表面工程的最大优势就是能够用多种方法制备出高于基材性能的表面功能薄层。其中热喷涂技术以其方法的多样性,制备涂层的广泛性,以及应用上的经济性等突出特点,可以在金属基体上沉积耐磨、耐蚀、耐高温、抗氧化、隔热、绝缘、抗热辐射等各种特性的表面强化陶瓷及其复合涂层。然而,传统热喷涂方法制备的金属陶瓷复合涂层中的陶瓷增强相（TiB2、TiC等）通常以外加复合的方式预置在喷涂原料中,使得陶瓷相颗粒较大,陶瓷与金属界面易受污染,且喷涂过程中陶瓷相的成分和结构难以控制。因此,自蔓延高温合成技术（SHS）与热喷涂技术相结合而逐渐发展并形成了反应热喷涂技术。在反应热喷涂过程中,由于陶瓷硬质相为原位反应合成,大大降低了喷涂过程中对热源的依赖程度,同时获得硬质相弥散分布在金属基体上的涂层组织。但是,热喷涂涂层是由无数变形粒子相互交错呈波浪式堆叠在一起的层状组织结构,涂层中颗粒与颗粒之间不可避免地存在一些孔隙和孔洞。激光表面处理为这一难题的解决提供了新的途径。它能够消除喷射沉积层的层状结构和大部分孔隙,并形成均匀致密的沉积层,保证了沉积层的性能,延长了工件的使用寿命。本文以Ti-B4C之间的自蔓延反应体系为研究对象,在其喷雾造粒粉末中添加不同的金属Co、Cr作为粘结剂,使用大气等离子喷涂制备了原位生成的TiB2-TiC0.3N0.7基复合涂层,并运用激光重熔技术对喷涂态涂层表面进行部分重熔研究。采用ARES先进流变系统、Zetaplus电泳仪和霍尔流速测定仪（FS4-2）,研究了分散剂A15、粘结剂PVA和浆料固相含量的变化对混合粉末浆料流变特性的影响,并根据喷雾造粒后的复合粉末流动性和松装密度获得了其含量的最佳添加值,制备了球形Ti-B4C-Co和Ti-B4C-Cr复合热喷涂粉末。借助于热力学计算和动力学理论,揭示了Ti-B4C体系热喷涂粉末在大气环境下等离子喷涂过程中的反应机理。在不同的加载载荷及滑动速度下,对喷涂态和激光重熔态TiB2-TiC0.3N0.7基复合涂层进行了干摩擦磨损实验研究,分析了不同涂层在不同阶段的磨损机制,获得以下结果:分散剂A15的添加可以有效地分散Ti-B4C-Co复合粉末,其浆料具有剪切变稀的特性,有利于喷雾造粒。当分散剂A15和粘结剂PVA含量分别为固体粉末的0.5wt.%和2.5 wt.%、浆料中固相含量为35 wt.%时,喷雾造粒后的粉末流动性最好,松装密度最高。氩气气氛下的700℃热处理使Ti-B4C-Co热喷涂粉末的粒径尺寸分布更加均匀,更加有利于后续的反应喷涂。Ti-B4C体系在大气环境下进行等离子喷涂时的反应涉及到非平衡热力学和动力学。因此,以Ti-B4C粉末为主要成分的反应喷涂体系,在达到各个反应可能发生的自蔓延温度时,等离子焰流和自蔓延体系共同作用的双重热源将促使各个反应在这个非平衡的热力学体系中同步进行。在300K的条件下,当Ti-B4C体系中粘结剂Co和Cr的添加量为3 at.%时,Ti与B4C反应方程式的绝热温度仍然满足自蔓延反应自发维持的经验公式( Tad≥1800K),自蔓延反应能够自发维持。在制备Ti-B4C-Co和Ti-B4C-Cr复合球形热喷涂粉末时,金属Ti粉发生了氧化反应。但是,Ti6O及Ti2O是不稳定的氧化物,具有很强的还原性,可以参与反应生成目标产物。喷雾造粒能够使复合热喷涂粉末具有很好的球形度和流动性。烧结处理后,粉末之间的结合力进一步增强,更有助于目标产物TiB2及TiC0.3N0.7的生成。使用Ti-B4C-Co喷雾造粒粉末制备的涂层物相主要有TiB2和TiC0.3N0.7组成。由于涂层中物相多,占热喷涂粉末总质量15%的金属粘结剂不能够很好地润湿涂层中的物相,涂层中出现了宽裂纹。在Ti-B4C-Co喷雾造粒粉末中添加25 wt.% NiCoCrAlY粉末,机械混合均匀后制备的涂层比较致密。使用不同金属Co和Cr作为Ti-B4C喷雾造粒粉末的粘结剂对涂层的物相组成影响较小。反应等离子喷涂制备的复合涂层中存在未熔颗粒、孔隙以及微裂纹等缺陷。使用Ti-B4C-Co/Ti-B4C-Cr+25wt.% NiCoCrAlY混合粉末制备的复合涂层在力学性能上表现出明显的各向异性,截面显微硬度平均值高于表面。使用金属Cr作为Ti-B4C喷雾造粒粘结剂的Ti-B4C-Cr+25wt.% NiCoCrAlY混合粉末制备复合涂层的表面和截面显微硬度平均值分别高于使用金属Co作为Ti-B4C喷雾造粒粘结剂的Ti-B4C-Co+25wt.% NiCoCrAlY制备的涂层。Weibull分析表明:两种复合涂层截面的显微硬度Weibull分布均呈现双态分布,使用Ti-B4C-Cr+25wt.% NiCoCrAlY混合粉末制备涂层的显微硬度分散性低于使用Ti-B4C-Co+25wt.% NiCoCrAlY粉末所获取的涂层。Ti-B4C-Cr+25wt.% NiCoCrAlY混合粉末沉积的涂层平均弹性模量为236.3±42.5GPa,其孔隙率约为10.46%,涂层中的显微孔隙直径主要分布在0.2μm左右,退汞后残留在涂层中汞的含量为0.18 ml/g。而使用Ti-B4C-Co+25wt.% NiCoCrAlY混合粉末制备复合涂层的孔隙率约为12.27%,涂层中的显微孔隙直径主要分布在1μm左右,退汞后残留在涂层中汞的含量为0.25 ml/g。在选定的涂层厚度范围内,两种复合涂层的结合强度均随涂层厚度的增加而降低。但是,在相同厚度条件下,使用Ti-B4C-Cr+25wt.% NiCoCrAlY混合粉末制备复合涂层的结合强度略高。在大气环境下对反应等离子喷涂态复合涂层进行表面激光重熔没有改变涂层的物相组成。喷涂态涂层的粗糙表面在激光重熔后变得较为光滑,表面孔隙及未熔组织大幅度减少。使用不同热喷涂粉末制备的TiB2-TiC0.3N0.7基复合涂层经表面激光重熔后,其表面和截面的显微硬度都得到很大提升。但是,表面激光处理后并没有改变涂层的各向异性,截面显微硬度仍然高于表面显微硬度。两种重熔态涂层截面显微硬度的Weibull分布依然呈双态分布,使用Ti-B4C-Cr+25wt.% NiCoCrAlY混合粉末制备的涂层经表面激光重熔后,其显微硬度分散性较低,组织均匀性较高。由于激光表面处理的快速加热及冷却,重熔态涂层表面不可避免的分布着一些微裂纹。磨粒磨损、粘着磨损和氧化磨损在喷涂态复合涂层的干摩擦磨损测试过程中同时对涂层进行研磨。但是,在某一阶段,一种磨损机制起主要作用。而当高速、高载同时对喷涂态涂层作用时,涂层的磨损机制转变为疲劳磨损。喷涂态TiB2-TiC0.3N0.7基复合涂层经过表面激光重熔后,其耐磨性能得到大幅度提升。重熔态涂层的主要磨损机制随着加载载荷的变化而相应改变。低载荷以氧化磨损为主,转变为中载荷以磨粒磨损为主,再演变为高载荷以粘着磨损为主,但是多种磨损机制在整个摩擦磨损实验过程中共同起着作用,对涂层材料进行研磨。重熔态涂层在高速及高载荷的作用下,其磨损机制主要是疲劳磨损。
