前 言

随着航空航天、国防军工、机械电子造作的不休发展，越来越多的机械构件面对着愈加复杂、恶劣的服役工况,对构件资料的机能提出了更高要求，好比耐电弧烧蚀、耐高温磨损及侵蚀等，寻找相宜的资料及造备工艺是解决防护领域的关键。难熔金属资料在防护领域表演着沉要的角色［1］,工业领域常用的难熔金属资料重要蕴含钨（W）、钼（Mo）、钽（ Ta）、铌（Nb）、铢（ Re）及其合金等，拥有高熔点、高硬度以及良好的高温机能等特点，被宽泛利用到航空发起机、燃气轮机等高温机械造作领域［2,3］。然而，当前难熔金属资料的利用仍存在以下几方面问题：（1）大无数难熔金属资料密度较大,W、Ta、Re 的密度别离为 19.35,16.68,21.04g/cm³,与单元体积的其他金属相比其质量也往往较大,在工业领域无疑增长了能源的亏损，与“绿色经济”、“轻量化发展” ［4］等工业发展理想相违背；（2）难熔金属资料熔点高、导热系数低、脆性大，对加工的刀具及步骤提出了较高的要求,导致整体资料加工难度较大；（3）难熔金属在地球中含量较少、较为罕见，这无疑导致整体资料价值高昂。

涂层是一种典型的表表强化技术伎俩，通过在基体表表造备难熔金属涂层，可在肯定水平上有效预防上述问题,削减经济成本，并且可在不扭转基体机能的基础上使其拥有难熔金属良好的力学机能、高温机能［5］。粉末型热（冷）喷涂及激光熔覆技术拥有涂层综合机能优异、工艺成熟度高、沉复性操作强、成本较低的特点，是造备难熔金属涂层的重要伎俩。鉴于难熔金属涂层在造作业中阐扬着越来越沉要的作用，本文首先介绍了 Mo、Ta、W、Nb及其合金等难熔金属涂层的等离子喷涂、冷喷涂、激光熔覆造备工艺，综合总结了分歧工艺的特点。在此基础上,分析对比了分歧工艺造备难熔金属涂层的微观组织及机能,并分析了针对当前造备难熔金属涂层存在的问题从涂层资料成分及结构、造备工艺参数及后处置3个方面做出的改进进展。最后对难熔金属涂层的造备技术发展尚存的问题与发展方向进行了瞻望，旨在为有关领域工作人员提出可行性参考。

1、难熔金属涂层造备技术

1.1等离子喷涂技术

等离子喷涂（Plasma Spray, PS）是以高温等离子体作为热源，将粉末颗粒加热至熔融或半熔融状态，以肯定速度喷射到经预处置的基体表表形成涂层的工艺［6］。该工艺拥有能量密度高、可喷涂资料宽泛的利益,出格适合高熔点资料涂层的造备。近年来,PS工艺已被宽泛利用于造备导电耐磨Mo涂层、耐烧蚀W涂层及耐侵蚀Ta涂层［7-10］ 。但PS工艺高热量导致残存应力较大，涂层层间、涂层与基体间结合强度较弱。针对这一难题，笔者团队钻研了 PS工艺中分歧结构参数对Mo/8YSZ热障涂层残存应力的影响,钻研发现通过

设计职能梯度热障涂层并合理调控结构参数,可将残存应力和应力突变情况减幼,有效提升涂层与基体的结合强度［11］。进一步地，结合有限元仿真软件成立PS工艺温度场发现,通过增大喷枪扫描速度,可能降低喷涂构件的最大温度梯度,有效缓解涂层高温环境易剥落景象［12］。然而，对于难熔金属涂层的造备,PS工艺还面对着氧化、孔隙高档问题尚待解决。

1.2爆炸喷涂技术

爆炸喷涂（Detonation Spraying, DS）是利用燃气和氧气爆炸点火产生的热量将粉末颗粒加热加快喷向基体形成涂层的技术［13］。由于热源温度高（高达4 000℃）、粉末颗粒飞行速度高（可达1 200 m/s）,因而，可造备难熔金属涂层。Ulianitsky等［14］通过爆炸喷涂在钢基体上造备出高质量的Mo及Ta涂层,涂层由固态、半熔融和齐全熔融的颗粒形成,部门氧化钽在喷涂过程中产生了还原,Ta2O5的含量（质量分数）从粉末中的30 %降低到涂层中的13 % ~17 %。 Wang等［15］在DS-W涂层中得到类似了局，可能归因于2C与氧化钨（ WOJ反映以去除涂层中的氧的原因，同时DS过程中颗粒的高飞行速度和低落积温度也是涂层中氧含量较低的沉要影响成分。Rybin等［16］选取DS技术在Cu基体上造备了致密、无缺点的500 “m厚纯W涂层,W粉末的沉积率高达60 %，同时发现DS工艺会导致W晶粒产生细化，在等离子体的偏滤器和热核反映堆第1壁组件的防护涂层方面拥有潜在利用价值。但该工艺造备涂层的速度较低，若何实现急剧、高效造备涂层是该工艺钻研的热点。

1.3激光熔覆技术

激光熔覆（Laser Cladding, LC）是指将金属粉末、丝材等资料以分歧方式送至基体表表上，经高密度激光束辐照使其溶解，并急剧凝固，与基体形成冶金结合的涂层造备工艺步骤［17］ 。 丁睿谦等［18］利用LC技术在TA2钛合金表表造备了纯Ta涂层，涂层与基体形成优良的冶金结合。Guan等［19］通过在Cu基体上激光熔覆Nb过渡层，用于抑造直接熔覆Zr过程中脆性Cu-Zr金属间化合物的形成。Su等［20］在纯Nb基板上通过LC造备了 Nb/YzOs涂层,并对涂层的抗热震机能和耐Ce侵蚀机能进行了钻研。固然LC工艺造备难熔金属拥有优良的远景，然而，对一些特定的基体与涂层组合，好比Cu基体-Mo涂层，由于两者间熔点差距较大,无法形成冶金结合,LC工艺很难在低熔点基体资料表表造备难熔金属涂层。同时,LC是一种对裂纹敏感的急剧加热急剧冷却（103?106 K/s）工艺,工艺窗口比力狭幼，尤其针对拥有高韧脆转变温度的W、Mo金属而言,高温溶解后在凝固过程中常伴随大量裂纹出现。

1.4冷喷涂技术

分歧于PS、DS及LC工艺，冷喷涂（Cold Spray,CS）是一种固态涂层造备技术,其依附高速气体（氮气、氮气、空气或混合气体等）带头粉末颗粒（微米或亚微米级）在齐全固态下高速撞击基体，产生塑性变形产生结归并形成涂层［21］。由于喷涂过程中粉末颗粒不经过溶解和凝固，粉末颗粒险些没有氧化、相变及晶粒长大等缺点［22］，出格适合对氧敏赣注温度敏赣注高光反射率等资料涂层的造备。Ta、Nb拥有优异的韧性,较低的屈服强度，CS可能获得致密的Ta、Nb涂层［23,24］℃S不仅可利用于微米级别厚度的涂层造备 ，也可利用于大尺寸构件的增材造作。Barnett等［25］利用CS技术增材造作出了直径20 mm、长900 mm、壁厚2 mm的耐烧蚀Ta-10W复合枪管内膛，并成功将其与钢炮管进行了爆炸包敷焊接，在造作塑性较好的难熔性金属构件方面显示出较好的利用远景。笔者团队前期成功在316L不锈钢基材表表冷喷涂Ta涂层，涂层孔隙率仅为0.5%［ 26］。同时，笔者团队对冷喷涂Mo涂层进行了钻研,由于氮气加快成效较差,氮气冷喷涂是造备Mo涂层的有效伎俩，但由于Mo资料本体的塑性差、脆性高,冷喷涂过程中颗粒易产生脆性断裂（图1a）,涂层内部裂纹、孔洞较多（图1b）,脆性资料难以实现有效沉积仍是冷喷涂工艺的局限性之一。

2、造备工艺及组分调控

目前，难熔金属涂层的造备重要存在2个方面的问题：（1）涂层内部缺点，具体表此刻氧化导致的缺点（孔隙、裂纹及未结合区等），由于高温下氧（O）元素易向晶界处偏析，与W、Ta、Mo、Nb产生反映天生氧化物,在晶界析出,剥削晶界强度,降低资料的塑性,导致难熔金属在喷涂、激光熔覆及增材造作过程中常陪伴着大量的裂纹、气孔出现（如图2所示）［27］ ；（2）涂层与基体的结合强度较低，出格是很难在低熔点基体资料表表造备高结合强度的难熔金属涂层，涂层无法与基体直接形成靠得住的冶金结合,导致服役寿命较低。因而,若何保障难熔金属在沉积过程中晶界不被传染及改善涂层与基体的结合机能是造备高质量涂层的关键。目前，钻研人员重要从涂层组分及结构、造备工艺及后处置等方面进行调控,改善涂层内部缺点,提高涂层与基体结合机能。

2.1涂层组分及结构调控

针对难熔金属Mo及W的脆性，通常以合金化的方式来改善金属的塑性及抗氧化性。钻研批注，以合金化的大局将Zr、Ti、Re等增长至Mo中，可使Mo电子结构产生变动，降低原子键的方向性，抑造Mo由金属键向共价键的转变,进而降低堆垛层错能，改善Mo的脆性。Xi等［28］对比钻研了Re的增长对PS造备Mo-Zr-Ti涂层微观组织及力学机能的影响，了局批注，Re的参与可能有效降低涂层内部缺点（见图3）,且Re的参与使涂层的硬度、弹性模量和断裂韧性别离提高了21%,9%,30%，力学机能的提高重要归因于涂层内部 的Re富集区域能够抑造裂纹的萌生和扩大。

O杂质是热喷涂及激光熔覆涂层的层间产生缺点（孔隙、裂纹及未结合区等）的重要成分之一。由于O杂质通常以氧化物的大局存在晶界处,会对涂层的力学机能产生负面影响［29,30］。通过引入活性元素或者自熔性资料将氧化物的散布从晶界转移到晶；蛘呷コ齇,可能减弱氧化物带来的的负面效应［30］，是提高涂层机能的有效伎俩。Hou等［31］钻研了 NbC掺杂对PS-W涂层微观结构和热力学机能的影响，了局批注，无NbC的W涂层由a-W和微量WO3组成,WO3颗粒呈椭圆状态，拥有敏感的两极并散布在晶界上（图4a,4b）。相比之下,NbC掺杂W涂层则由a-W、NbC和（ Nb,W）2O5组成,（Nb,W）2O5颗粒拥有准球形状态并且重要散布在晶粒中（图4c,4d）。与不含NbC的W涂层相比，掺杂NbC的W涂层拥有更低的孔隙率、更高的热导率、更高的硬度和杨氏模量以及更高的抗开裂能力。Mrdak 等［32］利用 PS 沉积由 75 % Mo + 25 % NiCrBSi 组 成的混合粉末Mo - NiCrBSi,获得Mo基自熔性涂层,有效地解决了 Mo涂层开裂问题。Sampath等［33］指出：通过将M。2C增长到Mo粉末中，可降低PS-Mo涂层中的氧化物含量，这是由于C可作为除氧剂；同时,在陆续滑动接触前提下，与纯Mo涂层相比,Mo-Mo2C涂层的摩擦机能显着提高。

固然通过合金化及增长活性元素能够改善PS-Mo及PS-W涂层的脆性和氧化,但由于PS工艺在大气环境下作业，仍无法预防粉末颗粒产生氧化℃S是一种固态沉积技术,能够预防粉末颗粒产生氧化，然而由于Mo和W的脆性,CS险些无法造备致密的Mo及W等脆性涂层。通过增长软质相可实现软-硬复合涂层的造备。学者们［34,35］对CS造备W-Cu复合涂层进行了钻研，了局批注，固然CS能够造备无氧化的W基复合涂层,但由于W难以产生塑性变形,W颗粒粘附的重要机造是由于高速冲击而机械嵌入Cu基体中,复合涂层中W的质量分数不超过52 %,同时,在富含W的区域易产生孔隙。

难熔金属资料与通例资料物理机能(熔点及导热等) 差距较大, 直接在基体表表喷涂( 熔覆) , 涂层与基体界面存在较大扰爪力、结合机能较弱。适当的过渡层是实现基体与涂层形成靠得住性的沉要蹊径。Ng等［36］引入Ni作为Mo和Cu之间的过渡层，实现了Cu-Ni-Mo各层之间的冶金结合，在Cu表表激光熔覆成功造备出无裂纹的Mo涂层。Wang等［37］通过在W涂层与316L基体之间引入W/316L过渡层，降低了DS - W与基材之间热力学机能的不匹配,提高了涂层的抗热冲击机能。 也有学者通过 Ti 过渡层来实现等离子喷涂W涂层与CrZrCu基体之间的优异结合［38］ 。

2.2造备工艺调控

2.2.1真空等离子喷涂

真空等离子喷涂(Vacuum Plasma Spraying, VPS )是在低压充氩气的密关容器中进行的喷涂。与传统大气等离子喷涂(Atmospheric Plasma Spraying, APS )相比，可能预防资料产生氮化及氧化℃hong等⑻对比钻研了 VPS-W涂层和APS - W涂层的表表描摹,了局批注,VPS-W表表没有出现裂纹及分层,但在APS-W涂层表表发现终部门微裂纹。种法力等［39］钻研发现,VPS造备的W涂层的孔隙率与氧含量均低于APS工艺,结合强杜着于APS工艺。Ding等［40］选取APS、VPS 2种工艺造备Ta涂层，通过对比分析批注，与 APS -Ta涂层相比,VPS-Ta涂层氧化更少、结构更致密,拥有更好的化学不变性和更高的硬度,与钛基板结合更好。此表还有钻研批注，使用还原性气体比和惰性Ar气混合；た掌上灾骷跹趸,最大限度地维持Mo颗粒的固有个性［30,41］。同时，由于低压环境下险些没有氧，粉末颗粒没有氧化，涂层层间结合得到提高，VPS也可用来造备大厚度难熔金属涂层。Moon等［42］利用VPS在铁素体-马氏体钢表表造备了厚度达3 mm的W涂层,涂层孔隙率幼于1 %,硬度380?400 HV,达到块体W硬度的80%?95%o2.2.2超音速等离子喷涂传统APS工艺造备涂层过程中，粉末颗粒飞行速度较慢,容易产生氧化,涂层容易出现鼓包和脱落等缺点［43］。超音速等离子喷涂(Supersonic Atmospheric Plasma Spraying, SAPS)是一种结合了空气等离子喷涂的高温个性和高速氧燃料喷涂的高速个性的复合工艺。与传统APS工艺相比,SAPS工艺最大的特点就是颗粒飞行速度高(可达600 m/s)，高速飞行速度能够尽可能地削减颗粒飞行中的氧化。同时，高速飞行的颗；够嶂旅芑殉粱目帕，形成类似CS工艺的“夯实”成效。更低的氧化水平和更致密的结构显著加强了涂层的韧性和延展性［44,45］。因而,SAPS工艺被以为是造备高机能难熔金属涂层的关键步骤之一。Xi等［41］选取SAPS技术在Cu合金表表沉积纯Mo涂层，Mo涂层中氧含量仅为3.49%，而电弧喷涂、火焰喷涂及等离子喷涂Mo涂层中氧含量别离为33.9%,13.9%,29.1%o Huang等［46］选取SAPS技术在Cu表表沉积了孔隙率2.3%、氧含量0.1%的纯W涂层。同时,Mo-Zr-Ti、Mo-Zr-Ti-Re［28］及Mo-W［47］等合金涂层也被成功造备。笔者团队利用SAPS技术在15-5PH钢表表造备了结合强度高达61 MPa的Mo涂层，并钻研了 SAPS工艺中辅助气体He气流量对Mo涂层的微观描摹、显微硬度、粘结强度和摩擦学机能的影响,了局批注增长辅助气体He气流量，粉末颗粒对涂层的夯实作用增长,涂层的密度、硬度、结合强度增长,磨损率降落［48］。

2.2.3超音速激光沉积

在CS过程中,高速飞行的颗粒撞击基体,产生塑性变形并与基体形成有效结合,形成第1层，后续颗粒撞击在先前沉积的颗粒表表产生变形,进而形成结合,这种情况适合于软粉末-硬基体及软粉末-软基体组合,当硬粉末-软基体时,首层硬质颗粒高速撞击基体,硬质颗粒难以产生塑性变形,软基体产生塑性变形,颗粒直接嵌入软基体内部，形成结合,后续硬质颗粒撞击在已沉积颗粒表表，颗粒及基体均难以产生塑性变形,后续颗粒无法实现有效结合,而对于硬粉末-硬基体,首层颗粒难以与硬基体形成有效结合，因而CS适合于塑性好、强度低的资料，对于高强度或脆性资料难以现实有效沉积。

2006年，英国剑桥大学的O'Neill等［49］提出激光辅助冷喷涂( Laser Assisted Cold Spray, LACS) 技术, 道理如图5所示，利用激光辐照对高速飞行的粉末颗粒和基体进行加热和软化,推进颗粒和基体产生塑性变形形成涂层。与其他激光增材造作技术相比,LACS仍是固态沉积技术,只是沉积温度较冷喷涂高,从而预防与很多基于激光技术有关的扰爪力、变形、稀释和微观结构转变等问题。在难熔性金属涂层资料方面,Jones等［50］使用LACS在钼基板表表造备了致密度95%的W涂层。笔者团队选取LACS技术造备出了孔隙率低于 0.5%的Mo涂层。LACS技术突破了单一冷喷涂无法沉积致密的高强度、高硬度资料的局限性,其重要依附提高沉积温度，加强资料的塑性流变。提高沉积温度一方面引起塑性变形增长,颗粒沉积率升高,另一方面过高的温度会导致粉末颗粒在沉积时产生相变 、氧化等问题，降低机能。因而，沉积过程中温度节造是LACS的关键，工艺优化仍是LACS的钻研沉点。

2.3后处置调控

热喷涂涂层拥有一些难以解除的固出弊端，例如杂质含量高、孔隙率高和物理力学机能低，然而由于其成本相对较低、沉积速度高且便于原位建复受损涂层,热喷涂仍是造备难熔金属涂层的重要伎俩。热处置可能促使颗粒产生再结晶、界面融合，降低位错密度，提高喷涂资料的力学机能［51，52］。钻研批注［52］,退火后APS-W涂层中晶粒长大并形成有序分列的柱状晶体,降低了孔隙率，提高了致密性。同时，在肯定温度下退火处置,可使涂层中的氧化钨分化还原成纯钨,从而降低氧含量,提高涂层的纯度。Huang等［30］发,APS-W涂层经793℃、1h和910℃、2h真空退火后，O含量从0.48%降低到0.06%,硬度和导热系数别离提高了50%和100%。Lee等［29］对比钻研了加压退火处置(Press- Annealing, PA)和脉冲电流处置(Pulsed Elec?tric Current Treatment, PECT)对 APS-W 涂层微观组织及力学机能的影响，了局批注PECT处置加快了 W原子的扩散,能获得更均匀和致密的涂层,颗粒板状天堑显著削减，高角度晶界数量增长，晶粒尺寸增大，如图6所示。退火热处置也能解除CS-Ta涂层的孔隙，融合颗粒之间的界面，致密化涂层，提高了力学机能，改善了涂层的侵蚀机能［53］。然而，难熔金属涂层的退火温度较高,高温会对基体资料产生不利影响，相宜的后处置工艺仍是未来难熔金属涂层钻研的热点。

3、难熔金属涂层的机能

W拥有高熔点、高密度、低溅射产额、良好的热导率,是未来国际热核试验反映堆中等离子体表表装甲资料的重要候选者之一［54］,作为防护涂层常与Cu合金及不锈钢等资料形成结合。由于W与Cu的热膨胀系数差距较大，且无法形成冶金结合，APS、VPS及SAPS造备的W涂层与Cu基体结合强度处在15?45MPa之间［46,8］ 。较低的结合机能是故障W涂层利用的关键问题之一。DS-W涂层与铜基体的结合强度超过100 MPa,涂层硬度850 HV,远高于APS和VPS工艺造备的W涂层,同时显示出优异的耐磨机能［16］。涂层较高的硬度重要由两方面原因导致:一方面,DS-W涂层的晶；蚓Ы缰忻稚⒎稚⒏哂捕鹊腤2C强化相，能够增长涂层的显微硬度；另一方面,DS过程中高速飞行的W颗粒撞击涂层表表时,产生“锻压”效应,该过程将减幼W涂层中的晶粒尺寸和微孔，加强涂层对表力变形的抵抗能力［16］，这种效应也产生在冷喷涂过程中。Wang等［15］系统钻研了 APS-W涂层和DS-W涂层在分歧能量密度下的耐热冲击机能,发现:DS -W涂层比APS-W涂层拥有更好的热机械机能;在3.5 MJ/m2的能量密度下APS-W样品起头开裂和溶解，而DS-W样品在4.0 MJ/m2的能量密度下起头出现裂纹;此表，当能量密度为4.5 MJ/m2时,APS-W样品的整个表表已经溶解，而DS-W样品上只有几处可见的裂纹;导致这种结构的重要原因是DS-W涂层较低的孔隙、高热导率和高结合强度,在高热负荷下,高热扩散率会引起涂层表表较低的温度和较幼的扰爪力，涂层不易剥落。SLD工艺在Mo板上沉积纯W涂层，三点弯曲试验推算中点表表表应力为724 MPa,阐发出与铸造钨类似的强度［50］ 。

Mo是一种耐烧蚀资料，拥有很高的扰撞度和溶解温度。Mo涂层在各类工业利用中用作减摩及耐烧蚀资料，例如汽车活塞环、纸张加工机械、航空涡轮发起机及电磁炮导轨表表防护涂层，国内表学者对Mo涂层的耐磨机能进行了大量钻研。Hwang等⑺指出，由于纯Mo涂层的脆性,在高磨损载荷下,涂层层间会产生裂纹,从而导致涂层分层；菅舻龋55］钻研了 SAPS-Mo涂层与7075-Al合金摩擦副的载流摩擦磨损机能,了局批注，当滑动频率由5 Hz提升至20 Hz时,起弧率由1.13 %提升至8.24 %,Mo涂层电弧烧蚀景象显著。有学者为增长Mo涂层的摩擦学机能，通过增长金刚石［26］、MoSi2⑷］、Al-Si⑺、W［47］等加强相来强化Mo涂层,提升涂层的耐磨性。然而，由于热喷涂Mo涂层存在的氧化、孔隙等缺点，SAPS-Mo的导电率仅有6 %IACSo针对这一问题，笔者团队选取LACS技术成功造备了 Mo涂层，并与氮气CS造备的Mo涂层进行了对比，涂层微观组织如图7所示。了局批注，LACS造备的Mo涂层致密、无显著裂纹，孔隙率低于0.5 %,导电率约21% IACS，而CS造备的Mo涂层存在大量因喷涂颗粒变形不均匀而产生的间隙,孔隙率6.5 %,导电率

仅为9 %IACSo然而，由于激光辐照较高的温度,LACS-Mo涂层中发现部门Mo颗粒产生溶解，后续必要发展更多关于LACS-Mo涂层的工艺及机能钻研。

Nb、Ta拥有优异耐侵蚀性和优良导电性等机能,在航空航天、船舶、刀兵、医疗等行业有宽泛利用空间。LC-Nb/Y2O3涂层在1 400 C下熔融Ce侵蚀4 h后阐发出优异的耐侵蚀性［20］℃S-Nb涂层的超导性临界温杜纂块体Nb的临界温度近似，有望利用在超导加快器领域［23］。Jafarlou等［24］选取CS造备的Ta沉积体的抗拉强度高达484 MPa,但险些没有塑性。笔者团队利用CS技术造备了孔隙率低至0.5 %的Ta沉积体,Ta沉积体自侵蚀电流密度较316L块体降低了一半,拥有优异的耐侵蚀机能［26］。由于PS过程中的氧化，涂层中含有大量氧化物，显著提高了涂层硬杜纂耐磨性。通过优化PS过程中的辅助气体(He气)流量,笔者在Cu合金表表造备了结合强度达59 MPa的Ta涂层，与6 mm弘叫摩擦副在5 N、5 Hz前提下的磨损率仅为1.2X10-3mm3/(N.m),阐发出较优异的耐磨机能［10］。李英等［56］选取PS工艺在医用纯Ti基体表表造备出微纳米多层Ta涂层结构，了局批注Ta涂层拥有典型微纳米多层结构特点,与基体结合强度好,拥有优良的蛋白吸附能力。丁玎⑼钻研了 Ti基表表用PS工艺造备Ta涂层的生物机能，了局批注经低温热处置,未齐全氧化的 Ta基涂层出现出更好的细胞相容性和促细胞成骨分化能力。Singh等［57］在可生物降解镁合金ZK60表表等离子喷涂羟基磷灰石-钽(HAP-Ta)复合涂层,提高了Mg 合金耐侵蚀机能。

4、问题与瞻望

难熔金属涂层可在节约成本的基础上使其拥有良好的力学机能、高温机能，近年来利用PS、CS及LC等工艺造备难熔金属涂层已获得肯定的进展，但依然存在一些问题。 这些问题表此刻:

(1)W、Mo、Ta、Nb等金属熔点高，在用冷却快的PS及LC等工艺造备时，存在粉末颗粒易产生氧化、涂层致密度不高,易变形及开裂等问题,需通过资料成分设计及成形工艺角度去优化涂层机能,但工作量较大,因而可发展难熔金属涂层高通量推算与设计钻研,结合仿真推算与试验,成立系统-工艺-机能数据库系统；

(2) 与PS及LC工艺相比,CS工艺成形温度低,造备的涂层险些无氧化，作难熔金属涂层的造作启发了新的蹊径,但由于CS工艺依附粉末颗粒产生塑性变形形成结合,在造备Ta等塑性较好资料拥有肯定优势 ，在造备高强度、高硬度的钨脊资料方面束手无策，多能场复合工艺是解决此问题的有效伎俩，应发展多能场复合工艺沉积机理及机能钻研；

(3) 相比力于块体资料，涂层资料的内部结合较差、缺点较多,若何改善涂层内部颗粒结合状态是未来钻研的沉点,需加强涂层后处置的钻研。

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