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２０１９年１０月
Ｖｏｌ３６Ｎｏ５
Ｏｃｔｏｂｅｒ２０１９
Ｔｉ６Ａｌ４Ｖ合金表面火焰喷焊ＷｘＣ涂层耐磨性分析
潘晓龙１ꎬ姬寿长２
(１.西安稀有金属材料研究院有限公司ꎬ陕西 西安 ７１００１６)
(２.西北有色金属研究院ꎬ陕西 西安 ７１００１６)
摘 要:采用“一步法”火焰喷焊技术在Ｔｉ６Ａｌ４Ｖ合金表面制备出由Ｎｉ６０过渡层和ＷｘＣ＋Ｎｉ６０强化层组成的喷焊层ꎮ喷焊层在氩气气氛中冷却ꎬ避免了涂层的氧化ꎮ过渡层与基体结合良好ꎬ没有孔洞等缺陷ꎻ强化层中碳化钨颗粒呈弥散分布ꎬ与过渡层界面处存在大量的孔洞ꎮ喷焊层硬度为１２３ＧＰａꎬ相比基材ꎬ硬度提高了近３倍ꎬ摩擦系数降低６０％以上ꎮ喷焊层与ＧＣｒ１５和Ｓｉ３Ｎ４对磨后ꎬ对磨副ＧＣｒ１５和Ｓｉ３Ｎ４磨损严重ꎬ而喷焊层无明显磨损ꎬ表现出优异的耐磨性ꎮ
关键词:钛合金ꎻ火焰喷焊ꎻ碳化钨ꎻ耐磨性
中图分类号:ＴＧ１７８２ꎻＴＧ１４６２３ 文献标识码:Ａ 文章编号:１００９￣９９６４(２０１９)０５￣０３６￣０５
ＲｅｓｅａｒｃｈｏｆＷｅａｒＲｅｓｉｓｔａｎｃｅｏｆＦｌａｍＳｐｒａｙ￣ｗｅｌｄｉｎｇＷｘＣＣｏａｔｉｎｇｏｎ
Ｔｉ６Ａｌ４ＶＡｌｌｏｙＳｕｂｓｔｒａｔｅ
(２.ＮｏｒｔｈｗｅｓｔＩｎｓｔｉｔｕｔｅｆｏｒＮｏｎｆｅｒｒｏｕｓＭｅｔａｌＲｅｓｅａｒｃｈꎬＸｉ’ａｎ７１００１６ꎬＣｈｉｎａ)(１.Ｘｉ’ａｎＲａｒｅＭｅｔａｌＭａｔｅｒｉａｌｓＩｎｓｔｉｔｕｔｅＣｏ.ꎬＬｔｄ.ꎬＸｉ’ａｎ７１００１６ꎬＣｈｉｎａ)
ＰａｎＸｉａｏｌｏｎｇ１ꎬＪｉＳｈｏｕｃｈａｎｇ２
Ａｂｓｔｒａｃｔ:Ｏｎｅ￣ｓｔｅｐｆｌａｍｅｓｐｒａｙ￣ｗｅｌｄｉｎｇｍｅｔｈｏｄｗａｓａｄｏｐｔｅｄｔｏｐｒｅｐａｒｅａｗｅｌｌ￣ｒｅｓｉｓｔａｎｃｅｃｏａｔｉｎｇｃｏｎｔａｉｎｉｎｇＷｘＣ＋Ｎｉ６０ｒｅｉｎｆｏｒｃｅｄｌａｙｅｒａｎｄＮｉ６０ｔｒａｎｓｉｔｉｏｎｌａｙｅｒｏｎＴｉ６Ａｌ４Ｖａｌｌｏｙ.Ｔｈｅｓｐｒａｙ￣ｗｅｌｄｉｎｇｌａｙｅｒｗａｓｃｏｏｌｅｄｉｎａｒｇｏｎａｔｍｏｓｐｈｅｒｅｔｏａｖｏｉｄｔｈｅｃｏａｔｉｎｇｏｘｉｄａｔｉｏｎ.Ｔｈｅｒｅｓｕｌｔｓｓｈｏｗｔｈａｔｔｈｅｔｒａｎｓｉｔｉｏｎｌａｙｅｒｏｆｔｈｅｃｏａｔｉｎｇｂｏｎｄｗｅｌｌｗｉｔｈｔｈｅｓｕｂｓｔｒａｔｅｗｉｔｈｏｕｔｈｏｌｅｓａｎｄｏｔｈｅｒｄｅｆｅｃｔｓ.Ｔｈｅｔｕｎｇｓｔｅｎｃａｒｂｉｄｅｐａｒｔｉｃｌｅｓｉｎｒｅｉｎｆｏｒｃｅｄｌａｙｅｒａｒｅｄｉｓｔｒｉｂｕｔｅｄｄｉｆｆｕｓｅｌｙꎬａｎｄａｌａｒｇｅｎｕｍｂｅｒｗｈｉｃｈｉｓｍｏｒｅｔｈａｎ３ｔｉｍｅｓｈｉｇｈｅｒｔｈａｎｔｈａｔｏｆｔｈｅＴｉ６Ａｌ４Ｖｓｕｂｓｔｒａｔｅ.ＩｎｃｏｍｐａｒｉｓｏｎｔｏＴｉ６Ａｌ４ＶｓｕｂｓｔｒａｔｅꎬｔｈｅｆｒｉｃｔｉｏｎｗｅａｒａｆｔｅｒｗｅａｒｔｅｓｔꎬｂｕｔｔｈｅａｇａｉｎｓｔＧＣｒ１５ａｎｄＳｉ３Ｎ４ｂａｌｌａｒｅｂａｄｌｙｗｏｒｎ.Ｋｅｙｗｏｒｄｓ:ｔｉｔａｎｉｕｍａｌｌｏｙꎻｆｌａｍｓｐｒａｙ￣ｗｅｌｄｉｎｇꎻＷＣꎻｗｅａｒｒｅｓｉｓｔａｎｃｅ
ｏｆｈｏｌｅｓｉｓｆｏｕｎｄａｔｔｈｅｉｎｔｅｒｆａｃｅｂｅｔｗｅｅｎｔｈｅｔｒａｎｓｉｔｉｏｎａｎｄｓｔｒｅｎｇｔｈｅｎｉｎｇｌａｙｅｒ.Ｔｈｅｈａｒｄｎｅｓｓｏｆｔｈｅｃｏａｔｉｎｇｉｓ１２３ＧＰａꎬｃｏｅｆｆｉｃｉｅｎｔｉｓｒｅｄｕｃｅｄｂｙｍｏｒｅｔｈａｎ６０％.Ｔｈｅｓｐｒａｙ￣ｗｅｌｄｅｄｃｏａｔｉｎｇｓｈｏｗｓｅｘｃｅｌｌｅｎｔｗｅａｒｒｅｓｉｓｔａｎｃｅｗｉｔｈｎｏｏｂｖｉｏｕｓ
０ 引 言
制备的碳化钨耐磨涂层性能稳定可靠ꎬ并且成本较低、制备效率高ꎬ在工业中得到广泛应用ꎬ并在石油工程等行业中形成标准[６－８]ꎮ钛及钛合金表面活性较高ꎬ和氧的亲和力强ꎬ极易造成界面弱化ꎬ形成界面缺陷ꎮ目前的研究主要集中在如何制备高质量涂层ꎬ如何提高涂层与钛基体的结合性能以及如何减少涂层气孔等方面ꎮ本研究则针对工程领域非常关心的耐磨性和耐磨评价问题ꎬ重点研究钛表面火焰喷焊碳化钨涂层的耐磨性ꎬ以期为推广钛表面火焰喷焊碳化钨涂层在工程领域的广泛应用提供数据支撑ꎮ
钛及钛合金具有高比强度、优良的耐蚀性等优
点ꎬ是一种新兴的结构和功能材料ꎬ在航空航天、舰船、汽车等领域得到广泛应用[１－３]ꎬ但其存在硬度低、耐磨性差的缺点ꎮ在钛及钛合金表面制备涂层是提高其耐磨性的有效途径之一[４－５]ꎮ
火焰喷焊是一种较为成熟的涂层制备方法ꎬ所
收稿日期:２０１９－０６－１０
通信作者:潘晓龙(１９７９—)ꎬ男ꎬ高级工程师ꎮ
第５期
潘晓龙等:Ｔｉ６Ａｌ４Ｖ合金表面火焰喷焊ＷｘＣ涂层耐磨性分析 ３７
１ 实 验
Ｔｉ６Ａｌ４Ｖ实验用基体材料为西北有色金属研究院生产的
合金ꎬ其化学成分见表１ꎮ
表１ Ｔｉ６Ａｌ４Ｖ合金的化学成分(ｗ/％)
６Ａｌ
Ｔａｂｌｅ２０Ｖ
１ ＣｈｅｍｉｃａｌｃｏｍｐｏｓｉｔｉｏｎｏｆＴｉ６Ａｌ４Ｖａｌｌｏｙ４１４０Ｆｅ
１４０Ｃ
０１０Ｎ
０１０００１Ｈ
０Ｏ
１６Ｂａｌ.
Ｔｉ
用乙炔做燃料气体ꎬ氧气做助燃气ꎬ采用“一步法”火焰喷焊技术在Ｔｉ６Ａｌ４Ｖ合金表面制备以Ｎｉ６０为过渡层、Ｎｉ６０＋ＷＣ混合粉为硬质强化层的涂层ꎮ表２为Ｎｉ６０合金粉末的化学成分ꎮ
表２ Ｎｉ６０合金粉末的化学成分(ｗ/％)０Ｃ
Ｔａｂｌｅ２ ８Ｓｉ
ＣｈｅｍｉｃａｌｃｏｍｐｏｓｉｔｅｓｏｆＮｉ６０ａｌｌｏｙｐｏｗｄｅｒ
４０４Ｂ
８１７Ｃｒ
１２Ｆｅ
Ｂａｌ.
Ｎｉ
喷焊前对Ｔｉ６Ａｌ４Ｖ合金试样进行预处理:金属清洗剂清洗→清水冲洗→乙酸乙酯清洗行火焰喷焊处理ꎬ具体喷焊工艺参数为ꎮ经预处理后→清水冲洗→无水乙醇清洗→压缩空气吹冲:氧气压力
ꎬ进０温度１０~１５００１５℃左右ＭＰａꎬꎬ乙炔压力喷涂距离０１５００４~~２００００８ｍｍꎬＭＰａꎬ重熔距预热离２０~３０ｍｍꎮ喷焊结束后ꎬ试样置于氩气保护气氛中缓慢冷却ꎮ
用电火花线切割机沿喷焊样横截面切取试样ꎮ采用ＪＳＭ￣６４６０扫描电镜进行形貌分析ꎻ采用ＯｘｆｏｒｄＸ￣ｓｉｇｈｔ２２００ｐｃ能谱仪进行成分分析型Ｘ射线衍射仪进行物相分析ꎻ采用日本理学ꎻ采用ＨＸ￣１０００
Ｄ/ｍａｘ￣型硬度仪进行维氏显微硬度测量ꎮ
采用ＭＳ￣Ｔ３０００摩擦磨损试验仪进行摩擦磨损性能测试ꎮ将Ｔｉ６Ａｌ４Ｖ合金基体样、喷焊样分别固定在测试盘上ꎬ摩擦头分别选用ＧＣｒ１５、Ｓｉ干摩擦ꎬ载荷４９Ｎꎬ旋转半径３Ｎ４小球ꎬ测试条件为:５ｍｍꎬ转速１０００ｒ/ｍｉｎꎬ摩擦时间１０ｍｉｎꎮ
２ ２１ 结果与讨论
图涂层物相分析
１为喷焊后碳化钨涂层的ＸＲＤ谱图ꎮ由图１可见ꎬＣꎮ基本相为据文献Ｎｉ[９￣１０]基喷焊材料以及报道ꎬＷＷＣꎬ另外出现了Ｗ２２Ｃ的生成是由于高
温等因素导致ＷＷＣ脱Ｃ分解ꎬ其反应式为２ＷＣ＝
的分解温度为２Ｃ＋Ｃꎮ乙炔２－６００氧气火焰温度约为℃ꎬＷ３０００℃ꎬ而ＷＣ
说明焰流到达涂层的温度在２Ｃ的分解温度为２６００~２７００２℃７３２之间℃ꎬꎮ在ＸＲＤ谱图中未发现氧化钨及其他氧化物ꎬ说明冷却过程中氩气起到了良好的保护作用ꎬ避免了喷焊层的氧化(相比文献[９])ꎮ
图１ 碳化钨涂层的ＸＲＤ谱图Ｆｉｇ１ ＸＲＤｐａｔｔｅｒｎｏｆＷｘＣｃｏａｔｉｎｇ
２２ 图涂层结构分析
２为喷焊后试样的横截面形貌ꎮ由图２可见ꎬ
试样横截面分为３个区域:碳化钨强化层、镍基过渡层、Ｔｉ６Ａｌ４Ｖ合金基体ꎮ涂层与Ｔｉ６Ａｌ４Ｖ合金基体结合界面总体良好ꎬ没有大的孔洞等缺陷ꎮ
图２ 喷焊试样的横截面形貌
Ｆｉｇ２ Ｆｒａｃｔｕｒｅｍｏｒｐｈｏｌｏｇｙｏｆｓｐｒａｙ￣ｗｅｌｄｓｐｅｃｉｍｅｎ
图３是不同放大倍数的碳化钨强化层的ＳＥＭ照片ꎮ可以看出ꎬ强化层中的白色颗粒呈弥散态分布在灰色基体中ꎮ对白色颗粒和灰色基体进行ＥＤＳ分析ꎬ结果见表３ꎮ根据ＥＤＳ分析结果ꎬ白亮颗粒成分为Ｗ、Ｃꎬ灰色基体成分主要为Ｎｉ６０ꎮＢ元素在熔化过程中主要起到造渣的作用ꎬ因此灰色基体中没有发现Ｂ元素存在ꎮ在图１的ＸＲＤ分析中ꎬ钨元素主要是以ＷＣ＋Ｗ认为强化层是典型的韧性２Ｃ组成的混合物Ｎｉ基体Ｗｘ＋ＣＷ形式存在ꎬ可以
ｘＣ硬质组织ꎮ ３８３６卷
图３ ＷｘＦｉｇ３ ＳＥＭｍｏｒｐｈｏｌｏｇｉｅｓＣ强化层的ｏｆＷＳＥＭ形貌
ｘＣｓｔｒｅｎｇｔｈｅｎｉｎｇｌａｙｅｒ表３ 图３中白亮颗粒及灰色基体的ＥＤＳ成分分析
结果(ｗ/％)
Ｔａｂｌｅ３ ＥＤＳｇｒａｙｓｕｂｓｔｒａｔｅａｎａｌｙｓｉｓｒｅｓｕｌｔｓＣ
ｉｎＦｉｇｆｏｒ３
ｗｈｉｔｅｌｉｇｈｔｐａｒｔｉｃｌｅａｎｄＳａｍｐｌｉｎｇＷｈｉｔｅｐｏｓｉｔｉｏｎＧｒａｙｓｕｂｓｔｒａｔｅｐａｒｔｉｃｌｅ
４Ｆｅ
Ｎｉ
Ｗ
２０９９４２—Ｓｉ
Ｃｒ
６９１９—
１２
９—
３４
６５—９０
９５—
９１在碳化钨强化层中可以看到明显的卵状孔洞ꎬ这些孔洞或存在于灰色基体中ꎬ或存在于碳化钨颗粒的边缘ꎮ孔洞是喷焊过程中没有完全排出的气体形成的ꎮ
图４是涂层结合界面(分别对应图２中的Ａ、Ｂ区域)的ＳＥＭ照片ꎮ从图４ａ可以看出ꎬ过渡层与Ｔｉ６Ａｌ４Ｖ强化层与过渡层的结合界面处合金基体结合良好ꎬ没有出现孔洞ꎬ出现较多孔洞ꎻ而在(图
４ｂ)ꎮ工艺(孔洞是火焰喷焊中的常见现象乙炔与氧气的比例、喷枪移动速度ꎬ其数量与喷焊、喷距、重熔次数、一步法或者两步法等)及粉末球形度、粒度、成分等有很大的关系[１１]Ｎｉ６０ꎬ处ꎬ并且界面处有夹渣强化层为Ｎｉ６０＋ꎮＷꎮ图４ｂ中ꎬ过渡层为ｘ这是由于喷焊过程中Ｃꎬ孔洞密集出现在界面ꎬ相比Ｎｉ６０过渡层ꎬ强化层中的粉末在喷焊重熔时流动性变得越来越差ꎬ造成喷焊层中的气孔和夹渣等缺陷明显增多[１２]近界面处的碳化钨颗粒周边有大量孔洞ꎮ过渡层侧没有孔洞ꎬ而强化层侧靠ꎬ说明在熔融过程中ꎬ悬浮的颗粒起到了阻挡作用ꎬ阻止了气体的排出ꎮ这是在喷枪边喷边熔的过程中ꎬ靠近喷焊层边缘的区域温度相对较低ꎬ喷焊层金属不能完全熔化ꎬ液固两相并存ꎬ此时熔融金属非常粘稠ꎬ气孔上浮困难ꎬ从而造成大量的气孔残留在两道喷焊层交界处ꎬ加之喷焊过程中气体对熔融金属吹力大ꎬ造成涂层翻卷ꎬ气体难以逸出ꎬ气体滞留产生气孔[１３]ꎮ
图４ 涂层结合界面的ＳＥＭ照片
Ｆｉｇ４ ＳＥＭｌａｙｅｒ/ｍｏｒｐｈｏｌｏｇｉｅｓｓｕｂｓｔｒａｔｅꎻ(ｂｏｆ)ｓｔｒｅｎｇｔｈｅｎｉｎｇｂｏｎｄｉｎｇｉｎｔｅｒｆａｃｅｌａｙｅｒ:/ｔｒａｎｓｉｔｉｏｎ(ａ)ｔｒａｎｓｉｔｉｏｎ
ｌａｙｅｒ
２２３ ３１涂层硬度及耐磨性分析对涂层表面硬度进行检测硬度
１２３ＧＰａꎬＴｉ６Ａｌ４Ｖ合金基体的硬度值为ꎬ维氏显微硬度值为
涂层硬度相比基体提高了近３６３ＧＰａꎬ２３２图摩擦系数
３倍ꎮ
５为没有涂层的Ｔｉ６Ａｌ４Ｖ合金和喷焊涂层试
样分别与Ｓｉ线ꎮ由图５３可见Ｎ４、ꎬＧＣｒ１５无涂层的摩擦副对磨的摩擦系数曲Ｔｉ６Ａｌ４Ｖ合金试样的摩擦系数较高ꎬ而经过喷焊处理后ꎬ摩擦系数大幅降低ꎮ在实验中由于摩擦实验时间较短ꎬ涂层没有失效ꎬ故没有出现急剧磨损现象ꎬ摩擦曲线基本可以分为２个阶段ꎬ即磨合区、稳定区ꎮ在磨合区ꎬ摩
第５期
潘晓龙等:Ｔｉ６Ａｌ４Ｖ合金表面火焰喷焊ＷｘＣ涂层耐磨性分析 ３９
擦系数有一定的波动ꎻ经过长时间的摩擦后ꎬ摩擦系数趋于稳定ꎮ在稳定区ꎬ无涂层Ｔｉ６Ａｌ４Ｖ合金试样与ＧＣｒ１５、Ｓｉ试样与ＧＣ１５、Ｓｉ３Ｎ４的摩擦系数约为０７５ꎬ喷焊涂层由此可见ꎬ经过喷焊后３Ｎ４的摩擦系数分别为０２２、０３０ꎮ
ꎬＴｉ６Ａｌ４Ｖ合金的摩擦系数大幅降低ꎬ最高降幅可达６０％以上ꎮ
图５ 无涂层Ｔｉ６Ａｌ４Ｖ合金试样和涂层试样与不同摩擦副
对磨的摩擦系数曲线
Ｆｉｇ５ Ｆｒｉｃｔｉｏｎｗｉｔｈｏｕｔｇｒｉｎｄｉｎｇａｎｄｃｏｅｆｆｉｃｉｅｎｔｐａｉｒｓｗｉｔｈ:(ａＷｃｕｒｖｅｓｏｆＴｉ６Ａｌ４Ｖａｌｌｏｙｓｐｅｃｉｍｅｎｓ
ｘ)ＳｉＣｃｏａｔｉｎｇ(ｂ)ｍａｔｃｈｅｄＧＣｒ１５
ｗｉｔｈｄｉｆｆｅｒｅｎｔ３Ｎ４ꎻ在磨合阶段ꎬ无涂层Ｔｉ６Ａｌ４Ｖ合金试样与ＧＣｒ１５和Ｓｉ３Ｎ４对摩副的摩擦系数均有上升Ｎꎬ但上升幅度不同ꎮ这是由于Ｓｉ３４硬度相比ＧＣｒ１５大ꎬ磨削力度也就更大ꎬ在磨合区间产生了更多的磨屑ꎬ这些不断产生的磨屑加剧了磨损ꎬ使摩擦系数迅速升高ꎮ随着磨屑连续不断地形成和溢出并趋于平稳ꎬ形成动态平衡ꎬＴｉ６Ａｌ４Ｖ合金磨损进入了稳定阶段ꎬ摩擦系数维持在０７~０８ꎮ在喷焊样与Ｓｉ磨中ꎬ由于喷焊样硬度高ꎬ经过短时磨削３Ｎ４摩擦副的对ꎬ摩擦系数由一开始的较大值略有下降ꎻ喷焊样与ＧＣｒ１５摩擦副对磨中ꎬ经过磨合后ꎬ很快进入了稳定阶段ꎬ在这个阶段中ꎬ摩擦系数没有大的提升ꎬ而与Ｓｉ摩擦副对磨中３Ｎ４２３３ꎬ有较长的磨合区ꎮ图磨损形貌分析
６为喷焊样分别与ＧＣｒ１５和Ｓｉ３Ｎ４摩擦副对磨
后的磨痕形貌ꎮ从图６可以看出ꎬ摩擦后的喷焊面没有划伤ꎬ表现出优异的耐磨性ꎮ与ＧＣｒ１５摩擦副对磨后的试样表面上有一层粘附物ꎬ方向与旋转方向相同ꎮ
图６ 喷焊试样与不同摩擦副对磨后的划痕形貌Ｆｉｇ６ Ｗｏｒｍｗｉｔｈｄｉｆｆｅｒｅｎｔｍｏｒｐｈｏｌｏｇｉｅｓｆｒｉｃｔｉｏｎｏｆｐａｉｒｓｓｐｒａｙ:ｗｅｌｄｅｄ(ａꎬｂ)ｓｐｅｃｉｍｅｎｓＧＣｒ１５ꎻ(ａｆｔｅｒｃꎬｄ)ｆｒｉｃｔｉｏｎ
Ｓｉ３Ｎ４
分析认为ꎬ喷焊试样表面的磨痕是擦伤磨损与粘着磨损综合作用的效果ꎮ在摩擦磨损过程中ꎬ接触面温度升高ꎬ发生焊合现象ꎬ当摩擦副与喷焊试
样相对运动时ＷＣꎬ发生粘着磨损ꎮ喷焊层中大量未熔触ＧＣｒ１５ꎬ增强颗粒在摩擦过程中显露出来含较多Ｗꎬ与对摩副接ｘＣ的喷焊面硬度大于ＧＣｒ１５ꎬ促使了摩擦副产生剪切作用摩擦副的磨损ꎻꎬ喷焊层也对相对较软的使摩擦副发生塑性变形ＧＣｒ１５ꎻ同时ꎬ在往复摩擦过程中ꎬ温度上升ꎬ使得ＧＣｒ１５摩擦副撕裂形成粘合层ꎬ粘合层发生迁移堆积在喷焊面上ꎮ相反ꎬ喷焊面上没有严重的划伤和沟槽ꎬ这也是归结于喷焊层中有较多的耐磨Ｗ颗粒弥散分布在Ｎｉ６０基体中ꎬ作为强化相起到了位ｘＣꎬ这些硬质错的钉扎作用ꎮ
图７为ＧＣｒ１５和Ｓｉ从图７可以看出ꎬＧＣｒ１５３Ｎ和４摩擦副的表面磨损形貌ꎮ
Ｓｉ(图７ａ、３ｃ)ꎬＮ４摩擦副的磨损面均被磨损形成平台形貌相比对磨的喷焊层(图６ａ、ｃ)磨损严重ꎮ然而ꎬＧＣｒ１５和Ｓｉ副的磨损平面并没有出现犁沟或者沟槽ꎮ这是由于３Ｎ４摩擦喷焊层中Ｎｉ基材料熔化充分ꎬ将碳化钨颗粒完全包裹(从图４ｂ可以看出ꎬ白色碳化钨周边的Ｎｉ基材料填充充分)ꎬ对碳化钨颗粒起到支撑和固定作用ꎬ使得碳化钨增强颗粒在磨损过程中不易剥落ꎬ减弱了
４０３６卷
对摩擦副的二次磨料磨损ꎮ图７ ＧＣｒ１５和ＳｉＦｉｇ７ Ｓｕｒｆａｃｅ３Ｎ４摩擦副的表面磨损形貌(ａꎬｂ)ＧＣｒ１５ｗｏｒｎｍｏｒｐｈｏｌｏｇｉｅｓꎻ(ｃꎬｄ)Ｓｉｏｆｆｒｉｃｔｉｏｎｐａｉｒｓ:
３Ｎ４
另外ꎬ从图７ｂ、ｄ可以看出ꎬＧＣｒ１５和Ｓｉ磨屑形貌存在较大差别ꎮＧＣｒ１５摩擦副与喷焊碳化３Ｎ４的
钨面发生粘着磨损ꎬ其机理在于摩擦副循环作用于喷焊层表面产生切应力ꎬＧＣｒ１５摩擦副相较于喷焊层硬度较低ꎬ相对于在切应力的作用下ꎬ存在于喷焊层表面的凸起颗粒造成ＧＣｒ１５摩擦副表面的划擦损伤ꎬ持续一段时间后形成磨屑ꎬ磨屑的数量随测试过程的进行不断增加ꎮ在外载的作用下ꎬ摩擦副与喷焊层接触同时产生正向压应力ꎬ剥落的磨屑在压应力反复作用下粘附于喷焊层表面ꎮ此外ꎬ摩擦过程产生大量热量亦有助于粘着的发生ＧＣｒ１５摩擦副发生粘着磨损ꎮ而Ｓｉꎬ最终造成３Ｎ４摩擦副在与喷焊层对磨后呈现较为明显的脆性断裂特征ꎬ在往复磨损和交变应力的作用下ꎬＳｉ３Ｎ４摩擦副表面出现了较为严重微断裂和材料剥落现象ꎬ其主要磨损机制为微断裂和疲劳磨损ꎮＮｉ６０过渡层具有的良好塑韧性ꎬ在一定程度上减缓了疲劳裂纹在其内部的萌生和扩展ꎬ进而有效提高了喷焊层的耐磨性ꎮ
３ 结(１) 采用论
金表面制备出由“一步法Ｎｉ６０过渡层和”火焰喷焊技术在ＷＴｉ６Ａｌ４Ｖ合
ｘ成的喷焊层ꎮＮｉ６０过渡层与Ｔｉ６Ａｌ４ＶＣ＋Ｎｉ６０合金基体结合强化层组良好ꎬ没有孔洞等缺陷ꎻ强化层中碳化钨颗粒呈弥
散分布(２)ꎬ碳化钨喷焊层硬度为与Ｎｉ６０过渡层界面处存在大量孔洞１２３ＧＰａꎬ相比基材ꎮ
硬度提高了近３倍ꎬꎬ
磨损严重ꎬ而喷焊层无明显磨损Ｎ摩擦系数降低达６０％以上ꎮ喷焊层与ＧＣｒ１５和Ｓｉ３４对磨后ꎬ摩擦副ＧＣｒ１５和Ｓｉꎬ表现出优异的耐
３Ｎ４磨性ꎮ
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