馬世榜,夏振偉,徐 楊,施煥儒,王 旭,鄭 越

(1 中國農(nóng)業(yè)大學(xué) 工學(xué)院，北京 100083;2 南陽師范學(xué)院機(jī)電工程學(xué)院,河南 南陽 473061)

激光熔覆原位自生TiC顆粒增強(qiáng)鎳基復(fù)合涂層的組織與耐磨性

馬世榜1,2,夏振偉1,徐 楊1,施煥儒1,王 旭1,鄭 越1

(1 中國農(nóng)業(yè)大學(xué) 工學(xué)院，北京 100083;2 南陽師范學(xué)院機(jī)電工程學(xué)院,河南 南陽 473061)

采用預(yù)置粉末法在45鋼表面進(jìn)行激光熔覆鎳基Ni60A+x%(SiC+Ti)(質(zhì)量分?jǐn)?shù)，下同)復(fù)合粉末涂層的實(shí)驗(yàn)研究。使用往復(fù)式磨損試驗(yàn)機(jī)對(duì)不同涂層材料的熔覆層進(jìn)行干摩擦磨損實(shí)驗(yàn)，利用金相顯微鏡、掃描電鏡(SEM)觀察和分析熔覆層的顯微組織與磨損形貌。結(jié)果表明：復(fù)合粉末通過原位反應(yīng)生成彌散分布的TiC顆粒增強(qiáng)復(fù)合涂層，隨著(SiC+Ti)含量的增加，顆粒狀TiC的尺寸和數(shù)目逐漸增加；復(fù)合粉(SiC+Ti)含量達(dá)到60%時(shí)，微觀組織有氣孔和夾雜缺陷；復(fù)合粉(SiC+Ti)含量為48%時(shí)，熔覆層耐磨性最佳；復(fù)合涂層的磨損主要為磨粒磨損，機(jī)理為微觀切削和擠壓剝落。

激光熔覆；原位自生；TiC；耐磨性；強(qiáng)化機(jī)理

激光熔覆原位自生技術(shù)是指采用激光加工工藝，利用不同元素或化合物之間熔融狀態(tài)下發(fā)生化學(xué)反應(yīng)，在金屬基體內(nèi)生成一種或幾種陶瓷相顆粒，以達(dá)到改善單一金屬合金性能的方法[1-3]。通過該方法制備的復(fù)合材料，具有增強(qiáng)體表面無污染，基體和增強(qiáng)體相溶性好，界面結(jié)合強(qiáng)度較高等優(yōu)點(diǎn)，是激光熔覆技術(shù)研究的熱點(diǎn)之一[4-6]。

目前研究較多的原位增強(qiáng)相有Ti[7]，W[8]，Si[9]，Cr，Zr[10]等元素的碳化物，硼化物[11]以及ZrO2，Al2O3，SiO2等氧化物[12]。其中TiC具有高硬度、耐腐蝕、熱穩(wěn)定性好的特點(diǎn)，是過渡金屬碳化物中應(yīng)用最為廣泛的材料，因此也成為激光熔覆復(fù)合材料體系中的研究熱點(diǎn)。郭永強(qiáng)等[13]以Ti粉和C粉為原料，采用激光熔覆技術(shù)在H13鋼表面制備出原位自生TiC顆粒增強(qiáng)鎳基復(fù)合涂層，但該方法對(duì)工藝過程要求高。王維夫等[14]在TC4鈦合金基體表面熔覆TC4合金粉末+10%Cr3C2(質(zhì)量分?jǐn)?shù)，下同)，并在復(fù)合涂層中原位合成了TiC，顯著提升了熔覆層的力學(xué)性能；李小新[15]以Ti粉和B4C粉末為原料，同樣成功制得了原位自生TiC涂層；吳朝鋒等[16]在高碳當(dāng)量基體熔覆粉末中分別添加Ti，Ti+Zr，Ti+Zr+WC，原位生成復(fù)合碳化物，復(fù)合碳化物具有析出密度大、尺寸細(xì)小、分布均勻等特點(diǎn)，實(shí)驗(yàn)表明復(fù)合碳化物顆粒增強(qiáng)鐵基涂層具有優(yōu)良的耐磨性。非金屬碳化物陶瓷相SiC成本低，且SiC在激光熔覆過程中會(huì)完全分解，分解出來的Si，C與涂層中的其他元素生成新的硬質(zhì)相，達(dá)到提高熔覆層力學(xué)性能的效果[17]。本課題組前期研究中發(fā)現(xiàn)以SiC顆粒為原料，復(fù)合添加一定含量的Ti粉，能夠制備出含有大量TiC顆粒的鎳基復(fù)合涂層，且TiC顆粒尺寸細(xì)小，分布均勻，并能顯著提高基材的表面耐磨性。本工作采用預(yù)置粉末激光熔覆工藝在45鋼表面制備出了質(zhì)量良好的熔覆層，并進(jìn)行了磨損實(shí)驗(yàn)，同時(shí)對(duì)熔覆層的磨損形貌及強(qiáng)化機(jī)理進(jìn)行了分析。

1 實(shí)驗(yàn)材料與方法

1.1 實(shí)驗(yàn)材料

基體材料為45鋼，預(yù)置粉末面積為130mm×20mm。熔覆材料為鎳基自熔性合金粉末Ni60A+x% (SiC+Ti)的復(fù)合粉末，根據(jù)SiC與Ti發(fā)生反應(yīng)所需原子數(shù)比例，并避免涂層由于碳含量過高導(dǎo)致裂紋敏感性增加[18]，設(shè)定SiC與Ti的原子數(shù)比為1∶1，x依次為12，24，36，48，60。SiC粉末粒度為350目，純度≥98%；Ti粉粒度為200～400目，純度≥99%；Ni60A粉末粒度為-140～+325目，其化學(xué)成分見表1。

表1 Ni60A合金粉末的化學(xué)成分(質(zhì)量分?jǐn)?shù)/%)

1.2 實(shí)驗(yàn)方法

充分混合粉末，并用有機(jī)黏結(jié)劑調(diào)制成膏狀均勻涂覆在試樣表面，預(yù)置粉末面積為130mm×20mm，厚度為1mm，待自然干燥后采用FH-LH-DISTA300型半導(dǎo)體激光加工系統(tǒng)進(jìn)行熔覆實(shí)驗(yàn)。首先以激光功率P和掃描速率v為變量采用正交實(shí)驗(yàn)進(jìn)行工藝參數(shù)的優(yōu)化，并制取金相試樣，進(jìn)行微觀組織的分析；然后選擇成形性較好的工藝搭配搭接率η進(jìn)行優(yōu)化。經(jīng)過大量實(shí)驗(yàn)得出結(jié)論：在光斑直徑D=2.5mm，同軸保護(hù)氣(Ar)流速15mL/min的條件下，不同成分變量復(fù)合涂層的最佳工藝如表2所示。采用表2參數(shù)進(jìn)行搭接實(shí)驗(yàn)，得到了成形良好的涂層，并用線切割制成圖1所示試樣。

表2 不同成分配比熔覆層的最佳工藝參數(shù)

圖1 不同成分配比涂層搭接試樣(a)Ni60A+12%(SiC+Ti)；(b)Ni60A+24%(SiC+Ti)；(c)Ni60A+36%(SiC+Ti)；(d)Ni60A+48%(SiC+Ti)；(e)Ni60A+60%(SiC+Ti)；(f)預(yù)磨處理后的磨損試樣Fig.1 Large area cladding layer samples with different compositions(a)Ni60A+12%(SiC+Ti)；(b)Ni60A+24%(SiC+Ti)；(c)Ni60A+36%(SiC+Ti)；(d)Ni60A+48%(SiC+Ti)；(e)Ni60A+60%(SiC+Ti)；(f)worn samples after pretreatment

為減小誤差，每組成分熔覆層制取2個(gè)尺寸為60mm×10mm的試樣，使用往復(fù)式磨損試驗(yàn)機(jī)進(jìn)行磨損實(shí)驗(yàn)。為保證磨損面完全平整和初始條件一致，使用磨床進(jìn)行預(yù)磨，預(yù)磨之后試樣如圖1(f)所示，表面粗糙度約0.4μm。然后采用實(shí)驗(yàn)室自制的往復(fù)式干滑動(dòng)磨粒磨損試驗(yàn)機(jī)進(jìn)行正式磨損實(shí)驗(yàn)，磨頭材料為棕剛玉油石，磨頭壓力設(shè)為20N，磨損行程設(shè)為50mm。每磨損5萬轉(zhuǎn)，用精度為0.1mg的電子天平對(duì)試樣進(jìn)行1次稱重，相同成分配比的2個(gè)試樣取平均值作為該成分配比試樣的磨損值，共磨損25萬轉(zhuǎn)。利用Leica-S440i型掃描電鏡(SEM)觀察磨損形貌，并分析磨損機(jī)理。

2 實(shí)驗(yàn)結(jié)果與分析

2.1 熔覆層微觀表征分析

2.1.1 復(fù)合熔覆層物相分析

圖2為Ni60A+24%(SiC+Ti)熔覆層的XRD圖譜，激光功率為800W，掃描速率為125mm·min-1。使用JADE5.0軟件分析XRD數(shù)據(jù)，檢索得到復(fù)合熔覆層包括以下物相：主相為(Fe,Ni)固溶體，金屬間化合物Cr1.36Fe0.52，共晶化合物Ni16Cr6Si7以及碳化物TiC。這表明以(SiC+Ti)為原材料原位自生TiC的方案可行。

圖2 Ni60A+24%(SiC+Ti)熔覆層XRD圖譜Fig.2 XRD pattern of Ni60A+24%(SiC+Ti) composite coating

由圖2可知，(Fe,Ni)固溶體的衍射峰最強(qiáng)，Cr1.36Fe0.52次之，這是由于激光熔覆過程中，涂層粉末和接觸的基體表面都被高溫熔化，大量的Fe元素會(huì)稀釋到熔覆層中，而Ni，F(xiàn)e和Cr 3種元素的電負(fù)性以及原子半徑相差不大，γ-Fe與Ni同為面心立方晶格結(jié)構(gòu)，晶體結(jié)構(gòu)的相似導(dǎo)致兩種金屬在熔融狀態(tài)下極易形成γ-(Ni，F(xiàn)e)固溶體以及金屬間化合物Cr1.36Fe0.52；物相檢索顯示，熔覆層中并沒有SiC存在，表明在激光熔覆的高溫下SiC完全分解，而Ti與C元素有極強(qiáng)的親和力，因此熔融狀態(tài)下Ti與SiC分解產(chǎn)生的C元素發(fā)生結(jié)合，這也是原位自生TiC的理論基礎(chǔ)；Cr與C也有很強(qiáng)的親和力，但Cr與C的親和力要小于Ti與C的親和力，而粉末配比時(shí)Ti的含量與SiC原子比為1∶1，因此沒有多余的C可與Cr結(jié)合生成Cr-C化合物；而分解出的Si則與Cr和Ni生成Ni16Cr6Si7化合物。

2.1.2 復(fù)合熔覆層能譜分析

圖3為Ni60A+24%(SiC+Ti)熔覆層的微觀組織。由圖3可見，熔覆層微觀組織主要包含3種組成物，暗灰色的枝晶組織作為基底，白色的枝晶間共晶組織以及白色的顆粒相，白色顆粒相均勻分布呈菱形。對(duì)熔覆層基底、共晶組織和顆粒相3種物相采點(diǎn)進(jìn)行能譜分析(EDS)，采點(diǎn)位置如圖3中P1，P2，P3和P4所示，分析結(jié)果如表3所示。

圖3 Ni60A+24%(SiC+Ti)熔覆層微觀組織Fig.3 Microstructure of Ni60A+24%(SiC+Ti) composite coating

表3 Ni60A+24%(SiC+Ti)復(fù)合熔覆層不同部位EDS成分分析結(jié)果(質(zhì)量分?jǐn)?shù)/%)

由表3可以看出，熔覆層中含有較多的Fe元素，說明復(fù)合涂層與基體之間存在原子的擴(kuò)散，這有利于提高涂層與基體之間的結(jié)合強(qiáng)度；由表3還可知，基底枝晶組織含有較多的Fe，Ni和Si，結(jié)合XRD結(jié)果分析，枝晶組織主要為(Fe，Ni)固溶體，并有大量的Si元素固溶于其中；另外，共晶組織含有較多Cr和Fe，其主要的化合物為Cr1.36Fe0.52，Ni16Cr6Si7；顆粒相中Ti與C元素顯著增加，結(jié)合XRD分析結(jié)果可斷定白色顆粒相為TiC。能譜顯示除了Ti元素和C元素，顆粒相中還含有大量Fe，Ni等其他元素，這是因?yàn)槟茏V儀采點(diǎn)電子束直徑約為1μm，而顆粒相的尺寸小于電子束直徑，導(dǎo)致采集范圍超過了顆粒相范圍。

2.1.3 TiC相的形態(tài)與分布

圖4為優(yōu)化工藝參數(shù)下不同成分配比熔覆層的微觀組織，SEM圖片拍攝位置均為熔覆層的中部?？梢钥闯霾煌煞峙浔热鄹矊又芯忻黠@的白色顆粒相存在，顆粒相主要分布于暗灰色的枝晶組織中，且分布都較為彌散均勻，這在理論上非常有利于耐磨性的提高；各熔覆層微觀組織基本都包含3種物相：枝晶(樹枝晶和胞狀晶)、枝晶間共晶組織和TiC顆粒相；隨著(SiC+Ti)含量的增加，枝晶由粗大逐漸變得細(xì)小和雜亂無章，這是由于隨著(SiC+Ti)含量的增加，黏結(jié)相自熔性合金粉末Ni60A的含量減少，混合粉末熔點(diǎn)升高，當(dāng)(SiC+Ti)含量為12%時(shí)，熔點(diǎn)最低，但由于熔覆層吸收足夠的能量，熔化程度較高，散熱時(shí)間較長，散熱相對(duì)較慢，過冷度較小，晶粒的形核速率小于生長速率，因此晶粒數(shù)量少但晶粒粗大；隨著混合粉末熔點(diǎn)的增加，能量吸收相對(duì)不足，粉末熔化程度逐漸減弱，散熱相對(duì)較快，過冷度較大，晶粒形核速率大于枝晶生長的速率，晶粒數(shù)量較多且細(xì)小，同時(shí)由于熔覆層中部散熱方向不定，所以枝晶無單一生長方向，排列較為雜亂。

圖4 優(yōu)化工藝參數(shù)下不同成分配比熔覆層的微觀組織(a)Ni60A+12%(SiC+Ti);(b)Ni60A+24%(SiC+Ti);(c)Ni60A+36%(SiC+Ti);(d)Ni60A+48%(SiC+Ti);(e)Ni60A+60%(SiC+Ti)Fig.4 Microstructures of composite coatings with different compositions under optimized technological parameters(a)Ni60A+12%(SiC+Ti);(b)Ni60A+24%(SiC+Ti);(c)Ni60A+36%(SiC+Ti);(d)Ni60A+48%(SiC+Ti);(e)Ni60A+60%(SiC+Ti)

由圖4(a)可見，當(dāng)(SiC+Ti)含量為12%時(shí)，TiC顆粒數(shù)量較少，且顆粒尺寸較??；隨著(SiC+Ti)含量的增加，TiC顆粒數(shù)目明顯增加，且顆粒尺寸也顯著增大，如圖4(b)，(c)，(d)所示，說明在本工作條件下，涂層順利反應(yīng)生成TiC，且原位自生TiC的含量與(SiC+Ti)的含量成正相關(guān)關(guān)系；當(dāng)(SiC+Ti)含量達(dá)到60%時(shí)，可以看到明顯的氣孔和夾雜，如圖4(e)所示。另外，從圖4還可看出，TiC顆粒分布較為均勻和彌散，普遍尺寸小于1μm，這也正是原位自生的優(yōu)點(diǎn)，顆粒細(xì)小、彌散分布的增強(qiáng)相有利于提高材料的硬度和耐磨性能。

圖5 不同成分復(fù)合涂層磨損質(zhì)量損失直方圖Fig.5 Wear mass loss histogram of composite coatings with different components

2.2 熔覆層耐磨性分析

2.2.1 熔覆層的相對(duì)耐磨性

圖5為不同成分配比熔覆層磨損質(zhì)量損失與摩擦次數(shù)的關(guān)系直方圖，由圖5可知隨著磨損次數(shù)的增加，各復(fù)合涂層質(zhì)量損失均在增大；隨著(SiC+Ti)含量的增加，復(fù)合涂層的質(zhì)量損失逐漸減少，說明耐磨性隨著(SiC+Ti)含量的增加逐漸提高。在進(jìn)行25萬轉(zhuǎn)磨損實(shí)驗(yàn)后，具體數(shù)據(jù)對(duì)比如表4所示。

表4 不同成分復(fù)合涂層耐磨性數(shù)據(jù)對(duì)比

復(fù)合涂層的耐磨性取決于其組織形態(tài)和物相構(gòu)成，Ni60A合金粉末中存在Cr，F(xiàn)e，B，Si等元素，由于激光熔覆是快速凝固過程，導(dǎo)致組織細(xì)化而產(chǎn)生細(xì)晶強(qiáng)化，合金元素進(jìn)入枝晶組織形成過飽和固溶體會(huì)產(chǎn)生固溶強(qiáng)化，熔覆層中形成的共晶化合物也會(huì)產(chǎn)生第二相強(qiáng)化，理論上純Ni60A合金熔覆層的耐磨性較基材都會(huì)有顯著提高；而隨著(SiC+Ti)的加入，一方面生成了耐磨性極強(qiáng)的TiC，另一方面SiC所分解出來的Si元素固溶在枝晶組織中，也增強(qiáng)了對(duì)熔覆層的固溶強(qiáng)化作用；隨著(SiC+Ti)含量的增加，TiC顆粒逐漸增多，固溶強(qiáng)化作用也逐漸增強(qiáng)，因此耐磨性逐漸提高；隨著(SiC+Ti)含量的增加，過多的硬質(zhì)相加入，一方面增加了耐磨相的產(chǎn)生，另一方面基底韌性黏結(jié)相Ni60A對(duì)硬質(zhì)顆粒所起的支撐和黏結(jié)作用逐漸不足，從而使硬質(zhì)相較易脫落，兩種作用互相綜合會(huì)導(dǎo)致耐磨性降低，因此(SiC+Ti)的含量并不是越多越好；實(shí)驗(yàn)過程發(fā)現(xiàn)(SiC+Ti)含量達(dá)到60%時(shí)熔覆層內(nèi)部出現(xiàn)了氣孔和夾雜(圖4(e))，這種情況下，雖然耐磨性有所提高，但是涂層質(zhì)量有了較大的缺陷。另外(SiC+Ti)含量的增加一方面提高了材料成本，另一方面也導(dǎo)致熔覆層熔點(diǎn)升高，相應(yīng)加工能耗也會(huì)增加。綜上所述，最優(yōu)成分配比為Ni60A+48%(SiC+Ti)，其耐磨性是Ni60A+12%(SiC+Ti)熔覆層的34倍。

2.2.2 磨損形貌及機(jī)理分析

圖6(a)為基材45鋼磨損形貌，可以看出45鋼韌性較好，但強(qiáng)度和硬度較低，在硬質(zhì)磨頭的磨削下，出現(xiàn)了大量的犁溝和脫落；而對(duì)于Ni60A+12%(SiC+Ti)復(fù)合涂層，由于枝晶強(qiáng)化、固溶強(qiáng)化及少量的TiC硬質(zhì)相強(qiáng)化作用，硬度大于基體材料，磨頭硬質(zhì)顆粒壓入摩擦面的深度較小，所以犁溝和脫落明顯減少，如圖6(b)所示；隨著(SiC+Ti)含量的增加，枝晶強(qiáng)化和固溶強(qiáng)化作用愈加明顯，TiC硬質(zhì)相的含量也逐漸增大，磨頭很難壓入磨損面，因此磨損程度越來越小，如圖6(c)，(d)所示；當(dāng)(SiC+Ti)含量達(dá)到48%時(shí)，TiC硬質(zhì)相的含量繼續(xù)增加，熔覆層硬度也繼續(xù)增大，耐磨性也越來越強(qiáng)，磨損劃痕更加輕微，如圖6(e)所示；當(dāng)(SiC+Ti)含量達(dá)到60%時(shí)，熔覆層中硬質(zhì)顆粒的數(shù)目增加且尺寸增大，雖然磨損面僅能看到輕微的摩擦劃痕，質(zhì)量損失較小(如圖6(f)所示)，熔覆層內(nèi)部出現(xiàn)氣孔、夾雜等缺陷，韌性相已經(jīng)不足以起到完全黏結(jié)支撐硬質(zhì)相的作用，不利于綜合性能的改善。

圖6 基體與熔覆層的磨損形貌(a)45鋼；(b)Ni60A+12%(SiC+Ti)；(c)Ni60A+24%(SiC+Ti)；(d)Ni60A+36%(SiC+Ti)；(e)Ni60A+48%(SiC+Ti)；(f)Ni60A+60%(SiC+Ti)Fig.6 Worn morphologies of substrate and cladding layer(a)45 steel；(b)Ni60A+12%(SiC+Ti)；(c)Ni60A+24%(SiC+Ti)；(d)Ni60A+36%(SiC+Ti)；(e)Ni60A+48%(SiC+Ti)；(f)Ni60A+60%(SiC+Ti)

由磨損條件和形貌可判斷，本實(shí)驗(yàn)?zāi)p形式主要為磨頭相對(duì)磨損試樣平行運(yùn)動(dòng)的二體磨粒磨損，磨損機(jī)理為微觀切削和擠壓剝落，由于法向載荷將磨頭壓入磨損試樣摩擦表面，磨頭在曲柄連桿機(jī)構(gòu)的帶動(dòng)下往復(fù)滑動(dòng)，滑動(dòng)時(shí)的摩擦力通過磨頭硬質(zhì)顆粒的犁削作用使表面剪切、犁皺和切削，進(jìn)而形成槽狀磨痕，同時(shí)深入摩擦面槽狀磨痕的硬質(zhì)顆粒對(duì)磨損材料會(huì)有擠壓作用，導(dǎo)致層狀或鱗片狀的剝落碎屑，進(jìn)而導(dǎo)致犁溝和脫落的產(chǎn)生。

3 結(jié)論

(1)復(fù)合熔覆層主相為(Fe,Ni)固溶體，金屬間化合物Cr1.36Fe0.52，共晶化合物Ni16Cr6Si7以及碳化物TiC，以Ni60A+x%(SiC+Ti)復(fù)合粉末為原料原位生成TiC顆粒增強(qiáng)鎳基復(fù)合涂層方案可行。

(2)熔覆層存在大量彌散分布顆粒狀TiC，隨著(SiC+Ti)含量的增加，顆粒狀TiC的尺寸和數(shù)目逐漸增加，在本實(shí)驗(yàn)中，w(SiC+Ti)≤48%時(shí)，TiC細(xì)小均勻分布。

(3)隨著(SiC+Ti)含量的增加，復(fù)合涂層耐磨性逐漸增強(qiáng)；綜合耐磨性、微觀組織、材料成型質(zhì)量、加工能耗及材料成本，認(rèn)為Ni60A+48%(SiC+Ti)為最佳成分配比，耐磨性為Ni60A+12%(SiC+Ti)熔覆層的34倍。

(4)復(fù)合涂層的磨損形式主要為磨粒磨損；當(dāng)復(fù)合涂層(SiC+Ti)含量較少時(shí)磨損面有明顯的犁溝和脫落，隨著(SiC+Ti)含量的增加，犁溝和脫落越來越少；其磨損形式為二體磨損，磨損機(jī)理為微觀切削和擠壓剝落。

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(本文責(zé)編：寇鳳梅)

Microstructure and Abrasion Resistance ofIn-situTiC Particles Reinforced Ni-based Composite Coatings by Laser Cladding

MA Shi-bang1,2,XIA Zhen-wei1,XU Yang1,SHI Huan-ru1,WANG Xu1,ZHENG Yue1

(1 College of Engineering,China Agricultural University,Beijing 100083,China;2 College of Mechanic and Electronic Engineering,Nanyang Normal University,Nanyang 473061,Henan,China)

Laser cladding of Ni-based Ni60A+x% (SiC+Ti)(mass fraction,the same below) composite powder coating on 45 steel substrate was studied by using the method of preplaced powder. The dry friction and wear experiments of different material coatings were carried out by reciprocating friction wear tester. The microstructure and worn morphology of cladding layers were observed and analyzed by using metallographic microscope, scanning electron microscope(SEM) respectively. The results show that the prepared composite coating with dispersively distributed TiC enhanced particles are obtainedin-situ, the size and number of the granular TiC gradually increase with the increase of the composite powder SiC+Ti. When the composite powder SiC+Ti reaches 60%, pores and inclusions defects exist in microstructure. When the composite powder SiC+Ti reaches 48%, wear resistance of cladding coating is the best. The wear behavior of the composite coating is abrasive wear, and the mechanism is micro cutting and extrusion spalling.

laser cladding;reactionin-situ;TiC;wear resistance;strengthening mechanism

10.11868/j.issn.1001-4381.2016.001215

TG115.5+8

A

1001-4381(2017)06-0024-07

國家重點(diǎn)研發(fā)計(jì)劃項(xiàng)目(2016YFD0300302)

2016-10-13;

2017-03-08

徐楊(1963-)，女，教授，博士生導(dǎo)師，從事農(nóng)業(yè)機(jī)械耐磨材料的研究，聯(lián)系地址：北京市海淀區(qū)清華東路17號(hào)中國農(nóng)業(yè)大學(xué)東校區(qū)工學(xué)院565室(100083)，E-mail:xuyang@cau.edu.cn