激光熔覆是一种新兴的材料表面改性技术，涉及材料、光电、物理、化学和冶金等多学科领域，是众多学科汇集综合应用的典型代表。在较低成本的金属材料基体上制备组织细化、稀释率低、变形量小且与基体冶金结合的表面激光熔覆层，可以显著改善金属基材的表面综合性能，提高使用寿命，节约稀有贵金属材料，有效提高资源的利用率^{[1, 2]}。

激光熔覆金属陶瓷涂层的实质是将金属材料良好的强韧性和工艺性与陶瓷材料优异的耐磨、耐蚀、耐高温和抗氧化特性有机地结合起来，极大地提高金属表面的强化效果^{[3, 4, 5, 6]}。目前，金属陶瓷相的研究主要集中在TiC^{[7, 8, 9]}，ZrC^[9]，TiB^[10]₂，WC^{[11, 12]}，Cr₃C^[13]₂和Al₂O^{[14, 15]}₃等方面，关于非金属碳化物陶瓷相SiC^{[16, 17]}的研究较少，而SiC具有较高的熔点和硬度，良好的耐磨、耐蚀性，一定的导热性及热膨胀系数小等特点。在廉价金属基体表面制备以SiC为增强相的复合涂层，降低成本的同时能显著提高表面硬度且具备优异的耐磨性能。研究表明^[17]，SiC在激光熔覆过程中会完全分解，而分解出来的Si，C与Ni，Cr，Fe等生成的新的硬质相或者共晶产物可起到增强作用，因此也能达到增强熔覆层力学性能的效果。目前对SiC溶解机制和熔覆层增强机理尚缺乏系统的研究，为此，本工作选择SiC陶瓷颗粒作为复合涂层的硬质增强相，通过激光熔覆技术在Q235钢基体上制备SiC增强Ni基复合涂层，并进行了物相分析和耐磨性测试，系统研究了最优工艺参数下不同SiC含量与不同黏结相对复合涂层耐磨性的影响。

熔覆材料为镍基自熔性合金粉末Ni60A和SiC的复合粉末，其中SiC的质量分数为15%，25%，35%，另外设置Ni+25%SiC和纯Ni60A作为对比实验。SiC粉末粒度为350目，纯度≥98%，Ni60A粉末粒度为－140~+325目，其化学成分见表 1。

基体材料为Q235钢，将基体钢板线切割成60mm×10mm×10mm的试样，用干磨砂纸打磨待熔覆表面,使之平整,并用无水乙醇和丙酮溶液清洗试样以去除表面的油污、铁锈等杂质。

熔覆前将粉末充分研磨均匀，使用有机黏结剂(5%PVA水溶液，质量分数，下同)调匀后涂覆在试样表面，预置涂层厚度1mm左右，待自然干燥后采用YLS-2000型大功率光纤激光加工系统进行熔覆实验，通氩气保护，采用正交实验优化工艺参数(见表 2)。

为综合考虑激光功率(P)和扫描速率(v)对涂层形成的影响，引入参数——激光功率密度P_w,P_w=P/(v·D),D为光斑直径。多道搭接采用正交实验优化后的工艺参数：激光功率为1.6kW，扫描速率为2mm/s，光斑直径3.5mm，保护气体流速5L/min。

使用往复式磨损试验机对熔覆试样进行磨损实验，试验机工作原理如图 1所示。由于熔覆层表面不完全平整，磨损实验需要磨头与磨损面完全接触，因此实验前须用磨床磨平磨损面。磨头压力90N，试样预磨1.5万转后开始正式磨损，每磨损5万转，用精度为0.1mg的电子天平对试样进行1次称重，共磨损30万转。

	图 1 磨损试验机工作原理 Fig. 1 Working principle of the abrasion tester
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采用1. 2节所述优化的工艺参数制备无裂纹、无气孔、表面平整、与基体之间具有良好冶金结合的成形较好的熔覆层(图 2(c)插图所示)。SiC陶瓷增强Ni基复合涂层的组织形态主要受熔池中结晶界面处温度梯度和凝固速率的共同影响与控制。紧靠基体生长的结合区呈亮白色的平面晶组织，平面晶由熔覆材料与基体材料之间的原子扩散而形成；远离结合区的熔覆层底部，具有典型的快速定向凝固枝晶组织的特征，主要为逆热流方向生长的柱状晶。对w(SiC)=25%的涂层进行EDS成分分析以及XRD物相检测，结果分别如表 3和图 3所示。由EDS成分分析和XRD物相分析可推断，枝晶结构为固溶有Cr元素和少量Si,C元素的(Ni,Fe)固溶体，枝晶间的共晶组织主要由(Ni,Fe)固溶体、碳化物Cr₂₃C₆以及偏聚的CrFe₈Si,CrFe₇C_0.45等化合物组成，Fe元素也满足由原子扩散引起的元素分布规律。

	图 2 优化工艺参数下不同SiC含量复合涂层的微观组织形貌 (a)w(SiC)=15%;(b)w(SiC)=25%;(c)w(SiC)=35% Fig. 2 Microstructures morphology of composite coating with different SiC content under optimized technological parameters (a)w(SiC)=15%；(b)w(SiC)=25%；(c)w(SiC)=35%
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	图 3 Ni60A+25%SiC熔覆层的XRD图谱 Fig. 3 XRD pattern of Ni60A+25%SiC composite coating
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搭接试样表面形貌如图 4所示，对于复合粉末，当不添加SiC时，搭接试样表面凹凸不平现象较严重，这是因为Ni60A合金具有良好的自熔性，熔覆后流动性较好；但多道搭接制备大面积涂层时，搭接区中的前道涂层再次受热，熔化后流动与下道熔融态涂层相互干扰，冷凝后呈波纹状，随着SiC含量的增加，流动性降低，搭接试样表面成型质量逐渐好转；此外，纯Ni+25%SiC复合涂层搭接试样的表面形貌要优于Ni60A+25%SiC搭接试样。

	图 4 搭接试样表面形貌 (a)Ni60A;(b)Ni60A+15%SiC;(c)Ni60A+25%SiC;(d)Ni60A+35%SiC;(e)Ni+25%SiC Fig. 4 The surface morphology of lap specimen (a)Ni60A;(b)Ni60A+15%SiC;(c)Ni60A+25%SiC;(d)Ni60A+35%SiC;(e)Ni+25%SiC
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使用线切割机从搭接试样上截取出磨损试样，并进行预磨损加工处理，处理后的磨损试样如图 5所示。

	图 5 预磨处理后的磨损试样 Fig. 5 The worn samples after pretreatment
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图 6为不同SiC含量的磨损试样磨损失重量与摩擦次数的关系直方图。在进行5万转磨损实验后，基材失重量高达5371.5mg，Ni60A熔覆层的磨损失重量为103.5mg，仅为基材失重量的1/50，熔覆层的磨损失重量明显低于基体材料，由于基材对磨头磨损较大，对基体材料只进行第1次5万转磨损；磨损实验进行到30万转时，各熔覆层中Ni60A的磨损失重量最大，为724.1mg，Ni60A+25%SiC熔覆层的磨损失重量最小，仅有278.3mg；从图 6还可以看出Ni基SiC复合涂层的耐磨性随着SiC含量的增加先增大后减小，当SiC含量为25%时耐磨性达到最佳，随后SiC含量增加到35%时复合涂层耐磨性减小。

	图 6 不同SiC含量的熔覆层失重量 Fig. 6 The mass loss of cladding layer with different SiC content
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图 7所示为Ni60A+25%SiC和纯Ni+25%SiC复合涂层的磨损失重直方图。磨损15万转时，纯Ni+25%SiC熔覆层磨损失重量为1852.2mg，是Ni60A+25%SiC熔覆层磨损失重量(108.9mg)的17倍，所以Ni60A+25%SiC熔覆层的耐磨性比纯Ni+25%SiC熔覆层的好。

	图 7 不同黏结相金属的熔覆层失重量 Fig. 7 The mass loss of cladding layer with different bonding phase metals
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图 8为基体与熔覆层磨损形貌，可以看出基体和Ni60A合金熔覆层表面都有明显的摩擦划痕，通过摩擦划痕的深度和宽度可以大致判断试样的磨损程度，基体的磨痕宽度和深度都要比Ni60A合金熔覆层大得多，可以判定熔覆层耐磨性能较基体更佳，这与磨损失重量的分析结果一致。

	图 8 基体与熔覆层的磨损表面形貌 (a)基体Q235；(b)Ni60A熔覆层 Fig. 8 The worn surface morphology of substrate and cladding layer (a)matrix material Q235;(b)cladding layer of Ni60A
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摩擦磨损过程中，磨头依靠自身质量紧压在磨损试样表面，在电机的带动下作往复直线运动，由于基体材料的硬度较低，磨头表面的硬质颗粒压入基体材料的磨损面。随着磨头的往复运动，压入基材的硬质颗粒，一方面将基体材料向硬质颗粒两侧挤压使基材表面形成隆起，导致基材表面犁沟的产生；另一方面，硬质颗粒可以直接对基体材料进行如刨削一样的切削过程，形成一次微观切削，直接将金属材料从基体表面去除从而形成切屑。犁沟的产生和微观切削过程都会使基体表面形成深浅各异的沟槽。如图 8(a)所示，由于基材中的碳化物等硬质相含量较少，对磨头上硬质颗粒微观切削的阻碍作用较小，导致涂层磨损较快，沟槽较多较深。同时基材的磨损过程中也伴随有组织的转移，但组织转移量较少，对基材表面抵抗磨损的性能影响不大。基体材料的磨损机制主要还是磨粒磨损。

图 8(b)为Ni60A合金熔覆层的表面磨损形貌，由于熔覆层的表面硬度高于基体材料，磨损过程中磨头表面硬质颗粒压入熔覆层的深度较基材要浅，在基体表面产生的犁沟深度也较基材的浅；熔覆层表面被硬质颗粒挤压向两侧形成的隆起部分会产生一定程度的加工硬化，这也是Ni60A合金熔覆层耐磨性增强的原因之一。

Ni60A合金熔覆层的显微组织主要是以塑性和韧性较好的γ-(Ni,Fe)枝晶为主，且合金中的Cr，Si等元素对熔覆层产生固溶强化作用，使熔覆层在微观切削过程中被切除的金属量较少；同时，熔覆层中会析出多种碳化物和硼化物等硬质相，这些硬质相的硬度较γ-(Ni,Fe)枝晶组织高，当熔覆层表面发生磨损时，硬度较低的γ-(Ni,Fe)枝晶组织先被磨损掉，当表面磨损到一定程度后，熔覆层中析出的碳化物和硼化物等硬质相颗粒开始在表面凸露出来，此时，这些硬质相成为磨损载荷的主要承载相，可以有效阻碍磨损的进行，在随后的磨损过程中，一部分硬质相被磨头不断挤压摩擦去除，另一部分则由于周围的γ-(Ni,Fe)枝晶被挤压磨去后失去支撑而发生脱落。在磨损过程中，磨头和熔覆层表面在压力与分子结合力的作用下，容易使两表面产生焊合现象，磨头继续运动使焊合点发生撕裂，导致熔覆层表面材料转移形成黏着磨损，因此，Ni60A合金熔覆层的磨损形式以磨粒磨损为主，同时伴有少量黏着磨损。

Ni60A合金熔覆层中添加不同含量的SiC后，熔覆层的物相组成、组织形态以及硬质相分布情况会发生不同程度的变化，熔覆层的表面磨损形貌也在相应地变化。图 9为不同SiC含量的熔覆层磨损表面形貌。由图 9可见随着SiC含量的增加，熔覆层表面的磨损形貌发生了比较明显的变化。

	图 9 不同SiC含量的熔覆层磨损表面形貌 (a)Ni60A+15%SiC；(b)Ni60A+25%SiC；(c)Ni60A+35%SiC Fig. 9 The worn surface morphologies of cladding layer with different content of SiC(a)Ni60A+15%SiC；(b)Ni60A+25%SiC；(c)Ni60A+35%SiC
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当添加15%SiC时，此时SiC的含量相对较低，熔覆层组织形态的变化较小，其表面磨损形式基本与Ni60A合金熔覆层相似，微观切削作用比较显著，熔覆层表面磨痕较多，有一些深浅不一的沟槽，主要是由于磨粒磨损作用进行微观切削并产生犁沟，因此，复合涂层中SiC的含量较低时，熔覆层的磨损特征还是以磨粒磨损为主。

当熔覆层中SiC含量增加至25%时，SiC陶瓷相在熔覆层中溶解产生的固溶强化作用以及第二相强化作用达到最大，熔覆层的显微硬度非常高，组织分布相对较均匀，同时熔覆层中析出大量的硬质相，这些硬质相的存在可以有效地阻碍磨头上硬质颗粒对熔覆层的微观切削作用。但是随着与磨头摩擦次数的增加，熔覆层硬质相周围塑性较好的枝晶组织被磨损掉，逐渐使硬质相与熔覆层的结合强度降低，最终导致硬质相失去支撑而从熔覆层上脱落，并在熔覆层上形成一些小凹坑，如图 9(b)所示；在磨损过程中，熔覆层表面容易产生氧化膜，发生氧化磨损，但是氧化膜在摩擦磨损过程中容易被破坏，新鲜的金属裸露出来，由于分子力的作用，两摩擦面发生焊合，随着磨头的继续运动，熔覆层表面焊合的部分发生撕裂现象，产生磨屑，随着黏着磨损产生的磨屑越来越多，一部分停留在熔覆层表面参与到磨损过程中，加剧熔覆层的磨损，使熔覆层表面更加粗糙。

如图 9(c)所示，当熔覆层中SiC添加量为35% 时，此时SiC含量过高，Ni60A合金对SiC陶瓷的包覆效果明显降低，熔覆层中硬质相所占比例过高，导致硬质相周围的韧性支撑相减少，在磨损过程中，硬质相容易从熔覆层表面脱落，加速熔覆层的磨损；同时，脱落硬质相参与磨粒磨损的数量增加，也加剧了熔覆层的磨损程度。

图 10为不同黏结相金属中添加25%SiC熔覆层的表面磨损形貌。由图 10可知，纯Ni黏结相金属的熔覆层磨痕数量明显多于Ni60A黏结相金属熔覆层，这是因为纯Ni黏结相金属熔覆层中硬质相种类和数量都相对较少，其抗磨粒磨损的能力较弱，磨损情况较严重。

	图 10 不同黏结相金属熔覆层的磨损表面形貌 (a)Ni60A+25%SiC;(b)Ni+25%SiC Fig. 10 The worn surface morphology of cladding layer with different bonding phase metals(a)Ni60A+25%SiC;(b)Ni+25%SiC
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(1)Ni基SiC复合涂层强化机制为固溶强化、硬质颗粒相弥散强化以及细晶强化，其中固溶强化和硬质颗粒相强化占主导作用。

(2)Ni基SiC复合涂层的耐磨性随SiC含量的增加先增大，达到极值后，随SiC含量增加而减小，在SiC含量为25%时，熔覆层耐磨性最佳；Ni60A合金作为黏结相的熔覆层耐磨性是纯Ni作为黏结相的17倍。

(3)熔覆层的磨损机制以磨粒磨损为主，同时伴有黏着磨损特征，且随着SiC含量的增加，黏着磨损的特征愈加明显。