CN110756797B - 纳米稀土氧化物改性的合金化材料、合金化层及其制备方法 - Google Patents

Abstract

本发明公开了一种纳米稀土氧化物改性的合金化材料、合金化层及其制备方法，合金化熔覆材料，包括镍包石墨和纳米氧化钕，纳米氧化钕的含量为0.25～1.75wt.％，余量为镍包石墨。制备的合金化层中主要存在TiC，γ‑Ni，Ni₃Al，NiTi，NiTi₂和片层石墨等物相，片层石墨可以起到一定的润滑性能，降低了合金化层的摩擦系数。纳米氧化钕可以细化合金化层的组织，使合金化层中内部组织更加均匀致密，可以有效提高合金化层的显微硬度，而且纳米氧化钕还可以起到净化熔池的作用，减少合金化层的夹杂和气孔，提高了合金化层的耐磨性。

Description

纳米稀土氧化物改性的合金化材料、合金化层及其制备方法

技术领域

本发明公开了一种纳米稀土氧化物改性的激光合金化材料、合金化层及其制备方法，以镍包石墨粉末为合金化材料，纳米稀土氧化物为添加剂，在适宜的工艺参数下制备出多元强化的自润滑合金化层，显著提高了钛合金表面的硬度与耐磨性，同时由于合金化层含有部分石墨可以达到自润滑的效果。

背景技术

公开该背景技术部分的信息仅仅旨在增加对本发明的总体背景的理解，而不必然被视为承认或以任何形式暗示该信息构成已经成为本领域一般技术人员所公知的现有技术。

钛合金具有高的比强度和比模量、优良的耐蚀性能和高温性能等优点，是航天、航空、石油、化工等领域广泛使用的材料，但其耐磨性差、摩擦系数高、导热性差、易粘着、磨削加工性能不好，严重限制了其在摩擦机构中的应用。为了提高其耐磨性，必须对其进行表面处理，为提高钛合金表面性能，已有的表面处理方法很多，如，化学热处理：渗碳、渗氮、渗硼和渗氧；离子注入：用高能量离子束注入到材料的表面中，使材料表面成分和性能发生变化；化学方法：电镀、微弧氧化、化学镀等。但上述各种方法由于涂层与基体之间结合力弱和涂层厚度的限制，效果不太理想。

随着激光技术的迅速发展，激光合金化技术得到了迅速发展，为材料表面改性提供了一种新的有效手段，用激光束在金属基体表面制备一层复合材料保护涂层，将金属材料良好的性能与陶瓷材料优异的耐磨、耐蚀及耐热性能有机结合起来，可以提高零件的使用寿命。

提高涂层的耐磨性能，可以考虑从提高涂层的硬度和减小涂层表面的摩擦系数两方面进行，层状石墨是一种良好的固体润滑剂，但是由于Ti和C原子具有很强的亲和力，容易反应生成TiC，很难在合金化层中实现石墨的保留。

发明内容

针对上述现有技术中存在的技术问题，本发明的目的是提供一种纳米稀土氧化物改性的合金化材料、合金化层及其制备方法。有效发挥了纳米氧化钕(n-Nd₂O₃)细化晶粒的作用，同时发挥了石墨的自润滑性能，大大提高了合金化层的耐磨性能。

为了解决以上技术问题，本发明的技术方案为：

一种纳米稀土氧化物改性的合金化材料，由镍包石墨粉末和纳米氧化钕粉末混合而成。

发明人经过试验发现，在石墨粉末颗粒的表面包覆一层镍，可以有效减少石墨与Ti的反应，有利于石墨在合金化层中的保留，从而降低合金化层的摩擦系数。在镍包石墨中加入少量的纳米氧化钕，在激光合金化过程中，纳米氧化钕与熔池中的一些杂质发生反应生成化合物，这些化合物在熔池中上浮，起到净化熔池的作用，减少了夹杂和气孔，提高了合金化层的质量。

纳米氧化钕的加入还可以起到细化组织的作用，可以显著提高合金化层的硬度与韧性，对提高合金化层的耐磨性较为有利，其作用机理主要包括以下几个方面：n-Nd₂O₃熔点较高(1900℃)，在合金化材料凝固过程中，未完全分解的n-Nd₂O₃可作为异质形核核心，提高形核率；完全分解的n-Nd₂O₃分解为Nd原子和O原子，Nd作为一种稀土元素，具有很高的表面活性，可以降低液态金属的表面张力和界面能，减小临界形核半径，提高形核率；Nd的原子半径较大，在金属中的固溶度很小，容易在晶界或相界偏聚，阻碍了晶界或相界的移动，抑制了晶粒长大，从而使晶粒得到细化。

此外，发明人经过试验发现，当调节纳米氧化钕的含量在一定值时，还可以促进游离C的石墨化，有助于析出层片状石墨，该部分石墨主要位于合金化层的上部，可以显著降低合金化层的摩擦系数。由于纳米氧化钕对组织的细化作用，且中部熔池存在的时间较上部短，中部熔池中游离的C原子较少，所以合金化层的中部没有形成粗大的片状石墨，进而对合金化层的中部和下部的硬度影响较小。所以，合金化层上部的层状石墨的自润滑作用和合金化层中部和下部的高硬度两方面的综合作用，使合金化层取得了较好的耐磨性能。

一般情况下，采用粘结剂将合金化材料粉末粘结涂覆在基体的表面，如果不使用粘结剂，在激光合金化过程中会导致粉末飞溅严重，涂层表面质量较差。由于向镍包石墨中加入了纳米氧化钕，提高了熔池的流动性，粘结剂的使用反而会导致激光加热过程中产生气体，容易产生气泡、微裂纹等缺陷。而省略粘结剂，采用直接铺粉法，可以制备得到质量良好的合金化层。

在一些实施例中，纳米氧化钕的含量为0.25～1.75wt.％，粒径为40～60nm，余量为镍包石墨。该粒径范围的纳米氧化钕，可以较好地细化组织，并更好地提高熔池的流动性，进而提高合金化层质量。

进一步的，纳米氧化钕的含量为0.25～0.75wt.％，余量为镍包石墨，此时，合金化层的耐磨性能较好。

更进一步的，纳米氧化钕的含量为0.5wt.％，余量为镍包石墨，此时，合金化层的耐磨性能最好。

在一些实施例中，所述镍包石墨中镍的质量分数为40～80wt.％，余量为石墨，该配比范围内的镍包石墨制备的合金化层的性能较好。石墨的百分含量过高时，镍难以实现对石墨的完全包覆，容易造成石墨的烧损，影响合金化层的质量，且增大了合金化层的制备成本。石墨的百分含量过低时，难以在合金化层中实现石墨的保留，进而难以发挥石墨的自润滑性能。

进一步的，所述镍包石墨中，镍的质量分数为50wt.％或75wt.％。

纳米稀土氧化物改性的合金化层，基体材料为TA、TB、TC或TD钛合金；

进一步的，基体材料为TC钛合金；

更进一步的，基体材料为TC4钛合金，其主要物相为TiC，γ-Ni，Ni₃Al，NiTi，NiTi₂和石墨等。

一种纳米稀土氧化物改性的合金化层的制备方法，包括如下步骤：

对钛合金基体表面进行清理；

将镍包石墨粉末和纳米氧化钕粉末混合均匀后，不加粘结剂，直接铺覆在钛合金基体表面，进行激光合金化处理，制得合金化层。

进一步的，纳米氧化钕的含量为0.25～1.75wt.％，粒径为40～60nm，余量为镍包石墨；

更进一步的，纳米氧化钕的含量为0.25～0.75wt.％，余量为镍包石墨；

再进一步的，纳米氧化钕的含量为0.5wt.％，余量为镍包石墨。

在一些实施例中，激光功率为3.0～4.0kW，扫描速度为150～450mm/min，光斑直径为3～4mm；氩气流速为5～15L/min，搭接率为30～40％，预置粉末的厚度为0.8～1.2mm。

进一步的，激光功率为3.0～3.5kW，扫描速度为200～350mm/min，光斑直径为3.5～4mm；氩气流速为10～15L/min，搭接率为30～35％，预置粉末的厚度为0.8～1mm。

更进一步的，激光功率为3.5kW，扫描速度为300mm/min，光斑直径为4mm；氩气流速为12L/min，搭接率为30％，预置粉末的厚度为1mm。

上述纳米稀土氧化物改性的合金化层的制备方法制备得到的合金化层。

一种工件，包括钛合金基体和附着于钛合金基体表面的所述合金化层。

本发明的有益效果为：

纳米氧化钕可以细化合金化层的组织，使合金化层中内部组织更加均匀致密，可以有效提高合金化层的显微硬度，而且纳米氧化钕还可以起到净化熔池的作用，减少合金化层的夹杂和气孔，提高了合金化层的耐磨性。

制备的合金化层中主要存在TiC，γ-Ni，Ni₃Al，NiTi，NiTi₂和片层石墨等物相，片层石墨可以起到一定的润滑性能，降低了合金化层的摩擦系数。

附图说明

构成本申请的一部分的说明书附图用来提供对本申请的进一步理解，本申请的示意性实施例及其说明用于解释本申请，并不构成对本申请的不当限定。

图1本发明实施例不同工艺参数的G@Ni单道合金化层的横截面低倍形貌，(a)A1,(b)A2,(c)A3,(d)B1,(e)B2,(f)B3,(g)C1,(h)C2,(i)C3；

图2本发明实施例为G@Ni粉末的X射线衍射图；

图3本发明实施例为G@Ni合金化层的XRD图谱；

图4本发明实施例合金化层中不同位置的典型组织形貌，(a)过渡区组织；(b)上部组织；(c)中部组织；(d)底部组织；

图5本发明实施例图4中组织的EDS分析结果；

图6本发明实施例合金化层上部的典型微观组织及面成分分布；

图7本发明实施例不同扫描速度下G@Ni合金化层的表面形貌，(a)150mm/min,(b)300mm/min,(c)450mm/min(P＝3.5kW)；

图8本发明实施例不同扫描速度下G@Ni合金化层的横截面低倍形貌，(a)150mm/min,(b)300mm/min,(c)450mm/min(P＝3.5kW)；

图9本发明实施例不同扫描速度下G@Ni合金化层与基体结合区组织形貌，(a)150mm/min,(b)300mm/min,(c)450mm/min(P＝3.5kW)；

图10本发明实施例不同扫描速度下G@Ni合金化层的组织形貌:(a,d,g)上部，(b,e,h)中部，(c,f,i)底部；(a,b,c)v＝150mm/min,(d,e,f)v＝300mm/min,(g,h,i)v＝450mm/min；

图11本发明实施例不同扫描速度下G@Ni合金化层的显微硬度分布

图12本发明实施例不同激光功率下G@Ni单道激光合金化层的表面形貌

(a)3.0kW,(b)3.5kW,(c)＝4.0kW(v＝300mm/min)；

图13本发明实施例不同激光功率下G@Ni合金化层横截面的低倍形貌

(a)3.0kW,(b)3.5kW,(c)4.0kW(v＝300mm/min)；

图14本发明实施例不同激光功率下G@Ni合金化层与基体结合处的组织形貌，(a)3.0kW,(b)3.5kW,(c)4.0kW(v＝300mm/min)；

图15本发明实施例不同激光功率下G@Ni合金化层的组织形貌:(a,d,g)上部，(b,e,h)中部，(c,f,i)底部；(a,b,c)3.0kW,(d,e,f)3.5kW,(g,h,i)4.0kW(v＝300mm/min)；

图16本发明实施例不同激光功率G@Ni激光合金化层的显微硬度分布；

图17本发明实施例不同n-Nd₂O₃添加量(wt.％)的G@Ni合金化层的X射线衍射图:(a)0.0,(b)0.5，(c)1.0,(d)1.5,(e)2.0；

图18本发明实施例不同n-Nd₂O₃添加量(wt.％)的G@Ni单道激光合金化层的横截面低倍形貌，(a)0.0,(b)0.5,(c)1.0,(d)1.5,(e)2.0；

图19本发明实施例不同n-Nd₂O₃添加量(wt.％)的G@Ni合金化层结合区形貌，(a)0.0,(b)0.5,(c)1.0,(d)1.5,(e)2.0；

图20本发明实施例不同n-Nd₂O₃添加量(wt.％)的G@Ni合金化层的中部形貌，(a)0.0,(b)0.5,(c)1.0,(d)1.5,(e)2.0；

图21本发明实施例G@Ni+0.5wt.％n-Nd₂O₃合金化层上部与中部的微观组织及其EDS分析结果；

图22本发明实施例不同n-Nd₂O₃含量(wt.％)的G@Ni合金化层的显微硬度分布；

图23本发明实施例基体与不同n-Nd₂O₃含量(wt.％)的G@Ni合金化层的摩擦系数曲线；

图24本发明实施例不同n-Nd₂O₃含量(wt.％)的G@Ni合金化层与基体的磨损失重；

图25本发明实施例基材及不同n-Nd₂O₃添加量(wt.％)G@Ni+n-Nd₂O₃合金化层的低倍磨痕形貌，(a)TC4,(b)0.0,(c)0.5,(d)1.0,(e)1.5,(f)2.0；

图26本发明实施例基材及不同n-Nd₂O₃添加量(wt.％)G@Ni+n-Nd₂O₃合金化层的高倍磨痕形貌，(a)TC4,(b)0.0,(c)0.5,(d)1.0,(e)1.5,(f)2.0。

具体实施方式

应该指出，以下详细说明都是例示性的，旨在对本申请提供进一步的说明。除非另有指明，本文使用的所有技术和科学术语具有与本申请所属技术领域的普通技术人员通常理解的相同含义。

需要注意的是，这里所使用的术语仅是为了描述具体实施方式，而非意图限制根据本申请的示例性实施方式。如在这里所使用的，除非上下文另外明确指出，否则单数形式也意图包括复数形式，此外，还应当理解的是，当在本说明书中使用术语“包含”和/或“包括”时，其指明存在特征、步骤、操作、器件、组件和/或它们的组合。

在前期预实验中，对激光工艺参数和粘结剂的选择做了诸多尝试。激光能量密度与激光扫描速度或光斑直径成反比，与激光功率成正比。当激光能量密度过小时合金化材料不能与基体形成冶金结合，当激光能量密度过大时基体容易塌陷，容易造成合金化粉末的烧损，涂层表面质量较差。前期预实验对激光工艺参数和粘结剂的种类做了诸多尝试，试验结果表明，对于纯陶瓷粉末，不使用粘结剂会导致粉末飞溅严重，涂层表面质量较差，而对于流动性较好的镍包覆粉末来说，粘结剂的使用反而会导致激光加热过程中产生气体，容易产生气泡、微裂纹等缺陷，因此本实验采取直接铺粉法，不使用粘结剂而将粉末直接铺在TC4基体表面。经过前期试验的对比，在本组实验中，光斑直径定为4mm，涂层厚度1mm，多道搭接试验的搭接率定为30％，在G@Ni合金化材料体系的基础上添加一定质量百分比n-Nd₂O₃，对比研究了合金化过程中激光功率、扫描速度、n-Nd₂O₃添加量对合金化层的微观组织和性能的影响。

合金化层的制备方法，包括如下步骤：

将Ti-6Al-4V板材切成一定体积的试样块，用SiO₂砂纸打磨样品表面，去除试样表面的氧化皮，将试样快用酒精清洗，晾干待用。将合金化粉末不加粘结剂，直接预铺在样品表面上，控制厚度约为1mm，然后进行激光合金化。激光工艺参数为：激光功率为3.5kW，扫描速度为300mm/min，光斑直径为3.5mm，氩气流速为12L/min，搭接率为30％，预置粉末的厚度为1mm。

合金化粉末为镍包石墨粉末或镍包石墨粉末与纳米氧化钕的混合粉末，n-Nd₂O₃的粒径范围是40～60nm。预实验采用镍与石墨比例不同的镍包石墨粉末，镍与石墨含量对涂层质量的影响见表1，根据表1可知，当镍包石墨的石墨含量为25％和50％时，涂层表面质量与性能都较好。

初步的试验结果如下表1所示。

表1

在以下实施例中，采用石墨含量为25％、余量为镍的镍包石墨粉末，相同的激光工艺参数：光斑直径为3.5mm，氩气流速为12L/min，搭接率为30％，预置粉末的厚度为1mm。来研究激光功率和扫描速度对涂层质量的影响见表2，根据表2可知，P＝3.5kW,v＝300mm/min的组合制备的涂层表面质量最好，所以，选择P＝3.5kW,v＝300mm/min进行下面的试验。

表2

控制各试样的工艺参数如表3所示，进行下面的试验。

表3 TC4钛合金表面G@Ni激光合金化层参数设计

采用TFL-H6000型横流式CO₂激光器进行激光合金化，用氩气保护熔池，以免熔池氧化。

用线切割沿着垂直扫描方向的横截面切割，经过多道砂纸研磨并抛光，利用体积比为HF：HNO₃＝1：3的腐蚀剂进行腐蚀，腐蚀时间约为10s，制备合金化层横截面的金相，用于微观组织观察、成分分析和显微硬度测试。

采用日本日立公司生产的S-3400N型扫描电镜观察合金化层内的微观组织形貌，扫描电镜附加的能谱仪(Energy dispersive spectrometer,EDS)附件由HORIBA公司生产，型号为EMAX，用于合金化层组织的点、线、面成分分析。

采用日本理学公司(Rigaku)生产的MiniFlex 600型X射线衍射仪(CuK_α)分析合金化层的物相组成，扫描电压为40kV，电流为40mA，扫描角度为10°～90°，扫描速度为4°/min。将经过多道搭接处理的试样表面打磨平整，用酒精超声清洗后晾干用于X射线衍射分析。

使用DHV-1000型显微硬度计测试合金化层的显微硬度值，载荷为200g，加载时间为10s，沿合金化层最大熔深方向由表面到基层每隔0.1mm测定显微硬度值，每个水平位置间隔0.2mm测量三个点，记录并取平均值，以分析整个合金化层的显微硬度分布特征。

使用兰州中科凯华科技开发有限公司生产的HT-1000型磨损试验机进行磨损性能的测试，磨球采用Si₃N₄陶瓷球，磨球直径为6mm，摩擦半径为5mm，所加载荷为2000g，转速为560r/min，磨损时间为30min。磨损试验前后分别将试样清洗并称重，计算其磨损失重(△m)，并与基体材料在同样条件下得磨损失重比较，以磨损失重的大小表征试样耐磨性能。磨损试验后，使用SEM观察试样表面的磨损形貌，分析涂层的耐磨机制。

G@Ni合金化层横截面形貌

图1为不同参数G@Ni单道合金化层的横截面的低倍形貌，由图可见所有合金化层与基体均形成了较好的冶金结合，没有出现明显的气孔与裂纹。合金化层呈现凹陷的月牙形，一方面圆形光斑的能量密度为高斯分布(式1)，中间能量密度最高，边缘能量密度低；另一方面与熔池中熔体的对流运动有关，对流运动主要取决于表面张力梯度引起的强制对流运动和水平温度梯度引起的自然对流运动。

I(r,0)＝I₀exp(-2r²/R²) (1)

其中，I(r,0)为距离光斑中心的激光能量密度，I₀为光斑中心的能量密度，r为距光斑中心的距离，R为光斑半径。

通过对合金化层截面形貌的初步观察和分析，当能量密度较低时，合金化材料飞溅严重，涂层较薄；当能量密度过大时，涂层表面起伏较大，表面质量较差，因此适宜的激光能量密度才能熔透预置涂层，制备出表面质量良好、无明显缺陷的合金化层。

G@Ni合金化层的物相组成

G@Ni粉末与用石墨含量为25％、余量为镍的镍包石墨粉末，通过激光功率为3.5kW，扫描速度为300mm/min，光斑直径为3.5mm，氩气流速为12L/min，搭接率为30％，预置粉末的厚度为1mm所制备的合金化层的XRD图谱分别如图2和图3所示。结果表明，合金化层生成了TiC，γ-Ni，Ni₃Al，NiTi，NiTi₂和层状石墨等物相组成。与试验用G@Ni粉末相比，熔池中发生反应生成了TiC，Ni₃Al，NiTi和NiTi₂。

以往的研究表明，Ti可以和C和Ni反应，形成TiC，NiTi和NiTi₂。熔池中发生的主要反应如下：

Ni+Ti→NiTi,NiTi₂

Ti+C→TiC

Ni首先熔化进入熔池，部分Ni与Ti反应生成NiTi和NiTi₂金属间化合物，可以提高合金化层的韧性。γ-Ni作为一种固溶体，对合金化层具有固溶强化作用。由于Ti和C具有较强的亲和力，大多数石墨与Ti反应形成TiC，TiC具有很高的硬度，分布在合金化层中，可以提高合金化层的硬度和耐磨性。涂层中石墨的出现是由于Ni在一定程度上阻碍了Ti与C之间的反应，使部分石墨未发生反应残留或者熔融后重新在合金化层中析出。这些物相的存在可使涂层具有更高的硬度，良好的塑性和韧性，同时降低摩擦系数，从而提高合金化层的耐磨性。

G@Ni合金化层的微观组织和成分组成

采用石墨含量为25％、余量为镍的镍包石墨粉末，通过激光功率为3.5kW，扫描速度为300mm/min，光斑直径为3.5mm，氩气流速为12L/min，搭接率为30％，预置粉末的厚度为1mm所制备的合金化层不同位置的组织形貌如图4所示，图4(a)为合金化层与基材结合区的组织形貌，基体与合金化层之间存在明显的熔合线，实现了良好的冶金结合。图4(b～d)分别为G@Ni合金化层中上、中、下部的微观组织，由于熔池中温度和冷却速率的差异，微观组织的尺寸显示出梯度分布，其中上部和中部的组织以粗大的花瓣状或树枝状为主，下部的组织以颗粒状、短棒状和小花瓣状为主。由于石墨的高激光吸收率，熔池整体存在时间较长；凝固界面由熔池底部逐渐向自由表面推进，合金化层上部最先熔化最后凝固，因此离自由表面越近，熔池存在的时间越长，温度梯度小，形核率较小，晶粒不断长大，因此合金化层上部晶粒较为粗大且没有明显的取向性。在熔池底部，由于基体的激冷作用，析出的晶体没有足够的生长时间，因此晶粒尺寸更细小。除此之外，由于粉末密度较低，在熔池内上浮，因此越靠近合金化层表面，硬质相的致密度越高，值得注意的是，合金化层的顶部有一些黑色的板条状组织。

样品的典型微观组织和相应的EDS点成分分析结果如图5所示。结果表明，花瓣状、颗粒状组织(Point 1,4,6)的主要成分为C和Ti，基于XRD分析结果推测为TiC。板条状组织(Point 3)主要含有C元素，基于XRD分析结果推测其为片状石墨。图6是合金化层上部的组织及面成分分析结果，根据C，Ti，Ni三种元素的分布，进一步证明了石墨的存在。特别地，这些板条状结构仅出现在合金化层的上部，这是因为石墨密度较低(2.62g/cm³)，容易在熔池中上浮，聚集在熔池的上部。另外，合金化层基体中Ni的含量随着距表面距离的增大而减少(Point 2,5,7)。尽管Ni的密度高于Ti，经计算G@Ni粉末的密度约为4.2g/cm³，小于钛的密度(4.51g/cm³)，因此在熔池形成初期G@Ni粉末在熔池中受浮力上浮。而在合金化层的上部和中部由于大多数Ti与C反应生成TiC，基体中Ti含量较低，因此推测上部和中部基体的主要为γ-Ni。在涂层的底部基体中，存在大量的Ti，与XRD分析相结合，推测存在NiTi和NiTi₂金属间化合物。TiC为立方晶系，属于NaCl型晶体结构，按照TiC生长理论，原子排列密度小的晶面，其原子配位数小，易形成粗糙界面，其长大形式容易按粗糙界面连续长大方式进行，因此长大速度较快。TiC的优先生长方向为[100]，[110]方向为第二优先生长方向，当[100]方向的生长被抑制时，晶粒就会沿[110]方向生长。研究表明，当熔池中掺杂有一定量的Ni元素时，Ni元素有选择的吸附在(100)晶面上，使其界面能减小，生长速率变慢，同时，合金化层中部和上部C浓度较高，析出大量TiC并迅速长大，晶粒长大相互制约，因此晶粒生长的定向性减弱。

在合金化层上部，部分石墨熔化与Ti发生原位反应生成TiC，另一部分石墨形成自由C。石墨的熔点为3652℃，比TiC高约500℃(3140℃)。在凝固过程中，具有较高熔点的石墨首先析出，形核并长大。根据晶体界面能量理论，界面能小的晶面生长速率较大。石墨是一种具有很强各向异性的晶体，其中(10-10)晶面的界面能远高于(0001)基面的界面能，二者理论计算比约为8:1。因此，石墨优先沿[10-10]晶向结晶，形成片状石墨。

为了研究激光扫描速度对合金化层组织和性能的影响，以采用石墨含量为25％、余量为镍的G@Ni作为合金化材料，将激光功率固定为3.5kW，讨论激光扫描速度(150mm/min,300mm/min,450mm/min)的变化对合金化层微观组织和性能的影响。不同扫描速度下G@Ni单道激光合金化层的表面形貌如图7所示，随着扫描速度的增加，熔道逐渐变窄，这是由于扫描速度越快，能量密度越小，激光与合金化材料与基材之间的作用时间变短，缩短了熔池存在的时间。不同扫描速度下G@Ni单道激光合金化层的横截面低倍形貌如图8所示，合金化层的熔深和熔宽都随着激光扫描速度的增加而变浅变窄。由于合金粉末中石墨含量较高，合金化层中生成了大量的TiC硬质相。

图9是不同的激光扫描速度下合金化层与基体的结合区的组织形貌，合金化层与基材之间形成了良好的冶金结合。当扫描速度为150mm/min时，基体出现明显的热影响区；在激光加热时，该区域基体未熔化，但熔池使基体温度升高，超过钛的相转变温度，晶粒从高温迅速冷却淬火发生β→α相转变，生成针状马氏体α-Ti组织，如图9(a)所示当扫描速度为300mm/min时，合金化层与基体之间出现明显的熔合线，如图9(b)所示；当扫描速度为450mm/min时，结合区以粗针状组织插入基体，如图9(c)所示，这是因为当扫描速度较快时，激光能量密度较小，合金化层下部由于基体的激冷作用，垂直于凝固方向过冷度最大，散热速率最快，晶粒生长速度最快。

不同扫描速度下G@Ni合金化层的不同位置的组织形貌如图10所示，其中图10(a)(d)(g)为合金化层上部组织，图10(a)中合金化层分布着粗大的花瓣状组织和少量颗粒状组织，晶粒之间间隙很小；图10(d)合金化层基体上交错分布着片状石墨，花瓣状组织较图(a)细小，且有一些不规则颗粒状析出物；图10(g)花瓣状组织明显变细小，层片状的石墨中也变小，且形状开始变得不规则。相比于上部组织，中部组织图10(b)(e)(h)分布更为均匀致密，由不规则块状向花瓣状和细小颗粒状转变。综合对上部和中部的微观组织的比较，随着扫描速度的增加，合金化层上部和中部中的组织变细，这是由于扫描速度较低时，激光能量密度较高，熔池存在的时间较长，物相在凝固过程中有充分的时间长大；随着扫描速度变快，激光能量密度降低，熔池存在的时间变短，熔池中的物相形成后来不及长大，微观组织变得细小。然而合金化层底部的组织呈现出相反的规律，当扫描速度为150mm/min和300mm/min时，合金化层底部主要为颗粒状组织散布在金属基体上，如图10(c)(f)，当扫描速度为450mm/min时，底部组织主要呈现花瓣状，这可能是由于石墨密度较小，当熔池存在时间较长时，石墨有充分的时间上浮到熔池中上部发生反应、形核长大，同时，较多Ti进入熔池，稀释率较高，熔池底部C含量较低，难以堆叠长大，晶粒较为细小。

不同扫描速度下G@Ni合金化层的显微硬度分布如图11所示，结果表明，当扫描速度为150mm/min，300mm/min和450mm/min时，合金化层的平均显微硬度分别为1087.29HV_0.2，1319.25HV_0.2和1300HV_0.2，大约提高到TC4的3-4倍。随着熔深的增加，合金化层显微硬度呈现逐渐降低的趋势。这是因为在激光合金化过程中，中部和上部的熔体中C浓度高，生成的TiC陶瓷增强相较多，而合金化层底部稀释率大，大量Ti原子进入熔池，C浓度降低，生成的陶瓷相减少，因此合金化层硬度由上部到底部梯度减小。

从图11中可以看出，对于合金化层的不同部分，显微硬度随激光扫描速度的改变呈现不同的分布规律。对于合金化层上部，当激光扫描速度为300mm/min和450mm/min时其硬度较高，最高可达1776.1HV_0.2，而当扫描速度为150mm/min时其硬度最低。在合金化层上部，熔池存在时间长且C原子浓度较高，合金化层中析出大量TiC并充分长大，组织的均匀性和致密性均良好。随着扫描速度的增大，不规则块状组织减少，花瓣状组织变细，并出现了一些浅色颗粒状析出物，对合金化层起到细晶强化和弥散强化的作用，故激光扫描速率较快的时候，上部组织硬度较高。

对于合金化层中部和底部，合金化层的硬度随着扫描速度的增加而降低，这可能是由于扫描速度较低时，大量Ti进入熔池中，反应生成大量的TiC，同时在熔池中Marangoni对流的影响下，TiC被带到熔池中部和下部，分布更为均匀，由对微观组织的分析，扫描速度为150mm/min时，底部细晶强化作用显著，因此合金化层的硬度分布最为均匀且底部硬度也维持在较高水平。

除了第二相强化和细晶强化，γ-Ni是一种固溶体，可以固溶多种元素，融入其中的溶质原子造成晶格畸变，阻碍了位错的运动，对合金化层起到固溶强化作用。综上，合金化层的强化机制是细晶强化、第二相强化和固溶强化三种强化机制的共同作用。

采用石墨含量为25％、余量为镍的镍包石墨粉末，当激光扫描速度为300mm/min时，讨论激光功率(P＝3.0kW,P＝3.5kW,P＝4.0kW)的变化对合金化层微观组织、成分和显微硬度的影响。如图12，对比不同功率下G@Ni单道合金化层的表面形貌，可以发现随着激光功率的增加，熔道逐渐变宽变深；功率越高，合金化层边缘起伏越大，这是由于激光功率越高，激光能量密度越高，熔化的基体越多，从而使熔道的熔深和熔宽增加。在激光合金化过程中基体金属与合金化材料发生原位反应生成增强相。如图13，合金化层横截面的低倍形貌中，深色部分TiC组织致密度高，浅色部分致密度较低，从图可以看出，随着激光功率的增加，深色区域面积扩大，涂层内部组织更加均匀致密。

当扫描速度为300mm/min，激光功率为3.0kW,3.5kW和4.0kW时，合金化层与基体之间呈现出冶金结合特征，如图14所示。当激光功率为3.0kW时，过渡区组织主要为胞状树枝晶，垂直于界面方向生长，这是由于垂直于界面方向温度梯度最大，散热速率最快，晶体的生长速度最快。当激光功率为3.5kW时，过渡区部分形成明显的熔合线，部分以胞状树枝晶延伸至基体内，与基体紧密结合。当激光功率为4.0kW时，过渡区与基材之间有明显的熔合线，基体发生β→α相转变，生成针状马氏体，合金化层基体上分布着胞状和颗粒状的晶粒，没有明显的取向性。

图15为试样A2、B2、C2合金化层不同位置的微观组织形貌图。图15(a)(d)(g)为合金化层上部组织，图15(a)合金化层基体上分布有短棒状、花瓣状、枝晶状和细小颗粒状的TiC硬质相，片层状石墨填充在TiC组织之间。图15(d)中TiC主要呈花瓣状和不规则多边形，片层状石墨与合金化层基体紧密结合；图15(g)组织明显粗大，花瓣状组织和胞状晶交错分布，晶粒之间间隙很小，组织较为致密，未发现深色片层状石墨。相比于上部组织，合金化层中部组织分布更为均匀，图15(b)中出现了较多棒状、颗粒状组织和发达的枝晶；图15(e)(h)组织主要呈花瓣状和胞状，且有一些浅色颗粒状析出物，图15(h)组织更为粗大，晶粒间隙更小。由于合金化层底部稀释率较大且受基体的激冷作用，此位置组织较中上部明显细小，晶粒之间间隙较大，如图15(c)(f)(i)。

综合以上结果，可以发现，随着激光功率的增大，主要组织向粗大的花瓣状组织转变，颗粒状析出物减少，组织致密度增加，当激光功率达到4.0kW时，上部层片状组织消失。由此可得，激光功率的增加和扫描速度的减小具有相似的规律，二者均可以增大激光能量密度，一方面使熔体中Ti浓度升高，与熔池中的C完全反应，使熔池中不再有游离的C原子，无法重新析出石墨；另一方面熔池存在的时间越长，组织越粗大，合金化层的致密度提高。

图16为不同激光功率下G@Ni合金化层的显微硬度分布。结果表明，当扫描速度为300mm/min，激光功率为3.0kW，3.5kW，4.0kW时，合金化层的平均硬度分别为1306.30HV_0.2，1319.65HV_0.2，1423.76HV_0.2，大约提高到TC4基体的3-4倍。当激光功率增加时，合金化层的硬度有提高趋势，这主要是与激光功率较高时，合金化层中生成的强化相较多有关。从图中还可以得出，随着激光功率的增加，合金化层的厚度逐渐增加，这是由于较高的能量密度使基体大量熔化，因此合金化层较厚。在激光合金化层的上部，激光功率为3.0kW时硬度最高，这是由于在合金化层上部，强化相的生成量均较多，当激光功率较低时，组织较为细小，因此硬度较高。综上所述，合金化层的平均硬度主要受强化相生成量的影响，同时局部硬度也与组织的尺寸有关。

稀土氧化物n-Nd₂O₃对G@Ni合金化层的影响

由于稀土氧化物具有特殊的物理化学性质，在冶金、材料加工等领域已经得到研究学者的广泛关注。关于稀土氧化物在激光合金化中的应用，也已有报道，其作用主要是细化晶粒。在石墨含量为25％、余量为镍的G@Ni合金化材料中添加纳米稀土氧化物Nd₂O₃，研究稀土氧化物改性合金化层的微观组织和性能。采用相同的激光工艺参数：激光功率为3.5kW，扫描速度为300mm/min，光斑直径为3.5mm，氩气流速为12L/min，搭接率为30％，预置粉末的厚度为1mm，添加不同质量百分比的n-Nd₂O₃所得到的的涂层质量如表4所示，

表4.添加不同质量百分比的n-Nd₂O₃的涂层质量

物相组成

图17为未添加和添加不同质量百分比的n-Nd₂O₃合金化层的X射线衍射结果，分析表明，合金化层中主要存在TiC，γ-Ni，Ni₃Al，NiTi，NiTi₂和石墨等物相。当n-Nd₂O₃添加量为0.5wt.％时，与未添加n-Nd₂O₃的合金化层相比，石墨相的衍射峰明显增强。这是由于n-Nd₂O₃促进了石墨的析出，使合金化层中石墨的含量增加。当稀土氧化物超过0.5wt.％时，合金化层中未检测到石墨，当稀土氧化物的含量为2wt.％时，γ-Ni的衍射峰强度明显降低。由于n-Nd₂O₃含量较低，衍射结果中没有出现n-Nd₂O₃的衍射峰。随着稀土氧化物含量的增加，熔池的流动性增加，Ti原子与Ni原子或C原子充分反应，由于Ti与C原子亲和力极强，熔池中不再存在游离的C原子，无法析出石墨相，Ni与Ti反应生成Ni-Ti金属间化合物，γ-Ni含量也降低。

微观组织

图18为不同n-Nd₂O₃添加量G@Ni合金化层的横截面低倍形貌，结果表明，合金化层与基材之间形成了良好的冶金结合，未发现明显的裂纹。当n-Nd₂O₃添加量低于1.5wt.％时，合金化层底部有少量气孔，当n-Nd₂O₃添加量为1.5wt.％时，合金化层中没有气孔和夹杂。这是由于稀土元素Nd可以与熔池中的一些杂质发生反应生成化合物，这些化合物在熔池中上浮，起到净化熔池作用，减少了夹杂和气孔。当n-Nd₂O₃添加量为2.0wt.％时，合金化层上部出现少量气孔，这是由于n-Nd₂O₃熔点较高，吸收了熔池中的能量，缩短了熔池存在的时间，合金化层中的气体来不及逸出。

合金化层与基体过渡区的形貌如图19所示，各合金化层均与基体形成冶金结合。当n-Nd₂O₃添加量为0.5wt.％时，过渡区分布着垂直于结合界面的枝晶，n-Nd₂O₃添加量为1.0wt.％和1.5wt.％时，底部组织明显细化，如图19(c)所示，添加1.0wt.％的n-Nd₂O₃时底部组织最为均匀致密，且结合界面有明显的熔合线，添加1.5wt.％的n-Nd₂O₃时结合区与合金化层的界面处沿温度梯度方向形成胞状树枝晶组织；当n-Nd₂O₃添加量为2.0wt.％时，底部组织变得粗大且不均匀。

图20为不同n-Nd₂O₃添加量G@Ni合金化层的中部的微观组织形貌。从图中可以看出，当添加0.5wt.％和1.0wt.％的n-Nd₂O₃时，合金化层中的组织由未添加稀土氧化物的花瓣状向不规则块状和颗粒状转变，组织有所细化，但是仍然保留了一些花瓣状的特征。当添加1.5wt.％的n-Nd₂O₃时，组织的形态和大小都发生了明显的变化。合金化层中的晶粒明显细化，合金化层中析出大量细小颗粒状组织，部分短棒状组织和细小枝晶，还分布着少部分深色块状和白亮颗粒。当添加2wt.％的n-Nd₂O₃，合金化层中块状组织变得粗大，并出现了很多裂纹。对于合金化层中部，添加0.5wt.％，1.0wt.％，1.5wt.％的n-Nd₂O₃均对组织产生细化作用，以添加1.5wt.％的n-Nd₂O₃时细化作用最为明显。

综上所述，添加一定量的n-Nd₂O₃可以细化组织，且n-Nd₂O₃添加量有一个最佳值，当超过这个最佳值时，n-Nd₂O₃对组织的细化作用减弱甚至使组织变得粗大。n-Nd₂O₃可以细化组织的作用机理主要可以归于以下两个方面：一方面，n-Nd₂O₃熔点较高(1900℃)，在凝固过程中，未完全分解的n-Nd₂O₃可作为异质形核核心，提高形核率；完全分解的n-Nd₂O₃分解为Nd原子和O原子，Nd作为一种稀土元素，具有很高的表面活性，可以降低液态金属的表面张力和界面能，减小临界形核半径，提高形核率。另一方面，Nd原子半径较大，在金属中的固溶度很小，容易在晶界或相界偏聚，阻碍了晶界或相界的移动，抑制了晶粒长大，从而使晶粒得到细化。

当n-Nd₂O₃添加过多，反而不利于晶粒的进一步细化。当添加2wt.％的n-Nd₂O₃时，合金化层组织比未添加n-Nd₂O₃时还要粗大。

n-Nd₂O₃添加量为0.5wt.％的试样进行成分分析结果如图21所示。根据X射线衍射结果，当n-Nd₂O₃添加量为0.5wt.％时，合金化层中依然存在石墨。与不添加n-Nd₂O₃的合金化层相比，其中部和上部均出现了灰黑色组织，对其进行EDS分析(Point 1,2,4)，结果如图21所示，EDS点成分分析表明，这些灰黑色组织主要含石墨，但是石墨的形态、含量都有所区别。合金化层上部析出的石墨较多，组织较粗大，呈层片状；中部析出的石墨较少，团簇在TiC的晶界。由于稀土氧化物的添加提高了熔体的流动性，使熔池中温度分布更加均匀，成分和组织分布也更加均匀，上浮到熔池表面的C原子在熔池的对流运动中部分被带回到中部，因此其中部也有少量石墨。由于稀土元素Nd对组织的细化作用，加上中部熔池存在时间较上部短，游离的C原子也较少，因此中部没有形成片状石墨。

对上部和中部析出的TiC进行EDS点成分分析(Point 3,5)，分析表明，合金化层上部组织中Ti原子与C原子的化学计量比小于中部。初生TiC中往往存在大量的C空位缺陷，当C原子浓度较高时，通过扩散作用填补空位的C原子增多，因此Ti与C的化学计量比更趋近于1:1。合金化层上部C原子浓度较高，而Ti原子对较少，熔池存在时间长，C原子有充分的时间扩散，因此TiC中C的含量更高。

显微硬度

不同n-Nd₂O₃添加量G@Ni合金化层的显微硬度分布如图22所示，当n-Nd₂O₃添加量从0增加到2.0wt.％时，合金化层的平均硬度分别为1319.65HV_0.2，1382.48HV_0.2，1525.33HV_0.2，1527.14HV_0.2，1195.21HV_0.2。当n-Nd₂O₃添加量小于2wt.％时，合金化层的平均硬度提高，尤其当添加1.0wt.％和1.5wt.％n-Nd₂O₃时硬度提高最为明显，约为TC4基体的4倍；而当添加2wt.％n-Nd₂O₃时，合金化层硬度反而比未添加纳米稀土氧化物时降低。

结合前面的组织分析，当n-Nd₂O₃添加量小于2wt.％时，合金化层的组织明显细化，而当n-Nd₂O₃添加量为2wt.％时，合金化层的组织变得粗大。根据细晶强化原理，晶粒尺寸越小，材料强度、硬度提高；塑性和韧性也变好。当添加0.5wt.％n-Nd₂O₃时，合金化层表层硬度稍低一些，这是因为合金化层上部有一些析出的石墨相，降低了合金化层上部的硬度。当添加1.0wt.％n-Nd₂O₃时，合金化层硬度较高且较分布较平均，这是因为适量的稀土氧化物提高了熔池的流动性，细化了晶粒，从而使硬质相的数量和大小分布较均匀。当添加1.5wt.％n-Nd₂O₃时，晶粒最为细小，细晶强化作用最为明显，因此合金化层中上部硬度最高。

耐磨性能

本组试样磨损试验采用的摩擦半径为5.0mm，载荷为2000g，转速560r/min，Si₃N₄磨球直径为5mm，试验时间为30min。合金化层的摩擦系数曲线如图23所示。结果表明，在同样的摩擦条件下，基体的摩擦系数波动性较大，而涂层的摩擦系数较平稳，这是由于Si₃N₄磨球的硬度远远高于钛合金基体，微凸体很容易嵌入基体而导致摩擦副接触面积增大，当摩擦副界面相对运动时，摩擦产生的热使接触点易粘着，交替变化的剪切力使摩擦系数波动较大。基材和合金化层在磨损初始阶段，均存在一个摩擦系数不稳定阶段，即磨合期。当添加1.0wt.％n-Nd₂O₃时，磨合期最长，约为20min，这是由于添加1.0wt.％n-Nd₂O₃合金化层的硬度较高且分布平均，合金化层可以有效的抵抗微凸体的压入，经过打磨的试样和Si₃N₄磨球表面均较光滑，初期磨损过程阻力很小，摩擦系数在很长一段时间处于较低水平。

基材的稳定摩擦阶段的平均摩擦系数约为0.5，当不添加n-Nd₂O₃和添加0.5wt.％n-Nd₂O₃时。合金化层的摩擦系数最低，约为0.45，这是由于合金化层中有石墨的存在，在磨损过程中起到了一定的润滑作用，减小了摩擦阻力，降低了摩擦系数。当n-Nd₂O₃添加量为1.0wt.％，1.5wt.％和2.0wt.％时，合金化层的摩擦系数分别为0.51,0.48和0.68。

如图24，对比不同n-Nd₂O₃添加量的合金化层的磨损失重，当添加0.5wt.％n-Nd₂O₃时，磨损失重最低，仅为0.0017g，比未添加n-Nd₂O₃的合金化层(0.0036g)降低了52.8％，其耐磨性提高到钛合金基体的18倍。结合合金化层的硬度，可以得出耐磨性和硬度不是完全的正比关系，还受到其他因素的影响。虽然添加0.5wt.％n-Nd₂O₃的合金化层上部硬度较低，由于涂层中含有石墨，石墨在压力的作用下被挤出，在摩擦过程中起到自润滑作用，因此合金化层的摩擦系数比TC4基体更低，提高了合金化层的耐磨性。当添加1.0wt.％和1.5wt.％的n-Nd₂O₃时，合金化层的硬度较高，有效地抵御了磨球的压入，因此二者耐磨性能都有所提高，由于添加1.5wt.％n-Nd₂O₃的合金化层摩擦系数更低，因此其耐磨性能更优异。添加量为2.0wt.％时合金化层硬度较低且组织粗大，导致其耐磨性能较差。综上所述，提高合金化层的耐磨性能，要从“抗磨”和“减摩”两方面考虑，当n-Nd₂O₃添加量为0.5wt.％时，合金化层的耐磨性能最好。

为了进一步分析合金化层的摩擦磨损机理，对合金化层的磨痕形貌进行观察。图25为磨痕低倍形貌，其中，硬度较低的基体磨痕最宽，未添加n-Nd₂O₃和添加0.5wt.％n-Nd₂O₃的合金化层的合金化层磨痕宽且浅。当n-Nd₂O₃添加量为1.5wt.％时，磨痕最窄。当n-Nd₂O₃添加量为2.0wt.％时，磨痕宽度、深度均明显增加。

将磨痕形貌放大观察，如图26所示，硬度较低的基体表面犁沟很深，并存在一些剥落。这是由于Si₃N₄磨球的硬度远高于TC4的硬度，连续滑动摩擦后，磨球表面的微凸表面嵌入低硬度TC4基材表面，发生磨粒磨损。另外，反复的变形导致基材剥落，并出现粘着磨损倾向。合金化层犁沟较浅，其中以添加0.5wt.％的n-Nd₂O₃和未添加n-Nd₂O₃的合金化层表面最为平整，一方面，涂层的显微硬度高，可有效抵抗磨球的嵌入和高硬度磨屑的微观切削；另一方面，涂层表面含有一定量的石墨自润滑相，在摩擦副表面形成润滑转移膜，起到自润滑作用，其主要磨损机制为磨粒磨损。当n-Nd₂O₃添加量为1.0wt.％时，合金化层表面出现较明显的犁沟和少量剥落，其磨损机制为磨粒磨损和轻微的黏着磨损。当n-Nd₂O₃添加量为1.5wt.％时，合金化层表面出现明显的犁沟和轻微的塑性变形，其磨损机制主要是磨粒磨损。而当n-Nd₂O₃添加量为2.0wt.％时，由于组织的粗化，合金化层的硬度降低，塑韧性变差，无法有效地抵制磨球的压入，磨痕表面犁沟较深且存在微小的裂纹，并出现粘着磨损倾向，这种粘着导致了合金化层的摩擦系数较高，其磨损机制为磨粒磨损和黏着磨损。

对于G@Ni合金化层，首先，合金化层中的TiC硬质相在磨损过程中的耐磨性中起主要作用，有效地抑制了微球在磨球表面上的压痕。其次，合金化层中的Ni-Ti金属间化合物具有良好的韧性，可以有效地防止裂缝的产生和扩展。此外，挤出的石墨润滑相形成转移膜，将磨球与合金化层之间的直接接触转化成磨球和转移膜之间以及转移膜与合金化层之间的间接接触，从而转移薄膜可以保护合金化层表面。

以上所述仅为本申请的优选实施例而已，并不用于限制本申请，对于本领域的技术人员来说，本申请可以有各种更改和变化。凡在本申请的精神和原则之内，所作的任何修改、等同替换、改进等，均应包含在本申请的保护范围之内。

Claims (14)

1.纳米稀土氧化物改性的合金化材料，其特征在于：由镍包石墨粉末和纳米氧化钕粉末混合而成；

所述纳米氧化钕粉末的含量为0.25~1.75wt.%；

所述镍包石墨中镍的质量分数为40~80wt.%，余量为石墨。

2.根据权利要求1所述的纳米稀土氧化物改性的合金化材料，其特征在于：所述纳米氧化钕粉末的粒径为40~60nm，余量为镍包石墨。

3.根据权利要求1所述的纳米稀土氧化物改性的合金化材料，其特征在于：纳米氧化钕的含量为0.25~0.75wt.%，余量为镍包石墨。

4.根据权利要求3所述的纳米稀土氧化物改性的合金化材料，其特征在于：纳米氧化钕的含量为0.5wt.%，余量为镍包石墨。

5.根据权利要求1所述的纳米稀土氧化物改性的合金化材料，其特征在于：所述镍包石墨中，镍的质量分数为50wt.%或75wt.%，余量为石墨。

6.纳米稀土氧化物改性的合金化层，其特征在于：采用权利要求1-5任一项所述的纳米稀土氧化物改性的合金化材料，基体材料为TA、TB、TC或TD钛合金。

7.根据权利要求6所述的纳米稀土氧化物改性的合金化层，其特征在于：基体材料为TC钛合金。

8.根据权利要求6所述的纳米稀土氧化物改性的合金化层，其特征在于：基体材料为TC4钛合金，其主要物相为TiC，γ-Ni，Ni₃Al，NiTi，NiTi₂和石墨。

9.一种权利要求6所述纳米稀土氧化物改性的合金化层的制备方法，其特征在于：包括如下步骤：

对基体材料表面进行清理；将镍包石墨粉末和纳米氧化钕粉末混合均匀后，铺覆在钛合金基体表面；进行激光合金化处理，制得合金化层。

10.根据权利要求9所述的纳米稀土氧化物改性的合金化层的制备方法，其特征在于：激光功率为3.0~4.0kW，扫描速度为150~450mm/min，光斑直径为3~4mm；氩气流速为5~15L/min，搭接率为30~40%，预置粉末的厚度为0.8~1.2mm。

11.根据权利要求10所述的纳米稀土氧化物改性的合金化层的制备方法，其特征在于：激光功率为3.0~3.5kW，扫描速度为200~350mm/min，光斑直径为3.5~4mm；氩气流速为10~15L/min，搭接率为30~35%，预置粉末的厚度为0.8~1mm。

12.根据权利要求11所述的纳米稀土氧化物改性的合金化层的制备方法，其特征在于：激光功率为3.5kW，扫描速度为300mm/min，光斑直径为3.5mm；氩气流速为12L/min，搭接率为30%，预置粉末的厚度为1mm。

13.权利要求9-12任一所述纳米稀土氧化物改性的合金化层的制备方法制备得到的合金化层。

14.一种工件，其特征在于：包括钛合金基体和附着于钛合金基体表面的权利要求6-8任一项或权利要求13所述合金化层。

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