高能束熔覆制備耐磨涂層技術(shù)研究現(xiàn)狀與展望

李響，來佑彬，于錦，吳海龍，孫銘含， 孫世杰，苑仁月，王冬陽，楊波

（沈陽農(nóng)業(yè)大學(xué) 工程學(xué)院，沈陽 110866）

隨著工業(yè)水平和科學(xué)技術(shù)的快速發(fā)展，金屬材料以其出色的力學(xué)性能，在各個領(lǐng)域得到廣泛應(yīng)用。摩擦磨損是金屬材料的固有屬性之一，當(dāng)金屬表面處于相對運動狀態(tài)，材料會發(fā)生磨損，造成巨大的經(jīng)濟(jì)、能源損失[1]。據(jù)國內(nèi)外調(diào)查，60%～80%的材料和能源損失來自磨損失效，磨損消耗的鋼材約占總量的十分之一[2]。在我國農(nóng)機、礦山機械等行業(yè)，設(shè)備與礦石、砂礫等材料長期接觸，會造成零件磨損失效，每年將造成1000 多億元的經(jīng)濟(jì)損失，金屬消耗超過3.0× 106t[3]。因此，提升金屬基材的表面耐磨損性能已成為一個亟待解決的問題[4-5]。

提高金屬材料表面耐磨性，可以從提高材料整體耐磨性出發(fā)，但此方法經(jīng)濟(jì)效益較低，不符合“中國制造2025”綠色發(fā)展理念[6]，采用各種表面技術(shù)在金屬材料表面制備耐磨涂層的方法日益受到重視[1]。高能束熔覆技術(shù)在零部件的修復(fù)、耐磨性強化等領(lǐng)域，相較于其他表面技術(shù)而言，優(yōu)勢十分明顯。高能束熔覆技術(shù)可制備無氣孔、無裂紋、無溶解、組織均勻致密的涂層，涂層質(zhì)量穩(wěn)定性高，工程應(yīng)用可靠性強。該技術(shù)綜合了涂層技術(shù)和復(fù)合材料技術(shù)的特征，所制備涂層的結(jié)合形式為冶金結(jié)合，結(jié)合強度較高，是熱噴涂結(jié)合強度的1 倍，涂層既能充分發(fā)揮基體材料的強韌性優(yōu)勢，又顯著提高了材料的整體性能，更加適 用于工作環(huán)境惡劣的場合。高能束熔覆技術(shù)工藝簡單，操作方便，可選擇的強化材料較多，可滿足耐磨、耐腐蝕、耐沖擊等不同工作條件下的要求。高能束熔覆技術(shù)不僅是采礦、冶金、油氣鉆井等重工業(yè)中修復(fù)零部件、提高零部件使用壽命的重要手段，而且在航天、核能、電子設(shè)備等先進(jìn)技術(shù)領(lǐng)域的應(yīng)用也日益增多，因此研究和開發(fā)耐磨涂層的制備技術(shù)具有重要意義[7]。

本文根據(jù)高能束熔覆技術(shù)的特點，從耐磨涂層種類（自熔性合金涂層、金屬基復(fù)合涂層、梯度功能材料涂層）、涂層磨損機理、涂層強化機制（添加硬質(zhì)顆粒、元素）及涂層工藝優(yōu)化（參數(shù)優(yōu)化、數(shù)值模擬）等方面，概述了高能束熔覆技術(shù)制備耐磨涂層的研究現(xiàn)狀，總結(jié)了耐磨涂層制備存在的主要問題，并提出其發(fā)展方向。

1 高能束熔覆技術(shù)

1.1 激光熔覆技術(shù)

圖1 激光熔覆技術(shù)工作原理示意圖 Fig.1 Working principle diagram of laser cladding

激光熔覆技術(shù)的原理如圖1 所示，即用激光束作為熱源，在基體材料上預(yù)鋪粉末或采用同步送粉的方法，發(fā)射高能束激光照射基材金屬，使基體表面材料和熔覆材料同時熔融，并迅速凝固，涂層與基體材料 實現(xiàn)冶金結(jié)合，從而大幅提高基材耐磨性等性能[8-11]。與其他表面技術(shù)相對比，激光熔覆技術(shù)具有的優(yōu)勢包括[11-15]：1）高能激光束作用時間短，材料在小范圍內(nèi)快速熔覆，基體的熔化量小，熔覆件的變形量小，生產(chǎn)效率高；2）熔覆層稀釋率低，組織晶粒細(xì)小彌散，顯著改善了材料的微觀性能；3）熔覆材料選擇范圍較廣，設(shè)備操作簡單，自動化程度高，制備的涂層質(zhì)量和性能穩(wěn)定，成分和厚度可控可調(diào)。

1.2 等離子熔覆技術(shù)

等離子熔覆技術(shù)是在激光熔覆和等離子堆焊等技術(shù)的基礎(chǔ)上發(fā)展而來的一種表面強化技術(shù)，其工作原理與激光熔覆基本一致。如圖2 所示，它利用等離子束作為熱源，通過基材的快速導(dǎo)熱和周圍環(huán)境的輻射傳熱，使材料熔化和凝固同時進(jìn)行。其熔覆層晶粒細(xì)小，組織致密，沒有微觀氣孔和裂紋產(chǎn)生[16-19]。熔覆過程中，等離子束的作用區(qū)域和未作用區(qū)的溫度梯度大，溫度分布不均勻，容易形成對流，有利于晶粒的生長和均勻分布。與激光熔覆相比，等離子熔覆技術(shù)雖然使產(chǎn)品的尺寸精度和成形質(zhì)量略低，但其工藝簡單，設(shè)備成本低，對工作環(huán)境的要求低，基材表面不需要特殊處理，生產(chǎn)效率高，是激光熔覆的6～10倍，粉材利用率也是激光熔覆的2～4 倍，在耐磨涂層的制備領(lǐng)域有非常大的應(yīng)用空間[12,20]。

1.3 其他熔覆技術(shù)

其他高能束熔覆技術(shù)還包括氬弧熔覆、感應(yīng)熔覆等[21-24]，根據(jù)高能束熱源、粉末放置方式以及相對應(yīng)工藝的不同，可在金屬基體表面熔覆一層特定性能的合金材料。在高能束熔化的過程中，使帶有特殊成分的熔覆材料進(jìn)入到金屬基體中，以此提高基體的特定性能。氬弧熔覆采用電弧做熱源，操作靈活性高，熔覆時隔絕空氣，減少了熔池中合金成分的氧化損失。該技術(shù)常應(yīng)用于大型設(shè)備的修復(fù)與加工，以及環(huán)境惡劣的野外作業(yè)。感應(yīng)熔覆是一種新型的高能束熔覆技術(shù)，它的熱源來自于感應(yīng)器，在電磁感應(yīng)的作用下產(chǎn)生渦流，利用渦流產(chǎn)生熱量，使預(yù)置在基體上的合金粉末達(dá)到熔融狀態(tài)，從而制備耐磨涂層。該技術(shù)具有生產(chǎn)效率高、成本低等優(yōu)點，但目前處于起步階段，還存在一些不足，如涂層易氧化、涂層成分控制不精確、工作環(huán)境要求較高等，在耐磨涂層的制備上還有很大的研究前景。

2 高能束熔覆耐磨涂層

高能束熔覆耐磨涂層是在基體材料表面熔覆具有優(yōu)異耐磨性能的改質(zhì)薄層[25]。其材料主要分為三大類：自熔性合金材料、金屬基復(fù)合材料和新興的梯度功能材料。自熔性合金材料以Ni 基、Co 基和Fe 基三種材料為主，具有良好的力學(xué)性能，且對基體有很好的適用性[26-29]。復(fù)合材料則是在自熔性合金材料中加入增強材料，如陶瓷增強相，既提高了金屬的強度和韌性，又與陶瓷材料的優(yōu)異性能相結(jié)合。梯度功能材料（FGM）是新型的功能性復(fù)合材料，采用多種材料，按照不同的含量比例相互結(jié)合，達(dá)到涂層結(jié)構(gòu)的梯度變化，進(jìn)而實現(xiàn)涂層在不同工況下的性能要求，具有極廣的發(fā)展空間和應(yīng)用前景，是未來涂層材料研究的重點方向之一。

2.1 自熔性合金涂層

2.1.1 Ni 基自熔性合金涂層

Ni 基合金涂層以Ni 基粉材為主要元素，涂層韌性高、耐磨性好，易于加工[30-31]。Xu 等[32]采用激光熔覆和等離子熔覆工藝制備Ni 基合金熔覆層，并進(jìn)行了對比試驗，兩種熔覆技術(shù)得到的組織成分均為亞共晶組織，初生相為CrB 和Cr7C3。閆明明等[33]利用等離子熔覆在20 鋼上制備了Ni 基涂層，所制備的涂層形貌如圖3 所示，組織多為樹枝晶，熔覆層的顯微硬度與基體相比提升了1.5 倍左右，磨損率減小了約86%，基體的性能得到顯著改善。Zhou 等[34]用等離子熔覆在灰口鑄鐵上制備了Ni-Cr-B-Si 涂層。該涂層典型組織為γ-(Fe,Ni)枝晶，顯微硬度、彈性模量、抗拉強度和耐磨性等性能均明顯優(yōu)于灰口鑄鐵。可以看出，Ni 基自熔性合金涂層力學(xué)性能優(yōu)異，材料中Ni元素會與粉材中其他元素發(fā)生化學(xué)反應(yīng)，生成如Ni- B-Si 和Ni-Cr-B-Si 等材料[30-32]，既能與C、B 合成各種碳化物和硼化物，成為涂層的第一強化相，還可以與Cr 原子溶解，起到固溶強化的作用，顯著提高涂層的硬度和耐磨性[32]。

圖3 等離子熔覆Ni 基涂層顯微組織形貌[33] Fig.3 Microstructure and morphology of Ni-based coating by plasma cladding[33]

2.1.2 Co 基自熔性合金涂層

Co 基自熔性合金中的Co 元素主要與Cr、Mo、Si 等元素反應(yīng)形成強化相，在Co 基涂層中均勻分布，產(chǎn)生強化效果，提高涂層性能[26-28]。葉宏等[35]在H13鋼上用激光熔覆制備了Co 基合金熔覆層，熔覆層形貌如圖4 所示。該熔覆層微觀成分以細(xì)小的枝晶和共晶體組織為主，越靠近涂層上表面，柱狀樹枝晶越少， 晶粒越細(xì)小，等軸晶數(shù)量增加，熔覆層的物相組織以γ-Co 固溶體和M23C6碳化物為主，產(chǎn)生固溶、細(xì)晶等強化作用，使熔覆層硬度達(dá)到610HV0.2，熔覆層耐磨性是淬火回火態(tài)H13 鋼的1.32 倍。徐仰濤等[36]利用激光熔覆技術(shù)制備了一種Co-Al-W 熔覆層，該涂層成分以樹枝晶和枝間共晶組織為主，其中樹枝晶向多個方向成長，在熔覆層搭接區(qū)域，組織有明顯的粗化，涂層成分主要由γ-Co 及金屬間化合物CoxAl 和Cr23C6、Co6W6C 等組成，涂層最高硬度可達(dá)732.9HV1.0。Co 基合金涂層在耐蝕、耐熱以及抗粘著磨損等方面均表現(xiàn)優(yōu)異，但價格成本較高，常用于石化、冶金等重工業(yè)行業(yè)。

圖4 激光熔覆Co 基涂層顯微形貌[35] Fig.4 Microstructure and morphology of the laser clad Co-based coating[35]: a) bottom; b) middle; c) upper

2.1.3 Fe 基自熔性合金涂層

Fe 基自熔合金成本較低、力學(xué)性能好，與鑄鐵、低碳鋼等基體相容性好，界面結(jié)合牢固，是耐磨涂層制備的最常用材料之一[18]。Zhang 等[37]利用等離子熔覆技術(shù)在低碳鋼上制備了鐵基合金熔覆層，其組織為奧氏體和亞共晶組織，物相主要有枝晶γ-Fe 和枝晶間(Fe,Cr)7(C,B)3和(Fe,Cr)3C2，涂層中的硬質(zhì)相均勻分布，顯微硬度最高為780HV0.5左右，耐磨性也顯著提高。Wang 等[38]用激光熔覆在低碳鋼上制得了鐵基涂層，顯微硬度最高可達(dá)1300HV0.5，約為基體的5倍。張敏等[39]利用激光熔覆在40Cr 鋼上分別制得了Fe 基和Ni 基合金涂層。涂層的顯微組織如圖5 所示，F(xiàn)e 基涂層的組織以α-Fe 和FeCr 為主，Ni 基涂層則主要由γ-Ni 和FeNi3組成。Fe 基涂層的顯微硬度為440HV0.5，Ni 基涂層的硬度為340HV0.5，二者硬度值均高于基體240HV0.5，且Fe 基涂層硬度比Ni 基涂層高。在相同條件下，Ni 基涂層的磨損量高于Fe 基合金涂層，Ni 基涂層使基體的耐磨性提升了2 倍，而Fe 基合金涂層使基體的耐磨性提升了11.2 倍。張攀等[40]用感應(yīng)熔覆在1Cr18Ni9Ti 上制得了Fe 基涂層，涂層主要由α-Fe、(Cr,Fe)7C3、Cr7C3、Ni3Fe 和Fe3C等組成，涂層硬度在250HV0.1左右，在不同試驗條件 下，涂層耐磨性均強于基體。Fe 基自熔合金涂層具有良好的耐磨性能，是因為Fe 基合金材料中有C、Si、B、Cr 等成分，合金粉末中的Fe 元素可與C、B等非金屬元素發(fā)生反應(yīng)，生成細(xì)小的硬質(zhì)碳化物或硼化物等，在熔覆層中彌散分布，提升了熔覆層的硬度、耐磨性等性能。

圖5 兩種材料激光熔覆層的顯微形貌[39] Fig.5 Microstructure and morphology of coating and substrate by laser cladding[39]: a) Fe-based OM image; b) Ni-based OM image

2.2 金屬基復(fù)合涂層

金屬基復(fù)合涂層（MMCs）是指在金屬粉材中添加或生成增強相，在高能束熔覆的作用下，金屬粉末材料起粘結(jié)相的作用，陶瓷相起增強相的作用，在固溶強化的作用下形成冶金結(jié)合良好的一種復(fù)合涂層[41]。MMCs 常采用的陶瓷增強相為金屬碳化物（如WC、TiC 等）、氮化物（TiN）和氧化物（如TiO2、Al2O3、ZrO2等），以及非金屬硼化物和硅化物等（如SiC），這類材料在熔點、硬度等方面均具有優(yōu)異的性能[42-44]。

Zhao 等[45]用激光熔覆在 45 鋼上制得了添加TiC、TiN 和B4C 的涂層，當(dāng)在Ni204 原始粉末中加入10%的TiC、TiN 和B4C 時，涂層的顯微組織致密，Ti(C,N)和(Ti,Mo,Nb)(C,B,N)等陶瓷相均勻分布，抑制了材料的磨損，使磨痕變淺，改變了原有的磨粒磨損機理，涂層的顯微硬度為766.8HV0.5，摩擦系數(shù)為0.47，與原始粉末熔覆的涂層對比，顯微硬度提高了2.6 倍，摩擦系數(shù)減少了3/4。Weng 等[46]以Ti5Si3/TiC為增強相，利用激光熔覆在Ti-6Al-4V 上制得了Co基復(fù)合涂層。熔覆時，原始粉末中的SiC 溶解，并與Ti 合成Ti5Si3和TiC，涂層顯微硬度與基體相對比，提升了3 倍以上，耐磨性也明顯提高了18.4～57.4 倍。Zhang 等[47]用Fe-Ti-V-Cr-C-CeO2材料在低碳鋼上制備激光熔覆層，合成了以TiC-VC 為增強相的鐵基合金復(fù)合熔覆層，該涂層成分以α-Fe、γ-Fe、TiC、VC和TiVC2為主，涂層顯微硬度為1030HV0.2，且具有良好的耐磨性，是基體的16.85 倍左右。由此可見，采用高能束熔覆技術(shù)在基體表面制備的金屬基復(fù)合涂層，綜合了金屬基體的高韌性和增強相的高硬度等優(yōu)點，具有優(yōu)異的強度、剛性和耐磨性。因此，該種涂層具有非常巨大的潛在應(yīng)用和經(jīng)濟(jì)價值，是當(dāng)前高能束熔覆制備耐磨涂層的重點方向。

2.3 梯度功能材料涂層

梯度功能材料涂層是根據(jù)所需要的性能和條件，選擇多種不同的材料并對其成分含量和結(jié)構(gòu)進(jìn)行調(diào)控，以多種不同組分的材料梯度來取代結(jié)合界線，從而制得涂層功能隨材料梯度變化而變化的新型功能性復(fù)合材料[48]。Sui 等[49]利用激光熔覆在45 鋼上制得了Ni35+WC+OSP 梯度功能涂層，涂層中的硬質(zhì)相以WC、CrFe7C0.45、Cr4Ni15W、AlNi3為主，涂層的最大顯微硬度為1118HV0.5左右，約為基體的5.8 倍，耐磨性也大幅度提升，約為基體的2 倍。Ramakrishnan等[50]以SiC 顆粒為增強相，在Haynes282 高溫合金上制得功能梯度激光熔覆層，涂層最上層的顯微硬度提高了3.75 倍。Wang 等[51]以納米TiC 和12CrNi2 粉末為材料，利用激光熔覆技術(shù)在40Cr 齒輪鋼上制備了梯度熔覆層，隨著預(yù)置納米TiC 粉含量的增加，TiC由鑲嵌在涂層內(nèi)部的納米陶瓷顆粒轉(zhuǎn)變?yōu)閳F(tuán)聚的大體積硬質(zhì)相結(jié)構(gòu)，梯度涂層顯微硬度由底部的612HV逐漸增加到頂部的1088HV，梯度涂層的摩擦系數(shù)和磨損量分別降低了50%和40%，耐磨性顯著提高。陳倫等[52]采用放電等離子熔覆技術(shù)制備了連續(xù)變化的5 層不同成分與性能的W/Fe 功能梯度材料涂層，試樣SEM 剖面形貌如圖6、圖7 所示，其顯微硬度隨組分呈梯度變化。由于梯度功能材料涂層各梯度組分的不同特性，與常規(guī)復(fù)合涂層相比，其特有的優(yōu)勢如下：1）不同材料之間的界面結(jié)合強度高；2）梯度材料的可選擇性和設(shè)計性好，應(yīng)用領(lǐng)域廣；3）涂層的熱應(yīng)力低，變形和開裂傾向小。

圖6 W/Fe 梯度樣品的SEM 剖面形貌[52] Fig.6 SEM section morphology of the W/Fe gradient sample[52]

圖7 梯度層樣品的表面形貌[52] Fig.7 Surface morphology of the gradient layer samples[52]

3 耐磨涂層的磨損機理和強化機制

3.1 耐磨涂層的磨損機理

在金屬材料三體磨粒磨損中，耐磨涂層的磨損大多數(shù)情況下是兩種磨損形式的共同作用[53-54]：一是磨料在涂層表面發(fā)生切削運動，在涂層材料表面產(chǎn)生切削犁溝；二是耐磨涂層的組織在內(nèi)應(yīng)力的作用下，發(fā)生疲勞損傷，涂層發(fā)生疲勞剝落。在磨損初期，鋒利的磨粒切削耐磨涂層的表面，形成犁溝；磨損中期，耐磨涂層被切削消耗，高硬度的涂層組織露出，作為磨損和載荷的主要承載體，對基體起到保護(hù)作用，減輕磨粒對基體的傷害，而基體能夠?qū)ν繉咏M織形成有效的支撐，避免斷裂和剝落現(xiàn)象的發(fā)生；磨損后期，耐磨涂層的耐磨組織開始消耗殆盡，涂層內(nèi)組織產(chǎn)生疲勞損傷，基體對涂層的支撐作用也開始失效，耐磨涂層開始脫落。

3.2 耐磨涂層的強化機制

3.2.1 添加硬質(zhì)顆粒的影響

不同的硬質(zhì)顆粒有不同的特點，常見的硬質(zhì)顆粒增強相有Al2O3、ZrO2、NbC、TiC、SiC、B4C、TiB2等，它們的綜合性能如表1 所示[55]。圖8—圖10 為采用不同增強相的激光熔覆層的SEM 圖像，根據(jù)它們的性能特點不同，制得的涂層組織不同，涂層的硬度和耐磨性能等也不同。其中，TiC 的熔點高，硬度高，穩(wěn)定性好；SiC 熔點低，在高能束熔覆制備的過程中無法穩(wěn)定保留下來；WC 與基材之間的潤濕角小，界面結(jié)合良好，但是WC 材料價格昂貴，穩(wěn)定性差，容易形成M6C 和MC 等無用的物質(zhì)；Al2O3顆粒表面帶電，需要進(jìn)行處理（如表面鍍鎳）后，才可以進(jìn)行復(fù)合涂層的制備；B4C 的顯微硬度雖高于TiC，但燒結(jié)性能較差，強度和韌性較低，這些缺點限制了B4C 的應(yīng)用。

表1 常用增強相顆粒的性能[55] Tab.1 Properties of commonly used reinforcing phase particles[55]

圖8 激光熔覆TiC 增強相Ni 基涂層SEM 圖像[32] Fig.8 SEM image of laser cladding TiC reinforced Ni-based coating[32]

圖9 激光熔覆NbC 增強相Fe 基熔覆層SEM 圖像[56] Fig.9 SEM image of laser cladding NbC reinforced Fe-based coating[56]

圖10 激光熔覆B4C 增強相Fe 基熔覆層SEM 圖像[57] Fig.10 SEM image of laser cladding B4C reinforced Fe-based coating[57]

在金屬基復(fù)合涂層中引入增強相的方法一般包括直接加入法和原位合成法[27]。直接添加法是指將增強顆粒與金屬粉末直接混合，直接加入法常采用的硬質(zhì)顆粒有TiC、VC、NbC、WC 等，它們的熔點較高，在高能束熔覆過程中不會溶解，可直接作為硬質(zhì)相來強化涂層組織，其優(yōu)勢在于制備工藝較簡單，粉末顆粒大小容易控制等。Cao 等[56]采用激光熔覆技術(shù)制備了NbC 增強鐵基熔覆層，直接添加的NbC 粒子在激光束加熱過程中會發(fā)生分解和析出，促進(jìn)了涂層的顯微硬度和耐磨性的提高。Lyu 等[58]用等離子熔覆在Q235 鋼上制得了鐵基涂層，分別在熔池中心和邊緣直接注入B4C，中心注入的B4C 顆粒發(fā)生溶解，生成滲碳體，而邊緣注入的B4C 顆粒殘留在熔池中，該涂層的磨損率為Q235 基體的1/8，耐磨性顯著提高。

原位合成法則是在高能束熔覆制備過程中，熔覆材料在熔池凝固期間通過化學(xué)反應(yīng)生成增強相，而獲得耐磨涂層的方法[57]。與直接加入法比較，原位合成的增強相與基體的結(jié)合強度更高，增強相的分布更均勻，正是由于這些優(yōu)點，原位合成法在耐磨涂層的制備中使用更廣泛，以碳化物和硼化物為增強相的耐磨涂層大多由原位合成法制備而成[59]。Zhang 等[17]用等離子熔覆原位合成了以TiB2-TiC 為增強相的Ni55 基復(fù)合涂層，陶瓷相含量高的涂層在磨損表面形成致密層，耐磨性得到顯著增強。Zhao 等[60]用激光熔覆制備了以TiC 和B4C 為增強相的Ni 基復(fù)合涂層，在30%B4C 和5%TiC 的作用下，涂層的平均顯微硬度為1308.2HV0.5，約為原始材料的4.38 倍，摩擦系數(shù)為0.530，是原始涂層的0.752 倍左右。Wang 等[57]采用激光熔覆制備了鐵基復(fù)合涂層，通過在鐵基合金粉末中添加Nb、B4C，原位合成了NbC，當(dāng)Nb 和B4C 粉末為5%時，涂層的顯微硬度提高了269.5%，耐磨性提高了約1.5 倍。Yang 等[61]用激光熔覆制得了Ti(C,N)陶瓷耐磨涂層，發(fā)現(xiàn)添加的大顆粒TiN 沒有全部分解，而是原位生成了TiC 相，而細(xì)小的TiN 顆粒完全分解，直接生成Ti(C,N)相，通過摩擦磨損試驗觀察發(fā)現(xiàn)，原位合成的熔覆層的摩擦系數(shù)是基體的0.559倍，磨損量是基體的0.365 倍。Meng 等[62]用氬弧熔覆在35CrMnSi 鋼上制備了Ni 基涂層，當(dāng)BN/Ti 摩爾比為0.67 時，原位合成的TiN 和TiB2陶瓷顆粒較多，熔覆層的硬度和耐磨性達(dá)到最優(yōu)，顯微硬度是35CrMnSi 基體的3 倍。由此可見，增強顆粒的種類、含量、分布及其與合金之間的相互作用等，決定了涂層的綜合性能。通常情況下，增強顆粒的熔點高、耐壓強度大，生成的耐磨涂層硬質(zhì)相穩(wěn)定性越好；增強顆粒的潤濕性好，涂層內(nèi)強化相的分布越均勻；增強顆粒的顯微硬度越高，制備涂層的硬度和耐磨性也就越高。

3.2.2 添加合金化元素的影響

在制備耐磨涂層的過程中，加入合金化元素，由于其特殊的成分結(jié)構(gòu)和活性，使材料形成了具有優(yōu)異物化性質(zhì)的一系列合金粉材，降低了耐磨涂層的應(yīng)力，提高了其韌性，減少了開裂等[28]。如添加Si、B等能降低合金粉末熔點，提高涂層的成形率；Ti、Nb、V 等可以改善高能束熔覆層中沉淀相的形態(tài)，細(xì)化晶粒；B、Co 等可引起晶界強化；La、Y、Ce 等稀土元素及其氧化物可引起微觀結(jié)構(gòu)的顯著細(xì)化，凈化晶界，并且還可以降低涂層裂紋傾向，顯著提高涂層耐磨性[17,29]。

吳文濤等[63]探究了不同比例Nb 的激光熔覆層性能，當(dāng)Nb 為6%時，在涂層中原位合成了NbC，涂層中碳化物顆粒得到明顯細(xì)化，與不添加Nb 的原始Ni60A 涂層相比，耐磨性提高了近4 倍。Zhao 等[64]用激光熔覆制備了Ni 基復(fù)合涂層，并在其中添加了納米級稀土元素（RE、La2O3），結(jié)果表明，熔覆層的頂部出現(xiàn)了較好的細(xì)化組織，La 在枝晶間偏析，限制了二次枝晶的生長和成熟，涂層的摩擦系數(shù)顯著降低，體積磨損率為基體的1/10 左右，顯微硬度約為基體的4 倍。Yu 等[65]用激光熔覆制備了NiCrBSi復(fù)合涂層，并在涂層中添加了Ta，Ta 元素分散在涂層中，原位合成了TaC，明顯細(xì)化了組織的微觀結(jié)構(gòu)。由于TaC 顆粒的合成，抑制了M7C3和M23C6的形成，不僅降低了涂層的裂紋敏感性，且大幅改善了Ni 基涂層的耐磨性。Yangn 等[66]用等離子熔覆在45 鋼上制得了Co 基復(fù)合涂層，在添加了Nb、CeO2之后，涂層組織得到細(xì)化，摩擦系數(shù)降低，耐磨性顯著提升。

4 耐磨涂層的質(zhì)量調(diào)控

4.1 熔覆過程的工藝優(yōu)化

高能束熔覆耐磨涂層在制備時，由于涂層與基體間存在較高的溫度梯度，會造成殘余應(yīng)力過高，使制備的涂層具有較高的裂紋敏感性，裂紋敏感性過高將限制對耐磨涂層組織和性能的有效控制[67-68]。近年來的研究證明，對熔覆過程的工藝進(jìn)行優(yōu)化，如高能束功率、掃描速度、送粉速度、離焦量、光斑大小等，對降低涂層的裂紋敏感性，改善涂層的成形效率和質(zhì)量起到很大的作用[69-71]。

Tao 等[72]通過激光熔覆技術(shù)制備了納米TiC 陶瓷涂層，探究了熔覆工藝參數(shù)對涂層質(zhì)量的影響，結(jié)果表明最佳工藝參數(shù)為：激光功率300 W，掃描速度5 mm/s，粉末厚度0.4 mm，搭接率20%。Fan 等[73]探究了涂層的成形特性與工藝參數(shù)間的關(guān)系，用激光熔覆在15MNi4Mo 鋼上制備了含40%WC 的鈷基涂層，涂層的成形尺寸受激光功率和掃描速度的影響顯著，其最佳工藝參數(shù)為：激光功率2.4 kW，掃描速度7 mm/s，送粉速度0.5 g/s。童文輝等[74]為了探究工藝參數(shù)對涂層硬度的影響，利用激光熔覆技術(shù)在球墨鑄鐵上制備了10%TiC-Co 基合金熔覆層，熔覆層上部的顯微硬度隨激光功率的降低而逐漸升高，當(dāng)激光功率為1.0 kW 時，熔覆層硬度達(dá)到最大值，為1120.1HV0.2，相對基體提升了3.9 倍。楊波等[75]用等離子熔覆在Q235 鋼上制備了高鉻鐵基合金耐磨涂層，探究了工作電流、送粉速度和掃描速度對涂層表面顯微硬度的影響顯著特性及影響規(guī)律。分析結(jié)果表明，工作電流對涂層表面硬度影響最為顯著，且呈正相關(guān)；其次是掃描速度，呈負(fù)相關(guān)；送粉速度對涂層表面顯微硬度影響最小，呈正相關(guān)。優(yōu)化獲得的最優(yōu)參數(shù)組合為：工作電流105 A，送粉速度14 r/min，掃描速度80 mm/min。該參數(shù)下制備的涂層硬度可達(dá)到1075.03HV0.5，約是基體材料的7.49 倍。李信等[76]探究了工藝參數(shù)對涂層成形質(zhì)量的影響，當(dāng)激光功率為1.6 kW 且掃描速率為10 mm/s時，制備的Co-30%WC復(fù)合涂層組織最優(yōu)，顯微硬度達(dá)到最大值1698HV，摩擦系數(shù)為0.73，磨損后的平均質(zhì)量損失為3.86 mg。楊鵬聰?shù)萚77]為了研究掃描速度對涂層微觀組織和力學(xué)性能的影響，在球墨鑄鐵表面制備了激光熔覆層，采用兩種掃描速度的涂層顯微形貌如圖11 所示，當(dāng)掃描速度大時，涂層稀釋率降低，組織細(xì)小均勻，裂紋較少，硬度增加。由此可見，高能束熔覆過程中的工藝參數(shù)是影響涂層質(zhì)量最直接的因素之一，涂層的成形尺寸、成形質(zhì)量、顯微硬度等均可通過工藝參數(shù)進(jìn)行優(yōu)化[78-81]，其中，以高能束功率和掃描速度對涂層的影響最為顯著。

圖11 兩種不同掃描速度的涂層的顯微形貌[77] Fig.11 Microstructure and morphology at different scanning speed[77]

4.2 熔覆過程的數(shù)值仿真

高能束熔覆是一個動態(tài)過程，熔覆過程中發(fā)生金屬粉末與基體的熔化、凝固等物理現(xiàn)象，期間會伴隨著復(fù)雜的傳熱和多物理場耦合等現(xiàn)象。熔覆時熔池里溫度的急速升高和降低，會生成巨大的殘余應(yīng)力，使工件變形或產(chǎn)生裂紋，而且高能束熔覆涂層的熔池具有體積小、溫度梯度大、瞬時特性等特點，動態(tài)跟蹤和識別熔池中的演化過程非常困難。隨著計算機技術(shù)高速發(fā)展，數(shù)值仿真模擬技術(shù)為研究高能束熔覆過程提供了更好的手段，采用數(shù)值仿真方法可以建立高能束熔覆數(shù)值仿真模型，實現(xiàn)在高能束熔覆過程中對溫度變化、應(yīng)力變化等進(jìn)行模擬分析，這對改善應(yīng)力、控制缺陷、改善高能束熔覆成形工藝具有重要意義。

4.2.1 溫度場的數(shù)值模擬

圖12 激光熔覆過程的溫度梯度分布[83] Fig.12 Temperature gradient during the laser cladding[83]: a) single-track laser cladding; b) multi-track laser cladding

高能束熔覆過程中的熔池存在熱傳導(dǎo)、對流、輻射等行為，其較高的溫度梯度分布也會對應(yīng)力的分布產(chǎn)生影響，溫度場與應(yīng)力場的分布直接對熔池凝固后的宏觀形貌、微觀組織及其耐磨性能產(chǎn)生影響[82]。Parisa 等[83]在ANSYS 軟件中構(gòu)建了基于順序耦合熱力學(xué)場分析的三維非線性瞬態(tài)有限元模型，研究了激光熔覆AISI H13 工具鋼過程中的溫度梯度和應(yīng)力演化過程，其熔覆過程中的溫度梯度分布如圖12 所示。 李豪等[84]為了探究激光熔覆的溫度場和流場分布，在FLUENT 上構(gòu)建了橢圓熱源三維瞬態(tài)溫度場和流場計算模型，模擬結(jié)果表明，熔池中部流體速度矢量主要分布在縱截面內(nèi)，越靠近兩側(cè)邊緣處，橫截面的速度矢量分量越大，并且熔池后端由于熱量積累形成了較大渦流。曹文琴等[85]利用有限元數(shù)值仿真構(gòu)建了激光熔覆溫度場的三維模型，探究了Ni60 合金粉末激光熔覆溫度場的變化規(guī)律以及工藝參數(shù)對熔覆層微觀組織的影響，通過模擬試驗，優(yōu)選了激光功率和掃描速率的工藝參數(shù)。龐銘等[86]基于ANSYS 軟件建立了300M 超高強鋼激光熔覆耐磨防腐自潤滑涂層溫度仿真模型，探究了基體的熔化高度、溫度梯度變化與激光功率、掃描速度之間的關(guān)系。

4.2.2 應(yīng)力場的數(shù)值模擬

Tian 等[87]構(gòu)建了應(yīng)力誘導(dǎo)固相變?nèi)S熱應(yīng)力有限元模型，研究了應(yīng)力誘導(dǎo)固相變（SSPT）對Fe-Mn- Si-Cr-Ni 涂層應(yīng)力演化的影響，分析了應(yīng)力演變和分布情況，結(jié)果如圖13 所示。SSPT 顯著降低了橫向和縱向的殘余應(yīng)力，在試驗中，激光熔覆產(chǎn)生的應(yīng)力促使奧氏體轉(zhuǎn)變?yōu)轳R氏體，釋放殘余應(yīng)力，獲得低殘余應(yīng)力涂層。孫德平等[88]利用ANSYS 軟件對激光熔覆過程中的應(yīng)力場進(jìn)行了模擬分析，模擬結(jié)果顯示：激光熔覆涂層完全冷卻后，其末端基體中間部分的橫向殘余應(yīng)力為壓應(yīng)力；從基體中部向兩側(cè)移動，殘余應(yīng)力漸漸變成拉應(yīng)力；沿激光掃描方向，熔覆層的縱向殘余應(yīng)力依次為壓應(yīng)力-拉應(yīng)力-壓應(yīng)力。劉曉東等[89]針對因殘余應(yīng)力而出現(xiàn)的熔覆層表面開裂等問題，使用ANSYS 進(jìn)行仿真分析，模擬工件的溫度場與應(yīng)力場，獲得熔覆與冷卻過程中工件的殘余應(yīng)力值，根據(jù)殘余應(yīng)力值比較不同工藝路線的優(yōu)劣，發(fā)現(xiàn)工件預(yù)彎能夠顯著降低殘余應(yīng)力，同時，工件的縱向應(yīng)力為殘余應(yīng)力的主要成分。通過數(shù)值仿真來模擬高能束熔覆的過程，可以了解高能束熔覆過程瞬態(tài)溫度場的變化，分析熔覆過程中應(yīng)力的分布情況，有效地預(yù)測熔融層的裂紋、氣孔、夾雜以及層間結(jié)合弱等缺陷，為進(jìn)一步提升熔覆層的質(zhì)量和性能提供指導(dǎo)。

圖13 殘余應(yīng)力沿p-o-m 軌跡分布[87] Fig. 13 Residual stress distribution along trajectory p-o-m[87]: a) the path definition; b) the longitudinal stress; c) the transverse stress

4.2.3 流場的數(shù)值模擬

在高能束熔覆的實際過程中，不僅有熔覆層微觀組織和元素等熔化凝固的金屬物理冶金過程，還包括粉末流的匯聚、高能束與粉末流的耦合等微觀動力學(xué)過程，如圖14 所示[90]。在高能束的作用下，由惰性氣體構(gòu)成的載流體與金屬粉末組成的兩相流間有質(zhì)量、動量和能量等傳輸過程，這些過程決定著粉末材料匯聚時溫度場和流場的分布。高能束經(jīng)過粉末流后，會被不同程度地吸收和散射，又由于在不同的送粉速度下，粉末流密集度和匯集形態(tài)不同，所以高能束在不同工藝參數(shù)的粉末流中的衰減程度不同，通過對高能束功率及其分布形態(tài)進(jìn)行模擬，對提高高能束熔覆涂層的精度和質(zhì)量具有重要意義。

圖14 激光熔覆過程粉末流與激光束耦合示意圖[90] Fig.14 Coupling diagram for the powder flow and the laser beam in the laser cladding process[90]

Gao 等[91]構(gòu)建了激光熔覆四流噴管氣粉兩相流動的數(shù)值模型，利用氣粉流動模型在FLUENT 中進(jìn)行數(shù)值模擬，同時進(jìn)行實際試驗，研究了不同粉末特性對粉末流場的影響，其中不同粉末密度對流場的影 響如圖 15 所示，優(yōu)化了典型噴嘴的送粉工藝。Li等[90]構(gòu)建了以ASTM 1045 為基體，激光熔覆Fe60粉末的多場耦合模型，探究了粉末流與激光束的相互作用、熔池內(nèi)流體流動情況以及熔覆層形態(tài)的瞬時變化。張健等[92]研究了寬帶平頂激光束與同軸粉末流的耦合特性及規(guī)律，構(gòu)建了不同光粉耦合特性與涂層成形特性的關(guān)系，在激光參數(shù)一定的條件下，送粉盤轉(zhuǎn)速與氣流量是影響光粉耦合特性的重要因素?？傊?，數(shù)值模擬方法可以彌補高能束熔覆成形試驗的局限性，實現(xiàn)高能束熔覆成形溫度和應(yīng)力演化的歷史分析和變形預(yù)測，能夠大幅減少試驗工作量。因此，借助高能束熔覆成形數(shù)值仿真，分析工藝參數(shù)對成形溫度、應(yīng)力等的影響規(guī)律，是實現(xiàn)工藝參數(shù)優(yōu)化的有效手段。

圖15 6 種不同粉末密度對流場的影響[91] Fig.15 Effects of 6 types powder density on stream[91]

5 總結(jié)與展望

高能束熔覆技術(shù)制備耐磨涂層的研究經(jīng)過近幾十年的發(fā)展，積累了大量的試驗數(shù)據(jù)，并且在工業(yè)生產(chǎn)中獲得了廣泛的應(yīng)用。目前，研究者們對高能束熔覆技術(shù)制備耐磨涂層的研究主要聚集在兩個方面：一是涂層材料、成分等內(nèi)在因素方面；二是選擇與涂層成分相匹配的熔覆技術(shù)及工藝參數(shù)等外在因素方面。高能束熔覆技術(shù)制備耐磨涂層仍待解決的問題及發(fā)展方向為：

1）Ni 基或Co 基自熔性合金材料的耐磨、耐蝕性能好，但成本較高；Fe 基自熔性合金材料雖然成本低，但自熔性較差，涂層容易氧化或產(chǎn)生裂紋；陶瓷復(fù)合材料發(fā)展非常迅速，強化相在熔覆層組織中彌散分布，具有極高的硬度和耐磨性，但仍存在裂紋敏感性、與基體結(jié)合強度低等問題；而日益廣泛的梯度功能材料的研究可有效解決耐磨涂層的開裂和剝落，成為未來發(fā)展的方向之一。

2）傳統(tǒng)高能束熔覆在進(jìn)行大面積熔覆作業(yè)時效能低，粉末利用率低，成本高，且表面精度低，還存在很多弊端。超高速熔覆技術(shù)的興起，為熔覆技術(shù)在相關(guān)領(lǐng)域的進(jìn)一步應(yīng)用帶來了希望。超高速熔覆技術(shù)通過調(diào)控光束、粉末和基材的相對位置，可優(yōu)化涂層的熔凝方式，從而提升高能束熔覆過程中能量的利用率。對比傳統(tǒng)熔覆技術(shù)等，超高速熔覆具有效率、結(jié)合強度更高，組織更均勻致密，熱影響區(qū)更小等優(yōu)勢，在今后的耐磨涂層制備中的應(yīng)用將會更加廣泛。

3）高能束熔覆技術(shù)由于熱源能量較高，制備的涂層會存在裂紋敏感性等成形質(zhì)量問題，建立合理的數(shù)值模擬，對試驗和理論分析都有良好的指導(dǎo)作用，有助于實現(xiàn)對耐磨涂層特性的精確控制，值得進(jìn)一步深入研究。