钛合金硬度低、耐磨性差，严重限制了其作为摩擦工况下工作部件的使用寿命。采用激光熔覆技术在钛合金表面制备耐磨自润滑涂层，可以显著提高钛合金的耐磨性。首先，综述了激光熔覆工艺参数（激光功率、扫描速度、光斑直径、比能量、后热处理、高频振动等）对涂层耐磨性的影响；其次，讨论了不同类型硬质相、基体相和自润滑相的特性及其对涂层耐磨性的影响；最后，总结并展望了采用激光熔覆技术在钛合金表面制备的耐磨自润滑涂层。

钛合金因其重量轻、比强度高、耐腐蚀性好、生物相容性佳等优点，被广泛应用于航空航天、船舶工程、生物医学等领域。在这些应用领域中，钛合金不可避免地会面临摩擦磨损问题，其较差的耐磨性会严重影响其作为工作部件的可靠性和使用寿命。

表面改性技术是提高钛合金耐磨性的主要方法。现有的表面改性技术主要包括物理气相沉积、化学气相沉积、喷涂、渗氮、渗碳、微弧氧化等。然而，这些技术通常存在涂层与基体结合力差、涂层厚度薄、在严苛的摩擦磨损条件下涂层易剥落等问题。与上述技术相比，激光熔覆技术具有涂层结构致密、厚度不受限制、涂层与基体结合强度高、不易剥落等优点，被广泛应用于提高钛合金表面的耐磨性。

使用的主要方法 激光熔覆 提高钛合金表面耐磨性的技术是在钛合金表面制备耐磨自润滑涂层。在制备钛合金表面耐磨自润滑涂层的过程中，通过调节熔覆工艺参数，使熔覆粉末在激光高温作用下快速熔化。因此，激光熔覆工艺是决定涂层耐磨性的重要因素。此外，涂层的成分也是影响其耐磨性的重要因素。耐磨涂层由硬相和基体相组成，而自润滑涂层则由硬相、基体相和自润滑相组成。硬相可以提高涂层的硬度，从而提高涂层的耐磨性；基体相可以提高涂层的韧性和润湿性，从而提高涂层的综合性能；自润滑相可以降低涂层的摩擦系数，从而提高涂层的耐磨性。因此，本文综述了激光熔覆工艺和涂层成分（硬相、基体相和自润滑相）的特性对涂层耐磨性的影响。

1. 激光熔覆工艺对涂层耐磨性的影响

采用激光熔覆技术制备的耐磨自润滑涂层与基材的物理性能（弹性模量、热膨胀系数、熔点等）存在较大差异。激光熔覆工艺与传统激光熔覆工艺存在较大差异，因此涂层容易出现裂纹、气孔等缺陷。采用合适的激光熔覆工艺可以减少涂层中的各种缺陷，提高涂层的耐磨性。激光熔覆工艺包括熔覆工艺参数和辅助工艺。熔覆工艺参数主要包括激光功率、扫描速度、光斑直径、比能量等。

1.1 激光功率

激光功率对涂层的宏观形貌、缺陷、结构和硬度有显著影响。崔爱勇等人研究了激光功率对涂层宏观形貌的影响（见表1）。从表1可以看出，随着激光功率的增加，涂层的稀释率和熔池深度均增大，而涂层的宏观形貌基本不受激光功率的影响。翁飞研究了激光功率对涂层缺陷的影响，发现较低的激光功率会阻碍熔池中气体的及时逸出，从而导致气孔缺陷的形成；较高的激光功率则能使熔覆材料完全熔化，减少气孔缺陷。马勇研究了激光功率对涂层结构和硬度的影响，发现较高的激光功率能使涂层结构致密、分布均匀，并提高硬度。正常情况下，选择激光功率的原则是尽可能提高激光功率，同时保证涂层形貌相对平坦，涂层稀释率小于5%。

1.2 扫描速度

扫描速度会影响包覆粉末的熔化状态，进而影响涂层的耐磨性。扫描速度较低时，包覆粉末能够完全熔化；若扫描速度过低，包覆粉末会发生过烧，粉末中的合金元素会蒸发；若扫描速度过高，包覆粉末则无法完全熔化。Li等人研究了扫描速度对Ti+TiBCN包覆粉末制备的涂层的稀释率和耐磨性的影响，结果如图1所示。随着扫描速度的增加，涂层的稀释率降低，显微硬度先增大后减小，摩擦系数、磨损质量损失和磨损体积均先减小后增大，当扫描速度为7 mm/s时，涂层的综合性能最佳。Tan Jinhua等人[23]研究了扫描速度对TC4+Ni60+h￣BN包覆粉末制备的涂层的影响。结果表明，扫描速度为10 mm/s的涂层具有最佳的综合性能。因此，在不同的熔覆粉末体系中，最佳扫描速度有所不同。

1.3 光斑直径和比能量

光斑直径决定了熔池宽度和单位面积光斑能量输入。较大的光斑直径可以增加熔池宽度，但会降低能量输入；而较小的光斑直径可以减少涂层缺陷，使结构更加致密，但会增加激光熔覆时间，这不利于激光熔覆技术的工业应用。

为了研究光斑直径D、扫描速度v和激光功率P对涂层的综合影响，研究人员提出了比能量E的概念，它表示单位面积涂层受到的激光照射能量（E = P / DV）。Sui等人研究了比能量对Ti3Al复合TiN+Ti3AlN涂层的影响。结果表明，比能量的增加会提高涂层的综合性能，但涂层稀释率也会增加；比能量的降低会导致涂层组织分布不均匀，缺陷增多；当比能量为58.3 J/mm2时，涂层孔隙和裂纹最少，耐磨性最佳。然而，Liu等人研究了比能量对TiC+TiB2涂层的影响。结果表明，当比能量为45 J/mm2时，涂层孔隙和裂纹最少，耐磨性最佳。厚度为2.0 mm2的涂层耐磨性最佳。不同的覆层材料体系中，覆层材料的类型和粉末粒径各不相同，导致涂层达到最佳性能所需的能量也不同。因此，比能耗只能在相似的覆层材料体系中作为参考。

1.4 辅助过程

激光熔覆的辅助工艺包括引入旋转磁场、超声振动和后热处理。引入旋转磁场可以减小熔池的深度和宽度，而对涂层的宏观形貌和耐磨性影响甚微[28]。合适的超声振动功率可以显著减小涂层的晶粒尺寸。王伟等[29]发现，2.2 W的超声振动使涂层的宏观形貌更加光滑，晶粒尺寸比未进行超声振动的涂层减小了约42%。

后热处理可以降低涂层的残余应力，提高涂层的断裂韧性[30-33]。然而，不同的后热处理工艺对涂层的耐磨性影响不同。Li等人[31]将激光熔覆制备的涂层（主要成分为WC、W₂C、α-Ti、Ti₂Ni和TiNi）分别在500℃下热处理1 h和2 h，然后空冷。结果表明，涂​​层的显微硬度和耐磨性略有下降。Chen等人[32]将制备的钛基复合TiC+TiB涂层在不同温度（400℃、600℃和800℃）下热处理3 h​​，然后空冷。结果表明，随着热处理温度的升高，涂层的硬度和耐磨性均有所提高。

2. 硬相特性对涂层耐磨性的影响
采用激光熔覆技术在钛合金表面制备的耐磨涂层通常由硬质相和基体相组成。涂层的耐磨性主要取决于硬质相的含量、特性和形成方式。硬质相比例越高，涂层的耐磨性越好，但过高的硬质相比例会导致涂层出现大面积裂纹甚至剥落。当硬质相含量有限时，硬质相的特性和形成方式就成为决定涂层耐磨性的关键因素[34-36]。硬质相的形成方式有两种：一是直接在熔覆粉末中添加硬质相颗粒；二是利用激光高温原位生成硬质相。本文将根据不同的硬质相形成方式，介绍不同类型硬质相对涂层性能的影响。

2.1 直接添加硬相

直接添加硬相的方法是直接添加高熔点陶瓷相作为熔覆粉末。在激光熔覆过程中，采用较小的激光功率和较高的扫描速度，以避免大量陶瓷相分解。激光熔覆后未分解的陶瓷相作为涂层的硬相，以提高涂层的耐磨性。常用的高熔点陶瓷相包括立方氮化硼（C-BN）[21, 37]、碳化钨（WC）[35]等。Samar等人[35]选用WC+NiCrBSi粉末进行激光熔覆。如图2所示，涂层中WC颗粒的显微硬度高达3338 HV，显著提高了涂层的耐磨性。然而，WC颗粒边缘受激光高温影响而分解，产生许多细小颗粒，增加了涂层的开裂倾向。

Fu等人[38]采用涂层法改进了直接添加硬相材料在激光高温作用下易分解开裂的问题。如图3所示，未涂层的c-BN颗粒在激光高温作用下会发生分解开裂。在干摩擦试验中，裂纹导致部分c-BN颗粒破碎，形成磨粒磨损，涂层上出现窄而深的磨痕。然而，经激光熔覆Ni涂层的c-BN颗粒后，c-BN颗粒几乎没有裂纹，涂层的耐磨性显著提高[38]。

2.2 原位生成硼化物陶瓷相

直接添加硬相颗粒的方法容易产生裂纹。虽然在硬相颗粒表面添加涂层可以减少裂纹的产生，但涂层材料种类少、成本高等问题依然存在。原位生成法则不存在上述问题。原位生成硬相是利用激光的高温效应，使熔覆粉末在熔融状态下原位反应生成硬相。原位生成的硬相主要包括硼化物陶瓷相、碳化物陶瓷相、氧化物陶瓷相等。

硼化物陶瓷具有高导热性和良好的高温稳定性，同时还具有高硬度和耐磨性[36]。采用激光熔覆技术制备的耐磨涂层中的硼化物陶瓷相主要为TiB₂和TiB₂陶瓷相[39, 40]。陶瓷相的反应吉布斯自由能和反应焓均为负值，且均为放热反应。因此，TiB₂和TiB₂陶瓷相通常同时出现在涂层中。此外，生成TiB的反应吉布斯自由能较低，当反应充分时，生成TiB的反应更容易发生[41-44]。如图4所示，TiB₂相的形貌倾向于六方针状，而TiB₂相的形貌倾向于六方片状[41]。刘迪等人[45]以TiB₂和TiN为主要硬相制备了耐磨涂层。干摩擦试验表明，TiB 和 TiN 具有钉扎强化作用，能显著抑制硬相颗粒的剥落，从而提高涂层的耐磨性。

2.3 碳化物陶瓷相的原位生成

原位生成的碳化物陶瓷相主要为(Ti, W)C1-x[46]、TiCx[47]等。在熔覆层形成过程中，当熔池中含有钛、碳和钨元素时，碳元素首先与钛元素反应生成TiCx。当碳元素过饱和时，会与钨元素反应生成WC。然后WC与TiCx反应生成单一固溶体(Ti, W)C1-x。因此，涂层中(Ti, W)C1-x的含量极低，对涂层的耐磨性影响很小[46, 48]。

TiCx陶瓷具有高硬度、高弹性模量，其热力学参数和物理参数与钛合金相似。因此，它是一种广泛应用于激光熔覆制备耐磨涂层的硬质相[46]。TiCx是一种非化学计量化合物。受激光熔覆工艺快速熔化和凝固特性的影响，TiCx的形貌会发生变化。如图5所示，TiCx可以呈现树枝状、花瓣状、球状或不规则形状。然而，不同形貌的TiCx对涂层耐磨性的影响尚未得到深入研究[49]。Zhao等人[50]制备的以TiCx为硬质相的耐磨涂层的最大显微硬度为540 HV。马勇[20]制备的以TiB+TiC为硬质相的耐磨涂层的最大显微硬度为1404.6 HV，与基体相比，磨损量降低了66.67%。当TiCx陶瓷用作涂层中的硬质相时，需要添加其他类型的硬质相才能显著提高涂层的耐磨性。

2.4 原位生成氧化物陶瓷相

由于氧化物与液态金属之间的界面能较大，大多数氧化物陶瓷相在涂层中的润湿性较差。因此，关于激光熔覆原位生成氧化物陶瓷的研究较少。仅有少数学者研究了ZrO₂陶瓷和Al₂O₃陶瓷[51-53]。ZrO₂陶瓷除了具有高强度和高硬度外，还具有消除残余应力的功能[51, 54]。罗亚等[51]在TA15合金表面制备了TiNi+Ti₂Ni复合ZrO₂涂层。该涂层的显微硬度高达1070 HV，磨损率远低于基体。

此外，超声振动辅助工艺可以降低氧化物润湿性差带来的不利影响。Wang等人[52]在激光熔覆过程中引入超声振动辅助工艺，制备了一种含有Al₂O₃和W₂(C,O)氧化物陶瓷相的涂层。超声振动细化了涂层晶粒，提高了涂层中氧化物硬相Al₂O₃和W₂(C,O)的润湿性，涂层的平均显微硬度达到1029.4 HV，具有优异的耐磨性。

3 基体相特性对涂层耐磨性的影响

在激光熔覆技术制备的耐磨涂层中，含量最高的相是基体相。基体相能够提高涂层的韧性和润湿性，并避免涂层中出现过多的裂纹、孔隙和其他缺陷。耐磨涂层的基体相主要由钛基、镍基、钴基、铝基及其复合材料体系构成。因此，根据涂层基体相的类型，耐磨涂层可分为金属基复合陶瓷涂层和金属间化合物复合陶瓷涂层。

3.1 金属基体相

金属基复合陶瓷涂层的基体相由高含量的金属元素构成。常见的金属基体相包括钛基、镍基、钴基等。因此，金属基复合陶瓷涂层可分为钛基、镍基和钴基复合陶瓷涂层。钛基复合陶瓷涂层的基体相与基体的物理性质相似，因此可以显著减少涂层的各种缺陷，并具有良好的润湿性[55-57]。常见的钛基体相是在激光熔覆过程中由钛粉形成的。林培玲等[58]选用Ti+B粉末制备了钛基复合TiB涂层，其显微硬度相对较低（650~770 HV）。赵等[13, 59]和卢等[60]制备的钛基复合TiOx涂层的基体相由TiO2粉末构成。如图6所示，该涂层结构致密，分布均匀。基体与涂层界面处无裂纹。基体中的铝和钒元素扩散到涂层中，表明涂层与基体实现了良好的冶金结合。硬质相TiOx使涂层的平均显微硬度达到1583 HV1N，且涂层的磨损率仅为基体的0.1倍。

镍基复合陶瓷涂层的基体相由镍基自熔合金粉末构成。用于激光熔覆的镍基自熔合金粉末主要包括F101镍基合金、Ni60、Ni45A、NiCrBSi等粉末[36, 61-64]，其化学元素组成如表2所示。镍基自熔合金粉末中含有硼、硅等元素，这些元素在激光熔覆过程中具有脱氧作用，并能改善涂层的润湿性[36]。镍基复合陶瓷涂层的基体相由γ-Ni组成，γ-Ni可与硅、铬和硼化物形成网状枝晶间共晶组织，从而显著提高涂层的耐磨性[65, 66]。Samar等人[384]报道了镍基复合陶瓷涂层的基体相由γ-Ni构成，γ-Ni可与硅、铬和硼化物形成网状枝晶间共晶组织，从而显著提高涂层的耐磨性。 [35]选用WC+NiCrBSi粉末制备镍基复合WC+W2C涂层，平均显微硬度达到1 HV1N。然而，该镍基复合陶瓷涂层中也存在少量金属间化合物相TiNi。添加适量的稀土元素可以降低涂层中TiNi相的含量，增加α-Ti相的含量，并降低涂层界面开裂倾向[61, 62]。

钴基复合陶瓷涂层的基体相由钴基自熔合金粉末构成。用于激光熔覆的钴基自熔合金粉末价格较高，主要包括Co42、Co-01等合金粉末，其化学成分如表3所示[40, 67]。钴基复合陶瓷涂层的基体相主要为γ-Ni/Co固溶体，并含有少量金属间化合物CoTi、CoTi2和NiTi[68, 69]。γ-Ni/Co固溶体、CoTi、CoTi2和NiTi均为高脆性物质，易导致涂层开裂。同时，这些物质会增加涂层在干摩擦过程中开裂的概率，降低涂层的耐磨性[70-74]。 Weng等人[41, 68, 69]采用添加稀土元素的方法解决了钴基体相的脆性问题。他们选用Co42+B4C+SiC+Y2O3粉末、Co42+B4C+CeO2粉末和Co42+TiN粉末制备耐磨涂层。结果表明，这三种涂层均与基体冶金结合良好。涂层中少量金属间化合物不会导致涂层与基体界面开裂。涂层无裂纹，且通过添加适量的稀土元素Y2O3和CeO2，涂层晶粒细化，微裂纹数量显著减少。因此，含稀土元素涂层的耐磨性得到提高。

3.2 金属间化合物基体相

金属间化合物复合陶瓷涂层的基体相为金属间化合物相，主要包括Ti-Al基、Ti-Ni基、Co-Ni基和Ni-Al基金属间化合物相。因此，金属间化合物复合陶瓷涂层可分为Ti-Al基、Ti-Ni基和Co-Ni基金属间化合物复合陶瓷涂层。

Ti-Al金属间化合物复合陶瓷涂层的基体相为Ti3Al金属间化合物。Ti3Al金属间化合物密度低。Ti-Al金属间化合物的优点包括高弹性模量、高屈服强度、良好的导热性以及高温下形成致密氧化膜以提高抗氧化性，但也存在韧性差、室温下延展性差以及对微裂纹敏感等缺点[75-77]。Ti-Al金属间化合物的优点使得涂层具有高硬度和耐磨性，但其韧性差导致涂层不可避免地存在裂纹，即使在包覆粉末中添加适量的稀土元素也难以完全消除。例如，Li等人[78]在包覆粉末中添加Y2O3，成功制备了显微硬度在1250~1400 HV2N之间的Ti3Al金属间化合物复合陶瓷涂层，但该涂层仍然存在许多微裂纹。

Ti-Al金属间化合物具有高硬度和耐磨性，但其韧性较差，导致涂层不可避免地出现裂纹，即使在包覆粉末中添加适量的稀土元素也难以完全消除。例如，Li等人[78]在包覆粉末中添加Y₂O₃，成功制备了显微硬度在1250~1400 HV₂N之间的Ti₃Al金属间化合物复合陶瓷涂层，但该涂层仍然存在许多微裂纹。TiNi和Ti₂Ni金属间化合物复合陶瓷涂层的基体相为TiNi和Ti₂Ni相。TiNi和Ti₂Ni金属间化合物具有良好的硬度和耐磨性[79]。当包覆粉末中Ti含量较高时，涂层的基体相为树枝状Ti₂Ni；当Ni含量较高时，涂层的基体相为TiNi[80]。与其他金属间化合物相比，TiNi和Ti2Ni没有明显的脆性。主要由TiNi和Ti2Ni相组成的涂层没有明显的裂纹，结构相对致密，并且与基体结合良好。然而，与Ti-Al金属间化合物复合陶瓷涂层相比，该涂层的硬度较低（580~900 HV）[34,80]。

此外，Co-Ni和Ni-Al金属间化合物基体相的研究较少。在形成过程中，Co-Ni金属间化合物基体相会同时生成与基体物理和热力学性质差异显著的Co-Ti相，导致涂层与基体界面处出现裂纹[81]。Ni-Al金属间化合物基体相具有高温抗氧化性和耐磨性的优点，但缺点是温室脆性较高[82]。

3.3 不同基体相涂层耐磨性的比较 由于不同学者在测试涂层耐磨性时采用了不同的摩擦试验条件（摩擦模式、摩擦副材料、载荷、摩擦时间等），因此不能直接用磨损率和摩擦系数等试验结果来比较他们制备的耐磨涂层。显微硬度是衡量涂层耐磨性的一个指标。不同类型耐磨涂层的显微硬度可以在一定程度上反映涂层的耐磨性，因此，表4总结了不同类型耐磨涂层的显微硬度。

4. 自润滑相特性对涂层耐磨性的影响

通过以下方法制备的自润滑涂层 激光熔覆技术 它以耐磨涂层的成分为基础，并添加了自润滑相。因此，与耐磨涂层相比，自润滑涂层的摩擦系数更低。

4.1 形成自润滑相的材料

在采用激光熔覆技术制备的自润滑涂层中，一些常见的固体润滑材料被用于在激光熔覆过程中形成自润滑相，主要包括石墨烯[84]、六方氮化硼（h-BN）[66]和各种硫化物[85, 86]。石墨烯作为一种新型二维材料，具有高强度、高韧性和良好的自润滑性能[87, 88]。h-BN是一种具有层状结构的六方晶系材料，层间通过范德华力连接，因此是一种良好的固体润滑材料[66, 89]。各种硫化物，如MoS2、WS2、TiS、Ti2SC等，也具有层状结构，层间容易发生剪切滑移。在中低温干摩擦条件下，它们会形成转移膜并具有自润滑作用[85, 86]。然而，上述固体润滑材料润湿性差，且作为熔覆粉末在激光高温下易分解，因此涂层中自润滑相的含量相对较低[85, 87-89]。为了解决固体润滑材料润湿性差和易分解的问题，主要有两种解决方案：一是将固体润滑材料直接添加到熔覆粉末中形成自润滑相；二是利用激光高温原位生成自润滑相。

4.2 直接添加自润滑相

直接向熔覆粉末中添加固体润滑材料需要使用低熔覆功率和高扫描速度等熔覆工艺参数，以避免固体润滑材料在激光熔覆过程中完全分解。Shi Gaolian等人[66]研究了Ni60+hn-BN粉末激光熔覆形成的自润滑涂层。未分解的hn-BN被用作自润滑相。在高温干摩擦试验条件下，hn-BN颗粒软化并扩散形成润滑转移膜。与Ni60粉末形成的涂层相比，磨损量显著降低。Zhao等人[50]和Zhang等人[84]选择钛+石墨烯粉末在TC4合金表面制备自润滑涂层。在激光熔覆过程中，大部分石墨烯与钛反应生成TiC硬相，少量石墨烯在高温下转化为石墨。少量石墨和未分解的石墨烯形成自润滑相。在干摩擦试验中，涂层表面由自润滑相和硬相组成的机械混合层降低了摩擦副与涂层之间的接触应力，提高了涂层的耐磨性[84]。

4.3 原位生成自润滑相

采用激光高温原位反应制备的自润滑相含量更高，具有更好的减磨效果。刘秀波等[85]和刘等[86]采用NiCr+Cr3C2+WS2粉末制备涂层，原位生成Ti2SC+CrS自润滑相，该自润滑相在室温至600℃的摩擦条件下均可形成润滑转移膜，从而降低摩擦系数和磨损率；而采用Ti2SC+TiS+TiC+WS2粉末则生成Ti2SC+TiS+TiC…自润滑相。该自润滑相在中低温下具有良好的自润滑效果，但在500℃以上会发生氧化，无法形成氧化膜。

通常情况下，石墨烯在激光熔覆过程中会与钛元素反应生成TiCx，因此难以将其用作原位自润滑相。Weng等人[90]调整了粉末配比和熔覆工艺参数，采用Ni60+B4C粉末在TC4表面进行激光熔覆，原位生成了结构与石墨烯相似的球形石墨。图7展示了激光熔覆过程中球形石墨自润滑相原位生成的机理。钛和碳元素生成TiCx后，过量的碳原子沿气泡与熔体界面快速凝固形成球形石墨。球形石墨的形成降低了涂层的摩擦系数，显著提高了涂层的耐磨性（涂层的耐磨性是基体的43.67倍）[90]。

5 总结与展望

综上所述，采用激光熔覆技术在钛合金表面制备耐磨自润滑涂层，能够有效解决钛合金耐磨性差的问题。激光熔覆工艺和涂层组成（硬相、基体相、自润滑相）是决定涂层耐磨性的主要因素。激光熔覆工艺参数主要通过反复试验确定；超声振动可以显著减小涂层晶粒尺寸，而涂层热处理可以有效提高涂层的断裂韧性。硬相是提高涂层耐磨性的关键因素。原位生成法形成的硬相具有边缘无裂纹、无破碎小颗粒的优点，被广泛应用于耐磨涂层中硬相的形成。镍基体相和钛基体相具有良好的润湿性，能够显著减少涂层的裂纹和孔隙缺陷，提高涂层的综合性能。自润滑相的形成需要添加能够在包覆粉末中原位生成自润滑相的材料，以避免自润滑相在激光高温下发生大规模分解。

为了进一步提高激光熔覆技术制备的耐磨自润滑涂层的耐磨性能，未来的研究应重点关注以下几个方面。首先，建立一个能够综合考虑各种因素（激光类型、熔覆粉末类型和尺寸等）的数学模型，以设定熔覆工艺参数，从而获得最佳的涂层耐磨性能。其次，开发更多种类的熔覆粉末材料，以解决涂层中硬相和自润滑相含量低的问题。最后，深入研究不同熔覆粉末在激光熔覆过程中发生的各种复杂化学反应，以进一步提高涂层的耐磨性能。