等離子噴涂Al2O3 涂層與高硬配副的摩擦學性能研究

李榮澤，趙曉琴，段文山，安宇龍,3，周惠娣,3，陳建敏,3

（1.西北師范大學 物理與電子工程學院，蘭州 730070；2.中國科學院蘭州化學物理研究所 固體潤滑國家重點試驗室，蘭州 730000；3.中國科學院大學 材料與光電研究中心，北京 100049）

機械零部件的失效大部分是由摩擦磨損所致，而零部件的關鍵部位失效可能會造成很嚴重的后果[1-3]，因此材料的耐磨性對機械系統的可靠性具有重要影響。隨著先進表面改性技術的發展，在金屬基材表面制備高性能的功能涂層，可以改善金屬的摩擦學性能，使金屬的使用壽命得到很大提升。陶瓷材料由于具有優異的化學和物理性能，在機械工程領域發揮著越來越重要的作用，人們也越來越重視對陶瓷涂層摩擦磨損性能的研究[4-7]。Al2O3涂層具有熔點高、硬度大、耐磨損、抗氧化等特點，在較為惡劣的環境下仍表現出優異的耐磨性能[8-9]，被廣泛用作耐磨涂層。在金屬表面制備Al2O3陶瓷涂層的方法有很多，如電弧噴涂、激光熔覆、等離子噴涂等[10-13]。其中，等離子噴涂技術因具有焰流溫度高、對基體熱影響小、涂層厚度可控、噴涂材料種類廣等優點，成為制備高熔點涂層材料常用的方法[14]。

然而機械部件的安全耐用性以及能耗和摩擦配副的力學性能密切相關，材料在不同摩擦配副下表現出不同的摩擦學特性[15]。謝紅梅等[16]分別以GCr15、Si3N4作為摩擦配副，研究了TiN 薄膜的摩擦學性能，結果表明，由于摩擦配副硬度的差異，TiN 薄膜表現出不同的摩擦學特征。與較硬的Si3N4對偶摩擦時，磨損機制主要是磨粒磨損；而與GCr15 摩擦時，TiN薄膜表面幾乎沒有磨損，但是GCr15 對偶的磨損嚴重。鄭邵先等[17]研究了真空和CO2環境下，以Al 和ZrO2為摩擦副時類金剛石（DLC）薄膜的摩擦性能，研究發現，DLC 與ZrO2配副的摩擦性能均優于與Al配副。R. Radhika 等[18]指出，在海水中，類石墨碳膜與Si3N4摩擦時，其摩擦系數和磨損率要低于與SiC、WC、Al2O3和ZrO2摩擦時的摩擦系數和磨損率。

在各種不同工況條件下，零部件的摩擦配副材質也是不盡相同，摩擦配副的選擇受到實際工況的影響，如溫度、材質硬度、腐蝕介質等。如一些設備的零部件不僅會受到嚴重的磨粒磨損，還會受環境影響的腐蝕磨損，而采用高硬度的材料作為摩擦配件可以減少腐蝕磨損，這是解決這一問題行之有效的方法。而一般情況下，陶瓷材料具有硬度大、耐腐蝕等特點，因此很有必要研究高硬配副下Al2O3涂層的摩擦學性能。在本文中，用大氣等離子噴涂工藝制備了Al2O3涂層，探究了以Si3N4和WC 為對偶，在載荷為1、3、5 N 下的摩擦學性能，著重討論了Al2O3涂層與不同摩擦配副在不同載荷下的磨損機理。

1 實驗

1.1 涂層制備

噴涂粉末采用Al2O3（15～45 μm，Metco 105NS，USA），基材選用316L 不銹鋼（φ25 mm×7.8 mm）。噴涂前，首先對金屬基材進行噴砂處理，然后將其放入丙酮中超聲清洗10 min。該處理是為了增強熔融粒子與金屬基材的機械咬合，從而提高涂層與金屬基材的結合強度。

由于陶瓷涂層和金屬基材的熱膨脹系數有較大差異，為了改善陶瓷涂層與金屬基材之間的結合力，首先，利用超音速火焰噴涂設備（HVOF，DJ-2700，USA）在316L 不銹鋼表面噴涂一層NiCoCrAlTaY（Ni-23Co-20Cr-8Al-4Ta-0.6Y，Gas Atomized，33～43 μm，Amdry 997，Sulzer Metco，USA）金屬過渡層，過渡層厚度約100 μm，噴涂參數見表1。然后，再用等離子噴涂系統（APS，UnicoatPro，USA）噴涂制備Al2O3陶瓷涂層，所制備陶瓷涂層的厚度約為320～400 μm，具體的噴涂參數見表2。

表1 超音速火焰噴涂NiCoCrAlTaY 參數Tab.1 Parameters of supersonic flame spraying NiCoCrAlTaY

表2 大氣等離子噴涂Al2O3 參數Tab.2 Parameters for APS s praying Al2O3

1.2 Al2O3涂層的組織與性能

采用掃描電子顯微鏡（SEM，JSM-5601LV，Japan）觀察粉末和涂層的微觀結構以及磨痕表面的組織形貌，同時采用X 射線能量色散譜儀（EDS）表征磨痕表面元素分布及元素含量。利用聚焦離子束（FIB，Heliosnanolab 600）制備了涂層的截面樣品。采用X 射線衍射儀（XRD，D/Max-2400，Germany）表征了噴涂粉末與涂層的物相組成。用三維輪廓儀（MicroXAM-800，USA）測量了涂層的表面粗糙度和磨痕的三維形貌。使用納米壓痕儀（CSM，NHT02-05987，Swiss）測量了Al2O3涂層以及摩擦副的硬度和彈性模量。利用奧林巴斯光學顯微鏡（OLYMPUS，Japan）對磨擦副磨損形貌進行表征。磨痕內部的成分用X 射線光電子能譜儀（XPS，PHI7502，USA）進行表征。

1.3 摩擦磨損測試

用 CSM 摩擦試驗機（CSM，Anton Paar，Switzerland）對涂層的摩擦學性能進行測試，摩擦方式為球-盤往復摩擦。測試前，首先使用磨拋機對噴涂態的Al2O3涂層進行拋光處理，然后將拋光好的涂層放入丙酮中，超聲清洗10 min。

摩擦測試條件為：在大氣環境下，分別以Si3N4球（φ6 mm）和WC 球（φ6 mm）作為摩擦對偶配副；載荷為1、3、5 N；摩擦軌跡為線性往復運動，速度7 cm/s，振幅2.5 mm，滑動距離200 m；環境濕度約為(31±5)%。

在不同磨損條件下，Al2O3涂層的磨損率（K）可由公式（1）計算。

式中：磨損體積ΔV由非接觸式三維輪廓儀測得，mm3；F是施加的載荷，N；L是摩擦距離，m。

2 結果與討論

2.1 涂層的組織與結構分析

圖1 是Al2O3粉末的SEM 形貌和Al2O3粉末、涂層的XRD 譜圖。從圖1a 中可以看出，噴涂所用的Al2O3粉末呈現出無規則的塊狀形貌，粒徑為 15～45 μm，粒徑相對較小。由于等離子噴涂過程中焰流溫度可達上萬攝氏度，當小粒徑粉末通過焰流時，粉末能夠很好地熔融，繼而沉積在基材表面，使涂層的致密度提高。從圖1b 可以看出，Al2O3粉末和其涂層的XRD 圖譜存在差異，兩種圖譜的差異說明，Al2O3粉末在等離子噴涂過程中發生了相變。Al2O3粉末中的物相幾乎都為α-Al2O3，沒有其他物相的特征峰，但是Al2O3涂層的XRD 圖譜中不僅存在α-Al2O3的衍射峰，而且還有衍射強度較強的γ-Al2O3衍射峰。這是由于在大氣等離子噴涂過程中，等離子焰流的溫度遠高于陶瓷粉末的熔點和相變溫度，導致熔融的Al2O3粉末液滴在沉積形成涂層的過程中，其相結構發生了變化。另外，在噴涂過程中，高溫粒子遇到金屬基材會急速冷卻凝固，使熔體處于過冷狀態，滿足從熔體中均勻成核的條件[19]。由于γ-Al2O3晶型相比于α-Al2O3晶型，其臨界成核自由能更低，根據Gibbs 自由能判據，在等離子噴涂過程中，γ-Al2O3相更易形核，因此以α-Al2O3相為主的Al2O3粉末作為噴涂材料，經過等離子噴涂所形成的Al2O3涂層中，γ-Al2O3成為了涂層的主要物相。

圖1 Al2O3 粉末的SEM 形貌以及粉末和涂層的XRD 譜圖Fig.1 (a) SEM morphology of Al2O3 powder and (b) XRD patterns of powder and coating

2.2 涂層的微觀結構

圖2a 為Al2O3涂層拋光后的表面形貌（拋光后，Al2O3涂層的表面粗糙度約(68.06±9.84) nm），涂層表面存在一定孔隙，從放大的表面形貌圖發現，孔隙中存在片層結構。這是由于噴涂過程中，高溫的熔融粒子加速撞擊到前序沉積的涂層后，發生變形，并急速冷卻凝固、鋪展，最后形成層狀結構[20-21]。利用Image J金相分析軟件對涂層內不同區域進行分析，得出所制備Al2O3涂層的平均孔隙率為(8.39±2.62)%，說明在此噴涂參數下制備的涂層較為致密。圖2b 為Al2O3涂層的截面形貌，可以看出Al2O3涂層與金屬過渡層結合緊密，但從Al2O3涂層的截面放大圖像中同樣可以看見，涂層內存在一些孔隙。圖2c 為Al2O3涂層的斷面形貌，Al2O3涂層發生了脆性斷裂，且涂層斷面也呈現出層狀結構，這與涂層表面孔隙的內部存在層狀結構相對應。

圖2 Al2O3 涂層的SEM 圖Fig.2 SEM of Al2O3 coating: a) as-sprayed surface; b) cross-section; c) fracture surface

2.3 力學性能分析

一般而言，較高的硬度和彈性模量可以賦予材料優異的耐磨性能，采用納米壓痕儀分別表征了Al2O3涂層、Si3N4和WC 兩種對偶球的力學性能（見表3）。對偶球的硬度和彈性模量均高于Al2O3涂層，這是由于噴涂制備的Al2O3涂層中存在孔隙和微裂紋，這些不可避免的缺陷使涂層整體結構變得疏松，涂層承載能力降低，致使涂層硬度降低。摩擦配副的硬度和彈性模量對材料的摩擦學性能也會產生顯著的影響。有文獻表明[22-24]，對偶材料的硬度和彈性模量越高，材料摩擦表面越難發生犁溝損傷。另外，涂層與摩擦配副的硬度差也會影響涂層和摩擦配副的磨損情況，當涂層與硬度相近的摩擦配副相對滑動時，涂層和摩擦配副容易相互劃傷，并且會產生運動滯澀和卡滯，使涂層和摩擦配副表面都會產生很嚴重的磨損。當硬度差較大時，硬度較小的一方會發生塑性變形，使實際接觸面積增加，進而減少磨損，增強耐磨性能。

表3 Al2O3 涂層、Si3N4 和WC 對偶球的力學性能Tab.3 Mechanical properties of Al2O3 coating, Si3N4 and WC dual spheres

2.4 摩擦磨損性能分析

圖3 為Al2O3涂層與不同對偶球在不同載荷下摩擦的摩擦系數曲線。如圖3a 所示，在不同載荷下，Al2O3涂層與Si3N4對磨時的摩擦系數變化曲線具有相似的趨勢，即在起初階段，摩擦系數存在明顯的波動。這是因為此時摩擦表面產生了少量的磨屑，隨著摩擦時間的延長，摩擦表面產生的磨屑逐漸增多，在法向力的作用下，硬質磨屑被壓入摩擦表面，引起摩擦系數波動，經過一定次數的循環摩擦后，磨屑的產生和溢出保持平衡狀態，摩擦系數也就逐步趨于穩定。在不同載荷下摩擦時，摩擦系數也有所不同，隨著載荷的增加，Al2O3涂層的摩擦系數逐漸減小。這是因為當兩個接觸物體相互運動時，摩擦總是發生在一部分接觸點上，隨著載荷的增大，摩擦配副之間的接觸面積逐漸增大，發生摩擦的接觸點數目和各接觸點尺寸也將隨之增加。最初是接觸點尺寸增加，隨后載荷增加，主要引起接觸點數目增加。在一般情況下，摩擦表面均處于彈塑性接觸狀態，由于實際接觸面積與載荷呈非線性關系，使摩擦系數隨著載荷的增加而降低。而Al2O3涂層的磨損率隨載荷的變化與其摩擦系數的變化正好相反，即隨著載荷的增加，Al2O3涂層磨損率逐漸增大。其中，在載荷為3、5 N 時，Al2O3涂層的磨損率分別為3.44×10–5、3.66×10–5mm3/(N·m)，約是載荷為 1 N 時 Al2O3涂層磨損率（1.65×10–5mm3/(N·m)）的2 倍。

當Al2O3涂層與WC 球（圖3b）對磨時，摩擦系數經過一段跑合期后，逐漸趨于穩定，但是與Si3N4對偶摩擦相比，Al2O3涂層與WC 對偶摩擦時的跑合期相對較長。即使在摩擦穩定階段，隨著摩擦載荷的改變，摩擦系數也表現出很大的差異，特別是在1 N的載荷下，摩擦系數很大，達到1.08 左右。這是由于在小載荷下，樣品表面大量的硬質凹坑和凸峰會阻礙陶瓷球的滑動，導致產生較高的摩擦系數。在相同載荷下，Al2O3涂層與WC 對磨時的磨損率與Si3N4作為摩擦副時的磨損率相差1 個數量級，即涂層與WC 球在1、3、5 N 的載荷下摩擦后，其磨損率分別為1.49×10–6、1.58×10–6、4.23×10–6mm3/(N·m)。

圖3 Al2O3 涂層與Si3N4 和WC 對偶在不同載荷下的摩擦系數和磨損率Fig.3 Friction coefficient of Al2O3 coating with Si3N4 and WC under different loads

由于不同硬度的對偶材料，其力學性能存在一定的差異，Al2O3涂層與其摩擦時，摩擦系數和磨損率也存在著很大差異。原因主要是，WC 的硬度和彈性模量比Si3N4大，當Al2O3涂層與WC 摩擦時，較硬的WC 對Al2O3涂層的切削作用更明顯，當WC 在Al2O3涂層上相對滑動時，涂層表面會很快破裂，形成很多硬質磨屑，摩擦面凸凹不平，使Al2O3涂層的摩擦系數變大。同時，WC 擁有高的硬度和彈性模量，在摩擦過程中，WC 對偶球的磨損體積較小，這說明WC 與Al2O3涂層的接觸摩擦面積也小，所以與WC對偶摩擦時，Al2O3涂層表現出較小的磨損率。

2.5 摩擦磨損機理分析

為了比較分析Al2O3涂層與Si3N4和WC 兩種對偶在不同載荷下磨痕的形貌和深度，采用三維輪廓儀測量了磨痕的三維形貌，如圖4 所示。從涂層的三維輪廓和截面輪廓圖中可以看出，磨痕的深度和形貌與磨損率相對應。在與Si3N4對偶摩擦時（圖4a—4c），磨痕表面出現很明顯的犁溝，這與對偶硬度和彈性模量有關，并且隨著載荷的增加，犁溝的深度和數量明顯增多，表明隨著載荷的增加，磨粒磨損逐漸加劇。從Al2O3涂層與WC 對偶摩擦時磨痕的三維形貌以及相應的磨痕截面（圖4d—4f）中可以發現，在相同載荷下，與WC 對偶摩擦時的磨痕寬度是與Si3N4對偶摩擦時的1/2，磨痕深度約是與Si3N4摩擦時的1/3，并且隨著載荷的增大，磨痕的寬度和深度也在增加。

圖4 Al2O3 涂層與Si3N4 球和WC 球摩擦時磨痕的三維形貌及截面輪廓圖Fig.4 The 3D morphology of the wear surface and the corresponding section profile of Al2O3 coating when it is rubbed against Si3N4 and WC ball

為更好地說明Al2O3涂層與不同摩擦副對磨時的磨損機理，用SEM 分別觀察了涂層的磨痕形貌。圖5 是Al2O3涂層與Si3N4球摩擦時磨痕表面的SEM 形貌圖。從圖中可以看出，在不同載荷條件下，涂層表面磨痕寬度和深度的變化情況與圖4 中的磨痕三維形貌和磨痕截面輪廓基本是一致的，即Al2O3涂層與Si3N4球配副摩擦時，隨著摩擦載荷的增大，Si3N4對偶球發生了嚴重磨損。從圖5 中還可以看出，隨著摩擦載荷的增大，Al2O3涂層磨痕表面的凸起明顯減少，同時從其對應的放大圖中看出，剝落坑明顯增多，更加說明隨著摩擦載荷的增大，摩擦副之間的磨粒磨損越來越嚴重。用X 射線能量色散譜儀（EDS）分析了磨痕表面Si 元素的轉移情況，見表4。結果顯示，涂層的磨痕表面殘留著Si3N4對偶球中的Si 元素，并且隨著載荷的增大，Al2O3涂層磨痕中的Si 元素含量也明顯上升。這就說明，Al2O3涂層與Si3N4球摩擦時，隨著載荷的增大，摩擦配副之間的粘著磨損越來越嚴重。

圖5 Al2O3 涂層與Si3N4 球摩擦時磨痕表面的SEM 形貌圖Fig.5 SEM morphology of the grinding surface of Al2O3 coating with Si3N4 ball

表4 Al2O3 涂層與Si3N4 球摩擦時磨痕表面的元素轉移分析Tab.4 Element transfer on the surface of wear mark when Al2O3 coating is rubbed against Si3N4 ball

圖6 是Al2O3涂層與WC 球摩擦時磨痕表面的SEM 形貌。與WC 球摩擦時，涂層所形成的磨痕寬度很窄，約為與Si3N4球摩擦形成的磨痕寬度的1/2，同樣，磨痕寬度也隨摩擦載荷的增大而明顯增大。從對應的SEM 圖中可以發現，Al2O3涂層與WC 球在不同載荷下摩擦后所形成的磨痕中，不僅有剝落坑的存在，而且有很多微裂紋出現，且隨著載荷的增大，這樣的微裂紋數量也增多。這些微裂紋在摩擦過程中，會沿著結合較弱的地方繼續擴展，導致涂層在摩擦過程中發生片狀剝落，因此裂紋數目越多，其磨損也就越嚴重。這表明Al2O3涂層與WC 球摩擦時，涂層不僅發生了磨粒磨損，同時還伴隨著疲勞磨損。由EDS測得磨痕表面的元素轉移含量（表5）可發現，Al2O3涂層的磨痕表面也殘留了大量的WC 對偶球成分，隨著摩擦載荷的增大，W 元素轉移至涂層磨痕中的量也逐漸增多。相比與Si3N4球摩擦時的元素轉移，WC球在摩擦過程中轉移明顯更多。這就表明，Al2O3涂層與WC 摩擦時，摩擦配副之間發生了嚴重的粘著磨損。

表5 Al2O3 涂層與WC 球摩擦時磨痕表面的元素轉移Tab.5 Element transfer on the surface of wear mark when Al2O3 coating is rubbed against WC ball

圖6 Al2O3 涂層與WC 球摩擦時磨痕表面的SEM 形貌Fig.6 SEM morphology of the grinding surface of Al2O3 coating with WC ball

為探究摩擦過程中Al2O3涂層與Si3N4和WC 球摩擦后，所形成磨痕表面化學成分的變化，使用XPS分析了Al2O3涂層磨痕表面元素的化學狀態。圖7 為Al2O3涂層磨損表面Si 和W 元素的XPS 光譜。對于WC 摩擦副而言，在磨痕表面未發現其他摩擦產物，只有粘著在Al2O3涂層表面的WC 對偶成分。而對Si3N4摩擦副的磨痕表面進行檢測，發現了SiO2的特征峰，這是由于Si3N4在摩擦時與空氣中的水發生如下反應[25]：

圖7 Al2O3 涂層與Si3N4 和WC 球摩擦后磨痕表面的特征元素XPS 能譜圖Fig.7 XPS energy spectrum of characteristic elements on the surface of wear marks of Al2O3 coating after friction with Si3N4 and WC ball

Si3N4+6H2O=3SiO2+4NH3

在一些文獻中[26-27]，也報道了反應形成的SiO2可以進一步與H2O 發生反應，生成具有良好潤滑性能的Si(OH)4膠體。這一現象也就很好地解釋了在相同摩擦載荷下，Al2O3涂層與Si3N4對偶摩擦時的摩擦系數比與WC 對偶摩擦時低的原因。當然，在摩擦過程中，該化學反應的速率很低，需要較長的一段摩擦距離和時間才能產生足量的Si(OH)4，由于反應緩慢，產生的Si(OH)4可能還未大量形成，就在摩擦力的作用下脫落。

由于涂層與對偶是以點對點的方式直接接觸，在摩擦過程中，Al2O3涂層與對偶球的接觸點會產生很高的溫度，可能達幾百甚至上千攝氏度。摩擦熱的產生會引起涂層表面局部溫度升高，在磨痕周圍會產生溫度梯度。隨著溫度的上升，材料表面會發生塑性變形、二次結晶和固態相變[28]。有文獻研究發現[29-30]，當達到一定溫度時，亞穩態的γ-Al2O3相會向穩定的α-Al2O3相轉變。圖8 給出了Al2O3涂層及其與Si3N4和WC 球摩擦后磨痕表面Al 元素的XPS 光譜，為了說明γ-Al2O3到α-Al2O3在摩擦過程中的轉變，用公式（2）計算出了α-Al2O3的百分含量ω。

圖8 Al2O3 涂層與Si3N4 和WC 球摩擦后磨痕表面Al 元素的XPS 光譜Fig.8 XPS spectra of Al element on the surface of wear marks after friction of Al2O3coating with Si3N4 and WC ball

式中：Vα、Vγ分別是用高斯擬合出的α-Al2O3和γ-Al2O3的峰面積。結果表明，Al2O3涂層表面α-Al2O3的含量（以質量分數計）很少，約為3.4%，但Al2O3涂層與Si3N4、WC 對偶球摩擦后，磨痕表面α-Al2O3的含量明顯增多。

在不同載荷下，Al2O3涂層與Si3N4球摩擦后，磨痕表面α-Al2O3的含量（以質量分數計）分別為38.4%、23.3%、16.2%；與WC 球摩擦后，磨痕表面的α-Al2O3含量（以質量分數計）為44.9%、39.6%、28.4%。從以上結果可以看出，隨著載荷的增加，γ-Al2O3到α-Al2O3的轉變逐漸減少；在相同載荷下，Al2O3涂層與不同摩擦副摩擦后，磨痕表面的α-Al2O3含量也不相同，與Si3N4球摩擦后的α-Al2O3含量明顯少于與WC 球摩擦后的α-Al2O3含量。這主要是因為，載荷越大，涂層與對偶球的接觸面積增加，產生的摩擦溫度降低，γ-Al2O3的轉變減少。在相同載荷下，由于WC 對偶的硬度和彈性模量比Si3N4對偶大，在摩擦過程中，不僅經歷了嚴重的粘著磨損、磨粒磨損，而且經歷了疲勞磨損，這都使摩擦表面產生大量的摩擦熱，導致大量γ-Al2O3向α-Al2O3轉變。摩擦過程中的溫度轉變可以由公式（3）表示[31]。

式中：T為摩擦表面溫度；T0為摩擦表面周圍溫度；k為熱導率；r為半徑；W為載荷；J為熱功；μ為摩擦系數；ν為速度；σ為冷卻系數；g重力加速度；α為常數。從以上公式可得，摩擦系數越大，產生的摩擦熱越多，越多的摩擦熱導致摩擦接觸面溫度越高，而越高的溫度就越有利于 γ-Al2O3相轉變為α-Al2O3相。

圖9 為Al2O3涂層與Si3N4球和WC 球配副摩擦后，兩種對偶球的磨痕形貌。可以看出，對偶球的摩擦表面都出現了明顯的犁溝，這表明兩種對偶在摩擦過程中都存在磨粒磨損。從圖9a、b、c 可以看出，Si3N4對偶球的磨斑表面有明顯的單向劃痕，且隨著載荷的增加，磨斑表面的劃痕逐漸加深，即隨著載荷的增大，磨粒磨損加劇。從圖9d、e、f 可以看出，在相同載荷下，WC 對偶球比Si3N4對偶球的磨斑小得多，這正是因為WC 比Si3N4具有更高的硬度和彈性模量，使WC 球在摩擦過程中的磨損并不嚴重。

圖9 對偶球磨痕表面的光學形貌Fig.9 The optical micrographs of the worn surfaces of the friction pairs

3 結論

利用大氣等離子噴涂工藝（APS）在316L 不銹鋼上制備了Al2O3涂層，對Al2O3涂層的微觀結構進行了表征。在大氣環境下，系統地研究了涂層與Si3N4和WC 兩種高硬對偶配副的摩擦學特性，即在不同載荷下的滑動摩擦及涂層的摩擦磨損行為。主要結論如下：

1）噴涂制備的Al2O3涂層具有典型的層狀結構，且涂層中存在一定的缺陷和孔隙。涂層的主要物相為亞穩態的γ-Al2O3，涂層硬度約為15.29 GPa。

2）Al2O3涂層分別與Si3N4和WC 球摩擦時，隨著載荷的增大，其摩擦系數均逐漸降低，但Al2O3涂層的磨損率均升高。由于摩擦對偶硬度和彈性模量的差異，Al2O3涂層與Si3N4球摩擦時，涂層表現出嚴重的磨粒磨損并伴有粘著磨損的特征，并且在摩擦過程中，因Si3N4與空氣中的水發生化學反應，生成一定的Si(OH)4膠體，使得該配副之間的摩擦系數低于涂層與WC 對偶摩擦時的摩擦系數；而Al2O3涂層與WC 對偶摩擦時，涂層以粘著磨損和磨粒磨損為主，并伴有疲勞磨損，涂層磨痕中粘附了一定的W 元素。

3）Al2O3涂層分別與Si3N4和WC 球摩擦時，由于摩擦熱的產生，Al2O3涂層磨痕表面的γ-Al2O3相均會部分轉變為α-Al2O3相。對偶的硬度和彈性模量越大，摩擦配副之間的摩擦系數越高，γ-Al2O3相轉變為α-Al2O3相的趨勢越明顯。同時，摩擦對偶的硬度和彈性模量對其耐磨性有重要的影響，即對偶的硬度和彈性模量越高，與Al2O3涂層摩擦時表現出的耐磨性也越好。