TA15鈦合金表面原位合成TiC增強(qiáng)鈦基激光熔覆層的組織與耐磨性

安 強(qiáng),祁文軍*，左小剛

(1 新疆大學(xué) 機(jī)械工程學(xué)院，烏魯木齊 830047；2 新疆眾合股份有限公司，烏魯木齊 830013)

TA15鈦合金屬于高鋁當(dāng)量的近α型鈦合金，該合金兼具α型鈦合金良好的熱強(qiáng)性和可焊性以及α-β型鈦合金的工藝塑性。同時(shí)該合金良好的高溫強(qiáng)度和熱穩(wěn)定性，使其大量應(yīng)用于飛機(jī)的結(jié)構(gòu)部件中。但TA15較低的表面硬度和較差的耐磨性，在一定程度上抑制了其應(yīng)用范圍[1]。激光熔覆是一種常見的金屬材料表面改性技術(shù)，采用激光快速加熱的方法在金屬材料表面熔覆一層耐磨、耐腐蝕、抗高溫氧化等高性能涂層[2-3]。這種技術(shù)具有生產(chǎn)效率高、加工區(qū)域狹小、基材變形量小、熱影響區(qū)小、冷卻速率高等優(yōu)點(diǎn)[4]。因此在金屬材料的表面改性、關(guān)鍵零部件表面修復(fù)等方面得到了廣泛的研究和應(yīng)用。

利用激光熔覆技術(shù)在TA15鈦合金表面制備耐磨涂層時(shí)，已有研究[5-6]通常選用低熔點(diǎn)的鎳基或鈷基自熔性合金加陶瓷粉末作為涂層功能材料。李嘉寧等[5]在TA15鈦合金表面激光熔覆Ni60A-Ni包WC-TiB2-Y2O3混合粉末，生成非晶-納米晶增強(qiáng)復(fù)合涂層，涂層主要由γ-(Fe,Ni),Ti-B,Ti-N,Ti-Ni,Ti-Si等晶化相及大量非晶相構(gòu)成，涂層中存在的大量顆粒增強(qiáng)相和納米晶增強(qiáng)相阻礙了涂層基底的塑性形變，相比TA15鈦合金基體，涂層表現(xiàn)出更好的耐磨損性能。Liu等[6]采用激光熔覆技術(shù)在TA15鈦合金表面制備了多種顆粒增強(qiáng)鈷基復(fù)合涂層，結(jié)果表明，涂層的顯微硬度約為基體的3倍，涂層的磨損率約為基體的1/12。通過物性分析可知，鎳基或鈷基加陶瓷粉末與TA15鈦合金基體間的潤濕性及相容性差距較大，在涂層制備時(shí)容易產(chǎn)生裂紋、涂層與基體結(jié)合較差等缺陷，極大地影響了涂層的質(zhì)量。近年來，科研人員研究發(fā)現(xiàn)在鈦合金表面制備鈦基耐磨涂層能有效改善鈦合金的力學(xué)性能，鈦基涂層中的鈦元素能夠改善涂層與鈦合金基體的相容性，減小熱物性差異，提高涂層與基體的變形協(xié)調(diào)能力，從而降低裂紋萌生的概率[7]。Zhang等[8]采用激光熔覆技術(shù)在TC4鈦合金表面制備了以TiC為增強(qiáng)相的鈦基耐磨復(fù)合涂層，結(jié)果表明，涂層的硬度得到了較大的提升。Shakti等[9]以AlN+Ni+TC4為熔覆材料，在TC4鈦合金表面制備了鈦基耐磨涂層，結(jié)果表明，涂層的硬度約為基體的3倍，摩擦因數(shù)較基體明顯降低，涂層具有良好的耐磨性。劉亞楠等[10]利用激光熔覆技術(shù)在Ti811鈦合金表面制備了以TiC和TiB為增強(qiáng)相的鈦基復(fù)合涂層，涂層的顯微硬度為617HV，較基體提高了1.6倍，涂層的磨損體積率減小了約26%，摩擦磨損性能得到了有效提升。以上研究表明，鈦基耐磨涂層能有效改善TC4及Ti811鈦合金表面性能，但TA15鈦合金的相關(guān)研究報(bào)道較少。

碳化鈦是一種高硬度、高模量的陶瓷增強(qiáng)相材料，且碳化鈦與鈦合金具有較好的相容性，能有效避免裂紋的產(chǎn)生。因此，在鈦合金表面激光熔覆涂層的復(fù)合材料體系中，通常選取碳化鈦?zhàn)鳛殁伜辖鸨砻娓男酝繉拥脑鰪?qiáng)相。涂層中引入碳化鈦的方法有外加法和原位合成法，與直接添加碳化鈦相比，原位合成的碳化鈦具有熱力學(xué)穩(wěn)定、與基體相容性好、污染少、結(jié)合強(qiáng)度高等優(yōu)點(diǎn)[11]。因此，原位合成法是引入TiC增強(qiáng)相優(yōu)先選擇的方法。楊玉玲等[12]在TC4表面制備了80%(質(zhì)量分?jǐn)?shù)，下同)Ti+20%C鈦基復(fù)合涂層，研究發(fā)現(xiàn)涂層的物相主要為TiC和α-Ti，涂層無氣孔、裂紋缺陷，組織分布均勻，顯微硬度較TC4提高了約4倍。張?zhí)靹偟萚7]在TC4表面制備了含稀土CeO2的碳化鈦增強(qiáng)鈦基激光熔覆涂層，結(jié)果表明，涂層硬度較TC4基體有了顯著提升，其耐磨性顯著增強(qiáng)(提高了近52%)。涂層中原位生成的碳化鈦有效地提高了涂層的性能。

本工作采用激光熔覆技術(shù)在TA15鈦合金表面原位合成TiC增強(qiáng)鈦基復(fù)合涂層。利用X射線衍射儀、掃描電鏡、能譜分析儀、顯微硬度計(jì)、摩擦磨損試驗(yàn)機(jī)等分析研究涂層的微觀組織、物相組成、硬度和摩擦磨損性能，重點(diǎn)分析了碳化鈦在涂層不同微區(qū)的生長形態(tài)和分布規(guī)律。本研究旨在完善TA15鈦合金表面激光熔覆耐磨損材料體系，為TA15的工業(yè)化應(yīng)用提供參考。

1 實(shí)驗(yàn)材料與方法

基體材料為TA15鈦合金(Ti-6.5Al-1Mo-1V-2Zr)，其化學(xué)成分如表1所示。基材尺寸為150 mm×60 mm×8 mm，用砂紙去除表面氧化層再用無水乙醇超聲清洗20 min，烘干備用。

表1 TA15基材化學(xué)成分(質(zhì)量分?jǐn)?shù)/%)Table 1 Chemical compositions of TA15 substrate (mass fraction/%)

本實(shí)驗(yàn)選用的粉末為TC4(Ti6Al4V),CoCrW和Cr3C2。優(yōu)化后的粉末配比為TC4-30%CoCrW-5%Cr3C2。其中，TC4粉末的化學(xué)成分(質(zhì)量分?jǐn)?shù)/%)為：Al 6.22，V 4.32，F(xiàn)e 0.07，O 0.022，N 0.012，H 0.030，C 0.022，Ti余量，形狀為球形，粒度為45～105 μm；CoCrW合金粉末的化學(xué)成分(質(zhì)量分?jǐn)?shù)/%)為：Cr 24.55，W 6.06，Si 1.00，C 0.017，Mn 0.36，Co余量，形狀為球形，粒度為45～105 μm；Cr3C2粉末采用NiCr-Cr3C2復(fù)合粉末(80%Cr3C2)，屬于類球形粉，粒度為45～105 μm。采用KQM-Z/B型行星式球磨機(jī)對(duì)熔覆粉末進(jìn)行機(jī)械混合，球磨機(jī)轉(zhuǎn)速為200 r/min,混合2 h。在實(shí)驗(yàn)前用干燥箱將配好的合金粉末烘干4 h，以有效減少涂層氣孔和裂紋的產(chǎn)生。

采用YLS-2000-TR型IPG光纖激光器進(jìn)行激光熔覆實(shí)驗(yàn)。優(yōu)化后工藝參數(shù)為：激光功率1000 W；掃描速率3 mm/s；送粉率12.25 g/min；使用氬氣保護(hù)熔池，氣體流量為11 L/min。

采用D8Advance型X射線衍射儀分析涂層物相，采用LED-1430V掃描電子顯微鏡(SEM)觀察凃?qū)拥奈⒂^組織及結(jié)構(gòu)。利用OXFORD-2000光譜儀進(jìn)行EDS分析，測量涂層中的元素組成。使用HXD-1000TB顯微硬度計(jì)測量涂層顯微硬度。采用MMG-500三體磨損試驗(yàn)機(jī)進(jìn)行摩擦磨損實(shí)驗(yàn)。使用高精度分析天平測量基體與涂層磨損前后的失重。

2 實(shí)驗(yàn)結(jié)果與分析

2.1 涂層顯微組織分析

TA15鈦合金表面原位合成TiC增強(qiáng)鈦基復(fù)合涂層的形貌如圖1所示?？梢钥闯?，基體材料產(chǎn)生了一定的熔化，涂層與基體形成良好的冶金結(jié)合，熔覆層沒有裂紋、氣孔等缺陷。由圖1(a)可見，熔覆層的頂部存在少量的未熔顆粒，結(jié)合EDS結(jié)果分析，表明這些粉末主要為CoCrW粉末。

圖1 涂層的橫截面圖(a)及縱截面圖(b)Fig.1 Cross section (a) and longitudinal section (b) images of coatings

涂層各微區(qū)的組織形貌如圖2所示。由于激光熔覆是一種快速冷卻和非平衡態(tài)凝固過程，所以形成了不同形態(tài)的顯微組織。根據(jù)凝固理論可知，結(jié)晶參數(shù)G/R(溫度梯度/凝固速率)決定了凝固形貌[13]。圖2(a)中A所指區(qū)域?yàn)闊嵊绊憛^(qū)，在熔覆過程中，基體熱影響區(qū)與激光熔池相鄰，該區(qū)域的材料雖然沒有熔化，但是達(dá)到了合金的相變點(diǎn)，由α+β相組織轉(zhuǎn)變?yōu)棣孪嘟M織，激光束移開后，在基體金屬的快速冷卻過程中，擴(kuò)散型相變被抑制，β相轉(zhuǎn)變?yōu)橛捕容^高的針狀α′相馬氏體[14]。在激光熔覆過程中，處于高溫的激光熔池與溫度較低的基體接觸，熔池底部冷卻速率高，溫度梯度G較大，凝固速率R低，G/R值較大，晶體以平面狀向前生長，熔池底部形成平面晶組織，如圖2(a)點(diǎn)B所示。同時(shí)，熔覆粉末與基體材料在激光束作用下相互擴(kuò)散也是平面晶形成的結(jié)果，平面晶的形成說明涂層與基體之間形成了良好的冶金結(jié)合[15]。隨著結(jié)晶的進(jìn)行，溫度梯度G下降，凝固速率R上升，G/R值下降，導(dǎo)致平面晶向柱狀晶轉(zhuǎn)變，如圖2(a)點(diǎn)C所示，平面晶上面是柱狀晶，且柱狀晶基本垂直于激光熔池的水平界面，這是因?yàn)樵谌鄢氐撞?，基體是主要的散熱通道，晶體沿?zé)崃飨喾吹姆较蛏L，因此柱狀晶具有明顯的方向性。隨著結(jié)晶的進(jìn)行，從熔池底部至熔池中部，G/R值進(jìn)一步下降，晶體向樹枝晶轉(zhuǎn)變，由于熔池的對(duì)流攪拌作用，樹枝晶的生長方向變得“雜亂無章”，如圖2(a)點(diǎn)D所示，涂層中部為樹枝晶組織。至涂層頂部，G/R值最小，同時(shí)成分過冷較大，形成了大量的晶核，從而形成等軸晶[16]，如圖2(b)點(diǎn)E所示區(qū)域。圖2(a)的局部放大圖可以清晰地看到在涂層底部除平面晶和柱狀晶外，還存在大量細(xì)小的針狀(如點(diǎn)2所示)和近球狀(如點(diǎn)4所示)的晶體。圖2(b)的局部放大圖可以清晰地看到在涂層的中部及頂部有大量樹枝狀(如點(diǎn)6所示)和花瓣?duì)?如點(diǎn)5所示)的晶體，且組織細(xì)小均勻。

圖2 涂層的SEM圖像 (a)涂層底部及中部；(b)涂層中上部及頂部Fig.2 SEM images of coatings (a)bottom and middle of coating;(b)top and middle of coating

綜上可知：涂層頂部的顯微組織比涂層中部的組織更加細(xì)小，整個(gè)涂層的組織由平面晶、柱狀晶、樹枝晶和等軸晶的基本相和大量無固定取向的樹枝狀、花瓣?duì)?、針狀、近球狀的增?qiáng)相組成。

2.2 涂層物相分析

圖3為涂層的X射線衍射圖譜(XRD)，表2為涂層X射線能譜儀(EDS)分析結(jié)果。結(jié)果顯示涂層中主要包含β-Ti,Co3Ti,CrTi4和TiC等物相。研究表明，CrTi4為富Ti和Cr的β固溶體[17]。Co3Ti是一種延展性較好的金屬間化合物。TiC是一種高硬度、高模量的陶瓷增強(qiáng)相。

圖3 涂層的XRD圖譜Fig.3 XRD pattern of coating

結(jié)合圖2、圖3及表2可知：測試點(diǎn)1的成分與基體的成分基本相同，同時(shí)含有少量的Cr,Co等合金元素，分析可知熱影響區(qū)的測試點(diǎn)1所指的物質(zhì)為過飽和針狀α′相馬氏體。涂層區(qū)不同位置的點(diǎn)3和點(diǎn)7的成分含量基本相同，結(jié)合XRD分析結(jié)果，可得涂層區(qū)基本相由β-Ti,CrTi4,Co3Ti三種物相組成。CrTi4是一種體心立方結(jié)構(gòu)的富Ti和Cr的β固溶體，固溶體保持β-Ti的晶體結(jié)構(gòu)、Cr作為溶質(zhì)原子固溶于β-Ti的晶格節(jié)點(diǎn)位置[18]。同時(shí)基本相中溶有大量的Co元素與Ti生成延展性較好的金屬間化合物Co3Ti，有效提升了熔覆層的力學(xué)性能。在凝固過程中，熔點(diǎn)較高的TiC先結(jié)晶，β-Ti,CrTi4,Co3Ti以TiC為異質(zhì)基質(zhì)形核，大量的Cr,Al,V,C和Co原子固溶于β-Ti中，形成β固溶體，一部分Ti與Cr形成β固溶體CrTi4。熔池中的Cr,V等元素具有較強(qiáng)的β相穩(wěn)定能力，Cr,V元素的固溶會(huì)降低β相的轉(zhuǎn)變溫度，從而促使更多的β相形成[19]。在快速冷卻的過程中，β固溶體來不及通過固態(tài)相變的方式轉(zhuǎn)變?yōu)榈蜏卅料?，同時(shí)由于β穩(wěn)定元素Cr的大量存在，α-Ti全部轉(zhuǎn)變?yōu)棣?Ti。因此，基本相中主要由β-Ti,CrTi4,Co3Ti三種物相組成。

表2 涂層中各測試點(diǎn)的EDS成分分析(原子分?jǐn)?shù)/%)Table 2 EDS composition analysis of each test point in coating (atom fraction/%)

從表2可以看出：測試點(diǎn)2,4,5,6的晶體均主要由C和Ti兩種元素組成，結(jié)合XRD的結(jié)果可推斷出均為TiC。張志強(qiáng)等[20]研究發(fā)現(xiàn)碳化鈦主要呈現(xiàn)枝晶狀、花瓣?duì)睢⑶蛐位蝾惽蛐?、針狀以及部分不?guī)則形狀。從圖2(b)可以看出涂層中部及頂部區(qū)域的TiC形態(tài)主要呈現(xiàn)樹枝狀和花瓣?duì)?。從圖2(a)中可以看出結(jié)合區(qū)的TiC形態(tài)主要呈現(xiàn)針狀、近球狀。由表2可知，在涂層底部的點(diǎn)2和點(diǎn)4的C,Ti原子比分別趨近于0.84,0.95。在涂層上中部的點(diǎn)5和點(diǎn)6的C,Ti原子比分別趨近于1.09,1.32。這表明TiC的生長形態(tài)與C/Ti計(jì)量比密切相關(guān)。

涂層中部區(qū)域TiC形態(tài)主要呈現(xiàn)樹枝狀和花瓣?duì)?，主要原因是涂層中部區(qū)域熔池循環(huán)攪拌充分，熔池存在時(shí)間較長，TiC晶粒在熔池中生長有了充足的時(shí)間和空間。同時(shí)由于碳原子在熔池對(duì)流作用下傾向于向熔池頂部擴(kuò)散，造成碳原子在涂層中呈梯度分布，結(jié)合區(qū)附近C元素含量較低[21]，熔池中部的碳元素含量較充分。綜上因素，使涂層中部形成分布均勻的樹枝狀和花瓣?duì)頣iC。結(jié)合區(qū)附近的TiC形態(tài)主要呈現(xiàn)針狀、近球狀，其尺寸和數(shù)量較涂層中部區(qū)域明顯減少。這主要是因?yàn)榛w對(duì)涂層成分具有稀釋作用，導(dǎo)致結(jié)合區(qū)附近C原子的濃度降低，同時(shí)碳原子擴(kuò)散形成C在涂層上中部含量多、結(jié)合區(qū)少的梯度分布，使TiC在形核過程中因缺少溶質(zhì)而難以長大。同時(shí)由于在熔池底部TA15基體是主要的散熱通道，溫度梯度較大，冷卻速率較高，TiC晶粒生長時(shí)間較短，最終使結(jié)合區(qū)附近的區(qū)域形成了細(xì)小的針狀、近球狀TiC。

2.3 涂層顯微硬度分析

圖4(a)為涂層的顯微硬度分布曲線，包含3個(gè)區(qū)域：熔覆區(qū)(cladding zone,CZ)、熱影響區(qū)(heat affected zone,HAZ)、基體(base metal,BM)。圖4(b)為部分涂層壓痕的金相形貌圖，其中a，b，c，e，g測試點(diǎn)到基準(zhǔn)點(diǎn)O的距離分別為7.2，8.8，9.5，11.1，11.9 μm。從各測試點(diǎn)到基準(zhǔn)點(diǎn)O的距離可判斷出涂層各微區(qū)壓痕的面積大小，壓痕的面積越小表明涂層的硬度越高，驗(yàn)證了圖4(a)中涂層的硬度分布曲線。從圖4(a)可以看出：涂層的最外層硬度略有下降，主要原因是涂層最外層由于高能激光的直接照射而吸收更多的能量，導(dǎo)致部分元素?zé)龘p和揮發(fā)[22]，同時(shí)由于涂層的頂部存有少量未熔CoCrW粉末，從而導(dǎo)致其硬度略有下降。從涂層外表層向內(nèi)一定深度，涂層顯微硬度最高達(dá)到715HV，約為基體(330HV)的2.1倍。從圖4(a)還可以看出，涂層的硬度逐漸下降但也高于基體，出現(xiàn)上述現(xiàn)象的主要原因有：(1)涂層中CrTi4的硬度為1322.4HV，遠(yuǎn)高于基體的硬度。同時(shí)碳化鈦(TiC)是一種高硬度的陶瓷相，硬度達(dá)到2857.1～3163.2HV左右，高硬度TiC和CrTi4均勻分布在涂層中可有效提高涂層硬度。Co3Ti是一種金屬間化合物，具有彌散強(qiáng)化的作用，也有效提高了涂層的硬度。(2)在熔池的冷卻過程中，TiC首先析出，TiC作為基本相異質(zhì)形核的核心，細(xì)化了部分基本相，產(chǎn)生細(xì)晶強(qiáng)化作用。(3)大量的Al,V,Ni,Zr等合金元素固溶于富Ti的基本相中，起到了固溶強(qiáng)化的作用。(4)由圖2可知，涂層上部比涂層下部的晶粒更加細(xì)小，晶粒越細(xì)小，單位體積內(nèi)的晶粒邊界也越多，晶粒邊界對(duì)位錯(cuò)的阻礙作用也越大，硬度也越高，從而造成了涂層上部的硬度高于下部的硬度。(5)Jeitschko等[23]提出TiCx的硬度與x的取值緊密相關(guān)(硬度隨x增加而增大)。TiCx的微觀結(jié)構(gòu)決定其性能，TiCx中x越小，碳化鈦晶體中空位越多，晶格畸變?cè)絿?yán)重，強(qiáng)化效果越顯著。涂層上中部樹枝狀和花瓣?duì)頣iC的C,Ti原子比分別趨近于1.09,1.32；涂層底部針狀和近球狀TiC的C,Ti原子比分別趨近于0.84,0.95。

圖4 激光熔覆各微區(qū)顯微硬度分布曲線(a)及部分涂層壓痕的金相形貌(b)Fig.4 Microhardness distribution curve of each zone in the coating (a) and metallographic morphology of some coating indentation (b)

因此，上中部的樹枝狀和花瓣?duì)畹奶蓟伇韧繉咏Y(jié)合區(qū)的針狀、近球狀的碳化鈦硬度更高。同時(shí)結(jié)合圖2(a),(b)可以看出，結(jié)合區(qū)增強(qiáng)相TiC的數(shù)量較涂層中上部區(qū)域明顯減少，使涂層中上部的碳化鈦對(duì)涂層硬度的增強(qiáng)效果高于涂層下部碳化鈦的增強(qiáng)效果。在上述5種因素的共同作用下，從頂部至結(jié)合區(qū)，涂層的硬度逐漸下降但也高于基體。從圖4(a)可以看出，熱影響區(qū)的硬度略高于基體的硬度，這是由于傳熱淬火作用使熱影響區(qū)的組織轉(zhuǎn)變?yōu)棣痢湎噌槧铖R氏體組織，但鈦合金馬氏體不同于鋼的馬氏體，對(duì)鈦合金的顯微硬度提升作用有限，因此熱影響區(qū)的硬度略高于基體的硬度[24]。

2.4 涂層的摩擦磨損性能

采用MMG-500三體磨損試驗(yàn)機(jī)對(duì)基體和涂層進(jìn)行磨損對(duì)比實(shí)驗(yàn)，對(duì)摩副材料為830 ℃淬火、150 ℃回火處理的GCr15，加載載荷為100 N，轉(zhuǎn)速為150 r/min，對(duì)磨30 min后用超聲波清洗基體并稱重，測量基體和涂層的磨損量。

在單位時(shí)間、單位載荷下基體的總磨損失重約為98.11 mg，磨損量較大；涂層的總失重約為30.14 mg，磨損量約為基體的30.7%，涂層耐磨損性能顯著提高。涂層耐磨性提高的原因有：(1)Archard理論指出，摩擦載荷和摩擦距離一定時(shí)，磨損量與涂層硬度成反比，即涂層硬度越高，耐磨性越好[25]。激光熔覆后涂層的硬度比TA15基體的硬度高，因此耐磨性有較大的提高。(2)碳化鈦屬于高硬度陶瓷相，能有效地抵抗摩擦副的磨削，同時(shí)基本相中的Co3Ti和CrTi4作為金屬間化合物既提高涂層強(qiáng)度又具有一定塑性，陶瓷增強(qiáng)相將承受的載荷轉(zhuǎn)移到基本相上，基本相通過塑性變形來釋放應(yīng)力，避免了陶瓷相發(fā)生脆性斷裂而產(chǎn)生硬質(zhì)磨粒，從而提升耐磨損性能。(3)在涂層中分布著大量的碳化鈦顆粒，可以有效地阻礙涂層發(fā)生塑性變形、抑制裂紋擴(kuò)展，從而改善耐磨損性能。

對(duì)涂層和基體的摩擦因數(shù)進(jìn)行分析，涂層和基體的摩擦因數(shù)隨時(shí)間變化曲線如圖5所示。可以看出，涂層和基體的摩擦因數(shù)曲線大致分為兩個(gè)階段，前250 s為第一階段，250 s后為第二階段。在第一階段，摩擦副與待磨試樣接觸時(shí)，其表面存在凸點(diǎn)，導(dǎo)致對(duì)磨面的接觸面較小，摩擦因數(shù)較大。隨著對(duì)磨的進(jìn)行，對(duì)磨件及摩擦副表面的凸點(diǎn)逐漸被磨平，對(duì)磨面的粗糙程度降低，因而摩擦因數(shù)降低。隨著磨損的進(jìn)行，摩擦因數(shù)逐漸平穩(wěn)，進(jìn)行到穩(wěn)定磨損階段。從圖5還可以看出，涂層的摩擦因數(shù)高于基體的摩擦因數(shù)，主要原因有：(1)鈦合金基體和涂層在與摩擦副的對(duì)磨過程中，由于反復(fù)摩擦產(chǎn)生熱量，使接觸面的鈦氧化成TiOx。Gardos[26]研究表明，TiOx具有一定的自潤滑特性，因此表層產(chǎn)生的TiOx自潤滑膜顯著降低了摩擦因數(shù)，這也是第二階段的摩擦因數(shù)明顯低于第一階段的原因。然而，涂層中高硬度的TiC會(huì)使TiOx自潤滑膜不能穩(wěn)定存在，因此涂層的摩擦因數(shù)高于基體。(2)高硬度的TiC在磨損過程中會(huì)產(chǎn)生較大的摩擦阻力，使得涂層的摩擦因數(shù)高于基體。

圖5 涂層和基體的摩擦因數(shù)Fig.5 Friction coefficients of coating and substrate

圖6(a),(b)分別為TA15基體和涂層的磨損形貌。由圖6(a)可以看出，基體材料表面出現(xiàn)了大量深淺不一的犁溝和大面積片層的脫落，并且有少量的磨屑粘連在基體的表面。這是因?yàn)榛w材料的硬度較低，基體與GCr15對(duì)磨過程中，摩擦副上的硬質(zhì)相會(huì)被壓入基體表面進(jìn)行切削，產(chǎn)生與轉(zhuǎn)動(dòng)方向平行的犁溝。同時(shí)在GCr15對(duì)磨過程中，受摩擦副的碾壓作用，摩擦副與基體微凸體接觸點(diǎn)之間會(huì)產(chǎn)生明顯的塑性變形，在局部接觸變形過程中形成冷焊黏結(jié)，當(dāng)黏結(jié)點(diǎn)間的結(jié)合力大于基體的剪切強(qiáng)度時(shí)，會(huì)造成基體磨損面的撕裂、脫落。因此，TA15基體的磨損機(jī)制為黏著磨損和磨粒磨損的復(fù)合磨損機(jī)制。從圖6(b)可以看出，與基體相比，涂層黏著磨損和磨粒磨損的程度得到了明顯緩和，犁溝變得細(xì)而淺，僅局部有輕微的變形脫落。這主要是因?yàn)椋?1)涂層中出現(xiàn)大量碳化鈦硬質(zhì)相，能夠有效地抵抗硬質(zhì)點(diǎn)的壓入犁削，同時(shí)在磨損過程中充當(dāng)磨粒的作用，阻礙了涂層表面的塑性變形以及大面積的磨損剝落；(2)涂層中CrTi4,Co3Ti具有一定的塑性，能夠通過變形來釋放摩擦載荷帶來的應(yīng)力，使涂層具有較高的抗犁削能力；(3)大量的Al,V,Ni,Zr等合金元素固溶于富Ti的基本相中，起到了固溶強(qiáng)化的作用，提高了涂層的抗變形能力。

圖6 TA15基體(a)及涂層(b)的磨損形貌Fig.6 Worn morphologies of TA15 substrate (a) and coating (b)

3 結(jié)論

(1)TA15鈦合金表面制備了TiC增強(qiáng)鈦基復(fù)合涂層，涂層的物相組成以β-Ti,Co3Ti及CrTi4為基本相，TiC為增強(qiáng)相，涂層無裂紋、氣孔等缺陷，但表面存在少量未溶的CoCrW粉末。

(2)涂層各部分的晶體結(jié)構(gòu)存在較大差異，涂層結(jié)合區(qū)組織為平面晶和柱狀晶，中部組織為樹枝晶，頂部組織為等軸晶，涂層中部和頂部組織細(xì)小均勻。

(3)涂層中的碳化鈦形貌有較大差別，涂層頂部和中部碳化鈦的形貌為樹枝狀和花瓣?duì)?，結(jié)合區(qū)碳化鈦的形貌為細(xì)小的針狀和近球狀。涂層頂部和中部碳化鈦較結(jié)合區(qū)碳化鈦，含量明顯增多，分布更加均勻。

(4)涂層的顯微硬度最高值為715HV，約為TA15基體顯微硬度的2.1倍。盡管涂層的摩擦因數(shù)高于基體，但同等條件下涂層的磨損總失重約為30.14 mg，磨損量僅為基體的30.7%，其耐磨性顯著提高。涂層與基體的磨損機(jī)制均為磨粒磨損和黏著磨損。