劉貴民， 楊忠須， 魏 敏， 閆 濤

(1. 裝甲兵工程學(xué)院裝備維修與再制造工程系， 北京 100072； 2. 北京福銳克森熱噴涂科技有限公司， 北京 102200)

超音速等離子噴涂Mo涂層的摩擦磨損性能

劉貴民1， 楊忠須1， 魏 敏2， 閆 濤1

(1. 裝甲兵工程學(xué)院裝備維修與再制造工程系， 北京 100072； 2. 北京福銳克森熱噴涂科技有限公司， 北京 102200)

為提高45CrNiMoVA鋼表面的耐磨性能，采用HEP Jet超音速等離子噴涂系統(tǒng)在其表面制備了Mo涂層，通過(guò)場(chǎng)發(fā)射型超高分辨率掃描電鏡(Field Emission Scanning Electron Microscopy，F(xiàn)ESEM)、X射線能量譜儀(Energy Dispersive Spectrometer，EDS)、電子掃描電鏡(Scanning Electron Microscopy，SEM)及高精度三維形貌儀對(duì)比分析了涂層與基體的摩擦磨損性能及磨損機(jī)理，并對(duì)涂層磨損率的影響因素進(jìn)行了研究。結(jié)果表明：輕載荷(試驗(yàn)載荷為5 N)、低頻率(滑動(dòng)頻率為5 Hz)下，涂層的磨損率略低于基體，其磨損機(jī)理為粘著磨損和氧化磨損，而基體為粘著磨損、氧化磨損和輕微的磨粒磨損；重載荷(試驗(yàn)載荷為20 N)、高頻率(滑動(dòng)載荷為20 Hz)下，涂層的磨損率約為基體的50%，磨損機(jī)理同樣為粘著磨損和氧化磨損，基體則表現(xiàn)為嚴(yán)重的磨粒磨損和氧化磨損；涂層磨損率隨載荷的增加呈先上升后下降的趨勢(shì)；涂層磨損率隨滑動(dòng)頻率增大而上升，但上升速度不一，這與摩擦生熱量對(duì)氧化膜生成速度影響程度密切相關(guān)；涂層磨損率隨時(shí)間延長(zhǎng)而穩(wěn)定上升。

Mo涂層； 超音速等離子； 耐磨性； 磨損機(jī)理

Mo是一種具有戰(zhàn)略意義的稀有金屬，具有彈性模量高(2 795～3 942 MPa)、熔點(diǎn)高((2 620±10 )℃)、膨脹系數(shù)低(25～70 ℃，5.8×106～6.2×106)以及良好的耐酸堿腐蝕性能[1]，在宇航、核能、冶金、電氣、化工等領(lǐng)域有著廣泛的應(yīng)用及良好的發(fā)展前景。自20世紀(jì)70年代以來(lái)，人們通過(guò)熱噴涂Mo涂層對(duì)同步環(huán)、氣環(huán)、航空葉片及軍工裝備等重要廢舊零部件表面進(jìn)行性能強(qiáng)化，實(shí)現(xiàn)了廢舊零部件的再制造循環(huán)利用[2-3]。伴隨著熱噴涂工藝的不斷發(fā)展成熟，有關(guān)高質(zhì)量Mo涂層的制備工藝及性能研究越來(lái)越引起從事再制造工程研究人員的注意。

Mo涂層的制備工藝研究按時(shí)間劃分大致分為3個(gè)階段，即火焰噴涂階段、等離子噴涂階段及新興熱噴涂階段(爆炸噴涂、冷噴涂、高速燃?xì)鈬娡康?，受成本及性能需求兩大因素制約，等離子噴涂具有的優(yōu)異綜合性能使其成為Mo涂層制備的重要手段，但成本低的火焰噴涂仍占據(jù)著一定的市場(chǎng)[4-5]。45CrNiMoVA鋼屬于高強(qiáng)度的結(jié)構(gòu)鋼，具有優(yōu)異的綜合力學(xué)性能，是火炮、導(dǎo)彈、航天裝備等重要零部件的理想材料，但摩擦磨損及高速?zèng)_擊的苛刻服役工況對(duì)此類(lèi)零件的表面耐磨性能要求較高[6]。為探索超音速等離子噴涂Mo涂層對(duì)45CrNiMoVA鋼表面耐磨強(qiáng)化的作用及涂層摩擦磨損規(guī)律，筆者在前期研究的基礎(chǔ)上[7-8]，對(duì)超音速等離子噴涂Mo的摩擦磨損性能進(jìn)行研究，以期為進(jìn)一步拓展HEP Jet超音速等離子噴涂Mo涂層的應(yīng)用提供數(shù)據(jù)支持。

1 試驗(yàn)部分

1.1 試驗(yàn)材料及涂層制備

Mo粉由北京桑堯技術(shù)開(kāi)發(fā)有限公司生產(chǎn)(牌號(hào)SY-211，純度≥99.9%，粒徑范圍為45～96 μm)，其主要雜質(zhì)質(zhì)量分?jǐn)?shù)見(jiàn)表1；基體材料為45CrNiMoVA鋼(860～880 ℃淬火、420～440 ℃回火)，其主要元素的質(zhì)量分?jǐn)?shù)及力學(xué)性能分別如表2、3所示，試樣線切割尺寸為20 mm×10 mm×10 mm。

表1 Mo粉主要雜質(zhì)元素的質(zhì)量分?jǐn)?shù)

表2 45CrNiMoVA鋼主要元素的質(zhì)量分?jǐn)?shù)

表3 45CrNiMoVA鋼的力學(xué)性能

采用HEP Jet超音速等離子噴涂系統(tǒng)制備Mo涂層，選用3號(hào)噴嘴，具體噴涂參數(shù)如下：噴涂電壓為115 V,噴涂電流為380 A,H2流量為14 L/min,Ar流量為130 L/min,噴涂距離為100 mm,送粉率為40 g/min。噴涂過(guò)程中采用壓縮空氣進(jìn)行冷卻，使基體溫度保持在200 ℃以下，涂層厚度控制在0.2～0.4 mm。涂層制備的具體操作步驟為：1)采用500目砂紙粗磨去除試樣表面氧化膜、鐵銹等雜質(zhì)，并用1 000目砂紙精磨以保證徹底清除；2)用乙醇浸泡所有試樣進(jìn)行超聲清洗以去除油污；3)選用24目棕剛玉進(jìn)行試樣表面噴砂處理，噴砂距離為150 mm，噴射角度為60°；4)噴砂結(jié)束后，用噴槍吹氣清除試樣表面的殘留砂粒，將試樣固定，進(jìn)行無(wú)供粉超音速等離子焰預(yù)熱，預(yù)熱時(shí)間為30 s；5)預(yù)熱后進(jìn)行涂層制備。

1.2 摩擦磨損試驗(yàn)及表征

利用CETR-3型多功能摩擦磨損試驗(yàn)機(jī)進(jìn)行摩擦磨損試驗(yàn)，對(duì)磨件為φ4 mm的ZrO2陶瓷球采用往復(fù)式干摩擦磨損形式,其試驗(yàn)工藝條件為：試驗(yàn)載荷為5～20 N，滑動(dòng)頻率為5～20 Hz，單次行程為4 mm，摩擦?xí)r間為0～60 min。為避免涂層表面粗糙度不一致對(duì)摩擦磨損結(jié)果帶來(lái)的影響[9]，所有試樣在試驗(yàn)前均經(jīng)研磨拋光預(yù)處理至粗糙度Ra≤0.8 μm。試驗(yàn)結(jié)束后，采用Nava NanoSEM450/650場(chǎng)發(fā)射型超高分辨率掃描電鏡(Field Emission Scanning Electron Microscopy, FESEM)及X-Max 80型X射線能量譜儀(Energy Dispersive Spectrometer, EDS)觀察磨痕形貌并分析元素成分，利用Quanta 200型電子掃描電鏡(Scanning Electron Microscopy, SEM)對(duì)收集到的磨屑形貌進(jìn)行表征分析，結(jié)合Lext OLS型高精度三維形貌儀測(cè)量磨損體積，取3次測(cè)量的算術(shù)平均值，計(jì)算涂層在不同摩擦磨損條件下的磨損率,以進(jìn)行耐磨性能對(duì)比。

2 涂層與基體的摩擦磨損性能

2.1 涂層與基體的磨損率

保持滑動(dòng)摩擦?xí)r間為30 min，對(duì)比考察涂層與基體分別在輕載荷(試驗(yàn)載荷為5 N)、低頻率(滑動(dòng)頻率為5 Hz)及重載荷(試驗(yàn)載荷為20 N)、高頻率(滑動(dòng)頻率為20 Hz)下的磨損率，如圖1所示?？梢钥闯觯和繉优c基體在輕載荷、低頻率時(shí)的磨損率均較小，且前者略小，表明涂層的耐磨性比基體稍好；在重載荷、高頻率時(shí)，涂層與基體的磨損率均明顯上升且基體的磨損率約為涂層的2倍多，則其耐磨性比涂層差。上述結(jié)果說(shuō)明采用超音速等離子噴涂在45CrNiMoVA鋼表面制備Mo涂層可以增強(qiáng)其表面耐磨性。

圖1 涂層與基體磨損率

2.2 涂層與基體的摩擦因數(shù)

經(jīng)計(jì)算，涂層與基體在輕載荷、低頻率下的平均摩擦因數(shù)分別為0.870和0.811，涂層的平均摩擦因數(shù)稍高于基體，可能與二者的磨損機(jī)制有關(guān)。圖2為輕載荷、低頻率下涂層與基體的摩擦因數(shù)曲線，可以看出：1)涂層與基體的摩擦因數(shù)在摩擦起始階段較大，經(jīng)短暫磨合后開(kāi)始下降，且呈下降趨勢(shì)，但基體的摩擦因數(shù)出現(xiàn)頻率大于涂層；2)涂層的摩擦因數(shù)峰值相對(duì)較高，但其出現(xiàn)的頻率低于基體，2個(gè)峰值間均有一段時(shí)間較長(zhǎng)的穩(wěn)定期。筆者分析認(rèn)為，出現(xiàn)上述結(jié)果可能是由摩擦過(guò)程中氧化膜的生成所致：1)在輕載荷、低頻率下，涂層在干摩擦?xí)r易在摩擦表面生成耐磨氧化膜，因涂層內(nèi)部的固有孔隙及層片微裂紋，所生成的氧化膜不穩(wěn)定，耐磨作用僅僅能夠維持一段時(shí)間，氧化膜被破壞后摩擦因數(shù)會(huì)急劇上升，隨后氧化膜再次生成，摩擦因數(shù)得以下降并穩(wěn)定，如此往復(fù)循環(huán)，便形成了圖中涂層摩擦因數(shù)曲線；2)基體在磨損過(guò)程生成的氧化膜在穩(wěn)定性及耐磨性上均弱于涂層，很快便失去耐磨作用，因而摩擦因數(shù)峰值出現(xiàn)的頻率較大。

圖2 輕載荷、低頻率下的摩擦因數(shù)曲線

圖3為重載荷、高頻率下涂層與基體的摩擦因數(shù)曲線，可以看出：涂層的摩擦因數(shù)較低且基本穩(wěn)定在0.60～0.65之間，而基體的摩擦因數(shù)相對(duì)較高且呈小幅震蕩直到結(jié)束，計(jì)算可得涂層與基體的平均摩擦因數(shù)分別為0.623和0.766。與輕載荷、低頻率下的摩擦因數(shù)曲線不同的原因依然與氧化膜的生成有關(guān)：1)在重載荷、高頻率下，涂層和基體的氧化膜生成速度均得到加快，氧化膜起到了一定的潤(rùn)滑及保護(hù)作用，因而摩擦因數(shù)均較低；2)涂層表面的氧化膜相對(duì)基體較為穩(wěn)定且流動(dòng)性較好，能夠迅速填滿(mǎn)涂層中的孔隙或微裂紋，并支撐起后續(xù)氧化膜，而持續(xù)存在的氧化膜發(fā)揮了良好的耐磨減摩作用，因而涂層的摩擦因數(shù)基本穩(wěn)定且低于基體；3)載荷及頻率增加引起的摩擦生熱加劇了摩擦表面溫度的升高，有研究[10]表明，高溫環(huán)境下Mo涂層氧化膜表面將會(huì)生成具有潤(rùn)滑效果且易升華的MoO3，因此

圖3 重載荷、高頻率下的摩擦因數(shù)曲線

MoO3的潤(rùn)滑作用進(jìn)一步降低了涂層的摩擦因數(shù)，減輕了磨損。綜合上述，重載荷、高頻率下涂層表面持續(xù)存在的穩(wěn)定氧化膜有利于降低摩擦因數(shù)及減輕材料磨損，與涂層磨損率數(shù)據(jù)所反映的結(jié)果一致。

3 涂層與基體的磨損機(jī)理

3.1 涂層與基體的磨損表面

圖4、5分別為涂層與基體在2種不同滑動(dòng)摩擦條件下的磨損表面形貌。由圖4(a)可知：涂層在輕載荷、低頻率條件下，磨損表面存在大小不一且深度較淺的層片剝落坑，剝落坑內(nèi)可觀察到垂直于摩擦面的微孔隙，以及已卷起但未脫落的深色小層片。由圖4(b)可知：基體磨損表面沿滑動(dòng)方向布滿(mǎn)了相對(duì)細(xì)長(zhǎng)的剝落坑，其間夾雜著一些細(xì)小的剝落點(diǎn)，剝落坑周邊隱約可見(jiàn)一些平行于滑動(dòng)方向的犁溝。根據(jù)兩者均出現(xiàn)的剝落坑可知：涂層與基體均屬于粘著磨損，同時(shí)基體還帶有輕微的磨粒磨損。

圖4 輕載荷、低頻率下涂層與基體磨損表面形貌

圖5 重載荷、高頻率下涂層與基體磨損表面形貌

由圖5(a)可知：重載荷、高頻率下涂層的磨損表面相對(duì)基體較為平坦，且留有明顯的因材料塑性變形而流動(dòng)的痕跡。由圖5(b)可知:基體在載荷、高頻率下，呈現(xiàn)出較為嚴(yán)重的磨粒磨損，平行于滑動(dòng)方向的犁溝開(kāi)始變寬，其邊沿存在被擠出的“階梯狀”材料(圖中橢圓所示)，同時(shí)可觀察到犁溝終端剝落坑的數(shù)量增加且呈連續(xù)分布。

為驗(yàn)證涂層與基體在磨損過(guò)程中是否發(fā)生了氧化磨損，分別對(duì)磨損表面不同位置的元素分布進(jìn)行EDS分析。表4為圖4中涂層與基體相應(yīng)位置的EDS分析結(jié)果。

表4 圖4中磨損表面不同位置點(diǎn)EDS掃描分析結(jié)果

通過(guò)對(duì)比不同位置點(diǎn)的元素含量發(fā)現(xiàn)：1)涂層與基體均在不同位置點(diǎn)發(fā)生了不同程度的氧化磨損；2)B、D點(diǎn)的O元素含量明顯大于A、C點(diǎn)，說(shuō)明深色區(qū)域的氧化程度較淺色區(qū)域要大，圖4(a)中深色區(qū)域的面積大于圖4(b)，表明輕載荷、低頻率下涂層發(fā)生的氧化磨損比基體要嚴(yán)重。

表5為圖5中涂層與基體微區(qū)EDS面掃描分析結(jié)果，可以看出：1)在重載荷、高頻率下，基體磨損表面的O元素質(zhì)量分?jǐn)?shù)為38.29%，與涂層的37.15%大致相當(dāng)，由于涂層內(nèi)部本身就含有一定量的O元素，因此基體磨損表面發(fā)生氧化反應(yīng)的程度要大于涂層；2)涂層與基體的磨損表面均出現(xiàn)了Zr元素，說(shuō)明對(duì)磨件也形成了一定量的磨損而產(chǎn)生了材料轉(zhuǎn)移；3)涂層磨損表面的Zr元素質(zhì)量分?jǐn)?shù)為10.63%，大于基體的6.41%，因而可推斷涂層的耐磨性能優(yōu)于基體，這與磨損率的數(shù)據(jù)是一致的。

表5 圖5中磨損表面微區(qū)EDS面掃描分析結(jié)果

3.2 涂層與基體的磨屑

為進(jìn)一步揭示涂層在重載荷、高頻率下的耐磨性強(qiáng)于基體的機(jī)理，對(duì)收集的磨屑進(jìn)行微觀表征分析。重載荷、高頻率下涂層與基體的磨屑形貌如圖6所示。由圖6(a)可知：涂層磨損產(chǎn)生的磨屑呈“薄餅”多邊狀且大小不一，磨屑表面可見(jiàn)明顯的微裂紋，可推斷面積較小的磨屑是由面積較大的磨屑被磨件反復(fù)碾磨破碎所致，另外還有許多松散的小顆粒。由圖6(b)可知：基體磨損產(chǎn)生的磨屑體積明顯大于涂層磨屑，且呈四邊形，其周邊還堆積著許多由大磨粒表面或棱角脫落的小顆粒磨屑。一般來(lái)說(shuō)，嚴(yán)重磨損的磨屑尺寸比較大，其典型的尺寸范圍為20～200 μm，通過(guò)測(cè)量涂層與基體的磨屑尺寸可得到二者均屬于嚴(yán)重磨損[11];但對(duì)比二者可知，涂層磨屑尺寸均小于20 μm，而基體磨屑最大尺寸明顯大于20 μm，甚至接近50 μm，因而重載荷、高頻率滑動(dòng)摩擦條件下的基體受磨損程度要大于涂層。

圖6 重載荷、高頻率下的磨屑形貌

圖7為涂層磨屑生成示意圖。涂層在重載荷、高頻率的滑動(dòng)摩擦作用下，其材料表層上微凸體接觸點(diǎn)將優(yōu)先受到循環(huán)往復(fù)的切向載荷及穩(wěn)定的法向載荷作用，從而發(fā)生位錯(cuò)和塑性變形[12]，其中：1)位錯(cuò)的不斷堆積所產(chǎn)生的應(yīng)力將在涂層孔隙、層片結(jié)合處、氧化顆粒等處率先聚集，進(jìn)而產(chǎn)生應(yīng)力集中，導(dǎo)致裂紋萌生并開(kāi)始擴(kuò)展[13-14]；2)涂層表層發(fā)生連續(xù)塑性剪切變形時(shí)，裂紋在表層內(nèi)沿近似平行方向擴(kuò)展至磨損表面，形成多邊狀的“薄餅”磨屑并從磨損表面剝落;3)此時(shí)剝落的磨屑表面積較大，在反復(fù)碾磨過(guò)程中容易被氧化，氧化后的磨屑自身粘著強(qiáng)度降低，當(dāng)錯(cuò)開(kāi)滑動(dòng)表面時(shí)產(chǎn)生的殘余彈性應(yīng)力大于其自身粘著強(qiáng)度時(shí)，磨屑則成破裂成為松散的磨粒，因而在圖6中的“薄餅狀”磨屑周邊還散落著許多小顆粒。

圖7 涂層磨屑生成過(guò)程示意圖

與涂層的磨損機(jī)理不同，基體磨損以磨粒磨損為主。根據(jù)基體磨損表面觀察到的寬犁溝及“階梯狀”的材料堆積可推測(cè)，兩摩擦表面間存在的粒徑較大的自由磨粒是導(dǎo)致基體出現(xiàn)嚴(yán)重磨損的根源：1)在重載荷、高頻率循環(huán)往復(fù)的滑動(dòng)作用下，基體表層或次表層內(nèi)的組織缺陷、夾雜物、第二相粒子等處將率先出現(xiàn)疲勞裂紋[15-16]；2)在法向重載荷及切向循環(huán)載荷的作用下，裂紋將持續(xù)擴(kuò)展，致使表層或次表層的材料因出現(xiàn)脆性斷裂而剝落產(chǎn)生磨粒；3)剝落后的多棱磨粒一部分被擠出摩擦面，另一部分則鑲嵌在摩擦面上，鑲嵌在摩擦面上的磨粒在基體表面上產(chǎn)生沿滑動(dòng)方向的犁溝，基體材料在磨粒前方或兩側(cè)不斷堆積，致使鑲嵌磨粒的運(yùn)動(dòng)不斷受阻，體積大的磨粒則碾過(guò)前方材料繼續(xù)滑動(dòng)，從而在犁溝中留下“階梯狀”的材料堆積，體積小的磨粒隨縫隙排出，從而在犁溝終端留下剝落點(diǎn)。

4 涂層磨損率的影響因素分析

4.1 試驗(yàn)載荷對(duì)磨損率的影響

圖8為在滑動(dòng)頻率為10 Hz、摩擦?xí)r間為30 min時(shí)，涂層磨損率隨試驗(yàn)載荷的變化曲線，由此可以得出如下結(jié)果。1)當(dāng)載荷在5～15 N范圍內(nèi)時(shí)，涂層的磨損率隨載荷的增加而上升，其中5～10 N時(shí)的上升幅度為6×105μm3/(N·m)，10～15 N時(shí)的上升幅度為7.6×106μm3/(N·m)，相比之下后者比前者高了一個(gè)數(shù)量級(jí)，說(shuō)明載荷由10 N增大到15 N時(shí)涂層發(fā)生了嚴(yán)重的材料磨損。這可能與涂層外表層的層片結(jié)合強(qiáng)度低有關(guān)：當(dāng)載荷持續(xù)增加時(shí)，涂層外表層內(nèi)的裂紋和孔隙數(shù)量均急速增加，外表層剝落的材料不斷被擠出摩擦面或被擠入裂紋和孔隙，磨損體積迅速增大,導(dǎo)致磨損率的增加速度加快。2) 當(dāng)載荷從15 N增大到20 N時(shí)，涂層的磨損率開(kāi)始呈輕微下降的趨勢(shì)。筆者分析認(rèn)為：當(dāng)涂層外表層磨損殆盡時(shí)，涂層次表層內(nèi)的孔隙被填滿(mǎn)，磨損表面的氧化膜得到了良好的支撐，從而起到了減摩耐磨的作用，因而盡管磨損體積增加了，但涂層的磨損率下降了。

圖8 涂層的磨損率隨試驗(yàn)載荷變化曲線

4.2 滑動(dòng)頻率對(duì)磨損率的影響

圖9為試驗(yàn)載荷為10 N、摩擦?xí)r間為30 min時(shí)，涂層磨損率隨滑動(dòng)頻率的變化曲線?？梢钥闯觯和繉拥哪p率隨滑動(dòng)頻率的增大而上升，但其上升的幅度不一，10～15 Hz的磨損率上升幅度最大，15～20 Hz次之，5～10 Hz則最小，這表明滑動(dòng)頻率由10 Hz增加到15 Hz時(shí)，涂層發(fā)生了嚴(yán)重磨損?；瑒?dòng)頻率的增大意味著滑動(dòng)速度及滑動(dòng)距離的增大，致使摩擦表面產(chǎn)生的總摩擦熱增加，因而不同滑動(dòng)頻率下涂層表面的氧化程度以及氧化膜的穩(wěn)定性、生成速度都不同，根據(jù)上述原因，可作如下分析：

圖9 涂層的磨損率隨滑動(dòng)頻率變化曲線

1) 滑動(dòng)頻率為5 Hz時(shí)，涂層磨損表面產(chǎn)生的熱量較小，氧化磨損程度最低，因而磨損率較低；

2) 滑動(dòng)頻率增大至10 Hz時(shí)，氧化磨損程度上升，磨損表面的氧化膜被破壞，但涂層外表層的孔隙及裂紋起到了良好的導(dǎo)熱、散熱作用，此時(shí)氧化膜的穩(wěn)定性較好，因而該階段的磨損率上升幅度較?。?/p>

3) 滑動(dòng)持續(xù)增大至15 Hz時(shí)，涂層表層內(nèi)的孔隙及裂紋已基本被碾碎的材料填滿(mǎn)飽和，大量的摩擦熱集聚在氧化膜層內(nèi)，導(dǎo)致氧化膜穩(wěn)定性下降而被破壞，涂層的磨損體積大大增加，使得磨損率上升幅度最大；

4) 滑動(dòng)頻率上升至20 Hz時(shí)，涂層表面氧化膜反復(fù)生成的速度加快，當(dāng)涂層表面的氧化膜被破壞剝落，暴露的涂層材料將迅速氧化生成氧化膜,以保護(hù)涂層材料，因而涂層磨損率的上升幅度開(kāi)始減小。

4.3 摩擦?xí)r間對(duì)磨損率的影響

當(dāng)試驗(yàn)載荷為10 N、滑動(dòng)頻率為10 Hz時(shí)，涂層磨損率隨摩擦?xí)r間的變化曲線及非線性擬合曲線如圖10所示?？梢钥闯觯和繉拥哪p率較低，且隨摩擦?xí)r間的延長(zhǎng)呈穩(wěn)定上升的趨勢(shì)，但上升速度卻整體上放緩，說(shuō)明涂層在穩(wěn)定載荷和頻率下隨時(shí)間增加而穩(wěn)定磨損，顯示出涂層良好的耐磨性。

圖10 涂層磨損率隨摩擦?xí)r間的變化曲線及非線性擬合曲線

對(duì)磨損率與摩擦?xí)r間的關(guān)系進(jìn)行多項(xiàng)式擬合，得到磨損率-摩擦?xí)r間非線性方程式為

W=-7.8×10-4x2+0.12x-1.36,

式中：W為磨損率(106μm3/(N·m));x為摩擦?xí)r間(min)。

[1] 呂忠. 鉬的發(fā)展與應(yīng)用[J]. 中國(guó)鉬業(yè)，1996, 20(4):13-16.

[2] Naimi A, Yousfi H, Trari M. Microstructure and Corrosion Resistance of Molybdenum and Aluminum Coatings Thermally Sprayed on 7075-T6 Aluminum Alloy[J]. Physicochemical Problems of Materials Protection, 2012, 48(5):557-562.

[3] 姜超平，陳宏，郝建民. 等離子噴涂鉬的氧化行為與性能分析[J]. 鑄造技術(shù)，2009, 30(7):915.

[4] 高名傳，童向陽(yáng)，汪洪生. 熱噴涂法制備鉬系涂層的研究進(jìn)展[J]. 中國(guó)鉬業(yè)，2014, 38(6):41-45.

[5] Dong S J, Song B, Liao H L, et al. Effect of Dry-ice Blasting on the Deposition Behavior Molybdenum Particles onto Aluminum and Stainless Steel Substrate in Plasma Spraying Process: From Single Splat to Coating[J]. Surface and Coating Technology, 2015, 268(25):46-51.

[6] 孟凡軍，朱勝，巴德瑪. 45CrNiMoVA鋼堆焊修復(fù)層組織及摩擦學(xué)性能[J]. 機(jī)械工程學(xué)報(bào)，2008, 44(4):150-153.

[7] 劉貴民，楊忠須，閆濤，等. 45CrNiMoVA鋼表面噴涂Mo研究[J]. 粉末冶金技術(shù)，2015, 33(2): 121-126.

[8] 楊忠須，劉貴民，王海軍，等. 超音速等離子噴涂Mo涂層的性能[J]. 材料熱處理學(xué)報(bào)，2015, 36(11):177-183.

[9] 陳梟. 激光重熔低壓等離子噴涂MoB/CoCr梯度涂層組織與性能研究[J]. 表面技術(shù)，2012, 41(2):23-25.

[10] 郭永明，李續(xù)強(qiáng)，王海軍，等. 超音速等離子噴涂NiCr-Cr3C2/Mo復(fù)合涂層的高溫摩擦磨損性能[J]. 中國(guó)表面工程，2012, 25(5):31-36.

[11] 布尚 B. 摩擦學(xué)導(dǎo)論[M]. 葛世榮,譯. 北京：機(jī)械工業(yè)出版社，2006:210.

[12] 樸鐘宇. 面向再制造的等離子噴涂涂層接觸疲勞行為及壽命評(píng)估研究[D]. 秦皇島：燕山大學(xué)，2010.

[13] Fujii M, Yoshida A. Rolling Contact Fatigue of Alumina Ceramics Sprayed on Steel Roller under Pure Rolling Contact Condition[J]. Tribology International, 2006, 39(9):856-862.

[14] Brantner H P, Pippan R, Prantl W. Local and Global Fracture Toughness of a Flame Sprayed Molybdenum Coating[J]. Journal of Thermal Spray Technology, 2003,12(4):568

[15] 王智慧，何定勇. 疲勞裂紋在奧氏體/鐵素體異種鋼焊接接頭中的擴(kuò)展行為[J]. 材料工程，2000(12):36-39.

[16] Prchlik L, Gutleber J, Sampath S. Deposition and Properties of High-velocity-oxygen-fuel and Plasma-sprayed Mo-Mo2C Compo-site Coatings[J]. Journal of Thermal Spray Technology,2001,10(4):643-654.

(責(zé)任編輯: 尚菲菲)

Friction and Wear Properties of Mo Coating Prepared by Supersonic Plasma Spray

LIU Gui-min1, YANG Zhong-xu1, WEI Min2, YAN Tao1

(1. Department of Equipment Maintenance and Remanufacture Engineering, Academy of Armored Force Engineering, Beijing 100072, China；2. Beijing Furui Kesen Spraying Technology Co.,Ltd., Beijing 102200, China)

To enforce the anti-wear performance of 45CrNiMoVA steel surface, the Mo coating is prepared on 45CrNiMoVA steel surface by HEP Jet supersonic plasma spraying system, and the anti-wear performance and mechanism of coating and substrate are compared and studied through Field Emission Scanning Electron Microscopy (FESEM), Scanning Electron Microscopy (SEM), Energy Dispersive Spectrometer (EDS) and 3D Profiler, the effects of tribological condition on the wear rate of coating are also discussed. The results show that the coating wear rate is slightly less than that of the substrate with light load (test load 5 N) and low frequency (sliding frequency 5 Hz), and the wear mechanism belongs to adhesive wear and oxidative wear, while the substrate displays adhesive wear, oxidative wear and abrasive wear. When under heavy load (test load 20 N)and high frequency (sliding frequency 20 Hz) model, the wear rate of the coating is about half of the substrate, which shows a good wear-resisting performance, and the wear mechanism of coating is adhesive wear and oxidation wear, however, the substrate belongs to the serious abrasive wear and oxidation wear. The coating wear rate shows a trend of rise first then fall with the increase of load. With the increasing of slide frequency, the wear rate also rises, but the speed of rise is different, which may be resulted from the effect of friction heat on the generation speed of oxidation film. The wear rate of coating stably climbs as wear time increases.

Mo coating; supersonic plasma; anti-wear; wear mechanism

1672-1497(2015)06-0082-07

2015-09-24

北京市自然科學(xué)基金資助項(xiàng)目(2152031); 再制造技術(shù)國(guó)防科技重點(diǎn)實(shí)驗(yàn)室基金資助項(xiàng)目(9140C8502010C85)

劉貴民(1971-)，男，教授，博士。

TG174.442

A

10.3969/j.issn.1672-1497.2015.06.016