軟/硬質(zhì)摩擦偶件材料對(duì)Ni3Al 基涂層寬溫域內(nèi)摩擦學(xué)行為的影響

范祥娟，李文生，崔帥，李建軍

（1.蘭州理工大學(xué) 有色金屬先進(jìn)加工與再利用國(guó)家重點(diǎn)實(shí)驗(yàn)室，蘭州 730050；2.南京理工大學(xué) 材料科學(xué)與工程學(xué)院，南京 210094）

Ni3Al 金屬間化合物具有高熔點(diǎn)、低密度、優(yōu)異的高溫力學(xué)性能和高溫抗氧化性能等優(yōu)勢(shì)，同時(shí)，由于長(zhǎng)程有序的晶體結(jié)構(gòu)，其強(qiáng)度隨溫度升高而升高[1-3]，因此Ni3Al金屬間化合物被認(rèn)為是優(yōu)異的高溫耐磨結(jié)構(gòu)材料。為使運(yùn)動(dòng)部件在啟動(dòng)-停止的全過(guò)程中均保持低摩擦和低磨損，眾多研究人員以Ni3Al 為基體材料，通過(guò)中低溫固體潤(rùn)滑劑（軟金屬和過(guò)渡金屬硫化物等[4-5]）和中高溫固體潤(rùn)滑劑（氟化物、氧化物和無(wú)機(jī)酸鹽等[6-7]）的協(xié)同潤(rùn)滑效應(yīng)，采用先進(jìn)的加工工藝制備了大量Ni3Al 基寬溫域自潤(rùn)滑復(fù)合材料。其中，Zhu 等[8-9]和Zhang 等[10]分別以Ag 與鋇鹽、Ag 與BaF2/CaF2、Ag與h-BN 為潤(rùn)滑相，制備了Ni3Al 基復(fù)合材料，通過(guò)研究其在25～800 ℃的摩擦學(xué)行為，發(fā)現(xiàn)復(fù)合材料優(yōu)異的減摩性能歸因于潤(rùn)滑相及高溫摩擦反應(yīng)形成的氧化物的協(xié)同效應(yīng)，而復(fù)合材料的高強(qiáng)度保證了其低磨損率。

摩擦學(xué)性能并非材料的固有特性，而與載荷[11]、滑動(dòng)速率[12]、環(huán)境溫度[13]和表面狀態(tài)[14]等有關(guān)，其中偶件材料的硬度與材料摩擦磨損性能間的關(guān)系最為密切。王蘭等[15]研究了TC11 合金與W6Mo5Cr4V2、兩種不同硬度的GCr15 在寬溫域內(nèi)的摩擦學(xué)行為。結(jié)果表明，在25 ℃和600 ℃時(shí)，摩擦偶件材料僅影響合金的磨損率；而在400 ℃時(shí)，同時(shí)影響磨損率和磨損機(jī)理。Yu 等[16]研究了MoAlB 陶瓷分別與Al2O3和Inconel718 在25～800 ℃對(duì)摩時(shí)的摩擦學(xué)行為，發(fā)現(xiàn)摩擦偶件材料對(duì)MoAlB 陶瓷的摩擦磨損機(jī)制影響極大，且在25～800 ℃，MoAlB/Al2O3摩擦副的摩擦系數(shù)和磨損率均高于MoAlB/Inconel718。Deng 等[17]通過(guò)研究Al2O3涂層分別與ZrO2、Si3N4和不銹鋼對(duì)摩時(shí)的摩擦學(xué)行為，發(fā)現(xiàn)不同摩擦副的摩擦學(xué)性能差異主要是由于偶件材料的力學(xué)性能不同造成的。從現(xiàn)有文獻(xiàn)看，研究人員大量研究了偶件材料對(duì)摩擦副摩擦學(xué)性能的影響規(guī)律，但涉及的偶件材料大多為高硬度的陶瓷材料，而實(shí)際應(yīng)用中，金屬材料反而為承載和擠壓條件下的首選材料，且針對(duì)偶件材料對(duì)Ni3Al基寬溫域潤(rùn)滑材料摩擦學(xué)性能影響的相關(guān)研究較少。

前期工作中，本課題組[18]在優(yōu)化設(shè)計(jì)固體潤(rùn)滑相的基礎(chǔ)上，采用等離子噴涂法制備了Ni3Al 基寬溫域自潤(rùn)滑復(fù)合涂層。本文進(jìn)一步研究涂層分別與高硬度WC-Co 和低硬度316L 對(duì)摩時(shí)，其在寬溫域內(nèi)的摩擦學(xué)行為，初步探索軟、硬質(zhì)摩擦偶件材料對(duì)涂層潤(rùn)滑與磨損機(jī)理的影響規(guī)律，為合理選用摩擦偶件材料以減緩?fù)繉拥哪Σ聊p提供可靠的科學(xué)依據(jù)。

1 實(shí)驗(yàn)

1.1 實(shí)驗(yàn)材料及涂層制備

本實(shí)驗(yàn)中以Ni 粉、Al 粉、Mo 粉、Cr2O3粉、Ag粉、BaF2粉和CaF2粉為初始原料（純度>99.99%，粒徑為75 μm）。將摩爾比為3:1 的Ni 粉和Al 粉均勻混合后，采用自蔓延燃燒合成法制備N(xiāo)i3Al 粉。將質(zhì)量比為68:32 的BaF2粉和CaF2粉均勻混合后，采用真空管式爐制備BaF2/CaF2共晶粉。然后，將經(jīng)優(yōu)化設(shè)計(jì)的質(zhì)量比為63.5:4:10:12.5:10 的Ni3Al 粉、Mo粉、Cr2O3粉、Ag 粉和BaF2/CaF2共晶粉均勻混合后，采用高能球磨法制備N(xiāo)i3Al 基復(fù)合粉末。最后，采用噴霧造粒法提高Ni3Al 基復(fù)合粉末的流動(dòng)性，并改善其球形度，用于等離子噴涂。在前期工作中，本課題組[18]已對(duì)上述粉末的具體制備過(guò)程作出詳細(xì)說(shuō)明。

基體選用φ20 mm×5 mm 的1Cr18Ni9Ti 不銹鋼，噴涂前，對(duì)其表面進(jìn)行噴砂處理，使其Ra≈1.31 μm，然后使用丙酮和酒精超聲清洗10 min，烘干后用于等離子噴涂。噴霧造粒后的粉末在干燥箱中于70 ℃干燥0.5 h，基體在150～200 ℃下預(yù)熱3 min，然后用等離子噴涂系統(tǒng)（DH-2080）在電流為500 A、電壓為80 V、氬氣流量為140 L/min、氫氣流量為9 L/min、噴涂距離為100 mm 條件下制備N(xiāo)i3Al 基涂層。噴涂樣品自然冷卻后，采用400、800、1000 和2000 目的砂紙逐級(jí)打磨至表面光滑，然后用金剛石研磨膏拋光至表面Ra≈0.2 μm，用于涂層的摩擦學(xué)性能實(shí)驗(yàn)。

1.2 測(cè)量與分析

采用球盤(pán)式高溫摩擦磨損試驗(yàn)機(jī)（中科凱華，HT-1000）測(cè)試涂層的摩擦系數(shù)，盤(pán)為Ni3Al 基涂層，尺寸為φ20 mm×5 mm，室溫硬度為400HV[18]。摩擦偶件分別為WC-Co 和316L，尺寸為φ6 mm，室溫硬度分別為1765HV、327HV，其余室溫物理性能見(jiàn)表1。摩擦實(shí)驗(yàn)前，將摩擦副材料在丙酮和酒精中超聲清洗10 min，并烘干，然后在大氣環(huán)境下測(cè)試Ni3Al基涂層分別與WC-Co 和316L 摩擦偶件（下文簡(jiǎn)稱(chēng)為Ni3Al/WC-Co 摩擦副和Ni3Al/316L 摩擦副）的摩擦系數(shù)，條件：溫度分別為25、200、400、600、800 ℃，載荷為10 N，滑動(dòng)速度為1 m/s，滑動(dòng)時(shí)間為20 min。采用二維輪廓儀（中科凱華，MT-500）測(cè)量涂層的磨損體積V（mm3），根據(jù)公式W=V/(F·S)計(jì)算涂層的磨損率W，其中F為外加載荷（N），S為總滑動(dòng)行程（m）。涂層的摩擦系數(shù)和磨損率測(cè)試均重復(fù)3 次，取平均值。采用UMT Test Viewer 軟件測(cè)算不同對(duì)摩副體系的理論局部接觸應(yīng)力。

表1 WC-Co 和316L 摩擦偶件的室溫物理性能Tab.1 The physical properties of WC-Co and 316L counterpart balls at room temperature

采用掃描電子顯微鏡（SEM，Quanta450FEG）和附帶的能譜儀（EDS，AMETEK EDAX）觀(guān)察并測(cè)試磨損表面、磨斑和磨屑的形貌及成分。采用拉曼散射儀（LabRAM HR800，波長(zhǎng)為532 nm）測(cè)試磨損表面和磨斑的成分。采用高溫硬度儀（Archimedes HTV-PHS30）在加載1 kg 條件下測(cè)試WC-Co 和316L摩擦偶件在25、200、400、600、800 ℃時(shí)的硬度，每組測(cè)試重復(fù)10 次，取平均值。

2 實(shí)驗(yàn)結(jié)果

2.1 涂層摩擦學(xué)性能

25～800 ℃下Ni3Al/316L 和Ni3Al/WC-Co 摩擦副的摩擦系數(shù)統(tǒng)計(jì)如圖1 所示?？梢钥闯?，2 種摩擦副摩擦系數(shù)的變化趨勢(shì)一致。在25～400 ℃，摩擦系數(shù)均隨溫度的升高而降低，（Ni3Al/316L 摩擦副由0.32降至0.23，Ni3Al/WC-Co 摩擦副由0.36 降至0.14）；在 400～600 ℃，隨溫度的升高，摩擦系數(shù)升高（Ni3Al/316L 摩擦副升至0.26，Ni3Al/WC-Co 摩擦副升至0.34）；在600～800 ℃，隨溫度的升高，摩擦系數(shù)降低（Ni3Al/316L 摩擦副降至0.24，Ni3Al/WC-Co摩擦副降至0.20）。在25～600 ℃，除400 ℃外，Ni3Al/316L 摩擦副的摩擦系數(shù)均低于Ni3Al/WC-Co摩擦副，而在800 ℃時(shí)，Ni3Al/316L 摩擦副的摩擦系數(shù)略高于Ni3Al/WC-Co 摩擦副。

圖1 25～800 ℃下Ni3Al/316L 和Ni3Al/WC-Co 摩擦副的摩擦系數(shù)Fig.1 The COF of Ni3Al/316L and Ni3Al/WC-Co friction pairs within 25～800 ℃

25～800 ℃下Ni3Al/316L 和Ni3Al/WC-Co 摩擦副的磨損率統(tǒng)計(jì)如圖2 所示?？梢钥闯?，隨著溫度的升高，Ni3Al/316L 摩擦副的磨損率不斷降低（除600 ℃外），且在800 ℃時(shí)低至0.09×10–4mm3/(N·m)。隨溫度的升高，Ni3Al/WC-Co 摩擦副的磨損率也不斷降低，在600 ℃和800 ℃時(shí)，涂層的磨損率分別低至0.12×10–4mm3/(N·m)和0.03×10–4mm3/(N·m)。此外，在同一溫度下，Ni3Al/316L 摩擦副的磨損率均明顯高于Ni3Al/WC-Co 摩擦副。

圖2 25～800 ℃下Ni3Al/316L 和Ni3Al/WC-Co 摩擦副的涂層磨損率Fig.2 The wear rate of Ni3Al/316L and Ni3Al/WC-Co friction pairs within 25～800 ℃

2.2 涂層磨損形貌

Ni3Al/316L 摩擦副的磨損表面形貌如圖3 所示?？梢钥闯?，在25～400 ℃，磨損表面均存在大量沿滑動(dòng)方向的細(xì)小犁溝、大量片狀剝落顆粒及剝落坑，并且隨溫度的升高，剝落現(xiàn)象逐漸減弱（如圖3a—c 所示）。在600 ℃時(shí)，磨損表面發(fā)生嚴(yán)重的粘著磨損，形成大量魚(yú)鱗層狀堆積（如圖3d 所示）。在800 ℃時(shí)，磨損表面形成光滑、連續(xù)的平面，局部區(qū)域出現(xiàn)輕微的剝落（如圖3e 所示）。

圖3 不同溫度下Ni3Al/316L 摩擦副的磨損表面形貌Fig.3 Worn surface morphology of the Ni3Al/316L friction pairs at different temperatures

圖4 不同溫度下Ni3Al/WC-Co 摩擦副的磨損表面形貌Fig.4 Worn surface morphology of the Ni3Al/WC-Co friction pairs at different temperatures

Ni3Al/WC-Co 摩擦副的磨損表面形貌如圖4 所示?？梢钥闯?，在25 ℃時(shí)，磨損表面出現(xiàn)少量垂直于滑動(dòng)方向的細(xì)小微裂紋和片狀剝落顆粒，局部區(qū)域存在少量剝落坑（如圖4a 所示）；在200 ℃時(shí)，磨損表面的粘著現(xiàn)象顯著，犁溝更加明顯，但剝落顆粒相對(duì)減少（如圖4b 所示）；在400 ℃時(shí)，磨損表面出現(xiàn)大量垂直裂紋，局部區(qū)域變得相對(duì)光滑（如圖4c 所示）；在600～800 ℃時(shí)，隨溫度的升高，磨損表面的剝落逐漸減少，磨損表面變得更加連續(xù)、光滑（如圖4d—e 所示）。

3 分析與討論

3.1 中低溫段溫度和摩擦偶件材料對(duì)涂層摩擦學(xué)行為的影響

由25～800 ℃下Ni3Al/316L 和Ni3Al/WC-Co 摩擦副的摩擦系數(shù)和磨損率的統(tǒng)計(jì)圖發(fā)現(xiàn)，涂層的摩擦學(xué)性能與摩擦偶件材料密切相關(guān)。在25～400 ℃，隨溫度的升高，2 種摩擦副的摩擦系數(shù)和磨損率均呈下降趨勢(shì)。通過(guò)分析各磨損表面的EDS 成分（圖5）發(fā)現(xiàn)，隨溫度的升高，2 種摩擦副的Ag 含量均逐漸增加，且Ni3Al/316L 摩擦副的Ag 含量高于Ni3Al/WC-Co摩擦副。據(jù)大量文獻(xiàn)報(bào)道[19-20]，軟金屬Ag 具有低剪切強(qiáng)度，摩擦過(guò)程中，易在載荷和溫度的耦合作用下不斷析出，可有效降低材料的摩擦與磨損，并且溫度越高，Ag 的剪切能力越強(qiáng)。因此，隨溫度的升高，2 種摩擦副的摩擦系數(shù)和磨損率逐漸降低，磨損跡象減弱。

圖5 25～800 ℃ Ni3Al/316L 和Ni3Al/WC-Co 摩擦副的磨損表面EDS 面掃描結(jié)果Fig.5 The EDS scanning results of Ni3Al/316L and Ni3Al/WC-Co friction pairs within 25～800 ℃

在25 ℃，與316L 對(duì)摩時(shí)，因涂層中的Ni 元素和316L 中的Fe 元素具有強(qiáng)的化學(xué)親和勢(shì)，易在接觸界面間形成粘著結(jié)點(diǎn)。由摩擦偶件的室溫物理性能可知，316L 的硬度略低于Ni3Al 基涂層，因此剪切斷裂發(fā)生在低硬度的316L 表面[21-22]。一部分脫落材料粘附于磨損表面，另一部分形成硬質(zhì)顆粒，犁削涂層，在磨損表面形成大量沿滑動(dòng)方向的犁溝及凹坑。涂層主要表現(xiàn)為粘著磨損和磨粒磨損，具有較高的摩擦系數(shù)和磨損率。與WC-Co 對(duì)摩時(shí)，高硬度WC-Co 與涂層間的局部接觸應(yīng)力高達(dá)1.85 GPa，WC-Co 表面的硬質(zhì)微凸體易嵌入軟涂層中，不斷推擠涂層，導(dǎo)致涂層產(chǎn)生嚴(yán)重的塑性變形，并伴隨少量垂直于滑動(dòng)方向的細(xì)小疲勞微裂紋和剝落，使Ni3Al/WC-Co 摩擦副具有更低的磨損率。塑性變形的產(chǎn)生有利于涂層中孔隙等缺陷的減少[23]，導(dǎo)致軟金屬Ag 的析出通道減少，抑制了Ag 的擴(kuò)散，使Ni3Al/WC-Co 摩擦副中磨損表面的Ag 含量遠(yuǎn)低于Ni3Al/316L 摩擦副。同時(shí)，高硬度的 WC-Co 對(duì)涂層的犁削作用更強(qiáng)，導(dǎo)致Ni3Al/WC-Co 摩擦副具有更高的摩擦系數(shù)。

隨溫度的升高，316L 和WC-Co 的硬度均呈下降趨勢(shì)，且在相同環(huán)境溫度下，WC-Co 的硬度約為316L的5.59～6.76 倍，如圖6 所示。因此，Ni3Al/WC-Co摩擦副間的接觸應(yīng)力遠(yuǎn)大于Ni3Al/316L 摩擦副，高接觸應(yīng)力作用下產(chǎn)生的摩擦熱會(huì)促進(jìn)氧化的發(fā)生。由400 ℃時(shí)2 種摩擦副磨損表面的拉曼結(jié)果可知，僅 Ni3Al/WC-Co 摩擦副的磨損表面在摩擦化學(xué)作用下形成了部分NiO 和NiCr2O4，見(jiàn)圖7a 和圖7c。Cheng 等[24]和Wang 等[25]證實(shí)了NiO 和NiCr2O4為優(yōu)異的中高溫固體潤(rùn)滑劑，起到了良好的減摩作用。因此，Ni3Al/WC-Co 摩擦副擁有更好的減摩性能。涂層與高硬度WC-Co 對(duì)摩時(shí)，在高接觸應(yīng)力作用下發(fā)生嚴(yán)重的塑性變形，磨損表面相對(duì)光滑，局部區(qū)域存在細(xì)小裂紋；與低硬度316L 對(duì)摩時(shí)，磨損表面較粗糙。通過(guò) EDS 分析其磨損表面和磨屑成分，結(jié)果表明，磨損表面和磨屑的成分相近（磨損表面：Ni 56.49%，Al 7.31%，O 4.31%，F(xiàn)e 9.20%，Cr 4.57%，Ba 6.525%，Ag 7.24%。磨屑：Ni 58.22%，Al 7.26%，O 3.81%，F(xiàn)e 7.59%，Cr 3.25%，Ba 5.73%，Ag 6.93%）。進(jìn)一步對(duì)比發(fā)現(xiàn)，Ni3Al/316L 摩擦副形成了以20 μm×20 μm 為主的厚磨屑，而Ni3Al/WC-Co摩擦副形成了以10 μm×10 μm 為主的薄磨屑（見(jiàn)圖7 b和圖7d）。綜上所述，高硬度的摩擦偶件可促使涂層發(fā)生塑性變形，減緩?fù)繉觿兟涞漠a(chǎn)生，使涂層具有低磨損率。

圖6 不同溫度下316L 和WC-Co 的硬度Fig.6 The hardness of 316L and WC-Co at different temperatures

圖7 400 ℃時(shí)Ni3Al/316L 和Ni3Al/WC-Co 摩擦副的磨損表面拉曼結(jié)果和磨屑形貌Fig.7 Raman results of the worn surface and wear debris morphology of Ni3Al/316L and Ni3Al/WC-Co friction pairs within 400 ℃

3.2 中高溫段溫度和摩擦偶件材料對(duì)涂層摩擦學(xué)行為的影響

在400～800 ℃，隨溫度的升高，2 種摩擦副的摩擦系數(shù)均先升高后降低。這是由于在450 ℃以上時(shí)，軟金屬Ag 過(guò)度軟化，失去潤(rùn)滑能力，氟化物在500 ℃以上才發(fā)生脆-塑性轉(zhuǎn)變而提供潤(rùn)滑作用[26]。在600 ℃時(shí)，2 種摩擦副的磨損表面形成具有潤(rùn)滑能力的NiCr2O4、NiO、Ag2MoO4、Fe2O3和WO3等[15,27]，但各氧化物的拉曼峰強(qiáng)度較低，潤(rùn)滑能力有限，此時(shí)涂層的減摩性能較差，如圖8 所示。隨溫度升高至800 ℃時(shí)，磨損表面Cr、Ba、O、Fe、W 等元素的含量顯著增加。結(jié)合其拉曼光譜結(jié)果可知，在更高溫度下，涂層摩擦氧化作用更加強(qiáng)烈，形成了富含NiCr2O4、NiO 和Ag2MoO4等潤(rùn)滑相的連續(xù)、光滑釉質(zhì)層，提供了良好的自潤(rùn)滑性能，使涂層具有優(yōu)異的減摩和耐磨性能。

600 ℃時(shí)，Ni3Al/316L 摩擦副中，低硬度316L與涂層的粘著作用增強(qiáng)。摩擦過(guò)程中，對(duì)摩球不斷涂抹涂層，形成大量魚(yú)鱗狀的粘著痕跡（見(jiàn)圖3d 和8a），且磨損表面形成潤(rùn)滑相的能力有限，因此Ni3Al/316L摩擦副具有高摩擦系數(shù)和高磨損率，涂層主要表現(xiàn)為粘著磨損和氧化磨損。在Ni3Al/WC-Co 摩擦副中，高硬度WC-Co 產(chǎn)生的局部接觸應(yīng)力更高，產(chǎn)生了更多的摩擦熱促進(jìn)氧化，磨損表面的氧含量和潤(rùn)滑相的含量雖明顯高于Ni3Al/316L 摩擦副，但其氧化程度依然較低，形成的氧化膜較薄，且致密性較差[28]，易在摩擦過(guò)程中發(fā)生片狀剝落，增加了涂層的粗糙度。同時(shí)，剝落的氧化膜被逐漸碾壓成細(xì)小的硬質(zhì)顆粒，犁削涂層，形成大量平行于滑動(dòng)方向的犁溝。因此，Ni3Al/WC-Co 摩擦副具有更高的摩擦系數(shù)。如圖8c中A 所示，大量細(xì)小的氧化物顆粒被貯存在剝落坑中，避免在摩擦過(guò)程中被排出，使Ni3Al/WC-Co 摩擦副具有低磨損率，涂層主要表現(xiàn)為剝層磨損和氧化磨損。

800 ℃時(shí)，隨溫度的升高，2 種摩擦副的摩擦氧化反應(yīng)更加完全，磨損表面均形成連續(xù)、光滑的氧化物釉質(zhì)層，并在剪切力作用下轉(zhuǎn)移至對(duì)摩球表面，形成轉(zhuǎn)移膜。由于316L 硬度較低，對(duì)轉(zhuǎn)移膜的承載能力較差，導(dǎo)致Ni3Al/316L 摩擦副中轉(zhuǎn)移膜發(fā)生嚴(yán)重的剝落。高硬度WC-Co 表面形成的轉(zhuǎn)移膜光滑、連續(xù)且致密性高，其氧化物的拉曼峰強(qiáng)度遠(yuǎn)高于Ni3Al/316L 摩擦副（如圖9 所示）。因此，Ni3Al/WC-Co摩擦副的摩擦發(fā)生在光滑潤(rùn)滑膜與轉(zhuǎn)移膜之間，而Ni3Al/316L 摩擦副的摩擦發(fā)生在光滑潤(rùn)滑膜與粗糙轉(zhuǎn)移膜之間。2 種摩擦副磨損表面的氧化物釉質(zhì)層硬度較高，具有良好的耐磨性能[29]，使2 種摩擦副的磨損率均較低，涂層主要表現(xiàn)為氧化磨損。

圖8 600 ℃時(shí)磨損表面（圖3d 和圖4d）局部放大形貌及其拉曼光譜結(jié)果Fig.8 The SEM morphologies and Raman results of wear surface (fig. 3d and fig. 4d) within 600 ℃

圖9 800 ℃時(shí)磨損表面和對(duì)摩球表面Raman 結(jié)果及磨斑形貌Fig.9 The Raman results and SEM morphologies of wear surface and counterpart surface within 800 ℃: a) worn surface of Ni3Al/316L; b) counterpart of Ni3Al/316L; c) wear scar morphology of Ni3Al/316L; d) worn surface of Ni3Al/WC-Co; e)counterpart of Ni3Al/WC-Co; f) wear scar morphology of Ni3Al/WC-Co

4 結(jié)論

1）25～800 ℃時(shí)，在軟金屬Ag、BaF2/CaF2和摩擦產(chǎn)物NiCr2O4、NiO 及Ag2MoO4等高溫潤(rùn)滑相的協(xié)同作用下，隨溫度的升高，2 種摩擦副的摩擦系數(shù)均呈先降低、再升高、后下降的趨勢(shì)。

2）25～200 ℃時(shí)，低硬度316L 與涂層主要發(fā)生粘著磨損；高硬度WC-Co 使涂層發(fā)生嚴(yán)重塑性變形，可減緩?fù)繉拥膭兟洌珴?rùn)滑相的析出通道減少，使其具有低磨損率、高摩擦系數(shù)。400 ℃時(shí)，Ni3Al/WC-Co摩擦副間的局部接觸應(yīng)力較大，較高的摩擦熱促進(jìn)氧化進(jìn)程，進(jìn)一步降低其摩擦系數(shù)。

3）600 ℃時(shí)，316L 硬度降低，使其與涂層間的粘著作用增強(qiáng)，涂層主要發(fā)生粘著磨損和氧化磨損；高硬度WC-Co 對(duì)涂層的促氧化作用有限，致密性較低的氧化層易剝落，使涂層的粗糙度增加，但剝落坑可貯存磨屑顆粒，使其具有高摩擦系數(shù)及低磨損率，涂層主要表現(xiàn)為剝層磨損和氧化磨損。

4）800 ℃時(shí)，Ni3Al/WC-Co 摩擦副的摩擦發(fā)生在光滑氧化膜與轉(zhuǎn)移膜之間，更有利于涂層減摩和耐磨性能的提高。