铝合金具有密度小、质量轻、成形加工性好、可重复回收利用等一系列优点，是汽车轻量化的主要材料之一。但是，铝合金熔点低、耐磨性差等缺点又限制了其进一步应用^[1,2,3,4]。在铝合金表面制备耐磨陶瓷涂层是解决上述问题的一个重要途径^[5]，其制备方法主要有气相沉积法^[6,7]、等离子喷涂法^[8,9,10]和激光熔覆^[11,12]等。其中，气相沉积法可以精确地控制材料的组成、结构及其形态，且气相中的组分与基材表面反应可很好地提高其结合强度，但是涂层比较薄，在长时间高载荷工作下容易磨损失效^[13]。等离子喷涂方法可以方便地控制粉末成分的组成，沉积效率高，无需烧结，可制备大尺寸涂层，但受喷涂材料及工艺成熟度等条件的影响，存在涂层与基体及层间的结合强度低、涂层均匀性差、涂层孔隙较多等缺点，在一定程度上限制了其应用。激光熔覆技术可以获得足够工程厚度的涂层，但是对铝合金热影响大，导致基体容易产生变形或组织变化，且熔覆后对陶瓷的稀释率大，耐磨性降低，同时精加工难度大，从而造成其成本过高^[14]。

电阻缝焊是通过将被焊工件置于2个盘状电极之间，电极加压工件并转动，连续或断续送电，从而使被焊工件之间的接触表面产生热量，温度升高，局部熔化接触点后形成一条连续或断续焊缝的方法^[15,16]。电阻缝焊过程的热影响区小，基本不会引起被焊材料的变形及组织改变，同时焊接界面强度高，焊接设备操作简单，焊接效率高，在航空航天、电子和汽车等生产中得到大量应用^[17,18]。在本课题组前期工作^[19,20,21]中，研究人员将电阻缝焊法作为一种铝合金表面改性技术，在铝合金表面成功制备了单层耐磨陶瓷涂层，其基本原理是将高熔点高耐磨陶瓷粉末铺覆于铝合金表面，在焊接过程中铝合金表面在电阻热作用下被加热熔化，通过毛细管现象渗入陶瓷粉末中，之后冷却凝固后形成耐磨涂层。该方法具有对基体热影响小，涂层厚度从几十微米到几个毫米可调，涂层与基体无明显界面，结合强度高，生产效率高，成本低，设备简单易行等特点。但是，由于低熔点铝合金熔化后会渗入陶瓷粉末中而降低涂层耐磨性，因此需要开发新的涂层设计方法以改进涂层的耐磨性。

WC陶瓷具有熔点高、硬度高、耐磨性好等特点，经常被应用于各种金属表面的耐磨涂层^{[22,23,24,25]}。而超硬铁基合金(SHA)粉末具有低成本、高导电性和良好耐磨性等特点，经常被用作涂层中WC粉末的黏结相^[26]。目前，研究人员已成功制备出多种高耐磨性的铁基WC单层涂层，但是对铁基WC/金属双层涂层的研究比较少^{[19,20,27,28]}。另一方面，WC陶瓷颗粒的粒径也是影响涂层耐磨性的重要因素之一^[29,30,31]。研究^[32,33]表明，随着WC颗粒粒径减小，其比表面积增加，WC颗粒的表面能增加，导致WC颗粒在热喷涂过程或激光照射等条件下容易分解成W₂C，因此涂层的硬度和耐磨性随着涂层中WC颗粒粒径的增大而增加。而在本课题组前期研究^[19,20]中发现，由于电阻缝焊过程中产生的电阻热较低，WC颗粒在涂层中并未发生分解，仍然保持完整性。

鉴于此，本工作以Al7075铝合金为基体，采用电阻缝焊法设计制备了一种耐磨层+金属中间层的双层涂层，该双层涂层的表层为以铁基为黏结相、以WC颗粒为增强相的高耐磨层，中间层为含有基体相的黏结层。研究了不同WC颗粒粒径对涂层耐磨性的影响，并对比分析在WC (约1700 HV)和不锈钢SUS304 (约150 HV) 2种不同硬度磨球材料下涂层的摩擦行为和磨损机理。

使用尺寸为2 mm×30 mm×150 mm的Al7075铝合金为基板，SHA球形粉末(雾化粉)和WC粉末(电解工艺)为耐磨粉末，其中SHA粉末的化学成分(质量分数，%)为：Cr 9.84，C 4.99，Mo 4.92，Ni 4.83，Si 0.99，Fe余量。涂层的耐磨层分别使用平均粒度为3.5 μm (记为WC-F)和55 μm (记为WC-C)的WC与平均粒度为15 μm的SHA (记为SHA-U)混合粉末，其中WC:SHA=3:7 (质量比)；中间层使用平均粒度为40 μm的纯SHA (记为SHA-D)粉末。

实验前先用2000号砂纸去除Al7075板上的氧化膜，用丙酮擦拭干净后铺覆上一层厚为0.5 mm的纯SHA-D粉末作为中间层，再在中间层上铺覆一层厚度为0.8 mm的SHA-U与WC的混合粉末作为耐磨层。试样准备好后放入电阻缝焊中通入电流进行焊接，粉末层被焊接在基板上形成双层涂层，使用WC-F和WC-C粉末形成的双层涂层分别记做涂层F (Coating-F)和涂层C (Coating-C)。焊接参数为：焊接电流3.0 kA，焊接速率0.5 m/min，焊接压力196 N。

焊接完成后用配有能谱仪(EDS)的EMR-8800扫描电镜(SEM)和JXA-8530F电子探针X射线显微分析仪(EPMA)对涂层及摩擦后涂层表面的组织和成分进行检测。采用ENT-1100a纳米压痕仪对涂层组织进行硬度测试，测试条件为：压入的最大载荷为2.94 mN，加载速率和卸载速率均为1.47 mN/S，保持时间为1 s。最后对双层涂层进行球盘摩擦实验(FPR-2000)，测试条件为：使用直径为5 mm的WC和SUS304作为磨球，往复摩擦一次距离为1 mm，总摩擦距离700 m，摩擦压力4.9 N，速度0.64 m/s。摩擦体积通过VK-X100表面轮廓仪进行测定，最后采用公式k=V/(FS)计算出磨损率(k)，其中V为所测磨损体积，mm³；F为摩擦压力，N；S为摩擦距离，m。

图1为电阻缝焊法制备的包含2种粒度WC粉末的铁基WC/金属双层涂层断面的显微组织SEM像。从图1a和b中可知，涂层F和涂层C都较致密，没有明显的孔隙，上层为厚度约300 μm的铁基WC耐磨层，下层为厚度约250 μm的金属中间层；由图1c和d可知，2种涂层的耐磨层中的WC保持原来粉末的形状，而SHA粉末均发生熔化，重熔后与WC粉末结合。而金属中间层中的SHA粉末并未发生熔化，且与重熔后渗入SHA粉末中的Al7075组成金属中间层，同时可以观察到在粉末间有大量灰色物质存在，这些物质可能是Fe-Al金属间化合物^{[19,20,21,34,35,36]} (图1e和f)。

图2为双层涂层断面的EPMA面扫描照片。由图2a和b可知，涂层F和涂层C的耐磨层中均未出现Al元素，只有Fe和W元素，说明耐磨性差的Al7075并未渗透入耐磨层中，耐磨层完全由SHA-U和WC颗粒组成，保证了涂层的高耐磨性。由图2c和d可知，涂层中间层由Fe和Al元素组成，并未出现W元素，说明耐磨层中的WC颗粒在焊接过程中并未由于重力的作用下沉到中间层，中间层主要由SHA-D粉末和Al7075组成，保证了耐磨层与基体之间的良好结合性。同时可以观察到Al元素的含量由基体到中间层逐渐降低，并且熔化后渗入中间层中的Al7075中也存在Fe元素，说明SHA-D粉末中的Fe元素扩散进入重熔后的Al7075中，在图1中观察到的灰色组织为Fe-Al金属间化合物。

图3为双层涂层Ｆ中间层中各组织的纳米硬度测试结果，包括SHA组织、SHA与Al7075之间的Fe-Al过渡层以及Fe-Al金属间化合物相。其中图3a为测试位置的SEM像，区域1、2、3分别代表了SHA组织、SHA与Al7075之间的Fe-Al过渡层以及Fe-Al金属间化合物相上的压痕。图3b为纳米硬度测试结果，可以看出，中间层的纳米硬度从SHA的约8.3 GPa到Fe-Al过渡层时逐渐下降到3.5GPa，在Fe-Al金属间化合物相时上升到约9.0 GPa。图3c~e为图3a中3种组织的纳米压痕SEM像，可以观察到从Fe-Al过渡层到SHA组织再到Fe-Al金属间化合物硬度压痕逐渐变小。

图4显示了2种涂层在使用WC和SUS304为磨球时的磨损率。可以看出，以WC为磨球时，涂层F和涂层C的磨损率分别约为1.5×10^-11和0.8×10^-11 mm³/(N·m)；而以SUS304为磨球时，涂层F和涂层C的磨损率分别约为0.2×10^-11和0.5×10^-11 mm³/(N·m)。由此可知，对于同一种涂层，使用SUS304磨球时比使用WC磨球时的磨损率更小，且相对于其它耐磨涂层，该涂层的耐磨性能较好^[37,38]。

图5是以涂层F为代表的电阻缝焊法制备双层涂层的示意图。过程1为焊接前WC-F和SHA-U混合粉末与SHA-D粉末依次铺覆于Al7075表面；过程2为通入焊接电流后，粉末间及基板与粉末接触点间产生Joule热；过程3为Joule热使耐磨层中粒径较小(3.5 μm)的SHA-U粉末完全熔化并发生流动而填充WC-F粉末中，同时熔点较低的Al7075基板表面发生熔化并通过毛细管现象填充入未熔化的SHA-D粉末中；过程4为焊接完成后，熔化的SHA-U粉末凝固后与WC-F颗粒形成铁基WC耐磨层，熔化的Al7075凝固后与SHA-D颗粒形成金属中间层。

图6为以WC为磨球时摩擦实验后2种涂层表面的SEM像。由图6a可知，摩擦实验后，涂层F表面有明显的沿着摩擦方向的犁沟。由6b和c可知，犁沟主要存在于SHA表面，WC表面并未观察到明显的犁沟，同时SHA表面有少量的黏着物，即涂层中SHA表面发生了明显的磨粒磨损。而从图6d~f可知，摩擦实验后涂层C表面由磨粒磨损产生的犁沟比较紊乱，且犁沟比涂层F中更窄；同时涂层表面附着些具有微米级裂纹的黏着物，这些黏着物将涂层与WC磨球进行隔离，从而在一定程度上保护涂层不受磨球磨损的影响。

图7为以SUS304为磨球时摩擦实验后2种涂层的表面形貌。由图7a~c可知，与WC为磨球时的情况不同，摩擦实验后涂层F表面并未观察到由磨粒磨损引起的犁沟，但SHA表面有一层致密的黏着物；由图7d~f可知，涂层C表面也未观察到犁沟，与涂层F中不同的是SHA表面的黏着物是非致密的。

图8为以WC为磨球时，摩擦实验后涂层F和涂层C表面Fe、W和O元素的EDS图。从图8a可知，摩擦实验后涂层F中SHA组织表面出现大量的O元素，说明摩擦过程中SHA中的Fe容易被氧化，因此在图6b中观察到的涂层F表面稀疏的黏着物可能是Fe的氧化物。由图8b可知，大量的W元素和O元素同时存在于涂层C中SHA表面，因此在图6f中观察到的黏着物为WC碎片及Fe的氧化物，说明无规则的粗大WC颗粒在摩擦实验中容易发生脆性断裂。

图9为以SUS304为磨球时，摩擦实验后涂层F和涂层C表面Fe、W和O元素的EDS图。由图可知，摩擦实验后涂层F和涂层C中SHA表面均匀和非均匀地分布着少量O元素，说明涂层F中的致密以及涂层C中非致密的黏着物都是Fe的氧化物。

图10为摩擦实验后涂层F和涂层C对应的WC磨球表面的EDS元素分布图。从图10a可知，摩擦实验后涂层F对应的WC磨球表面表面有少量O和Fe元素，说明有少量的Fe的氧化物由涂层表面转移到磨球表面；从图10b可知，涂层C对应磨球表面并未观察到Fe元素，说明涂层C中的SHA只有少量被磨损，综合图6b和图8b结论可知，涂层C的摩擦磨损机制为脆性断裂并伴随少量的磨粒磨损。

图11为摩擦实验后涂层F和涂层C对应的SUS304磨球表面的EDS元素分布图。从图11a可知，与WC磨球相比，涂层F对应的SUS304磨球表面被严重磨损且附着有少量O元素。综合图7a和图9a的结论可知，涂层F在SUS304磨球下并未被磨损，反而是SUS304磨球被磨损严重，从而附着在涂层表面形成均匀的黏着物；同时由于摩擦热的作用，涂层和磨球表面容易被氧化。由图11b可知，涂层C对应的SUS304磨球表面有少量的W和O元素，从涂层放大图(图11c)可观察到纳米级WC的碎片。这说明涂层中的WC颗粒产生了脆性断裂后附着于磨球上，断裂后的WC磨削形成三体摩擦材料使硬度较低的磨球发生磨损，磨球被磨损后附着于涂层表面形成非均匀的黏着层，同时由于摩擦热的作用，涂层和磨球表面容易被氧化，因此涂层C的摩擦磨损机制主要为脆性断裂^[39,40,41]。

(1) 通过电阻缝焊法，使用2种粒度的WC粉末(3.5和55 μm)和合金粉末SHA在铝合金表面成功制备出2种铁基WC/金属双层涂层，涂层厚度约为600 μm，双层涂层的耐磨层由WC粉末和铁基合金组成，中间层由铁基和铝基合金组成。

(2) 涂层中SHA组织和Fe-Al金属间化合物的纳米硬度分别约为8.3和9.0 GPa。

(3) 当以WC为磨球时，使用微细WC粉末的涂层F的磨损机制为严重的磨粒磨损，而使用粗大WC粉末的涂层C的磨损机制为脆性断裂伴随少量磨粒磨损，其摩擦性能优于涂层F。

(4) 当以SUS304为磨球时，涂层F基本未发生磨损，涂层C发生少量磨粒磨损，其摩擦性能劣于涂层F。

(5) 当以SUS304为磨球时，由于磨球被严重磨损而附着于2种涂层表面形成保护层，从而涂层的磨损率均低于WC为磨球时涂层的磨损率。