控制激光烧结作为一种提升Ni-Cr-Ti3SiC2涂层摩擦学性能的策略 Mohammad Ashikul Alam, Nihal Ahmed, Md Abid Hossain, Janak Paudel, Bo Shen, Maharshi Dey, Sujan Ghosh

《Lubricants》：Controlled Laser Sintering as a Strategy for Improved Tribological Performance of Ni-Cr-Ti3SiC2 Coatings Mohammad Ashikul Alam, Nihal Ahmed, Md Abid Hossain, Janak Paudel, Bo Shen, Maharshi Dey and Sujan Ghosh

　　摘要：铝合金较差的摩擦学和机械性能限制了其在需要低摩擦系数（COF）和高耐用性的实际应用中的使用。本研究测试和评估了一种新型激光烧结Ni-Cr涂层，以改善Al合金（Al 6061）基体的承载能力和摩擦学性能。作者证明，激光烧结循环次数是决定Ni-Cr涂层分散性、微观结构致密性和摩擦学性能的关键工艺参数。随着激光循环次数的增加，表面形态得到了优化，涂层分散性得到改善，颗粒间结合力得到增强。结果，经过三循环后的平均耐用性是单次激光循环后的七倍，并且摩擦系数显著提高。为了进一步提高耐用性和承载能力，在Ni-Cr涂层中引入了Ti3SiC2。含有10 wt% Ti3SiC2的涂层耐用性提高了20倍，失效时间延长至约70,000秒（700米），同时保持了较低的摩擦系数（约0.48）。这项研究表明，在现有的小型加工范围内，可以改善表面性能。总体而言，激光烧结Ni-Cr-10wt%Ti3SiC2涂层显示出提高Al 6061摩擦学和机械性能的潜力，有助于研究人员和其他利益相关者在Al6061及类似材料系统上制备附着力强、耐用且具有良好摩擦特性的复合涂层。

1. 引言
废水和浆料泵中的磨损和效率损失主要由颗粒载荷流下的固体颗粒侵蚀、磨损和滑动磨损引起，而不仅仅是合金本身的强度。在含有沙砾的离心泵中，损伤通常集中在叶轮入口和尾部区域、磨损环以及壳体/蜗壳表面，这些地方的局部流动结构加剧了颗粒撞击，加速了表面破坏、间隙增长和性能下降[1,2,3,4,5,6,7,8]。实验和数值研究表明，侵蚀严重程度和磨损局部化强烈依赖于颗粒速度、撞击角度、湍流-颗粒相互作用以及部件几何形状，导致材料去除不均匀和重复的微观结构损伤[8,9]。这些工作条件要求涂层系统具备机械耐用性、稳定的氧化性能和良好的摩擦学性能。
Ni-Cr基涂层因金属基体提供的韧性、附着力和抗氧化性而被广泛应用于涡轮机械中，而增强相则提高了承载能力和耐磨性[10,11,12,13]。涂层性能受微观结构连续性、缺陷密度和相分散性的影响，这些因素直接影响滑动条件下的摩擦氧化行为、摩擦稳定性和磨损轨迹演变[14,15,16]。Ni-Cr系统的一个显著特点是形成了Cr2O3钝化层，当这些钝化层连续且附着力强时，可以减缓氧化[17,18]。对Ni-30Cr合金的直接标记和NanoSIMS测量表明，在500至900°C范围内，Cr2O3的生长受扩散控制，表现出抛物线动力学，这突显了晶界和界面缺陷作为快速扩散通道的关键作用[18,19,20,21]。因此，制造工艺至关重要：热喷涂的NiCr和NiCrAlY涂层常含有层状喷射结构和孔隙及微裂纹，这些会促进氧气侵入和应力局部化，而扩散辅助的后处理可以减少孔隙率并提高附着力和硬度[19,20,22]。另一方面，在高温滑动条件下，摩擦学性能由摩擦氧化决定。含有Cr2O3、NiO和NiCr2O4的富氧化物摩擦层在形成致密玻璃层后可以使摩擦系数稳定在0.4–0.5左右。相反，多孔或结合不良的涂层表现出不稳定的摩擦和加速的磨损[21,22,23]。微观结构设计和增强策略进一步改善了性能。文献表明，通过控制摩擦氧化动力学，氧化工程化的NiCr粉末可以减少磨损[24]，Cr3C2-NiCr复合材料在高温下具有900–1100 HV的硬度，并提高了耐磨性[25,26]。MAX相提供了额外的增强潜力；然而，抗氧化性取决于相组成，Ti3SiC2形成多孔的TiO2基钝化层，而Cr2AlC形成致密的氧化铝基保护层[27]。Ti3SiC2-SiC复合材料在1200°C以下表现出扩散控制的氧化，并降低了氧化速率，而基于Ti3SiC2和Ti3AlC2系统的摩擦学研究表明形成了支撑载荷并减少摩擦的致密氧化层[28,29]。

基于激光的加工通过重复的热暴露提供了强大的微观结构控制方法。无论标称能量密度如何，激光表面重熔和重新扫描都能独立修改熔池重叠、缺陷分布和微观结构细化，从而实现对涂层完整性和功能性能的靶向控制[30,31,32]。基于这些原理，本研究将激光烧结循环次数作为Ni-Cr/Ti3SiC2复合涂层的主要设计变量，用于废水泵叶轮和磨损环的应用。之前也有报道使用Ni作为粘合剂的类似复合材料，包括TiC-Mo-Ni、Ti(C, N)和其他陶瓷材料[33]。这些研究进一步强调了理解这些广泛应用的陶瓷材料的可优化制造工艺的重要性。
Al6061是一种广泛使用的铝合金，具有良好的耐腐蚀性、中等强度和良好的加工性。它在工业中作为结构材料、汽车、航空航天、机械等多个领域都有广泛应用。特别是在移动机械应用中，Al6061材料会直接与钢表面接触，包括紧固件、汽车轴和轴承、螺栓和接头、机械中的滑块等。因此，了解Al6061的摩擦学性能及其改进方法尤为重要[34,35]。
本研究系统地研究了激光循环驱动的微观结构演变及其对含颗粒泵环境中摩擦学性能的影响。在这些材料-工艺系统中，工艺优化往往受到涂层质量的限制。特别是，本研究探讨了在工艺窗口较小的情况下改善表面摩擦学性能的方法。虽然增加烧结循环次数或激光功率可以提高涂层的密度和机械强度，但工艺窗口有限的材料使得性能提升更加具有挑战性。因此，在小参数范围内识别并系统地实施细微工艺变化以获得更好的表面性能和涂层耐用性至关重要。本工作的假设基于扩散控制氧化、扩散辅助致密化和氧化物玻璃化驱动的摩擦稳定性与涂层耐用性之间的关联[18,21,22,23,29]。此外，最近的激光循环驱动微观结构工程研究展示了这一研究的潜力[30,31,32,36]。该研究的一部分已在会议论文集中发表[37]。本手稿通过对激光循环驱动的微观结构演变进行更系统的分析、定量颗粒尺寸评估、详细的磨损轨迹和对面表征、基于划痕测试的附着力评估，以及将摩擦学性能与涂层劣化和磨损机制联系起来的更广泛讨论，对早期工作进行了扩展。

2. 材料与方法
2.1. 样品制备
本研究使用了1.5英寸×3英寸的铝合金（Al 6061）基体。在涂层沉积之前，对基体进行清洁以去除表面污染物并提高涂层附着力。首先使用丙酮去除油脂和有机残留物，然后使用去离子水清洗并在空气中干燥。
首先制备了不含Ti3SiC2的Ni-Cr涂层，以评估创建符合Al6061合金基体的Ni-Cr涂层所需的SLS参数和烧结循环次数。准备了80–20 wt%的Ni（<150 μm，99.99%纯度，sigma aldrich，圣路易斯，密苏里州）和Cr（<45 μm，≥99%纯度）粉末混合物。使用球磨机（mse pro，mse supplies，图森，亚利桑那州）混合粉末，以达到适合SLS的均匀混合物。四个直径为6.35毫米的不锈钢球作为研磨介质。通过25 kW的喷雾辅助静电涂层工艺（vevor，上海，中国）将Ni-Cr沉积在Al合金基体上，喷淋循环次数限制为单次通过，以确保所有样品的一致性。这种制造方法代表了通常的硬质材料行业[38]。图1显示了用于样品准备的SLS方法示意图。使用Snapmaker 10 W激光模块（Snapmaker Inc.，深圳，中国）安装在Snapmaker模块化制造平台上进行了选择性激光烧结。激光烧结的固定激光功率为10%（约1 W）。最初制备了1、2和3个烧结循环的Ni-Cr涂层，并评估了它们的摩擦学性能，以确定适合良好附着的涂层的烧结循环次数。在应用多次激光处理的情况下，同一区域会重复扫描而不添加额外粉末。这种重复扫描增加了累积的激光暴露时间，同时保持相同的名义加工条件。
2.2. 样品表征
2.2.1. 表面形态
使用扫描电子显微镜（SEM）（JEOL 7000F，JEOL Ltd.，东京，日本）研究了激光烧结的Ni-Cr和Ni-Cr-Ti3SiC2涂层的表面形态。使用能量分散光谱（EDS）（EDAX Element，EDAX，马瓦，新泽西州，美国）研究了涂层表面的化学组成。使用光学显微镜（Keyence Corporation，大阪，日本）测量了涂层厚度。通过控制喷涂在基体上的粉末质量，将涂层厚度维持在5–6 μm（图S1）。所有图像分析均使用ImageJ（1.54g）进行。
2.2.2. 摩擦学测试（摩擦和磨损）
使用多功能摩擦计（RTEC）在球-盘配置下评估了Ni-Cr涂层的摩擦学性能。测试使用直径为6.35毫米的铬钢球作为摩擦对偶。文献中普遍接受铬钢作为摩擦对偶材料，因为它具有较高的硬度；其耐磨性对测试影响较小；并且常用于滚动机械零件，如球轴承[39,40]。正常负载为2 N，滑动距离为5 mm，滑动速度为10 mm/s，采用线性往复模式，加速度为1 mm/s2。测试失败标准设定为摩擦系数（COF）为0.8，相当于纯铝的摩擦系数[41]。为了确定涂层的耐用性，对每个经过1、2和3个烧结循环的Ni-Cr涂层进行了3次测试。Ni-Cr-Ti3SiC2复合涂层也使用上述相同的测试程序进行了测试。对含有0、5和10 wt% Ti3SiC2的Ni-Cr-Ti3SiC2涂层分别进行了3次测试，报告了平均COF和耐用性。摩擦学测试完成后，使用SEM和Keyence光学显微镜（Keyence 970F，Keyence Corp., 大阪，日本）检查了磨损轨迹轮廓。还使用Keyence光学显微镜研究了样品的对面。进一步使用SEM-EDS分析了磨损轨迹的化学组成，包括EDS映射。
2.2.3. 划痕测试
为了研究涂层与基体的附着力以及含有0、5和10 wt% Ti3SiC2的Ni-Cr-Ti3SiC2涂层的临界失载，进行了划痕测试，通过在线性时间内将负载从0.1变化到5 N，速度为0.1 mm/s。使用了一个尖端半径为100微米的金刚石探针作为对试样。所有划痕测试的划痕长度均为5毫米。划痕测试后，使用Keyence 3D激光扫描光学显微镜（Keyence, 970F，Keyence Corp.，日本大阪）评估了磨损轨迹，以研究内聚性（Lc1）和粘附性失效（Lc2）。

3. 结果与讨论
3.1 多次激光烧结循环对Ni-Cr涂层的影响
图2显示了经过一次、两次和三次烧结循环处理的Ni-Cr涂层的二次电子（SE）模式下扫描电子显微镜（SEM）图像。图2a中可见涂层中有一个较大的突出颗粒。随着烧结循环次数的增加，颗粒尺寸减小且突出程度降低（图2b,c）。我们还可以观察到，增加激光烧结循环的主要效果是涂层逐渐变得更加致密。从物理角度讲，这种行为是由于热量积聚和颗粒界面的部分熔化所致。

3.2 不同烧结循环次数下Ni-Cr涂层的摩擦学性能
图2显示了经过1次、2次和3次激光烧结循环处理的Ni-Cr涂层的SEM图像：(a) 1次激光循环，(b) 2次激光循环，(c) 3次激光循环。在第一次激光循环中，提供的激光能量主要引发相邻Ni-Cr颗粒之间的表面熔化和颈缩。由于热量迅速传递到铝基底和周围粉末上，熔化区域在固化前有有限的时间扩散。因此，在第一次烧结后许多颗粒间隙仍然未被填充，表面显示出明显的颗粒边界。当进行第二次激光循环时，激光重新加热了第一次循环中部分熔化的Ni-Cr层。这种重新加热导致颗粒接触处发生局部熔化，使熔融材料重新分布到一些剩余的间隙中。结果，颗粒边界变得不那么明显，颗粒间 bonding得到改善，涂层表面覆盖更加连续[42,43]。经过第三次激光循环后，反复的熔化和重新固化进一步改善了颗粒间的 bonding，减少了残余空洞和弱 bonding区域。因此，表面形态从以颗粒为主的结构转变为更加致密的涂层。根据顶视SEM观察结果，在所研究的条件中，三次循环条件下的Ni-Cr涂层具有最均匀和最佳的分布。表1总结了使用不同激光烧结循环处理的Ni-Cr涂层的SEM图像测量得到的表面特征尺寸范围。这些数值是通过ImageJ图像分析软件从校准后的顶视SEM显微照片中估算得出的，作为比较性的表面形态参数，而非真正的三维颗粒直径。

3.3 不同烧结循环次数下Ni-Cr涂层的摩擦学性能
涂层的摩擦学响应反映了激光循环对涂层耐久性和摩擦系数（COF）的改善作用。如图3d所示，平均摩擦系数随着激光循环次数的增加而系统性地降低，从一次循环的约0.55降至两次循环的0.50，再到三次循环的0.45。时间依赖的摩擦曲线（图3a,b）进一步表明，随着涂层分散性的提高，摩擦变得更加稳定。从图3c还可以观察到，经过一次、两次和三次激光循环处理的Ni-Cr涂层的平均耐久性分别达到了350秒、1250秒和3500秒，这对应于滑行距离分别为3.5米、12.5米和35米（基于10毫米/秒的滑行速度）。在单次循环条件下，由于涂层分散性较差，负载集中在离散的承载凸点上，导致这些区域磨损加剧和颗粒脱落，产生粗糙的碎片，从而使滑动界面不稳定，导致摩擦系数迅速上升[43]。随着额外激光循环的施加，涂层颗粒分散性得到改善，负载在接触界面上的分布更加均匀，从而减少了局部应力集中和颗粒脱离现象。由此产生的碎片更细小且分布更均匀，有助于形成稳定的第三体层，从而降低摩擦[43]。经过三次激光循环后，涂层颗粒分散性的改善和颗粒间 bonding的增强进一步减少了残余孔洞和弱 bonding区域。因此，表面形态从以颗粒为主的结构转变为更加致密的涂层。

3.4 Ti3SiC2对Ni-Cr-Ti3SiC2涂层形态的影响
图4显示了在三次激光循环下不同Ti3SiC2含量Ni-Cr涂层的SEM（二次电子）显微图像。基线0 wt% Ti3SiC2涂层保持了激光循环评估阶段观察到的相同形态特征，表现出相对连续的表面和改善的涂层分散性以及减少的颗粒隔离。这证实了优化的三次循环条件能够产生稳定、可重复的Ni-Cr涂层形态，无论是否添加了增强材料。图4显示了Ni-Cr-0wt% Ti3SiC2、Ni-Cr-5wt% Ti3SiC2和Ni-Cr-10wt% Ti3SiC2涂层的SEM图像。(a) Ni-Cr-0wt% Ti3SiC2，(b) Ni-Cr-5wt% Ti3SiC2，(c) Ni-Cr-10wt% Ti3SiC2。添加5 wt% Ti3SiC2后，表面形态发生了明显变化（图4b）。虽然MAX相颗粒在整个涂层中分布，但其分散性不够均匀，观察到局部聚集现象。尽管Ti3SiC2的分解温度显著高于Ni-Cr基体，但优化的激光循环使得部分熔化的Ni-Cr基体能够部分润湿增强材料。然而，在这种较低的增强水平下，固液界面的数量不足以在多次激光照射过程中促进基体的均匀重新分布。因此，Ti3SiC2颗粒更多地表现为局部突起，而非集成增强网络[44]。在10 wt% Ti3SiC2时（图4c），涂层显示出更加均匀的增强颗粒分布。较高的Ti3SiC2体积分数增加了激光烧结过程中的固液界面密度，使得熔化的Ni-Cr基体能够在连续的激光循环中反复润湿、固定并重新分布在热稳定的颗粒周围。Ti3SiC2的结构稳定性使其能够作为刚性支架，使金属基体重新组织，从而改善了涂层分散性，表面特征更加细腻，连续性也得到了提高[43]。

表2记录了不同Ti3SiC2含量Ni-Cr涂层的平均颗粒尺寸。详细分析支持了我们的假设：由于Ti3SiC2颗粒的存在，Ni-Cr颗粒的熔化得到改善，从而导致平均颗粒尺寸减小。随着Ti3SiC2含量的增加，分散性的提高突显了一个关键物理机制：有效的分散性并非由增强材料的熔化决定，而是由激光循环控制下的基体反复熔化和界面润湿所驱动。图5显示了Ni-Cr-0wt% Ti3SiC2、Ni-Cr-5wt% Ti3SiC2和Ni-Cr-10wt% Ti3SiC2涂层的EDS（能量分散 spectroscopy）图谱，其化学组成列在表3中。从图5a可以看出，Ni和Cr颗粒在涂层中分布良好，Ni-Cr-0wt% Ti3SiC2涂层分别含有3.2%和5.4%的Cr和Ni。表3中相对较低的Ni和Cr数值是按面积平均得出的。EDS结果受到铝基底和表面氧化的影响，而不是涂层的实际体积组成。

3.5 Ti3SiC2含量对Ni-Cr涂层摩擦学性能的影响
图6报告了不同Ti3SiC2含量Ni-Cr涂层的平均摩擦系数（COF）、COF曲线和平均耐久性。根据COF曲线（图6a,b），所有三种涂层在测试结束前都表现出相似的稳定COF，约为0.4–0.55，随后出现明显失效，表明对试样和基底发生了接触。0 wt% Ti3SiC2涂层的平均COF约为0.45。相比之下，5 wt% Ti3SiC2涂层的平均COF增加到约0.55，但耐久性降低（图6c,d）。这种摩擦性能的下降可归因于在这一浓度下Ti3SiC2的分散性和界面整合不完全，EDS图谱（图5b）也证明了这一点。高硬度的Ti3SiC2颗粒的局部聚集引入了应力集中，增加了滑动过程中的界面剪切阻力，反而破坏了接触界面的稳定性。随着额外激光循环的施加，涂层颗粒分散性的提高使得负载在接触界面上的分布更加均匀，减少了局部应力集中，抑制了灾难性的颗粒脱落。观察到的碎片更细小且分布更均匀，有助于形成稳定的第三体层，从而降低了摩擦[43]。经过三次激光烧结循环后，涂层分散性的改善和颗粒间 bonding的增强共同作用，产生了能够在长时间内保持稳定摩擦系数（约0.45）的连续涂层表面。这表明，改善涂层分散性是通过激光循环控制稳定摩擦学性能的关键机制。

总体而言，图2和图3表明，经过三次激光烧结处理的Ni-Cr涂层由于颗粒分散性更好、涂层内聚性和粘附性更强以及负载分布更均匀，表现出更优的摩擦学性能。后续研究将重点关注在保持所有涂层烧结参数不变的情况下，向Ni-Cr涂层中添加Ti3SiC2颗粒的效果。

3.6 Ti3SiC2对Ni-Cr-Ti3SiC2涂层形态的影响
图4显示了在三次激光循环下不同Ti3SiC2含量Ni-Cr涂层的SEM（二次电子）显微图像。基线0 wt% Ti3SiC2涂层保持了激光循环评估阶段观察到的相同形态特征，表现出相对连续的表面和改善的涂层分散性以及减少的颗粒隔离。这证实了优化的三次循环条件能够产生稳定的、可重复的Ni-Cr涂层形态，无论是否添加了增强材料。Dey等人报告了Ni-Ti3SiC2块体复合材料与氧化铝和不锈钢（SS）摩擦副的摩擦学性能。在摩擦膜上发现了对应于Ni0.87Al0.06Ti0.05Si0.02O0.61{Cx}化学计量的富镍复合氧化物。这些摩擦膜因其润滑性质被进一步归类为IVa型[28]。然而，一般的XRD结果（图S2）不适合用于涂层分解研究，因为基材的峰占了主导。当Ti3SiC2颗粒在Ni-Cr基体中均匀分布并有效润湿时，它们可以作为稳定的承重元素。它们的层状晶体结构可以通过可控的层间滑动来承受剪切应力，减少损伤积累并延缓灾难性磨损[36]。总体而言，这些结果表明，只有当Ti3SiC2的浓度足够高，以实现均匀分散和有效的基体-增强相互作用时，才能提高摩擦学耐久性。因此，激光循环控制是实现高熔点MAX相添加效益的先决条件。

3.5. 磨损痕迹和转移膜分析
Ni-Cr-0wt% Ti3SiC2、Ni-Cr-5wt% Ti3SiC2和Ni-Cr-10wt% Ti3SiC2涂层的磨损痕迹分别如图7a、图7c和图7e所示。图7. 磨损测试后含有0%、5%和10% Ti3SiC2的Ni-Cr涂层的磨损痕迹和对比面图像：(a,c,e) 为磨损痕迹；(b,d,f) 为相应的对比面。Ni-Cr-0wt% Ti3SiC2涂层的磨损痕迹显示，失效发生在涂层与接触表面之间的分层部位。同样，Ni-Cr-5wt% Ti3SiC2涂层表现出区域性失效，表明在测试过程中发生了分层。相比之下，Ni-Cr-10wt% Ti3SiC2涂层的磨损痕迹中仅有少量白线暴露，表明发生了线状失效。还可以观察到涂层仍然围绕着暴露的Al。我们假设Ni-Cr-10wt% Ti3SiC2由于含有大量更硬的Ti3SiC2颗粒而具有更高的承载能力。也进行了划痕测试来验证这一假设。
摩擦测试后的Ni-Cr-0wt% Ti3SiC2、Ni-Cr-5wt% Ti3SiC2和Ni-Cr-10wt% Ti3SiC2涂层的对比面图像分别如图7b、图7d和图7f所示。对于Ni-Cr-0wt% Ti3SiC2涂层，对比面上有大量松散附着的碎屑，这与严重的涂层损坏和分层一致。这表明接触面受到了由脱落涂层产生的不稳定第三体颗粒的影响，这些颗粒在滑动界面中被反复卷入。相比之下，Ni-Cr-5wt% Ti3SiC2涂层的对比面上松散颗粒较少，磨损痕迹相对较清洁。尽管在烧结过程中测量表面温度曲线具有挑战性，但我们假设1W的激光功率部分分解了Ti3SiC2颗粒[51,52]。因此，这种改进可以归因于部分分解的Ti3SiC2形成的硬陶瓷和金属间化合物（例如TiCX/TiC和Ti-Si相）。这些硬的二元陶瓷相可以增强涂层，并提供更稳定的承重表面，从而减少涂层的剥离程度，并限制可转移碎屑的数量。同时，有限的对比面磨损可能是由于这些硬分解产物在滑动界面附近造成的轻微磨损所致。
对于Ni-Cr-10wt% Ti3SiC2涂层，对比面上显示碎屑被推向接触区域末端，同时伴有明显的对比面磨损。根据部分分解的Ti3SiC2的解释，较高的增强水平增加了摩擦层内硬第二相颗粒（TiCX/TiC和Ti-Si相）的数量，从而加剧了微切削/耕作作用并加速了对比面材料的去除。观察到的松散颗粒在痕迹边缘积聚表明第三体流动更为明显，其中磨损碎屑在滑动过程中被压缩并输送到接触面的出口侧。因此，尽管10 wt% Ti3SiC2涂层在机械上可能更为坚固，不易发生整体分层，但由于硬分解产物的比例较高，界面变得更加磨损，导致更多的对比面磨损和碎屑分离。
EDS图（图8a,d）证实了我们之前的观点，即Ni-Cr-0wt% Ti3SiC2在磨损测试过程中完全从整个接触区域被擦除，涂层是在整个区域而不是局部区域失效的。对于Ni-Cr-5wt% Ti3SiC2（图8b,e），EDS图显示没有Ni、Cr或Ti3SiC2的存在，表明Al合金暴露出来。可以得出结论，Ni-Cr-5wt% Ti3SiC2由于粘附不良和第三体磨损而从基材上分层。图8. 磨损测试后含有0%、5%和10% Ti3SiC2的Ni-Cr涂层的SEM和EDS图像：(a–c) SEM图像；(d–f) 相应的EDS图。此外，从图8c,f可以看出Ni-Cr-10wt% Ti3SiC2涂层在大多数磨损痕迹中仍然存在，支持我们之前的假设，即涂层仅在小范围内失效。EDS图证实Ni-Cr-10wt% Ti3SiC2涂层是在较长时间内逐渐磨损的，表明其对基材的粘附力更强，承载能力更好。从摩擦学测试和磨损痕迹分析中得出，更好的粘附力和承载能力防止了Ni-Cr-10wt% Ti3SiC2涂层的区域性失效/分层，从而提高了耐久性。

3.6. 划痕测试
划痕测试使用直径为100 μm的钻石尖端进行，负载在50秒内从0.1 N线性变化到5 N。图9a显示了划痕测试期间记录的COF（切向力/法向力比）。在本研究中，此参数仅作为划痕响应和变形演变的补充指标，而不是独立的摩擦学参数。涂层变形和粘附行为的主要解释基于相应的光学显微镜图像。Ghosh等人指出，通过使用磨损痕迹的光学显微镜图像、COF曲线和负载特性进行综合研究可以解释涂层的变形行为[53,54]。图9. 含有0%、5%和10% Ti3SiC2的Ni-Cr涂层的负载-COF曲线和划痕痕迹：(a) 负载与COF的关系；(b–d) 相应的磨损痕迹图像。如图9所示，Ni-Cr-0wt% Ti3SiC2能承受约1.8 N的变形。在1.8–2 N的力下，涂层变形，对应于COF下降（图9a），并且在磨损痕迹上观察到白色印记。此外，Ni-Cr-5wt% Ti3SiC2涂层从划痕测试开始就表现出持续的永久性变形，导致整个测试过程中的COF降低。而且，涂层在2 N的力下开始更剧烈地变形，导致Al 6061暴露出来，进一步证实了Ni-Cr-5wt% Ti3SiC2涂层中存在未分解的Ti3SiC2颗粒，这些颗粒在摩擦测试中起到了第三体磨料的作用。这一现象在研究划痕测试后痕迹的部分有详细阐述。
有趣的是，Ni-Cr-10wt% Ti3SiC2涂层能抵抗高达2.2 N的变形。即使在2.2 N之后，尽管涂层已经变形，它仍然能够抵抗剧烈的变形或分层，这从划痕测试中观察到的较高COF可以得到证明。还可以在图9d中观察到，即使在5 N的力下，涂层也没有分层或完全从基材上剥离。为了更好地理解磨损机制并进一步验证我们的观察结果，图10显示了划痕测试后磨损痕迹的高倍率图像。图10. 划痕测试后含有0%、5%和10% Ti3SiC2的Ni-Cr涂层的低倍率和高倍率磨损痕迹图像：(a–c) 完整痕迹；(d–f) 划痕开始时的高倍率；(g–i) 划痕结束时的高倍率。图10显示了Ni-Cr-0wt% Ti3SiC2、Ni-Cr-5wt% Ti3SiC2和Ni-Cr-10wt% Ti3SiC2涂层的完整磨损痕迹和高倍率磨损痕迹。从图10d,e可以看出，Ni-Cr-0wt% Ti3SiC2和Ni-Cr-5wt% Ti3SiC2涂层在测试的前2 N内都发生了一定程度的变形；然而，Ni-Cr-10wt% Ti3SiC2涂层（图10f）在测试的前半段没有显示出任何永久性变形或Al暴露的迹象。更重要的是，从图10g,h可以看出，Ni-Cr-0wt% Ti3SiC2和Ni-Cr-5wt% Ti3SiC2涂层在测试结束时完全从基材上移除，暴露出了Al。然而，Ni-Cr-10wt% Ti3SiC2涂层的磨损痕迹显示涂层在测试结束时仍然存在（图10i）。这进一步支持了我们的假设，即Ni-Cr-10wt% Ti3SiC2涂层由于对基材的更好粘附、可能存在部分在激光处理过程中分解的机械强度较高的Ti3SiC2颗粒[51,52]，以及它们与Ni-Cr基体和基材之间的机械相互作用，表现出更好的承载能力。Ni-Cr-10wt% Ti3SiC2涂层在摩擦学测试中的改进承载能力转化为更高的耐久性。
总体而言，划痕测试为本研究中测试的这三种涂层提供了Lc1和Lc2值[55]，其中Lc1是第一次出现内聚损伤（涂层内部开裂）时的法向力，Lc2是粘合失效（从基材上分层）时的力。确定的数值为：Lc1 ≈ 1.8 N（0 wt% Ti3SiC2）；初始加载时的Lc1（5 wt% Ti3SiC2，表明从加载开始就具有较差的内聚抵抗力）；Lc1 ≈ 2.2 N（10 wt% Ti3SiC2）。然而，含有0%和5% Ti3SiC2的涂层分别在3.3 N和2 N时从Lc1过渡到Lc2。此外，含有10% Ti3SiC2的涂层即使在5 N的力下也没有发生分层（Lc2）。

4. 结论
本研究确立了SLS中的循环控制是一个关键的、未充分探索的过程参数，用于调整适用于离心泵叶轮耐磨环的激光加工Ni-Cr涂层的微观结构和摩擦学性能。通过改变激光循环次数同时保持恒定的激光功率和扫描条件，研究表明累积热历史控制了涂层的分散、颗粒间键合和摩擦稳定性。逐渐增加激光循环次数精细化了涂层形态并改善了涂层分散，使得摩擦系数从单个激光循环的约0.55降低到三个循环后的约0.45，同时涂层耐久性提高了7倍。这些改进是在不增加激光峰值能量的情况下实现的，表明随时间重新分配热输入是一种有效且节能的连续涂层制备策略。还需要考虑的是，在这种特定基材上制备这些涂层的过程参数是有限的。在这个系统中，激光功率超过仪器的10%（约1 W）或实现更多的烧结循环是不可能的。在这两种情况下都观察到了基材降解，表明工艺窗口是有限的。了解这一过程范围内的最佳摩擦学性能使得这项新颖的工作对于实际应用更加有趣和有价值。换句话说，虽然几乎没有进一步评估工艺参数的空间，特别是烧结循环和更高激光功率而不降解基材，但这项工作展示了如何简单有效地进一步提高复合涂层的性能。因此，将工艺固定在三个循环条件下，能够清晰地评估Ti3SiC2 MAX相的增强效果。虽然低增强含量（5 wt% Ti3SiC2）导致摩擦增加和耐久性降低，因为分散不完全，但更高增强含量（10 wt% Ti3SiC2）产生了一个分散良好的复合涂层，耐久性显著提高，失效时间延长到约70,000秒，是Ni-Cr涂层的20倍。Ni-Cr-10wt% Ti3SiC2涂层耐久性的提高归因于更好的粘附性、分散性和承载能力。
未来的工作应优先考虑：(1) 使用FIB-SEM进行截面表征，以直接测量涂层厚度、连续性和基材-涂层界面键合；(2) 使用拉曼光谱和GIXRD确认Ti3SiC2在低功率激光烧结过程中是否发生部分分解[43,44]；(3) 将激光烧结循环控制扩展到其他合金系统，使用烧结辅助剂和不同类型的增强材料来评估这种加工策略的普遍性。对界面键合和热循环效应的定量分析，包括原位温度测量和磨损后的截面表征，将进一步阐明控制分散和耐久性的机制。此外，将激光循环控制与可控增强结构相结合，为设计用于高要求摩擦学应用的先进复合涂层提供了一条有前景的途径。补充材料：以下支持信息可在以下链接下载：https://www.mdpi.com/article/10.3390/lubricants14050183/s1：图S1：使用光学显微镜测量的Ni-Cr-5wt% Ti3SiC2涂层的厚度；(a) 涂层的磨损痕迹图像；(b) 涂层厚度；图S2：Ni-Cr-Ti3SiC2涂层的XRD谱图；(a) Ni-Cr-0wt% Ti3SiC2；(b) Ni-Cr-5wt% Ti3SiC2；(c) Ni-Cr-10wt% Ti3SiC2。