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材料科学与工程学院作为西部地区与甘肃省材料科学与工程和冶金工程人才的重要培养基地及科学研究基地,几十年来,紧密结合西部与甘肃省区域经济和地方资源优势,立足有色金属新材料及其加工成型的新技术、新工艺的开发研究,并结合学院自身的现状和国家、地方、区域经济发展需要,形成了自己独特的科研特色,培养出了一支具有较强科研实力的研究队伍,在基础理论研究,应用开发研究,新产品开发方面作出了突出成绩,取得了一系列研究成果,为西部、地方经济发展做出了重要贡献。目前学院有教职工119人,其中专任教师103人。专任教师中有:博士生导师21人;教授(研究员)35人、副教授、副研究员、高级工程师41人、讲师及工程师17人;具有博士学位52人,硕士学位39人。目前,学院教师中有1人为国家级有突出贡献专家,7人为国务院特殊津贴获得者,6人为原机械部跨世纪学科带头人和学术骨干,2人入选国家“百千万人才工程”,3人人选“教育部新世纪人才工程‘,2人为甘肃省特聘科技专家,2人为甘肃省教学名师,8人为甘肃省高校学科带头人,12人为甘肃省“333、555”跨世纪学术技术带头人,甘肃省领军人才第一层次9人、第二层次2人。学院下设六个教学系、一个研究所(材料成型及控制工程系、金属材料工程系、无机非金属材料工程系、高分子材料与工程系、冶金工程系、功能材料系、焊接研究所),及材料工程实验教学中心。开设七个本科专业:材料成型及控制工程专业、金属材料工程专业、无机非金属材料工程专业、高分子材料与工程专业、冶金工程专业、焊接技术与工程专业、功能材料专业。材料科学与工程一级学科、冶金工程一级学科为甘肃省省级重点学科。设有材料科学与工程博士后科研流动站。具有材料科学与工程一级学科博士学位授予权(涵盖材料物理与化学、材料学、材料加工工程、先进材料及其制备技术四个二级学科),材料科学与工程一级学科与冶金工程一级学科具有硕士学位授予权,同时拥有材料工程、冶金工程2个工程硕士授予权。建有甘肃省高新材料人才培养基地。年,学院共授予博士学位57人,硕士学位537人,工程硕士学位25人,高教硕士10人,学士学位2246人。目前,学院现有在校博士研究生57人,硕士研究生525人,工程硕士24人,本科生2712人。以材料科学与工程学院为依托,建有甘肃省有色金属新材料重点实验室——部省共建国家重点实验室培育基地、有色金属合金及加工教育部重点实验室、有色金属合金及加工国家地方联合工程实验室、甘肃省有色金属及复合材料工程技术研究中心、甘肃省冶金有色新材料行业技术中心。学院拥有4000余平房米的重点实验室大楼,6000多平方米的综合实验中心,拥有各种先进大型实验仪器设备,固定资产达3900多万元。学院与金川公司、焦作钢铁公司等企业建立了校企工程技术研究中心。学院已形成了以材料微观结构、性能与材料的计算机设计、有色金属新材料的研究与开发、材料先进成形理论与技术、先进焊接加工工艺及表面技术、材料加工过程智能控制与装备、有色冶金与资源综合利用等为主的研究方向。”十一五“期间承担国家项目53项,其中:"863"项目4项,"973"项目1项,"973"预研4项,国家自然科学基金重点项目1项,国家自然科学基金项目32项,科技部国际合作项目4项、"科技人员服务企业行动"项目3项。教育部项目13项,甘肃省科技重大专项计划与省自然基金项目91项,与企业合作项目170余项。完成实际科研进款5827万元。其中纵向科研进款2255万元,横向科研合同进款3572万元;获得省部级科技奖励14项,厅局级科技奖励10项。其中:甘肃省技术方面一等奖1项,甘肃省自然科学二等奖2项、科技进步二等奖3项、技术发明二等奖2项;甘肃省自然科学三等奖1项、科技进步三等奖3项、技术发明三等奖1项;中国机械工业科学技术三等奖1项;申报发明专利71项,实用新型专利4项;获得发明专利授权32项,实用新型专利授权4项;在核心期刊以上刊物发表学术论文1270篇,在国外期刊发表学术论文128篇,权威情况发表学术论文209篇,被SCI收录149篇、EI收录266篇、ISTP收录52篇,出版著作2部,教材2部;邀请国内外著名专家学者讲学59人次,参加国际学术会议145人次,参加国内学术会议154人次。学院发展指导思路:紧紧抓住西部大开发和工业强省的战略机遇,依托区域经济和地方资源优势,强化材料与冶金学科特色,打造有色金属新材料及其加工成型的学科品牌,整合优化学科方向,建设高水平师资队伍,全面提高人才培养质量与层次,加强国内外合作与交流,努力创建一流学院。
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姚巨坤, 王之千, 王晓明, 殷凤良, 韩冰源.ZM5镁合金TIG焊再制造熔敷层组织与力学性能[J].中国表面工程,):113-120.
ZM5镁合金TIG焊再制造熔敷层组织与力学性能
韩冰源2&&&&
1. 装甲兵工程学院 再制造技术重点实验室， 北京 100072； 2. 江苏理工学院 汽车与交通工程学院， 江苏 常州 213001
基金项目：*装备"十二五"预研基金();全军军事科研"十二五"计划(13QJJ003-041)
通讯作者: 姚巨坤(1974-),男(汉),副教授,博士;研究方向:装备再制造;Tel:(010);E mail:
摘要：采用手工钨极氩弧焊(TIG焊)在ZM5合金上制备镁合金单道、多道熔敷层,研究熔敷层的组织和力学性能。微观组织和物相分析表明,熔敷层由α-Mg相和β-Mg17Al12相组成,其晶粒较母材明显细化,热影响区晶粒较粗大;硬度分析表明单道熔敷层硬度达到80 HV0.05以上,而多道熔敷层的硬度约为77 HV0.05,均优于母材,热影响区的硬度与母材相当;摩擦磨损性能分析表明,熔敷层以磨粒磨损为主,平均摩擦因数为0.48,母材以粘着磨损为主,平均摩擦因数为0.42。试验验证了镁合金熔敷成形再制造的可行性,为ZM5镁合金多样性损伤的修复提供数据支撑。
ZM5镁合金&&&&
熔敷层&&&&
成形再制造&&&&
力学性能&&&&
Microstructure and Mechanical Properties of Remanufacturing Depositing Layers of TIG Welding on ZM5 Magnesium Alloy
YAO Ju-kun1,
WANG Zhi-qian1,
WANG Xiao-ming1,
YIN Feng-liang1,
HAN Bing-yuan2&&&&
(1. Science and Technology on Remanufacturing Laboratory, Academy of Armored Forces Engineering, Beijing 100072；2. School of Automotive and Traffic Engineering, Jiangsu University of Technology, Changzhou 213001, Jiangsu)
Abstract:Single and multi-pass depositing layers on ZM5 magnesium alloy were welded by manual tungsten arc inert-gas (TIG) welding,and the microstructure and mechanical properties of the depositing layers were analyzed.The microstructure and element analysis shows that the depositing layer consisting of α-Mg phases and β-Mg17Al12 phases is finerhowever the grains of heat affected zone are coarse.The hardness analysis shows that the hardness of single depositing layer is beyond 80 HV0.05,and the hardness of multi-pass depositing layer is about 77 HV0.05,both of them are superior to the substrate.However,the hardness of heat affected zone matches the substrate.Then wear friction analysis shows that depositing layer is mainly abrasive wear,and its average friction coefficient is 0.48,however the substrate wear is mainly adhered wear,therefore,its average friction coefficient is 0.42.These data can provide a support for surface and volume damage on ZM5 repairing,and also gives the feasibility of the depositing formation of magnesium alloy remanufacturing.
Key words:
TIG welding&&&&
ZM5 magnesium alloy&&&&
depositing layer&&&&
formable remanufacturing&&&&
mechanical property&&&&
镁合金是典型的轻质结构金属，具有比强度、比刚度高，导热性、电磁屏蔽性强，抗震、抗阻尼性能良好，可以直接回收再利用等优点，在汽车业、航空航天业、3C产业中运用广泛，被誉为“21世纪绿色工程材料”[]。
虽然镁合金在各行各业运用广泛，但由于其电极电位(－2.36 V)和莫氏硬度(2.0)低、化学性质活泼等独特的理/化特性，容易在使役过程中出现划伤、磨损、掉块等表面或体积损伤问题。当前解决这类问题的办法主要是新件替换或重新制造，然而这些方法使零部件在制造过程中的劳动价值、能源价值等附加值全部丢失，造成资源的浪费。
为了解决上述问题，提出通过成形再制造的方法，研究采用焊接技术在零部件损伤表面堆焊组织细化、性能优异的再制造熔敷成形层以恢复零部件尺寸，延长零部件寿命，达到镁合金零部件成形再制造的目的。镁合金的焊接方法很多，国内外学者在TIG焊、搅拌摩擦焊[]、激光焊[]、激光复合焊[]等方面均展开了广泛研究。
钨极氩弧焊作为镁合金最常用的焊接方法，它是以钨极作为非消耗性电极，利用电弧产生热量使母材和填充金属熔化完成焊接的方式，具有灵活性和结构适应性强，价格低廉且极易操作等优点[]，受到国内外学者的广泛关注。重庆大学游国强[]等人采用TIG焊技术焊接AZ71镁合金，接头强度达到母材的89.58%，力学性能较优；大连理工大学王欣[]等人利用TIG焊技术实现了ZM6镁合金的补焊，但补焊件存在结晶裂纹的缺陷；兰州理工大学徐仰涛[]等人采用TIG焊制备Co-9Al-7.5W合金堆焊层，发现7.5W合金在高温下耐磨性较好。
因此，文中采用手工TIG焊接技术，针对ZM5镁合金铸件进行堆焊熔敷试验，制备出组织致密、无明显缺陷的熔敷层，通过分析熔敷层的力学性能和摩擦学性能，比较熔敷层与母材的组织和性能的差异，验证镁合金TIG焊熔敷成形再制造的可行性，为镁合金零部件的表面损伤修复提供数据依据。
1 熔敷试验
1.1 试验材料
母材采用ZM5镁合金铸件板材，焊丝采用WE-33M型3.2 mm镁合金焊丝，其化学成分见表 1所示。
表 1 母材与焊丝的化学成分Table 1 Chemical components of the base metal and wire
ElementAlMnZnCuFeNiSiImpurityMgZM57.2-8.50.17-0.400.45-0.90<0.025<0.004<0.001<0.05<0.3Bal.Welding wire6.650.394 40.755 30.002 10.000 60.000 50.002 40.3Bal.
1.2 熔敷层制备
熔敷层的制备采用Miller 公司生产的Dynasty 350 TIG手工焊机，试验过程中采用纯度为99.99%的氩气对试样和焊枪进行保护。将母材加工成直径为300 mm，厚度为5 mm的圆板。焊接前用丙酮去除母材与焊丝表面油脂，干燥后用砂布、钢刷打磨等机械方法去除表面氧化膜备用，处理后至使用前的时间不超过12 h[]。为防止板材在焊接熔敷过程中变形，采用辅助夹具夹紧试验板材，并用简易的加热板对焊板进行预热，以减小受热变形。
试验分为单道熔敷和多道熔敷，焊接工艺如表 2所示。
表 2 TIG焊接工艺参数 Table 2 TIG welding process parameters
ParametersValuesElectrode diameter/mm2.4Diameter of welding wire/mm3.2Current/A120Argon flow rate/(L·min-1)15
1.3 试验方法
切取试样，经粗磨、细磨、粗抛、细抛后，待无划痕时进行腐蚀，腐蚀溶液[]为冰醋酸(20 mL)+乙二醇(50 g)+硝酸(1 mL)+水(17 mL)组成，腐蚀时间为5 s，随后经水洗、酒精清洗，然后吹干备用。采用奥林巴斯金相显微镜观察母材、热影响区、熔敷区微观组织。采用D8型X射线衍射仪(布鲁克公司)分析熔敷层的衍射能谱。
采用手动转塔显微硬度仪对单道、多道熔敷层硬度进行测试，对比熔敷层与母材的硬度差别，及单道、多道熔敷层硬度差异。测试单道熔敷层硬度时采用纵向测量的方法，载荷选取50 g，试样经抛光后，自熔敷层表层向内每隔0.3 mm测试一次硬度值，同样深度测试3个点取平均值。测试多道熔敷层硬度时采用横向测量的方法，试验载荷为50 g，在熔敷层同一高度上由左至右每隔0.3 mm测试一次硬度值，同样深度测试3个点取平均值。
摩擦磨损试验在CETR-3型多功能往复摩擦磨损试验机上进行，摩擦副为Φ4 mm的GCr15圆球，硬度为770 HV；下试样为ZM5镁合金母材块体和镁合金多道熔敷层试样。在频率保持5 Hz的情况下，选定载荷分别为5、10和15 N，预载时间30 s，摩擦时间为10 min，研究熔敷层和母材在不同载荷下摩擦因数的变化情况。
采用能谱仪(EDS)测量摩擦产物的化学成分，观测各元素的质量分数；采用扫描电镜(美国FEI公司)观察磨痕的微观形貌；采用OLS激光3D显微镜测量ZM5合金母材和熔敷层磨痕三维尺寸与磨损体积，对比分析熔敷层与母材的摩擦学性能及差异。
2 结果与分析
2.1 熔敷层宏观形貌
图 1所示为单道和多道镁合金熔敷层的宏观形貌,可见两类熔敷层成形良好，外观均匀光滑，为重叠鱼鳞状波纹，表面无气孔、夹渣、咬边等明显缺陷存在。
图 1 镁合金再制造熔敷层宏观形貌Fig. 1 Macroscopic morphologies of remanufacturing depositing layer of magnesium alloy
进一步制作试样，对熔敷层的截面宏观形貌进行观察研究，如图 2所示。两类熔敷层的成形光滑且比母材有明显晶粒细化，无裂纹和夹杂，但存在少量体积较小的气孔(如图 2(a)中箭头所指位置)。产生气孔的原因有两种，一是氢在镁中的溶解度会随着温度的降低而急剧减小[]，由于镁合金凝固速度过快且密度较低，在焊缝迅速固化过程中，焊接保护气体中的氢气或母材中含氢元素的杂质经高温析出的氢气来不及溢出形成氢气孔；另一原因是ZM5镁合金母材在铸造过程中受到工艺技术等影响，本身会存在气孔，在焊接过程中这些气孔随着焊接热输入的增加受热膨胀或相互结合形成了焊缝气孔。上述两种气孔在焊接时随着热输入和内部压力的变化，不断地聚集、扩展、受热膨胀或相互结合，最终形成了可见的焊缝气孔。另外，镁合金中存在部分低熔点、高蒸气压合金元素，比较典型的有锌和镁，这些元素由于熔点相比电弧温度较低，在焊接过程中容易受热蒸发逸出熔池或发生烧损造成焊缝金属不足而形成气孔。
图 2 镁合金再制造熔敷层截面形貌Fig. 2 Cross section morphologies of remanufacturing depositing layer of magnesium alloy
2.2 熔敷层微观组织
图 3为镁合金母材的微观组织，可见ZM5镁合金的铸态显微组织不存在明显缺陷，是由白色的α-Mg相与灰黑色呈连续网状分布的β-Mg17Al12 相组成，β相在室温下属硬脆相，会降低合金的塑性。
图 3 ZM5镁合金母材的微观组织Fig. 3 Microstructure of ZM5 magnesium alloy base metal
图 4为单道与多道镁合金熔敷层的微观组织，可以看出熔敷层和热影响区的分界十分明显。热影响区的组织较熔敷层晶粒明显粗化，为典型的过热组织，而熔敷层晶粒相对非常细小。这是因为，在焊接时，距离熔敷层近的母材受热但未熔化，易发生晶粒粗化、长大，形成热影响区；而熔敷层的金属在焊接过程中受高温熔化，镁合金导热系数大、散热快，熔池冷却速度快，在熔敷层凝固过程中，金属快速凝固结晶，导致了熔敷层晶粒的细化。
图 4 镁合金再制造熔敷层微观组织Fig. 4 Microstructure of remanufacturing depositing layer of magnesium alloy
图 5所示的熔敷层XRD衍射可知，熔敷层主要以α-Mg相和金属间化合物β-Al12Mg17相组成，且β-Al12Mg17金属间化合物衍射峰要弱。从Mg-Al相图可知，焊接熔池快速冷却造成非平衡凝固条件。 焊丝与母材中铝的含量较少，焊接过程中高温环境下，大部分铝元素溶入α-Mg中；而当熔池快速冷却时，液相快冷条件下，少量铝元素存在于β-Al12Mg17中，并与α-Mg形成(α+Al12Mg17)共晶体以颗粒状形式析出在晶界上。
图 5 母材与熔敷层XRD衍射图谱Fig. 5 XRD patterns of base metal and depositing layer
2.3 熔敷层硬度
图 6(a)为单道熔敷层的纵向显微硬度，熔敷层区的硬度约为80 HV0.05，而母材与热影响区硬度相当，约为55 HV0.05，明显低于熔敷区的硬度。根据Hall-Petch方程[]，晶粒尺寸越小，显微硬度值越大，熔敷层晶粒细小，所以熔敷区域硬度较高，而热影响区在焊接过程中晶粒受热长大，该区域显微硬度值明显较小。图 6(b)为多道熔敷层的横向显微硬度，其平均显微硬度与单道熔敷层相差不大，约为77 HV0.05，稍低于单道熔敷层，但也明显高于母材和热影响区的硬度。
图 6 镁合金再制造熔敷层的显微硬度 Fig. 6 Micro-hardness of remanufacturing depositing layer of magnesium alloy
2.4 熔敷层摩擦磨损性能
2.4.1 摩擦因数
为确定熔敷层的表面摩擦学性能，对ZM5镁合金熔敷层和母材的摩擦学性能开展了对比试验研究。图 7所示为不同载荷条件下多道熔敷层与母材摩擦因数的对比，可以看出，母材的摩擦因数随摩擦时间的递增迅速增加到一个峰值，随后逐渐降低进入稳定摩擦阶段；而熔敷层的起始摩擦因数高于母材，并随摩擦时间的变化，相对母材有较大的波动，且到达峰值所消耗时间较长，之后逐渐进入稳定阶段。
图 7 不同载荷下母材与熔敷层摩擦因数 Fig. 7 Friction coefficient of the base metal and depositing layer under different loads
摩擦因数曲线均有一定波动，原因是干摩擦的运动不是平稳连续的滑动，而是一个物体相对于另一个物体断续的滑动。按照固体摩擦理论，摩擦过程中的实际接触面积只是很小的一部分。摩擦副相互接触的部分在摩擦过程中产生塑性流动和瞬时高温使被摩擦的母材和熔敷层金属产生有很高粘着力的粘着节点。在摩擦力的作用下，粘着节点被剪切而产生滑动。因此，干摩擦过程成了粘着节点的形成与滑动剪切交替发生的过程，这种过程引起了摩擦相对运动中母材和熔敷层产生不同形变，导致所需的摩擦力的变化，最终引起摩擦因数的波动。
图 8为不同载荷下母材与熔敷层的平均摩擦因数，可见母材的摩擦因数随载荷的增加略趋于增大，但变化不明显，摩擦因数约为0.42；熔敷层的摩擦因数略有波动，基本维持在0.48左右，是母材1.14倍。这表明母材基体的摩擦因数略低于熔敷层。
图 8 不同载荷下母材与熔敷层平均摩擦因数Fig. 8 Average friction coefficient of base metal and depositing layer under different loads
图 9所示为采用EDS对10 N载荷下母材与熔敷层的摩擦产物EDS分析，可见镁合金熔敷层和母材的磨损产物均由O、Mg、Al等元素组成，其中熔敷层中O 元素质量分数为39.98%，远小于母材50.05%的O元素含量，这表明母材较熔敷层发生的氧化作用更明显。这是因为在摩擦磨损过程中，熔敷层和母材与钢球摩擦产生大量的摩擦热，镁合金极易氧化，在大气和高温环境下的试验过程中，母材和熔敷层的磨损表面会产生一定量的MgO，其会对磨损表面起到一定的润滑作用，从而导致表面MgO含量较高的母材的摩擦因数略低于熔敷层。
图 9 在10 N载荷下母材与熔敷层的摩擦产物EDS分析Fig. 9 EDS analysis of wear debris of base metal and depositing layer under 10N load
2.4.2 磨痕形貌
图 10为载荷10 N时熔敷层和母材的磨痕形貌，可见，在干摩擦条件下，熔敷层的磨痕表面有明显的犁沟，犁沟分布平行且连续，个别犁沟较深，主要是因为钢球摩擦副上的微凸体挤入熔敷层内，摩擦时起到犁耕作用产生，在清晰的犁沟旁边还存在磨屑碎片被堆积、转移的现象；而母材的磨痕表面虽有犁沟，但犁沟并不连续，且出现明显的撕裂、擦伤、卷曲以及粘着磨屑被拉起的现象，并伴随有严重的氧化现象。
图 10 在10 N载荷下母材与熔敷层的磨痕形貌Fig. 10 Wear abrasion morphologies of of base metal and depositing layer under the load of 10 N
上述现象表明，熔敷层主要以磨粒磨损为主，以粘着磨损为辅；母材主要以粘着磨损为主，以磨粒磨损为辅。发生此现象，主要有3个方面的原因:一是由于母材较软，易发生粘着磨损。母材硬度较熔敷层低约25 HV0.05，在磨损过程中塑性变形较大，更易发生粘着磨损；相反较硬的熔敷层比母材更易发生磨粒磨损。二是熔敷层中易生成氧化铝等硬质点。熔敷层所含Al元素为3.84%，高于母材2.85%的Al元素含量，而铝元素在高温条件下会氧化生成氧化铝等高硬质氧化物，这些氧 化物在摩擦过程中从磨损表面脱落后，会在摩擦副间形成高硬质颗粒，并沿着滑动方向对熔敷层摩擦副产生连续的犁沟状划伤，观察到的此现象说明熔敷层的磨损形式主要以硬质点磨粒磨损为主。三是母材中略高的Si元素的含量造成其耐磨性较好。熔敷层和母材均存在少量的Si元素，而Mg2Si为合金的主要强化相，可以提高合金的耐磨损性能，而母材中的Si元素含量较熔敷层略高，这也导致母材磨损性能略好于熔敷层
2.4.3 三维形貌及磨损体积
不同载荷下熔敷层和母材磨痕三维形貌如图 11所示。由图 11(a)~图 11(f)可以看出，熔敷层和母材的磨痕宽度与磨痕深度都随摩擦载荷增加而增大，且磨痕表面不平，有明显的犁沟和深坑，熔敷层磨痕分布平行且连续，磨屑被拉起而产生的深坑分布分散且较为稀疏；而母材的磨痕表面犁沟分布相对较细且不连续，深坑分布十分密集，进一步证实了熔敷层的磨损机制主要是磨粒磨损，而母材主要以粘着磨损为主。
图 11 熔敷层与母材的三维磨痕形貌Fig. 11 Three-dimensional morphologies of wear abrasion of the base metal and depositing layer
表 3所示为熔敷层和母材在不同摩擦载荷下的磨损体积。可以看出，随着载荷的增大，材料的磨损体积增大。通过计算不同载荷下的平均磨损体积可知，熔敷层的磨损体积是母材的1.3倍，比母材磨损性能略低，这与摩擦因数试验结果吻合。熔敷层以磨粒磨损为主，母材以粘着磨损为主，而磨粒磨损的磨损率较粘着磨损大2~3个数量级[]。因此，通过磨损体积的比较可知，熔敷层的磨损性能约为母材的77%。由于熔敷层与母材硬度和成分的差异，影响磨损产物不同，造成磨损机制的不同，导致熔敷层摩擦学性能低于母材。然而通过试验也可以发现，熔敷层在高温低载荷下表面不易被氧化，说明熔敷层的抗氧化性能优于母材，抗蚀性能较好。
表 3 不同载荷下熔敷层与母材磨损体积测量值Table 3 Measured values of friction volumes of the base metal and depositing layer under different loads
(107 μm3)
Material5 N10 N15 NAverageBase metal5.619.2513.159.34Depositing layer8.1912.3116.0112.17
(1) 采用手工TIG焊制备的单道或多道熔敷层组织由α-Mg和β-Al12Mg17两相组成，熔敷区的晶粒较母材明显细化，而热影响区晶粒较粗大，熔敷层均形貌光滑，无明显缺陷，表明了在ZM5合金上制备成形再制造熔敷层具有可行性。
(2) 熔敷层的硬度约为80 HV0.05，明显优于母材，多道熔敷层的硬度约为77 HV0.05，热影响区与母材硬度相当，均约为55 HV0.05。
(3) 熔敷层的平均摩擦因数为0.48，主要以磨粒磨损为主，并伴随有粘着磨损，平均磨损体积为12.17×107 μm3，约为母材的1.3倍；母材的平均摩擦因数为0.42，以粘着磨损为主，以磨粒磨损为辅。
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姚巨坤,王之千,王晓明,殷凤良,韩冰源
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