銅合金表面激光熔覆鎳基復合涂層性能分析

雍耀維,趙瑞恒，王軍，張帥

寧夏大學 機械工程學院，銀川 750021

銅和銅合金因具有優異的物理和化學特性被廣泛應用于諸多領域。例如，Cu-Cr-Zr銅合金因為良好的導熱性能和耐腐蝕性能被用作連續澆鑄設備的結晶器，它是整個鋼材連續澆鑄生產的核心裝置。在航天領域，CuZrAg銅合金因其良好導熱性能被用于火箭發動機內襯，Cu-Ni-Sn銅合金因具有優異的耐蝕性和抗拉伸性能成為航空發動機和特種軸承的常用基礎材料。但在實際應用中，高溫作用下銅合金磨損嚴重，進而影響到了最終工件使用的質量。為了提高銅合金表面耐磨性，出現了很多增強銅合金表面的方法，例如通過電鍍、熱噴涂、熔覆等工藝均可獲得具有一定耐磨性的表面涂層。電鍍和熱噴涂制備的涂層結合為機械結合，結合強度低，應用中極易脫落或者撕裂；其次，電鍍也容易導致環境污染，在大批量使用時逐漸被激光熔覆技術取代。而激光熔覆效率高、成本低且無污染，可制備致密、均勻的表面涂層。采用高能束激光熔覆技術可在保持銅合金高導電性的同時提高耐磨性及其他機械性能。

由于銅基合金存在熱導率高、對激光的反射率高、與熔覆層材料體系之間浸潤性差、表面氧化層致密、膨脹率較高等問題，其熔覆難度有所增加。為了在銅合金上獲得結合良好的涂層，研究人員根據Cu和Ni的互溶特性，一般采用Ni基合金粉末進行熔覆，或者采用Ni基合金粉末打底后熔覆，也可采用高功率激光設備直接熔覆。

在諸多的激光熔覆表面增強方法中，通過添加顆粒增強的方法得到了廣泛認可，其中原位生成復合金屬顆粒增強陶瓷相因其界面結合性能優良而得到了更多的應用。常添加或者原位生成的陶瓷顆粒相以過渡金屬元素的氧化物、碳化物、硅化物、硼化物或氮化物為主。在這些陶瓷相中，ZrC表現出優良的綜合性能，具有較高的硬度、良好的化學穩定性和熱穩定性，適用于提高涂層的常溫和中高溫耐磨性，以及耐磨耐蝕等性能。

雖然WC在激光熔覆增強涂層中應用更為廣泛，但WC在高溫條件下容易分解。因ZrC和W有相近的熱膨脹系數和很高的導熱系數，所以ZrC在高溫下與W易形成穩定的(W, Zr)C相，可以避免亞穩態或低熔點相的生成。在高溫熔覆條件下，WC與ZrC的混合物為生成穩定且性能更優的復合增強相提供了契機，為提高激光熔覆Ni基合金的高溫耐磨性提供新的途徑。本文借助WC和ZrC強化相可提高涂層耐磨性的特征，在銅合金表面制備Ni基復合碳化物涂層，通過分析復合涂層的組織結構、成形機理及摩擦磨損機理滿足銅合金在高溫耐磨場合下的應用。

1 實 驗

1.1 實驗材料和方法

基體材料取用結晶器常用的鉻鋯銅合金，尺寸為100×100×20 mm，成分為0.6wt%～1.1wt% Cr、0.15wt%～0.28wt% Zr，其余為Cu。實驗中，先在試樣表面電鍍一層Ni，厚度約為2 mm，然后將之打磨至1 mm左右并清理，接著將Ni60和(ZrO+WC)的混合粉末預置在電鍍層表面，預置厚度約為1 mm。Ni60粉末成分為0.8wt% C、4.0wt% Si、3.5wt% B、15.5wt% Cr、15.0wt% Fe、3.0wt% W。混合粉末中WC質量分數為30wt%(純度為99.8%，阿拉丁有限公司)， ZrO質量分數為10wt%(純度為99.99%，阿拉丁有限公司)，其余為Ni60。

實際應用中，材料對激光的吸收率與其導電導熱性能負相關。銅合金是常見的激光高反材料，盡管對激光的吸收率很低，而且對不同波長的激光吸收率也有所不同，但一般對波長越短的激光吸收率越好。實驗采用半導體激光器，基于前期的大量探索性實驗，最終實驗功率采用2 kW，光斑直徑為2 mm，掃描速度根據熔覆效果設定為60～100 mm/min，搭接率為50%，熔覆在氬氣氛圍保護下進行。銅合金導熱性能極佳，激光熔覆產生的熱量在銅合金中被很快傳遞出去，對于熔覆過程不利，為此在熔覆前將銅基體預熱到300 ℃左右，并在熔覆中同時利用電爐使基體保持溫度恒定。

1.2 結構表征及性能測試

熔覆后，將試樣按照標準流程進行組織觀察和性能分析。試樣采用王水溶液腐蝕，涂層的物相用X射線衍射儀(XRD, D8ADVANCE，BRUKER，Cu Kα輻射源，電壓為40 kV，電流為40 mA)進行掃描分析，連續掃描速度為6 (°)/min。金相觀察選用光學金相顯微鏡(SOPTOP，IE500M)，熔覆層顯微組織特征及硬質顆粒的分布規律觀察分析利用電子掃描顯微鏡(SEM，JSM-6610)和配置在電鏡上的能譜儀(EDS，Aztec X-Max 20)進行。微觀硬度測量采用微觀硬度計(HV-1000STA)，根據GB/T 4340.1—2009測試，試驗力為0.2 kgf(1 kgf=9.8 N)，施壓時間10 s。

摩擦實驗均在MMUD-5盤-銷式摩擦磨損實驗機上進行，將熔覆試樣切割成截面尺寸為?4 mm×15 mm的圓柱銷，對磨件用GCr15淬火圓盤，硬度為～HRC 60。摩擦前，將樣件銷和對磨盤進行處理，使粗糙度達到0.8 μm。實驗過程中，2個熔覆試樣銷同時對壓在固定的對磨圓盤上，旋轉直徑為35 mm。常溫摩擦過程中，轉速設定60 r/min，壓力100 N，持續摩擦5 min，共摩擦30 min。

高溫摩擦實驗的對磨件圓盤材料為304不銹鋼，達到設定溫度450 ℃后保溫15 min再開始實驗，高溫條件下載荷100 N，轉速60 r/min，持續20 min；摩擦試件在摩擦前后經高溫清洗、烘干后采用高精度電子天平(精度0.1 mg， G&GJJ224BC)稱重，平行測量5次求平均值作為最終質量損失，磨損表面形貌利用掃描電鏡測試。

2 實驗結果與討論

2.1 涂層組織結構

銅合金表面對激光的反射率非常高，在激光熔覆前對銅合金表面進行電鍍處理，在銅合金表面首先電鍍1層Ni涂層。

由圖1銅基體上電鍍層的SEM形貌可以發現，結合面處呈現高低不平的特征。形成這樣特征和電鍍層成形方法有很大的聯系，電鍍是原子的整體遷移過程，由于原始的銅基體是通過機械加工形成表面的，銅基體表面本身就不是很平整，所以電鍍后原子就一層一層直接堆積在原始面上，最終形成和原始形貌一致的結合面。同時從圖1中很難發現冶金結合所具有的光亮平面晶層，說明電鍍層和銅基體之間主要不是冶金結合，應為物理結合。

圖1 銅基體上電鍍層SEM形貌Fig.1 SEM surface morphology of plating layer on copper alloy

熔覆復合涂層的微觀組織如圖2所示。圖2(a)為熔覆組織整體組織結構，涂層整體厚度約為1 mm；可以明顯看出組織從上到下分為3層，最底層呈網絡狀的為銅基體；中間為電鍍的純Ni層，在這一層已經沒有了電鍍層中凹凸不平的特征，呈現出了光滑的平面晶特征，說明經過熔覆后電鍍Ni層也經歷了重熔的過程，將原有的機械結合轉換為了冶金結合，從而提高了結合強度；最上層為熔覆的復合鎳基合金涂層，組織呈現為枝晶組織，且含有大量白色顆粒物，其中白色顆粒物主要分布在熔覆層上方，但分布不均勻且呈現不同形貌，以多邊形、梅花形為主，如圖2(b)所示。

圖2 銅基體上熔覆復合涂層微觀組織Fig.2 Microstructure of composite coating on copper substrate

圖3 復合涂層的XRD圖譜Fig.3 XRD pattern of composite coating

通過XRD分析結果(見圖3)及EDS分析結果(見圖4、表1)可知，熔覆層主要成分為Ni、WC、ZrC、(W,Zr)C、WC和MC。對白色顆粒物進行分析和鑒定得知，這些顆粒物是以ZrC、WC及復合碳化物(W,Zr)C為主的機械混合物，如圖4所示。從分布上來看，WC以大顆粒形態存在于涂層中，如圖4中a點所示；但ZrC顆粒則更多地以梅花狀的形態存在，呈現出彌散的細顆粒形態，大量分布于復合涂層的底部，如圖4中b點所示；涂層中 (W,Zr)C則以WC為核心，呈明暗相間塊狀分布，如圖4中c點所示；圖4中d點區域內Ni含量高，同時還有大量的W和Zr，結合特征分析得出，此處為比較細小的WC和ZrC顆粒。

圖4 銅基體上復合涂層EDS分析標識點Fig.4 Marked point for EDS analysis on composite coating on copper substrate

表1 圖4中各標識點EDS分析Table 1 EDS analysis of marked points in Fig.4

2.2 涂層形成機理

Ni、Fe、Cr、Zr、W等金屬元素和C元素親和決定了形成碳化物的難易度以及形成碳化物的強度。一般地，C元素和化合價接近4的元素親和度最高，隨著化合價的升高或者降低，親和度逐漸降低。混合粉末含有Ni、Fe、Cr、Zr、W等金屬元素，其中，W化合價為6，大于4；Cr的化合價要么大于6要么小于6；而Zr的化合價為4；所以這些元素中Zr最容易和C結合形成碳化物。

此外，根據電負性的特性，C電負性(鮑林標度)為2.55，Zr電負性為1.33，W電負性為2.36，Cr的電負性為1.66，Fe的電負性為1.83，因此這些元素中，Zr更易于與C結合形成穩定的ZrC。

所以當熔池中存在C元素和Ni、Fe、Cr、Zr、W這些金屬元素時，更傾向于生成ZrC，在進一步反應過程中，也會伴隨著其他碳化物(如CrC)的生成。

ZrC具有面心立方結構，在結晶形核長大時會沿(111)晶面生長。在快速凝固條件下，MC碳化物外形通常以八面體形態存在，所以，圖4中的b點就是ZrC。

熔池中，在溫度條件合適時，混合粉末可能發生反應。

反應A：

(1)

反應B：

(2)

對反應A和反應B的Gibbs自由能進行計算，反應A的溫度與Gibbs自由能擬合式為

=-0080 8+16163，=0998 9

(3)

反應B的溫度與Gibbs自由能擬合式為

=-0.078 7+134.1，=0.998 6

(4)

式中：、分別為反應A、B的反應Gibbs自由能；為反應溫度。

通過對式(3)、式(4)的計算可知反應A和反應B自發反應的溫度分別為2 000、1 704 ℃，所以在熔池內粉末熔化的過程中，ZrO首先和粉末中游離態的C元素發生反應，生成部分ZrC顆粒，隨著溫度進一步升高，WC和ZrO發生反應，繼續生成ZrC，同時生成游離態的W元素。隨著溫度繼續升高，WC會在2 350 ℃發生分解反應：

(5)

由于在熔池中WC和Ni相互潤濕發生毛細管效應，WC的分解也會加劇，所以在涂層中出現了WC顆粒。在混合粉末中，WC質量分數為30wt%，有一部分不可能被完全分解，WC相對密度較大，在熔池的傳質作用下，會向著熔池的底層沉積；所以在熔池的底層會出現塊狀的WC顆粒。當WC分解時，WC周圍的C濃度會升高，促使了反應B的發生，所以會在WC周邊分布很多的ZrC顆粒，但顆粒都比較細小，而WC分解產生的WC則分布在ZrC的周圍，所以從圖4中看到的碳化物分布都比較細小。

一般地，當顆粒很小時，因為擴散距離變短，生成的ZrC與W的結合面積增大，使得W擴散進入ZrC形成(W,Zr)C的概率大大增加。根據其形成的過程，最終形成的復合碳化物外部特征表現為白色顆粒中包裹黑芯，內部黑芯以WC為主，而周邊物質則為以ZrC為主的混合物。同時由于在熔池內快速凝固形成的枝晶及二次晶會封閉區域，Zr發生聚集，在C元素濃度達到一定程度后生成獨立的大顆粒狀ZrC。另外，ZrC和WC起到釘扎作用，阻礙枝晶長大，進而細化了涂層組織。

3 涂層性能

3.1 硬 度

一般情況下，涂層中顆粒相的類型、形狀、大小對涂層硬度有很大的影響。圖5為電鍍Ni和復合涂層采用0.2 kgf試驗力時的硬度分布，可看出復合涂層硬度相對于電鍍層硬度有明顯提升。銅合金基體硬度約為90 HV，電鍍層從結合面到鍍層頂層硬度變化很小，而復合涂層則表現出典型的熔覆涂層硬度分布：在復合涂層范圍內，涂層硬度在一定范圍內變化，到了過渡層(即電鍍重熔區)，硬度會有一個逐漸下降的過程，對比圖5也可以發現，電鍍層重熔后硬度會高于直接電鍍層的硬度。

電鍍層硬度平均約為430 HV，電鍍Ni層是原子之間堆積的過程，結合力相對較低但結合過程穩定均勻，而且涂層中主要為Ni元素，很少有其他元素存在，所以對外表現出的硬度也較低但是硬度分布很均勻。

熔覆復合涂層的硬度決定因素相對較多，除基體元素之外，還與復合涂層內部的強化顆粒種類、強化顆粒形態(如大小、分布)等諸多因素有關。熔覆是一個快速熔化-凝固成形的過程，混合金屬粉末在激光束的輻照下快速熔化形成熔池，內部生成的高熔點顆粒會在流動的熔池內發生溶解、傳質、對流等一系列的運動，所以最后顆粒相的分布也會隨著熔覆條件的變化而有所不同。如果顆粒相的分布、種類不同，那么涂層的硬度也會因此發生變化或者波動，由圖5可發現復合涂層的平均硬度約為620 HV，相比于電鍍層，硬度提升至1.5倍；相對于原始基體，硬度提高至約7倍。

從2.1節分析中可知，涂層中含有大量的MC、ZrC、WC、(W,Zr)C顆粒，其中ZrC硬度本身可達～25.5 GPa，相應(W,Zr)C的硬度也在20 GPa左右，雖然當壓頭處在涂層中不同的顆粒上時，熔覆層的硬度出現波動，但是從宏觀上，這些顆粒相提高了涂層的整體硬度。上層熔覆的熱量傳遞到電鍍層，電鍍層發生重熔現象，混合粉末的元素在熔覆過程中傳質進入電鍍層，對原來的電鍍層起到彌散強化的作用，重熔后的硬度略大于直接電鍍層硬度，與此同時，電鍍層和基體的界面結合在高能束作用下由電鍍后的機械結合轉變為冶金結合，進一步提高了結合強度。

圖5 電鍍層與復合涂層硬度分布對比Fig.5 Comparison of hardness distribution of electroplating and composite coating

3.2 耐磨性

強化后的涂層需要考慮在不同工況下的耐磨性能，針對不同的工況，分析其常溫耐磨性和高溫耐磨性。

3.2.1 常溫耐磨性

圖6為電鍍Ni和復合涂層的摩擦系數，從摩擦結果發現電鍍層經歷了初期急速磨損階段和穩定磨損階段。隨著試件表面磨損，對磨頭和試件之間的接觸面積逐漸穩定，摩擦副之間的接觸狀態已變為全面的面接觸。復合涂層摩擦系數曲線顯示磨損很快進入穩定階段，摩擦系數趨于穩定，約為0.25；電鍍層經歷相對較長時間后才進入較為穩定狀態，摩擦系數平均約為0.40，實驗中2種涂層的摩擦條件一致，導致摩擦系數不同的主要原因為涂層材料不同；電鍍層由于硬度較低，在摩擦過程中發生塑性變形，在進一步的摩擦中發生粘接，且磨屑逐漸聚集，導致摩擦面從光滑變得粗糙，最終使電鍍層在摩擦過程中摩擦系數增加。

圖6 常溫干式滑動摩擦下電鍍層和復合涂層摩擦系數Fig.6 Friction coefficient of electroplating and composite coatings under room temperature dry sliding wear

圖7為干式條件下磨損量隨時間變化的趨勢。對電鍍層和復合涂層的耐磨性性能進行對比，從圖7中可以明顯看出電鍍層的耐磨性要遠差于激光熔覆復合涂層。激光熔覆復合涂層磨損量與磨損時間呈線性關系，磨損量隨磨損時間增加逐步增加。在摩擦10 min后，兩者磨損量差別不是很明顯，電鍍層的磨損量為(53.01±4.58) mg，復合涂層的磨損量為(18.16±3.60) mg；進一步摩擦，復合涂層的磨損量增加2.60 mg，而電鍍層的磨損量快速增加到(115.27±7.21) mg；到30 min結束摩擦實驗后，復合涂層的磨損量維持在一個穩定的區間，而電鍍層的磨損量則與磨損時間成近似指數關系，達到(234.18±14.80) mg，遠大于激光熔覆復合涂層。

為了衡量材料的耐磨性，對其磨損率進行表征，計算公式為

=()

(6)

式中：為摩擦磨損質量損失；為摩擦滑動總路徑長度；為實驗載荷。由式(6)計算可得電鍍層最終的磨損率為455.95 mg·m·N，而復合涂層的磨損率則僅為5.43 mg·m·N。從量值上也可以看出：經過30 min的磨損，復合涂層的磨損率僅為電鍍層的1.2%，復合涂層耐磨性更佳。

圖7 常溫干式滑動摩擦下電鍍層和復合涂層的磨損量隨時間變化Fig.7 Wear loss of electroplating and composite coatings under room temperature dry sliding wear

圖8 常溫干式滑動摩擦下涂層摩擦表面形貌Fig.8 Morphology of worn surface of coatings under room temperature dry sliding wear

圖8(a)為電鍍層在摩擦30 min后的摩擦磨損形貌，從中可以看到明顯的深溝槽，且邊緣不光滑，有磨料磨損和黏著磨損的特征。此外，在溝槽的頭部有殘留的磨屑，可以判斷，在摩擦過程中，電鍍層和對磨件上磨損下來的顆粒在連續擠壓作用下，對電鍍層表面起到刮擦犁削作用；但同時電鍍層硬度不高，在連續摩擦作用下產生局部高溫，進而發生局部塑性變形，產生了黏著磨損特征。此外，在溝槽的邊緣出現了剝落現象。

圖8(b)為復合涂層摩擦30 min后的摩擦磨損形貌，可以觀察到涂層表面出現了許多互相平行的溝槽，為典型的磨料磨損；摩擦面的犁溝比較淺，趨近于光滑，磨屑相對較少。如3.1節所述，添加的混合粉末反應析出的ZrC、MC、未分解的WC顆粒以及復合碳化物(W,Zr)C的顆粒越多，涂層的硬度越高，可在一定程度上減緩磨粒對熔覆涂層表層的犁削作用，為涂層提供了良好的耐磨性。

3.2.2 高溫耐磨性

圖9為高溫干式摩擦下復合涂層和電鍍層的摩擦系數對比，可以看出復合涂層在高溫摩擦下，摩擦系數相對比較穩定；而在整個摩擦過程中，電鍍層波動較大，在摩擦起始階段，摩擦系數較大，經過大約5 min的摩擦后，摩擦系數逐漸減小，在之后的7 min內偶有波動，最后達到穩定狀態，總體上摩擦系數都高于復合涂層的摩擦系數。

圖9 高溫干式滑動摩擦下電鍍層和復合涂層摩擦系數Fig.9 Friction coefficient of electroplating and composite coatings under high temperature dry sliding wear

通過高溫下的盤銷干式滑動摩擦實驗對比鉻鋯銅基體上的電鍍Ni層和復合涂層的耐磨性。實驗中，施加載荷為100 N，銷轉速為60 r/min，摩擦時間為20 min，實驗結果如圖10所示。

圖10 高溫干式滑動摩擦電鍍層和復合涂層的磨損量Fig.10 Wear loss of electroplating and composite coatings under high temperature dry sliding wear

圖11(a)所示為高溫磨損后的電鍍層表面SEM照片，在磨損面上總體呈現較深且平行的溝槽，為典型磨料磨損特征；除此之外，還呈現了典型的黏著磨損特征。在高溫作用下，電鍍層軟化，局部產生塑性流動變形，電鍍層對磨件的表面微凸起部分壓入涂層表面內，發生塑性擠壓，并隨著周期性旋轉的刮擦后堆積，形成磨粒，伴隨著磨粒磨損產生黏著磨損。此外，磨損面局部出現剝落現象，這也會使得磨損量增加。

圖11(b)所示為高溫下復合涂層磨損后的表面形貌，整體上磨損表面仍然是以相互平行的溝槽為主，具有磨料磨損的特征。磨痕表面存在很多磨屑、黏著物和不規則的凹坑，體現出一定的黏著磨損的特征。在高溫和較高的壓力下，摩擦面之間逐漸全面貼合，同時產生較高接觸應力，高溫高應力作用下，接觸區域發生塑性變形且接觸面之間粘合，旋轉切向運動又迫使黏著點處撕裂，產生了較大的凹坑；撕裂后殘留會滯留在摩擦面上形成黏著物和磨屑。由于復合涂層中硬質的碳化物顆粒提供了良好的硬度和耐磨性，進而在復合涂層表面形成了平行的犁溝。整體上，高溫下磨損的復合涂層雖然仍保持較高的硬度，但隨著溫度的升高，硬度有降低趨勢，伴隨局部塑形變形引起加工硬化效果，韌性下降，在交變應力的長時間作用下磨損表面出現了黏著凹坑。

圖11 高溫干式滑動摩擦復合涂層摩擦表面形貌Fig.11 Morphology of worn surface under high temperature dry sliding wear

同樣地，用式(6)計算得出，高溫磨損20 min后，電鍍層的磨損率為275.39 mg·m·N，而復合涂層的磨損率僅為14.03 mg·m·N，對比實驗結果，復合合金涂層的磨損僅為電鍍Ni層的5%，即相對于電鍍層，復合涂層高溫耐磨性提高至約20倍。同樣磨損20 min后，電鍍層常溫條件下磨損率為149.39 mg·m·N，復合涂層的磨損率為26.99 mg·m·N。對比常溫和高溫摩擦磨損率，高溫條件下，電鍍層的磨損量增加至接近2倍，而復合涂層的磨損量反而降低了，但電鍍層和復合涂層的高溫磨損總量變化很少，綜合反映出復合涂層耐磨性更優且在高溫下表現更好。造成這種現象的原因涉及高溫下摩擦材料的黏著轉移，摩擦過程中較高的壓力會使得摩擦面之間逐漸壓緊至全面貼合，同時產生較高接觸應力；在高溫作用下，對磨件會發生一定程度軟化，并和硬度較大的涂層面發生粘合，進而將對磨件材料撕裂后黏著轉移到涂層面。此外，這種由于黏著導致的磨損率降低現象，與著名的Archard黏著磨損定律一致。從圖11(b)中可清晰看到大塊的黏著物，對黏著在表面的顆粒物進行EDS分析可知，Cr、Fe、Ni、Cu、O的質量分數分別為11.25wt%、41.34wt%、16.62wt%、7.18wt%、17.08wt%，黏著在復合涂層表面的顆粒物中Cr、Fe含量相對較高，對比涂層本身的元素分布與含量可判定，對磨件不銹鋼在摩擦過程中材料黏著轉移，不銹鋼顆粒黏著到了涂層表面上，進而在黏著物中出現了較高含量的Fe、Cr元素；此外，在高溫下，Fe元素容易氧化，所以會在其中有一定的氧化產物，進而出現一定含量的氧。

4 結 論

將WC和ZrO按照一定比例混合進Ni60合金粉末進行熔覆，在銅合金表面制備了冶金結合的Ni基復合涂層，通過原位合成的方法生成增強硬質相。考察了涂層微觀結構特征、硬度，進行了常溫和高溫摩擦磨損實驗。通過分析實驗結果，得出以下結論。

1) 復合涂層主要物相為WC、ZrC、(W,Zr)C、WC和MC，其中(W,Zr)C為以WC為主、周邊為ZrC的復合碳化物，復合碳化物還具有阻礙晶粒增大、細化涂層的作用。

2) 在銅合金基體上制備復合涂層后顯微硬度和耐磨性得到了顯著提高。銅合金基體硬度約為90 HV，電鍍層約為430 HV，而復合涂層約為620 HV，硬度提高至約7倍；高溫條件下，電鍍層的磨損率為275.39 mg·m·N，而復合涂層的磨損率僅為14.03 mg·m·N，耐磨性能提升至約20倍。

3) 常溫下，電鍍層的磨損以黏著磨損為主，而復合涂層主要為磨粒磨損；高溫條件下，電鍍層的磨損表現為劇烈的磨粒磨損和黏著磨損組合形式，而復合涂層的磨損為輕度的黏著磨損和磨粒磨損。