发布日期：2026-7-29 8:28:08
Ti6Al4V钛合金的强度、塑性、韧性、耐蚀性及可焊性均较好，在航空航天、航海设备、化学工业、生物医疗器械等领域应用广泛。但其摩擦因数高、硬度较低、耐磨性不佳等性能短板，一定程度上限制了其摩擦磨损工况下的服役寿命。采用传统的喷涂、化学镀、气相沉积等方法，在钛合金表面制备耐磨层，效果不甚理想。激光定向能量沉积技术利用高能量密度激光束，可实现熔覆材料与基体的快速熔化与凝固，形成致密且冶金结合的涂层，从根本上克服了传统涂层界面结合力弱、易剥落的问题。近年来，利用激光定向能量沉积技术对钛合金进行性能改善，已成为钛合金表面处理研究的热点之一[4]。针对Ti6Al4V/TiC体系，激光定向能量沉积技术不仅能通过引入高硬度TiC相显著提升表面硬度与抗磨损能力，还能利用工艺的快速凝固特性，细化显微组织，抑制脆性相生长，从而在保证涂层高耐磨性的同时，兼顾良好的强韧性匹配。近年来，国内外学者围绕TiC增强钛基复合涂层的组织与性能开展了大量研究。
在TiC增强相形貌与分布研究方面，张宏伟等发现涂层中TiC呈现梯度形态分布，表层是颗粒状、中部是树枝晶、结合区是羽毛状。范战争等认为过冷度差异是导致TiC由顶部细小颗粒状向中部树枝状、花瓣状转变，并在稀释区消失的关键机制。目前已明确TiC在激光快速凝固过程中会呈现颗粒状、树枝状、羽毛状等多种形貌，且沿熔池深度方向存在显著梯度分布。ZHANG等发现，以石墨烯为碳源通过激光熔覆原位合成的羽毛状TiC可显著细化基体组织，且TiC均匀分布于a'针状马氏体之间。WANG等通过选择性激光熔化技术制备的石墨烯/钛合金复合材料中，原位TiC与基体形成半共格界面，大幅增强了界面结合力。原位生成的TiC与基体的半共格界面是实现强韧化的重要基础。CANDEL等表明，TiC作为高硬度碳化物，与钛合金基体相容性良好，通过激光熔覆可形成致密无裂纹涂层，其与NiCr等合金体系复合时还能进一步优化界面结合状态。现有研究多聚焦于选择性激光熔化工艺，激光定向能量沉积工艺下TiC的形貌演变规律虽在近年来受到关注，但相关系统性研究仍相对有限。
在工艺参数及成分调控对组织性能的影响方面，ZHANG等研究了激光功率(500~1000W)对激光定向能量沉积Ti6Al4V/TiC功能梯度材料组织演变的影响，发现随功率升高，熔池热输入增加，TiC颗粒在基体中分布更均匀。激光功率升高会促进TiC熔融与元素扩散，进而提升涂层硬度。张捷等通过添加B4C原位反应细化β晶粒，从而实现显微组织的细化与多相协同强化效果的提升。在成分设计方面，CHEN等对比不同TiC体积分数后发现，随着TiC含量降低，涂层中棒状TiAlC相增多，TiC枝晶取向减弱并发生显著细化。TiC含量与涂层硬度呈正相关，但过高含量会导致脆性增加、耐磨性下降;原位复相增强可进一步细化晶粒、优化综合性能。CHEN等利用Ti与Cr3C2之间的原位反应在基体中生成细小的TiC颗粒，颗粒在基体内分布均匀，涂层组织致密、无气孔缺陷。
关于硬度与耐磨性的提升效果，宋晓蕾在钛合金表面激光熔覆制备了TiB2+15%TiC(质量分数，下同)复合涂层，涂层硬度达960HV0.2(基体350HV0.2)，约为基体的2.7倍，磨损量1.132mg仅为基体磨损量(5.342 mg)的 20%。王慧萍等制备的 TiC涂层硬度高达 880~1087HV0.2，耐磨性提升显著。ZHANG等采用Ni60+SiC+TiC混合粉末在钛合金表面激光熔覆，涂层主要生成 TiC、Ti5Si3和 Ti2Ni相，在提升硬度的同时同步改善了耐蚀性。FAN等对比TiC与WC对钛合金涂层的增强效果，发现当TiC添加量为20%时涂层的磨损率仅为同含量WC涂层的41%，TiC以熔融态和未熔融态均匀分布于涂层中，相较于易沉积在涂层底部的WC分布更均匀，硬度波动小。可见，TiC对硬度和耐磨性的提升效果显著，但不同研究间的硬度差异较大，这既与TiC含量、形态及工艺参数有关。
综上，现有研究已为TiC增强钛基复合涂层的制备与性能调控奠定了基础。研究表明，5%TiC体系有较好的硬度和韧性[12]，结合本课题组预实验结果，该含量在保证涂层良好成形性的前提下强化效果显著。本研究以激光定向能量沉积制备的5%TiC复合涂层为研究对象，改变激光功率和扫描速度，探究激光功率与扫描速度对涂层成形、组织与硬度的影响，为该类涂层的工艺优化提供实验依据。
1、实验材料与方法
在本实验中，选用尺寸为100mm×50mm×20mm的Ti6Al4V钛合金板作为基体材料，其化学成分见表1。实验前，需对Ti6Al4V钛合金板的表面进行简单预处理，依次使用200，400，800#砂纸对其表面进行打磨，打磨完成后，放入酒精超声清洗，清洗时间为15min，清洗后吹干备用。
表1 Ti6Al4V钛合金板化学成分
| Al | V | Si | Fe | C | N | H | O | Ti |
| 6.5 | 4.3 | 0.03 | 0.096 | 0.01 | 0.015 | 0.005 | 0.05 | 余量 |
熔覆材料选用Ti6Al4V粉末和TiC粉末，形貌如图1所示。其中Ti6Al4V粉末尺寸为45~105μm，TiC粉末尺寸为1~15μm。Ti6Al4V/TiC复合涂层选用5%TiC+95%Ti6Al4V混合粉末作为熔覆合金粉末。使用SFM-1-1-1L行星式球磨机混合粉末，粉末与玛瑙研磨球的比例为1:5，转速为450r/min，球磨时间为4h。实验前将混合粉末置于101-00电热鼓风恒温干燥箱中150℃干燥2h。
实验采用辉锐Metal+®30E-300型激光定向能量沉积系统。激光器为光纤激光器(波长1070nm)，实验中光斑直径设定为3mm，能量呈近似高斯分布。运动系统为三轴数控平台，实现单道单向扫描。送粉采用载气式同轴方式，送粉速率5.7g/min。实验工艺原理如图2所示。激光束与粉末流经同轴喷嘴汇聚于基材表面，形成高温熔池。随着激光头按设定路径移动，熔池快速凝固，最终在Ti6Al4V基体上形成冶金结合的复合涂层。全程采用敞开式侧吹氩气保护，流量10L/min，以抑制熔池氧化。
本实验主要研究激光功率与扫描速度对涂层性能的影响，设置了相应的变量组:1)激光功率变量组:在扫描速度固定为300mm/min的条件下，选取400，600，800，1000W4个功率水平，分别对Ti6Al4V粉末(样品1-4)及Ti6Al4V+TiC混合粉末(样品5-8)进行实验。2)扫描速度变量组:在激光功率固定为800W、使用Ti6Al4V+TiC混合粉末的条件下，选取100，200，400，500mm/min4个扫描速度进行实验(样品9~12)。共进行12组实验，具体实验参数如下表2所示。实验完成后，利用线切割的方法将熔覆后的试样沿垂直于涂层的方向切开。将试样进行抛光处理，使其表面光滑平整，然后使用体积比5:3:92的HNO3、HF、H2O腐蚀剂进行刻蚀，用数码显微系统VHX-7000观察涂层宏观质量，用热场发射扫描电子显微镜Nova Nano SEM 450观察显微组织，用能谱仪对其组织及成分进行分析。用HVS-1000Z型维氏显微硬度计对涂层的硬度进行测量。从涂层表面向基体方向，每0.2mm一个测量点，所施加的载荷为200g，加载时间设定为10s。在测量硬度的过程中，避开了未熔的TiC颗粒。
表2实验参数设计
| 样品 | 粉末 | 激光功率/W | 扫描速度/(mm·min⁻¹) | 送粉速度/(g·min⁻¹) |
| 1 | Ti6Al4V | 400 | 300 | 5.7 |
| 2 | Ti6Al4V | 600 | 300 | 5.7 |
| 3 | Ti6Al4V | 800 | 300 | 5.7 |
| 4 | Ti6Al4V | 1000 | 300 | 5.7 |
| 5 | Ti6Al4V+5%TiC | 400 | 300 | 5.7 |
| 6 | Ti6Al4V+5%TiC | 600 | 300 | 5.7 |
| 7 | Ti6Al4V+5%TiC | 800 | 300 | 5.7 |
| 8 | Ti6Al4V+5%TiC | 1000 | 300 | 5.7 |
| 9 | Ti6Al4V+5%TiC | 800 | 100 | 5.7 |
| 10 | Ti6Al4V+5%TiC | 800 | 200 | 5.7 |
| 11 | Ti6Al4V+5%TiC | 800 | 400 | 5.7 |
| 12 | Ti6Al4V+5%TiC | 800 | 500 | 5.7 |
2、实验结果与分析
2.1宏观质量
图3为不同参数下的涂层宏观形貌。图3a为800 W、300 mm/min参数下Ti6Al4V涂层宏观形貌。涂层均匀性较差,成形质量尚可,没有观察到明显裂纹缺陷。试样横截面全貌如图3a1所示。没有明显的气孔,涂层与基体的结合良好。相同参数下,向熔覆材料中添加5 wt.%TiC粉末后,复合涂层成形质量提高,涂层横截面没有明显裂纹,涂层与基体结合界面清晰,如图3b所示。相同参数下改变扫描速度到200 mm/min时,复合涂层平整度提高,没有明显的裂纹,与基体的结合状态良好,但表面出现少量分散的气孔。气孔产生的原因可能是粉末原料及环境中带入的气体溶解在液态金属中,熔池冷却速度较快,气体的溶解度会大幅度降低,气体无法溢出,最终在涂层内部及表面形成气孔缺陷。
研究表明,涂层与基材的冶金结合质量与缺陷控制受稀释率影响。稀释率λ的大小可根据涂层与基体熔深进行简单计算:
式中:H为涂层高度;h为基材熔深。
根据图3中的截面形貌尺寸,每组试样选取3个独立截面进行稀释率统计测量,结果如表3所示。Ti6Al4V涂层的稀释率平均值为38.2%;相同工艺参数下,加入5%TiC后,复合涂层的稀释率降至36.6%,该变化可能归因于TiC颗粒对激光能量的吸收与再辐射特性差异;同时,TiC颗粒会抑制熔池底部向基体的热对流,使基体熔化减少,熔深h减小,稀释率随之降低。当扫描速度降低到200 mm/min时,复合涂层稀释率为36.8%。从统计结果来看,陶瓷颗粒的添加可使稀释率略有降低,体现出对熔池热行为的调控作用;而扫描速度在该区间内的微调对稀释率的影响幅度相对有限,仅通过能量输入的量变产生小幅影响。一般来说,稀释率过低容易导致涂层和基材之间结合不充分,产生未熔合缺陷,而过高则会过度稀释涂层成分使其性能下降,并且还可能因热影响区扩大提升开裂风险。为了保证成形质量,理想稀释率通常控制在20%~40%[19]。因此,添加5%TiC粉末后,复合涂层的稀释率处于理想区间内,既避免了未熔合风险,又保障了涂层成分的稳定性,更利于其强化作用的发挥。由此可见,当前TiC含量不仅未对涂层与基材的界面结合强度产生不利影响,反而通过优化稀释率提升了涂层的综合成形质量。
表3不同工艺条件下涂层稀释率统计结果
| 样品 | 稀释率1 | 稀释率2 | 稀释率3 | 平均稀释率 |
| 800 W、300 mm/min Ti6Al4V | 38.3% | 37.9% | 38.5% | 38.2% |
| 800 W、300 mm/min Ti6Al4V/TiC | 36.6% | 36.4% | 36.9% | 36.6% |
| 800 W、200 mm/min Ti6Al4V/TiC | 36.9% | 36.3% | 37.1% | 36.8% |
此外,图3还说明TiC的添加及扫描速度的变化对润湿角也会产生影响。Ti6Al4V涂层润湿角相对较小,Ti6Al4V材料自身具有较好的润湿性,在800W的激光功率和300mm/min的扫描速度下,熔覆过程中液态金属能够较好地铺展在基材表面,形成较小的润湿角。Ti6Al4V/TiC复合涂层润湿角有所增大,加入TiC后,TiC作为第二相颗粒的存在会改变涂层的润湿性特性,这些颗粒会在一定程度上阻碍液态金属的流动和铺展,进而导致润湿角增大。当扫描速度减小到200 mm/min时,Ti6Al4V/TiC复合涂层润湿角进一步增大,激光在表面停留的时间变长,可能会导致涂层与基材之间的界面反应加剧,产生更多的界面产物或缺陷,从而进一步增大润湿角,降低结合性。
图4为激光功率与扫描速度对Ti6Al4V及Ti6Al4V/TiC复合涂层几何尺寸的影响规律。基于质量守恒与能量守恒,结合激光功率密度、粉末流激光衰减率及热散失等因素,推导得到涂层宽度W、高度H的表达式:
式中:η为粉末流的遮光率;α为激光吸收率;R为光斑半径;rₚ为单个粉末颗粒球的半径;ρ为金属粉末的密度;c为金属粉末的比热容;ΔHₘ为金属粉末的熔化相变热;T为粉末熔点;T₀为环境温度;Δt为粉末颗粒在激光束中受照射时间的最大值;ε为全发射系数;σ为史蒂芬-玻尔兹曼常数;h*为热交换系数;k为粉末有效利用系数;vₚ为送粉速率;vₛ为扫描速度。
从理论公式角度，涂层宽度和高度的表达式均与激光输入能量紧密相连:在宽度的公式中，激光功率通过“有效入射能量项”ηPₐ来调控能量输入。当功率增大时，单位时间内粉末吸收的激光能量增多，这意味着有更多的粉末能够被完全熔化。同时，能量积累项
也会随功率的提升而增强。经过对数与开方运算后，最终使得涂层宽度增大。从高度公式来看，H和(kvₚ)/(vₛ)成正比，功率增大时，粉末熔化更加充分，粉末有效利用系数k提高。此外，熔池的流动性得到改善，这些因素共同推动涂层高度上升。
图4a为Ti6Al4V涂层与Ti6Al4V/TiC复合涂层的高度、宽度均随激光功率单调递增的规律。当功率从400 W增至1000W时，Ti6Al4V/TiC复合涂层宽度从约1400μm升至约2600μm，高度从约900μm升至约1500μm;而Ti6Al4V涂层的尺寸增长趋势与之相似，只是数值相对略低，这是由于TiC颗粒的“热阻隔效应”，能量积累更为显著，因此其尺寸增长幅度大于Ti6Al4V/TiC复合涂层。扫描速度vₛ通过热输入时间与能量分布来调控涂层尺寸，并且对高度和宽度的影响机制存在差异:在理论公式中，H和1/vₛ成正比，当扫描速度增大时，单位长度内的热输入降低，导致粉末熔化量减少，进而直接使得高度下降。图4b中，Ti6Al4V/TiC复合涂层高度随扫描速度(100~500mm/min)单调递减:从100mm/min时的约2200μm降至500mm/min时的约1000μm，与理论推导吻合。虽然宽度的理论公式未直接包含vₛ，但通过受照时间Δt间接影响能量积累。在低速时(vₛ<300mm/min):热输入充足，不过能量损失占比相对较高。当速度增大时，Δt缩短，能量损失减少，局部能量更为集中，从而推动宽度增大。而在高速时(vₛ>300mm/min)热输入显著降低，粉末熔化不充分，能量积累项不足以支撑宽度的持续增长，导致宽度下降，如图4b显示，Ti6Al4V/TiC复合涂层宽度随扫描速度先增后减，在300mm/min左右达到峰值(约2200μm)，符合“能量积累-损失的动态平衡”机制。激光功率通过增强能量输入强度，正向调控涂层尺寸;扫描速度则通过影响热输入时间和能量分布，对尺寸产生“高度单调递减、宽度先增后减”的非对称影响。涂层宽度、高度的理论表达式揭示了参数与尺寸之间的关联，而实验结果不仅验证了理论趋势，还展现了材料组分的调控作用。
2.2显微组织
2.2.1激光功率的影响
图5为600W、300mm/min参数下不同涂层的显微组织。在600W、300mm/min参数下，Ti6Al4V涂层和Ti6Al4V/TiC复合涂层的显微组织随涂层位置变化而变化，主要受冷却速率和TiC颗粒行为的影响。Ti6Al4V涂层顶部组织以针状马氏体为主。这是由于熔池顶部冷却速率极高，熔体从高温β相区被快速淬冷，抑制了扩散控制的β→α相变，形成亚稳的马氏体。中部马氏体数量减少，组织主要为α相(板条状)和残留β相。随着凝固过程推进，冷却速率相对顶部降低，部分β相在通过(α+β)两相区时分解，形成板条α相，但由于冷却速率仍快，形成α板条+晶间残留β相的混合组织。底部形成典型的等轴α+β组织。在缓慢冷却条件下，热影响区在(α+β)两相区停留时间延长，为α相通过扩散机制形核和等轴生长提供了充足的热力学驱动力和时间，最终形成接近平衡态的等轴α晶粒。
TiC的添加使涂层组织由原始Ti6Al4V中典型的α′马氏体转变为精细的网篮组织，同时β柱状晶尺寸显著减小、α相细化，晶体取向更为多样，织构强度明显降低，这一结论已得到相关研究证实，即微量TiC即可有效细化钛合金沉积态的β柱状晶粒与α-Ti相,弱化晶体学织构并显著提升α相取向多样性,最终诱导组织向精细网篮组织转变[20]。这一组织转变与凝固过程中未熔TiC颗粒的行为密切相关，涂层顶部熔池温度高、对流强烈，大部分未熔TiC颗粒因密度较低而在表面张力驱动下上浮，部分颗粒表面可能发生轻微熔化或圆角化，但核心仍保持固态，这些弥散的固态TiC颗粒充当了有效的异质形核核心，促使β相在其界面处多向形核生长，打破了晶粒沿温度梯度定向外延生长的固有趋势，最终以网篮形态析出，从而抑制了α′马氏体的形成。TiC/Ti6Al4V复合材料的研究发现，晶内弥散分布的TiC与沿晶界链状分布的TiC能够协同稳定网篮组织[21]，图5b1可以看出，TiC颗粒主要呈近球形分散，未观察到明显的链状晶界TiC，但其在基体中分散形成的大量异质界面，与上述研究中第二相颗粒的组织调控本质一致，同样能够通过增加形核位点、阻碍晶粒长大发挥稳定网篮组织的作用，抑制粗大柱状晶及内部α′马氏体的形成。除此之外，在热循环引发的微变形条件下，TiC颗粒可钉扎位错并促使位错不断塞积积累，逐步演化为亚晶界并促进再结晶发生，这一过程会推动针状α′马氏体分解粗化，同时使板条α相进一步细化，最终促进组织向稳定的网篮形态转变，从相变动力学角度为网篮组织的形成提供了内在驱动力[22]。从涂层纵向分布来看，中部区域温度梯度减小，对流减弱，部分上浮的TiC颗粒在此区域沉降，与从底部上浮的颗粒汇合，形成相对弥散的分布;底部界面附近熔体黏度降低，Marangoni对流增强，有助于颗粒分散，但部分尺寸较大或密度相近的TiC颗粒可能在此区域滞留或形成局部团簇，TiC颗粒空间分布的差异进一步改变了熔池不同位置的凝固行为与热量分布，从而影响了显微组织的形态和分布。
图6为扫描速度为300mm/min时，激光功率分别为400，600，800，1000W下，Ti6Al4V/TiC复合涂层顶部、中部及底部的显微组织。从图中可以观察到，各个区域的显微组织均呈现出典型的网篮结构。然而，不同位置的网篮组织尺寸存在差异。涂层底部区域因直接与金属基板接触，而Ti6Al4V基板具有优异的导热性能，使得熔池底部的热量能够通过基板快速散失。在这种快速冷却条件下，α相形核率显著提高，而原子扩散时间被大幅压缩，导致α相片层难以充分生长，最终形成的网篮组织尺寸较小，结构致密且排列紊乱，呈现出典型的快速凝固特征。与之类似，涂层顶部区域由于直接暴露在空气中，热量主要通过对流与辐射方式向环境散失，冷却速率虽略低于底部，但仍属于快速冷却范畴，因此顶部的网篮组织同样保持较小尺寸，片层形态与底部相近。涂层中部区域的冷却行为更为特殊:该区域既不与基板直接接触，又被上下层材料包裹，因此冷却速率显著降低。较慢的冷却速度为原子扩散与相生长提供了充足时间，同时受熔池对流驱动的颗粒再分配及温度场的梯度分布特性影响，中部区域的颗粒分散性较好。当激光功率为800W时，涂层顶部的TiC颗粒出现了严重的团聚现象。800W的激光功率虽能熔化基体材料，但熔池整体温度相对较低，导致熔池熔体的黏度较高，流动性较差;同时，TiC颗粒的密度略低于Ti6Al4V熔体，在表面张力驱动下易向上浮移，而低流动性的熔体难以通过对流将其分散，最终导致颗粒在顶部聚集。而在中部区域，未熔TiC碳化物相以细小弥散的形式分布于基体组织中，未出现明显的局部团簇或偏聚现象，熔池自身的对流流动为增强相的分散提供了动力学条件。对于400W和600W的激光功率，涂层的中部和底部出现了大量未熔化的Ti6Al4V颗粒，这些颗粒体积较大。这可能是由于激光功率较低，较大的颗粒尺寸导致其比表面积较小，吸收激光能量的效率降低，使得颗粒表面虽局部熔化，但核心仍保持固态。此外，未熔化颗粒因密度与熔体相近，在重力作用下易下沉至中部和底部，而低功率下熔池对流较弱，无法将其重新卷吸至高温区，最终导致颗粒在中下部沉积。当激光功率提升至800W和1000W时，中部和底部的未熔化Ti6Al4V颗粒数量锐减。这是因为高功率使得熔池的熔化范围扩大，中部和底部的流动速度相对较快，Ti6Al4V颗粒能够更充分地熔化。
2.2.2扫描速度的影响
图7为800W、100mm/min参数下Ti6Al4V/TiC复合涂层显微组织。其顶部晶界清晰可见，显微组织呈典型网篮状，且组织较为细密。这是由于涂层顶部直接与空气接触，热量主要通过对流与辐射两种方式向外界环境散失，散热效率显著高于中下部区域;同时，顶部区域处于熔池固液界面的前沿，温度梯度大，这种剧烈的温度变化会产生较大的过冷度，过冷度的增大可显著提高形核率，而此时晶粒长大速度因原子扩散受限提升有限，导致形核率与晶粒长大速度的比值大幅增加，最终促成了顶部细小均匀的网篮组织。涂层顶部区域分布着较多尺寸不一、形态不规则的黑色块状组织，这些组织多带有明显棱角，边缘未出现明显的圆润化特征。为明确其成分属性，对图中局部放大区域的黑色块状组织进行了EDS分析，结果如图8所示。谱图显示，这些黑色块状组织含有大量Ti和C元素。由于Ti和C的质量分数并不复合标准TiC的质量关系，推测该类黑色块状组织或为C在未完全熔化的TiC周围富集所致。出现这一情况，可能是因为TiC颗粒熔点较高，激光提供的温度未达到其熔点，导致TiC颗粒仅表面可能发生局部熔化，核心仍保持固态，且因高温下未发生显著塑性变形，保留了原始颗粒的棱角形态。涂层上表面的TiC颗粒出现严重团聚，这可能是扫描速度慢导致熔池存在时间长，低密度TiC颗粒有充足时间上浮至表层聚集。涂层中间晶界清晰可辨，同样呈现典型的网篮结构，且无TiC颗粒团聚现象，这可能得益于中间区域的熔池对流更为充分，温度梯度较缓，熔体流动性适中，颗粒在对流搅拌作用下能够均匀分散，避免了聚集。而涂层底部的组织同样为网篮结构，晶界明显，虽略大于顶部和中部，但整体仍保持较好的连续性，未出现因界面应力导致的组织畸变。
当扫描速度升到200mm/min时，Ti6Al4V/TiC复合涂层显微组织如图9所示。在顶部区域，晶界清晰可辨，组织主要呈现为网篮组织，并伴随有少量未熔化的TiC颗粒。这些未熔化的TiC颗粒可能是由于扫描速度提升后，激光在材料表面的作用时间缩短，单位面积接收的激光能量相对减少，导致部分TiC颗粒未能获得足够的热量以达到其熔点，从而仅发生表面轻微熔化或保持固态。中部区域的组织同样呈现网篮结构，晶界较为明显。底部区域的晶界不太明显，组织排列显得较为杂乱，但几乎不存在气孔、裂纹等缺陷。这表明在底部区域，涂层与基板的结合较为紧密，涂层与基板之间实现了紧密的结合。一方面，扫描速度提升后，激光能量在基材表面的输入相对均衡，使得底部区域的熔体与基板表层能够充分混合，促进了元素的相互扩散;另一方面，底部区域受基板的散热影响，冷却速度适中，为涂层与基板之间形成良好的冶金结合提供了有利条件，从而形成了较为均匀的显微结构，减少了缺陷的产生。
当扫描速度增到500mm/min时，Ti6Al4V/TiC复合涂层显微组织如图10所示。顶部组织为网篮组织，涂层表面出现大量未熔合的区域，晶界清晰。中部出现了明显的孔隙，可能是由于熔池中的气体未能及时逸出或熔池冷却过程中体积收缩造成的。孔隙的存在可能影响涂层的致密性和力学性能。底部靠近基体出现粗大的柱状晶，界面结合层明显。随着扫描速度从100mm/min增到500mm/min，涂层的显微组织发生显著变化。扫描速度过低时，熔池存在时间长，低密度TiC颗粒易充分上浮至表层团聚;扫描速度过高时，熔池热输入不足、流动性差，易产生气孔等缺陷，中部气孔和底部粗晶问题突出，影响涂层性能。
2.3显微硬度特征
本次显微硬度测试统一采用0.2kg载荷，保压时间10s，所有试样测试参数保持一致。在基体试样上随机选取5个独立测点测量，Ti6Al4V基体的平均显微硬度约为330HV0.2，后文涂层硬度提升率均以该基体硬度值为计算基准。
图11为不同激光功率下Ti6Al4V涂层和Ti6Al4V/TiC复合涂层的硬度分布。可以看出，两种涂层的显微硬度均表现出明显的梯度特征，总体上从涂层表面向基体内部硬度呈下降趋势。这种梯度变化主要源于冷却速率和显微组织沿深度的演变:表层区域由于直接承受激光高能输入、熔池温度高、与空气界面散热快，冷却速率极高，有利于形成超细晶组织或马氏体等硬化相;同时，熔池对流作用使TiC颗粒更易富集于表层(图6)。向涂层内部推进时，冷却速率显著降低，导致晶粒粗化、硬化相弱化以及TiC颗粒分布趋于稀疏;靠近基体区域受基体“热沉效应”影响，组织易发生粗化或软化，进一步导致硬度下降。
TiC的加入对涂层硬度产生了显著的提升作用，特别是在涂层近表层位置效果更明显。如表4所示，TiC的添加显著提升了涂层的硬度性能，具体体现在平均硬度、强化幅度与分布均匀性3个方面。不同功率下Ti6Al4V涂层的平均硬度稳定在约353HV0.2，而Ti6Al4V/TiC复合涂层的平均硬度则实现了更高的水平，范围在356~378HV0.2。复合涂层的硬度显著高于同功率下的Ti6Al4V涂层，例如在1000W激光功率下，Ti6Al4V/TiC复合涂层平均硬度(378.29HV0.2)比Ti6Al4V涂层(353.69HV0.2)高出约25HV0.2。同时，硬度提升幅度也显著增大，Ti6Al4V涂层相对于基体的硬度提升幅度为7.10%~7.19%，而Ti6Al4V/TiC复合涂层相对于基体的硬度提升幅度达到了7.97%~14.63%，最高提升幅度(14.63%，发生在1000W时)达到Ti6Al4V涂层提升幅度的两倍以上。这种大幅度的提升主要源于TiC颗粒的间接强化作用。硬度测试中压痕避开了未熔颗粒，因此测得的硬度反映基体本征性能，而非颗粒自身的高硬度。添加TiC后，未熔颗粒作为异质形核点细化晶粒，部分溶解引起固溶强化，同时弥散颗粒有效阻碍位错运动。多种效应协同作用，使复合涂层基体硬度显著提升，并在整个涂层深度上保持优势。图11为不同激光功率下Ti6Al4V涂层和Ti6Al4V/TiC复合涂层的硬度。可见，Ti6Al4V/TiC复合涂层在整个涂层深度范围的硬度值均高于Ti6Al4V涂层，充分说明TiC的强化作用并非仅限于表层。
Ti6Al4V涂层和Ti6Al4V/TiC复合涂层对激光功率的响应也表现出明显差异，Ti6Al4V涂层对激光功率变化不敏感。如表4所示，在400W~1000W功率范围内，Ti6Al4V涂层平均硬度约为353HV0.2，标准差约为20，几乎保持不变，这可能是由于Ti6Al4V涂层的相变与组织细化对功率变化不敏感，因此硬度虽稳定但提升有限。Ti6Al4V/TiC复合涂层对激光功率高度敏感。其平均硬度随激光功率升高而显著增加，从400W时的356.31HV0.2增至1000W时的378.29HV0.2，其相对于基体的硬度提升幅度也从7.97%增至14.63%。这表明激光功率的增加，提升了熔池的热输入和流动性，一方面使部分TiC颗粒表面发生轻微熔融，改善了其与基体的润湿性和界面结合强度;另一方面，增强的熔池对流使未熔TiC颗粒分布更为均匀。两者共同促使TiC颗粒的强化潜力得到更充分的发挥。
此外，表4中的标准差数据反映了硬度值的离散程度。Ti6Al4V涂层的硬度标准差相对较小，表明其硬度在测量深度内分布较为均匀，这与单一合金涂层组织一致性较高的特点相符。相比之下，Ti6Al4V/TiC复合涂层的硬度标准差显著增大(36.08~47.91HV0.2)，且随激光功率升高有增大趋势。激光功率升高虽然提升了平均硬度，但也可能加剧熔池对流的不稳定性，导致TiC颗粒分布均匀性变差，从而增大了硬度的波动范围。该现象进一步印证了TiC颗粒的分布状态是影响复合涂层硬度性能及其稳定性的关键因素。
表4不同激光功率下Ti6Al4V涂层和Ti6Al4V/TiC复合涂层硬度统计
| 样品 | 硬度提升率/% | 平均硬度HV0.2 | HV0.2标准差 |
| 400 W Ti6Al4V | 7.11 | 353.47 | 22.43 |
| 600 W Ti6Al4V | 7.19 | 353.74 | 20.01 |
| 800 W Ti6Al4V | 7.10 | 353.41 | 19.53 |
| 1000 W Ti6Al4V | 7.18 | 353.69 | 20.44 |
| 400 W Ti6Al4V/TiC | 7.97 | 356.31 | 36.08 |
| 600 W Ti6Al4V/TiC | 13.58 | 374.82 | 40.69 |
| 800 W Ti6Al4V/TiC | 13.04 | 373.02 | 43.00 |
| 1000 W Ti6Al4V/TiC | 14.63 | 378.29 | 47.91 |
图12为不同扫描速度下Ti6Al4V/TiC复合涂层的硬度分布。涂层硬度从表面到内部整体呈下降趋势。表面因快速冷却形成细晶组织，且TiC颗粒富集于表层，硬度峰值可达480HV0.2;向内部推进时，冷却速率降低，熔池底部流动性差导致颗粒沉降或溶解，加之靠近基体区域受“热沉效应”影响发生粗化或软化，最终使硬度逐步降低。结合表5不同扫描速度下的硬度统计数据进一步分析细节特征可知，不同扫描速度下涂层硬度呈现“扫描速度越低，硬度越高”的规律，但硬度的波动性却呈现不同的变化趋势，这由标准差的大小直观反映。当扫描速度为100mm/min时，平均硬度最高，达404.39HV0.2，较基体提升了22.54%，但其硬度波动也最大，标准差达56.83HV0.2。近表面最高硬度482.4HV0.2，在0.6至2.0mm深度内硬度急剧衰减超过150HV0.2。扫描速度慢，激光作用时间长，导致热累积加剧，近表面晶粒细化和残余压应力显著，热影响区扩大引发晶粒粗化与相变不完全，可能导致过渡区结构失稳，出现大幅度的波动。当扫描速度为200mm/min时，涂层显微硬度平均值为387.09HV0.2，较基体原始硬度提升17.30%，标准差50.35HV0.2，近表面峰值482.4HV0.2，但1.2mm深度出现异常谷值389.1HV0.2，较峰值下降19.3%。热输入仍较高，维持近表面强化效应;但熔池对流不稳定导致局部TiC颗粒分布不均，引发过渡区波动性回升。当扫描速度为300mm/min时，涂层显微硬度平均值为371.97HV0.2，较基体原始硬度提升12.72%，标准差40.83HV0.2，波动性最小，硬度分布平缓，峰值465.9HV0.2，2.0mm后稳定在334HV0.2~338HV0.2。适中的扫描速度平衡热输入，TiC颗粒溶解较均匀，层状结构稳定性高，衰减梯度可控。当扫描速度为400mm/min时，涂层显微硬度平均值为365.91HV0.2，较基体原始硬度提升10.88%，标准差为41.61HV0.2，1.8mm深度出现最低值329.3HV0.2。扫描速度过快，热输入减少弱化近表面硬化，但动态载荷导致界面应力集中，局部颗粒团聚引发波动回升。当扫描速度为500mm/min时，涂层显微硬度平均值为366.11HV0.2，较基体原始硬度提升10.94%，标准差42.69HV0.2，2.2 mm处出现异常峰341.1HV0.2，可能是TiC团聚引起。扫描速度太高，抑制熔池充分扩散，TiC溶解不足削弱表面强化。
表5不同扫描速度下Ti6Al4V/TiC复合涂层硬度统计
| 扫描速度/(mm·min⁻¹) | 硬度提升率/% | 平均硬度HV0.2 | HV0.2标准差 |
| 100 | 22.54 | 404.39 | 56.83 |
| 200 | 17.30 | 387.09 | 50.35 |
| 300 | 12.72 | 371.97 | 40.83 |
| 400 | 10.88 | 365.91 | 41.61 |
| 500 | 10.94 | 366.11 | 42.69 |
结合宏观质量、显微组织及显微硬度分析，激光功率(400~1000W)升高可显著增加涂层尺寸并细化网篮组织;扫描速度(100~500mm/min)主要调控组织均匀性，过高易引入孔隙，过低则导致TiC团聚。实验结果表明，两类工艺参数分别对应不同的性能优势，在固定扫描速度的激光功率单因素实验中，1000W参数下Ti6Al4V/TiC复合涂层平均硬度最高，达378.3HV0.2，较基体提升约14.6%，对应硬度标准差为47.91HV0.2;在固定激光功率的扫描速度单因素实验中，100mm/min参数下涂层平均硬度达峰值404.4HV0.2，但硬度离散度相对较大，而300mm/min参数下涂层硬度标准差仅为40.83HV0.2，硬度分布最为均匀，为综合稳定性较优的工艺条件。本研究验证了采用较高功率(≥800W)与适中扫描速度(200~300mm/min)的工艺策略，有助于兼顾涂层硬度水平与组织均匀性，实现高硬度、低稀释率与均匀组织的良好匹配。然而，当前Ti6Al4V/TiC复合涂层的理论强化潜力仍未充分发挥，主要受限于TiC颗粒分布不均及工艺性缺陷，未来研究可进一步揭示工艺参数对组织演化与缺陷形成的影响规律，结合多尺度表征阐明其强化机制，并探索引入多元增强相或构建梯度涂层的可行性，最终通过摩擦磨损及耐腐蚀实验全面评估涂层的实际服役性能，为其工程应用提供更充分的依据。
3、结论
本文采用激光定向能量沉积技术，用5%TiC的混合粉末制备Ti6Al4V/TiC复合涂层，并深入分析了激光功率和扫描速度对涂层性能的影响规律，得出:
Ti6Al4V/TiC复合涂层成形质量较好，与基材材料形成了良好的冶金结合。TiC的添加使稀释率从Ti6Al4V涂层的38.2%降低至36.6%。Ti6Al4V涂层与Ti6Al4V/TiC复合涂层的高度、宽度均随激光功率单调递增;Ti6Al4V/TiC复合涂层高度随扫描速度单调递减，涂层宽度随扫描速度先增后减。
2)与单一Ti6Al4V涂层显微组织相比，TiC的添加可以显著改善材料成形显微组织。Ti6Al4V涂层显微组织以α′马氏体为主，TiC促使Ti6Al4V/TiC复合涂层的组织形貌由针状α′马氏体特征向网篮状组织特征转变。随着激光功率的增加，复合涂层的网篮组织则变得更加细密，TiC颗粒的分布也从团聚状态逐渐趋向均匀。扫描速度显著影响显微组织均匀性，过高或过低均不利于组织均匀分布。
Ti6Al4V及Ti6Al4V/TiC复合涂层显微硬度可能因测量位置而不同，总体上从涂层表面向基体内部硬度呈下降趋势。在激光功率1000W、扫描速度300mm/min的工艺下，平均硬度达到378.3HV0.2，较基体提升约14.6%，近表层最高硬度超过480HV0.2。Ti6Al4V/TiC复合涂层硬度波动显著高于Ti6Al4V涂层，其标准差为36.1HV0.2~47.9HV0.2，而后者约为20HV0.2。适当提高激光功率有助于提升硬度，但可能增加波动;扫描速度为300mm/min时，能在硬度提升与分布稳定性之间取得较好平衡。
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（注，原文标题：激光定向能量沉积Ti6Al4V_TiC复合涂层的显微组织演化_钱庆美）
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