超音速火焰喷涂ＷＣ－ＣｒＮｉ涂层的滑动磨损特性研究
朱振，张宏，张箭等
表面技术2012年6月
［摘要］采用超音速火焰喷涂技术制备ＷＣ－ＣｒＮｉ涂层，研究了自配副磨损和三体磨损条件下，涂层的滑动磨损性能，并分析了涂层磨损前后的形貌及成分变化。结果表明：ＷＣ－ＣｒＮｉ涂层组织致密、结构均匀；两种磨损条件下，涂层的摩擦系数相差较大，三体磨损时，涂层损伤严重，由于配副接触面间第三体存在增加了摩擦阻力，使得摩擦系数稳定性变差；涂层在两种磨损条件下的磨损机制有所不同，自配副时的磨损机制为ＷＣ层状剥离，三体磨损下则以微切削并伴随塑性变形为主。
［关键词］超音速火焰喷涂；碳化钨；滑动磨损；磨损机制
工程机械需具备高的可靠性，因而人们对材料的耐磨性能提出了更高的要求。具有“硬质点＋软基体”典型结构的ＷＣ金属陶瓷涂层，被广泛应用于航空航天、化工、冶金、机械等行业［１－２］。ＷＣ在５４０ ℃时仍然硬度高且耐磨性好，以Ｃｏ，Ｎｉ等作为粘结相的ＷＣ涂层，ＷＣ与Ｎｉ相互润湿，结合强度较好，涂层硬度高，特别适用于提高工程机械零部件的耐磨粒磨损和耐冲刷磨损等性能［２－５］，在耐磨要求较苛刻的场合可获得满意的效果［６］。
近年来，表面堆焊、表面感应熔覆、激光熔覆及等离子喷焊等 表面改性方法在国内外引起了广泛关注［５，７－１１］。相比而言，采用超音速火焰喷涂（ＨＶＯＦ），不仅制得的涂层组织致密，少氧化，综合性能好，而且喷涂ＷＣ－Ｃｏ，ＮｉＣｒ－Ｃｒ２Ｃ３等材料时，合金元素氧化和热分解少［１２－１３］。
文中采用ＨＶＯＦ工艺制备ＷＣ－ＣｒＮｉ涂层，研究其在自配副和三体磨粒磨损条件下的磨损性能，并探讨摩擦学行为和磨损机制。
１ 实验材料与方法
基材选用３５钢，试样分环状４０ｍｍ×１０ｍｍ和块状２０ｍｍ×１０ｍｍ×１０ｍｍ两种。利用ＸＹ－３２００型超音速火焰喷涂系统制备ＷＣ－ＣｒＮｉ涂层。喷涂粉末为北京矿冶研究总院提供的复合包覆型粉末，粒度－２５～４５μｍ。喷涂时，以航空煤油作为液体燃料，氧气为助燃气，氮气为保护气体，喷涂距离３５０ｍｍ。喷涂采用优化的工艺参数，见表1.ＷＣ涂层滑动磨损实验在Ｍ－２０００磨损试验机上进行，如图１所示，通过施加法向载荷使环试样与块试样形成环－块接触方式。实验载荷３００Ｎ，转速为２００ｒ／ｍｉｎ，磨损时间３ｈ，磨损半径为２０ｍｍ。对磨的环、块试样为同质ＷＣ涂层，分别考察涂层干摩擦及石英砂参与的三体磨损性能，涂层用８００＃砂纸抛光至表面粗糙度Ｒａ＝３．２μｍ。其中，三体磨损时，选用粒度为３６目的石英砂，硬度１０００ＨＶ０．３，通过外接沙漏引入摩擦副间。摩擦系数μ计算公式如下：
μ＝Ｍｒ·Ｆ式中：Ｍ为摩擦力矩，ｋｇ／ｃｍ；Ｆ为法向载荷，ｋｇ；ｒ为下环试样半径，ｃｍ。
采用Ｐｈｉｌｉｐｓ－ＸＬ３０型环境扫描电镜（ＥＳＥＭ）观察涂层 结 构 及 表 面 磨损形貌，用荧光能谱分析仪（ＥＤＡＸ）分析磨损表面的成分变化，用Ｒｉｇａｋｕ Ｄ／ｍａｘ－ｒＡ转靶多晶体Ｘ射线衍射仪分析涂层物相组成。用磁选法收集磨损实验过程中的磨屑，经过退磁后，均匀撒在导电胶带上，以观察磨屑形貌。
２ 结果与讨论
２．１ ＷＣ－ＣｒＮｉ涂层组织和结构
图２给出了ＷＣ－ＣｒＮｉ涂层表面与截面的ＳＥＭ照片，可见陶瓷相和粘结相在复合涂层中分布均匀，没有明显的裂纹和喷涂缺陷。从截面形貌观察，涂层还具有热喷涂涂层的空洞、缝隙和部分未熔化及半熔化颗粒等典型结构［５］，这是熔化或半熔化态颗粒撞击基体并相互堆积形成的。超音速喷涂过程中，高的粒子速率使粉末冲击表面，形成低空隙率、高致密度的涂层，涂层与涂层之间形成交错堆叠结构。
图３示出了ＷＣ－ＣｒＮｉ粉末及其相应涂层的ＸＲＤ图谱。可以看出，喂料粉末由金属粘结相Ｎｉ和陶瓷相ＷＣ，Ｃｒ２Ｃ３组成，而经超音速火焰喷涂形成涂层后，涂层中还含有少量Ｗ２Ｃ。这是由于超音速火焰喷涂的高温过程中，ＷＣ陶瓷相发生分解所致。有学者研究还发现［３－４］，超音速火焰喷涂中，除由于高温分解产生Ｗ２Ｃ相外，还形成了少量粘结相和ＷＣ的复合相。
２．２ ＷＣ－ＣｒＮｉ涂层摩擦学性能
摩擦磨损是两个接触表面相互作用，而引起滑动阻力和能耗的过程。摩擦磨损过程中，各种因素的相互关系极其复杂，伴随着表面层机械、组织结构和物理化学性能的变化［１３］。图４给出了超音速火焰喷涂ＷＣ－ＣｒＮｉ涂层在自配副和石英砂三体摩擦磨损条件下，摩擦系数随滑动时间的变化曲线。可以观察到：自配副时，涂层稳定摩擦系数是０．５４，三体磨损下的摩擦系数在０．３６左右，与自配副相比有很大变化。相比而言，三体磨损下，石英砂在摩擦副之间形成第三体，增加了摩擦阻力，使得摩擦系数稳定性变差。另外，滑动磨损过程中，石英砂作为第三体存在，与摩擦副形成不连续接触，也影响了接触面的平整度。
２．３ ＷＣ－ＣｒＮｉ涂层磨损机制探讨
２．３．１ 涂层磨损形貌分析
图５ａ为自配副条件下，ＷＣ－ＣｒＮｉ涂层磨损表面的ＳＥＭ照片，可见配副界面存在因较多颗粒脱落形成的疲劳剥离坑，挤压变形不明显。如图５ａ的高倍图所示，涂层中存在硬质相崩塌、破碎的痕迹，磨损形貌存在明显不同的两个部分：中心Ａ处呈不连续、较松散的颗粒分布；Ｂ区域与原始涂层之间发现长裂纹，即硬质相与粘结相的锚固作用下降，在垂直于磨损方向上产生裂纹。磨屑形貌如图５ｂ所示，磨屑主要以较光滑薄片状存在，证实涂层损伤以剥离为主。
温诗铸等［１３］总结了磨粒磨损机理，认为三体磨损时，磨料会在载荷作用下压入摩擦表面而产生压痕，挤压形成层片状剥离。图６所示为在三体磨损条件下，ＷＣ－ＣｒＮｉ涂层的磨损表面形貌。图６中可以观察到深浅不等、宽窄不一的犁沟痕，划痕周围分布着挤压痕及塑性变形沟槽（Ａ区域）。对比自配副磨损表面，三体磨损时，涂层损伤更严重，以第三体石英砂导致的犁切变形为主。这主要是因为涂层中硬度低于石英砂的粘结相先磨损，产生轻微塑性切削，而塑性沟槽则是由于接触面间捕捉到第三体磨粒，接触应力急剧增大，以致涂层表面发生强烈塑性变形。
２．３．２ 涂层表面与磨痕成分分析
对涂层表面及磨损后的磨痕进行ＥＤＡＸ分析，结果如图７所示。通过对比碳化物与粘结相（包括Ｎｉ）中元素的含量，发现自配副条件下元素的相对含量比值（２．５９２）与磨损前的涂层（４．５２２）相比，有明显下降，说明碳化物去除幅度大于粘结相。摩擦表面相互接触，常以粗糙峰形式配副，法向载荷作用下，粗糙峰彼此嵌入而形成很高的接触应力和塑性变形。涂层自配副时的微凸峰较多，以硬质相接触作用为主，粘结相减少不明显，与图５中磨损形貌所表现的以ＷＣ剥离为主的理论相吻合，同时，由于ＷＣ剥离，使得Ｗ含量大幅减少。而三体磨损后，元素相对含量比值（４．０４）与自配副磨损时相比，粘结相减少明显，有效证实了涂层磨损以粘结相的移除为主。
２．３．３ 涂层磨损机制探讨
结合磨损形貌和ＥＤＡＸ成分分析，对ＷＣ－ＣｒＮｉ涂层在两种磨损条件下的磨损机制进行初步探讨。自配副条件下，ＷＣ－ＣｒＮｉ涂层的磨损机理以ＷＣ剥离为主，其磨损模型见图８ｂ。首先，在法向载荷和表面切向力形成的交变剪切应力作用下，ＷＣ－ＣｒＮｉ涂层发生塑性变形，粘结相与ＷＣ由于塑性差异，变形不同步，在两者相界面萌生疲劳裂纹（见图５）；之后经过剪切应力的反复作用，涂层表层塑性变形严重，直至变硬、变脆，疲劳裂纹萌生并逐渐扩展，导致粘结基体相的模量和机械强度不足，造成涂层硬质相ＷＣ的剥离。
三体磨损条件下，ＷＣ－ＣｒＮｉ涂层的磨损机理以磨粒磨损为主，粘结相在硬磨粒作用下产生较大的塑性变形，见图８ｃ。涂层表面以塑性变形的磨损方式磨损，多次塑性变形（微观压入）作用产生明显的挤压痕。第三体磨粒硬度高于粘结相，形成切削磨痕，不断捕捉到新的磨粒，反复作用之下，犁沟两侧呈皱状隆起，产生较大塑性变形。
３ 结论
１）由陶瓷相ＷＣ，Ｃｒ２Ｃ３和粘结相Ｎｉ组成的ＷＣ－ＣｒＮｉ喂料粉末，经超音速火焰喷涂后，形成以ＷＣ为主，兼含Ｗ２Ｃ相和金属粘结相的金属陶瓷涂层。
２）在自配副和三体摩擦磨损条件下，ＷＣ－ＣｒＮｉ涂层摩擦系数相差较大。三体磨损条件下，涂层损伤严重，由于配副接触面间第三体的存在增加了摩擦阻力，使得摩擦系数稳定性变差。
３）通过磨损表面形貌和成分分析，发现在两种磨损条件下，ＷＣ－ＣｒＮｉ涂层的磨损机制不同：自配副时，以ＷＣ剥离为主要磨损机制，剥离坑周围分布细微疲劳裂纹；三体磨损条件下，磨损机制为微切削伴随塑性变形。
参考文献略
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