高能束熔覆制備耐磨涂層技術研究現狀與展望

李響，來佑彬，于錦，吳海龍，孫銘含， 孫世杰，苑仁月，王冬陽，楊波

（沈陽農業大學 工程學院，沈陽 110866）

隨著工業水平和科學技術的快速發展，金屬材料以其出色的力學性能，在各個領域得到廣泛應用。摩擦磨損是金屬材料的固有屬性之一，當金屬表面處于相對運動狀態，材料會發生磨損，造成巨大的經濟、能源損失[1]。據國內外調查，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]。在我國農機、礦山機械等行業，設備與礦石、砂礫等材料長期接觸，會造成零件磨損失效，每年將造成1000 多億元的經濟損失，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，但此方法經濟效益較低，不符合“中國制造2025”綠色發展理念[6]，采用各種表面技術在金屬材料表面制備耐磨涂層的方法日益受到重視[1]。高能束熔覆技術在零部件的修復、耐磨性強化等領域，相較于其他表面技術而言，優勢十分明顯。高能束熔覆技術可制備無氣孔、無裂紋、無溶解、組織均勻致密的涂層，涂層質量穩定性高，工程應用可靠性強。該技術綜合了涂層技術和復合材料技術的特征，所制備涂層的結合形式為冶金結合，結合強度較高，是熱噴涂結合強度的1 倍，涂層既能充分發揮基體材料的強韌性優勢，又顯著提高了材料的整體性能，更加適 用于工作環境惡劣的場合。高能束熔覆技術工藝簡單，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。高能束熔覆技術不僅是采礦、冶金、油氣鉆井等重工業中修復零部件、提高零部件使用壽命的重要手段，而且在航天、核能、電子設備等先進技術領域的應用也日益增多，因此研究和開發耐磨涂層的制備技術具有重要意義[7]。

本文根據高能束熔覆技術的特點，從耐磨涂層種類（自熔性合金涂層、金屬基復合涂層、梯度功能材料涂層）、涂層磨損機理、涂層強化機制（添加硬質顆粒、元素）及涂層工藝優化（參數優化、數值模擬）等方面，概述了高能束熔覆技術制備耐磨涂層的研究現狀，總結了耐磨涂層制備存在的主要問題，并提出其發展方向。

1 高能束熔覆技術

1.1 激光熔覆技術

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

激光熔覆技術的原理如圖1 所示，即用激光束作為熱源，在基體材料上預鋪粉末或采用同步送粉的方法，發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 實現冶金結合，從而大幅提高基材耐磨性等性能[8-11]。與其他表面技術相對比，激光熔覆技術具有的優勢包括[11-15]：1）高能激光束作用時間短，材料在小范圍內快速熔覆，基體的熔化量小，熔覆件的變形量小，生產效率高；2）熔覆層稀釋率低，組織晶粒細小彌散，顯著改善了材料的微觀性能；3）熔覆材料選擇范圍較廣，設備操作簡單，自動化程度高，制備的涂層質量和性能穩定，成分和厚度可控可調。

1.2 等離子熔覆技術

等離子熔覆技術是在激光熔覆和等離子堆焊等技術的基礎上發展而來的一種表面強化技術，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，通過基材的快速導熱和周圍環境的輻射傳熱，使材料熔化和凝固同時進行。其熔覆層晶粒細小，組織致密，沒有微觀氣孔和裂紋產生[16-19]。熔覆過程中，等離子束的作用區域和未作用區的溫度梯度大，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，等離子熔覆技術雖然使產品的尺寸精度和成形質量略低，但其工藝簡單，設備成本低，對工作環境的要求低，基材表面不需要特殊處理，生產效率高，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域有非常大的應用空間[12,20]。

1.3 其他熔覆技術

其他高能束熔覆技術還包括氬弧熔覆、感應熔覆等[21-24]，根據高能束熱源、粉末放置方式以及相對應工藝的不同，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。該技術常應用于大型設備的修復與加工，以及環境惡劣的野外作業。感應熔覆是一種新型的高能束熔覆技術，它的熱源來自于感應器，在電磁感應的作用下產生渦流，利用渦流產生熱量，使預置在基體上的合金粉末達到熔融狀態，從而制備耐磨涂層。該技術具有生產效率高、成本低等優點，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異耐磨性能的改質薄層[25]。其材料主要分為三大類：自熔性合金材料、金屬基復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，具有良好的力學性能，且對基體有很好的適用性[26-29]。復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，又與陶瓷材料的優異性能相結合。梯度功能材料（FGM）是新型的功能性復合材料，采用多種材料，按照不同的含量比例相互結合，達到涂層結構的梯度變化，進而實現涂層在不同工況下的性能要求，具有極廣的發展空間和應用前景，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，并進行了對比試驗，兩種熔覆技術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于灰口鑄鐵。可以看出，Ni 基自熔性合金涂層力學性能優異，材料中Ni元素會與粉材中其他元素發生化學反應，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 等元素反應形成強化相，在Co 基涂層中均勻分布，產生強化效果，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， 晶粒越細小，等軸晶數量增加，熔覆層的物相組織以γ-Co 固溶體和M23C6碳化物為主，產生固溶、細晶等強化作用，使熔覆層硬度達到610HV0.2，熔覆層耐磨性是淬火回火態H13 鋼的1.32 倍。徐仰濤等[36]利用激光熔覆技術制備了一種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優異，但價格成本較高，常用于石化、冶金等重工業行業。

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、力學性能好，與鑄鐵、低碳鋼等基體相容性好，界面結合牢固，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，Fe 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等非金屬元素發生反應，生成細小的硬質碳化物或硼化物等，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 金屬基復合涂層

金屬基復合涂層（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合良好的一種復合涂層[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在基體表面制備的金屬基復合涂層，綜合了金屬基體的高韌性和增強相的高硬度等優點，具有優異的強度、剛性和耐磨性。因此，該種涂層具有非常巨大的潛在應用和經濟價值，是當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構進行調控，以多種不同組分的材料梯度來取代結合界線，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，利用激光熔覆技術在40Cr 齒輪鋼上制備了梯度熔覆層，隨著預置納米TiC 粉含量的增加，TiC由鑲嵌在涂層內部的納米陶瓷顆粒轉變為團聚的大體積硬質相結構，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制備了連續變化的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，與常規復合涂層相比，其特有的優勢如下：1）不同材料之間的界面結合強度高；2）梯度材料的可選擇性和設計性好，應用領域廣；3）涂層的熱應力低，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生切削運動，在涂層材料表面產生切削犁溝；二是耐磨涂層的組織在內應力的作用下，發生疲勞損傷，涂層發生疲勞剝落。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，對基體起到保護作用，減輕磨粒對基體的傷害，而基體能夠對涂層組織形成有效的支撐，避免斷裂和剝落現象的發生；磨損后期，耐磨涂層的耐磨組織開始消耗殆盡，涂層內組織產生疲勞損傷，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 添加硬質顆粒的影響

不同的硬質顆粒有不同的特點，常見的硬質顆粒增強相有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，穩定性好；SiC 熔點低，在高能束熔覆制備的過程中無法穩定保留下來；WC 與基材之間的潤濕角小，界面結合良好，但是WC 材料價格昂貴，穩定性差，容易形成M6C 和MC 等無用的物質；Al2O3顆粒表面帶電，需要進行處理（如表面鍍鎳）后，才可以進行復合涂層的制備；B4C 的顯微硬度雖高于TiC，但燒結性能較差，強度和韌性較低，這些缺點限制了B4C 的應用。

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，可直接作為硬質相來強化涂層組織，其優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生分解和析出，促進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反應生成增強相，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合強度更高，增強相的分布更均勻，正是由于這些優點，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合涂層，通過在鐵基合金粉末中添加Nb、B4C，原位合成了NbC，當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，發現添加的大顆粒TiN 沒有全部分解，而是原位生成了TiC 相，而細小的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現，原位合成的熔覆層的摩擦系數是基體的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到最優，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相穩定性越好；增強顆粒的潤濕性好，涂層內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構和活性，使材料形成了具有優異物化性質的一系列合金粉材，降低了耐磨涂層的應力，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，細化晶粒；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構的顯著細化，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 基復合涂層，并在其中添加了納米級稀土元素（RE、La2O3），結果表明，熔覆層的頂部出現了較好的細化組織，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，明顯細化了組織的微觀結構。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 基復合涂層，在添加了Nb、CeO2之后，涂層組織得到細化，摩擦系數降低，耐磨性顯著提升。

4 耐磨涂層的質量調控

4.1 熔覆過程的工藝優化

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行優化，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量起到很大的作用[69-71]。

Tao 等[72]通過激光熔覆技術制備了納米TiC 陶瓷涂層，探究了熔覆工藝參數對涂層質量的影響，結果表明最佳工藝參數為：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間的關系，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]為了探究工藝參數對涂層硬度的影響，利用激光熔覆技術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，當激光功率為1.0 kW 時，熔覆層硬度達到最大值，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律。分析結果表明，工作電流對涂層表面硬度影響最為顯著，且呈正相關；其次是掃描速度，呈負相關；送粉速度對涂層表面顯微硬度影響最小，呈正相關。優化獲得的最優參數組合為：工作電流105 A，送粉速度14 r/min，掃描速度80 mm/min。該參數下制備的涂層硬度可達到1075.03HV0.5，約是基體材料的7.49 倍。李信等[76]探究了工藝參數對涂層成形質量的影響，當激光功率為1.6 kW 且掃描速率為10 mm/s時，制備的Co-30%WC復合涂層組織最優，顯微硬度達到最大值1698HV，摩擦系數為0.73，磨損后的平均質量損失為3.86 mg。楊鵬聰等[77]為了研究掃描速度對涂層微觀組織和力學性能的影響，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，當掃描速度大時，涂層稀釋率降低，組織細小均勻，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是影響涂層質量最直接的因素之一，涂層的成形尺寸、成形質量、顯微硬度等均可通過工藝參數進行優化[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 熔覆過程的數值仿真

高能束熔覆是一個動態過程，熔覆過程中發生金屬粉末與基體的熔化、凝固等物理現象，期間會伴隨著復雜的傳熱和多物理場耦合等現象。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力，使工件變形或產生裂紋，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，動態跟蹤和識別熔池中的演化過程非常困難。隨著計算機技術高速發展，數值仿真模擬技術為研究高能束熔覆過程提供了更好的手段，采用數值仿真方法可以建立高能束熔覆數值仿真模型，實現在高能束熔覆過程中對溫度變化、應力變化等進行模擬分析，這對改善應力、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、對流、輻射等行為，其較高的溫度梯度分布也會對應力的分布產生影響，溫度場與應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生影響[82]。Parisa 等[83]在ANSYS 軟件中構建了基于順序耦合熱力學場分析的三維非線性瞬態有限元模型，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 上構建了橢圓熱源三維瞬態溫度場和流場計算模型，模擬結果表明，熔池中部流體速度矢量主要分布在縱截面內，越靠近兩側邊緣處，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]利用有限元數值仿真構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律以及工藝參數對熔覆層微觀組織的影響，通過模擬試驗，優選了激光功率和掃描速率的工藝參數。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、掃描速度之間的關系。

4.2.2 應力場的數值模擬

Tian 等[87]構建了應力誘導固相變三維熱應力有限元模型，研究了應力誘導固相變（SSPT）對Fe-Mn- Si-Cr-Ni 涂層應力演化的影響，分析了應力演變和分布情況，結果如圖13 所示。SSPT 顯著降低了橫向和縱向的殘余應力，在試驗中，激光熔覆產生的應力促使奧氏體轉變為馬氏體，釋放殘余應力，獲得低殘余應力涂層。孫德平等[88]利用ANSYS 軟件對激光熔覆過程中的應力場進行了模擬分析，模擬結果顯示：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力為壓應力；從基體中部向兩側移動，殘余應力漸漸變成拉應力；沿激光掃描方向，熔覆層的縱向殘余應力依次為壓應力-拉應力-壓應力。劉曉東等[89]針對因殘余應力而出現的熔覆層表面開裂等問題，使用ANSYS 進行仿真分析，模擬工件的溫度場與應力場，獲得熔覆與冷卻過程中工件的殘余應力值，根據殘余應力值比較不同工藝路線的優劣，發現工件預彎能夠顯著降低殘余應力，同時，工件的縱向應力為殘余應力的主要成分。通過數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溫度場的變化，分析熔覆過程中應力的分布情況，有效地預測熔融層的裂紋、氣孔、夾雜以及層間結合弱等缺陷，為進一步提升熔覆層的質量和性能提供指導。

圖13 殘余應力沿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過程，如圖14 所示[90]。在高能束的作用下，由惰性氣體構成的載流體與金屬粉末組成的兩相流間有質量、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不同，所以高能束在不同工藝參數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進行模擬，對提高高能束熔覆涂層的精度和質量具有重要意義。

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]構建了激光熔覆四流噴管氣粉兩相流動的數值模型，利用氣粉流動模型在FLUENT 中進行數值模擬，同時進行實際試驗，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，優化了典型噴嘴的送粉工藝。Li等[90]構建了以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、熔池內流體流動情況以及熔覆層形態的瞬時變化。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律，構建了不同光粉耦合特性與涂層成形特性的關系，在激光參數一定的條件下，送粉盤轉速與氣流量是影響光粉耦合特性的重要因素。總之，數值模擬方法可以彌補高能束熔覆成形試驗的局限性，實現高能束熔覆成形溫度和應力演化的歷史分析和變形預測，能夠大幅減少試驗工作量。因此，借助高能束熔覆成形數值仿真，分析工藝參數對成形溫度、應力等的影響規律，是實現工藝參數優化的有效手段。

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 總結與展望

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

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，涂層容易氧化或產生裂紋；陶瓷復合材料發展非常迅速，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，成為未來發展的方向之一。

2）傳統高能束熔覆在進行大面積熔覆作業時效能低，粉末利用率低，成本高，且表面精度低，還存在很多弊端。超高速熔覆技術的興起，為熔覆技術在相關領域的進一步應用帶來了希望。超高速熔覆技術通過調控光束、粉末和基材的相對位置，可優化涂層的熔凝方式，從而提升高能束熔覆過程中能量的利用率。對比傳統熔覆技術等，超高速熔覆具有效率、結合強度更高，組織更均勻致密，熱影響區更小等優勢，在今后的耐磨涂層制備中的應用將會更加廣泛。

3）高能束熔覆技術由于熱源能量較高，制備的涂層會存在裂紋敏感性等成形質量問題，建立合理的數值模擬，對試驗和理論分析都有良好的指導作用，有助于實現對耐磨涂層特性的精確控制，值得進一步深入研究。