袁建鵬，于月光, 沈婕

（1. 東北大學，沈陽 110819；2.礦冶科技集團有限公司，北京 100160；3. 中國鋼研科技集團有限公司，北京 100081；4. 特種涂層材料與技術北京市重點實驗室，北京 102206）

0 引言

近年來，Ni-Al 金屬間化合物的應用領域逐漸由塊體材料拓展至涂層材料[1-3]。其中Ni3Al 和常規(guī)合金材料有所不同，其屈服強度隨溫度升高而升高，并在650℃時達到峰值，即出現(xiàn)屈服強度反常升高的R 現(xiàn)象[4]，因此Ni3Al 在600℃以下溫度使用時展現(xiàn)出卓越的性能優(yōu)勢[5]。研究表明，在Ni3Al 中添加陶瓷強化相可以對Ni3Al 基金屬陶瓷的力學性能有顯著提升[6]。較為常用的陶瓷相是與之具有較好潤濕效果的CrxCy顆粒，如Karin Gong[7]等人發(fā)現(xiàn)含18 vol.%Cr3C2的Ni3Al 金屬間化合物基熔覆層的磨損率優(yōu)于作為活塞環(huán)的商用蠕墨鑄鐵材料以及含18 vol%Cr3C2的Ni3Al 基熱等靜壓塊體材料，對Ni3Al 與CrxCy顆粒復合及涂層材料設計提供了思路借鑒。

很多學者對Ni3Al-CrxCy復合涂層的研制做了積極嘗試[8-12]，但在性能和穩(wěn)定性等方面都達不到替代同溫度范圍內工業(yè)應用較為廣泛的NiCr-Mo-Cr3C2涂層的水平，尤其已有研究未對碳化物含量做過較為系統(tǒng)的優(yōu)化研究，低碳含量下較好地避免了材料脆性但材料硬度欠佳，而高碳含量時硬度獲得提升復合材料相間潤濕效果得不到保障，導致噴涂效果差，難以對涂層硬度和韌性實現(xiàn)最佳平衡優(yōu)化。如李尚平等人[13]采用金屬粉末藥芯技術開發(fā)了一種Ni3Al-Cr7C3復合焊絲用于制備堆焊涂層，證明耐磨性能優(yōu)于Stellite12 合金，但藥芯焊絲金屬皮含量相對固定，同時該材料僅能用于特定工藝的涂層制備，涂層表面粗糙度過高，應用受到限制。趙琳等人[14]將Cr3C2粉末添加到Ni3Al 粉末中混勻后，利用激光熔覆技術將粉末熔覆在鋼鐵表面形成Ni3Al-Cr3C2復合涂層，具有優(yōu)異的耐磨性能，但金屬相與陶瓷相比例選取了同類材料的經驗值，不能確認為最佳碳化物含量，且機械混合的粉末均勻性和不規(guī)則的陶瓷大顆粒會對最終涂層壽命造成不利影響。本人及所在團隊[15]已探討了原位自生碳化物型Ni3Al-Cr7C3金屬陶瓷粉末的物相、組織和性能，證明該復合涂層材料500℃以下耐磨性能優(yōu)異，但該研究中涂層制備采用HVOF 工藝，與工業(yè)活塞環(huán)現(xiàn)用APS 工藝制備的NiCr-Mo-Cr3C2涂層無法形成同工藝參數(shù)下材料性能的對比。

本研究采用APS 工藝噴涂制備了6 種不同碳含量的Ni3Al-Cr7C3涂層，通過SEM 及XRD 對涂層的顯微形貌、組織結構進行分析，檢測了涂層的硬度、結合強度；通過SRV 實驗檢測了涂層的摩擦磨損性能，并與活塞環(huán)現(xiàn)用的APS 噴涂的NiCr-Mo-Cr3C2涂層性能進行對比，研究了Ni3Al-Cr7C3涂層的摩擦磨損機理及高溫耐磨性能，揭示了可能發(fā)生的磨損機制。

1 實驗方法

1.1 Ni3Al-Cr7C3 涂層制備

本研究選用的Ni3Al-Cr7C3粉末為北礦新材科技有限公司通過真空霧化工藝生產的，共有6 種不同成分，分別按照碳含量0%、1%、2%、3%、4%、5%設計，Cr 含量隨著 C 計量的增加按生成的碳化物元素配比而等比增加，并一定程度考慮了Cr 原子可能固溶到Ni3Al 基體中的補充量。通過化學分析測定粉末成分情況見表1。研究中采用XRD (YB/T5320-2006)測涂層中所含的物相，使用QUANTA-600 型掃描電子顯微鏡(SEM)配合GENESIS7000 能譜儀(EDS)觀察粉末截面的微觀形貌和相分布。

表1 粉末的成分Table 1 Composition of the powders

涂層制備采用F-6 型大氣等離子噴涂(APS)設備，噴涂參數(shù)如表2 所示。噴涂基體選用45#鋼和GH4169 高溫合金。其中結合強度試樣、金相樣片采用45#鋼材質，粉末通過APS 工藝噴涂于60mm×30mm×2mm 的樣塊上，切樣并磨制后用于SEM 電鏡觀察；低溫SRV 摩擦試驗采用Φ24mm×7.88mm 的45#鋼試樣作為基體材料；高溫摩擦磨損試驗及高溫硬度實驗所用試樣為Φ24mm×7.8mm 高溫合金樣塊。對比材料NiCr-Mo-Cr3C2涂層為活塞環(huán)常用涂層，NiCr: Mo:Cr3C2體積比為1: 2: 3，硬質相Cr3C2的體積份數(shù)大約為50 vol.%，該涂層與Ni3Al-Cr7C3涂層采用同樣的制備工藝，各涂層用于SEM 形貌、EDS成分、 XRD 物相的觀測試樣，以及室溫、高溫摩擦磨損檢測試樣全部控制在300 μm 左右厚度。

表2 大氣等離子噴涂工藝常規(guī)參數(shù)Table 2 Parameters of APS system

室溫摩擦磨損實驗在SRV 高溫摩擦磨損試驗機上進行，高溫摩擦磨損所用設備為Tribolab UMT 通用摩擦磨損測試儀，試驗參數(shù)見表3。試驗參數(shù)設計考慮模擬輪船發(fā)動機活塞環(huán)和缸套之間的摩擦工況。

表3 室溫、高溫摩擦試驗參數(shù)Table 3 High temperature frictional experiment parameters

2 實驗結果與分析

2.1 涂層成分、形貌與物相分析

圖1 展示了6 種成分粉末及其通過APS 制備的涂層的截面SEM 照片，上為粉末，下為涂層。不同碳含量Ni3Al-Cr7C3的APS 涂層的截面形貌、分布比較相似，均為顏色較深的相彌散于顏色較淺的相中，研究中采用EDS 面掃描證實涂層與粉末的元素分析和元素面分布結果基本相一致，分別是深色為碳元素集聚的碳化物硬質點，淺顏色為Ni、Al 按當量原子比3:1 分布的合金相。同時，等離子噴涂過程中還引入了微量的氧元素，這是由于等離子噴涂過程中焰流溫度較高而粉末在焰流中停留的時間較長的原因。

圖1(c)中A 處條狀硬質相同粉末中相比，呈現(xiàn)斷續(xù)狀，主要是因為噴涂過程中，原條狀硬質相被拉長而斷開。圖1(d)中B 處硬質相與粉末中相比，一端顏色變淺，主要是因為硬質相溶解而未及時析出。圖1(e)中C 處硬質相尺寸明顯偏小，也可以看出該處粉末在噴涂過程中溶化最充分，這是由于粉末中硬質相完全溶解，之后形核析出，而噴涂過程時間極短，硬質相未來得及長大。圖1(f)中D 處由于Ni3Al 粘結相不充足，較大尺寸的針條狀碳化物顆粒互相搭撐形成明顯的孔洞，應力集中的孔洞的尖銳處也由于粘結相的含量低而提升了脆性裂紋擴展的風險，易形成貫穿型橫向連續(xù)擴展裂紋。

從圖1 粉末截面照片可以看出，隨碳含量增加，涂層中硬質相體積分數(shù)在同步增加，六種粉末統(tǒng)計得到的碳化物體積百分數(shù)分別為0、5 vol.%、21 vol.%、33 vol.%、41 vol.% 及61 vol.%?；嘀袕浬⒎植嫉挠操|相呈條狀，含碳4 wt.%及以下的粉末中碳化物比較彌散、細小，粒徑大約1～3 μm，較高的粘結相含量彌補了Ni3Al本征的韌性不足，對硬質相形成了完全包裹的復合結構，反映到APS 涂層中，形成的金屬陶瓷涂層也呈現(xiàn)典型的韌性復合形貌。而含碳5 wt.%的粉末硬質相尺寸粗大，達到10 μm 左右，作為粘結相的金屬間化合物Ni3Al 本身脆性遠高于普通金屬，其與陶瓷顆粒的潤濕性在Ni3Al 含量不充分的情況下，不能完成對碳化物的完整包覆。這從含碳5 wt.%的粉末的截面形貌（圖1(f)）邊緣處以及APS 涂層中貫穿型的橫向連續(xù)不規(guī)則大孔隙形貌可以進行推斷。即Ni3Al-Cr7C3粉末中含碳量達到5 wt.%及以上時，由于粉末中兩相間的潤濕性差、脆性增加，以及強化相尺寸的驟然增大的共同作用，兩復合相間往往很難形成連續(xù)、高致密度的結合，Ni3Al 相的粘結作用無法充分發(fā)揮。對于耐磨涂層，這種結構會對涂層結合強度帶來不利的影響。

圖1 不同碳含量Ni3Al-Cr7C3 粉末與APS 涂層對照SEM 照片：(a) 含碳0 wt.%；(b) 含碳1 wt.%；(c) 含碳2 wt.%；(d) 含碳3 wt.%；(e) 含碳4 wt.% ；(f) 含碳5 wt.%Fig. 1 SEM for powders and APS coatings of Ni3Al-Cr7C3 with different carbon content:(a) with 0 wt.% carbon; (b) with 1 wt.% carbon; (c) with 2 wt.% carbon; (d) with 3 wt.% carbon;(e) with 4 wt.% carbon; (f) with 5 wt.% carbon

結合強度關系到涂層在服役過程中是否易脫落。對于APS 工藝，制備涂層的結合強度普遍低于HVOF 等高速噴涂工藝，因此涂層的結合強度高低也一定程度反映了粉末與APS 噴涂工藝的適應性。本文借助拉伸法測量APS 涂層的結合強度，結果如圖2 所示。從圖可以看出含碳4 wt.%及以下的涂層的結合強度與硬質相含量關系不大，幾種碳含量粉末所制備的涂層結合強度均比較高，介于21～30 MPa 之間，說明含碳4 wt.%及以下的Ni3Al-Cr7C3粉末具有較好的APS 噴涂適應性。而含碳5 wt.%的粉末通過APS 噴涂制備出的涂層結合強度驟然下降至6.7 MPa，這應該與涂層中存在的貫穿型橫向連續(xù)孔洞有關。需要說明的是，含碳5 wt.%的Ni3Al-Cr7C3粉末并非不適合所有熱噴涂方法，在文獻[15]中同樣以含碳5 wt.%的Ni3Al-Cr7C3粉末為原料，采用HVOF 高速噴涂方法制備的涂層依然能夠保持較強的韌性和低孔隙率，涂層結合強度維持較高水平。

圖2 APS 涂層的結合強度Fig. 2 Bonding strength of APS coating

由于以上試驗結果表明，含碳5 wt.%及以上的Ni3Al-Cr7C3粉末不再適合作為APS 用涂層材料。因此本研究重點比較討論了碳含量0%、1%、2%、3%、4%這五種成分的粉末及涂層性能。為了研究Ni3Al-Cr7C3在APS 噴涂后涂層中的物相及陶瓷相大致含量，對各涂層進行了XRD 測試。Ni3Al-Cr7C3的APS 涂層的XRD 圖譜見圖3。含碳1 wt.%和2 wt.%的APS 涂層的XRD 圖譜顯示，涂層中主相是Ni3Al，同時，Cr7C3峰開始出現(xiàn)，但峰高相對較低；而含碳3 wt.%和4 wt.%的Ni3Al-Cr7C3涂層衍射圖表現(xiàn)出較強的Cr7C3相的峰強度。根據(jù)粉末成分，配合Ni3Al 與Cr7C3密度可以算出含碳3 wt.%和4 wt.%的硬質相體積分數(shù)分別為41.4 vol.%和47.4 vol.%。涂層中陶瓷硬質相的體積分數(shù)均較粉末中略高，但基本維持在相近的水平。從APS 涂層的XRD 圖譜可以看出，圖譜中僅有Ni3Al 和Cr7C3兩種物質的峰，含量與粉末中大致相當，達到理想的組織。隨著碳含量的增加，涂層中Ni3Al 含量減少，Cr7C3含量增加。

圖3 Ni3Al-Cr7C3 的APS 涂層的XRDFig. 3 XRD of Ni3Al-Cr7C3 APS coatings

2.2 涂層硬度研究

硬度在一定程度上影響涂層的耐磨性。硬度提高，能抵抗硬質磨粒刺入涂層，有效防止磨損過程中犁削溝的產生。測硬度時，載荷大小為300 g 力，載荷保持時間10 s。所測各Ni3Al-Cr7C3的APS 涂層的硬度值及測量硬度后涂層表面顯微照片如圖4 所示，從圖中可以直觀地看出隨著碳和鉻含量的增加，壓痕變小，涂層硬度增加。硬質相能起到增加粉末硬度的作用，在碳含量達到4 wt.%時，硬度達到600 HV0.3。

圖4 不同碳含量APS 涂層的硬度對照Fig. 4 The hardness histogram of APS coating with different carbon content

Ni3Al 的一個重要優(yōu)勢在于其硬度隨溫度升高有不降反升的R 現(xiàn)象。Ni3Al-Cr7C3涂層的材料組成也是基于Ni3Al 的相關特性而設計的。研究中對4 wt.%碳含量涂層檢測了室溫、200℃、400℃、600℃、700℃、800℃下的高溫硬度，并引入NiCr-Mo-Cr3C2涂層與其作對比.結果如圖5所示，4 wt.%碳含量Ni3Al-Cr7C3涂層硬度隨溫度變化比較平穩(wěn)，大約在500℃以后出現(xiàn)涂層硬度隨溫度變高的R 現(xiàn)象。在溫度升高到大約630℃以后，4 wt.%碳含量Ni3Al-Cr7C3涂層的硬度高于NiCr-Mo-Cr3C2涂層，達到50 HRA 左右。而NiCr-Mo-Cr3C2涂層由于NiCr 在中低溫下硬度高以及涂層中硬質相Cr3C2的體積分數(shù)（大約為50 vol%），比4 wt.%碳含量Ni3Al-Cr7C3涂層(47.4 vol%)略高，在室溫到600℃下硬度均高于Ni3Al-Cr7C3涂層，只是其硬度隨著溫度上升呈快速衰減趨勢。同時，在高溫硬度測定時發(fā)現(xiàn)，當NiCr-Mo-Cr3C2涂層被加熱到600℃后開始冒出白色煙霧。取出樣品后發(fā)現(xiàn)樣品表面生成一層雪花樣疏松晶體物質。有文獻[16-18]指出Mo 在250℃就開始氧化，到600℃就會氧化生成揮發(fā)性的MoO3。這說明，雖然MoO3具有減摩作用，但生成MoO3會使涂層耐高溫能力退化，這將降低涂層的服役壽命。又由于Ni3Al 具有極高的加工硬化效應，這些都預示著在活塞環(huán)等較高溫度的磨損條件下使用，4 wt.%碳含量Ni3Al-Cr7C3涂層在某些方面可能具有比NiCr-Mo-Cr3C2涂層更大的優(yōu)勢。

圖5 APS 涂層不同溫度下硬度曲線Fig. 5 Hardness curve of APS coating at different temperatures

2.3 涂層摩擦磨損性能

分別測試了室溫下4 種不同碳含量Ni3Al-Cr7C3涂層在本研究試驗條件下動態(tài)摩擦系數(shù)，結果見圖6。可以看出APS 制備的Ni3Al-Cr7C3系列涂層平穩(wěn)摩擦階段的摩擦系數(shù)介于0.6～0.8，其中4 wt.%C 含量涂層的摩擦系數(shù)最低，為0.60 左右，而等離子噴涂制備NiCr-Mo-Cr3C2摩擦系數(shù)維持在0.95 左右。這表明所制備的Ni3Al-Cr7C3涂層摩擦系數(shù)低于NiCr-Mo-Cr3C2。這可能是由于前者有細小彌散分布的條狀Cr7C3原位生成，在往復摩擦中這種小尺寸硬質相，既支開了基體相，減少了摩擦副之間的粘著，又不像NiCr-Mo-Cr3C2中含有較粗的硬質相刮擦對磨件而產生材料的轉移。而且Ni3Al 相會發(fā)生加工硬化，從而涂層表面硬度提升且光潔度更好，利于摩擦系數(shù)的降低和對磨損的防護。

圖6 APS 系列Ni3Al-Cr7C3 涂層與NiCr-Mo-Cr3C2 涂層室溫摩擦試驗中的摩擦系數(shù)Fig. 6 Friction coefficient of APS coatings in friction and wear test at room temperature

用電子天平稱量摩擦前后的重量，計算磨損失重，結果如圖7 所示?？梢娛覝叵?，磨損量隨碳含量增加而減小，APS 噴涂4 wt.%碳含量Ni3Al-Cr7C3涂層與APS 噴涂所得NiCr-Mo-Cr3C2涂層相比，磨損量較低，僅為0.83 mg。這是因為Ni3Al-Cr7C3中Ni3Al 具有較強的加工硬化作用，且Cr7C3增強相原位生成，細小彌散，在強化涂層的同時不易脫落。

圖7 APS 涂層的磨損量Fig. 7 Abrasion loss of APS coatings

由于活塞環(huán)工作溫度多集中在350℃以下，且常用的活塞環(huán)涂層NiCr-Mo-Cr3C2硬質相Cr3C2的體積份數(shù)(50 vol.%) 與4 wt.% 碳含量Ni3Al-Cr7C3中硬質相體積份數(shù)(47.4 vol.%)基本相當，研究中，重點比較了這二者在350℃下的高溫摩擦磨損試驗中的表現(xiàn)。在經過表3 所列的高溫摩擦磨損試驗后，Ni3Al-Cr7C3涂層的質量損失為1.27 mg，而NiCr-Mo-Cr3C2涂層同試驗條件下的質量損失為1.96 mg。由圖5 可知，在350℃，盡管Ni3Al-Cr7C3涂層硬度較其室溫硬度下降不大，但硬度值依然低于NiCr-Mo-Cr3C2涂層硬度，而硬度更低的Ni3Al-Cr7C3涂層卻僅相當于后者磨損量的64.8%。這可能是受到了Ni3Al 在摩擦過程中經氧化形成低摩擦系數(shù)的氧化物，以及Ni3Al-Cr7C3涂層中細小的硬質相顆粒不易劃傷對磨表面的影響。

一般認為，摩擦系數(shù)低更利于磨損量的降低。為了解釋4 wt.%碳含量Ni3Al-Cr7C3涂層350℃同摩擦磨損條件下磨損量更低的原因，研究了高溫摩擦磨損過程中的動態(tài)摩擦系數(shù)關系。兩種涂層與高溫合金對磨件組成摩擦磨損系統(tǒng)，在試驗條件下的動態(tài)摩擦系數(shù)曲線如圖8 所示?？梢钥闯?，摩擦開始400 秒內，摩擦系數(shù)不穩(wěn)定，跳變較大，表明摩擦副尚處于跑合階段。4 wt.%碳含量Ni3Al-Cr7C3涂層穩(wěn)定后的摩擦系數(shù)顯然低于NiCr-Mo-Cr3C2涂層的摩擦系數(shù)。在經過磨合階段后，4 wt.%碳含量Ni3Al-Cr7C3涂層的摩擦系數(shù)穩(wěn)定在0.39 左右，NiCr-Mo-Cr3C2涂層的摩擦系數(shù)穩(wěn)定在0. 55 左右。通過圖1 的涂層截面圖可以知道，4 wt.%碳含量Ni3Al-Cr7C3涂層硬質相原位生成，其細小彌散，比較不易刮擦對磨件，且粘結相Ni3Al具有較強加工硬化特性，隨著摩擦的進行，硬度反而提高，表面也趨于光滑平整，生成比較致密的氧化物，進一步降低摩擦系數(shù)。故4 wt.%碳含量Ni3Al-Cr7C3涂層的摩擦系數(shù)小于NiCr-Mo-Cr3C2涂層的摩擦系數(shù)。

圖8 350℃下4 wt.%碳含量Ni3Al-Cr7C3和NiCr-Mo-Cr3C2 與高溫合金對磨的摩擦系數(shù)Fig. 8 Friction coefficient between Ni3Al-Cr7C3 with 4 wt.%of carbon and NiCr-Mo-Cr3C2 and high temperature alloy under 350℃

為了深入研究磨損過程，對350℃下磨損后4 wt.%碳含量Ni3Al-Cr7C3的APS 涂層進行了SEM表征，在200×下觀察了二次電子像和背散射像，結果如圖9 所示。由圖9(a)可以看到，磨損表面具有一定犁削溝特征，同時磨損表面出現(xiàn)一片片顏色較深的物質，在背散射像中顏色的襯度區(qū)別更為明顯（圖9(b) A 處）。能譜分析顯示，該層物質中含有較多氧元素，說明該層物質應該含有較多氧化物相。涂層表面局部出現(xiàn)微量散落屑狀物（圖9(b) B 處），聚集在氧化物生成區(qū)域，分析認為其是由硬質相在磨損過程中被碾壓破碎形成的。磨屑細小且彌散在氧化物中，不會引起摩擦系數(shù)急劇升高，同時有利于降低第三粒所產生的磨粒磨損。

圖9 4 wt.%碳含量Ni3Al-Cr7C3 的APS 涂層磨損后表面形貌(a)磨痕形貌二次電子像；(b)磨痕形貌背散射像Fig. 9 Surface morphology of APS coating with 4 wt.% carbon content Ni3Al-Cr7C3 after wear test:(a) secondary electron image (200×); (b) backscattering image (200×)

對磨損前后的涂層進行了SEM 元素面分布的表征，結果如圖10 所示。Ni3Al-Cr7C3的APS 涂層磨損前各元素均均勻分布。磨損后背散射圖像中黑色部分經EDS 能譜分析主要為金屬元素Ni、Cr、Al 以及可能富集的O?？紤]到摩擦磨損試驗是在350℃環(huán)境溫度下進行，且摩擦接觸面存在動能向熱能的轉化，局部的高溫很有可能使涂層表面發(fā)生氧化。

圖10 4wt.% Ni3Al-Cr7C3 的APS 涂層磨損前、后的元素面分布Fig. 10 EDS of 4wt.% Ni3Al-Cr7C3 APS coatings before and after wear test

對磨痕處所采集的磨屑進行XRD 分析，結果如圖11 所示。磨痕表面處主要是由衍射強度較高的α-Al2O3，金屬元素Ni、Al 的復合氧化物，以及Ni3Al、NiAl 相組成。生成的Al2O3致密不易脫落，可降低涂層的摩擦系數(shù)，對降低磨損有利。

圖11 4wt.% Ni3Al-Cr7C3 涂層在350℃摩擦磨損試驗后的XRD 譜Fig. 11 XRD patterns of 4wt.% Ni3Al-Cr7C3 coatings after Friction and wear test at 350℃

3 結論

(1) APS 制備的Ni3Al-Cr7C3涂層呈明顯層狀結構，涂層主要由Ni3Al 粘結相和細小的均勻彌散分布的條狀的Cr7C3相組成，4 wt.%及以下碳含量Ni3Al-Cr7C3涂層中Cr7C3粒徑大約為1～3 μm。

(2) APS 制備的5 wt.%碳含量Ni3Al-Cr7C3涂層由于粘結相不充足，涂層結合強度低。4 wt.%及以下碳含量Ni3Al-Cr7C3涂層硬度隨C 含量的增加而增加，當C 碳含量增加到4 wt.%時，涂層硬度比純Ni3Al 涂層增加了1 倍以上，達到600 HV0.3，而結合強度與元素含量關系不大，大約在20～30 MPa 之間。

(3) 4 wt.%碳含量Ni3Al-Cr7C3涂層的硬度在500℃以后隨溫度升高而升高，在630℃以后高于NiCr-Mo-Cr3C2，達到50 HRA，符合R 現(xiàn)象。

(4) 室溫下隨C 含量的增加磨損量降低。與灰鑄鐵對磨時含碳4 wt.%的Ni3Al-Cr7C3具有較低的摩擦系數(shù)0.60，小于NiCr-Mo-Cr3C2的摩擦系數(shù)0.95，磨損量最小。

(5) 350℃高溫磨損實驗表明4 wt.%碳含量Ni3Al-Cr7C3涂層的摩擦系數(shù)0.39 小于NiCr-Mo-Cr3C2的摩擦系數(shù)0.55。同試驗條件下磨損量相當于后者的64.8%，這可能與Ni3Al-Cr7C3涂層更低的摩擦系數(shù)以及其硬質相尺寸較小有關。