Inconel718 合金激光熔覆Co/TiN 復合涂層摩擦學及氧化行為

莊宿國，賀泊銘，劉秀波*，張飛志，張詩怡，劉志遠

（1 西北工業大學 機電學院，西安 710072；2 中南林業科技大學 材料表界面科學與技術湖南省重點實驗室，長沙 410004）

Inconel718 是一種新型沉淀強化鎳-鉻-鐵基高溫合金，目前在工業領域應用較為廣泛［1］，其在650~1000 ℃范圍內擁有良好的抗拉強度等力學性能。經過多年的研究及實際應用，發現這類鎳基高溫合金適用于制造發動機的葉片、渦輪盤等重要熱端運動零部件。但長期在高溫、高壓等惡劣環境服役，這些零部件經常會因磨損、疲勞等原因失效［2］，從而影響工件使用壽命，導致成本增加，因此，提高Inconel718 合金在極端工況下的耐磨減摩性能具有重要意義。

激光熔覆技術通常是指在激光束的作用下，將材料熔覆在基材表面，以此制備出具有特定性能的涂層。目前廣泛應用于各種工業領域，以改善基材表面耐摩擦磨損、抗蠕變、抗氧化性等特性。Feng 等［3］的研究表明，與電焊弧技術相比，采用激光熔覆制備的Inconel625 涂層具有更細小的微觀結構，并能夠減輕Mo 和Nb 的偏析。Yu 等［4］使用激光熔覆技術制備NiAl 涂層，并研究其在寬溫域下的摩擦學性能。結果表明：在1000 ℃高溫下磨損表面形成了由NiO、Ni2O3等相組成的釉層，可以作為固體潤滑劑和抗磨材料，從而改善NiAl 涂層在高溫下的摩擦學性能。

純Co 粉末是一種高硬度的金屬粉末，目前有不少研究用Co 制備復合涂層，以提高不銹鋼表面的摩擦學性能。Jin 等［5］使用TC4 合金作為基體，在其表面熔覆Co/Ti3SiC2復合涂層。實驗表明：在相同條件下各涂層的摩擦因數較基體均有所減低。梁偉印等［6］通過激光熔覆技術在YG8 硬質合金表面制備WC/TiC/Co涂層，結果表明：涂層硬度值在1700~1800HV0.5之間，均高于YG8 硬質合金，且耐磨性也比YG8 合金提高了90.67%。

氮化物涂層是最早開發使用的硬質涂層，具有涂層結合力好、抗磨損性能好、硬度較高等許多優異的性能。其中TiN 是最常用的氮化物，硬度在2000HV左右，具有高強度、高硬度、耐高溫等特點［7］。李志遠等［8］采用激光熔覆技術在Co 基合金中加入TiN，結果表明：TiN 可提高復合涂層的耐磨性，當添加5%（質量分數，下同）TiN 時，TiN/Co 基復合涂層性能最好。王永林等［9］以YG6 合金為基體制備TiN 涂層，以載荷和轉速為自變量測試涂層的摩擦磨損特性，結果表明：TiN 涂層的摩擦因數較基體降低了4%~21%。

近年來也有關于Inconel718 表面制備涂層提高其抗氧化性能的研究。Zhang 等［10］在Inconel718 表面制備了不同質量配比的Stellite3-Ti3SiC2復合涂層，結果表明：涂層的顯微硬度普遍達到基體的1.8~2.5 倍，其中Stellite3-10%Ti3SiC2涂層具有最好的抗氧化性。

經過文獻調研可知，以往對Inconel718 合金表面制備涂層的研究，主要集中于提高強度、改善耐磨性等方面，很少兼顧其抗氧化性能的研究。而由于Co 粉具有較好的流動性和潤濕性，能夠在基體表面制備出平整且致密的涂層，因此本實驗擬采用純Co 作為涂層的黏結相，并且以耐磨性較好的TiN 作為增強相，制備Co/TiN 復合涂層，探究其在室溫和600 ℃下的摩擦學性能及800 ℃下的抗氧化行為，為提高鎳基高溫合金Inconel718 在高溫下應用能力提供一種新的思路。

1 實驗材料與方法

實驗所用基體為鎳基高溫合金Inconel718，其主要化學成分見表1。在實驗準備階段，首先將試樣尺寸加工為40 mm×20 mm×8 mm，并對其預熔覆涂層的表面進行拋光處理（設備：MPD-2W 金相磨拋機）。涂層的粉末體系按質量配比，分別設置為Co（N1），Co-4%TiN （N2），Co-6%TiN （N3），用電子天平進行稱量，然后對粉末進行混合和干燥。Co、TiN 以及兩者混合后的粉末形貌如圖1 所示。從圖1 中可見，鈷粉的形狀多為圓形，而氮化鈦的顆粒呈不規則狀?；旌虾髢煞N顆粒分布均勻，無明顯團聚現象。

圖1 粉末形貌 （a）TiN；（b）Co；（c）Co-4%TiN；（d）Co-6%TiNFig.1 Powder morphology （a）TiN；（b）Co；（c）Co-4%TiN；（d）Co-6%TiN

表1 Inconel718 主要化學成分（質量分數/%）Table1 Main chemical components of Inconel718（mass fraction/%）

由于同步送粉法具有粉末加熱均勻和激光吸收能力強等優點，因此，激光熔覆實驗采用此種方式制備復合涂層，實驗設備選用YLS-3000 型光纖激光器（工藝參數見表2）。在實驗結束后對樣品進行磨拋處理，準備下一步實驗分析。

表2 激光熔覆工藝參數Table2 Laser cladding process parameters

使用X 射線衍射儀（X-ray diffraction，XRD，Smartlab SE）對復合涂層的物相進行表征。將涂層樣品沿橫截面切成2 mm 厚的薄片，用樹脂制成金相試樣，進行打磨和拋光，直至鏡面無痕，隨后將試樣用王水（VHCl∶VHNO3=3∶1）腐蝕約60 s。使用能譜儀（EDS，牛津Xplore 30. Aztec one）對涂層中元素分布情況進行表征，并用掃描電子顯微鏡（SEM，TESCAN MIRA 4）觀察涂層不同區域的顯微組織。

使用維氏顯微硬度計（HX-1000TM/LCD）沿著涂層橫截面深度方向測量顯微硬度，得到多組數據并取平均值，其中載荷設置為4.9 N，壓力持續時間15 s。使用摩擦磨損試驗機（HT-1000）進行摩擦學實驗，摩擦磨損參數見表3。使用直徑為5 mm、硬度為1700HV 的Si3N4陶瓷球作為對磨球，實驗溫度分別為室溫（25 ℃）和600 ℃。最后使用MT-500 型探針式磨痕測量儀，并利用公式（1）計算得到磨損率。

表3 摩擦磨損參數Table3 Friction and wear parameters

式中：WR 為磨損率，mm3/（N·m）；V為磨損中損失的體積，mm3；D為滑動距離，m；F為施加的載荷，N。

為了探究涂層的高溫抗氧化性，使用管式爐OTF-1200x 在800 ℃下對樣品進行高溫氧化實驗。先把樣品切成尺寸為5 mm×5 mm×8 mm 的小塊，進行拋光清潔，然后裝入實驗爐，溫度設置為800 ℃，加熱速率為10 ℃/min。在實驗的恒溫氧化過程中，分別在1，4，7，10，20，30，40 h 和50 h 時用電子秤記錄樣品的質重變化。在氧化實驗結束后，對樣品進行XRD，SEM 和EDS 分析。

2 結果與討論

2.1 物相與顯微組織分析

三種涂層的XRD 結果如圖2 所示，從圖中可見，N1 涂層存在γ-Co 和（Fe，Ni）固溶體，另外還有金屬間化合物FeNi3和Cr3Ni2。隨著TiN 的添加，N2，N3 復合涂層中檢測出了弱TiN 衍射峰，以及金屬間化合物Co2Ti。根據參考文獻［11］可知，Co 存在同素異構轉變現象，即在417 ℃以下會轉變為α-Co 相，但由于激光熔覆冷卻速度較快，γ-Co 相來不及轉變，從而大部分被保留下來。另外熔覆過程中，各種金屬元素在熔池中結合形成各種金屬化合物，如FeNi3，Co2Ti 等。而（Fe，Ni）固溶體的形成是由于基體中Fe，Ni元素向涂層中擴散，其大部分在快速冷卻過程以固溶的形式存在。

圖2 3 種復合涂層的XRD 圖譜Fig.2 XRD patterns of three composite coatings

由于涂層中可能存在相的衍射峰晶面間距接近，并且激光熔覆的快速凝固在熔池中產生非平衡效應，可能會導致晶格變形［12］，所以XRD 也不能準確地識別所有相。因此在分析涂層中物相時需結合EDS 等方法進行比較和分析。

因3 種復合涂層的顯微結構類似，所以選擇TiN含量最多的N3 涂層進行分析。N3 涂層不同區域的SEM 圖像如圖3 所示。涂層的整體形貌如圖3（a）所示，從圖中可見，涂層的厚度約為1.12 mm，表面平整，存在少量氣孔。從EDS 面掃結果可見，涂層中元素分布較為均勻，并且還觀察到Fe，Ni，Cr 等基體元素的存在，由此說明在激光熔覆過程中，基體中的元素會向涂層中擴散。

圖3 N3 涂層各區域SEM 形貌（a）整體形貌及EDS 面掃結果；（b）上部；（c）中部；（d）下部Fig.3 SEM morphology of N3 coating（a）overall morphology and EDS mapping results；（b）upper area；（c）middle region；（d）bottom area

涂層的上、中、下各部分顯微結構分別如圖3（b）~（d）所示。由凝固理論可知［13］，微觀組織的演化由G/V決定，其中G為溫度梯度，V為凝固速度。觀察到上部區域組織細小致密，如圖3（b）所示。這是由于上部區域熔池溫度梯度G較小，而且受到保護氣的冷卻作用，冷卻速度和凝固結晶速度較快，因此組織更為細小均勻。另外，TiN 由于密度小在熔池凝固過程中容易上浮，也會阻礙枝晶生長，導致大量胞狀晶的形成。涂層中部區域出現組織細小的等軸晶，呈網狀或橢圓狀形，同時周圍分布著少量硬質顆粒組織，如圖3（c）所示；在涂層底部的結合區G/V的值達到最大，此時組織以柱狀晶體為主，如圖3（d）所示。對涂層的中部區域進行EDS 分析，結果見表4。其中A 中Ti，N 元素的原子分數分別為57.30%和25.62%，結合XRD 推測該點可能是未熔化的TiN 顆粒?；野咨Ы鏐 點Ni 和Fe 元素的原子分數分別為12.73%和4.81%，推測此處存在FeNi3。另外，發現灰色區域C處Co 元素含量較高，此處應該主要為γ-Co，并且Cr和Ni 元素的原子分數分別為5.71%和12.82%，可能還存在Cr3Ni2等金屬間化合物。

表4 N3 涂層中部區域典型組織的EDS 結果（原子分數/%）Table4 EDS results in the middle region of N3 coating（atom fraction/%）

2.2 顯微硬度分析

基體和3 種涂層的平均顯微硬度如圖4 所示，從圖中可見，基體涂層、N1~N3 涂層的平均顯微硬度分別為279.3HV0.5，300.4HV0.5，370HV0.5和399.3HV0.5，HAZ（heat affected zone）為熱影響區，指在激光熔覆作用下基體結構和性能變化顯著的區域。涂層的硬度較基體均有不同程度的提高，其中添加純Co 的N1 涂層硬度僅比基體提高了7.5%，但是在添加TiN 后，N2和N3 涂層的硬度提高到基體的1.3~1.4 倍，并且涂層硬度隨著TiN 添加量的增加而提高。具體可歸因于以下幾個方面：首先，熔池中的強對流效應使金屬間化合物均勻分布，產生彌散強化；其次，激光熔覆的快速凝固使得Fe，Co 等合金元素無法在熔池中充分反應，從而在熔覆層中形成過飽和固溶體，引起晶格畸變，形成固溶強化［14］。同時硬質相TiN 本身硬度較高，因此提高其添加量能夠有效地增強涂層的硬度；并且其與γ-Co 固溶體具有相同的FCC 結構，這一特點有利于γ-Co 在TiN 粒子表面進行非均勻形核，從而強化涂層的組織性能［15］。因此，TiN 添加量最大的N3涂層顯微硬度最高。

圖4 基體與涂層的顯微硬度Fig.4 Microhardness of substrate and composite coatings

2.3 摩擦學性能

基體和涂層在室溫和600 ℃下的摩擦因數曲線如圖5 所示。從圖中可知曲線在磨損初期波動較大，可能是碎屑剝落和表面組織分層導致摩擦因數不穩定［16］。隨著磨損時間的增加，曲線的波動變小，摩擦因數逐漸穩定。在15~30 min 內各樣品的平均摩擦因數如圖6 所示。 室溫下Inconel718 與3 種涂層（N1~N3）的平均摩擦因數分別為0.71，0.69，0.65，0.68。其中N2 涂層的摩擦因數最低，即擁有最好的減摩性能。在600 ℃下涂層的平均摩擦因數分別為0.55，0.47 和0.58，均低于基體（0.82）。結合圖6 可知，在兩種溫度條件下，N2 涂層的摩擦因數均為最低，比基體降低8.45%和42.68%，由此證明在鈷粉中添加4%TiN 時涂層的減摩性能最好。但繼續添加TiN 至6%后，涂層的摩擦因數反而提高，可能由于涂層中硬質相顆粒增加，在磨損過程中裸露在涂層表面，使接觸面變得粗糙，從而導致摩擦因數提高。

圖5 Inconel718 和涂層的摩擦因數 （a）室溫；（b）600 ℃Fig.5 Coefficient friction of Inconel718 and coatings （a）RT；（b）600 ℃

圖6 基體和Co/TiN 復合涂層在室溫和600 ℃下的平均摩擦因數Fig.6 Average coefficient of friction of substrate and Co/TiN composite coatings at RT and 600 ℃

基體和3 種涂層在室溫和600 ℃下的磨損率如圖7 所示，在室溫下的磨損率分別為8.39×10-5，5.55×10-5，1.80×10-5，1.36×10-5mm3/（N?m）。從圖中可見，N3 涂層的磨損率最低，比基體降低了83.79%。600 ℃時基體和各涂層的磨損率為9.42×10-5，8.19×10-5，1.49×10-5，0.94×10-5mm3/（N?m）。由此說明隨著TiN 含量的增加，復合涂層的耐磨性逐漸增強，其中添加6%TiN 時，涂層具有最好的耐磨性。結合上文顯微硬度分析，硬質相TiN 可以通過提高涂層硬度來減輕表面的磨損，并且高熔點的TiN 質點可作為非均勻形核的核心，產生彌散強化，從而改善涂層的組織性能。

圖7 Inconel718 基體與三種涂層在室溫和600 ℃下的磨損率Fig.7 Wear rates of Inconel718 substrate and three kinds of coatings at RT and 600 ℃

2.4 磨損機理分析

2.4.1 室溫下磨損機理分析

基體和各涂層的磨痕形貌如圖8 所示，從圖中可見，基體的磨痕最寬，圖8（b-1）和（c-1）分別為基體磨痕表面部分區域磨屑形貌，其表面主要發生塑性變形，另外還有磨粒劃出的犁溝，磨屑主要為粉末狀和塊狀。推測基體磨損過程：由于硬度較低，基體在摩擦過程中與氮化硅陶瓷球接觸時容易發生塑性變形，導致其表面材料發生剝落，并在之后的磨損過程中成為顆粒狀磨屑，使表面受到摩擦，形成磨粒磨損。另外結合表5 中EDS 結果推測磨屑中存在Cr2O3，NiO 等金屬氧化物。說明在實驗過程中，基體表面可能生成較薄的氧化膜，在應力的作用下，氧化膜很容易從表面脫落，混入磨屑［17］?？傊w表面除了嚴重的塑性變形外，還存在微氧化及磨粒磨損。

圖8 室溫下的磨損形貌（a）磨損輪廓；（b）磨損形貌；（c）磨屑；（1）Inconel718；（2）N1；（3）N2；（4）N3Fig.8 Wear morphology at room temperature（a）wear scar；（b）wear morphology；（c）wear debris；（1）Inconel718；（2）N1；（3）N2；（4）N3

表5 室溫下磨屑EDS 分析（原子分數/%）Table5 EDS analysis of wear debris at room temperature（atom fraction/%）

由圖8（a-1）~（a-4）室溫下基體與涂層的磨損形貌可知，3 種涂層的磨痕明顯比基體輕，結合顯微硬度及EDS 分析，Co 和TiN 等硬質相的添加能夠有效地提高復合涂層的硬度，從而使磨損中微切削和塑性變形受到抑制，減少了表面的磨損［18］。由圖8（a-2），（b-2）可知，N1 涂層磨損表面存在較輕的塑性變形和少許層片狀剝落。推測涂層表面在摩擦力的作用下形成微裂紋，使表層受到擠壓甚至斷裂脫落，從圖8（c-2）中可見磨屑呈粉末狀和少量塊狀。從圖8（a-3），（c-3）中可見，N2 涂層的磨損表面出現了凹坑，結合磨屑的EDS 結果可知，O 含量較高，表明可能存在氧化膜脫落，并且隨著摩擦過程的進行，表面會生成新的薄氧化膜，這樣循環往復，會不斷發生黏著-剝落-再黏著的現象，從而造成黏著磨損。從圖8（a-4）和（b-4）中可見，N3 涂層表面出現材料磨損和變形。磨屑中O 元素的原子分數為20.3%，另外，Co 的原子分數為67.3%，遠高于其他金屬元素的含量，推測N3 涂層表面可能發生了微氧化磨損，磨屑中的氧化物主要為CoO。綜上所述，N3 涂層存在塑性變形、微氧化磨損。整體來看，3 種復合涂層的磨損均小于基體。

2.4.2 600 ℃下磨損機理分析

基體在600 ℃下的磨損形貌如圖9（a-1），（b-1）所示，觀察到基體表面出現較為嚴重的塑性變形，并且存在一些犁溝和凹坑。說明基體在升溫過程中硬度降低，從而使Si3N4陶瓷球對基體的磨損更嚴重，并且在磨損表面造成凹坑。結合表6中EDS分析，磨屑中O元素原子分數為66%，另外，還存在其他Cr（5.2%）、Ni（14.1%）和Fe（8.2%）等元素，推測產生的白色磨屑為Cr2O3，NiO 和Fe2O3等金屬氧化物。查閱文獻可知，不同類型的金屬氧化膜具有不同的生長速度和膨脹速率，一般用PBR 值（Pilling-Bedworth ratio）來評價金屬氧化膜的膨脹程度［19］。只有當1

圖9 600 ℃下的磨損形貌（a）磨損輪廓；（b）磨損形貌；（c）磨屑；（1）Inconel718；（2）N1；（3）N2；（4）N3Fig.9 Wear morphology at 600 ℃（a） wear scar；（b）wear morphology；（c）wear debris；（1）Inconel718；（2）N1；（3）N2；（4）N3

表6 600 ℃下磨屑EDS 分析（原子分數/%）Table6 EDS analysis of wear debris at 600 ℃（atom fraction/%）

從圖9（a-2）~（c-2）中可見，N1 涂層表面磨損比基體輕。推測原因應該是鈷的高硬度提高了涂層的耐磨性，從而減輕了磨損。從磨損表面放大圖9（b-2）觀察到，涂層的表面出現了白色磨屑，結合EDS 分析，O 和Co 元素的原子分數分別為25%和63.1%，推測磨屑中主要存在CoO 等物相，即N1 涂層主要為輕微的氧化及磨粒磨損。觀察到N2 涂層的表面有層片狀剝落現象，并且表面出現少量裂紋，磨屑為粉末狀顆粒和少量塊狀，如圖9（a-3）~（c-3）所示。N3 涂層的表面磨損形貌如圖9（a-4）~（b-4）所示，觀察到其表面出現明顯的犁溝以及塑性變形，推測磨損面在與Si3N4對磨球接觸的過程中，在接觸點發生應力集中，產生微裂紋，并在應力作用下裂紋發生擴展，使表面物質剝落［21］。從圖9（c-4）中可見磨屑主要為粉末狀。與室溫時的EDS 結果對比可知，600 ℃下涂層和基體磨屑中的氧含量均高于室溫，說明600 ℃下樣品更容易發生氧化磨損，并且氧化膜容易脫落形成磨屑。同時結合磨損率結論和磨損形貌可知，基體和N1 涂層在600 ℃下的磨損比室溫時更嚴重，并且磨痕較為明顯，但N2 和N3 涂層在600 ℃下的磨損要低于室溫，說明純Co 涂層只能相對減輕基體的磨損，而添加TiN 可以進一步提高涂層在600 ℃條件下的耐磨性。

2.5 抗氧化機理分析

由于Inconel718 合金常用于高溫環境，并且磨損機理表明，材料表面在高溫摩擦磨損實驗中更容易發生氧化磨損，因此有必要探究涂層在高溫下的氧化機理。在前文的摩擦學實驗中，N3 涂層在所設計涂層中具有最優異的耐磨性，所以對其進行800 ℃下50 h 的恒溫氧化實驗研究，并用基體作為對照。50 h 后二者的單位面積增重質量（Δm）分別為56.55 mg/cm2和66.16 mg/cm2。按照質量增重繪制出氧化動力學曲線如圖10 所示，觀察到曲線為拋物線。文獻表明，氧化動力學曲線規律符合拋物線的特性，說明該材料具有抗氧化性［22］。

圖10 Inconel718 和N3 涂層在800 ℃下氧化50 h 的氧化動力學曲線Fig.10 Oxidation kinetics curves of Inconel718 and N3 coating at 800 ℃ for 50 h

由Cui［23］氧化理論可得氧化速率常數計算公式（2）：

式中：Δm為單位面積增重；t為氧化時間；Kp為氧化速率常數，其值越小表示材料的抗氧化能力越強?；暮屯繉釉?00 ℃下的氧化速率（Kp）及平方相關系數（R2）見表7。其中R2越接近1，實驗數據與擬合曲線的擬合精度越好。從表中可見，N3 涂層的氧化速率（8.7634 mg·cm-4·h-1）略高于基體的，但與基體相差不大。

表7 基體和涂層在800 ℃下的氧化速率和平方相關系數Table7 Oxidation rate and squared correlation coefficient of substrate and coatings at 800℃

基體和N3 涂層氧化表面的XRD 圖譜如圖11 所示。分析XRD 圖譜可知，基體表面主要為Cr，Fe 和Ni的氧化物，包括Fe2O3和Cr2O3金屬氧化物及NiCr2O4尖晶石結構氧化物。其中尖晶石結構氧化物是Cr2O3與Ni 的氧化物發生固相反應生成的，其結構致密，有助于提高抗氧化性［24-25］，反應式為：

圖11 Inconl718 和N3 涂層氧化表面XRD 分析結果Fig.11 XRD analysis results of oxidized surfaces of Inconel718 and N3 coating

N3 涂層的氧化表面主要是Co 和Ti 的氧化物，包括CoOx，TiO2，另外，還檢測到Fe 的氧化物Fe2O3。

基體和N3 涂層的氧化層表面形貌如圖12 所示。從圖12（a）中可見基體的氧化表面主要為灰色塊狀顆粒，并且出現少量的空洞和凹坑。結合表8 中EDS 分析，灰白色塊狀物質A 中Cr 的原子分數為37.82%，O原子分數為59.89%，推測此處存在Cr2O3。C 點是凹坑結構，Fe 和Ni 的原子分數分別為2.53%和7.26%，結合XRD 推測可能含有少量Fe2O3和NiCr2O4。與基體不同，N3 涂層的氧化表面為灰白色網狀結構，并且部分區域存在明顯的裂紋。推測可能是基體與氧化物之間熱膨脹系數（Inconel718：（13.0~14.2）×10-6℃-1；Cr2O3：（7.2~7.8）×10-6℃-1；TiO2：（8.5~9.0）×10-6℃-1；CoO：（12.5~13.7）×10-6℃-1；Fe2O3：（11.3~11.8）×10-6℃-1）的差異導致出現了裂紋［26］。而且試樣在實驗中經歷了從800 ℃到室溫的幾次冷熱循環，當超過臨界應力時，表面也會出現裂紋［27］。EDS 顯示N3 涂層中Co 含量遠大于其他金屬。例如D 點，除了Co（46.61%）外，其他金屬元素如Cr（0.06%），Fe（0.80%），Ni（0.37%）等含量較少，因此主要存在CoOx。另外，點E 處還有Ti 元素（0.03%），推測該處還含有TiO2。上述主要的反應式如式（4）~（7）所示：

圖12 氧化表面形貌 （a）Inconel718；（b）N3 涂層Fig.12 Oxidized surface morphology （a）nconel718；（b）N3 coating

表8 基體和涂層典型氧化形貌EDS 結果（原子分數/%）Table8 EDS results of typical oxidation morphology of coatings（atom fraction/%）

3 結論

（1）復合涂層中的主要物相包括固溶體γ-Co 和（Fe，Ni），以及熔池中合金元素間形成的FeNi3和Cr3Ni2，另外N2 和N3 涂層還存在Cr2Ti 和TiN。涂層硬度相對基體也有所提高，達到基體（262.7HV0.5）的1.3~1.4 倍。

（2）N2 涂層的減摩效果較好，而N3 涂層擁有最好的耐磨性能，說明Co/TiN 復合涂層能夠有效改善基體的摩擦學性能。并且隨著TiN 含量的增加，涂層的磨損越輕，耐磨性越好。由分析磨損機理可知，600 ℃下涂層表面生成了氧化膜，一定程度上有助于降低表面磨損。

（3）800 ℃下N3 涂層具有抗氧化性，氧化速率常數為8.7634 mg2?cm-4?h-1，與基體的相差不大，證明該復合涂層在具有一定抗氧化性的同時，能夠大幅降低基體在高溫下的磨損率，提高摩擦學性能，延長零部件的使用壽命，從而降低了成本，使Inconel718 合金在高溫極端工況下的應用更為廣泛。