45钢表面激光熔覆Al_2O_3陶瓷涂层的研究

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激光熔覆Ni-Al2O3_复合涂层的微观结构与耐腐蚀性能研究

第53卷第1期表面技术2024年1月SURFACE TECHNOLOGY·143·激光熔覆Ni-Al2O3复合涂层的微观结构与耐腐蚀性能研究孙勇辉1,2，闫洪3，兰昊1,2*，黄传兵1,2，于守泉1,2，孙小明1,2，张伟刚1,2（1.中国科学院赣江创新研究院，江西赣州 341119；2.中国科学院过程工程研究所，北京 100190；3.南昌大学先进制造学院，南昌 330031）摘要：目的解决Cr-Ni系不锈钢在重腐蚀工业环境中本体耐腐蚀性能不足的问题。

方法采用激光熔覆技术制备Ni-Al2O3复合涂层，利用X射线衍射、扫描电镜、能谱仪（EDS）和显微硬度计、电化学工作站等技术研究所制备涂层的微观结构、相组成和元素分布，分析Al2O3含量对复合涂层形貌、显微硬度和耐腐蚀性能的影响规律。

结果复合涂层组织均匀、无明显缺陷，与基体之间存在明显的冶金结合区，沿着该复合涂层深度方向的微观结构依次呈现为胞状晶、定向生长的柱状晶及细小的等轴晶，物相则由均匀分布于复合涂层顶部的Al2O3颗粒和金属间化合物（Fe-Ni、Fe-Ni-Cr固溶体）构成。

随着Al2O3含量的增大，复合涂层的显微硬度呈先增大后减小的趋势，腐蚀电位呈先增大后减小的趋势，而失重腐蚀速率和腐蚀电流密度呈先减小后增大的趋势，涂层的耐腐蚀性能呈先增强后减弱的趋势。

在Ni-x%Al2O3（x为0、0.15、0.25、0.35，质量分数）复合涂层中，Ni-25%Al2O3复合涂层具有较高的显微硬度和良好的耐腐蚀性能，该涂层的显微硬度达到 1 026.3HV，腐蚀失重速率为0.15 mg/(cm2·h)，腐蚀电压和腐蚀电流密度分别为–326.6 mV和38.6 µA/cm2。

当继续增加Al2O3的含量时，气孔和裂纹等缺陷开始增多，复合涂层的显微硬度和耐腐蚀性能均呈现下降趋势。

研究表明，Ni-x%Al2O3（x≤25）复合涂层的显微硬度和耐腐蚀性能的变化由细晶强化、固溶强化和颗粒强化协同作用所致。

激光熔覆制备陶瓷涂层研究现状

第４１卷第６期Ｖｏｌ．４１Ｎｏ．６２０２０青岛理工大学学报ＪｏｕｒｎａｌｏｆＱｉｎｇｄａｏＵｎｉｖｅｒｓｉｔｙｏｆＴｅｃｈｎｏｌｏｇｙ激光熔覆制备陶瓷涂层研究现状王　冉１，王玉玲１，，姜芙林１，张金营２（１．青岛理工大学机械与汽车工程学院，青岛２６６５２５；２．青岛海西重机有限责任公司，青岛２６６５２５）摘　要：针对激光熔覆制备陶瓷涂层脆性大、与基体结合强度不高、易发生开裂等问题，通过综述国内外学者采用激光熔覆技术制备陶瓷涂层的研究进展，在介绍陶瓷涂层高硬度、高熔点、高耐磨性等特点及其显著优势的基础上，分别阐述通过基体预热、超声等外场辅助、调控熔覆层材料组成等多种方式抑制涂层开裂的作用机理，讨论最佳改善方案，并展望采用激光熔覆技术制备高性能陶瓷涂层的发展和应用．关键词：激光熔覆；陶瓷涂层；研究进展；应用综述中图分类号：ＴＧ１７４．４文献标志码：Ａ文章编号：１６７３４６０２（２０２０）０６００８１０７收稿日期：２０２００９０６基金项目：山东省自然科学基金资助项目（ＺＲ２０１８ＰＥＥ０１１；ＺＲ２０１９ＭＥＥ０５９）；山东省重点研发计划项目（２０１９ＧＮＣ１０６１０２；２０１８ＧＳＦ１１７０３８）；青岛西海岸新区创新重大专项（２０１６２；２０１８１５）作者简介：王　冉（１９９６），男，山东济南人．硕士，研究方向为激光加工及再制造．Ｅｍａｉｌ：１６５００１２８７４＠ｑｑ．ｃｏｍ．通信作者（犆狅狉狉犲狊狆狅狀犱犻狀犵犪狌狋犺狅狉）：王玉玲，女，博士，教授．Ｅｍａｉｌ：ｗｙｌ＿ｌｄ＿ｌｙｋ＠１６３．ｃｏｍ．犚犲狊犲犪狉犮犺狊狋犪狋狌狊狅犳犮犲狉犪犿犻犮犮狅犪狋犻狀犵狊狆狉犲狆犪狉犲犱犫狔犾犪狊犲狉犮犾犪犱犱犻狀犵ＷＡＮＧＲａｎ１，ＷＡＮＧＹｕｌｉｎｇ１，，ＪＩＡＮＧＦｕｌｉｎ１，ＺＨＡＮＧＪｉｎｙｉｎｇ２（１．ＳｃｈｏｏｌｏｆＭｅｃｈａｎｉｃａｌａｎｄＡｕｔｏｍｏｔｉｖｅＥｎｇｉｎｅｅｒｉｎｇ，ＱｉｎｇｄａｏＵｎｉｖｅｒｓｉｔｙｏｆＴｅｃｈｎｏｌｏｇｙ，Ｑｉｎｇｄａｏ２６６５２５，Ｃｈｉｎａ；２．ＱｉｎｇｄａｏＨａｉｘｉＨｅａｖｙＤｕｔｙＭａｃｈｉｎｅｒｙＣｏ．，Ｌｔｄ．，Ｑｉｎｇｄａｏ２６６５２５，Ｃｈｉｎａ）犃犫狊狋狉犪犮狋：Ｉｎｖｉｅｗｏｆｔｈｅｐｒｏｂｌｅｍｓｓｕｃｈａｓｈｉｇｈｂｒｉｔｔｌｅｎｅｓｓ，ｌｏｗｂｏｎｄｉｎｇｓｔｒｅｎｇｔｈａｎｄｅａｓｙｃｒａｃｋｉｎｇｏｆｃｅｒａｍｉｃｃｏａｔｉｎｇｐｒｅｐａｒｅｄｂｙｌａｓｅｒｃｌａｄｄｉｎｇ，ｔｈｅｒｅｓｅａｒｃｈｐｒｏｇｒｅｓｓｏｆｌａｓｅｒｃｌａｄｄｉｎｇｃｅｒａｍｉｃｃｏａｔｉｎｇａｔｈｏｍｅａｎｄａｂｒｏａｄｗａｓｒｅｖｉｅｗｅｄ．Ｂａｓｅｄｏｎｔｈｅｉｎｔｒｏｄｕｏｔｉｏｎｏｆｔｈｅｃｈａｒａｃｔｅｒｉｓｔｉｃｓｏｆｃｅｒａｍｉｃｃｏａｔｉｎｇｓｕｃｈａｓｈｉｇｈｈａｒｄｎｅｓｓ，ｈｉｇｈｍｅｌｔｉｎｇｐｏｉｎｔ，ｈｉｇｈｗｅａｒｒｅｓｉｓｔａｎｃｅａｎｄｉｔｓｒｅｍａｒｋａｂｌｅａｄｖａｎｔａｇｅｓ，ｔｈｅｍｅｃｈａｎｉｓｍｏｆｉｎｈｉｂｉｔｉｎｇｃｏａｔｉｎｇｃｒａｃｋｉｎｇｂｙｍｅａｎｓｏｆｍａｔｒｉｘｐｒｅｈｅａｔｉｎｇ，ｕｌｔｒａｓｏｎｉｃａｎｄｏｔｈｅｒｅｘｔｅｒｎａｌｆｉｅｌｄａｓｓｉｓｔａｎｃｅ，ｃｏｎｔｒｏｌｌｉｎｇｔｈｅｃｏｍｐｏｓｉｔｉｏｎｏｆｃｌａｄｄｉｎｇｌａｙｅｒｍａｔｅｒｉａｌａｎｄｓｏｏｎａｒｅｅｘｐｏｕｎｄｅｄ，ａｎｄｔｈｅｏｐｔｉｍｕｍｉｍｐｒｏｖｅｍｅｎｔｓｃｈｅｍｅｉｓｄｉｓｃｕｓｓｅｄ．Ｔｈｅｄｅｖｅｌｏｐｍｅｎｔａｎｄａｐｐｌｉｃａｔｉｏｎｏｆｈｉｇｈｐｅｒｆｏｒｍａｎｃｅｃｅｒａｍｉｃｃｏａｔｉｎｇｐｒｅｐａｒｅｄｂｙｌａｓｅｒｃｌａｄｄｉｎｇｔｅｃｈｎｏｌｏｇｙａｒｅｐｒｏｓｐｅｃｔｅｄ．犓犲狔狑狅狉犱狊：ｌａｓｅｒｃｌａｄｄｉｎｇ；ｃｅｒａｍｉｃｃｏａｔｉｎｇ；ｒｅｓｅａｒｃｈｐｒｏｇｒｅｓｓ；ａｐｐｌｉｃａｔｉｏｎｒｅｖｉｅｗ在工业领域中，关键承载部件的表面容易发生腐蚀、磨损、疲劳等多种形式的损伤，导致零部件的严重失效，每年由此造成的经济损失可达国民生产总值的１０％以上［１］．通常可采用热喷涂、物理气相沉积、电弧焊接等技术制备陶瓷涂层来改善这些部件的表面性能，但由于所制备涂层孔隙较多、与基体结合强度不高、基体热变形较大等缺陷，使得涂层力学性能下降，难以广泛使用［２３］．激光熔覆是一种新型的表面改性与成形技术，利用高能量密度激光束的辐照，实现基体与熔覆层材料之间良好的冶金结合，获得具有良好青岛理工大学学报第４１卷力学、物理、化学性能的熔覆层．陶瓷涂层能显著提高基体材料耐蚀、耐磨、耐高温、抗氧化的性能，使其能够广泛应用于航空航天、冶金煤电、汽车制造关键零部件的表面处理及局部再制造与修复，不仅可降低生产成本避免资源的浪费，还可以大幅度提高零件的使用寿命［４６］．然而在激光熔覆的过程中，由于激光熔覆快热速冷的特点，加上基体与熔覆层材料之间热膨胀系数的失配，产生巨大的残余应力，使其容易在熔覆层中形成裂纹导致涂层失效［７９］，这成为制约通过激光熔覆技术制备陶瓷涂层发展的一大技术瓶颈．为改善熔覆质量，预热基体、调控熔覆层材料组成、超声振动、电磁辅助等多种方式成为抑制陶瓷涂层开裂研究的新方向，从而解决陶瓷涂层易发生开裂的难题，吸引了许多国内外学者对超声辅助激光熔覆的作用机理进行了大量的理论研究及实验探索．１　陶瓷涂层的特点及意义１．１　高显微硬度ＭＵＲＭＵＡＭ等［１０］在Ｔｉ６Ａｌ４Ｖ表面成功制备ＺｒＯ２Ａｌ２Ｏ３ＴｉＯ２陶瓷涂层，熔覆层显微硬度得到显著提高且呈阶梯状分布．ＸＲＤ（ＸＲａｙＤｉｆｆｒａｃｔｉｏｎ）分析结果指出由于熔覆层区成分主要由ＴｉＯ２，ＺｒＯ２，Ａｌ２Ｏ３组成，导致其显微硬度显著高于基体．其中ＺｒＯ２主要由亚稳四方相和单斜相组成，在裂纹尖端与亚稳四方相氧化锆接触时，在应力诱导下，会发生四方相向单斜相氧化锆转变，相变可消耗裂纹拓展的驱动力，阻碍裂纹拓展，从而提升涂层韧性．ＰＡＮＪ等［１１］发现随着与基体距离的增加，冷却速率与晶粒生长速率均发生下降，并根据晶粒大小与形态的不同将熔覆层区域分为非晶形态区、纳米晶区、胞状晶区、枝晶晶区４个区域．ＨＩＤＯＵＣＩＡ、王震等［１２１３］从熔覆层组织微观结构角度，对熔覆层显微硬度呈梯度分布的原因做了进一步阐述，晶体的尺寸与间距越小，结构越致密，硬度会得到显著提高．ＺＨＵＺＣ等［１４］成功制备了Ａｌ２Ｏ３／ＴｉＣ复合陶瓷涂层，复合涂层显微硬度约为铁基合金的１．７倍，Ａｌ２Ｏ３／ＴｉＣ复相陶瓷在晶界处的积累阻碍了晶界的运动和位错，硬质相ＴｉＣ，（Ｃｒ，Ｆｅ）２３Ｃ６，Ｔｉ（Ｂ，Ｃ）２和Ｆｅ３Ｃ嵌入涂层基体中，起到了第二相硬化的作用．以上两种强化机制共同促进了复合涂层硬度的提高．１．２　高耐磨性以往研究表明，根据磨损涂层表面的观察结果对失效模式进行分类，磨损机制大致可分为４种模式，即黏着磨损、磨粒磨损、疲劳磨损和腐蚀磨损．陶瓷涂层耐磨性主要取决于３个因素：陶瓷颗粒的含量、分布与形态［１５１６］．ＺＨＡＯＹ等［１７］采用激光熔覆技术在４５钢表面制备ＴｉＣＴｉＮＢ４Ｃ复合陶瓷涂层的实验研究中发现，在涂层中加入Ｂ４Ｃ后，涂层发生固溶强化、弥散强化和细晶强化，可有效地提高涂层的摩擦系数，样品的磨损表面变得更光滑，涂层中的增强相改变了初始涂层磨粒的磨损机制．磨料在往复磨损过程中反复摩擦，使磨损机理逐渐转变为黏着磨损，从而提高了表面的光滑度．ＬＩＣＧ等［１８］通过添加Ａｌ２Ｏ３，ＴｉＯ２等陶瓷增强相元素在钛合金表面成功制备高硬度耐磨涂层，并结合ＸＲＤ分析结果指出，在复合涂层中生成了Ｔｉ３ＡｌＣ２等增强相，防止涂层在磨损实验中出现严重的磨损损伤．陶瓷颗粒增强钛基复合涂层摩擦学性能的改善主要是由于其组织致密化和涂层硬度的提高．ＭＡＱＳ等［１９］通过对宽带激光功率的调整，来改变陶瓷共晶组织的生长行为．当激光功率增加到３．６ｋＷ时，陶瓷颗粒形状由块状变为细球形，镍基树枝晶在陶瓷颗粒周围形核．当激光功率降至２．４ｋＷ时，共晶组织的形成几乎完全被抑制．不同激光功率下的晶体组织，对涂层的耐磨性产生了显著影响，３．６ｋＷ功率下，涂层表现出最佳耐磨性能，耐磨性是基体的６．８倍．１．３　高耐腐蚀特性ＫＯＮＧＤＪ等［２０］比较了ＣｒＮｉ，ＴｉＡｌＮ／ＣｒＮｉ，ＣｒＮｉＡｌ２Ｏ３ＴｉＯ２３种不同类型涂层在３．５％ＮａＣｌ溶液中的电化学腐蚀行为，其中ＣｒＮｉＡｌ２Ｏ３ＴｉＯ２涂层表现出最优耐腐蚀性，这是由于ＣｒＮｉＡｌ２Ｏ３ＴｉＯ２涂层致密的微观结构，限制了腐蚀介质通过气孔与裂纹的渗透．为了提高热障涂层在熔盐存在下的热腐蚀性能，ＳＯＬＥＩＭＡＮＩＰＯＵＲＺ等［２１］在空气等离子喷涂氧化钇稳定氧化锆（ＹＳＺ）涂层上进行了激光熔覆Ａｌ２Ｏ３涂层的研究，在１０００℃下对有无激光熔覆的涂层进行３０ｈ的热腐蚀实验，ＸＲＤ分析结果表明，热腐蚀后亚稳四方相氧化锆（ｔＺｒＯ２）转变为单斜相氧化锆（ｍＺｒＯ２）．这种结构转变是由于熔盐与Ｙ２Ｏ３（氧化锆稳定剂）的反应，使ｔＺｒＯ２发生失稳．为了检测激光熔覆制备Ａｌ２Ｏ３涂层的耐热腐蚀性能，在热腐蚀实２８第６期王　冉，等：激光熔覆制备陶瓷涂层研究现状验后计算了在２组实验下ｍＺｒＯ２的体积百分比．计算结果表明，与激光熔覆层（体积分数约１３％）相比，ＹＳＺ中ｍＺｒＯ２的含量更高（体积分数约７０％）．ＺＨＯＮＧＸＨ等［２２］进一步指出氧化锆的结构转变伴随着破坏性的体积膨胀，由体积膨胀产生的巨大应力导致裂纹的出现，引起涂层失效，而激光熔覆后Ａｌ２Ｏ３涂层在一定程度上能有效阻止熔盐的渗入，极大地提高了耐热腐蚀性能．２　陶瓷涂层缺陷及改善方案激光熔覆制备陶瓷涂层是一种对裂纹较为敏感的复杂冶金技术，其裂纹产生的原因主要有以下４个方面［２３２５］：①基体与陶瓷涂层、陶瓷涂层各部分之间存在着较高的温度梯度；②由于基体与熔覆层材料导热系数、热膨胀系数存在差异引起的残余应力；③由于激光熔覆快热速冷的特点，使得到的晶体组织较为粗大不均匀；④由于熔池冷却速度较快，使得气体来不及上浮逸出，导致气孔缺陷．借鉴焊接中的经验，前人对残余应力的定量描述主要分为凝固应力和热应力２个方面［２６２８］，其中凝固应力σｖｏｌ可表示为σｖｏｌ＝σ１＋σ２＋σｔｒ（１）式中：σ１为熔覆层材料由液相向固相的体积收缩引起的应力，主要决定于气体逸出、相变、晶粒的生长；σ２为熔覆层材料由固相向室温条件下的体积收缩引起的应力；σｔｒ为宽度方向的收缩应力．热应力σ可表示为σ＝犈ｃ×（αｃ－αｍ）×（犜ｃ－犜ｍ０）１－ε（２）式中：犈ｃ为涂层的弹性模量；αｃ，αｍ分别为涂层和基体的热膨胀系数；犜ｃ，犜ｍ０分别为加工温度与室温；ε为涂层的泊松比．当αｃ＜αｍ时，残余应力为压应力；当αｃ＞αｍ时，残余应力为拉应力．ＣＡＩＹＣ等［２９］结合实验详细阐述了陶瓷涂层开裂的原因，通过研究不同ＴｉＣ／Ａｌ２Ｏ３复合陶瓷含量对激光熔覆Ｎｉ６０合金涂层的影响，发现当陶瓷粉末含量超过１５％时，在涂层中观察到有明显裂纹出现．这是由于涂层粉末吸收的热量近似地符合高斯分布，熔覆层轮廓线呈凸状波浪线，表面张力与温度呈线性关系，温度越高，表面张力越小．因此，液态涂层金属周围的表面张力高于中心［３０３１］．在表面张力的作用下，液态金属从周围聚集到中心，形成凸状涂层．ＴＡＮＨ等［３２］发现涂层中陶瓷增强体的含量具有最佳值，陶瓷增强体在较低值下增强效果不明显，当该值过大时，增强体在涂层中发生团聚，成为潜在的裂纹源．针对上述裂纹产生原因，裂纹主要通过优化工艺参数、预热减小温度梯度、加入稀土元素等改善晶体微观组织、引入超声等外场辅助减少气孔数量、均化元素分布等方式来抑制．２．１　基体预热与后热处理吴东江等［３３］利用ＡＮＳＹＳ软件建立Ｔｉ６Ａｌ４Ｖ基体上同轴送粉激光熔覆Ａｌ２Ｏ３陶瓷单道涂层的温度场有限元模型，通过仿真分析了预热对于基体与熔覆层之间温度梯度的影响，研究发现，通过预热基体可显著降低陶瓷涂层冷却阶段温度梯度，并且随着预热温度的提高，温度梯度降低越明显，因此可以有效地降低热应力，抑制裂纹产生．ＣＨＥＮＴ等［３４］研究了后热处理对ＴｉＣ／ＴｉＢ陶瓷涂层性能的影响，实验发现在未经热处理和在４００，６００，８００℃热处理温度下，涂层平均显微硬度值分别为１０９１．０，１１４８．５，１１９３．２，１２１４．２ＨＶ．涂层显微硬度随着热处理温度的不断增加呈现逐渐增大的趋势，这是由于针状ＴｉＢ作为增强相析出的原因．同时通过对涂层中的残余应力的测定发现，随着热处理温度的增加，残余应力得到释放，呈现不断下降的趋势，利于裂纹的抑制．２．２　调控熔覆层材料组成ＷＵＤ等［３５］在掺杂ＳｉＣ元素制备Ａｌ２Ｏ３ＺｒＯ２共晶陶瓷涂层的研究中指出，引入ＳｉＣ元素消耗裂纹能量主要有３种方式：裂纹钉扎、穿晶断裂、裂纹偏转和分叉（图１），当裂纹扩展到ＳｉＣ犘时，如果裂纹扩展能较低，颗粒与基体结合牢固，则裂纹不能穿透继续传播，因此它将被钉在ＳｉＣ犘的表面或内部．如果裂纹扩展能量较大，裂纹将穿透ＳｉＣ犘．但是穿晶断裂消耗了巨大的裂纹扩展能量，从而缩短裂纹扩展距离．此外，由于ＳｉＣ犘与基体的结合强度低，裂纹可能发生偏转．裂纹偏转使得传播的路径更加曲折，这也消耗了裂纹传播所需能量．３８青岛理工大学学报第４１卷图１　引入ＳｉＣ元素裂纹抑制机理［３５］如文献［３６３８］所述，添加Ｌａ２Ｏ３有助于晶粒细化、结构净化和固溶体增强，从而降低激光熔覆层的裂纹敏感性．由于稀土元素的加入，复合镀层中的残余应力显著降低，从而减轻了杂质化合物在晶界处的偏析趋势．然而，当稀土元素含量超过某一阈值时，由于晶粒尺寸较小，细晶强化作用减弱．此外，在稀土元素含量不断增加的情况下，高能束表面技术的负面影响占主导地位．ＬＩＭ，ＬＩＭＹ等［３９４０］通过实验验证加入稀土元素Ｌａ２Ｏ３对ＷＣ陶瓷涂层裂纹的影响，实验发现随着稀土元素Ｌａ２Ｏ３的质量分数从０～０．７逐步增加，裂纹数量先增加后减少，Ｌａ２Ｏ３质量分数为０．８时，裂纹完全消失．随着Ｌａ２Ｏ３含量的继续增加，裂纹再次出现，说明只有合理调控稀土添加量才能最大限度发挥稀土元素的作用．ＤＡＩＪ等［４１］结合实验结果，以Ｙ２Ｏ３为例给出稀土元素细晶强化机理：①激光表面合金化过程中，部分Ｙ２Ｏ３分解为Ｙ和Ｏ，由于稀土元素Ｙ是表面活性元素，Ｙ降低了表面张力和界面能，降低了临界形核能，从而促进了微观组织的均匀形核；②分解后的Ｙ原子倾向于分布在晶界或相界，阻碍了晶界或相界的运动，抑制了晶粒的长大；③由于熔点高，有些Ｙ２Ｏ３不能完全熔化，在结晶过程中，Ｙ２Ｏ３的不完全熔融促进了异相成核，提高了成核速率．２．３　梯度涂层的制备采用梯度过渡的方式可有效改善基体与熔覆层材料热膨胀系数失配的问题，减小残余应力，进而提高界面之间的结合强度，克服涂层开裂与脱落缺陷［４２］．ＬＩＳＮ等［４３］在钛合金表面成功制备Ｔｉ／ＳｉＣ梯度涂层，Ｔｉ与ＳｉＣ发生原位反应，反应产物为ＴｉＣ，Ｔｉ５Ｓｉ３，Ｔｉ５Ｓｉ４，ＴｉＳｉ２，ＴｉＳｉ２，Ｔｉ３ＳｉＣ２，韧性陶瓷相Ｔｉ３ＳｉＣ２对避免涂层开裂与损伤起到关键作用．随着ＳｉＣ含量的不断增加，梯度涂层显微硬度逐步增大，其最外层显微硬度达到１６０７．９ＨＶ，约是钛合金基体的４～５倍．雷涛［４４］通过激光沉积技术制备了２种不同过渡方式的ＴＣ４／ＴＣ１１复合材料，并通过实验对ＴＣ４与ＴＣ１１采用直接过渡方式和ＴＣ４与ＴＣ１１采用３层过渡方式得到的熔覆层性能进行比较．从熔覆层显微组织来看，直接过渡方式制备得到的涂层存在着明显的过渡界面，而通过３层过渡方式制备的梯度涂层过渡界面不明显，均匀地实现由ＴＣ４向ＴＣ１１的过渡；从不同过渡方式的疲劳寿命实验结果来看，梯度涂层的存在利于提高钛合金复合材料的疲劳性能，具有３层过渡层的梯度材料在各应力下的疲劳寿命均高于直接过渡的ＴＣ４／ＴＣ１１复合材料．２．４　超声、电磁等多场辅助激光熔覆超声辅助激光熔覆作用机理主要可分为空化效应、声流效应、机械振动３种．陈畅源等［４５］对超声的空化效应做出了详细阐释，并指出空化效应产生的高温、高压可以打碎初生枝晶交错构成的固态结晶网，使晶体继续结晶时熔体得到及时补充，消除了枝晶间拉应力的根源，能够避免裂纹的生成．未施加超声振动时，热对流是熔池内部主要传热机制，同时由于激光熔覆快热速冷的特点，极易引起宏观偏析，导致元素的不均匀分布与组织应力，损害了涂层的机械特性［４６４７］．陈畅源等［４８］指出，熔覆层下部垂直方向的温度梯度与上部水平方向的温度梯度之间的差异，使得晶体结晶方向较为复杂，增加了产生裂纹的概率．王俊等［４９］研究计算表明超声声流效应引起的声流流速是无超声辅助时热对流速度的１０～１０００倍．在超声声流效应和机械效应的共同作用下，会降低熔池各部分之间的温度梯度［５０］．郭敏海［５１］借鉴超声在铸造、焊接等领域的应用成果，开展超声辅助激光熔覆ＹＳＺ陶瓷涂层实验，实验结果表明，在施加超声振动的状态下，随着超声功率的增大，在超声空化效应、声流效应等共同作用下，熔池内部高温熔融液态媒质加快向熔池底部流动，引起了更大的熔深，促进熔池对流，使元素均匀分布，有利于制备材料均匀过渡、结合强度高的陶瓷涂层．沈言锦等［５２］对超声的工艺参数做了实验探索，研究发现随着超声功率增大，涂层的耐磨性与硬度均４８第６期王　冉，等：激光熔覆制备陶瓷涂层研究现状出现峰值过后下降的趋势，表明超声功率并不是越大越好．这是由于超声功率的不断增大，使得凝固时间延长，熔融状态下的晶体不断被打碎重熔，得到的晶体组织较为粗大．３　结束语采用激光熔覆制备陶瓷涂层能显著提高基体材料耐蚀、耐磨、耐高温、抗氧化的性能，使其满足各种极端条件下使用工况，但涂层中裂纹的产生，成为限制激光熔覆制备陶瓷涂层使用的最大障碍．可广泛借鉴在铸造、焊接、陶瓷刀具等领域的经验，通过多种辅助方式结合最大限度地抑制裂纹的拓展与发生，使陶瓷涂层更好地发挥其作用．参考文献（犚犲犳犲狉犲狀犮犲狊）：［１］　李长久．热喷涂技术应用及研究进展与挑战［Ｊ］．热喷涂技术，２０１８，１０（４）：１２２．ＬＩＣｈａｎｇｊｉｕ．Ａｐｐｌｉｃａｔｉｏｎｓ，ｒｅｓｅａｒｃｈｐｒｏｇｒｅｓｓｅｓａｎｄｆｕｔｕｒｅｃｈａｌｌｅｎｇｅｓｏｆｔｈｅｒｍａｌｓｐｒａｙｔｅｃｈｎｏｌｏｇｙ［Ｊ］．ＴｈｅｒｍａｌＳｐｒａｙＴｅｃｈｎｏｌｏｇｙ，２０１８，１０（４）：１２２．（ｉｎＣｈｉｎｅｓｅ）［２］　ＰＡＮＪＡＮＰ，ＧＳＥＬＭＡＮＰ．ＲｅｖｉｅｗｏｆｇｒｏｗｔｈｄｅｆｅｃｔｓｉｎｔｈｉｎｆｉｌｍｓｐｒｅｐａｒｅｄｂｙＰＶＤｔｅｃｈｎｉｑｕｅｓ［Ｊ］．Ｃｏａｔｉｎｇｓ，２０２０，１０（５）：４４７．［３］　皮智谋．几种先进的焊接技术研究现状综述［Ｊ］．热加工工艺，２０１３，４２（２３）：８１３．ＰＩＺｈｉｍｏｕ．Ｒｅｓｅａｒｃｈｒｅｖｉｅｗｏｆｓｅｖｅｒａｌａｄｖａｎｃｅｄｗｅｌｄｉｎｇｔｅｃｈｎｏｌｏｇｙ［Ｊ］．ＨｏｔＷｏｒｋｉｎｇＴｅｃｈｎｏｌｏｇｙ，２０１３，４２（２３）：８１３．（ｉｎＣｈｉｎｅｓｅ）［４］　ＥＶＡＮＳＨＥ．ＯｘｉｄａｔｉｏｎｆａｉｌｕｒｅｏｆＴＢＣｓｙｓｔｅｍｓ：Ａｎａｓｓｅｓｓｍｅｎｔｏｆｍｅｃｈａｎｉｓｍｓ［Ｊ］．Ｓｕｒｆａｃｅ＆ＣｏａｔｉｎｇｓＴｅｃｈｎｏｌｏｇｙ，２０１１，２０６（７）：１５１２１５２１．［５］　ＧＵＯＱＱ，ＪＩＡＮＧＢＬ，ＬＩＪＰ．Ｃｏｒｒｏｓｉｏｎｒｅｓｉｓｔａｎｃｅｏｆｍｉｃｒｏａｒｃｏｘｉｄｉｚｅｄｃｅｒａｍｉｃｃｏａｔｉｎｇｏｎｃａｓｔｈｙｐｅｒｅｕｔｅｃｔｉｃａｌｌｏｙ［Ｊ］．ＴｒａｎｓａｃｔｉｏｎｓｏｆＮｏｎｆｅｒｒｏｕｓＭｅｔａｌｓＳｏｃｉｅｔｙｏｆＣｈｉｎａ，２０１０，２０（１１）：２２０４２２０７．［６］　ＷＡＮＧＤＳ，ＴＩＡＮＺＪ，ＳＨＥＮＬＤ，ｅｔａｌ．ＩｎｆｌｕｅｎｃｅｓｏｆｌａｓｅｒｒｅｍｅｌｔｉｎｇｏｎｍｉｃｒｏｓｔｒｕｃｔｕｒｅｏｆｎａｎｏｓｔｒｕｃｔｕｒｅｄＡｌ２Ｏ３１３ｗｔ．％ＴｉＯ２ｃｏａｔｉｎｇｓｆａｂｒｉｃａｔｅｄｂｙｐｌａｓｍａｓｐｒａｙｉｎｇ［Ｊ］．ＡｐｐｌｉｅｄＳｕｒｆａｃｅＳｃｉｅｎｃｅ，２００９，２５５：４６０６４６１０．［７］　ＬＵＴＣ，ＹＡＮＧＪ，ＳＵＯＺ，ｅｔａｌ．Ｍａｔｒｉｘｃｒａｃｋｉｎｇｉｎｉｎｔｅｒｍｅｔａｌｌｉｃｃｏｍｐｏｓｉｔｅｓｃａｕｓｅｄｂｙｔｈｅｒｍａｌｅｘｐａｎｓｉｏｎｍｉｓｍａｔｃｈ［Ｊ］．ＡｃｔａＭｅｔａｌｌｕｒｇｉｃａｅｔＭａｔｅｒｉａｌｉａ，１９９１，３９（８）：１８８３１８９０．［８］　ＢＨＡＴＮＡＧＡＲＨ，ＧＨＯＳＨＳ，ＷＡＬＴＥＲＭＥ．ＡｐａｒａｍｅｔｒｉｃｓｔｕｄｙｏｆｄａｍａｇｅｉｎｉｔｉａｔｉｏｎａｎｄｐｒｏｐａｇａｔｉｏｎｉｎＥＢＰＶＤｔｈｅｒｍａｌｂａｒｒｉｅｒｃｏａｔｉｎｇｓ［Ｊ］．ＭｅｃｈａｎｉｃｓｏｆＭａｔｅｒｉａｌｓ，２０１０，４２（１）：９６１０７．［９］　ＨＡＮＪＣ．Ｔｈｅｒｍａｌｓｈｏｃｋｒｅｓｉｓｔａｎｃｅｏｆｃｅｒａｍｉｃｃｏａｔｉｎｇｓ［Ｊ］．ＡｃｔａＭａｔｅｒｉａｌｉａ，２００７，５５（１０）：３５７３３５８１．［１０］　ＭＵＲＭＵＡＭ，ＫＵＭＡＲＳ，ＰＡＲＩＤＡＳＫ，ｅｔａｌ．ＥｖａｌｕａｔｉｏｎｏｆｈａｒｄｎｅｓｓａｎｄｗｅａｒｂｅｈａｖｉｏｒｏｆｌａｓｅｒｃｌａｄｄｉｎｇｚｉｒｃｏｎｉａａｌｕｍｉｎａｔｉｔａｎｉａｃｅｒａｍｉｃｔｏｐｃｏａｔｉｎｇｏｎｐｕｒｅＴｉ６Ａｌ４Ｖ［Ｊ］．ＭａｔｅｒｉａｌｓＴｏｄａｙ（Ｐｒｏｃｅｅｄｉｎｇｓ），２０２０，２６：１１０３１１０７．［１１］　ＰＡＮＪ，ＺＨＥＮＧＹ，ＺＨＥＮＧＹ，ｅｔａｌ．ＳｏｌｉｄｉｆｉｃａｔｉｏｎｍｅｃｈａｎｉｓｍａｎｄｍｉｃｒｏｓｔｒｕｃｔｕｒｅｅｖｏｌｕｔｉｏｎｏｆＡｌ２Ｏ３ＺｒＯ２ｃｅｒａｍｉｃｃｏａｔｉｎｇｐｒｅｐａｒｅｄｂｙｃｏｍｂｕｓｔｉｏｎｓｙｎｔｈｅｓｉｓａｎｄｔｈｅｒｍａｌｅｘｐｌｏｓｉｏｎｓｐｒａｙｉｎｇ［Ｊ］．ＣｅｒａｍｉｃｓＩｎｔｅｒｎａｔｉｏｎａｌ，２０１６，４３（５）：４０３７４０４１．［１２］　ＨＩＤＯＵＣＩＡ，ＰＥＬＬＥＴＩＥＲＪＭ，ＤＵＣＯＩＮＦ，ｅｔａｌ．Ｍｉｃｒｏｓｔｒｕｃｔｕｒａｌａｎｄｍｅｃｈａｎｉｃａｌｃｈａｒａｃｔｅｒｉｓｔｉｃｓｏｆｌａｓｅｒｃｏａｔｉｎｇｓ［Ｊ］．Ｓｕｒｆａｃｅ＆ＣｏａｔｉｎｇｓＴｅｃｈｎｏｌｏｇｙ，２０００，１２３（１）：１７２３．［１３］　王震．基于因瓦效应的ＦｅＮｉＡｌ（Ｔｉ）复合涂层激光熔覆研究［Ｄ］．南昌：华东交通大学，２０１７．ＷＡＮＧＺｈｅｎ．ＬａｓｅｒｃｌａｄｄｉｎｇｏｆＦｅＮｉＡｌ（Ｔｉ）ｃｏｍｐｏｓｉｔｅｃｏａｔｉｎｇｂａｓｅｄｏｎｉｎｖａｒｅｆｆｅｃｔ［Ｄ］．Ｎａｎｃｈａｎｇ：ＥａｓｔＣｈｉｎａＪｉａｏｔｏｎｇＵｎｉｖｅｒｓｉｔｙ，２０１７．（ｉｎＣｈｉｎｅｓｅ）［１４］　ＺＨＵＺＣ，ＬＩＪＦ，ＰＥＮＧＹＸ，ｅｔａｌ．ＩｎｓｉｔｕｓｙｎｔｈｅｓｉｚｅｄｎｏｖｅｌｅｙｅｂａｌｌｌｉｋｅＡｌ２Ｏ３／ＴｉＣｃｏｍｐｏｓｉｔｅｃｅｒａｍｉｃｓｒｅｉｎｆｏｒｃｅｄＦｅｂａｓｅｄａｌｌｏｙｃｏａｔｉｎｇｐｒｏｄｕｃｅｄｂｙｌａｓｅｒｃｌａｄｄｉｎｇ［Ｊ］．ＳｕｒｆａｃｅａｎｄＣｏａｔｉｎｇｓＴｅｃｈｎｏｌｏｇｙ，２０２０，３９１：１２５６７１．［１５］　ＷＵＱＬ，ＬＩＷ，ＺＨＯＮＧＮ，ｅｔａｌ．ＭｉｃｒｏｓｔｒｕｃｔｕｒｅａｎｄｗｅａｒｂｅｈａｖｉｏｒｏｆｌａｓｅｒｃｌａｄｄｉｎｇＶＣＣｒ７Ｃ３ｃｅｒａｍｉｃｃｏａｔｉｎｇｏｎｓｔｅｅｌｓｕｂｓｔｒａｔｅ［Ｊ］．Ｍａｔｅｒｉａｌｓ＆Ｄｅｓｉｇｎ，２０１３，４９（８）：１０１８．［１６］　ＸＵＪＳ，ＺＨＡＮＧＸＣ，ＸＵＡＮＦＺ，ｅｔａｌ．ＭｉｃｒｏｓｔｒｕｃｔｕｒｅａｎｄｓｌｉｄｉｎｇｗｅａｒｒｅｓｉｓｔａｎｃｅｏｆｌａｓｅｒｃｌａｄｄｅｄＷＣ／ＮｉｃｏｍｐｏｓｉｔｅｃｏａｔｉｎｇｓｗｉｔｈｄｉｆｆｅｒｅｎｔｃｏｎｔｅｎｔｓｏｆＷＣｐａｒｔｉｃｌｅ［Ｊ］．ＪｏｕｒｎａｌｏｆＭａｔｅｒｉａｌｓＥｎｇｉｎｅｅｒｉｎｇ＆Ｐｅｒｆｏｒｍａｎｃｅ，２０１２，２１（９）：１９０４１９１１．［１７］　ＺＨＡＯＹ，ＹＵＴＢ，ＧＵＡＮＣ，ｅｔａｌ．Ｍｉｃｒｏｓｔｒｕｃｔｕｒｅａｎｄｆｒｉｃｔｉｏｎｃｏｅｆｆｉｃｉｅｎｔｏｆｃｅｒａｍｉｃ（ＴｉＣ，ＴｉＮａｎｄＢ４Ｃ）ｒｅｉｎｆｏｒｃｅｄＮｉｂａｓｅｄｃｏａｔｉｎｇｂｙｌａｓｅｒｃｌａｄｄｉｎｇ［Ｊ］．ＣｅｒａｍｉｃｓＩｎｔｅｒｎａｔｉｏｎａｌ，２０１９，４５（１６）：２０８２４２０８３６．［１８］　ＬＩＣＧ，ＺＥＮＧＭ，ＬＩＵＣＭ，ｅｔａｌ．ＭｉｃｒｏｓｔｒｕｃｔｕｒｅａｎｄｔｒｉｂｏｌｏｇｉｃａｌｂｅｈａｖｉｏｒｏｆｌａｓｅｒｃｌａｄｄｉｎｇＴｉＡｌＳｉｃｏｍｐｏｓｉｔｅｃｏａｔｉｎｇｓｒｅｉｎｆｏｒｃｅｄｂｙａｌｕｍｉｎａｔｉｔａｎｉａｃｅｒａｍｉｃｓｏｎＴｉ６Ａｌ４Ｖａｌｌｏｙｓ［Ｊ］．ＭａｔｅｒｉａｌｓＣｈｅｍｉｓｔｒｙａｎｄＰｈｙｓｉｃｓ，２０２０，２４０：１２２２７１．［１９］　ＭＡＱＳ，ＬＩＹＪ，ＷＡＮＧＪ，ｅｔａｌ．ＭｉｃｒｏｓｔｒｕｃｔｕｒｅｅｖｏｌｕｔｉｏｎａｎｄｇｒｏｗｔｈｃｏｎｔｒｏｌｏｆｃｅｒａｍｉｃｐａｒｔｉｃｌｅｓｉｎｗｉｄｅｂａｎｄｌａｓｅｒｃｌａｄＮｉ６０／ＷＣｃｏｍｐｏｓｉｔｅｃｏａｔｉｎｇｓ［Ｊ］．Ｍａｔｅｒｉａｌｓ＆Ｄｅｓｉｇｎ，２０１６，９２（２）：８９７９０５．［２０］　ＫＯＮＧＤＪ，ＬＩＪＨ．ＡｐｐｒａｉｓａｌｏｎｃｏｒｒｏｓｉｏｎｐｅｒｆｏｒｍａｎｃｅｓｏｆＣｒＮｉ，ＴｉＡｌＮ／ＣｒＮｉａｎｄＣｒＮｉＡｌ２Ｏ３ＴｉＯ２ｃｏａｔｉｎｇｓｏｎＨ１３ｈｏｔｗｏｒｋｍｏｌｄ［Ｊ／ＯＬ］．ＡｎｔｉＣｏｒｒｏｓｉｏｎＭｅｔｈｏｄｓａｎｄＭａｔｅｒｉａｌｓ，２０２０，６７（２）：１５０［２０２００９０１］．ｈｔｔｐｓ：／／ｓｃｉｈｕｂ．ｓｅ／１０．１１０８／ａｃｍｍ０９２０１９２１７５．５８青岛理工大学学报第４１卷［２１］　ＳＯＬＥＩＭＡＮＩＰＯＵＲＺ，ＢＡＧＨＳＨＡＨＩＳ，ＳＨＯＪＡＲＡＺＡＶＩＲ，ｅｔａｌ．ＨｏｔｃｏｒｒｏｓｉｏｎｂｅｈａｖｉｏｒｏｆＡｌ２Ｏ３ｌａｓｅｒｃｌａｄｐｌａｓｍａｓｐｒａｙｅｄＹＳＺｔｈｅｒｍａｌｂａｒｒｉｅｒｃｏａｔｉｎｇｓ［Ｊ］．ＣｅｒａｍｉｃｓＩｎｔｅｒｎａｔｉｏｎａｌ，２０１６：１７６９８１７７０５．［２２］　ＺＨＯＮＧＸＨ，ＷＡＮＧＹＭ，ＸＵＺＨ，ｅｔａｌ．Ｈｏｔｃｏｒｒｏｓｉｏｎｂｅｈａｖｉｏｒｓｏｆｏｖｅｒｌａｙｃｌａｄｙｔｔｒｉａｓｔａｂｉｌｉｚｅｄｚｉｒｃｏｎｉａｃｏａｔｉｎｇｓｉｎｃｏｎｔａｃｔｗｉｔｈｖａｎａｄａｔｅｓｕｌｆａｔｅｓａｌｔｓ［Ｊ］．ＪｏｕｒｎａｌｏｆｔｈｅＥｕｒｏｐｅａｎＣｅｒａｍｉｃＳｏｃｉｅｔｙ，２０１０，３０（６）：１４０１１４０８．［２３］　刘立君，李继强．模具激光强化及修复再造技术［Ｍ］．北京：北京大学出版社，２０１２．ＬＩＵＬｉｊｕｎ，ＬＩＪｉｑｉａｎｇ．Ｌａｓｅｒｓｔｒｅｎｇｔｈｅｎｉｎｇａｎｄｒｅｐａｉｒｉｎｇｔｅｃｈｎｏｌｏｇｙｏｆｍｏｕｌｄ［Ｍ］．Ｂｅｉｊｉｎｇ：ＰｅｋｉｎｇＵｎｉｖｅｒｓｉｔｙＰｒｅｓｓ，２０１２．（ｉｎＣｈｉｎｅｓｅ）［２４］　ＫＡＴＨＵＲＩＡＹＰ．Ｓｏｍｅａｓｐｅｃｔｓｏｆｌａｓｅｒｓｕｒｆａｃｅｃｌａｄｄｉｎｇｉｎｔｈｅｔｕｒｂｉｎｅｉｎｄｕｓｔｒｙ［Ｊ］．Ｓｕｒｆａｃｅ＆ＣｏａｔｉｎｇｓＴｅｃｈｎｏｌｏｇｙ，２０００，１３２（２）：２６２２６９．［２５］　申井义，林晨，姚永强，等．超声振动对激光熔覆涂层组织与性能的影响［Ｊ］．表面技术，２０１９，４８（１２）：２２６２３２．ＳＨＥＮＪｉｎｇｙｉ，ＬＩＮＣｈｅｎ，ＹＡＯＹｏｎｇｑｉａｎｇ，ｅｔａｌ．Ｅｆｆｅｃｔｏｆｕｌｔｒａｓｏｕｎｄｖｉｂｒａｔｉｏｎｏｎｍｉｃｒｏｓｔｒｕｃｔｕｒｅａｎｄｐｒｏｐｅｒｔｉｅｓｏｆｌａｓｅｒｃｌａｄｄｉｎｇｃｏａｔｉｎｇｓ［Ｊ］．ＳｕｒｆａｃｅＴｅｃｈｎｏｌｏｇｙ，２０１９，４８（１２）：２２６２３２．（ｉｎＣｈｉｎｅｓｅ）［２６］　ＫＡＤＯＬＫＡＲＰＢ，ＷＡＴＫＩＮＳＴＲ，ＨＯＳＳＯＮＪＴＭＤ，ｅｔａｌ．Ｓｔａｔｅｏｆｒｅｓｉｄｕａｌｓｔｒｅｓｓｉｎｌａｓｅｒｄｅｐｏｓｉｔｅｄｃｅｒａｍｉｃｃｏｍｐｏｓｉｔｅｃｏａｔｉｎｇｓｏｎａｌｕｍｉｎｕｍａｌｌｏｙｓ［Ｊ］．ＡｃｔａＭａｔｅｒｉａｌｉａ，２００７，５５（４）：１２０３１２１４．［２７］　ＫＯＵＳ．Ｗｅｌｄｉｎｇｍｅｔａｌｌｕｒｇｙ［Ｍ］．２ｎｄｅｄ．Ｈｏｂｏｋｅｎ：ＪｏｈｎＷｉｌｅｙ＆Ｓｏｎｓ，Ｉｎｃ，２００３．［２８］　ＺＨＯＵＳＦ，ＺＥＮＧＸＹ，ＨＵＱＷ，ｅｔａｌ．ＡｎａｌｙｓｉｓｏｆｃｒａｃｋｂｅｈａｖｉｏｒｆｏｒＮｉｂａｓｅｄＷＣｃｏｍｐｏｓｉｔｅｃｏａｔｉｎｇｓｂｙｌａｓｅｒｃｌａｄｄｉｎｇａｎｄｃｒａｃｋｆｒｅｅｒｅａｌｉｚａｔｉｏｎ［Ｊ］．ＡｐｐｌｉｅｄＳｕｒｆａｃｅＳｃｉｅｎｃｅ，２００８，２５５：１６４６１６５３．［２９］　ＣＡＩＹＣ，ＬＵＯＺ，ＦＥＮＧＭＮ，ｅｔａｌ．ＴｈｅｅｆｆｅｃｔｏｆＴｉＣ／Ａｌ２Ｏ３ｃｏｍｐｏｓｉｔｅｃｅｒａｍｉｃｒｅｉｎｆｏｒｃｅｍｅｎｔｏｎｔｒｉｂｏｌｏｇｉｃａｌｂｅｈａｖｉｏｒｏｆｌａｓｅｒｃｌａｄｄｉｎｇＮｉ６０ａｌｌｏｙｓｃｏａｔｉｎｇｓ［Ｊ］．ＳｕｒｆａｃｅａｎｄＣｏａｔｉｎｇｓＴｅｃｈｎｏｌｏｇｙ，２０１６，２９１：２２２２２９．［３０］　ＳＩＥＷＥＲＴＥ，ＳＣＨＥＩＮＪ，ＦＯＲＳＴＥＲＧ．Ｄｅｔｅｒｍｉｎａｔｉｏｎｏｆｅｎｔｈａｌｐｙ，ｔｅｍｐｅｒａｔｕｒｅ，ｓｕｒｆａｃｅｔｅｎｓｉｏｎａｎｄｇｅｏｍｅｔｒｙｏｆｔｈｅｍａｔｅｒｉａｌｔｒａｎｓｆｅｒｉｎＰＧＭＡＷｆｏｒｔｈｅｓｙｓｔｅｍａｒｇｏｎｉｒｏｎ［Ｊ］．ＪｏｕｒｎａｌｏｆＰｈｙｓｉｃｓＤ（ＡｐｐｌｉｅｄＰｈｙｓｉｃｓ），２０１３，４６：２２４００８．［３１］　ＫＡＴＨＵＲＩＡＹＰ．Ｓｏｍｅａｓｐｅｃｔｓｏｆｌａｓｅｒｓｕｒｆａｃｅｃｌａｄｄｉｎｇｉｎｔｈｅｔｕｒｂｉｎｅｉｎｄｕｓｔｒｙ［Ｊ］．Ｓｕｒｆａｃｅ＆ＣｏａｔｉｎｇｓＴｅｃｈｎｏｌｏｇｙ，２０００，１３２（２／３）：２６２２６９．［３２］　ＴＡＮＨ，ＬＵＯＺ，ＬＩＹ，ｅｔａｌ．ＭｉｃｒｏｓｔｒｕｃｔｕｒｅａｎｄｗｅａｒｒｅｓｉｓｔａｎｃｅｏｆＡｌ２Ｏ３Ｍ７Ｃ３／Ｆｅｃｏｍｐｏｓｉｔｅｃｏａｔｉｎｇｓｐｒｏｄｕｃｅｄｂｙｌａｓｅｒｃｏｎｔｒｏｌｌｅｄｒｅａｃｔｉｖｅｓｙｎｔｈｅｓｉｓ［Ｊ］．ＯｐｔＬａｓｅｒＴｅｃｈｎｏｌ，２０１５，６８：１１１７．［３３］　吴东江，吴楠，杨策，等．预热对Ａｌ２Ｏ３陶瓷激光熔覆层温度梯度影响的模拟［Ｊ］．稀有金属材料与工程，２０１３，４２（１０）：２０３９２０４２．ＷＵＤｏｎｇｊｉａｎｇ，ＷＵＮａｎ，ＹＡＮＧＣｅ，ｅｔａｌ．ＳｉｍｕｌａｔｉｏｎｏｆｅｆｆｅｃｔｏｆｐｒｅｈｅａｔｉｎｇｏｎｔｅｍｐｅｒａｔｕｒｅｇｒａｄｉｅｎｔｏｆｌａｓｅｒｃｌａｄｄｉｎｇｌａｙｅｒｏｎＡｌ２Ｏ３ｃｅｒａｍｉｃｓ［Ｊ］．ＲａｒｅＭｅｔａｌＭａｔｅｒｉａｌｓａｎｄＥｎｇｉｎｅｅｒｉｎｇ，２０１３，４２（１０）：２０３９２０４２．（ｉｎＣｈｉｎｅｓｅ）［３４］　ＣＨＥＮＴ，ＬＩＷＰ，ＬＩＵＤＦ，ｅｔａｌ．ＥｆｆｅｃｔｓｏｆｈｅａｔｔｒｅａｔｍｅｎｔｏｎｍｉｃｒｏｓｔｒｕｃｔｕｒｅａｎｄｍｅｃｈａｎｉｃａｌｐｒｏｐｅｒｔｉｅｓｏｆＴｉＣ／ＴｉＢｃｏｍｐｏｓｉｔｅｂｉｏｉｎｅｒｔｃｅｒａｍｉｃｃｏａｔｉｎｇｓｉｎｓｉｔｕｓｙｎｔｈｅｓｉｚｅｄｂｙｌａｓｅｒｃｌａｄｄｉｎｇｏｎＴｉ６Ａｌ４Ｖ［Ｊ／ＯＬ］．ＣｅｒａｍｉｃｓＩｎｔｅｒｎａｔｉｏｎａｌ，（２０２００８０１）［２０２００９０１］．ｈｔｔｐｓ：／／ｗｗｗ．ｓｃｉｅｎｃｅｄｉｒｅｃｔ．ｃｏｍ／ｓｃｉｅｎｃｅ／ａｒｔｉｃｌｅ／ｐｉｉ／Ｓ０２７２８８４２２０３２５６５７．［３５］　ＷＵＤ，ＬＵＦ，ＺＨＡＯＤ，ｅｔａｌ．ＥｆｆｅｃｔｏｆｄｏｐｉｎｇＳｉＣｐａｒｔｉｃｌｅｓｏｎｃｒａｃｋｓａｎｄｐｏｒｅｓｏｆＡｌ２Ｏ３ＺｒＯ２ｅｕｔｅｃｔｉｃｃｅｒａｍｉｃｓｆａｂｒｉｃａｔｅｄｂｙｄｉｒｅｃｔｅｄｌａｓｅｒｄｅｐｏｓｉｔｉｏｎ［Ｊ］．ＪｏｕｒｎａｌｏｆＭａｔｅｒｉａｌｓＳｃｉｅｎｃｅ，２０１９，５４：９３２１９３３０．［３６］　ＮＩＮＧＺ，ＬＩＴ，ＨＵＩＧ，ｅｔａｌ．ＭｉｃｒｏｓｔｒｕｃｔｕｒｅａｎｄｗｅａｒｒｅｓｉｓｔａｎｃｅｏｆｌａｓｅｒｃｌａｄｄｅｄＮｉｂａｓｅｄｃｏａｔｉｎｇｓｗｉｔｈｎａｎｏｍｅｔｅｒＬａ２Ｏ３ａｄｄｉｔｉｏｎ［Ｊ］．ＲａｒｅＭｅｔＭａｔｅｒＥｎｇ，２０１７，４６（８）：２０９２２０９６．［３７］　ＦＡＮＧＹＣ，ＣＵＩＸＦ，ＣＡＩＺＢ，ｅｔａｌ．ＩｎｆｌｕｅｎｃｅｏｆＬａ２Ｏ３ａｄｄｉｔｉｏｎｏｎｎａｎｏｉｎｄｅｎｔａｔｉｏｎｈａｒｎｅｓｓａｎｄｒｅｓｉｄｕａｌｓｔｒｅｓｓｏｆｓｔｅｌｌｉｔｅ６ｃｏａｔｉｎｇｐｒｅｐａｒｅｄｂｙｐｌａｓｍａｃｌａｄｄｉｎｇ［Ｊ］．ＪＲａｒｅＥａｒｔｈｓ，２０１８，３６：８７３８７８．［３８］　ＤＵＬＺ，ＨＵＡＮＧＣＢ，ＺＨＡＮＧＷＧ，ｅｔａｌ．ＰｒｅｐａｒａｔｉｏｎａｎｄｗｅａｒｐｅｒｆｏｒｍａｎｃｅｏｆＮｉＣｒ／Ｃｒ３Ｃ２ＮｉＣｒ／ｈＢＮｐｌａｓｍａｓｐｒａｙｅｄｃｏｍｐｏｓｉｔｅｃｏａｔｉｎｇ［Ｊ］．ＳｕｒＣｏａｔＴｅｃｈｎｏｌ，２０１１，２０５（１２）：３７２２３７２８．［３９］　ＬＩＭ，ＺＨＡＮＧＱ，ＨＡＮＢ，ｅｔａｌ．ＭｉｃｒｏｓｔｒｕｃｔｕｒｅａｎｄｐｒｏｐｅｒｔｙｏｆＮｉ／ＷＣ／Ｌａ２Ｏ３ｃｏａｔｉｎｇｓｂｙｕｌｔｒａｓｏｎｉｃｖｉｂｒａｔｉｏｎａｓｓｉｓｔｅｄｌａｓｅｒｃｌａｄｄｉｎｇｔｒｅａｔｍｅｎｔ［Ｊ］．ＯｐｔｉｃｓａｎｄＬａｓｅｒｓｉｎＥｎｇｉｎｅｅｒｉｎｇ，２０２０，１２５：１０５８４８．［４０］　ＬＩＭＹ，ＨＡＮＢ，ＷＡＮＧＹ，ｅｔａｌ．ＥｆｆｅｃｔｓｏｆＬａ２Ｏ３ｏｎｔｈｅｍｉｃｒｏｓｔｒｕｃｔｕｒｅａｎｄｐｒｏｐｅｒｔｙｏｆｌａｓｅｒｃｌａｄｄｉｎｇＮｉｂａｓｅｄｃｅｒａｍｉｃｃｏａｔｉｎｇ［Ｊ］．ＪｏｕｒｎａｌｆｏｒＬｉｇｈｔａｎｄＥｌｅｃｔｒｏｎｏｐｔｉｃ，２０１７，１３０：１０３２１０３７．［４１］　ＤＡＩＪ，ＬＩＳ，ＺＨＡＮＧＨ．ＭｉｃｒｏｓｔｒｕｃｔｕｒｅａｎｄｗｅａｒｐｒｏｐｅｒｔｉｅｓｏｆｓｅｌｆｌｕｂｒｉｃａｔｉｎｇＴｉＢ２ＴｉＣＮｃｅｒａｍｉｃｃｏａｔｉｎｇｓｏｎＴｉ６Ａｌ４Ｖａｌｌｏｙｆａｂｒｉｃａｔｅｄｂｙｌａｓｅｒｓｕｒｆａｃｅａｌｌｏｙｉｎｇ［Ｊ］．ＳｕｒｆａｃｅａｎｄＣｏａｔｉｎｇｓＴｅｃｈｎｏｌｏｇｙ，２０１９，３６９：２６９２７９．［４２］　石磊，李兰兰，张立君，等．钛合金表面激光熔覆生物陶瓷梯度涂层的组织性能分析［Ｊ］．兵器材料科学与工程，２０１６，３９（１）：６４６９．ＳＨＩＬｅｉ，ＬＩＬａｎｌａｎ，ＺＨＡＮＧＬｉｊｕｎ，ｅｔａｌ．Ｍｉｃｒｏｓｔｒｕｃｔｕｒｅｓａｎｄｐｒｏｐｅｒｔｉｅｓｏｆｂｉｏｃｅｒａｍｉｃｇｒａｄｉｅｎｔｃｏａｔｉｎｇｓｏｎｓｕｒｆａｃｅｏｆｔｉｔａｎｉｕｍａｌｌｏｙｂｙｌａｓｅｒｃｌａｄｄｉｎｇ［Ｊ］．ＯｒｄｎａｎｃｅＭａｔｅｒｉａｌＳｃｉｅｎｃｅａｎｄＥｎｇｉｎｅｅｒｉｎｇ，２０１６，３９（１）：６４６９．（ｉｎＣｈｉｎｅｓｅ）［４３］　ＬＩＳＮ，ＸＩＯＮＧＨＰ，ＬＩＮ，ｅｔａｌ．ＭｅｃｈａｎｉｃａｌｐｒｏｐｅｒｔｉｅｓａｎｄｆｏｒｍａｔｉｏｎｍｅｃｈａｎｉｓｍｏｆＴｉ／ＳｉＣｓｙｓｔｅｍｇｒａｄｉｅｎｔｍａｔｅｒｉａｌｓｆａｂｒｉｃａｔｅｄｂｙｉｎｓｉｔｕｒｅａｃｔｉｏｎｌａｓｅｒｃｌａｄｄｉｎｇ［Ｊ］．ＣｅｒａｍｉｃｓＩｎｔｅｒｎａｔｉｏｎａｌ，２０１７，４３（１）：９６１９６７．［４４］　雷涛．激光沉积ＴＣ４／ＴＣ１１梯度复合材料疲劳性能研究［Ｄ］．沈阳：沈阳航空航天大学，２０１９．ＬＥＩＴａｏ．ＦａｔｉｇｕｅｐｒｏｐｅｒｔｉｅｓｏｆｌａｓｅｒｄｅｐｏｓｉｔｅｄＴＣ４／ＴＣ１１ｇｒａｄｉｅｎｔｃｏｍｐｏｓｉｔｅｓ［Ｄ］．Ｓｈｅｎｙａｎｇ：ＳｈｅｎｙａｎｇＡｅｒｏｓｐａｃｅＵｎｉｖｅｒｓｉｔｙ，２０１９．（ｉｎＣｈｉｎｅｓｅ）６８第６期王　冉，等：激光熔覆制备陶瓷涂层研究现状［４５］　陈畅源，邓琦林，宋建丽．超声振动对激光熔覆过程的影响［Ｊ］．电加工与模具，２００５（３）：３７４０．ＣＨＥＮＣｈａｎｇｙｕａｎ，ＤＥＮＧＱｉｌｉｎ，ＳＯＮＧＪｉａｎｌｉ．Ｔｈｅｉｎｆｌｕｅｎｃｅｏｆｕｌｔｒａｓｏｎｉｃｖｉｂｒａｔｉｏｎｏｎｔｈｅｐｒｏｃｅｓｓｏｆｌａｓｅｒｃｌａｄｄｉｎｇ［Ｊ］．Ｅｌｅｃｔｒｏｍａｃｈｉｎｇ＆Ｍｏｕｌｄ，２００５（３）：３７４０．（ｉｎＣｈｉｎｅｓｅ）［４６］　ＡＢＩＯＹＥＴＥ，ＭＣＣＡＲＴＮＥＹＤＧ，ＣＬＡＲＥＡＴ．Ｌａｓｅｒｃｌａｄｄｉｎｇｏｆｉｎｃｏｎｅｌ６２５ｗｉｒｅｆｏｒｃｏｒｒｏｓｉｏｎｐｒｏｔｅｃｔｉｏｎ［Ｊ］．ＪｏｕｒｎａｌｏｆＭａｔｅｒｉａｌｓＰｒｏｃｅｓｓｉｎｇＴｅｃｈｎｏｌｏｇｙ，２０１５，２１７：２３２２４０．［４７］　ＭＡＧ，ＹＡＮＳ，ＷＵＤ，ｅｔａｌ．Ｍｉｃｒｏｓｔｒｕｃｔｕｒｅｅｖｏｌｕｔｉｏｎａｎｄｍｅｃｈａｎｉｃａｌｐｒｏｐｅｒｔｉｅｓｏｆｕｌｔｒａｓｏｎｉｃａｓｓｉｓｔｅｄｌａｓｅｒｃｌａｄｙｔｔｒｉａｓｔａｂｉｌｉｚｅｄｚｉｒｃｏｎｉａｃｏａｔｉｎｇ［Ｊ］．ＣｅｒａｍｉｃｓＩｎｔｅｒｎａｔｉｏｎａｌ，２０１７，４３：９６２２９６２９．［４８］　陈畅源，邓琦林，宋建丽．Ｎｉ含量及超声振动对激光熔覆中裂纹的影响［Ｊ］．南京航空航天大学学报，２００５，３７（Ｓ）：４４４８．ＣＨＥＮＣｈａｎｇｙｕａｎ，ＤＥＮＧＱｉｌｉｎ，ＳＯＮＧＪｉａｎｌｉ．ＩｎｆｌｕｅｎｃｅｏｆＮｉｃｏｎｔｅｎｔａｎｄｕｌｔｒａｓｏｎｉｃｖｉｂｒａｔｉｏｎｔｏｃｒａｃｋｓｉｎｐｒｏｃｅｓｓｏｆｌａｓｅｒｃｌａｄｄｉｎｇ［Ｊ］．ＪｏｕｒｎａｌｏｆＮａｎｊｉｎｇＵｎｉｖｅｒｓｉｔｙｏｆＡｅｒｏｎａｕｔｉｃｓ＆Ａｓｔｒｏｎａｕｔｉｃｓ，２００５，３７（Ｓ）：４４４８．（ｉｎＣｈｉｎｅｓｅ）［４９］　王俊，周尧和，舒光冀，等．用高能超声制备金属基复合材料的现状与发展［Ｊ］．铸造，１９９７（１２）：４２４４．ＷＡＮＧＪｕｎ，ＺＨＯＵＹａｏｈｅ，ＳＨＵＧｕａｎｇｊｉ，ｅｔａｌ．Ｐｒｅｓｅｎｔｓｉｔｕａｔｉｏｎａｎｄｄｅｖｅｌｏｐｍｅｎｔｏｆｍｅｔａｌｍａｔｒｉｘｃｏｍｐｏｓｉｔｅｓｐｒｅｐａｒｅｄｂｙｈｉｇｈｉｎｔｅｎｓｉｔｙｕｌｔｒａｓｏｕｎｄ［Ｊ］．Ｃａｓｔｉｎｇ，１９９７（１２）：４２４４．（ｉｎＣｈｉｎｅｓｅ）［５０］　ＹＡＮＳ，ＷＵＤ，ＮＩＵＦ，ｅｔａｌ．ＥｆｆｅｃｔｏｆｕｌｔｒａｓｏｎｉｃｐｏｗｅｒｏｎｆｏｒｍｉｎｇｑｕａｌｉｔｙｏｆｎａｎｏｓｉｚｅｄＡｌ２Ｏ３ＺｒＯ２ｅｕｔｅｃｔｉｃｃｅｒａｍｉｃｖｉａｌａｓｅｒｅｎｇｉｎｅｅｒｅｄｎｅｔｓｈａｐｉｎｇ（ＬＥＮＳ）［Ｊ］．ＣｅｒａｍｉｃｓＩｎｔｅｒｎａｔｉｏｎａｌ，２０１８，４４：１１２０１１２６．［５１］　郭敏海．超声辅助激光熔覆ＹＳＺ陶瓷涂层实验研究［Ｄ］．大连：大连理工大学，２０１５．ＧＵＯＭｉｎｈａｉ．ＥｘｐｅｒｉｍｅｎｔａｌｓｔｕｄｙｏｎｕｌｔｒａｓｏｎｉｃａｓｓｉｓｔｅｄｌａｓｅｒｃｌａｄｄｉｎｇＹＳＺｃｅｒａｍｉｃｃｏａｔｉｎｇ［Ｄ］．Ｄａｌｉａｎ：ＤａｌｉａｎＵｎｉｖｅｒｓｉｔｙｏｆＴｅｃｈｎｏｌｏｇｙ，２０１５．（ｉｎＣｈｉｎｅｓｅ）［５２］　沈言锦，李雪丰，陈学永．超声功率对激光熔覆ＦｅＣｒＶＣ系涂层组织与性能的影响［Ｊ］．焊接学报，２０１７，３８（５）：７４７８．ＳＨＥＮＹａｎｊｉｎ，ＬＩＸｕｅｆｅｎｇ，ＣＨＥＮＸｕｅｙｏｎｇ．ＥｆｆｅｃｔｏｆｕｌｔｒａｓｏｎｉｃｐｏｗｅｒｏｎｍｉｃｒｏｓｔｒｕｃｔｕｒｅａｎｄｐｒｏｐｅｒｔｉｅｓｏｆｌａｓｅｒｃｌａｄｄｉｎｇＦｅＣｒＶＣｃｏａｔｉｎｇ［Ｊ］．ＴｒａｎｓａｃｔｉｏｎｓｏｆｔｈｅＣｈｉｎａＷｅｌｄｉｎｇＩｎｓｔｉｔｕｔｉｏｎ，２０１７，３８（５）：７４７８．（ｉｎＣｈｉｎｅｓｅ）（责任编辑　张晓靖）（上接第７２页）３　结束语本文研究的基于ＡＲ的数字工厂可视化快速开发系统，能快速构建基于ＡＲ的拆装作业指导程序和数据可视化程序，有助于中小企业的智能化生产与传统生产企业的智能化转型．相较于对每一个工业ＡＲ场景分别设计软件，能够有效节约开发成本与开发时间，具有一定的现实意义．参考文献（犚犲犳犲狉犲狀犮犲狊）：［１］　周忠，周颐，肖江剑．虚拟现实增强技术综述［Ｊ］．中国科学（信息科学），２０１５，４５（２）：１５７１８０．ＺＨＯＵＺｈｏｎｇ，ＺＨＯＵＹｉ，ＸＩＡＯＪｉａｎｇｊｉａｎ．Ｏｖｅｒｖｉｅｗｏｆｖｉｒｔｕａｌｒｅａｌｉｔｙｅｎｈａｎｃｅｍｅｎｔｔｅｃｈｎｏｌｏｇｙ［Ｊ］．ＳｃｉｅｎｔｉａＳｉｎｉｃａ（Ｉｎｆｏｒｍａｔｉｏｎｉｓ），２０１５，４５（２）：１５７１８０．（ｉｎＣｈｉｎｅｓｅ）［２］　ＮＯＶＡＫＭａｒｃｉｎｃｉｎＪ，ＢＡＲＮＡＪ，ＪＡＮＡＫＭ，ｅｔａｌ．Ｖｉｓｕａｌｉｚａｔｉｏｎｏｆｉｎｔｅｌｌｉｇｅｎｔａｓｓｅｍｂｌｉｎｇｐｒｏｃｅｓｓｂｙａｕｇｍｅｎｔｅｄｒｅａｌｉｔｙｔｏｏｌｓａｐｐｌｉｃａｔｉｏｎ［Ｃ］／／ＩＥＥＥＩｎｔｅｒｎａｔｉｏｎａｌＳｙｍｐｏｓｉｕｍｏｎＬｏｇｉｓｔｉｃｓ＆ＩｎｄｕｓｔｒｉａｌＩｎｆｏｒｍａｔｉｃｓ．ＩＥＥＥ，２０１２．［３］　ＳＩＥＷＣＹ，ＯＮＧＳＫ，ＮＥＥＡＹＣ．Ａｐｒａｃｔｉｃａｌａｕｇｍｅｎｔｅｄｒｅａｌｉｔｙａｓｓｉｓｔｅｄｍａｉｎｔｅｎａｎｃｅｓｙｓｔｅｍｆｒａｍｅｗｏｒｋｆｏｒａｄａｐｔｉｖｅｕｓｅｒｓｕｐｐｏｒｔ［Ｊ］．Ｒｏｂｏｔｉｃｓ＆ＣｏｍｐｕｔｅｒＩｎｔｅｇｒａｔｅｄＭａｎｕｆａｃｔｕｒｉｎｇ，２０１９，５９：１１５１２９．［４］　ＩＥＣ６２５４１，ＯＰＣＵｎｉｆｉｅｄＡｒｃｈｉｔｅｃｔｕｒｅ（ＯＰＣＵＡ）［Ｓ］．２０１５．［５］　张昊苏，陈成军．基于视觉检测和ＥｔｈｅｒＣＡＴ总线的控制系统设计［Ｊ］．机电工程技术，２０１８，４７（１１）：１０２１０６．ＺＨＡＮＧＨａｏｓｕ，ＣＨＥＮＣｈｅｎｇｊｕｎ．ＤｅｓｉｇｎｏｆｃｏｎｔｒｏｌｓｙｓｔｅｍｂａｓｅｄｏｎｖｉｓｉｏｎｉｎｓｐｅｃｔｉｏｎａｎｄＥｔｈｅｒＣＡＴｂｕｓ［Ｊ］．Ｍｅｃｈａｎｉｃａｌ＆ＥｌｅｃｔｒｉｃａｌＥｎｇｉｎｅｅｒｉｎｇＴｅｃｈｎｏｌｏｇｙ，２０１８，４７（１１）：１０２１０６．（ｉｎＣｈｉｎｅｓｅ）［６］　王子毅，张春海．基于ＥＣｈａｒｔｓ的数据可视化分析组件设计实现［Ｊ］．微型机与应用，２０１６，３５（１４）：４６４８．ＷＡＮＧＺｉｙｉ，ＺＨＡＮＧＣｈｕｎｈａｉ．ＤｅｓｉｇｎａｎｄｉｍｐｌｅｍｅｎｔａｔｉｏｎｏｆｄａｔａｖｉｓｕａｌｉｚａｔｉｏｎａｎａｌｙｓｉｓｃｏｍｐｏｎｅｎｔｂａｓｅｄｏｎＥＣｈａｒｔｓ［Ｊ］．Ｍｉｃｒｏｃｏｍｐｕｔｅｒ＆ＩｔｓＡｐｐｌｉｃａｔｉｏｎｓ，２０１６，３５（１４）：４６４８．（ｉｎＣｈｉｎｅｓｅ）［７］　于英政．ＱＲ二维码相关技术的研究［Ｄ］．北京：北京交通大学，２０１４．ＹＵＹｉｎｇｚｈｅｎｇ．ＲｅｓｅａｒｃｈｏｎＱＲｃｏｄｅｃｏｒｒｅｌａｔｉｏｎｔｅｃｈｎｏｌｏｇｙ［Ｄ］．Ｂｅｉｊｉｎｇ：ＢｅｉｊｉｎｇＪｉａｏｔｏｎｇＵｎｉｖｅｒｓｉｔｙ，２０１４．（ｉｎＣｈｉｎｅｓｅ）［８］　ＳＣＨＷＥＩＧＨＯＦＥＲＧ，ＰＩＮＺＡ．Ｒｏｂｕｓｔｐｏｓｅｅｓｔｉｍａｔｉｏｎｆｒｏｍａｐｌａｎａｒｔａｒｇｅｔ［Ｊ］．ＩＥＥＥＴｒａｎｓａｃｔｉｏｎｓｏｎＰａｔｔｅｒｎＡｎａｌｙｓｉｓａｎｄＭａｃｈｉｎｅＩｎｔｅｌｌｉｇｅｎｃｅ，２００６，２８（１２）：２０２４２０３０．（责任编辑　张晓靖）７８。

激光熔覆修复45#钢模具的组织及性能研究

ＲｅｓｅａｒｃｈｏｆＭｉｃｒｏｓｔｒｕｃｔｕｒｅａｎｄＰｒｏｐｅｒｔｉｅｓｏｆＲｅｐａｉｒｉｎｇ４５＃ＳｔｅｅｌＭｏｌｄｏｎＬａｓｅｒＣｌａｄｄｉｎｇＺＨＡＮＧＤｅ－ｑｉａｎｇ，ＺＨＡＮＧＪｉ－ｑｉｎｇ，ＧＵＯＺｈｏｎ界处向外晶粒呈现柱状晶及等轴晶，组织性能良好，基体与熔覆层间台金结合比较牢固，熔覆层显微硬度
分布比较均匀并且与基体相比提高约３倍。结论利用激光熔覆技术修复模具磨破损区域具有应用价值。关键词：激光熔覆；镍基碳化钨；模具；微观组织中图分类号：ＴＨ１６；ＴＮ１２文献标识码：Ａ文章编号：１００１ — ３９９７（２０１７）０２ — ０ｌ１８ — ０３
机械设计与制造
１１８
ＭａｃｈｉｎｅｒｙＤｅｓｉｇｎ
＆
Ｍａｎｕｆａｃｔｕｒｅ
第２期２０１７年２月
激光熔覆修复４５＃钢模具的组织及性能研究
张德强，张吉庆，郭忠娟
（１．辽宁工业大学机械工程与自动化学院，辽宁锦州１２１００１；２．日照港油品码头有限公司，山东日照２７６８００）
ｈｒｄａｎｅｓｓ，ｍｅｔａｌｌｕｒｇｉｃａｌｓｔｒｕｃｔｕｒｅｎｄａｍｉｃｒｏｈｒｄａｎｅｓｓ．Ｗｈｅｎｌｓｅａｒｓｉｐｏｗｅｒ１２００Ｗ，ｓｃｎｎａｉｎｇｓｐｅｅｄ２ｍｍ／ｓ，ｐｏｗｄｅｒｆｅｅｄｉｎｇ

激光熔覆陶瓷涂层技术研究

初始温度固定时，对于、、Ｐ只需知道任意两个就可求出方
程。
通过利用激光熔覆技术在金属基体表面生成陶瓷涂层，可以有效地克服陶瓷材料脆性大且难于加工的问题。充分利用陶瓷材料所特有２影响熔覆层质量的因素的高硬度、耐磨、耐热、耐腐蚀和抗高温氧化性能，提高零件在高负荷、评价熔覆层质量的主要指标有：１）宏观形貌；２）尺寸参数；３）显微高温等恶劣环境下的工作能力。组织结构等Ｈ。
【Ｋｅｙｗｏｒｄｓ］Ｌａｓｅｒｃｌａｄｄｉｎｇ；ＣｅｒａｍｉｃＣｏａｔｉｎｇ；Ｔｈｅｄｅｆｅｃｔｓ；Ｍｅａｔｉｏｎ０引言
—
用Ｅ表示激光熔化基材时的最小比能，根据激光加工的特点有
Ｒ一７ｒｃ）￣，／Ｖ４２］
当扫描速度增大到一定的数值．激光仅能使熔覆材料熔化．而不能使基体熔化，基体与熔化粉末之间的界面能增大，其中熔体的表面张力占了优势．因此在基体上不能形成连续的熔覆层．此时的熔覆速度称为极限速度不同的基体和涂层有不同的极限速度．激光熔覆的必要条件就是扫描速度应小于极限速度文献［７］研究了不同的扫描速度下在Ｑ２３５钢上激光熔覆Ｍｏ — Ｎｉ — Ｂ涂层的质量当激光的扫描速度较慢时．熔覆涂层烧损．表面质量变差。这是由于在较大的激光功率条件下．扫描速度过慢．单位时间内涂层吸收的激光能量增加．熔池汽化比较严重．稀释率增加．热影响区也变大另一方面，当激光的扫描速度过快时．所得涂层的表面质量也比较差，涂层表面很不平整。原因在于较快的扫描速度，使得单位时间内涂层吸收的激光能量减少．激光熔池形成得不够完全．导致熔覆涂层的平整度减小．同时也会增加涂层开裂的倾向。般随着扫描速度由小变大．熔覆层的硬度会随之增大到最大值在减小：磨损量和磨损时间成线性关系．在一定的范围内，扫描速度的增大会使磨损量与磨损时间的线性函数的直线斜率减弱．涂层耐磨性

45钢表面激光熔覆316L涂层显微组织与性能

测试了激光熔覆层的微观显微硬度。结果表明：激光熔覆区显微组织为细小树枝状结晶组织，
熔覆区微观组织均匀致密以及存在着硬质点弥散分布，使得表面耐蚀性、度和耐磨性大幅度硬
提高。熔覆层中残余应力一般是拉应力，随着熔覆层厚度的增加，应力回落并逐渐稳定下来，
４５钢表面激光熔覆３Ｌ涂层显微组织与性能１６
赵方方孙会来孙，，宽
（．１天津工业大学机电学院，天津３０６２天津工程机械研究院，０１０；．天津３０３）０１０
摘要：用激光熔覆技术在４采５钢表面制备３６１Ｌ合金涂层，析了激光熔覆层的微观组织，分
且基体残余应力较熔覆层小。
关键词：激光熔覆；观组织；微显微硬度；耐磨性能；余应力；应力残拉
中图分类号：Ｎ０Ｔ２９文献标识码：Ａ
Ｍｉｒｓｒｃｕｅ＆Ｐｅｆｒａｃｆ３６Ｌａｅｃｏｔｕｔｒｒｏｍｎｅｏ１Ｌｓｒ
ＡｂｔａｔＬｓｒｃａｄｎｆ１Ｌｓｅｌｐｗｅｏ５Ｓｅｌｕｓａｅｗｓｃｎｕｔｄ，ａｄｍｉｒｓｕｔｒｆａｅｌｄｓｒｃ：ａｅｌｄｉｇｏ３６ｔｅｏｄ￣ｎ４ｔｅｂｔｔａｏｄｃｅｎｃｏｔｃｕｅｏｌｓｒｃａ — Ｓｒｒ
Ｃｌｄｉｇｏ５ＳｅｌＳｂｔａｅａｄｎｎ４ｔｅｕｓｒｔ

耐热钢表面激光熔覆陶瓷工艺

耐热钢表面激光熔覆陶瓷工艺耐热钢是指能够承受高温环境下的腐蚀和磨损的钢材。

在一些特殊的工作环境中，常常需要使用耐热钢来制作耐火砖、高温炉体等耐高温设备。

在长时间高温使用的情况下，耐热钢的表面仍然会因为氧化、磨损等原因而损坏，从而导致设备寿命的缩短。

为了解决这一问题，激光熔覆陶瓷工艺应运而生。

激光熔覆陶瓷是一种将陶瓷涂层熔覆到耐热钢表面的技术，通过激光束对耐热钢表面进行瞬时加热，使其熔化并与陶瓷粉末相结合，从而形成一层耐热、耐磨、耐腐蚀的陶瓷涂层。

激光熔覆陶瓷工艺具有以下几个优点：激光熔覆陶瓷工艺可以实现对耐热钢表面的局部加热，从而避免了整体加热可能引起的变形和裂纹等问题。

激光束的能量可以精确控制和定位，只对需要处理的区域进行加热，而不会影响其他区域的性能。

激光熔覆陶瓷工艺可以实现耐热钢表面与陶瓷涂层的完美结合。

激光瞬时加热后，熔融的耐热钢表面能够与陶瓷粉末完全结合，形成一层均匀且致密的陶瓷涂层。

这种结合方式使得陶瓷涂层能够有效地抵御高温环境中的腐蚀和磨损。

激光熔覆陶瓷工艺具有较高的加工效率和良好的重复性。

激光束的瞬时加热可以快速完成，陶瓷涂层的形成速度较快。

而且，激光熔覆陶瓷工艺重复性好，所形成的陶瓷涂层具有较高的均匀性和一致性。

激光熔覆陶瓷工艺不仅适用于耐热钢表面的修复和加固，还适用于耐热钢的改性。

通过熔覆陶瓷涂层，可以改变耐热钢表面的物理、化学性质，从而提高耐热钢的耐腐蚀、耐磨性能。

激光熔覆陶瓷工艺是一种应用广泛且具有很高实用价值的表面处理技术。

它可以在耐热钢表面形成一层耐热、耐磨、耐腐蚀的陶瓷涂层，提高耐热钢的使用寿命。

随着科技的进步和工艺的不断发展，激光熔覆陶瓷工艺在耐热钢表面处理中的应用前景将会更加广阔。

45钢表面电子束微熔抛光的性能和组织分析

45钢表面电子束微熔抛光的性能和组织分析0 序言45钢因具备良好的切削性能以及低廉的价格而成为近代工业中使用量最多的金属材料，广泛应用于建筑、交通运输等传统制造工业以及石油化工、海洋开发等新型产业，但每年因锈蚀、磨损等引起的报废数量占年产量的20% ～ 25%，表面抛光处理可有效降低以上失效形式[1-3]. 现有抛光方式有机械抛光、电解抛光、化学抛光以及激光抛光等，但存在抛光效果不明显且生产效率低、应用范围小等问题[4-5]. 电子束抛光技术是21世纪以来出现的新型材料表面处理技术，其通过聚焦高能量密度的电子形成电子束流，对材料表面进行连续轰击作用，以达到降低金属材料表面粗糙度，改善力学性能的目的[6]. 目前，国内外已有学者针对材料表面电子束抛光技术进行了相关研究.Lu等人[7]采用电子束抛光技术有效降低了3Cr2Mo模具钢表面粗糙度，同时改性层的显微硬度及耐磨性得到提升. Uno等人[8]采用大面积电子束照射对NAK80模具钢不同倾角下的工件进行抛光，发现当其倾角小于60°时，抛光效果较好，而一旦超过60°，其效果明显变差. Wei等人[9]提出了一种用连续扫描电子束对5 CrMnMo模具钢进行表面抛光的方法，使得其表面粗糙度值明显降低且硬度提升.CNTs/EP复合材料经过加热老化处理，在提高了对信号激振力的灵敏度的同时，也提高了对外界信号干扰的抵抗力，使得CNTs/EP复合材料对动态特性的检测能力获得了很大的提升，同时避免了使用过程中材料阻值因老化而发生大幅漂移，有望推动CNTs/EP复合材料在机电设备的原位动态特征检测中的应用。

文中研究采用电子束微熔抛光技术对45钢表面进行抛光处理，研究电子束抛光对表面粗糙度、改性层组织和硬度的影响，并探讨不同电子束工艺参数下对45钢表面改性层的表面粗糙度和组织变化规律的影响.1 试验方法表1 45钢的化学成分(质量分数，%)Table 1 Chemical composition of 45 steelSi Mn S P Cr Ni Fe 0.42 ～ 0.49 0.17 ～ 0.37 0.5 ～0.8 ≤ 0.045 ≤ 0.04 ≤ 0.25 ≤ 0.25 余量C试验基材选用常用的退火后的45钢. 材料的化学成分如表1[10]所示. 试验时，将材料用立式铣床加工成40 mm × 40 mm × 40 mm 的试块.将经热处理和铣削加工后的45钢试块放入电子束焊机箱体的加工工位，设置相应的电子束加工工艺参数，进而实现抛光过程. 试验时采用型号为HDZ-6F的高压数控真空电子束焊机，其性能参数为：加速电压 0 ～ 120 kV，扫描频率 0 ～ 3 kHz，电子束束流 0 ～ 120 mA，聚焦电流 0 ～ 1 000 mA，电子枪移动速度0 ～ 100 mm/min；采用Olympus LEXT OLS-4100光学显微镜进行表面粗糙度的测量；采用Quanta FEG 450扫描电子显微镜拍摄金相照片；采用HMV-ZT维氏显微硬度计进行硬度测试.电子束扫描方式和试样表面形貌如图1所示.金属材料表面有很多微纳米级的起伏、结块和坑，如图1a所示. 电子束扫描这样的金属表面时，若能量密度达到一定值，表面上的凸起部分开始熔化，在重力作用及不同曲率半径的影响下，生成的表面张力促使熔融金属流向曲率低的区域，并且表面曲率趋于一致. 另外，固液界面处的熔融金属以每秒数米的速度移动，当其完成凝固的时间大于其平均流动时间时，本身材料表面上的凸起部分消失，同时填充了凹坑部分[11]，最终获得光滑平整表面的过程即为电子束抛光技术. 试验时调节电子束焊机中x，y方向上的两对线圈，使其发生偏转，即产生附加磁场. 相应地，电子束通过该磁场作用在xOy平面上偏转，进而形成圆环状的扫描环进行直线扫描[12]，如图1d所示，图中v为工件移动速度. 电子束扫描功率490 W，扫描频率200 Hz，电子枪移动速度50 mm/min，扫描环直径7 mm，扫描环宽度2 mm.图1 电子束扫描方式和扫描后试样表面形貌Fig. 1 Scanning mode of electron beam and the surface morphology of the specimen after scanning2 试验结果与分析2.1 电子束抛光对45钢表面粗糙度、改性层组织和硬度的影响及结果分析2.1.1 表面粗糙度的影响电子束扫描微熔抛光处理前后的试样表面粗糙度测定值如图2所示. 未经加工的试样表面粗糙度Sa的值为2.091 μm，如图2a所示，电子束扫描加工后的试样表面粗糙度Sa的值为0.738 μm，如图2b所示，粗糙度值降幅为64.7%，可明显得出经电子束微熔抛光后的试样平面光洁度的提升.歌言的末尾补叙葛天明女儿与杨国忠妹妹的故事。

激光熔覆Al2O3陶瓷涂层组织结构

维普资讯
Ｖｏ．１１９
Ｎｏ３．
安徽工业大学学报
Ｊｏｈｉｉｅｓｔｆｃｎｌｇ．ｆＡｎｕｖｒｉｏｈｏｏｙＵｎｙＴｅ
第１９卷第３期
２２正００
Ｊｌｕｙ
２００２
ｌ试样准备及试验方法
渡合金，以缓和Ａ２３４１和５钢之间较大的物理性能差异，０采用等离子喷涂预置镍包铝及Ａ末，１粉０并对喷
涂层进行激光熔覆，过组织观察、通Ｘ射线衍射分析及滑动磨损试验，究激光熔覆Ａ１瓷涂层的组织研：陶０结构、度及耐磨性，硬并与等离子喷涂Ａ瓷涂层做对比。１陶０
引
言
陶瓷材料具有高的硬度和优良的耐磨、耐蚀、耐热和抗高温氧化性能，金属材料表面涂上一层陶瓷材在料能够提高金属表面耐磨抗蚀性能。由于陶瓷材料的熔点很高，用热喷涂或堆焊等涂层技术较难获得理想
的涂层性能，而高能量密度的激光为陶瓷材料的应用开辟了一条新的途径，在金属表面激光熔覆高熔点和耐瞎耐蚀耐高温的各种陶瓷涂层有着广阔的应用前景 ¨ 】。本文选用价格低廉且性能优良的Ａ：瓷为涂层材料，以正火４１陶０５钢为基材，采用镍包铝粉末作为过
（ｅｅｒｈＣｎｅｒａｅｒｃｅｉｇｎｕＵｉｒｔｏｅｈｏｇ，Ｍａａｓａ２３０，ｈｎ）Ｒｓａｃｅｔｆｓｒｏｅｄｎ，ＡｈｉｎｖｓｙｆｃｎｌｙｒｏＬＰｅｉＴｏｎｈｎ４０２Ｃｉａ

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