在圖8e 中可以看到，在Al2 表面沒有產(chǎn)生明顯的摩擦層，除了熔覆產(chǎn)生的凹坑缺陷外，磨痕表面只有一些輕微劃擦的犁溝，涂層的主要磨損形式是輕微的磨粒磨損。Al2 平滑的磨痕形貌與圖6、圖7 的低摩擦系數(shù)相吻合。

圖7 AlxCoCrFeNi（x=0, 0.3, 1, 1.5, 2）高熵復(fù)合涂層的摩擦系數(shù)和磨損率Fig.7 Friction coefficient and wear rate of AlxCoCrFeNi (x=0, 0.3, 1, 1.5, 2) high-entropy composite coatings: a) coefficient of friction; b) wear rate

圖8 AlxCoCrFeNi（x=0, 0.3, 1, 1.5, 2）高熵復(fù)合涂層的磨痕形貌Fig.8 Wear scar morphologies of AlxCoCrFeNi (x=0, 0.3, 1, 1.5, 2) high-entropy composite coatings

為了探究涂層在摩擦過程中生成的氧化膜的成分，利用X 射線光電子能譜儀（XPS）對Al1、Al2在10、20 N 載荷下的磨痕表面進(jìn)行檢測。對載荷為10 N 作用下的Al1、Al2 的磨痕表面分析發(fā)現(xiàn)，由于基體的稀釋作用，涂層中Fe 元素的含量高于預(yù)期，如表2 所示。因此，F(xiàn)e 元素在磨損過程中的存在形式對磨損機(jī)理也有重要影響。對其中的Fe 和O 元素進(jìn)行了分峰擬合，如圖9 所示。在530 eV 和531.1 eV處，發(fā)現(xiàn)O1s 的特征峰，其中結(jié)合能較低的特征峰來自于Fe2O3及Fe3O4鍵，較高結(jié)合能的特征峰對應(yīng)Al2O3中的O1s[18]。對Fe 元素進(jìn)行分峰擬合得到的8個峰所對應(yīng)的成分如表3 所示。結(jié)合O1s 的能譜分析，F(xiàn)e 元素在磨痕表面主要以Fe、Fe2O3和Fe3O4的形式存在。綜合Fe、O 的分峰擬合結(jié)果，可以得出，Al1、Al2 分別在10、20 N 的載荷下進(jìn)行12 000 次往復(fù)磨損后，磨痕表面發(fā)生氧化磨損，其氧化膜的組成均為Al2O3、Fe2O3和Fe3O4。且各磨痕中氧化膜的主要組成均為Al2O3、Fe2O3和Fe3O4，沒有發(fā)生改變，說明氧化膜占比的變化是影響氧化膜性質(zhì)的關(guān)鍵因素。對比Al1 和Al2 在10 N 載荷下磨痕表面的Fe 元素各峰占比的情況（表3）可以看到，隨著Al 含量的上升，Al2 中Fe3+的占比相對于Al1 下降，而Fe2+的占比明顯上升。這說明Al2 磨痕表面處Fe3O4的含量相較于Al1 大幅上升，相對的，F(xiàn)e2O3的含量下降。

表2 Al1 和Al2 磨痕表面的元素成分Tab.2 Elemental composition of Al1 and Al2 wear scar surface wt.%

圖9 Al1CoCrFeNi 和Al2CoCrFeN 高熵復(fù)合涂層在10 N 載荷下磨痕的Fe、O 元素的分峰擬合Fig.9 Fe and O peak fitting diagram of Al1CoCrFeNi and Al2CoCrFeNhigh-entropy composite coating under 10 N

表3 在載荷10 N 下Al1 和Al2 涂層磨痕中Fe 元素各峰占比Tab.3 Proportion of each peak of Fe element in the worn surfaces of Al1 and Al2 under 10 N sliding at.%

為了探究Al1.5 及Al2 產(chǎn)生低摩擦系數(shù)的原因，進(jìn)一步分析磨痕中Al2O3、Fe2O3、Fe3O4的含量變化與摩擦系數(shù)的關(guān)系。圖10 為Al1 和Al2 在10、20 N載荷下磨痕的拉曼圖譜，結(jié)合參考文獻(xiàn)，對拉曼圖譜中的峰進(jìn)行標(biāo)定，如表4 所示。在212、274、385 cm–1處的譜峰分別對應(yīng)Al—O 的轉(zhuǎn)動、Fe3O4的Eg(1)振動模式、Al2O3的Eg 振動模式，而相應(yīng)的在470、650、1289 cm–1處的譜峰對應(yīng)Fe2O3的振動模式。對比Al1和 A l 2 的拉曼圖譜可以發(fā)現(xiàn)，在載荷為 1 0、20 N 下Al1 的譜圖與Al2 在20 N 載荷下的圖譜相似，而與Al2 在10 N 下圖譜的主要差異為，對應(yīng)Fe2O3峰的平坦化。結(jié)合上文摩擦系數(shù)的分析可知，涂層在摩擦磨損過程中，由于Al 元素的氧化能力比Fe 元素強(qiáng)，Al 的優(yōu)先氧化抑制了Fe 元素的氧化，導(dǎo)致摩擦層中部分Fe 元素不能充分氧化成+3 價，而只能氧化成+2 價。進(jìn)而引起摩擦層中Fe2O3的占比下降，F(xiàn)e3O4的占比上升。另一方面，F(xiàn)e3O4本身具有很好的自潤滑作用，作為潤滑材料添加劑能很好地降低摩擦系數(shù)[19]。因此，在10 N 下，Al2 摩擦層中含有相對更多的Fe3O4，所以在往復(fù)摩擦中表現(xiàn)出最低的摩擦系數(shù)。同時，隨著Al 元素含量上升，在氧化磨損中有更多的Al 被氧化，Al2O3占比上升，從而提高了摩擦層的硬度，使其磨損率降低，具有更好的耐磨性能[20]。在Al1.5 中，Al 元素在摩擦過程的前期可以較好地抑制Fe 元素的氧化，從而也獲得類似Al2 的低摩擦系數(shù)。但在長時間的摩擦過程中，合金涂層中大量Al 元素逐漸被氧化成Al2O3。Al 含量的匱乏導(dǎo)致抑制Fe 氧化的能力下降，新生成的摩擦層中Fe2O3的比例上升，其摩擦系數(shù)也隨之增大（圖6）。類似地，含Al 復(fù)合涂層的摩擦系數(shù)整體上比鋼基體的摩擦系數(shù)低，而且隨著Al 含量的增加而逐漸降低（圖6、圖7a）。

圖10 AlCoCrFeNi 和Al2CoCrFeNi 高熵復(fù)合涂層磨痕的Raman 譜圖Fig.10 Raman spectrums for the wear scars of AlCoCrFeNi and Al2CoCrFeNi high-entropy composite coatings

表4 拉曼光譜的振動模式Tab.4 Vibration modes of Raman spectroscopy

為研究載荷對摩擦層的影響，在空氣環(huán)境下對Al1、Al2 分別進(jìn)行5、10、20 N 三種載荷下的往復(fù)式摩擦測試。Al1 在3 個載荷下均維持較高的摩擦系數(shù)，Al2 在不同載荷下的摩擦系數(shù)如圖11 所示?？梢园l(fā)現(xiàn)，載荷為5、10 N 時，Al2 的摩擦系數(shù)很低，平均約為0.15。當(dāng)載荷增大至20 N 時，平均摩擦系數(shù)增大至0.325。這可能是由于，大載荷下磨球更容易將氧化膜擠出球–涂層的接觸界面，甚至壓裂氧化膜。而且大載荷產(chǎn)生更多的摩擦熱，也會促進(jìn)Fe 元素完全氧化為Fe2O3。這些因素將破壞氧化膜的自潤滑作用，導(dǎo)致摩擦系數(shù)隨之增大。即使如此，Al2 在20 N載荷下的摩擦系數(shù)相比于Al0 和Al0.3 在10 N 下的摩擦系數(shù)更小，表明Al 元素在大載荷下依然具有一定的抑制Fe 元素氧化的能力。

圖11 載荷對Al2CoCrFeNi 高熵復(fù)合涂層摩擦系數(shù)的影響Fig.11 Influence of friction coefficients of Al2CoCrFeNi high-entropy composite coatings under different loads

3 結(jié)論

本文采用激光熔覆工藝，借助鋁熱反應(yīng)在Q235鋼表面制備了內(nèi)生Al2O3顆粒增強(qiáng)的AlxCoCrFeNi（x=0.5, 1, 1.5, 2）高熵復(fù)合涂層。研究了Al 含量對復(fù)合涂層組織結(jié)構(gòu)及摩擦學(xué)性能的影響，并得出以下結(jié)論：

1）隨著Al 元素的增加，高熵合金逐漸由FCC、BCC 共存轉(zhuǎn)變?yōu)锽CC 單相的組織結(jié)構(gòu)，同時高熵合金的晶格畸變加劇，晶粒細(xì)化。復(fù)合涂層中內(nèi)生的氧化鋁陶瓷顆粒分布均勻，大部分顆粒的粒徑可達(dá)納米級。

2）隨著Al 元素含量的增加，復(fù)合涂層在10 N載荷下的摩擦系數(shù)顯著降低、磨損率大幅減小。Al2的摩擦系數(shù)為基體的1/4，約為0.15，同時體積磨損率最小，約為鋼基體的1/38，表現(xiàn)出優(yōu)異的減摩耐磨性能。

3）Al2 的低摩擦系數(shù)，主要歸因于Fe3O4的自潤滑作用。由于Al 對Fe 氧化的抑制作用和對復(fù)合涂層的強(qiáng)化作用，隨著Al 含量的增加，具有自潤滑作用的Fe3O4含量上升，從而提高了涂層的耐磨減摩性能。但在20 N（大載荷）時，復(fù)合涂層的減摩性能下降。