張?zhí)靹?李寶軒,張志強(qiáng)*,海熱古力?艾合買提

（1.中國民航大學(xué) 航空工程學(xué)院,天津 300300；2.中國民航大學(xué)中歐航空工程師學(xué)院,天津 300300）

TC4 密度低、比強(qiáng)度高、不易發(fā)生冷脆，在航空航天領(lǐng)域得到了廣泛應(yīng)用[1-2]，如壓氣機(jī)盤、壓氣機(jī)葉片、機(jī)匣等航空發(fā)動(dòng)機(jī)關(guān)鍵結(jié)構(gòu)件，均屬于TC4 合金的典型應(yīng)用，但TC4 合金硬度低、耐磨性差，在氣流沖蝕等嚴(yán)苛工況環(huán)境下極易發(fā)生磨損失效[2-5]。

通過激光熔覆技術(shù)在TC4 合金表面制備耐磨復(fù)合涂層，是有效提升TC4 合金表面力學(xué)性能的有效手段之一[4-6]。在眾多耐磨復(fù)合熔覆層增強(qiáng)合成材料中，WC陶瓷粉末具有高熔點(diǎn)、高硬度(2200HV～2800HV)、化學(xué)性能穩(wěn)定和斷裂韌性良好等優(yōu)點(diǎn)，被廣泛應(yīng)用于Ti 基、Ni 基和Fe 基熔覆層的設(shè)計(jì)與制備[7-10]。在Ti 基或富Ti 材料體系中，WC可作為熔覆層原位增強(qiáng)相TiC的合成添加劑，且脫C 后的W 元素固溶于基體，促使涂層硬度及耐磨性顯著提高，受到了國內(nèi)外研究學(xué)者的關(guān)注[11-13]。楊光等[11]在TC4 合金表面制備了以WC顆粒為強(qiáng)化相的鈦基耐磨涂層，結(jié)果表明：WC的添加增加了涂層的顯微硬度和耐磨性能，但由于部分WC顆粒殘留團(tuán)聚，從而導(dǎo)致涂層產(chǎn)生氣孔缺陷。Farayibi等[12]在TC4 合金表面制備27%TC4+73%WC耐磨復(fù)合熔覆層，雖然原位合成TiC 有效提升涂層硬度及耐磨性，但大量未熔WC顆粒導(dǎo)致涂層成形質(zhì)量大幅下降，性能波動(dòng)明顯增加。除上述研究外，國內(nèi)外大多學(xué)者[14-17]目前針對(duì)WC增強(qiáng)熔覆層的研究，主要集中在WC添加對(duì)涂層組織與性能的影響，而忽視了導(dǎo)致涂層質(zhì)量性能下降的WC殘留問題，并未就WC在熔池中的熔解、殘留機(jī)制展開詳細(xì)探究。

為進(jìn)一步闡明WC在Ti 基耐磨熔覆層中的熔解、殘留機(jī)制，揭示殘留WC對(duì)涂層摩擦學(xué)性能的影響規(guī)律，本研究在TC4 合金表面設(shè)計(jì)制備不同質(zhì)量分?jǐn)?shù)WC的TC4+WC鈦基耐磨復(fù)合涂層，分析研究涂層宏、微觀組織，利用二維點(diǎn)陣錯(cuò)配度理論重點(diǎn)就WC在熔池中的熔解行為展開探究，分析對(duì)比涂層的顯微硬度及耐磨性能，為TC4 合金表面熔覆制備WC顆粒增強(qiáng)耐磨涂層提供一定實(shí)驗(yàn)參考和理論依據(jù)。

1 實(shí)驗(yàn)材料及方法

1.1 實(shí)驗(yàn)材料

實(shí)驗(yàn)基材選用TC4 合金，將其切制為105 mm×45 mm×10 mm的待熔覆試樣，熔覆材料粉末為TC4和WC，體系設(shè)計(jì)見表1。TC4 合金粉采用真空氣霧化方式制備，形狀成球形，粒徑范圍為50～120 μm；WC屬于高熔點(diǎn)合金，粉末不易球化處理，主要以類球形不規(guī)則顆粒形式添加，粒徑約為30～150 μm；為了不破壞混合粉末同軸流動(dòng)性，將TC4、WC采用機(jī)械振動(dòng)式混合8 h，烘干后置于真空箱待用。TC4和WC化學(xué)成分和粉末SEM 形貌分別見表2、表3和圖1。

表1 涂層熔覆材料體系設(shè)計(jì)（質(zhì)量分?jǐn)?shù)/%）Table 1 Design of coating cladding material system（mass fraction/%）

表2 TC4 合金粉化學(xué)成分（質(zhì)量分?jǐn)?shù)/%）Table 2 Chemical composition of TC4 alloy powder （mass fraction/ %）

表3 WC化學(xué)成分（質(zhì)量分?jǐn)?shù)/%）Table 3 chemical composition of WC（mass fraction/%）

圖1 熔覆材料粉末SEM 形貌 （a）TC4；（b）WCFig.1 SEM morphology of cladding material powder（a）TC4；（b）WC

1.2 實(shí)驗(yàn)方法

進(jìn)行熔覆實(shí)驗(yàn)前，為避免TC4 基材表面氧化層及污垢對(duì)實(shí)驗(yàn)的影響，需對(duì)TC4 合金試樣進(jìn)行噴砂處理，噴砂后將試樣放入無水乙醇中超聲清洗15～20 min，置于真空干燥箱中待用。

激光熔覆系統(tǒng)光纖激光器型號(hào)為YLS-1000。熔覆系統(tǒng)機(jī)器人重復(fù)定位精度±0.03 mm，可完成六自由度同軸送粉激光加工，熔覆過程氦氣送粉兼熔池保護(hù)，優(yōu)化后的激光熔覆工藝參數(shù)如表4所示。

表4 激光熔覆工藝參數(shù)Table 4 Process parameters of laser cladding

將制備好的熔覆層沿垂直于熔覆方向切制為12 mm（垂直熔覆方向）×12 mm（平行熔覆方向）×11 mm（基材10 mm+涂層1 mm）的待檢測試樣，鑲樣、打磨、拋光后腐蝕10 s（腐蝕溶液比例為HF∶HNO3∶H2O=1∶1∶20），置于真空干燥箱中待用。摩擦磨損實(shí)驗(yàn)進(jìn)行前，為使對(duì)磨球與涂層保持連續(xù)接觸，先將涂層表面層區(qū)域磨平（去除厚度約150 μm），實(shí)驗(yàn)設(shè)備及測試參數(shù)見表5。

表5 實(shí)驗(yàn)設(shè)備及測試參數(shù)Table 5 Experimental equipment and test parameters

2 結(jié)果及分析

2.1 涂層成形質(zhì)量

圖2(a)～(c)為三種激光熔覆層的表面宏觀形貌，圖2(d)～(f)為涂層對(duì)應(yīng)的滲透探傷圖。從圖2 可以看出，5%、10%和15%WC涂層熔覆軌道均平整順滑，涂層探傷表面均未出現(xiàn)裂紋缺陷，證明在該激光熔覆工藝參數(shù)下，以上三種涂層成形質(zhì)量良好。

2.2 涂層宏觀形貌

圖3(a)～(c)為涂層橫截面（垂直熔覆方向）低倍SEM 形貌。從圖3 可以看出，不同添加比WC涂層表面層、中間層區(qū)域均無明顯裂紋缺陷；隨著WC含量的增加，涂層厚度逐漸增大，10 %和15 %WC涂層結(jié)合區(qū)出現(xiàn)了明顯的孔洞缺陷；同時(shí)發(fā)現(xiàn)，WC含量增加導(dǎo)致涂層中殘留白色球狀顆粒物逐步增多，主要分布于涂層的中下部區(qū)域，且發(fā)生了局部團(tuán)聚現(xiàn)象；對(duì)涂層中殘留球形顆粒進(jìn)行EDS 多點(diǎn)檢測（圖3(d)～(f)），發(fā)現(xiàn)其主要成分為W和C 元素，且比例接近1∶1。由此可以判定殘留顆粒為未完全熔解WC粉末，在熔池的循環(huán)、攪拌作用下，外形不規(guī)則的類球形WC粉末轉(zhuǎn)變?yōu)椤扒蛐巍睔埩纛w粒，發(fā)生了“球化”效應(yīng)。

圖3 不同WC含量涂層橫截面形貌 （a）5%WC；（b）10%WC；（c）15%WC；（1）低倍SEM 形貌；（2）EDS 檢測Fig.3 Coating cross-sectional morphology （a）5%WC；（b）10%WC；（c）15%WC；（1）low magnification SEM morphology；（2）EDS detection

2.3 涂層物相組成

熔覆層的XRD 分析結(jié)果如圖4所示。從圖4可以看出，涂層析出相主要包含TiC和基體相α-Ti、β-Ti，10 %和15 %WC涂層中TiC 衍射峰值明顯高于5 %WC涂層，說明隨著材料體系中WC含量增加，涂層中TiC 含量逐漸增多。此外，涂層基體相含有β-Ti，主要原因是熔覆層冷卻速率極快，部分β-Ti 來不及進(jìn)行α-Ti 相變就被凍結(jié)到室溫，形成了過冷β-Ti 基體相。涂層中并未探測到WC衍射峰，可能是含量較少導(dǎo)致的結(jié)果。

圖4 不同WC含量涂層的XRD 衍射圖譜Fig.4 XRD diffraction patterns of coatings with different WCcontent

2.4 涂層顯微組織

圖5 為5%、10%和15%WC涂層微觀組織SEM 圖。從圖5可以看出，5%WC涂層中，除大面積基體相A1 外，僅靠近未熔WC附近有少許白色顆粒狀相A2；10%WC涂層中，大量白色短棒狀、顆粒狀A(yù)3 均勻分布于基體A4中，除極少量A3 相處于1～2 μm 區(qū)間外，大多數(shù)A3 相處于納米和亞微米尺度范圍；15%WC涂層中，均勻分布的反應(yīng)析出相A5 呈現(xiàn)出明顯的桿狀結(jié)構(gòu)特征，粒徑尺度顯著增大，基體相A6 顯露面積有所增加。結(jié)合EDS 檢測分析，反應(yīng)析出相A2、A3和A5中Ti 與C原子比接近1:1，結(jié)合XRD 結(jié)果可判定為增強(qiáng)相TiC；A1、A4和A6 相中Ti 元素質(zhì)量分?jǐn)?shù) 均超過79%，因此可以判定為α-Ti+β-Ti 基體，上述各物相的EDS 檢測結(jié)果見表6。

圖5 不同WC含量涂層中部微觀組織形貌 （a） 5% WC；（b）10% WC；（c） 15% WC；（1）低倍；（2）高倍Fig.5 Microstructure and morphology of the middle of the coating under different magnifactions （a） 5% WC；（b）10% WC；（c）15% WC；（1）low magnifaction；（2）high magnifaction

表6 涂層中各物相EDS 結(jié)果（質(zhì)量分?jǐn)?shù)/%）Table 6 EDS results of each phase in the coating（mass fraction/%）

2.5 涂層EPMA 分析

為了進(jìn)一步驗(yàn)證涂層中各物相的元素組成和分布規(guī)律，采用電子探針(EPMA)對(duì)10%WC涂層中部組織微區(qū)進(jìn)行檢測分析，結(jié)果如圖6所示。圖6(a)、(b)檢測結(jié)果說明，顆粒狀、短棒狀TiC 在涂層基體中均勻分布，與SEM 結(jié)果相同。從圖6(b)、(c)和(f)可以看出，涂層中白色球狀相富含W，C 元素，結(jié)合EDS 結(jié)果分析，可判定為殘留未熔WC。結(jié)合圖6(c)、(d)和(e)可以看出，W，Al，V 固溶于基體，與EDS 檢測結(jié)果一致。

圖6 10% WC涂層微區(qū)元素分析結(jié)果 （a）Ti；（b）C；（c）W；（d）Al；（e）V；（f）BSEFig.6 Elemental analysis results of 10% WCcoating micro-area （a）Ti; （b）C; （c）W; （d）Al; （e）V; （f）BSE

圖6(a)、(b)檢測結(jié)果中，涂層中殘留WC外圍包裹了明顯的TiC 包覆層，從這一現(xiàn)象可以得出兩種假設(shè)結(jié)論：（1）如果TiC 包覆層與WC結(jié)合界面沒有形成相界共格生長關(guān)系，隨著WC在富Ti 熔池中的循環(huán)攪動(dòng)，TiC 包覆層將對(duì)WC表面形成包覆-甩落-包覆的循環(huán)消耗效應(yīng)，有助于WC粉末熔解；（2）如果TiC 包覆層與WC相界形成了共格或半共格依附生長關(guān)系，TiC 則在WC外圍形成了“高溫”（TWC熔點(diǎn)

2.6 WC熔解行為分析

為進(jìn)一步研究增強(qiáng)相TiC和 WC二者之間的界面關(guān)系，本研究利用Bramfitt 提出的二維點(diǎn)陣錯(cuò)配度[18]來計(jì)算未熔顆粒WC和增強(qiáng)相TiC 之間的匹配關(guān)系，Bramfitt 提出的二維點(diǎn)陣錯(cuò)配度δ 定義如下（式中各參數(shù)定義見表7）：

表7 二維點(diǎn)陣錯(cuò)配度中各參數(shù)定義Table 7 Definition of parameters in the mismatch degree of two-dimensional lattice

由于WC屬于涂層中的未熔顆粒，因此選取WC為基底相，TiC 在WC表面形核，為形核相。通過FINDIT軟件查詢到的TiC和WC的晶格參數(shù)見表8。

表8 TiC和WC晶格參數(shù)Table 8 TiC and WClattice parameters

經(jīng)過面網(wǎng)密度計(jì)算可知TiC的低指數(shù)晶面為(001)，WC的低指數(shù)晶面為(001)。計(jì)算得到的TiC和WC之間的二維點(diǎn)陣錯(cuò)配度關(guān)系如表9所示，晶體學(xué)關(guān)系如圖7所示。

圖7 WC-TiC 晶體學(xué)關(guān)系Fig.7 WC-TiC crystallographic relationship

表9 WC-TiC 二維點(diǎn)陣錯(cuò)配度計(jì)算結(jié)果Table 9 WC-TiC two-dimensional lattice mismatch calculation results

二維點(diǎn)陣錯(cuò)配度數(shù)值大小主要用來評(píng)價(jià)物相界面之間的結(jié)合強(qiáng)度，δ 處于0%～6%為共格錯(cuò)配區(qū)間，且δ 越趨近于0%，兩相之間異質(zhì)形核需要的能量越低，相界結(jié)合越穩(wěn)定和牢固。δ 處于6%～12%為半共格錯(cuò)配區(qū)間，此時(shí)兩相界面之間能夠同時(shí)匹配的原子數(shù)量較共格相界有所減少，界面結(jié)合力下降。δ>12%為不共格錯(cuò)配，此時(shí)兩相之間已無法形成異質(zhì)形核關(guān)系，相界呈完全脫離狀態(tài)。

由二維點(diǎn)陣錯(cuò)配度的計(jì)算結(jié)果可知，殘留WC顆粒與其表面TiC 包覆層之間的錯(cuò)配度為2.87%，兩相界面屬于共格錯(cuò)配關(guān)聯(lián)，從而形成了TiC 包裹WC的鑲嵌結(jié)構(gòu)復(fù)合相。TiC 包裹WC是否為導(dǎo)致熔池中WC難熔殘留的主要原因，還需要結(jié)合WC在Ti 基熔池體系下的熔解機(jī)理進(jìn)行說明，WC熔解機(jī)理如圖8所示。從圖8中可以看出，高能激光作用下，TC4 基材、WC粉末和TC4 合金粉同時(shí)熔解，根據(jù)熔池溫度場分布特點(diǎn)來看[19]，當(dāng)WC+TC4 混合粉末自送粉器進(jìn)入熔池，循環(huán)過程將經(jīng)歷熔池高溫區(qū)、中溫區(qū)和低溫區(qū)三個(gè)不同區(qū)域，具體分析如下：

（1）如圖8 左側(cè)TiC 包覆層析出行為可以看出，WC+TC4 混合粉末首先進(jìn)入熔池高溫區(qū)，此時(shí)熔池溫度條件滿足T熔池溫度>TTiC熔點(diǎn)>TWC熔點(diǎn)，由于送粉器混合粉末流的持續(xù)供給，因此首次進(jìn)入熔池的WC在高溫區(qū)停留時(shí)間有限，造成部分類球形WC粉末未完全熔解，在涂層中形成“球化”殘留現(xiàn)象，如圖3所示。

（2）隨著熔池對(duì)流攪拌的持續(xù)進(jìn)行，“球化”未熔WC顆粒進(jìn)入到熔池中溫區(qū)，此時(shí)熔池溫度條件滿足TTiC熔點(diǎn)>T熔池溫度> TWC熔點(diǎn)，在此條件下，“球化”未熔WC表面形成富C 區(qū)，但在Ti 基熔池環(huán)境中，Ti+C原位反應(yīng)增強(qiáng)體TiC 將取代富C 區(qū)，從而在WC表面形成共格TiC 包覆層，形成TiC 包覆WC鑲嵌結(jié)構(gòu)復(fù)合相，因此中溫區(qū)無法滿足WC持續(xù)熔解條件；同時(shí)，中溫區(qū)其他區(qū)域原位TiC 析出。

（3）當(dāng)TiC 包覆WC鑲嵌結(jié)構(gòu)相、原位TiC 繼續(xù)循環(huán)至熔池低溫區(qū)時(shí)（此時(shí)熔池溫度條件滿足TWC熔點(diǎn)>T熔池溫度），根據(jù)Ti-C 二元合金相圖可知[20]，WC表面的TiC 包覆層和原位TiC 將繼續(xù)吸收熔池中的C、Ti原子不斷長大，如圖6所示，此階段同樣不滿足WC熔解條件。

（4）當(dāng)TiC 包覆WC鑲嵌結(jié)構(gòu)相再次循環(huán)至熔池高溫區(qū)時(shí)（假設(shè)圖8中熔池表面張力溫度系數(shù)?δ/?T為正），熔池則需首先熔解TiC 高溫包覆層后，才能去除TiC 對(duì)WC顆粒的熔解保護(hù)，因此WC熔解行為在此階段同樣受到抑制。最終形成的熔池穩(wěn)態(tài)循環(huán)過程如圖8 右所示。

圖8 WC在Ti 基熔池體系中的熔解機(jī)理Fig.8 Melting mechanism of WCin Ti-based molten pool system

綜上所述，在Ti 基或富Ti 熔池環(huán)境中，WC合金粉僅在初次進(jìn)入高溫區(qū)后可部分熔解，未熔WC在后續(xù)的熔池循環(huán)體系中將受到TiC“包覆層”保護(hù)，從而形成難熔、殘留、團(tuán)聚現(xiàn)象，這不僅影響了涂層的成形質(zhì)量，同時(shí)導(dǎo)致熔池中C 元素供給不足，涂層中原位TiC 合成受限。

2.7 涂層顯微硬度

涂層的顯微硬度分析結(jié)果如圖9所示。從圖9中可以看出，隨著材料體系中WC含量不斷增大，涂層硬度逐漸增加，5%，10%和15%WC涂層較TC4 基材顯微硬度(333.23HV0.5）分別提升了約24.8%、33.9%和40.3%。涂層硬度隨WC含量增加而增大得益于兩方面原因：(1)WC含量增加致使涂層中原位TiC 合成數(shù)量增多、粒徑增大；(2)結(jié)合涂層EDS 分析結(jié)果（表6）可以看出，WC添加量增加致使固溶于基體中的W 含量逐漸提高，涂層固溶強(qiáng)化效果逐步增強(qiáng)。

從圖9 還可以看出，三種涂層表面層附近硬度均略高，這主要是因?yàn)樵诒Ｗo(hù)氣的作用下，涂層表面層附近形成了表面“極冷硬化”效應(yīng)；此外，10%和15%WC涂層硬度值衰減點(diǎn)滯后于5%WC涂層，原因是隨著WC添加量不斷增多，10%和15%WC涂層厚度逐漸增加產(chǎn)生的結(jié)果。

圖9 涂層顯微硬度曲線Fig.9 Coatings microhardness curve

2.8 涂層的摩擦學(xué)性能

圖10(a)，(b)和(c)分別為5%、10%和15%WC涂層環(huán)磨面低倍SEM 形貌。從圖10中可以看出，涂層表面層打磨約150 μm 后，10%和15%WC涂層摩擦磨損區(qū)周圍已經(jīng)出現(xiàn)大量白色球形顆粒，且數(shù)量隨WC含量增加而增多，經(jīng)EDS 檢測，如圖10(d)所示，這些白色球形顆粒為涂層中殘留未熔WC粉末。

圖10 涂層環(huán)磨面形貌 （a）5% WC；（b）10% WC；（c）15% WC；（d）（c）的局部放大圖Fig.10 Morphology of the coated ring grinding surface （a）5% WC；（b）10% WC；（c）15% WC；（d） partial enlarged view of （c）

表10 列出了TC4 基材和不同WC含量涂層的摩擦學(xué)性能參數(shù)，其中摩擦系數(shù)變化趨勢和磨損面白光干涉檢測結(jié)果分別如圖11和圖12所示。表10 結(jié)果顯示，5%、10%和15%WC涂層磨損率較TC4 基材分別下降了約21.1%、38.2%和56.1%，可見，隨著涂層中WC添加量增加，涂層耐磨性能提升明顯，當(dāng)WC含量達(dá)到最大值15%時(shí)，涂層耐磨性最優(yōu)。此外，從表10中還可以看出，三種涂層摩擦系數(shù)較為接近，但相比TC4 基材均略有增加，涂層摩擦系數(shù)增大說明WC添加無法改善涂層減摩性能。

從圖11 可以看出，隨著WC含量逐漸增多，涂層摩擦系數(shù)波動(dòng)幅度逐步增大。從圖12 可看出，5%、10%和15%WC涂層任意橫截面磨損輪廓最大深度分別為451.7 μm、592.9 μm和492.4 μm，較TC4 基材最大磨損深度（411.5 μm）分別提高約9.8%、44.1%和19.7%，結(jié)合圖3 可以判定10%，15%WC涂層在對(duì)磨過程中已經(jīng)觸及殘留WC富集區(qū)，但10%和15%WC涂層磨損深度波動(dòng)較大。結(jié)合表10和圖12 可以發(fā)現(xiàn)，相較TC4 基材，5%WC涂層平均粗糙度和磨損橫截面輪廓變化不顯著，但10%和15%WC涂層平均粗糙度較TC4 基材分別提升了約16.9%和34.3%，可以看出，磨損橫截面輪廓曲線較TC4 基材出現(xiàn)了明顯的凹陷、凸起特征，綜合以上分析結(jié)果，說明隨著涂層中WC殘留顆粒的增多，涂層摩擦學(xué)性能出現(xiàn)了明顯波動(dòng)。

圖11 基材和涂層的摩擦系數(shù) （a）TC4 基材；（b）5% WC；（c）10% WC；（d）15% WCFig.11 Coefficient of friction of substrate and coating （a）TC4 substrate; （b）5% WC; （c）10% WC; （d）15% WC

圖12 TC4 基材和涂層磨損表面 （a）TC4 基材；（b）5% WC；（c）10% WC；（d）15% WC；（1）白光干涉圖；（2）表面粗糙度Fig.12 TC4 substrate and coating wear surface （a）TC4 substrate；（b）5% WC；（c）10% WC；（d）15% WC；（1）white light interference pattern；（2）wear surface roughness

表10 涂層和基材摩擦磨損性能參數(shù)Table 10 Friction and wear performance parameters of coating and substrate

圖13 分別為TC4 基材與5%，10%，15%WC涂層的磨損SEM 形貌圖。從TC4 基材由于耐磨性較差，磨損表面出現(xiàn)了嚴(yán)重的塑形變形和片狀撕裂、剝落，磨損機(jī)理主要為黏著磨損（圖13(a)）。隨著WC的加入，5%WC涂層磨損表面質(zhì)量得到改善，可以觀察到大量白色磨粒均勻分布于磨損面之上，塑形變形和層狀撕裂現(xiàn)象顯著減少，磨損軌道逐漸清晰，磨損機(jī)理為黏著磨損加磨粒磨損的復(fù)合磨損模式（圖13(b)）。10%WC涂層磨損面除局部呈現(xiàn)塑性變形外，出現(xiàn)了排布均勻的細(xì)長犁溝和劃痕，但磨損面出現(xiàn)了直徑約為30～40 μm的球形磨屑?xì)埩粑顱1，磨損機(jī)理主要為磨粒磨損（圖13（c））。15%WC涂層磨損面的塑性變形、片層撕裂現(xiàn)象基本得到抑制，但磨損面殘留磨屑明顯增加，且在直徑約為20 μm的球形磨屑B2 附近分布數(shù)量較多，磨損機(jī)理主要為磨粒磨損（圖13（d））。

圖13 基材和涂層的摩擦磨損形貌 （a）TC4 基材；（b）5% WC；（c）10% WC；（d）15% WCFig.13 Friction and wear morphology of substrate and coating （a）TC4 substrate；（b）5% WC；（c）10% WC；（d）15% WC

分別對(duì)磨損面球形磨屑B1和B2 進(jìn)行EDS 分析，結(jié)果見表11。從表11 可以看出，W、C原子比約為1：1，此外主要含Ti、O等元素，由此可以判斷B1和B2 為鑲嵌于α-Ti+β-Ti 基體中的殘留WC，在對(duì)磨球的擠壓摩擦作用下發(fā)生了氧化反應(yīng)，高硬度脆性WC崩損、碎裂，剝落的WC碎屑在對(duì)磨球的碾壓和滑動(dòng)作用下，在殘留WC附近區(qū)域粘連、堆積，導(dǎo)致對(duì)磨過程中產(chǎn)生局部應(yīng)力集中，引起磨損面出現(xiàn)明顯波動(dòng)起伏，摩擦系數(shù)出現(xiàn)強(qiáng)烈抖動(dòng)。

表11 磨損表面白色顆粒EDS 結(jié)果（質(zhì)量分?jǐn)?shù)/%）Table 11 EDS results of each phase in the coating（mass fraction/%）

3 結(jié)論

（1）采用同軸送粉激光熔覆技術(shù)，在TC4合金表面制備了三種WC添加比(5%，10%和15%)的TC4+WC多道激光熔覆層，涂層成形質(zhì)量良好，無裂紋等明顯缺陷。隨著WC含量增加，涂層厚度和稀釋率逐漸提高，未熔殘留WC逐步增多。

（2）WC添加不影響涂層生成相種類，三種涂層中除殘留WC外，基體相為α-Ti+β-Ti，反應(yīng)析出相主要為TiC，且隨著WC含量增加，TiC 析出數(shù)量增多，粒徑增大。

（3）在TC4+WC材料體系構(gòu)建的熔池環(huán)境中，TiC包覆WC形成了共格鑲嵌結(jié)構(gòu)相，抑制了WC在熔池中的熔解行為，導(dǎo)致熔池中WC粉末殘留和團(tuán)聚，C元素供給不足，使原位 TiC 合成受限。

（4）WC含量增加有助于提升涂層顯微硬度和耐磨性，但涂層中殘留未熔WC的碎裂、崩損行為，使涂層在對(duì)磨過程中產(chǎn)生局部應(yīng)力集中，導(dǎo)致涂層磨損面粗糙度顯著上升，涂層摩擦系數(shù)波幅增大。