刘建金等：超音速火焰喷涂WC-一12C。涂层的滑动磨损特性 ·1619· 20000 10000 a WC sWC 8000 o W C 15000 s Co W 6000 0000 4000 5000 2000 4 60 80 100 40 60 20所9 20M 图3WC-12C。原粉(a)和WC-12Co涂层(b)的X射线衍射图谱 Fig.3 XRD patterns of the WC-12Co powder (a)and coating (b) 涂层脱碳形成W,C和W相可，在26角为40·~50间 量的Z:元素，摩擦过程中对磨球还发生材料的转移 存在驼峰，说明存在纳米晶或非晶相，用X射线衍射 表1涂层磨损面成分（原子数分数） 测得结晶指数为93.22%，即非晶指数为6.78%，较 Table 1 Chemical composition of the wearing surface Stewart等m测得的X射线衍射中非晶指数低，其原因 测试部位 W Co 0 Zr C 可能是喷涂工艺参数不同.涂层中并没有检测到C0 涂层 39.8422.155.48 0 32.53 相，因为喷涂时的高温焰流使黏结相C0熔融，此时半 白色摩擦膜 15.03 8.97 55.91 7.81 12.27 熔融的WC将溶入C。中形成固溶体，随后熔融微粒与 灰色摩擦膜20.7211.76 54.00 0 13.52 基体相碰撞时将急速冷却形成非晶相. 2.3摩擦磨损分析 2.3.2涂层磨损率及影响因素 2.3.1磨损机制 将试样用砂纸打磨到2000目，测得基体的平均磨 涂层进行摩擦磨损实验时，摩擦副间的接触方式 损率为2.2×10-2m3N·m.同时以转速和载荷 是对磨球与黏结相以及对磨球与硬质相微凸体的接 为变量测得涂层的磨损率如图6所示.涂层损率数量 触，磨损形式主要是对黏结相的犁削、WC颗粒破碎、 级为10-4~10-Bm3N1m1,基体的平均磨损率为 脱落和涂层的剥落及摩擦膜的形成和破坏1围 2.2×10~2m3·N1·m1,涂层的耐磨性较基体大大 图4是涂层的表面磨损形貌图.由于实验条件是 提高. 小载荷和小转速，所以涂层的磨损机制大致相同.由 由图6(a)可知载荷一定时磨损率随转速的增加 图可知2N时涂层表面存在磨损坑和微凸体，3、4、5和 呈先减小后增大的趋势.这是因为转速较低时由摩擦 6N试样表面还出现摩擦膜如图4(d)所示，其中摩擦 产生的热量也较少，温度升高较小，因此磨屑的塑性变 膜有两种形貌一种是白色块状，另一种为黑色膜状。 化较小，涂层表面并不能形成较连续的摩擦膜，对磨球 涂层表面出现微凸体是由于硬质颗粒周围的黏结相被 直接与涂层相接触故磨损率较大.而且转速较小时， 磨削掉，使得表面的硬质颗粒裸露出来；而磨损坑的形 对磨球与涂层上微凸体相碰撞后产生的动量和冲量较 成是由于黏结相被犁削后硬质颗粒在摩擦副循环载荷 小，它们并不会快速破碎和剥落，而是发生绕过偏移， 的作用下发生破碎、剥落造成的或者是涂层的块状剥 进而对周围的黏结相进行磨削，摩擦环宽度增大，相应 落引起的，如图4(e)所示，其中较大片状磨屑的存在 的磨损率增加.转速增大，由摩擦产生的热量增加，接 说明涂层发生剥落.随着载荷和转速的增加涂层经摩 触面的温度升高，使得磨屑的塑性增强，在外加载荷作 擦力做功转化的热能也增加，温度升高，磨屑的塑性增 用下会在涂层表面形成摩擦膜对涂层起到保护作用， 强并在涂层表面形成摩擦膜，当摩擦膜中硬质相含量 磨损率减小.转速进一步升高时，摩擦膜在对磨球的 较多时便形成图中白色突起摩擦膜，而当摩擦膜中黏 反复高频碾压下将发生加工硬化并产生裂纹如图4 结相含量较多时便形成黑色摩擦膜.在摩擦膜的高倍 ()所示，最终裂纹贯穿，使摩擦膜剥发生剥落，对磨球 放大图4(g)中可以看到摩擦膜中存在裂纹，说明摩擦 也与涂层直接接触，而且较高的温度下涂层的剪切强 膜在循环应力作用下是不断碎裂、脱落和重新形成的： 度也降低国，磨损率增加. 而且涂层表面存在较多的划痕，其是由对磨球上硬质 当转速一定时，随载荷的增大涂层磨损率增大，载 微凸体对涂层的磨粒磨损造成的 荷增大对磨球对涂层黏结相的磨削作用增强，硬质颗 图5和表1分别为涂层磨损区元素分布及含量. 粒的破碎、脱落增大，而且涂层亚表面受到的剪应力增 摩擦膜中氧含量远高于涂层中，所以摩擦膜发生较严 大，使得涂层的剥落增加，最终导致涂层的磨损率 重的氧化.同时还发现在突起的白色摩擦膜中还有少 增加刘建金等: 超音速火焰喷涂 WC--12Co 涂层的滑动磨损特性 图 3 WC--12Co 原粉( a) 和 WC--12Co 涂层( b) 的 X 射线衍射图谱 Fig． 3 XＲD patterns of the WC--12Co powder ( a) and coating ( b) 涂层脱碳形成 W2C 和 W 相［9］，在 2θ 角为 40 " ～ 50 "间 存在驼峰，说明存在纳米晶或非晶相，用 X 射线衍射 测得结晶指数为 93. 22% ，即非晶指数为 6. 78% ，较 Stewart 等［11］测得的 X 射线衍射中非晶指数低，其原因 可能是喷涂工艺参数不同． 涂层中并没有检测到 Co 相，因为喷涂时的高温焰流使黏结相 Co 熔融，此时半 熔融的 WC 将溶入 Co 中形成固溶体，随后熔融微粒与 基体相碰撞时将急速冷却形成非晶相． 2. 3 摩擦磨损分析 2. 3. 1 磨损机制 涂层进行摩擦磨损实验时，摩擦副间的接触方式 是对磨球与黏结相以及对磨球与硬质相微凸体的接 触，磨损形式主要是对黏结相的犁削、WC 颗粒破碎、 脱落和涂层的剥落及摩擦膜的形成和破坏［11--13］． 图 4 是涂层的表面磨损形貌图． 由于实验条件是 小载荷和小转速，所以涂层的磨损机制大致相同． 由 图可知 2 N 时涂层表面存在磨损坑和微凸体，3、4、5 和 6 N 试样表面还出现摩擦膜如图 4( d) 所示，其中摩擦 膜有两种形貌一种是白色块状，另一种为黑色膜状． 涂层表面出现微凸体是由于硬质颗粒周围的黏结相被 磨削掉，使得表面的硬质颗粒裸露出来; 而磨损坑的形 成是由于黏结相被犁削后硬质颗粒在摩擦副循环载荷 的作用下发生破碎、剥落造成的或者是涂层的块状剥 落引起的，如图 4( e) 所示，其中较大片状磨屑的存在 说明涂层发生剥落． 随着载荷和转速的增加涂层经摩 擦力做功转化的热能也增加，温度升高，磨屑的塑性增 强并在涂层表面形成摩擦膜，当摩擦膜中硬质相含量 较多时便形成图中白色突起摩擦膜，而当摩擦膜中黏 结相含量较多时便形成黑色摩擦膜． 在摩擦膜的高倍 放大图 4( g) 中可以看到摩擦膜中存在裂纹，说明摩擦 膜在循环应力作用下是不断碎裂、脱落和重新形成的; 而且涂层表面存在较多的划痕，其是由对磨球上硬质 微凸体对涂层的磨粒磨损造成的． 图 5 和表 1 分别为涂层磨损区元素分布及含量． 摩擦膜中氧含量远高于涂层中，所以摩擦膜发生较严 重的氧化． 同时还发现在突起的白色摩擦膜中还有少 量的 Zr 元素，摩擦过程中对磨球还发生材料的转移． 表 1 涂层磨损面成分( 原子数分数) Table 1 Chemical composition of the wearing surface % 测试部位 W Co O Zr C 涂层 39. 84 22. 15 5. 48 0 32. 53 白色摩擦膜 15. 03 8. 97 55. 91 7. 81 12. 27 灰色摩擦膜 20. 72 11. 76 54. 00 0 13. 52 2. 3. 2 涂层磨损率及影响因素 将试样用砂纸打磨到 2000 目，测得基体的平均磨 损率为 2. 2 × 10 － 12 m3 ·N － 1·m － 1 ． 同时以转速和载荷 为变量测得涂层的磨损率如图 6 所示． 涂层损率数量 级为 10 － 14 ～ 10 － 13 m3 ·N － 1·m － 1，基体的平均磨损率为 2. 2 × 10 － 12 m3 ·N － 1·m － 1，涂层的耐磨性较基体大大 提高． 由图 6( a) 可知载荷一定时磨损率随转速的增加 呈先减小后增大的趋势． 这是因为转速较低时由摩擦 产生的热量也较少，温度升高较小，因此磨屑的塑性变 化较小，涂层表面并不能形成较连续的摩擦膜，对磨球 直接与涂层相接触故磨损率较大． 而且转速较小时， 对磨球与涂层上微凸体相碰撞后产生的动量和冲量较 小，它们并不会快速破碎和剥落，而是发生绕过偏移， 进而对周围的黏结相进行磨削，摩擦环宽度增大，相应 的磨损率增加． 转速增大，由摩擦产生的热量增加，接 触面的温度升高，使得磨屑的塑性增强，在外加载荷作 用下会在涂层表面形成摩擦膜对涂层起到保护作用， 磨损率减小． 转速进一步升高时，摩擦膜在对磨球的 反复高频碾压下将发生加工硬化并产生裂纹如图 4 ( f) 所示，最终裂纹贯穿，使摩擦膜剥发生剥落，对磨球 也与涂层直接接触，而且较高的温度下涂层的剪切强 度也降低［13］，磨损率增加． 当转速一定时，随载荷的增大涂层磨损率增大，载 荷增大对磨球对涂层黏结相的磨削作用增强，硬质颗 粒的破碎、脱落增大，而且涂层亚表面受到的剪应力增 大，使得 涂 层 的 剥 落 增 加，最 终 导 致 涂 层 的 磨 损 率 增加． · 9161 ·