劉亞楠，孫榮祿,2，張?zhí)靹?，牛?2

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Ti811合金表面激光熔覆涂層微觀組織及性能研究

劉亞楠1，孫榮祿1,2，張?zhí)靹?，牛偉1,2

（1.天津工業(yè)大學(xué) 機(jī)械工程學(xué)院，天津 300387；2.天津市現(xiàn)代機(jī)電裝備技術(shù)重點(diǎn)實(shí)驗(yàn)室， 天津 300387；3.中國民航大學(xué) 工程技術(shù)訓(xùn)練中心，天津 300300）

研究Ti811合金表面激光熔覆涂層的微觀組織及磨損性能。利用激光熔覆技術(shù)，在Ti811合金表面激光熔覆原位合成了TiC+TiB2增強(qiáng)鎳基復(fù)合涂層。利用X射線衍射儀（XRD）、掃描電鏡（SEM）、電子探針（EPMA）、顯微硬度計(jì)和摩擦磨損試驗(yàn)機(jī)，系統(tǒng)地研究了熔覆層的物相組成、顯微組織、顯微硬度及摩擦磨損性能，并利用二維點(diǎn)陣錯配度理論對TiC的細(xì)化機(jī)理進(jìn)行分析。激光熔覆涂層與基體呈良好的冶金結(jié)合，熔覆層生成物相主要由TiC、TiB2、Ti2Ni和γ-Ni組成，其中TiC呈等軸枝晶狀和花瓣?duì)?，Y2O3的（111）面與TiC的（110）面之間的二維點(diǎn)陣錯配度為6.813%，Y2O3作為TiC的非均質(zhì)形核核心為中等有效。熔覆層的平均顯微硬度為913.93HV0.5，約為基體Ti811硬度的2.4倍。熔覆層摩擦系數(shù)穩(wěn)定在0.45~0.52之間，磨損機(jī)理主要為粘著磨損與磨粒磨損。采用激光熔覆技術(shù)能夠在Ti811合金表面成功制備Ni基復(fù)合增強(qiáng)涂層。熔覆層中Y2O3顆粒具有細(xì)晶強(qiáng)化、彌散強(qiáng)化、增加形核率的作用，熔覆層具有較高的顯微硬度與良好的耐磨損性能。

激光熔覆；Ti811合金；稀土；Y2O3；顯微組織；磨損性能

鈦合金硬度低、耐磨性能差等因素很大程度上限制了其進(jìn)一步應(yīng)用，而激光熔覆技術(shù)具有無污染、能夠制備出與基體呈冶金結(jié)合的涂層等優(yōu)點(diǎn)，已成為目前鈦合金表面改性的研究熱點(diǎn)之一[1-3]。如Zhang等[4]采用激光熔覆技術(shù)在TC4表面原位制備了Y2O3顆粒增強(qiáng)Ni/TiC增強(qiáng)涂層，結(jié)果表明，Y2O3顆粒均勻分布于整個重熔層中，涂層最高顯微硬度可達(dá)1380HV。張?zhí)靹偟萚5]利用激光熔覆技術(shù)在Ti811表面制備了TC4激光熔覆層，彌散分布的納米Ti3Al顆粒顯著提高了涂層的耐磨損性能。稀土具有細(xì)化晶粒、凈化熔池、改善晶界狀態(tài)及抑制柱狀晶生長等作用，在改善金屬材料性能方面得到了廣泛應(yīng)用[6]。Li等[7]利用激光熔覆技術(shù)在TC4合金表面制備了TiC/TiN+ TiCN增強(qiáng)復(fù)合涂層，發(fā)現(xiàn)添加1.5%納米CeO2后，熔覆層組織細(xì)化，生成的Ti3Al、TiC、TiN、Ti2Al20Ce等物相提高了基體的顯微硬度與耐磨損性能。Qu等[8]研究了Ce元素對鑄態(tài)過共晶 Fe-Cr-C合金組織的影響，結(jié)果顯示，Ce2O2S可以作為非均質(zhì)形核核心來細(xì)化和球化初生M7C3。韓麗影等[9]在38CrMoAl鋼表面制備了不同Y2O3含量的WC/Ni激光合金化涂層，發(fā)現(xiàn)當(dāng)加入1%Y2O3時，合金化層顯微硬度最高可達(dá)781HV0.2，摩擦系數(shù)與磨損量分別為基體的17%與8.9%。

基于以上研究發(fā)現(xiàn)，目前對于稀土在激光熔覆技術(shù)中的細(xì)化機(jī)制問題，仍缺乏必要的研究，故本試驗(yàn)采用激光熔覆技術(shù)，在Ti811合金表面制備了Ni基稀土激光熔覆涂層，研究了熔覆層的微觀組織及表面耐磨性，并采用Bramfitt二維點(diǎn)陣錯配度理論分析Y2O3的細(xì)化機(jī)理，為激光熔覆細(xì)化技術(shù)提供了一定的理論參考，對進(jìn)一步研究鈦合金激光熔覆技術(shù)具有一定的實(shí)際意義。

1 試驗(yàn)

1.1 試驗(yàn)材料

基材選用Ti811鈦合金，其化學(xué)成分如表1所示。利用DK7732型電火花線切割機(jī)對基體進(jìn)行切割，制得尺寸為40 mm×30 mm×8 mm的試樣，基體表面采用噴砂處理方式去除氧化膜及污染物，之后用無水乙醇清洗干凈。激光熔覆粉末為74%Ni60+20%TC4+ 5%NiCr-Cr3C2+1%Y2O3球形粉末，Ni60 （40~100 μm）、TC4（40~100 μm）、NiCr-Cr3C2（20~60 μm）和Y2O3（20~80 μm）球形粉末的純度均>99%。各粉末的SEM形貌、EDS元素分析結(jié)果如圖1所示。

表1 Ti811合金化學(xué)成分

Tab.1 Chemical composition of Ti811 alloy wt%

1.2 激光加工

采用德國TRULASER Cell 7040激光加工中心，激光器為通快TRUMPF Laser TruDisk 4002光纖激光器，采用同步送粉激光熔覆技術(shù)進(jìn)行加工。優(yōu)化后的工藝參數(shù)為：激光功率=900 w，掃描速度= 500 mm/min，激光束直徑=3 mm，多道搭接率50%，送粉速度5.0 g/min，送粉氣體為氦氣（氣體流量 7 L/min），保護(hù)氣體為氬氣（氣體流量11 L/min），激光頭焦距為16 mm。

1.3 性能測試

采用D8型X射線衍射儀對涂層物相進(jìn)行檢測，儀器采用CuKα靶材，加速電壓40 kV，電流150 mA，衍射范圍10°~90°，衍射速度10 (°)/min。利用卡爾蔡司Sigma 500場發(fā)射型掃描電子顯微鏡觀察分析熔覆層的微觀組織結(jié)構(gòu)與摩擦磨損表面形貌，采用OXFORD X-MaxN能譜分析儀對各個物相進(jìn)行EDS元素分析。利用日本JXA-8530F場發(fā)射電子探針分析熔覆層中元素分布狀況，測試時間為2 h。利用TUKON 2500顯微硬度計(jì)測試涂層的顯微硬度，加載載荷為5 N，加載時間為10 s，沿熔覆層表層至基體每隔0.1 mm測定顯微硬度值，每個位置水平測量三次后取其平均值。使用布魯克UMT摩擦磨損試驗(yàn)機(jī)測試熔覆層的摩擦磨損性能，磨損載荷為100 N，磨損時間為90 s。

圖1 熔覆粉末的SEM形貌圖和EDS元素分析

2 結(jié)果及分析

2.1 熔覆層宏觀形貌

圖2為熔覆層的橫截面SEM形貌圖。由圖2可以發(fā)現(xiàn)，熔覆層結(jié)合區(qū)整體呈波浪形過渡曲線特征，這是由于單道激光熔覆時結(jié)合區(qū)吸收激光的能量較大，此結(jié)合區(qū)相對熔覆層表層呈外凸特征，而搭接區(qū)由于能量密度相對較小、溫度較低而呈內(nèi)凹特征。由圖2可知，熔覆層最大厚度約為1.32 mm，無裂紋產(chǎn)生，但存在少量氣孔，推測是由于在激光熔覆過程中，熔覆粉末和Ti811基體間隙中殘余的氣體、H2O以及熔覆粉末中少量的C元素反應(yīng)，生成了CO、CO2，而這些物質(zhì)在激光熔覆快速凝固前來不及上浮逸出，而固封在熔覆層內(nèi)部[10]。

圖2 熔覆層橫截面的SEM照片

2.2 熔覆層物相成分分析

圖3為熔覆粉末和熔覆層的XRD衍射分析圖譜。由圖3a—d可以發(fā)現(xiàn)，原始Ni60粉末主要由γ-Ni和一些金屬間化合物（Ni3B、CrB、Cr2B和Cr23C6）組成，TC4粉末主要由α-Ti和β-Ti組成，NiCr-Cr3C2粉末主要由(Cr,Ni)和Cr3C2組成，Y2O3粉末中全部為Y2O3。在熔覆粉末XRD圖譜中并沒有發(fā)現(xiàn)氧化物等其他雜質(zhì)相的衍射峰，表明所用的熔覆粉末均具有較好的純度。觀察圖3e中XRD標(biāo)定結(jié)果可以看出，熔覆層生成物相主要包含TiC、TiB2、Ti2Ni和γ-Ni。在激光熔覆過程中，基體Ti811表面層和熔覆粉末同時熔化，因此由于稀釋效應(yīng)，從基體Ti811中釋放的Ti元素會進(jìn)入熔池。同時少量的Al、V元素也會從基體進(jìn)入熔池，然后在熔池中發(fā)生復(fù)雜的化學(xué)反應(yīng)，從而形成上述各種物相。Ti元素和B、C元素在激光熔覆熔池對流作用下相互混合，發(fā)生[Ti]+[C]=TiC和[Ti]+2[B]=TiB2化學(xué)反應(yīng)，形成TiC和TiB2，Ti元素與Ni元素發(fā)生Ti+2[Ni]=Ti2Ni反應(yīng)形成金屬間化合物Ti2Ni，而剩余的Ni元素與Al、Cr、Fe、Si等元素固溶，形成了基底γ-Ni。生成相中的大量Ti元素不僅來源于TC4粉末中的Ti，也包含基體Ti811合金中通過擴(kuò)散滲入到熔覆層與基體界面區(qū)的部分Ti元素，有利于基體與熔覆層間形成微區(qū)冶金結(jié)合，提高結(jié)合強(qiáng)度。

圖3 熔覆粉末和熔覆層的XRD衍射分析圖譜

圖4為熔覆層橫截面不同位置的SEM典型形貌，由圖4c可以發(fā)現(xiàn)，熔覆層分為三個區(qū)域—熔覆區(qū)（CZ）、結(jié)合區(qū)（BZ）和熱影響區(qū)（HAZ），熔覆層與基體間形成了一條結(jié)合線（Bonding line），呈良好的冶金結(jié)合。圖4a為熔覆層的低倍SEM圖，可見大量析出相均勻分布于熔覆層中。圖4b—d分別為熔覆層上部、結(jié)合區(qū)與中部的典型SEM圖，可以看出，熔覆層主要由等軸枝晶及花瓣?duì)钕郃1、條狀及棒狀相A2、不規(guī)則條狀相A3及基底A4組成。表2為各物相組織的EDS分析，由于EDS對于原子序數(shù)在11以下的元素檢測存在偏差，所以表2中的C、B等元素的檢測數(shù)據(jù)存在一定的誤差[11]。結(jié)合XRD檢測結(jié)果與EDS分析可知，A1相主要包含Ti、C元素，且Ti、C原子比接近1∶1，A2相的Ti、B原子比值約為1∶2，A3相的Ti、Ni元素原子比近似為2∶1，A4相主要由Ni、Cr、Al、Fe、Si等元素組成。由此可知，A1、A2為增強(qiáng)相TiC和TiB2，A3為金屬間化合物Ti2Ni，A4為基底γ-Ni。同時，由于激光熔覆冷卻速度超過了鈦合金的臨界冷卻速度（200 ℃/s），由圖4c可以發(fā)現(xiàn)，臨近熔覆層的熱影響區(qū)（HAZ）出現(xiàn)針狀馬氏體[12-14]。

圖4 熔覆層橫截面的SEM微觀形貌

表2 EDS分析結(jié)果

Tab.2 EDS analysis results

2.3 電子探針元素分布分析

圖5為熔覆層橫截面電子探針元素分布圖。由EPMA元素分布分析結(jié)果可知，等軸枝晶和花瓣?duì)钕郃1主要含Ti、C元素，條狀及棒狀相A2主要由Ti、B、V元素組成，細(xì)條狀不規(guī)則相A3主要含Ti、Ni、V元素，基底A4主要由大量分布的Ni、Al、Cr、Fe、Si等元素組成，且各物相組成元素分布情況對應(yīng)良好，可以確定A1、A2、A3及A4相依次為TiC、TiB2、Ti2Ni及γ-Ni，與之前的XRD、SEM及EDS分析結(jié)果吻合。在圖5a中背散射電子原子序數(shù)襯度成像情況下，可以觀察到熔覆層中彌散分布著納米尺寸的白色顆粒相，由EPMA面掃元素分布分析結(jié)果可以看出，白色顆粒相主要包含Y和O兩種元素，推測其為納米Y2O3相。納米Y2O3的形成可能與以下兩個過程有關(guān)：一是加入的Y2O3粉末在激光合金化作用下發(fā)生溶解，直接成為納米尺寸；二是在激光熔覆凝固過程中Y、O元素的固溶度逐漸降低，導(dǎo)致部分Y和O元素被排出，最終形成納米Y2O3顆粒。

圖5 熔覆層電子探針元素分布圖

2.4 二維點(diǎn)陣錯配度計(jì)算

由圖6所示的Ti-C二元合金相圖分析可以確定，激光熔覆熔池凝固過程經(jīng)歷了以下三個階段：初晶TiC，二元共晶（β-Ti+TiC），固態(tài)相變[15]。當(dāng)體系從液相開始冷卻時，首先發(fā)生勻晶轉(zhuǎn)變L→L1+TiC，由于一開始過冷度和液相線斜率都比較大，所以在凝固過程中，隨著溫度的降低，初晶TiC會以樹枝晶狀從熔池中析出。由于此時處于液相狀態(tài)，晶核有足夠的生長空間，為樹枝晶狀組織長大提供了必備條件，因此初晶TiC將長成為發(fā)達(dá)的樹枝晶狀。當(dāng)溫度不斷降低，達(dá)到共晶轉(zhuǎn)變溫度時，發(fā)生二元共晶反應(yīng)L→β-Ti+TiC，此時β-Ti和TiC以相互依附、共同長大的方式同時析出，由于受到β-Ti的影響，TiC不會自由生長，這就會導(dǎo)致析出的共晶TiC呈等軸或者近等軸狀。隨著凝固過程的進(jìn)行，溫度繼續(xù)降低至920 ℃時，將發(fā)生β-Ti→α-Ti轉(zhuǎn)變，由二元相圖可以看出，隨著溫度不斷降低，C在α-Ti中的固溶度逐漸降低，從而導(dǎo)致在不斷冷卻過程中會有C從基體內(nèi)通過擴(kuò)散作用與熔體中的Ti反應(yīng)，產(chǎn)生二次析出TiC。

圖6 Ti-C二元合金相圖

由圖4中SEM及圖5中EPMA圖可以觀察到，熔覆層中TiC均為等軸枝晶及花瓣?duì)?，并未發(fā)現(xiàn)粗大的樹枝晶狀TiC，這是由于激光熔覆粉末中加入了1%Y2O3所致。而Y2O3具有細(xì)化晶粒的作用，主要體現(xiàn)在三個方面：（1）稀土氧化物Y2O3具有細(xì)化晶粒的作用，容易吸附聚集在晶界表面，降低形核功；（2）Y2O3在液相中能夠完全溶解，而在固相中的溶解度則非常小，當(dāng)熔池中的金屬凝固時，Y2O3將富集在長大的晶粒前沿，阻礙其長大，從而達(dá)到細(xì)化晶粒的作用[16]；（3）未完全熔化的Y2O3可以作為非均質(zhì)形核的核心，提高熔池內(nèi)的形核率[17]。目前，Y2O3在前兩方面的作用已有大量文獻(xiàn)報(bào)道，而Y2O3是否可以作為非均質(zhì)形核核心，主要與Bramfitt二維點(diǎn)陣錯配度理論有關(guān)。Bramfitt二維點(diǎn)陣錯配度公式[18]：

根據(jù)Bramfitt二維點(diǎn)陣錯配度理論，非均質(zhì)形核時，<6%的核心最有效，為6%~12%的核心為中等有效，>12%的核心為無效?；贐ramfitt二維點(diǎn)陣錯配度理論，以Y2O3和TiC為例，計(jì)算兩者之間的二維點(diǎn)陣錯配度，來判斷Y2O3是否可以作為TiC的非均質(zhì)形核核心而細(xì)化TiC，以提高熔覆層表面性能。

Y2O3和TiC均具有面心立方結(jié)構(gòu)，空間群結(jié)構(gòu)為FM-3M，利用Materials Studio 2017軟件構(gòu)建出Y2O3和TiC的晶體結(jié)構(gòu)，如圖7，晶格參數(shù)如表3所示。

圖7 晶體結(jié)構(gòu)

表3 Y2O3與TiC的晶格參數(shù)

Tab.3 Lattice constants of Y2O3 and TiC

為了更好地獲得Y2O3與TiC原子之間的界面匹配關(guān)系，二維點(diǎn)陣錯配度計(jì)算選擇低指數(shù)晶面，計(jì)算結(jié)果與兩者匹配關(guān)系見表4和圖8。由表4可以看出，Y2O3的(111)面與TiC的(110)面之間的二維錯配度僅為6.813%，為中等有效非均質(zhì)形核。同樣YUN等[19]用二維點(diǎn)陣錯配度理論計(jì)算發(fā)現(xiàn)，Y2O3的(001)面與M7C3的(100)面間的錯配度為4.911%，即Y2O3可以成為M7C3的非均質(zhì)形核核心來細(xì)化初生M7C3碳化物，提高過共晶Fe-Cr-C堆焊合金性能。據(jù)此可以判斷，Y2O3可以成為TiC的非均質(zhì)形核核心來細(xì)化TiC，同時熔覆層中加入Y2O3后表現(xiàn)出的細(xì)化晶粒作用也主要基于以上三方面因素。另外，Y2O3具有凈化熔池的作用，可與激光熔覆過程中的雜質(zhì)元素發(fā)生反應(yīng)，形成細(xì)小的稀土化合物，而這些化合物也可以成為非均質(zhì)形核的核心來增加形核率，進(jìn)一步促進(jìn)晶粒細(xì)化[20]。

表4 Y2O3與TiC之間的晶格錯配度計(jì)算

Tab.4 Calculated lattice misfit between Y2O3 and TiC

圖8 (111)Y2O3與(110)TiC晶體學(xué)關(guān)系圖

2.5 顯微硬度分析

熔覆層由表及里的顯微硬度分布曲線如圖9所示?？梢钥闯?，熔覆層顯微硬度整體呈階梯式逐漸減小的趨勢，可分為3個區(qū)域，分別為表層組織致密均勻的熔覆層（Coating）、中部的熱影響區(qū)（HAZ）及底部的基體（Substrate）。與Ti811基體相比，熔覆層具有更高的顯微硬度。熔覆層平均顯微硬度為913.93HV0.5，約為基體Ti811硬度（約380HV0.5）的2.4倍。熔覆層顯微硬度提高的主要原因?yàn)椋海?）熔覆層中分布著高硬度的陶瓷增強(qiáng)相TiC、TiB2[21-23]及納米Y2O3顆粒的彌散強(qiáng)化作用；（2）一般情況下，金屬硬度會隨著其強(qiáng)度的增大而增加，而陶瓷材料的強(qiáng)度與晶粒尺寸的關(guān)系符合Hall-Pitch公式[24-25]，見式（2）。

圖9 熔覆層顯微硬度分布曲線

2.6 摩擦磨損性能分析

圖10a為基體ti811和熔覆層的摩擦系數(shù)對比曲線，圖10b、c分別為基體Ti811與熔覆層磨損表面SEM圖。由圖10a可見，熔覆層的摩擦系數(shù)穩(wěn)定在0.45~0.52之間，基體Ti811的摩擦系數(shù)穩(wěn)定在0.66~0.70之間，前者小于后者，說明熔覆層具有較高的耐磨損性能，可以明顯改善Ti811表面的耐磨性。由圖10b可以看出，基體Ti811磨損表面存在深且寬的犁溝，并存在材料剝落與磨?，F(xiàn)象，磨損機(jī)理為粘著磨損與磨粒磨損。圖10c中熔覆層的磨損表面則比較平坦，存在細(xì)淺的犁溝并伴隨微小顆粒附著現(xiàn)象，磨損機(jī)理為粘著磨損與磨粒磨損。可見，基體Ti811具有更深更寬的磨損軌跡，磨損程度較大，摩擦學(xué)性能較差，表明熔覆層比基體具有更好的耐磨性。熔覆層耐磨性提高主要是由于，熔覆層中原位生成的增強(qiáng)相TiC與TiB2在熔覆層與摩擦副對磨過程中承擔(dān)了主要載荷，起到了“骨架”作用，同時熔覆層中納米Y2O3顆粒的彌散強(qiáng)化作用也增強(qiáng)了抵抗外部硬質(zhì)顆粒劃傷的能力，有效阻礙了磨粒鍥入，縮短了粘著磨損過程中撕裂剪切點(diǎn)的行程，減輕了粘著磨損程度，從而提高了熔覆層耐磨性[26-27]。

圖10 基體Ti811和熔覆層的摩擦系數(shù)曲線與磨損表面形貌

3 結(jié)語

1）利用同步送粉激光熔覆技術(shù)，在Ti811合金表面制備了Ni60+TC4+NiCr-Cr3C2+Y2O3多道搭接激光熔覆涂層，熔覆層生成相主要由TiC、TiB2、Ti2Ni和γ-Ni組成，其中TiC呈等軸枝晶狀與花瓣?duì)?，白色納米Y2O3顆粒彌散分布在熔覆層中，Y2O3起到了細(xì)晶強(qiáng)化、彌散強(qiáng)化與增加形核率的作用。

2）Y2O3的(111)面與TiC的(110)面之間的二維點(diǎn)陣錯配度為6.813%，Y2O3作為TiC的非均質(zhì)形核核心為中等有效，從而細(xì)化了TiC，提高了熔覆層的表面性能。

3）熔覆層平均顯微硬度為913.93HV0.5，約為基體Ti811硬度的2.4倍。熔覆層的摩擦系數(shù)穩(wěn)定在0.45~0.52之間，磨損機(jī)理主要為粘著磨損與磨粒磨損，具有較高的顯微硬度與良好的耐磨損性能。

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Microstructures and Properties of Laser Cladding Coating on Ti811 Alloy Surface

1,1,2,3,1,2

(1.School of Mechanical Engineering, Tianjin Polytechnic University, Tianjin 300387, China; 2.Tianjin Area Major Laboratory of Advanced Mechatronics Equipment Technology, Tianjin 300387, China; 3.Engineering Technology Training Center, Civil Aviation University of China, Tianjin 300300, China)

The work aims to study the microstructures and wear resistance of laser cladding coating on Ti811 alloy surface. A Ni-based composite coating reinforced by in situ synthesized TiC and TiB2was prepared on Ti811 by laser cladding. Phase, microstructure, microhardness and wear resistance of the cladding coating were investigated by X-ray diffraction (XRD), scanning electron microscopy (SEM), electron probe microscopic analyzer (EPMA), Vickers hardness tester, and friction wear testing machine. Moreover, the refinement mechanism of TiC was also discussed by the two-dimensional lattice misfit theory. A good metallurgical bonding was formed between the laser cladding coating and substrate, the main phase composition of the cladding coating included TiC, TiB2, Ti2Ni and γ-Ni, of which TiC was equiaxial dendrite and petal shape, and the two-dimensional lattice misfit between the face (001) of Y2O3and the face (110) of TiC was 6.813%, which indicated that Y2O3as the heterogeneous nuclei of TiC was middle-effective. The average microhardness of the cladding coating was 913.93HV0.5, about 2.4 times than that of the substrate. The friction coefficient of the cladding coating kept stable between 0.45 and 0.52, and the main wear mechanisms were adhesive wear and abrasive wear. The Ni-based composite coating can be successfully prepared by laser cladding technology on Ti811 alloy surface. Y2O3particles in the cladding coating have the effects to strengthen fine crystal, reinforce dispersion and increase nucleation rate. Meanwhile, microhardness and wear resistance of the cladding coating are increased dramatically.

laser cladding; Ti811 alloy; rare earth; Y2O3; microstructure; wear resistance

2018-05-10；

2018-07-23

LIU Ya-nan (1992—), Male, Master, Research focus: laser surface modification.

National Natural Science Foundation of China (51371125)

SUN Rong-lu (1964—), Male, Doctor, Professor, Research focus: surface engineering. E-mail: tjgdlyn@163.com

孫榮祿（1964—），男，博士，教授，主要研究方向?yàn)楸砻婀こ?。郵箱：tjgdlyn@163.com

TG174.442

A

1001-3660(2019)02-0123-10

10.16490/j.cnki.issn.1001-3660.2019.02.018

2018-05-10；

2018-07-23

國家自然科學(xué)基金項(xiàng)目（51371125）

劉亞楠（1992—），男，碩士，主要研究方向?yàn)榧す獗砻娓男浴?/p>