Inconel718 合金激光熔覆Co/TiN 复合涂层摩擦学及氧化行为

庄宿国，贺泊铭，刘秀波*，张飞志，张诗怡，刘志远

（1 西北工业大学 机电学院，西安 710072；2 中南林业科技大学 材料表界面科学与技术湖南省重点实验室，长沙 410004）

Inconel718 是一种新型沉淀强化镍-铬-铁基高温合金，目前在工业领域应用较为广泛［1］，其在650~1000 ℃范围内拥有良好的抗拉强度等力学性能。经过多年的研究及实际应用，发现这类镍基高温合金适用于制造发动机的叶片、涡轮盘等重要热端运动零部件。但长期在高温、高压等恶劣环境服役，这些零部件经常会因磨损、疲劳等原因失效［2］，从而影响工件使用寿命，导致成本增加，因此，提高Inconel718 合金在极端工况下的耐磨减摩性能具有重要意义。

激光熔覆技术通常是指在激光束的作用下，将材料熔覆在基材表面，以此制备出具有特定性能的涂层。目前广泛应用于各种工业领域，以改善基材表面耐摩擦磨损、抗蠕变、抗氧化性等特性。Feng 等［3］的研究表明，与电焊弧技术相比，采用激光熔覆制备的Inconel625 涂层具有更细小的微观结构，并能够减轻Mo 和Nb 的偏析。Yu 等［4］使用激光熔覆技术制备NiAl 涂层，并研究其在宽温域下的摩擦学性能。结果表明：在1000 ℃高温下磨损表面形成了由NiO、Ni2O3等相组成的釉层，可以作为固体润滑剂和抗磨材料，从而改善NiAl 涂层在高温下的摩擦学性能。

纯Co 粉末是一种高硬度的金属粉末，目前有不少研究用Co 制备复合涂层，以提高不锈钢表面的摩擦学性能。Jin 等［5］使用TC4 合金作为基体，在其表面熔覆Co/Ti3SiC2复合涂层。实验表明：在相同条件下各涂层的摩擦因数较基体均有所减低。梁伟印等［6］通过激光熔覆技术在YG8 硬质合金表面制备WC/TiC/Co涂层，结果表明：涂层硬度值在1700~1800HV0.5之间，均高于YG8 硬质合金，且耐磨性也比YG8 合金提高了90.67%。

氮化物涂层是最早开发使用的硬质涂层，具有涂层结合力好、抗磨损性能好、硬度较高等许多优异的性能。其中TiN 是最常用的氮化物，硬度在2000HV左右，具有高强度、高硬度、耐高温等特点［7］。李志远等［8］采用激光熔覆技术在Co 基合金中加入TiN，结果表明：TiN 可提高复合涂层的耐磨性，当添加5%（质量分数，下同）TiN 时，TiN/Co 基复合涂层性能最好。王永林等［9］以YG6 合金为基体制备TiN 涂层，以载荷和转速为自变量测试涂层的摩擦磨损特性，结果表明：TiN 涂层的摩擦因数较基体降低了4%~21%。

近年来也有关于Inconel718 表面制备涂层提高其抗氧化性能的研究。Zhang 等［10］在Inconel718 表面制备了不同质量配比的Stellite3-Ti3SiC2复合涂层，结果表明：涂层的显微硬度普遍达到基体的1.8~2.5 倍，其中Stellite3-10%Ti3SiC2涂层具有最好的抗氧化性。

经过文献调研可知，以往对Inconel718 合金表面制备涂层的研究，主要集中于提高强度、改善耐磨性等方面，很少兼顾其抗氧化性能的研究。而由于Co 粉具有较好的流动性和润湿性，能够在基体表面制备出平整且致密的涂层，因此本实验拟采用纯Co 作为涂层的黏结相，并且以耐磨性较好的TiN 作为增强相，制备Co/TiN 复合涂层，探究其在室温和600 ℃下的摩擦学性能及800 ℃下的抗氧化行为，为提高镍基高温合金Inconel718 在高温下应用能力提供一种新的思路。

1 实验材料与方法

实验所用基体为镍基高温合金Inconel718，其主要化学成分见表1。在实验准备阶段，首先将试样尺寸加工为40 mm×20 mm×8 mm，并对其预熔覆涂层的表面进行抛光处理（设备：MPD-2W 金相磨抛机）。涂层的粉末体系按质量配比，分别设置为Co（N1），Co-4%TiN （N2），Co-6%TiN （N3），用电子天平进行称量，然后对粉末进行混合和干燥。Co、TiN 以及两者混合后的粉末形貌如图1 所示。从图1 中可见，钴粉的形状多为圆形，而氮化钛的颗粒呈不规则状。混合后两种颗粒分布均匀，无明显团聚现象。

图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 主要化学成分（质量分数/%）Table1 Main chemical components of Inconel718（mass fraction/%）

由于同步送粉法具有粉末加热均匀和激光吸收能力强等优点，因此，激光熔覆实验采用此种方式制备复合涂层，实验设备选用YLS-3000 型光纤激光器（工艺参数见表2）。在实验结束后对样品进行磨抛处理，准备下一步实验分析。

表2 激光熔覆工艺参数Table2 Laser cladding process parameters

使用X 射线衍射仪（X-ray diffraction，XRD，Smartlab SE）对复合涂层的物相进行表征。将涂层样品沿横截面切成2 mm 厚的薄片，用树脂制成金相试样，进行打磨和抛光，直至镜面无痕，随后将试样用王水（VHCl∶VHNO3=3∶1）腐蚀约60 s。使用能谱仪（EDS，牛津Xplore 30. Aztec one）对涂层中元素分布情况进行表征，并用扫描电子显微镜（SEM，TESCAN MIRA 4）观察涂层不同区域的显微组织。

使用维氏显微硬度计（HX-1000TM/LCD）沿着涂层横截面深度方向测量显微硬度，得到多组数据并取平均值，其中载荷设置为4.9 N，压力持续时间15 s。使用摩擦磨损试验机（HT-1000）进行摩擦学实验，摩擦磨损参数见表3。使用直径为5 mm、硬度为1700HV 的Si3N4陶瓷球作为对磨球，实验温度分别为室温（25 ℃）和600 ℃。最后使用MT-500 型探针式磨痕测量仪，并利用公式（1）计算得到磨损率。

表3 摩擦磨损参数Table3 Friction and wear parameters

式中：WR 为磨损率，mm3/（N·m）；V为磨损中损失的体积，mm3；D为滑动距离，m；F为施加的载荷，N。

为了探究涂层的高温抗氧化性，使用管式炉OTF-1200x 在800 ℃下对样品进行高温氧化实验。先把样品切成尺寸为5 mm×5 mm×8 mm 的小块，进行抛光清洁，然后装入实验炉，温度设置为800 ℃，加热速率为10 ℃/min。在实验的恒温氧化过程中，分别在1，4，7，10，20，30，40 h 和50 h 时用电子秤记录样品的质重变化。在氧化实验结束后，对样品进行XRD，SEM 和EDS 分析。

2 结果与讨论

2.1 物相与显微组织分析

三种涂层的XRD 结果如图2 所示，从图中可见，N1 涂层存在γ-Co 和（Fe，Ni）固溶体，另外还有金属间化合物FeNi3和Cr3Ni2。随着TiN 的添加，N2，N3 复合涂层中检测出了弱TiN 衍射峰，以及金属间化合物Co2Ti。根据参考文献［11］可知，Co 存在同素异构转变现象，即在417 ℃以下会转变为α-Co 相，但由于激光熔覆冷却速度较快，γ-Co 相来不及转变，从而大部分被保留下来。另外熔覆过程中，各种金属元素在熔池中结合形成各种金属化合物，如FeNi3，Co2Ti 等。而（Fe，Ni）固溶体的形成是由于基体中Fe，Ni元素向涂层中扩散，其大部分在快速冷却过程以固溶的形式存在。

图2 3 种复合涂层的XRD 图谱Fig.2 XRD patterns of three composite coatings

由于涂层中可能存在相的衍射峰晶面间距接近，并且激光熔覆的快速凝固在熔池中产生非平衡效应，可能会导致晶格变形［12］，所以XRD 也不能准确地识别所有相。因此在分析涂层中物相时需结合EDS 等方法进行比较和分析。

因3 种复合涂层的显微结构类似，所以选择TiN含量最多的N3 涂层进行分析。N3 涂层不同区域的SEM 图像如图3 所示。涂层的整体形貌如图3（a）所示，从图中可见，涂层的厚度约为1.12 mm，表面平整，存在少量气孔。从EDS 面扫结果可见，涂层中元素分布较为均匀，并且还观察到Fe，Ni，Cr 等基体元素的存在，由此说明在激光熔覆过程中，基体中的元素会向涂层中扩散。

图3 N3 涂层各区域SEM 形貌（a）整体形貌及EDS 面扫结果；（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

涂层的上、中、下各部分显微结构分别如图3（b）~（d）所示。由凝固理论可知［13］，微观组织的演化由G/V决定，其中G为温度梯度，V为凝固速度。观察到上部区域组织细小致密，如图3（b）所示。这是由于上部区域熔池温度梯度G较小，而且受到保护气的冷却作用，冷却速度和凝固结晶速度较快，因此组织更为细小均匀。另外，TiN 由于密度小在熔池凝固过程中容易上浮，也会阻碍枝晶生长，导致大量胞状晶的形成。涂层中部区域出现组织细小的等轴晶，呈网状或椭圆状形，同时周围分布着少量硬质颗粒组织，如图3（c）所示；在涂层底部的结合区G/V的值达到最大，此时组织以柱状晶体为主，如图3（d）所示。对涂层的中部区域进行EDS 分析，结果见表4。其中A 中Ti，N 元素的原子分数分别为57.30%和25.62%，结合XRD 推测该点可能是未熔化的TiN 颗粒。灰白色晶界B 点Ni 和Fe 元素的原子分数分别为12.73%和4.81%，推测此处存在FeNi3。另外，发现灰色区域C处Co 元素含量较高，此处应该主要为γ-Co，并且Cr和Ni 元素的原子分数分别为5.71%和12.82%，可能还存在Cr3Ni2等金属间化合物。

表4 N3 涂层中部区域典型组织的EDS 结果（原子分数/%）Table4 EDS results in the middle region of N3 coating（atom fraction/%）

2.2 显微硬度分析

基体和3 种涂层的平均显微硬度如图4 所示，从图中可见，基体涂层、N1~N3 涂层的平均显微硬度分别为279.3HV0.5，300.4HV0.5，370HV0.5和399.3HV0.5，HAZ（heat affected zone）为热影响区，指在激光熔覆作用下基体结构和性能变化显著的区域。涂层的硬度较基体均有不同程度的提高，其中添加纯Co 的N1 涂层硬度仅比基体提高了7.5%，但是在添加TiN 后，N2和N3 涂层的硬度提高到基体的1.3~1.4 倍，并且涂层硬度随着TiN 添加量的增加而提高。具体可归因于以下几个方面：首先，熔池中的强对流效应使金属间化合物均匀分布，产生弥散强化；其次，激光熔覆的快速凝固使得Fe，Co 等合金元素无法在熔池中充分反应，从而在熔覆层中形成过饱和固溶体，引起晶格畸变，形成固溶强化［14］。同时硬质相TiN 本身硬度较高，因此提高其添加量能够有效地增强涂层的硬度；并且其与γ-Co 固溶体具有相同的FCC 结构，这一特点有利于γ-Co 在TiN 粒子表面进行非均匀形核，从而强化涂层的组织性能［15］。因此，TiN 添加量最大的N3涂层显微硬度最高。

图4 基体与涂层的显微硬度Fig.4 Microhardness of substrate and composite coatings

2.3 摩擦学性能

基体和涂层在室温和600 ℃下的摩擦因数曲线如图5 所示。从图中可知曲线在磨损初期波动较大，可能是碎屑剥落和表面组织分层导致摩擦因数不稳定［16］。随着磨损时间的增加，曲线的波动变小，摩擦因数逐渐稳定。在15~30 min 内各样品的平均摩擦因数如图6 所示。 室温下Inconel718 与3 种涂层（N1~N3）的平均摩擦因数分别为0.71，0.69，0.65，0.68。其中N2 涂层的摩擦因数最低，即拥有最好的减摩性能。在600 ℃下涂层的平均摩擦因数分别为0.55，0.47 和0.58，均低于基体（0.82）。结合图6 可知，在两种温度条件下，N2 涂层的摩擦因数均为最低，比基体降低8.45%和42.68%，由此证明在钴粉中添加4%TiN 时涂层的减摩性能最好。但继续添加TiN 至6%后，涂层的摩擦因数反而提高，可能由于涂层中硬质相颗粒增加，在磨损过程中裸露在涂层表面，使接触面变得粗糙，从而导致摩擦因数提高。

图5 Inconel718 和涂层的摩擦因数 （a）室温；（b）600 ℃Fig.5 Coefficient friction of Inconel718 and coatings （a）RT；（b）600 ℃

图6 基体和Co/TiN 复合涂层在室温和600 ℃下的平均摩擦因数Fig.6 Average coefficient of friction of substrate and Co/TiN composite coatings at RT and 600 ℃

基体和3 种涂层在室温和600 ℃下的磨损率如图7 所示，在室温下的磨损率分别为8.39×10-5，5.55×10-5，1.80×10-5，1.36×10-5mm3/（N∙m）。从图中可见，N3 涂层的磨损率最低，比基体降低了83.79%。600 ℃时基体和各涂层的磨损率为9.42×10-5，8.19×10-5，1.49×10-5，0.94×10-5mm3/（N∙m）。由此说明随着TiN 含量的增加，复合涂层的耐磨性逐渐增强，其中添加6%TiN 时，涂层具有最好的耐磨性。结合上文显微硬度分析，硬质相TiN 可以通过提高涂层硬度来减轻表面的磨损，并且高熔点的TiN 质点可作为非均匀形核的核心，产生弥散强化，从而改善涂层的组织性能。

图7 Inconel718 基体与三种涂层在室温和600 ℃下的磨损率Fig.7 Wear rates of Inconel718 substrate and three kinds of coatings at RT and 600 ℃

2.4 磨损机理分析

2.4.1 室温下磨损机理分析

基体和各涂层的磨痕形貌如图8 所示，从图中可见，基体的磨痕最宽，图8（b-1）和（c-1）分别为基体磨痕表面部分区域磨屑形貌，其表面主要发生塑性变形，另外还有磨粒划出的犁沟，磨屑主要为粉末状和块状。推测基体磨损过程：由于硬度较低，基体在摩擦过程中与氮化硅陶瓷球接触时容易发生塑性变形，导致其表面材料发生剥落，并在之后的磨损过程中成为颗粒状磨屑，使表面受到摩擦，形成磨粒磨损。另外结合表5 中EDS 结果推测磨屑中存在Cr2O3，NiO 等金属氧化物。说明在实验过程中，基体表面可能生成较薄的氧化膜，在应力的作用下，氧化膜很容易从表面脱落，混入磨屑［17］。总之基体表面除了严重的塑性变形外，还存在微氧化及磨粒磨损。

图8 室温下的磨损形貌（a）磨损轮廓；（b）磨损形貌；（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 室温下磨屑EDS 分析（原子分数/%）Table5 EDS analysis of wear debris at room temperature（atom fraction/%）

由图8（a-1）~（a-4）室温下基体与涂层的磨损形貌可知，3 种涂层的磨痕明显比基体轻，结合显微硬度及EDS 分析，Co 和TiN 等硬质相的添加能够有效地提高复合涂层的硬度，从而使磨损中微切削和塑性变形受到抑制，减少了表面的磨损［18］。由图8（a-2），（b-2）可知，N1 涂层磨损表面存在较轻的塑性变形和少许层片状剥落。推测涂层表面在摩擦力的作用下形成微裂纹，使表层受到挤压甚至断裂脱落，从图8（c-2）中可见磨屑呈粉末状和少量块状。从图8（a-3），（c-3）中可见，N2 涂层的磨损表面出现了凹坑，结合磨屑的EDS 结果可知，O 含量较高，表明可能存在氧化膜脱落，并且随着摩擦过程的进行，表面会生成新的薄氧化膜，这样循环往复，会不断发生黏着-剥落-再黏着的现象，从而造成黏着磨损。从图8（a-4）和（b-4）中可见，N3 涂层表面出现材料磨损和变形。磨屑中O 元素的原子分数为20.3%，另外，Co 的原子分数为67.3%，远高于其他金属元素的含量，推测N3 涂层表面可能发生了微氧化磨损，磨屑中的氧化物主要为CoO。综上所述，N3 涂层存在塑性变形、微氧化磨损。整体来看，3 种复合涂层的磨损均小于基体。

2.4.2 600 ℃下磨损机理分析

基体在600 ℃下的磨损形貌如图9（a-1），（b-1）所示，观察到基体表面出现较为严重的塑性变形，并且存在一些犁沟和凹坑。说明基体在升温过程中硬度降低，从而使Si3N4陶瓷球对基体的磨损更严重，并且在磨损表面造成凹坑。结合表6中EDS分析，磨屑中O元素原子分数为66%，另外，还存在其他Cr（5.2%）、Ni（14.1%）和Fe（8.2%）等元素，推测产生的白色磨屑为Cr2O3，NiO 和Fe2O3等金属氧化物。查阅文献可知，不同类型的金属氧化膜具有不同的生长速度和膨胀速率，一般用PBR 值（Pilling-Bedworth ratio）来评价金属氧化膜的膨胀程度［19］。只有当1

图9 600 ℃下的磨损形貌（a）磨损轮廓；（b）磨损形貌；（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（原子分数/%）Table6 EDS analysis of wear debris at 600 ℃（atom fraction/%）

从图9（a-2）~（c-2）中可见，N1 涂层表面磨损比基体轻。推测原因应该是钴的高硬度提高了涂层的耐磨性，从而减轻了磨损。从磨损表面放大图9（b-2）观察到，涂层的表面出现了白色磨屑，结合EDS 分析，O 和Co 元素的原子分数分别为25%和63.1%，推测磨屑中主要存在CoO 等物相，即N1 涂层主要为轻微的氧化及磨粒磨损。观察到N2 涂层的表面有层片状剥落现象，并且表面出现少量裂纹，磨屑为粉末状颗粒和少量块状，如图9（a-3）~（c-3）所示。N3 涂层的表面磨损形貌如图9（a-4）~（b-4）所示，观察到其表面出现明显的犁沟以及塑性变形，推测磨损面在与Si3N4对磨球接触的过程中，在接触点发生应力集中，产生微裂纹，并在应力作用下裂纹发生扩展，使表面物质剥落［21］。从图9（c-4）中可见磨屑主要为粉末状。与室温时的EDS 结果对比可知，600 ℃下涂层和基体磨屑中的氧含量均高于室温，说明600 ℃下样品更容易发生氧化磨损，并且氧化膜容易脱落形成磨屑。同时结合磨损率结论和磨损形貌可知，基体和N1 涂层在600 ℃下的磨损比室温时更严重，并且磨痕较为明显，但N2 和N3 涂层在600 ℃下的磨损要低于室温，说明纯Co 涂层只能相对减轻基体的磨损，而添加TiN 可以进一步提高涂层在600 ℃条件下的耐磨性。

2.5 抗氧化机理分析

由于Inconel718 合金常用于高温环境，并且磨损机理表明，材料表面在高温摩擦磨损实验中更容易发生氧化磨损，因此有必要探究涂层在高温下的氧化机理。在前文的摩擦学实验中，N3 涂层在所设计涂层中具有最优异的耐磨性，所以对其进行800 ℃下50 h 的恒温氧化实验研究，并用基体作为对照。50 h 后二者的单位面积增重质量（Δm）分别为56.55 mg/cm2和66.16 mg/cm2。按照质量增重绘制出氧化动力学曲线如图10 所示，观察到曲线为抛物线。文献表明，氧化动力学曲线规律符合抛物线的特性，说明该材料具有抗氧化性［22］。

图10 Inconel718 和N3 涂层在800 ℃下氧化50 h 的氧化动力学曲线Fig.10 Oxidation kinetics curves of Inconel718 and N3 coating at 800 ℃ for 50 h

由Cui［23］氧化理论可得氧化速率常数计算公式（2）：

式中：Δm为单位面积增重；t为氧化时间；Kp为氧化速率常数，其值越小表示材料的抗氧化能力越强。基材和涂层在800 ℃下的氧化速率（Kp）及平方相关系数（R2）见表7。其中R2越接近1，实验数据与拟合曲线的拟合精度越好。从表中可见，N3 涂层的氧化速率（8.7634 mg·cm-4·h-1）略高于基体的，但与基体相差不大。

表7 基体和涂层在800 ℃下的氧化速率和平方相关系数Table7 Oxidation rate and squared correlation coefficient of substrate and coatings at 800℃

基体和N3 涂层氧化表面的XRD 图谱如图11 所示。分析XRD 图谱可知，基体表面主要为Cr，Fe 和Ni的氧化物，包括Fe2O3和Cr2O3金属氧化物及NiCr2O4尖晶石结构氧化物。其中尖晶石结构氧化物是Cr2O3与Ni 的氧化物发生固相反应生成的，其结构致密，有助于提高抗氧化性［24-25］，反应式为：

图11 Inconl718 和N3 涂层氧化表面XRD 分析结果Fig.11 XRD analysis results of oxidized surfaces of Inconel718 and N3 coating

N3 涂层的氧化表面主要是Co 和Ti 的氧化物，包括CoOx，TiO2，另外，还检测到Fe 的氧化物Fe2O3。

基体和N3 涂层的氧化层表面形貌如图12 所示。从图12（a）中可见基体的氧化表面主要为灰色块状颗粒，并且出现少量的空洞和凹坑。结合表8 中EDS 分析，灰白色块状物质A 中Cr 的原子分数为37.82%，O原子分数为59.89%，推测此处存在Cr2O3。C 点是凹坑结构，Fe 和Ni 的原子分数分别为2.53%和7.26%，结合XRD 推测可能含有少量Fe2O3和NiCr2O4。与基体不同，N3 涂层的氧化表面为灰白色网状结构，并且部分区域存在明显的裂纹。推测可能是基体与氧化物之间热膨胀系数（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）的差异导致出现了裂纹［26］。而且试样在实验中经历了从800 ℃到室温的几次冷热循环，当超过临界应力时，表面也会出现裂纹［27］。EDS 显示N3 涂层中Co 含量远大于其他金属。例如D 点，除了Co（46.61%）外，其他金属元素如Cr（0.06%），Fe（0.80%），Ni（0.37%）等含量较少，因此主要存在CoOx。另外，点E 处还有Ti 元素（0.03%），推测该处还含有TiO2。上述主要的反应式如式（4）~（7）所示：

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

表8 基体和涂层典型氧化形貌EDS 结果（原子分数/%）Table8 EDS results of typical oxidation morphology of coatings（atom fraction/%）

3 结论

（1）复合涂层中的主要物相包括固溶体γ-Co 和（Fe，Ni），以及熔池中合金元素间形成的FeNi3和Cr3Ni2，另外N2 和N3 涂层还存在Cr2Ti 和TiN。涂层硬度相对基体也有所提高，达到基体（262.7HV0.5）的1.3~1.4 倍。

（2）N2 涂层的减摩效果较好，而N3 涂层拥有最好的耐磨性能，说明Co/TiN 复合涂层能够有效改善基体的摩擦学性能。并且随着TiN 含量的增加，涂层的磨损越轻，耐磨性越好。由分析磨损机理可知，600 ℃下涂层表面生成了氧化膜，一定程度上有助于降低表面磨损。

（3）800 ℃下N3 涂层具有抗氧化性，氧化速率常数为8.7634 mg2∙cm-4∙h-1，与基体的相差不大，证明该复合涂层在具有一定抗氧化性的同时，能够大幅降低基体在高温下的磨损率，提高摩擦学性能，延长零部件的使用寿命，从而降低了成本，使Inconel718 合金在高温极端工况下的应用更为广泛。