碳化钛含量对多层激光熔覆镍基复合涂层析出物微观结构与性能的影响

本研究系统性地探究了碳化钛（TiC）含量（0-30 wt.%）与多层熔覆过程中固有的预热和回火效应，对Ni60基复合涂层的微观结构、析出物分布和力学性能的协同影响。在45钢上制备了涂层，并采用扫描电子显微镜（SEM）、能谱仪（EDS）、X射线衍射（XRD）、显微硬度和磨损测试进行了表征。结果表明，多层熔覆过程中的预热和回火在涂层高度方向上形成了冷却速率梯度，导致析出物呈现从底部的γ-Ni/[Fe,Ni]枝晶，到中部的CrB型硼化物，再到顶部细小富铬碳化物的逐步演变。由于TiC颗粒的密度低于镍基熔体，其在浮力作用下向上迁移，导致从底部到顶部的富集和粗化。TiC的添加对微观结构和磨损性能表现出非单调效应：适量的TiC添加促进了异质形核、晶粒细化和双尺度强化，而过量添加则使TiC成为主导相，导致颗粒粗化、剥落和氧化降解。尽管显微硬度随TiC含量增加而提升，但耐磨性并未呈现相同趋势。含有20 wt.% TiC的涂层展现了最佳的综合性能，表明控制TiC添加量对于定制梯度析出物分布和提升耐磨性至关重要。

激光熔覆技术能够有效提升金属的耐磨性，但使用纯合金粉末的涂层耐磨性受到限制。向合金粉末中添加陶瓷颗粒可改善涂层的耐磨性。关于含有碳化硅（SiC）、碳化钛（TiC）和碳化钨（WC）等陶瓷颗粒复合涂层耐磨性的研究已有很多。陶瓷颗粒能有效缓解涂层的磨损损伤，从而提升其耐磨性能。为了增强耐磨性，已开发出多种陶瓷增强复合涂层。Candel等人采用激光熔覆Ti6Al4V和TiC混合粉末制备了复合涂层，并揭示了其包含部分溶解的TiC硬质颗粒和析出物的层状微观结构。Li等人报道了TiC含量对TiC/Ni复合涂层微观结构和摩擦学性能的影响。Emamian等人报道了原位形成的TiC形态取决于激光参数，在不同工艺条件下会形成不同的形态。Chen等人研究了Ti+C含量范围为5至50 wt.%的镍基复合涂层。他们报道显微硬度随着TiC含量的增加从608.41 HV_0.3增加到1075.11 HV_0.3。此外，磨损机制从粘着磨损转变为磨粒磨损，最终转变为疲劳磨损。Górka等人研究了添加5-15 wt.% TiC颗粒增强的镍基自熔合金涂层。他们报道添加TiC后显微硬度提高了28-40%，而低激光功率会促进气孔和裂纹的形成。Poloczek等人研究了添加10-40 vol.% TiC颗粒增强的Inconel 625复合涂层。他们报道TiC添加提高了显微硬度但恶化了耐蚀性，改善涂层均匀性可以减轻这种负面影响。Poloczek等人研究了通过Ti和C粉末改性的原位TiC增强Inconel 625涂层。他们报道由于形成了富钛析出物，硬度和抗冲蚀性能分别提高了27%和30%。其他陶瓷增强体也已被研究。Tian等人报道了在Ti6Al4V合金上沉积钛硼化物后，涂层中形成了管状TiB晶体。结果表明，与Ti6Al4V基体的耐磨性相比，涂层的耐磨性显著提高。由于存在TiB相，涂层比Ti6Al4V基体更具抗氧化性。Weng等人揭示了在Ti6Al4V合金上通过激光熔覆制备的Ti₅Si₃/TiC增强钴基涂层的微观结构和磨损性能。原始SiC溶解并与Ti反应形成Ti₅Si₃和TiC，有利于涂层的性能。多层激光熔覆是获得工业应用所需厚涂层所必需的。多层激光熔覆导致涂层内显著的热量积累，产生高热应力。同时，涂层厚度增加导致严重变形，这进一步提高了内部残余应力，从而增加了裂纹萌生的可能性。Wang等人通过多层激光沉积在Ti6Al4V表面制备了TiC/Ti6Al4V复合材料。产生的复合材料出现从界面延伸到顶部的裂纹。Shi等人通过多层激光熔覆在20CrMnTi合金钢上制备了WC/Co梯度复合涂层，其中WC颗粒含量从0 wt.%增加到10 wt.%。根据摩擦测试和磨损对比，梯度复合涂层的耐磨性比20CrMnTi高出364%。Weng等人在40Cr齿轮表面制备了纳米TiC/12CrNi2梯度功能涂层，涂层无裂纹、气孔等缺陷。尽管陶瓷颗粒对激光熔覆涂层的影响已被广泛研究，但TiC含量与多层熔覆过程中固有的预热和回火效应对沿涂层高度方向的梯度析出物演变的耦合效应尚不清楚。特别是，冷却速率梯度驱动从γ-Ni枝晶到CrB型硼化物再到富铬碳化物逐步演变的机制，以及TiC颗粒在浮力和热历史下的迁移、再分布和粗化行为，尚未得到系统阐明。因此，本研究旨在揭示梯度微观结构的形成机制及其对力学性能的影响。本研究的新颖性在于阐明了多层诱导的梯度析出物构架，并确定了实现双尺度强化结构和优异耐磨性的最佳TiC含量（20 wt.%）。本研究的基体材料为45钢，因其良好的力学性能、广泛的工业应用以及与镍基粉末良好的冶金相容性，每件尺寸为50 mm × 30 mm × 10 mm。激光熔覆前，用砂纸对45钢管道表面进行抛光。抛光后，基体样品用酒精清洗以去除任何杂质和油污，以满足基体表面的熔覆要求。使用Ni60合金粉末通过激光熔覆制备复合涂层。将TiC粉末作为增强颗粒相添加到Ni60粉末中。Ni60和TiC的粉末粒度分布均为45-106 μm。图1展示了混合粉末的制备流程及其扫描电子显微镜（SEM）图像。复合涂层通过激光熔覆沉积，混合粉末的质量分数分别为Ni60、Ni60+10wt.% TiC、Ni60+20wt.% TiC和Ni60+30wt.% TiC。此TiC添加范围是基于初步实验和现有文献确定的，涵盖了从低到高的增强水平，以系统地研究多层涂层微观结构和力学性能的演变规律。为提高混合粉末的均匀性，使用了行星球磨机，粉磨球质量比设置为1:5，转速为200 r/min，持续3小时。之后，混合粉末和基体被放入烘箱中，在60 °C下真空干燥2小时，以避免因湿度过大对涂层质量产生不利影响。本研究使用的设备是同轴激光金属沉积系统，如图2(a)所示。激光光束直径在整个熔覆过程中固定为5 mm。此外，保护气和送粉气均为99.99%纯度的氩气，流量分别为20 L/min和10 L/min。图2(b)展示了采用逐层方法通过激光熔覆制备三层复合涂层的过程。涂层通过多道激光熔覆制备，搭接率为40%。熔覆参数列于表1。表1. 激光熔覆参数。参数|数值|激光功率（W）|1400|扫描速度（mm/s）|7|送粉率（g/min）|20|搭接率|40%|保护气流量（L/min）|20|混合粉末构成（wt.%）|Ni60, Ni60+10% TiC, Ni60+20% TiC, 和 Ni60+30% TiC。表征方面，激光熔覆后，将获得的样品沿垂直于激光扫描方向切割成20 mm × 15 mm × 10 mm的立方块。金相试样经过研磨抛光后，用HF: HNO₃: H₂O = 2:1:47的蚀刻剂腐蚀20秒。使用能谱仪（EDS）和扫描电子显微镜（SEM）检查腐蚀试样表面的成分和微观结构。使用X射线衍射（XRD）表征熔覆层的相组成，扫描速度为3°/min，衍射角范围为20°-90°。使用HV-1000数字显微硬度计评估不同配比涂层的硬度。在卸载前，施加200 g载荷保持十秒。每个区域进行三次测量取平均值，从熔覆层顶部向基体方向以100 μm为间隔进行测量。使用CFT-1表面综合测试仪在环境条件下进行磨损和摩擦测试。测试参数包括：载荷15 N，摩擦副为直径5 mm的氮化硅陶瓷球，往复行程5 mm，磨损速率200 mm/min，测试持续时间30分钟。测试后，使用能谱仪（EDS）分析磨损表面的颗粒成分，并使用超景深显微镜（KS数码显微镜）研究磨损形貌。根据不规则体积计算公式(1)：(1)其中V代表磨损体积（mm³），z(X,Y)表示磨损表面相对于未磨损涂层的深度（mm），使用激光共聚焦显微镜（KC精密显微镜）测量。可以根据公式(1)计算不同涂层的磨损体积。
3.1 物相分析
不同TiC含量涂层的XRD衍射图谱基本一致，如图3所示。涂层包含多种金属间化合物，如γ-Ni、[Fe,Ni]固溶体、TiC、Cr₂₃C₆、C_0.09Fe_1.91、CrB和Cr₇C₃。TiC含量的调整不影响涂层中核心相的类型。在无外源增强相的Ni60涂层中，硬质相主要包括铬碳化物（Cr₂₃C₆、Cr₇C₃）和硼化物（CrB）。这些相在激光熔覆过程中原位形成，是涂层高硬度和优异耐磨性的主要贡献者。对于添加10%和20% TiC的涂层，TiC衍射峰的出现证明TiC颗粒已成功融入涂层基体。Ni和[Fe,Ni]峰强度的轻微下降表明TiC对金属基体有轻微的稀释作用。在添加30% TiC时，TiC成为主要的衍射相，其峰强度显著高于其他相。显著减弱的金属基体峰表明结构从金属基体主导转变为陶瓷增强主导。尖锐窄小的衍射峰表明结晶度高。这证实了TiC添加不会降低涂层的结晶质量，也不会引起明显的晶格畸变或非晶相形成。
3.2 微观结构表征
图4展示了不同TiC添加量涂层结合区的微观结构。在不同TiC含量下制备的熔覆涂层均具有良好的冶金质量，无明显的孔隙和裂纹等缺陷。随着TiC含量的增加，二次析出相均匀分散在涂层基体中，特别是在先共晶枝晶的枝晶间区域。如图4(c)和(d)所示，在复合涂层的界面区域观察到明显的未熔颗粒。这可归因于熔池向基体的热传导导致界面区域散热迅速。因此，该区域具有最高的温度梯度和最低的凝固速率。凝固速率的降低阻碍了TiC颗粒在熔池中的完全溶解，而陡峭的温度梯度促进了针状γ-Ni的形核和长大，从而进一步抑制了TiC的扩散。因此，部分初始TiC颗粒未熔化并被捕获在结合区。这些颗粒与基体中析出的增强相相互作用，从而形成双尺度强化结构。图5展示了无TiC添加的Ni60涂层中析出物沿高度的梯度分布。如黄色虚线所示，涂层横截面被分为上、中、下三个区域，清晰地揭示了凝固过程中沿高度方向冷却速率的梯度变化。下部区域主要以典型的枝晶结构为特征。在中部区域，开始形成大量灰色析出相。在靠近涂层顶部的中上部区域，进一步出现细小分散的黑色析出物。析出物类型和数量在空间上的变化主要归因于从底部界面到涂层顶部表面冷却速率的逐渐增加。不同冷却条件下凝固行为和溶质再分布的变化直接影响析出物的形核和生长。对图中标记为(a)的区域进行放大，并进行了EDS点分析，如图6所示。基于图6所示的微观结构形貌和表中列出的EDS点分析结果，可以进一步确定不同析出物的元素组成和相构成。点1位于黑色析出物中，主要含有Cr和C，以及相对较高的Ni和Fe含量。结合XRD图谱中观察到的富铬碳化物（如Cr₂₃C₆和Cr₇C₃）的特征衍射峰，可确定该黑色析出物主要为富铬碳化物相。点2位于灰色析出物中，其特征是B含量高，为35.7 wt.%，并含有Cr、Ni和Fe。这与XRD结果中硼化物相（如CrB）的衍射峰吻合良好，证实灰色析出物主要由铬硼化物组成。点3选自枝晶间区域，其中Ni和Fe是主要元素，而Cr、Si和C含量相对较低，对应γ-Ni和[Fe,Ni]固溶体。析出物相在涂层厚度方向上明显的空间分布主要归因于凝固速率随高度的变化。靠近基体处，快速的热提取导致最高的凝固速率，抑制了溶质扩散和析出，因此主要产生细小的γ-Ni和[Fe,Ni]枝晶。在中部区域，冷却速率降低增强了残余液体中B的富集，促进了作为灰色析出物的CrB型硼化物的析出。在上部区域，后续层沉积引起的重复热循环或较慢的冷却为富铬碳化物（如Cr₂₃C₆和Cr₇C₃）的析出提供了有利的扩散条件，导致形成细小的黑色析出物。图7展示了三种复合涂层在底部、中部和顶部区域的典型微观结构。当TiC添加量为10 wt.%时，图7a1显示涂层顶部区域呈现等轴枝晶结构，枝晶间距相对较大，生长取向无序。图7a2显示中部区域的枝晶明显细化，微观结构变得更加致密。图7a3显示底部区域包含垂直于熔合线生长的柱状枝晶，排列相对规则，尽管在枝晶边界观察到轻微粗化。随着TiC添加量增加到20 wt.%和30 wt.%，微观结构发生显著变化。图7b1和c1显示顶部区域仍呈现等轴枝晶，但析出物的体积分数显著增加且分布更加均匀。图7b2和c2显示中部区域保持致密，具有明显的晶粒细化效果。值得注意的是，图7b3和c3显示底部区域不再保留10 wt.%时观察到的柱状枝晶结构，而是显示出细小的等轴晶或不规则晶粒，表明定向生长消失。在低TiC添加量（10 wt.%）下，底部区域受到基体强热提取的影响，导致高温度梯度，促进了沿热流方向的定向枝晶生长。当TiC含量增加到20 wt.%和30 wt.%时，高熔点TiC颗粒在凝固初始阶段优先析出，提供了丰富的异质形核位点，从而显著促进晶粒形核。同时，TiC颗粒减弱了熔池内的局部热流密度，并抑制了柱状晶的定向生长。在这些机制的共同作用下，底部区域从柱状枝晶转变为细小的等轴晶。中部区域由于多层沉积过程中的重复热循环和TiC的晶粒细化效应而呈现致密结构。作为最后凝固的层，顶部区域在预热先前层和向空气散热的共同影响下经历相对较慢的冷却速率，允许枝晶充分长大，导致较大的枝晶间距。使用图像处理软件（Image-Pro Plus 6.0）获得了析出物的体积分数（%），结果如图8所示。在给定TiC含量下，析出物体积分数从涂层底部到顶部逐渐增加。随着TiC添加量从10 wt.%增加到20 wt.%和30 wt.%，所有区域的析出物体积分数均显著增加，尤其是在顶部区域。这种行为主要与多层激光熔覆过程中的热历史有关：靠近基体的高冷却速率抑制了析出物的形成，而中部和顶部区域冷却速率的降低则促进了二次相的析出和长大。根据元素映射，Ni60+10% TiC涂层主要由三种微观结构组成，如图9所示。Ti主要富集在具有规则菱形形貌的黑色颗粒中，同时伴有C的显著富集，表明Ti和C的空间分布高度一致。Cr在涂层中表现出两种分布类型：一种在草状析出物区域，伴有B和C的局部富集；另一种位于枝晶间区域或析出物周围的浅灰色区域，也具有Cr和C的富集特征。结合XRD结果，黑色菱形颗粒被鉴定为添加的TiC增强颗粒。富铬析出物被确认主要由CrB硼化物和富铬碳化物（如Cr₂₃C₆和Cr₇C₃）组成。相比之下，Ni和Fe均匀分布在基体中，对应于γ-Ni固溶体和[Fe,Ni]相。图10展示了Ni60 + 20 wt.% TiC涂层的EDS结果。Ni60 + 20 wt.% TiC涂层中的元素分布与Ni60 + 10 wt.% TiC涂层高度一致。Ti主要富集在黑色菱形的TiC增强相内，而Cr则集中在草状和浅灰色二次析出物中。相比之下，Ni和Fe作为基体元素，均匀分散在整个涂层基体中。与含有较低TiC含量的涂层相比，Ni60 + 30 wt.% TiC涂层表现出显著不同的元素分布，如图11所示。相应黑色TiC颗粒的形貌从低TiC含量下的规则菱形变为近球形或不规则团簇状，分布更加均匀，无明显团聚，且颗粒尺寸显著增大。富铬区域的数量显著增加且分布更加均匀，与TiC颗粒表现出更紧密的空间相关性。Ni和Fe仍均匀分布在基体区域。TiC颗粒在激光熔覆过程中的迁移行为主要由密度差驱动。TiC颗粒的密度为4.9-5.1 g/cm³，而镍基合金熔体的密度为8.4-8.6 g/cm³。这种显著的密度差导致TiC颗粒在熔池中受到浮力作用而向上迁移，如图12所示。根据斯托克斯定律，颗粒在流体中上浮的速度可以表示为：(2)浮力可以表示为：(3)其中r是颗粒半径；ρ_s和ρ_f分别是颗粒和流体的密度；g是重力加速度；η是熔体的粘度系数。从上述方程可以看出，上浮速度和浮力均与颗粒半径的平方成正比，表明较大的TiC颗粒具有更快的上浮速度。在多层沉积过程中，不同区域的热历史进一步影响了TiC颗粒的最终分布。底部区域邻近基体，表现出高冷却速率和短暂的熔池寿命，因此TiC颗粒在充分上浮之前就被凝固结构捕获。相比之下，顶部区域作为最后凝固层，具有最低的冷却速率和最长的熔池寿命，为TiC颗粒的上浮、聚集和长大提供了充足的时间窗口。同时，先前沉积层的预热效应进一步延迟了凝固过程，允许更多的TiC颗粒向上迁移并在顶部富集，同时伴随颗粒尺寸的显著增大。中部区域经历重复热循环，在此期间，一些TiC颗粒可能在后续沉积层的热影响下进一步迁移或再分布。由密度差引起的浮力驱动向上迁移、斯托克斯定律揭示的尺寸依赖效应以及多层沉积过程中梯度的凝固条件，共同导致了TiC颗粒在涂层从底部到顶部逐渐富集并长大的分布特征。这与图8所示的析出物体积分数沿高度增加的趋势、图11所示30% TiC涂层中TiC颗粒尺寸增大以及元素映射结果显示的Ti在顶部富集的现象一致。
3.3 显微硬度分析
图13展示了Ni60涂层和不同TiC含量（10%、20%、30%）复合涂层从表面到基体的显微硬度分布。含有0%、10%、20%和30% TiC涂层的平均显微硬度值分别为693 HV_0.2、730 HV_0.2、816 HV_0.2和1046 HV_0.2，而基体的平均硬度为262 HV_0.2。显然，涂层的硬度显著高于基体。在多层激光熔覆结构中，硬度未观察到明显变化，涂层区域保持高硬度且几乎无波动。涂层与基体之间的“梯度过渡”有助于缓解界面应力集中，这体现在热影响区的硬度上，其硬度呈现逐渐下降趋势，低于涂层区域但仍然高于基体。
3.4 耐磨性分析
对每个工件的涂层进行了摩擦和磨损性能测试，使用摩擦系数、磨损体积和磨损表面形貌作为主要性能指标来评估TiC增强复合材料的耐磨性。如图14所示，比较了不同TiC含量涂层和基体的摩擦系数。结果表明，Ni60+TiC涂层成功降低了基体的摩擦系数。这种行为可归因于复合涂层显微硬度的显著提高，增强了其抵抗塑性变形的能力。含有20% TiC的涂层表现出最低的摩擦系数，稳定保持在0.1，而含有30% TiC的涂层摩擦系数波动相对较大。图15展示了不同涂层和基体的磨损轮廓，以及根据公式(1)计算的磨损体积。误差棒代表测量体积损失的5%-10%。在室温干滑动磨损测试中，含有TiC颗粒的复合涂层表现出更好的耐磨性。基体显示出最宽的磨损轨迹宽度和更深的磨损沟槽，深度约为4 μm。这种磨损行为可归因于与基体高韧性和低显微硬度相关的粘着磨损特征。添加TiC + Ni60提高了熔覆层的抗变形能力，导致磨损轨迹宽度更小，磨损沟槽更浅。当TiC质量分数为20%时，磨损沟槽深度最小。图15(b)显示了体积损失结果。随着TiC + Ni60含量的变化，体积去除量从基体的4,502,500 μm³减少到含有20% TiC涂层的892,500 μm³，表明与基体相比耐磨性提高了5.06倍。含有20% TiC的Ni60复合涂层由于其高硬度，有效抵抗了磨损球的摩擦，从而减少了塑性变形并增强了涂层的耐磨性。当TiC质量分数达到30%时，磨损体积增加。这是由于在磨损过程中TiC颗粒剥落形成新的磨粒，加速了随后的摩擦诱导磨损。为揭示TiC含量对磨损机制的影响，获得了二维磨损表面，如图16所示。值得注意的是，在所有涂层的放大视图中均未发现微裂纹，表明这些涂层具有良好的韧性。由于周围介质是空气，基体在长时间高速摩擦过程中产生大量热量，导致形成铁氧化物转移层，如图16(a)所示。添加Ni60粉末提高了涂层的显微硬度和强度，导致相对较浅的犁沟和较小的表面剥落粘着坑，如图16(b)所示。如图16(c–e)所示，涂层表面的磨损形貌随TiC质量分数变化，这种变化相应地决定了涂层的磨损行为。TiC改变了涂层的摩擦学性能和界面条件，同时增强了组成元素与氧反应的趋势，从而导致氧化区域的出现。当TiC增强相的质量分数增加到20%时，如图16(d)所示，由于与TiC析出物相关的固溶强化和位错钉扎效应，涂层实现了显著的强度。因此，磨损表面几乎没有观察到塑性变形；仅出现少量犁沟和小的氧化区域，表明存在磨粒磨损和摩擦氧化。此外，当TiC质量分数达到30%时，沟槽和剥落坑重新出现在表面，如图16(e)所示。这是由于磨损过程中氧化加剧，暴露的TiC颗粒与氧反应形成如TiO₂等氧化物。磨损损失的突然增加是由于TiO₂的高脆性及其在循环摩擦下易于剥落的特性所致。如前所述，Ni60 + 30% TiC涂层发生了显著变化。因此，进行了扫描电子显微镜（SEM）观察其形貌，如图17所示。可以看到试样磨损表面包含相对较多的TiC颗粒，表面显得相对光滑，仅显示少量磨损碎屑。在磨损测试期间，TiC颗粒首先与磨球接触，提高了涂层表面的抗变形能力。进一步通过EDS面扫描检查了磨损轨迹区域。整个磨损区域均匀分布的氧表明摩擦表面存在氧化膜，进一步证实氧化磨损是磨损机制之一。对两个断裂坑、一个沟槽和一个灰色凸起进行了点分析，分别标记为点1、2、3和4，如图17所示。表2列出了它们的元素组成（wt.%）。表2. 含30% TiC熔覆层的EDS点扫描结果（wt.%）。元素|Ni|Fe|Ti|C|Cr|Si|点1|2.16|0.52|81.65|14.78|0.6|0.3|点2|2.06|0.54|75.04|20.71|1.26|0.4|点3|64.21|5.7|1.4|18.13|3.34|3.66|点4|25.72|6.85|11.1|18.45|7.44|3.87。可以看出，位于点1和点2的两个坑由高纯度TiC组成，而点3处的犁沟对应于[Fe,Ni]增强相。在点4对应的凸起处，铬含量显著增加，表明该区域为含铬碳化物增强相。图18揭示了Ni60 + 30% TiC复合涂层在室温干滑动摩擦和磨损过程中摩擦系数波动的内在机制。如图18(a)所示，在磨损初期，基体中的[Ni, Fe]相由于硬度相对较低，在摩擦剪切应力作用下被优先去除，而较硬的TiC颗粒逐渐暴露并从磨损表面凸起。当对磨球滑过表面时，这些凸起的TiC颗粒产生与对磨球运动方向相反的扭矩，有效阻碍了涂层的进一步磨损。因此，摩擦系数在0.4-0.6范围内波动并呈现上升趋势。随着磨损过程持续约18分钟，摩擦系数开始波动下降，相应的演变机制如图18(b)所示。在此阶段，表面暴露的TiC颗粒在高速摩擦产生的局部高温下被氧化，形成脆性的TiO₂相。在对磨球的重复滚动和冲击下，这些氧化产物断裂并剥落，在涂层表面形成微坑，对应于图16(e)和图17中观察到的断裂坑形貌。TiC颗粒的氧化剥落削弱了它们对磨损过程的阻碍作用，导致摩擦系数波动下降。
4 结论
关于TiC含量对多层激光熔覆Ni60/TiC复合涂层微观结构、析出行为和力学性能影响的主要发现总结如下：
（1）多层熔覆中固有的预热和回火效应在涂层高度方向上建立了显著的冷却速率梯度，这从根本上控制了析出物从底部枝晶到中部硼化物再到顶部碳化物的逐步演变。
（2）TiC含量对涂层性能的影响是非单调的。适量的TiC添加促进了异质形核和双尺度强化，而过量的添加则使TiC成为主导相，导致颗粒粗化、氧化剥落和耐磨性下降。这些结果表明，在陶瓷增强复合涂层中存在最佳TiC含量窗口，在约20 wt.% TiC时获得最佳的综合性能。
（3）由于TiC与镍基熔体之间存在密度差异，TiC颗粒在浮力和多层热历史的共同作用下向上迁移、富集并粗化，产生从底部稀疏、中部均匀到顶部富集的不对称分布。
（4）尽管涂层硬度随TiC含量单调增加，但耐磨性并未呈现相同趋势。进一步增加TiC含量超过最佳水平会导致形成脆性TiO₂和氧化剥落，从而降低耐磨性能。这些结果表明，仅硬度不足以评估陶瓷颗粒增强耐磨涂层；还必须考虑相容性和摩擦过程中的化学稳定性。