Ti6Al4V表面激光改性層重熔處理的微觀組織特征及寬溫域摩擦學(xué)性能研究

成前前, 萬善宏, 易戈文, 張鵬林, 王文珍

(1.中國科學(xué)院蘭州化學(xué)物理研究所 固體潤(rùn)滑國家重點(diǎn)實(shí)驗(yàn)室, 甘肅 蘭州 730000;2.蘭州理工大學(xué) 材料科學(xué)與工程學(xué)院, 甘肅 蘭州 730050)

以Ti6Al4V為代表的輕質(zhì)鈦合金材料具有高強(qiáng)度比、優(yōu)異的耐蝕性和生物相容性等性能優(yōu)勢(shì)，是航空航天汽車、石油化工及生物醫(yī)學(xué)領(lǐng)域備受關(guān)注的重要材料之一[1].然而，鈦合金表面硬度低，在摩擦測(cè)試過程中存在摩擦系數(shù)高、易磨損、易黏著以及高溫氧化嚴(yán)重等問題，嚴(yán)重限制了鈦合金作為運(yùn)動(dòng)部件的使用工況[2-3].因此，采用激光輔助氣體強(qiáng)化鈦合金表面，有效提升鈦合金表面強(qiáng)韌度以及耐磨耗性能，是解決上述問題的有效途徑之一[4-7].

激光輔助氣體強(qiáng)化鈦合金表面主要是激光熔化-凝固原位生成強(qiáng)化相的過程[8-9]，激光氮化是在原位生成強(qiáng)化相的過程中[9]，鈦合金的α-Ti相快速固化轉(zhuǎn)變?yōu)檎痪Ц竦牡操|(zhì)陶瓷層[10].由于鈦合金表面氮化層的熱膨脹系數(shù)與基體材料相差較大[11]，鈦合金表面強(qiáng)化層容易積累拉應(yīng)力，產(chǎn)生宏觀脆性裂紋[12].通過氬氣稀釋氮?dú)饬髁浚梢詼p少馬朗戈尼對(duì)流，從而減少裂紋缺陷的形成，但是也使熔體池中氮滲入量降低[13-14]，所制備的激光氮化層深度減少[15].如直接采用空氣氣氛對(duì)鈦基材料表面進(jìn)行激光氮氧化處理，所制備的鈦合金表面強(qiáng)化層化學(xué)組成呈非化學(xué)計(jì)量，結(jié)構(gòu)呈層狀，主要化學(xué)組成包含氮化物、氧化物、面心立方(FCC)相氮氧化合物、密排六方(HCP) αˊ-Ti相[16-17]，可有效提升鈦基材料表面硬度及其耐磨損能力[16].盡管激光氮化后Ti6Al4V硬度得到顯著提升，但是其磨損量仍比較高，主要與Ti6Al4V表面氮化層的硬脆和殘余應(yīng)力較大有關(guān)[12].然而，前期研究中主要側(cè)重于提升激光強(qiáng)化鈦合金的機(jī)械性能和耐磨損能力[18-19]，比如Pohrelyuk等[20]在Ti6Al4V鈦合金氮化層和氮氧化層與不銹鋼摩擦副的干摩擦過程中發(fā)現(xiàn)，氮氧化層表面在摩擦過程中發(fā)生了氧化，從而減少了與摩擦副的黏著磨損，提高了Ti6Al4V抗磨性.而對(duì)鈦合金激光氮化后的改性層寬溫域摩擦學(xué)行為、摩擦過程誘發(fā)摩擦界面的變形機(jī)制和摩擦層形成機(jī)制的研究鮮有報(bào)道.

本文中利用激光重熔處理利于提升鈦合金表面TiNx強(qiáng)化層微觀組織細(xì)化的優(yōu)勢(shì)[19]，對(duì)Ti6Al4V表面氮化層[Ti(N)]和氮氧化層[Ti(N,O)]進(jìn)行激光重熔處理，考察了激光重熔處理對(duì)Ti6Al4V表面氮化層[Ti(N)]和氮氧化層[Ti(N,O)]微觀組織結(jié)構(gòu)及其機(jī)械性能的影響，進(jìn)一步測(cè)試了Ti6Al4V基體、重熔處理后Ti6Al4V表面氮化層[Re-Ti(N)]和氮氧化層[Re-Ti(N,O)]的寬溫域摩擦學(xué)行為，為解決鈦合金激光強(qiáng)化層脆性大、裂紋等問題和提升鈦合金摩擦學(xué)適應(yīng)性提供理論和試驗(yàn)依據(jù).

1 試驗(yàn)部分

1.1 材料處理

試驗(yàn)選用基材為Ti6Al4V (α+β型)鈦合金板材，基材采購于中國寶雞鈦業(yè)集團(tuán)公司，主要化學(xué)成分(質(zhì)量分?jǐn)?shù))為6.00% Al、3.90% V、0.17% Fe、0.01% N、0.03% C、0.01% H和0.15% O，其他組分為Ti.試樣尺寸為100 mm×100 mm×10 mm.試驗(yàn)開始前，試樣表面先用800#SiC砂紙打磨去除表面氧化層，再用酒精超聲清洗去除試樣表面粘附的氧化物和污垢，最后鈦合金板材試樣表面的粗糙度Ra約為0.4 μm.

1.2 激光改性和重熔方法

鈦合金表面激光輔助氮化處理采用最大功率為4 kW的光纖激光器(YLS-4 000, IPG Co, Germany)，其中，激光光斑能量呈高斯分布，波長(zhǎng)為1 070 nm，激光光斑直徑為3 mm.該激光設(shè)備裝配六軸機(jī)械臂，激光噴嘴頭部與基體間距離為3 mm，氣體同軸送入噴嘴下端對(duì)熔池進(jìn)行保護(hù)并參與基體材料的反應(yīng).鈦合金試樣表面氮化、氮氧化和重熔處理采用的氣氛有氮?dú)?體積分?jǐn)?shù)99.999%)、氬氣(體積分?jǐn)?shù)99.997%)和空氣.激光器功率為1 800 W，掃描速度為0.01 m/s，功率密度為540 J/mm2，氣體流量為10 L/min，分別制備重熔氮化層[Re-Ti(N)]和重熔氮氧化層[Re-Ti(N,O).氮化層結(jié)構(gòu)表征、力學(xué)測(cè)試及摩擦試樣的制備均采用搭接熔覆方式，搭接率為30%，Ti6Al4V表面激光改性和重熔強(qiáng)化裝置的示意圖如圖1所示.

1.3 摩擦磨損試驗(yàn)

采用線切割將試樣切割為Ф24 mm×8 mm圓盤，經(jīng)打磨拋光后，進(jìn)行摩擦測(cè)試，然后采用SRV-IV微動(dòng)摩擦磨損試驗(yàn)機(jī)(Optimol, Germany)對(duì)激光處理前后Ti6Al4V試樣進(jìn)行測(cè)試，采用球-盤接觸模式.對(duì)偶件為Φ10 mm的Al2O3球(顯微硬度為1 700±20 HV，密度為3.92 g/cm3，楊氏模量為340 GPa).摩擦磨損試驗(yàn)是在大氣環(huán)境中進(jìn)行，法向載荷為25 N，往復(fù)沖程為1 000 μm，往復(fù)運(yùn)動(dòng)頻率為20 Hz，摩擦測(cè)試時(shí)間持續(xù)10 min，測(cè)試溫度分別為室溫(RT)、200和500 ℃，并且通過連接到SRV摩擦計(jì)的計(jì)算機(jī)自動(dòng)記錄摩擦系數(shù)曲線及相關(guān)數(shù)據(jù)，對(duì)摩擦系數(shù)的數(shù)據(jù)求平均值，摩擦磨損測(cè)試重復(fù)2次.

Fig.1 Schematic diagram of laser nitriding-remelting strengthening device for Ti6Al4V surface圖1 Ti6Al4V表面激光氮化-重熔強(qiáng)化裝置示意圖

1.4 材料表征及性能測(cè)試

將Ti6Al4V基體、重熔前后的氮化層和氮氧化層試樣沿橫截面切割成15 mm×5 mm×4 mm塊狀樣品，首先對(duì)其進(jìn)行金相拋光和丙酮超聲清洗.采用X射線衍射儀(XRD，D8 Discover，Bruker，Germany)對(duì)鈦合金表面處理層進(jìn)行物相識(shí)別.用體積比為5% HF、5%HNO3和90% H2O的混合溶液腐蝕試樣截面，腐蝕時(shí)間為15 s左右，然后采用QUANTA FEG 450場(chǎng)發(fā)射掃描電子顯微鏡(SEM)分析重熔氮化層[Re-Ti(N)]和重熔氮氧化層[Re-Ti(N,O)]微觀結(jié)構(gòu)及其化學(xué)組分，以及磨損測(cè)試后試樣磨痕表面形貌，結(jié)合AztecXMax80電制冷X射線能譜儀(EDS，EDAX，America)和拉曼光譜(Raman，HR800，F(xiàn)rance)對(duì)磨損部位物質(zhì)進(jìn)行組分分析.采用JEM-2010F型高分辨透射電子顯微鏡(TEM)對(duì)收集的磨屑試樣進(jìn)行形貌分析，同時(shí)采用選區(qū)電子衍射(SAED)和高分辨電子顯微鏡(HRTEM)進(jìn)行進(jìn)一步表征.首先進(jìn)行金相拋光和丙酮超聲清洗，然后采用納米壓痕儀(TTX-NHT2，Anton-Paar，Austria)對(duì)重熔前后Ti6Al4V表面強(qiáng)化試樣進(jìn)行納米壓痕測(cè)試，其中壓頭為標(biāo)準(zhǔn)Berkovich金剛石壓頭，在納米壓痕測(cè)試中負(fù)載速率為50 μN(yùn)/s，最大載荷為20 mN，保壓時(shí)間為10 s，然后，負(fù)載以相同的速率卸載到零，分別對(duì)每組試樣測(cè)量3次.

用非接觸式三維輪廓儀(MicroXAM-800, KLATencor Co，USA)測(cè)量磨痕輪廓來計(jì)算體積磨損率，利用公式(1)計(jì)算處理前后Ti6Al4V的體積磨損率.

其中V為磨損體積(mm3)，P為法向載荷(N)，S為摩擦總行程(m).

2 結(jié)果與分析

2.1 Ti6Al4V表面層形貌及相組成

圖2為激光重熔前后Ti6Al4V、Ti(N)層和Ti(N,O)層的截面形貌，所有的改性層試樣皆為搭接層.圖2(a)可以觀察到表層連續(xù)的TiN相層和滲氮層，Ti(N)層區(qū)域分布著粗大樹枝晶，枝晶呈平行排列，局部存在二次樹枝晶.圖2(b)可以清楚觀測(cè)到Ti(N,O)層枝晶尺寸明顯減小，表面分布密集且混亂；中間區(qū)域枝晶尺寸較大.Ti(N,O)層枝晶細(xì)化是因?yàn)檠踉踊钚员鹊訌?qiáng)，可以抑制樹枝晶長(zhǎng)大和取代表層氮原子，增加非均勻形核位置，使得枝晶顯著細(xì)化[21]，同時(shí)在Ti6Al4V表面容易形成氧化物[20].激光重熔處理具有較高冷卻速度，表面層經(jīng)歷“溶解-擴(kuò)散-再析出”的快速重熔過程，利于抑制晶粒長(zhǎng)大，促進(jìn)重熔層晶粒細(xì)化[22]，如圖2(c～f)所示，與Ti(N)和Ti(N,O)層相比，激光重熔處理后的Re-Ti(N)和Re-Ti(N,O)層表層微觀組織明顯細(xì)化[圖2(c)和(d)].從圖2(e)可以分辨出Re-Ti(N)層主要由細(xì)小的樹枝晶結(jié)構(gòu)組成，而圖2(f)中Re-Ti(N,O)層微觀結(jié)構(gòu)中大枝晶顯著減少，主要呈現(xiàn)出更細(xì)小且均勻的針狀結(jié)構(gòu).用高能激光對(duì)改性層重熔處理過程中，由于高溫度梯度產(chǎn)生的馬朗戈尼力使得熔池中熔體發(fā)生流動(dòng)，有利于溶質(zhì)原子均勻分布在氮化層中且增加形核率，使得晶粒進(jìn)一步細(xì)化[23].

進(jìn)一步采用EDS對(duì)Re-Ti(N)和Re-Ti(N,O)層[圖2(e)中A、B和2(f)中C、D]的化學(xué)元素組成進(jìn)行分析.EDS分析結(jié)果表明，激光重熔處理后樹枝晶組織相中氮含量明顯比針狀組織要高.例如，A和C處的氮含量明顯高于B和D處.相對(duì)于Re-Ti(N)層的樹枝晶組織，激光重熔Re-Ti(N,O)層的針狀組織中氧含量較高.在Ti6Al4V表面激光氧氮化過程中，氧原子占據(jù)了一部分氮原子位置，使得Re-Ti(N,O)層中氮含量比Re-Ti(N)層較低，且Re-Ti(N,O)層組織中有氧的存在[21].

圖3為激光重熔前后Ti6Al4V改性層表面的XRD圖譜，激光重熔處理前，Ti6Al4V表面Ti(N)層主要為TiN相(空間群Fm-3m)；Ti(N,O)層主要由TiN相、TiO2相和馬氏體αˊ-Ti相(空間群P63/mmc)組成[17,24]，氧的摻入使得Ti(N,O)層衍射峰的半峰寬增加.激光重熔處理后，Re-Ti(N)層主要由無定形結(jié)構(gòu)的TiNx(空間群Fm-3m)和馬氏體α′-Ti相(空間群P63/mmc)組成，而Re-Ti(N,O)層主要由TiOxNy(空間群Fm-3m)和馬氏體αˊ-Ti相(空間群P63/mmc)組成[25-26].激光重熔處理有利于Ti6Al4V表面Ti(N)層和Ti(N,O)層中固溶N和O的均勻分布，使得衍射峰出現(xiàn)偏移現(xiàn)象；同時(shí)重熔稀釋造成氮的缺位，使得Ti原子和N原子轉(zhuǎn)變?yōu)榉腔瘜W(xué)計(jì)量占比，這可以從表1中EDS分析數(shù)據(jù)得到印證.特別是重熔后α′-Ti相衍射峰向低角度偏移，主要與N原子和O原子在Ti中有強(qiáng)的固溶度有關(guān)，重熔破壞了TiN相和TiO2相，使氮和氧均勻溶入Ti中，形成αˊ-Ti固溶體.此外，還注意到TiNx和TiNxOy衍射峰向高角度偏移，主要與氧的摻入、內(nèi)應(yīng)力和固溶效應(yīng)(結(jié)晶度降低)有關(guān)[27].其中原子半徑較小的氧原子部分取代了Ti(N)晶格中的氮原子，致使晶面間隙減小和XRD衍射峰向高角度偏移且半峰寬增加[28-29].

表1 圖2(e～f)中Re-Ti(N)層和Re-Ti(N,O)層截面A、B、C和D處的元素的質(zhì)量分?jǐn)?shù)Table 1 Atomic ratio of points A, B, C and D in the crosssection of the Re-Ti (N) layer and Re-Ti (N,O)layer in Fig.2(e～f)

Fig.2 The cross-sectional morphology of surface structure over Ti6Al4V before and after laser melting: (a) Ti(N); (b) Ti(N,O);(c) Re-Ti(N);(d) Re-Ti(N,O).(e～f) The high magnification morphologies of the selection in (c) and (d)圖2 激光重熔處理前后Ti6Al4V表面層截面組織形貌照片：(a) Ti(N)層；(b) Ti(N,O)；(c) Re-Ti(N)和(d) Re-Ti(N,O).(e)和(f)分別為(c)和(d)中選區(qū)的高倍顯微形貌照片

Fig.3 XRD patterns of surface structure over Ti6Al4V before and after laser melting process圖3 激光重熔處理前后Ti6Al4V表面層XRD圖譜

2.2 納米壓痕力學(xué)測(cè)試

圖4中是Ti6Al4V基體、Ti(N)層、Ti(N,O)層、Re-Ti(N)層和Re-Ti(N,O)層表面的納米壓痕載荷-位移曲線，可以看到，Ti(N)、Ti(N,O)、Re-Ti(N)和Re-Ti(N,O)層的壓入深度明顯低于Ti6Al4V基體，意味著激光強(qiáng)化處理后Ti6Al4V表層的抗變形能力顯著增強(qiáng).表2中列出了Ti6Al4V基體、重熔前后Ti(N)和Ti(N,O)層的納米硬度及彈性模量.激光重熔處理前，Ti(N)層和Ti(N,O)層納米硬度分別為11.5和7.50 GPa；激光重熔處理后，Re-Ti(N)層和Re-Ti(N,O)層納米硬度略有減少，主要是因?yàn)榧す庵厝厶幚硎沟肨i6Al4V表面氮化區(qū)域中氮原子更加均勻地溶入到高溫熔池內(nèi)，而Re-Ti(N,O)層納米硬度比Re-Ti(N)層高，主要與氧的引入促使Ti6Al4V表面Ti(N)層晶粒細(xì)化有關(guān)(見圖2).Re-Ti(N)層和Re-Ti(N,O)層納米硬度大約為Ti6Al4V基體的2倍，特別是這兩種表面強(qiáng)化層的彈性模量均與Ti6Al4V基體非常接近(見表2).

表2 納米壓痕后Ti6Al4V基體及其四種表面改性層的機(jī)械性能Table 2 Statistics of the mechanical properties of the matrix and the four modified layers after nanoindentation

Fig.4 Loading-displacement curve of the Ti6Al4Vsubstrate,Ti(N), Ti(N,O), Re-Ti(N) and Re-Ti(N,O)圖4 Ti6Al4V基體及Ti(N)層、Ti(N,O)層、Re-Ti(N)層和Re-Ti(N,O)層的載荷-位移曲線

材料耐磨耗性能與材料納米硬度(H)和彈性模量(Er)密切相關(guān)[30-31]，發(fā)現(xiàn)材料的H/Er值越高，材料的耐磨能力就大；H3/Er2值越大，材料抗塑性變形的能力越強(qiáng)[32-33]，材料抗磨性越高.相對(duì)于Ti6Al4V基體，Ti(N,O)層具有較高的H/Er值(37.13×10-3)，而Re-Ti(N,O)層的H3/Er2比值高達(dá)35.9×10-6，進(jìn)而與Re-Ti(N)層相比，Re-Ti(N,O)層更利于提升Ti6Al4V表面強(qiáng)韌度，因此，Re-Ti(N,O)層將具有更佳的抗磨耗能力.接下來將重點(diǎn)考察在室溫至500 ℃溫度范圍內(nèi)Ti6Al4V基體及Re-Ti(N)和Re-Ti(N,O)層的摩擦磨損行為.

2.3 摩擦磨損性能

圖5(a～c)是不同溫度條件下Ti6Al4V基體、Re-Ti(N)層和Re-Ti(N,O)層與Al2O3配副的摩擦系數(shù)隨滑動(dòng)距離變化曲線，圖5(d)是三種材料的平均摩擦系數(shù)隨溫度變化的曲線.三種摩擦配副的摩擦系數(shù)隨摩擦界面接觸狀態(tài)的變化而變化[圖5(a～c)].從圖5(d)可以看出，在室溫至500 ℃溫度范圍內(nèi)，Ti6Al4V基體和Re-Ti(N)層平均摩擦系數(shù)均隨溫度增加而降低，Re-Ti(N)和Re-Ti(N,O)層的平均摩擦系數(shù)均低于Ti6Al4V基體，且Re-Ti(N,O)層寬溫域內(nèi)的摩擦系數(shù)最低且相對(duì)穩(wěn)定(0.796～0.846).摩擦測(cè)試結(jié)果表明表面激光改性與重熔復(fù)合技術(shù)有效改善了Ti6Al4V基體的摩擦學(xué)行為，特別是Ti6Al4V表面引入氧原子后的Re-Ti(N,O)層具有更好的寬溫域摩擦適應(yīng)性.

圖6(a)為不同溫度下Ti6Al4V基體、Re-Ti(N)層和Re-Ti(N,O)層的磨損率，通過磨損率的比較可以看出，Re-Ti(N)層和Re-Ti(N,O)層的磨損率遠(yuǎn)小于Ti6Al4V基體.例如，從室溫到200 ℃溫度范圍內(nèi)Ti6Al4V基體磨損嚴(yán)重，磨損率由11.39×10-6mm3/(N·m)陡然增至16.68×10-6mm3/(N·m)，Re-Ti(N)層和Re-Ti(N,O)層的磨損率均保持在6×10-6～8×10-6mm3/(N·m)范圍.在500 ℃時(shí)，Ti6Al4V基體磨損率雖有所降低，但仍高至10.23×10-6mm3/(N·m)，而Re-Ti(N,O)層磨損率進(jìn)一步降低至4.66×10-6mm3/(N·m)，Re-Ti(N)層磨損率反而增加.這進(jìn)一步說明Re-Ti(N,O)層極大提升了Ti6Al4V基體的抗磨損能力，且其抗磨能力隨溫度增大而增強(qiáng)[34].

在室溫下，Ti6Al4V基體磨損表面形成了脊緣和深淺不一的犁溝，磨損機(jī)制為典型的塑形變形和磨料磨損[圖7(a)]；Re-Ti(N)層和Re-Ti(N,O)層的磨損表面出現(xiàn)長(zhǎng)且淺的平行劃痕，磨損表面還分散著一些微小的磨屑，磨粒磨損為主要的磨損機(jī)制[圖7(b)和(c)].在200 ℃時(shí)，Ti6Al4V會(huì)發(fā)生軟化[35]，磨損表面積聚大量磨屑，發(fā)生塑形變形和黏著磨損[圖7(d)]，這是200 ℃測(cè)試時(shí)Ti6Al4V基體磨損加劇的主要原因；而Re-Ti(N)層和Re-Ti(N,O)層的磨損表面出現(xiàn)微犁溝和不連續(xù)的摩擦層，局部磨屑堆積[圖7(e)和(f)]，重熔層有效抑制Ti6Al4V基體的塑形變形和黏著磨損，在200 ℃時(shí)的主要磨損機(jī)制為磨粒磨損.在500 ℃時(shí)，Ti6Al4V基體的磨損表面相對(duì)光滑平整，形成了不連續(xù)的氧化膜[圖7(g)]，磨損機(jī)制主要為磨粒磨損和氧化磨損；Re-Ti(N)層的磨損表面主要表現(xiàn)為深淺不一的磨痕和塑性變形，伴隨著部分摩擦層[圖7(h)]；Re-Ti(N,O)層的磨損表面上可以觀察到摩擦層及淺溝槽[圖7(i)]，其中摩擦層的形成主要與高溫和摩擦誘導(dǎo)氧化形成的氧化物顆粒聚集和機(jī)械摩擦力碾壓燒結(jié)有關(guān)，摩擦層的形成對(duì)降低摩擦力和抑制磨損具有積極作用[29].

Fig.5 The friction coefficient curve at room temperature, 200 and 500 ℃: (a) Ti6Al4V substrate; (b) Re-Ti(N) layer and(c) Re-Ti(N,O) layer; (d) The average friction coefficient as a function of temperature圖5 室溫、200和500 ℃下摩擦系數(shù)隨時(shí)間變化曲線：(a) Ti6Al4V基體；(b) Re-Ti(N)層；(c) Re-Ti(N,O)層；(d)不同溫度下平均摩擦系數(shù)

Fig.6 Wear rate of Ti6Al4V matrix, Re-Ti(N) layer and Re-Ti(N,O) layer at room temperature, 200 and 500 ℃圖6 在室溫、200和500 ℃下Ti6Al4V基體、Re-Ti(N)和Re-Ti(N,O)層的磨損率

為了更好地說明摩擦界面成分轉(zhuǎn)移及摩擦誘導(dǎo)氧化，采用EDS進(jìn)一步分析了Ti6Al4V基體、Re-Ti(N)層和Re-Ti(N,O)層磨痕的化學(xué)成分，如圖8所示.在不同溫度下，磨損表面化學(xué)成分主要是由Ti、Al、O和N元素組成，特別是其氧含量隨著溫度升高而顯著增大，意味著高溫和摩擦誘導(dǎo)的金屬氧化反應(yīng)更加劇烈，且Re-Ti(N,O)層磨損表面氧含量最高，將通過拉曼光譜進(jìn)一步表征氧化產(chǎn)物.

圖9為不同溫度下Ti6Al4V基體、Re-Ti(N)層和Re-Ti(N,O)層磨損表面的Raman光譜.可以看出，在室溫和200 ℃時(shí)，Ti6Al4V基體磨損表面并未檢測(cè)到任何特征峰，意味著摩擦界面并未生成摩擦誘導(dǎo)氧化反應(yīng)產(chǎn)物，而Re-Ti(N)層和Re-Ti(N,O)層磨損表面可以清楚觀測(cè)到較強(qiáng)的TiN[36-37]以及TiO2的特征峰信號(hào)[38]，這說明Re-Ti(N)層和Re-Ti(N,O)層磨損表面產(chǎn)生硬質(zhì)摩擦氧化產(chǎn)物如TiO2，增大摩擦界面磨粒磨損程度，使得Re-Ti(N)層和Re-Ti(N,O)層磨損率仍然較高，如圖6(a)所示.在500 ℃時(shí)，Ti6Al4V基體、Re-Ti(N)層和Re-Ti(N,O)層磨損表面均可觀察到較為明顯的TiO2特征峰，特別是Re-Ti(N,O)層磨損表面TiO2特征峰明顯增強(qiáng)且增多，也就是說摩擦界面產(chǎn)生的氧化產(chǎn)物(TiO2)具有減摩耐磨作用，進(jìn)而大幅度提高了Ti6Al4V基體的抗磨損能力，與圖5和圖6中Re-Ti(N,O)層的摩擦學(xué)性能結(jié)果保持一致.

Fig.7 The worn surface morphology at RT, 200 and 500 ℃: (a, d, g) Ti6Al4V substrate; (b, e, h) Re-Ti(N) layer;(c, f, i) Re-Ti(N,O) layer圖7 室溫、200和500 ℃下磨損表面磨損形貌：(a, d, g) Ti6Al4V基體；(b, e, h) Re-Ti(N)層；(c, f, i) Re-Ti(N,O)層

Fig.8 The element content distribution within the worn surface at RT, 200 and 500 ℃: (a) Ti6Al4V substrate;(b) Re-Ti(N) layer; (c) Re-Ti(N,O) layer圖8 在室溫、200和500 ℃下磨損表面元素含量分布：(a) Ti6Al4V基體；(b) Re-Ti(N)層；(c) Re-Ti(N,O)層

2.4 磨屑顆粒分析

圖10為室溫下摩擦測(cè)試后收集的磨屑顆粒形貌的TEM/SAED照片，Ti6Al4V基體產(chǎn)生的磨屑呈片狀[圖10(a)]，Re-Ti(N)層和Re-Ti(N,O)層產(chǎn)生的磨屑呈不規(guī)則形狀[圖10(b)和(c)].可以看出Re-Ti(N)層和Re-Ti(N,O)層產(chǎn)生的磨屑尺寸明顯小于Ti6Al4V基體產(chǎn)生的，而且SAED分析發(fā)現(xiàn)磨屑均為多晶結(jié)構(gòu)，如圖10(a～c)所示.圖11為室溫收集的磨屑HRTEM的快速傅里葉變換圖(FFT)，可以直觀發(fā)現(xiàn)磨屑均為多晶結(jié)構(gòu).Re-Ti(N)層和Re-Ti(N,O)層的磨屑主要由氮化物和氮氧化物硬脆性顆粒組成，摩擦誘導(dǎo)磨屑顆粒發(fā)生非晶化和產(chǎn)生位錯(cuò)[39]，與摩擦碾壓效應(yīng)致使的磨屑顆粒細(xì)化有關(guān)[40].相較于改性層，Ti6Al4V基體磨屑顆粒納米晶內(nèi)部存在位錯(cuò)以及自身塑性較好，使得磨屑不容易細(xì)化，易形成大尺寸片狀結(jié)構(gòu)[圖10(a)]，根據(jù)磨屑形貌的差異性可以推斷出摩擦界面材料的磨損機(jī)制，Ti6Al4V基體磨損機(jī)理為黏著磨損，而Re-Ti(N)層和Re-Ti(N,O)層磨損過程則主要以磨料磨損為主.

Fig.9 Raman spectra of worn surfaces at RT, 200 and 500 ℃: (a) Ti6Al4V substrate; (b) Re-Ti(N) layer; (c) Re-Ti(N,O) layer圖9 在室溫、200和500 ℃下磨損表面拉曼光譜：(a) Ti6Al4V基體；(b) Re-Ti(N)層；(c) Re-Ti(N,O)層

Fig.10 TEM/SAED morphology of abrasive chips collected after friction test at RT: (a) Ti6Al4V substrate; (b) Re-Ti(N);(c) Re-Ti(N,O)圖10 室溫摩擦測(cè)試后收集的磨屑形貌的TEM/SAED照片：(a) Ti6Al4V基材；(b) Re-Ti(N)層；(c) Re-Ti(N,O)層

圖12和圖13是對(duì)500 ℃摩擦測(cè)試后Ti6Al4V基體、Re-Ti(N)層和Re-Ti(N,O)磨損表面收集磨屑形貌的TEM/SAED照片.Ti6Al4V基體產(chǎn)生的磨屑仍呈片層狀[圖12(a)]，而Re-Ti(N)層和Re-Ti(N,O)層產(chǎn)生的磨屑則呈細(xì)小顆粒狀[圖12(b)和(c)].根據(jù)SAED確定高溫摩擦測(cè)試后所收集的磨屑呈非晶態(tài)，通過HRTEM和FFT轉(zhuǎn)化發(fā)現(xiàn)Ti6Al4V基體磨屑顆粒呈層狀組織結(jié)構(gòu)，在高溫摩擦界面碾壓效應(yīng)作用下，使得Ti6Al4V基體磨損表面的磨屑位錯(cuò)存在不同的運(yùn)動(dòng)趨勢(shì)，促進(jìn)了非晶態(tài)磨屑的產(chǎn)生[圖12(a)]，即高溫測(cè)試條件極大地增大了摩擦界面間的原子活性，增大了磨屑位錯(cuò)活性及加速Ti與氧的化學(xué)反應(yīng).相較于Re-Ti(N)層[圖13(b)]，Re-Ti(N,O) 層氧含量較高，更利于磨屑顆粒細(xì)化，磨屑顆粒的非晶化程度更高[圖13(c)].

2.5 磨損機(jī)理

激光處理后Ti6Al4V表面生成Ti(N)和Ti(N, O)層，大幅度提升Ti6Al4V基體表面強(qiáng)度(表2)；特別是Ti6Al4V基體耐磨損能力得到大幅提升，摩擦性能與摩擦表界面導(dǎo)熱性能密切相關(guān)[41-42].在常見材料中，Ti、TiN、TiO2和Al2O3均表現(xiàn)出偏低的導(dǎo)熱系數(shù)[40]，意味著摩擦配副間材料導(dǎo)熱性差，摩擦熱不斷積聚導(dǎo)致摩擦界面溫度升高，這將加速摩擦界面產(chǎn)生的磨屑與氧發(fā)生化學(xué)反應(yīng)形成含TiO2的磨屑.而在摩擦過程中，磨屑的產(chǎn)生與聚集狀態(tài)極大地影響著摩擦界面的化學(xué)組成及其動(dòng)態(tài)平衡狀態(tài)以及摩擦配副的摩擦磨損行為.對(duì)于Ti6Al4V基體，常溫下Ti6Al4V基體磨屑尺寸較大且呈片狀[圖11(a)]，在干摩擦過程中Ti6Al4V基體產(chǎn)生的磨屑容易發(fā)生塑性變形.激光重熔層產(chǎn)生的磨屑形狀不規(guī)則，由于N的固溶使得磨屑脆性增大，因此發(fā)生脆性斷裂[40]，如圖11(b)和11(c)所示；另外，通過圖13(a)中FFT圖發(fā)現(xiàn)Ti6Al4V基體磨屑中存在大量位錯(cuò)，發(fā)生了嚴(yán)重的塑性變形，圖13(b)和13(c)中FFT圖可以看出激光重熔層產(chǎn)生的磨屑位錯(cuò)較少，這主要是由于溶質(zhì)原子內(nèi)應(yīng)力場(chǎng)的阻礙，從而影響位錯(cuò)的運(yùn)動(dòng)，使得耐磨性增強(qiáng)，磨屑內(nèi)部位錯(cuò)運(yùn)動(dòng)趨勢(shì)較少[43].在高溫干摩擦過程中，金屬和激光重熔層磨屑均會(huì)發(fā)生不同程度的塑性變形，摩擦界面容易積聚熱量，使得接觸表面局部溫度可高達(dá)近千攝氏度，在高能環(huán)境下摩擦界面發(fā)生塑性變形.而累積的塑性變形及摩擦熱進(jìn)一步引起摩擦界面層產(chǎn)生晶粒細(xì)化和加工硬化等結(jié)構(gòu)演變，促使磨屑局部非晶化[17]，如圖13所示.Re-Ti(N,O)層磨損表面產(chǎn)生微細(xì)磨屑，在高溫?zé)嵴T導(dǎo)和機(jī)械摩擦力的協(xié)同作用下，這些磨屑更容易形成具有潤(rùn)滑功效且連續(xù)的摩擦保護(hù)膜，從而顯著抑制摩擦界面的黏著磨損，使得Ti6Al4V表面的Re-Ti(N,O)層具有較低摩擦系數(shù)和優(yōu)異的抗磨損性能.

Fig.11 HRTEM morphology and FFT graph of abrasive chips collected after friction test at RT: (a) Ti6Al4V substrate;(b) Re-Ti(N); (c) Re-Ti(N,O)圖11 室溫摩擦測(cè)試后收集的磨屑形貌的HRTEM照片和FFT照片：(a) Ti6Al4V基體；(b) Re-Ti(N)層；(c) Re-Ti(N,O)層

Fig.12 TEM/SAED morphology of abrasive chips collected after friction test at 500 ℃: (a) Ti6Al4V substrate;(b) Re-Ti(N) layer; (c) Re-Ti(N,O) layer圖12 500 ℃摩擦測(cè)試后收集磨屑形貌的TEM/SAED照片：(a) Ti6Al4V基體；(b)Re-Ti(N)層；(c)Re-Ti(N,O)層

3 結(jié)論

a.采用激光表面氮(氧)化和激光重熔在Ti6Al4V表面原位制備了Re-Ti(N)層和Re-Ti(N,O)層，相對(duì)于Ti6Al4V表面的Ti(N)層和Ti(N,O)層，激光重熔使得Re-Ti(N)層和Re-Ti(N,O)層微觀組織分布更加均勻，晶粒更加細(xì)化.所制備Re-Ti(N)層和Re-Ti(N,O)層不僅顯著提升Ti6Al4V表面硬度，還具有與Ti6Al4V相近的彈性模量，特別是Re-Ti(N,O)層表現(xiàn)出良好的硬彈性，利于提升Ti6Al4V表面耐磨損性能.

Fig.13 HRTEM morphology and FFT graph of abrasive chips collected after friction test at 500 ℃: (a) Ti6Al4V substrate;(b) Re-Ti(N)layer; (c) Re-Ti(N,O) layer圖13 500 ℃摩擦測(cè)試后收集磨屑形貌的HRTEM圖和FFT圖：(a) Ti6Al4V基體；(b) Re-Ti(N)層；(c) Re-Ti(N,O)層

b.制備的Re-Ti(N)層和Re-Ti(N,O)層有助于提升Ti6Al4V表面耐磨損能力，與Re-Ti(N)層相比，在室溫至500 ℃時(shí)，Re-Ti(N,O)層表現(xiàn)為低磨損率和低摩擦系數(shù)，展現(xiàn)出良好的寬溫域摩擦適應(yīng)性.室溫和200 ℃時(shí)，Ti6Al4V基體的磨損機(jī)制主要為磨粒磨損和塑性變形，而Re-Ti(N)層和Re-Ti(N,O)層的磨損機(jī)制主要為磨粒磨損；500 ℃時(shí)，Ti6Al4V、Re-Ti(N)層和Re-Ti(N,O)層磨損行為主要以氧化磨損為主.

c.根據(jù)磨屑微觀組織結(jié)構(gòu)分析明確地證實(shí)了摩擦誘導(dǎo)非晶化作用機(jī)制，Ti6Al4V、Re-Ti(N)層和Re-Ti(N,O)層與Al2O3摩擦配副之間保持著較大摩擦系數(shù)，非晶化機(jī)制和較大的摩擦系數(shù)與這幾種材料的熱導(dǎo)性能密切相關(guān).特別是在500 ℃高溫下摩擦接觸區(qū)氧化膜的形成對(duì)于降低摩擦配副摩擦系數(shù)和磨損率非常有利，氧的加入進(jìn)一步抑制了Ti6Al4V黏著磨損的發(fā)生.