表面織構化–等離子表面滲鉻復合處理對TA2 純鈦耐磨性的影響*

林乃明，雷 欣，王煥煥，袁 爍，王 強，雷晨慶，閆江山，王瑋華，馬冠水，曾群鋒

（1. 太原理工大學，太原 030024；2. 航空工業(yè)航宇救生裝備有限公司，襄陽 441003；3. 中科院海洋新材料與應用技術重點實驗室/浙江省海洋材料與防護技術重點實驗室，寧波 315201；4. 西安交通大學現(xiàn)代設計及轉子軸承系統(tǒng)教育部重點實驗室，西安 710049）

鈦及鈦合金具有比強度高、彈性模量低、無磁性、無毒、優(yōu)異的耐腐蝕性能及生物相容性等特點，已在航空航天、船舶、海洋、石油化工和生物醫(yī)學等領域得到廣泛應用[1–4]。但鈦及鈦合金硬度低、導熱差、不耐磨，且摩擦過程中黏著磨損傾向大，嚴重威脅著裝備的可靠運行和長壽命服役安全，更是制約鈦及鈦合金應用的主要技術瓶頸[5]。發(fā)生于材料表面的磨損和腐蝕與其表面性能密切相關，采用表面處理來改善和調控鈦及鈦合金的表面性能和服役行為，能夠有效突破其自身防護極限，是解決鈦及鈦合金表面損傷和失效問題的有效途徑[6]。目前，物理氣相沉積、化學氣相沉積、微弧氧化、熔覆、噴涂、熱擴滲等表面技術已被用于鈦及鈦合金的表面強化[7–12]。

除了采用表面技術，恰當?shù)谋砻嫘蚊苍O計亦能改善和調控材料的表面性能和服役行為[13]。仿生研究表明，在大自然優(yōu)勝劣汰的進化法則下，生物體形成了優(yōu)化的結構設計、精巧的材料拓撲和特殊微觀形貌的非光滑體表，使其在特定環(huán)境中表現(xiàn)出優(yōu)異的生存適應性、靈活性和運動平穩(wěn)性[13–14]。受此啟發(fā)，通過形成一定形狀、尺度和分布的凹坑、溝槽或凸起等表面織構，可賦予材料表面減摩、耐磨、疏水、減阻、防污等性能，表面織構已成為摩擦學和表面工程領域的研究熱點之一[15–17]。目前，改善和調控摩擦副材料表面性能和服役行為的表面處理主要有“改性”和“改形”兩大類，表面技術可歸為“改性”措施，而表面織構則屬“改形”方法[11]。兩種手段在改善材料表面摩擦學性能方面各具優(yōu)勢，相關復合處理是實現(xiàn)鈦及鈦合金表面性能和服役行為協(xié)同調控的理想策略[13]。李星亮[18]采用激光表面織構化–滲氮復合處理實現(xiàn)了TA2 純鈦的表面強化，結果表明，表面織構能夠降低摩擦界面接觸面積、抑制黏著磨損，還可以捕捉磨屑、弱化磨粒磨損；滲氮層與純鈦基體結合牢固，硬度高，增強了純鈦的耐磨性。陳運[19]采用激光表面織構化技術在TA2 表面獲得表面織構，再對表面織構化TA2 進行氮離子注入，顯著改善了TA2 在干摩擦和模擬人工體液中的耐磨性。然而，氮化層在高溫條件下耐磨性不足；離子注入層深度有限，等離子表面滲鉻通過鉻元素與鈦元素的互溶度及化學親和性在TA2 表面實現(xiàn)強結合、高性能表面改性層的制備，進而改善TA2 純鈦的耐磨損性能[20]。

本研究以TA2 純鈦（TA2）為研究對象，首先利用激光加工技術在其表面制備圓形凹坑表面織構，再借助等離子表面合金化技術對TA2 基材和表面織構化TA2 進行表面滲鉻處理。研究表面織構化–表面滲鉻復合處理對TA2 摩擦學行為的影響，旨在為表面織構化–表面滲鉻復合處理在改善鈦及鈦合金摩擦學性能的應用提供試驗依據(jù)。研究結果可望滿足鈦及鈦合金在摩擦磨損工況條件下的表面防護需求，實現(xiàn)其表面損傷控制，拓展鈦及鈦合金的應用領域。

1 試驗及方法

材料取自退火態(tài)TA2 棒材，使用電火花線切割機加工成Φ25 mm×5 mm 的試樣。首先用不同粒度的SiC 水磨砂紙對TA2 試樣進行逐級打磨，然后在無水乙醇中超聲清洗，干燥后備用。表面織構制備工藝工序如下： （1）將Auto CAD 繪圖軟件繪制的圓形凹坑（凹坑Φ=300 μm，凹坑間距d=1200 μm）圖案導入到激光劃刻機的專用軟件中； （2）隨后調節(jié)激光器與工件之間的距離并調整激光加工參數(shù)后，啟動激光劃刻機在試樣表面制備圓形凹坑表面織構。其中，激光加工參數(shù)為中心波長1064 nm，標準電壓220 V，輸出功率90%，頻率30 kHz，掃描速度500 mm/s，加工次數(shù)40 次。激光加工處理后，采用自制雙輝等離子表面合金化爐進行鉻改性層的制備。雙輝技術利用輝光放電產生低溫等離子體，借助離子轟擊和原子擴散，可將設定的金屬元素滲入基體材料，形成具有特殊物理、化學性能的表面合金化改性層。其中，TA2 基材和表面織構化TA2試樣為工件極，純度為99.99%的純鉻板為源極（靶材），氬氣為載氣，爐內氣壓35 Pa，滲鉻溫度850 ℃，保溫時間3 h，源極與工件極之間的電壓差250 V，極間距17 mm，占空比80%，完成滲鉻后試樣隨爐冷卻至室溫。

基材和滲層的物相結構利用DX–2700 的X 射線衍射儀和Jade 6.5分析軟件確定。X 射線衍射儀的工作參數(shù)為Cu–Kα 射線為陽極發(fā)射源，波長0.15406 nm、工作電壓40 kV、工作電流30 mA、掃描速度0.03°/s、掃描步長0.02°、掃描范圍（2θ）10°～80°。試樣微觀組織表面、截面和磨痕形貌以及元素含量分布利用TESCAN VEGA2 XMU 掃描電子顯微鏡（SEM）和EDS 能量譜儀分別進行表征和測定。截取滲鉻TA2的橫斷面，鑲嵌、打磨、拋光后，采用Kroll 侵蝕劑（體積分數(shù)為2% HF 和4% HNO3的水溶液）對滲鉻TA2 金相試樣進行侵蝕。

TA2 基體和鉻層的表面硬度使用HV–1000A 顯微硬度計測定。其中，載荷分別選取100 g、200 g、300 g，加載時間為15 s，取5 個隨機測量點的平均值為試樣硬度。在HT–4001 型高溫摩擦磨損試驗機上進行室溫和600 ℃溫度下的干摩擦滑動試驗，Al2O3陶瓷球為摩擦配副（硬度>1500HV），載荷10 N，測試時間15 min，滑動速度200 r/min，回轉半徑3 mm。通過AUW220D 電子分析天平（精度0.01 mg）稱量磨損前后試樣的質量，從而確定出不同測試試樣的平均磨損失重（3 次平行試樣）。

2 結果與討論

2.1 特征分析

圖1 為TA2 基材表面預設的圓形凹坑織構的SEM 形貌（已去除邊緣毛刺）。表面織構（Laser surface texturing，LST）的形成僅依靠激光束對材料累積刻蝕，是一種“減材”的加工方法。當高能量的激光作用于TA2 表面，被加工區(qū)域會出現(xiàn)材料熔化現(xiàn)象，在高反沖壓力的作用下，部分熔融材料向凹坑邊緣涌出，部分材料則在凹坑內重新凝固，形成圖1 中的形貌特征，對照標尺，可以發(fā)現(xiàn)本研究制備的圓形凹坑直徑和間距與預設值基本一致。

圖1 TA2 表面的圓形凹坑表面織構Fig.1 Circular dimple surface texture on TA2 surface

TA2 基材經滲鉻處理、砂紙打磨后，表面平整、連續(xù)，呈銀灰色，有一定的光反射能力。鉻層表面的微觀組織形貌如圖2 所示，可觀察到鉻層表面連續(xù)、致密，沒有孔洞、縫隙和裂紋。而且滲鉻TA2 表面分布著均勻細小的晶粒，這是由于等離子表面滲鉻時，輝光放電產生的氬離子在電場作用下向純鉻源極和TA2 工件極表面運動，并產生離子轟擊效應，從而使得純鉻源極和TA2 工件表面溫度升高。而源極中被轟擊出來的鉻原子，被吸附于TA2 表面，形成鉻原子的高濃度梯度，并在高溫下擴散至TA2 工件表面一定深度，形成鉻擴散層[20]。隨著擴散的進行，鉻原子濃度梯度逐漸降低，從純鉻源極中被轟擊出來的鉻原子在滲層表面聚集，形成一層鉻的沉積層[20–22]。鉻層表面區(qū)域能譜測量結果可確定出，鉻層表層的Ti 質量分數(shù)為5.16%，Cr 為94.84%，如圖2（b）所示。

圖2 TA2 表面鉻層的表面形貌和局部成分Fig.2 Surface morphology and local composition of chromizing coating on TA2

圖3 是鉻層截面形貌和成分的表征結果。由圖3（a）可以進一步發(fā)現(xiàn)，TA2 表面的鉻層完整、均勻，滲層與基體之間結合緊密，沒有裂紋和孔洞等缺陷；由圖3（a）中的標尺可確定出鉻層的厚度約為55 μm。如圖3（b）所示，鉻層區(qū)域的EDS 能譜測量結果表明，鉻層截面處Ti 質量分數(shù)為6.73%，Cr 為93.27%，這與圖2（b）的分析結果相近。圖3（c）進一步驗證了鉻層的形成和鉻元素的梯度分布特征[22]。

圖3 TA2 表面鉻層的截面形貌、局部成分和元素分布Fig.3 Cross-sectional morphology, local composition and elemental distribution of chromizing coating on TA2

圖4 為TA2 表面鉻層的XRD圖譜，可以發(fā)現(xiàn)鉻層內的相組成除了有Cr 和Ti 外，還有CrTi 和Cr2Ti 化合物相，這是由于鉻能固溶于鈦晶格中形成固溶體，與鈦形成化合物；而鉻層內的固溶體和化合物相的存在能夠顯著提高TA2 的表面硬度，這有利于改善其抗塑性變形能力和耐磨損性能[22]。

圖4 TA2 表面鉻層的XRD 圖譜Fig.4 XRD pattern of chromizing coating on TA2

圖5 為TA2 基材和TA2 表面鉻層的表面硬度對比?？梢园l(fā)現(xiàn)，對TA2 進行滲鉻處理后，表面硬度顯著提高。此外，在不同載荷下，鉻層的硬度值未出現(xiàn)明顯變化，說明擴滲層對沉積層有很好的支撐，鉻層與TA2之間亦沒有性能突變區(qū)域[20–22]。

圖5 TA2 和TA2 表面鉻層的表面硬度Fig.5 Surface hardness of TA2 and chromizing coating on TA2

2.2 摩擦學行為

圖6 為室溫下TA2 表面織構化（LST）、滲 鉻（Cr）和 復 合 處 理（LST+Cr）的TA2 試樣的摩擦系數(shù)變化曲線。可以看到，雖然4 種試樣的摩擦系數(shù)變化相似，均表現(xiàn)出增大—減小—增大的變化趨勢，且最后均趨于平穩(wěn)。其中前3 種試樣在摩擦的開始階段，由于兩個摩擦面上分布有眾多微凸體，表面粗糙度較大，此時摩擦系數(shù)迅速增大；隨后經過一段不穩(wěn)定的跑合階段，摩擦系數(shù)短時間下降并逐漸趨于穩(wěn)定。另外，由于對磨球的表面有一層氣體分子膜，在摩擦初期也會起到一定的潤滑作用，所以摩擦系數(shù)出現(xiàn)略微的下降，隨著摩擦的不斷進行，氣體分子膜發(fā)生破壞，引起摩擦系數(shù)不斷增大，最后趨于穩(wěn)定[23]。尤其是織構化試樣的摩擦系數(shù)與基體相比波動較平穩(wěn)，這是由于表面織構可以捕獲和儲存磨屑，很大程度減少了“三體”磨損的發(fā)生[16–17，24]。然而，滲鉻處理的TA2試樣由于表面硬度的增加，導致其總的摩擦系數(shù)明顯高于前兩種試樣。同理，復合處理的TA2 試樣摩擦系數(shù)也顯著增大，而且表面粗糙度更大，磨損過程產生的磨屑中由于含有更多的鉻而硬度高，同樣也會增大摩擦系數(shù)。因此，其摩擦系數(shù)波動程度雖然有所增大，但整體高于其他3 種試樣。

圖6 TA2 試樣室溫摩擦磨損的摩擦系數(shù)Fig.6 Friction coefficients of TA2 samples at room temperature

圖7 為TA2 的室溫摩擦磨損不同放大倍數(shù)的磨痕微觀形貌?？梢钥闯?，磨痕完整連續(xù)，磨痕寬度在滑動方向上的變化不明顯，磨損表面出現(xiàn)深溝槽、撕裂坑、分層和嚴重的塑性變形等特征，這表明發(fā)生了磨粒磨損、黏著磨損和疲勞磨損。由于TA2表面硬度較低，磨損時在載荷的作用下對磨面壓入深度相對較大，造成TA2 表面產生塑性變形和犁溝，在反復摩擦過程中，表面的塑變區(qū)域會產生加工硬化并最終剝落形成撕裂坑，而剝落的顆粒會進一步形成磨粒磨損[21–22，25]。另 外，對 磨 球 與TA2 純鈦剛開始接觸時，接觸面積較小，滑動過程中金屬表面會產生瞬時的高溫，從而發(fā)生黏結，然后在剪切力的作用下，黏結處會發(fā)生撕拉現(xiàn)象。黏結點不斷地形成和破壞，這一動態(tài)循環(huán)過程最終形成了黏著磨損。根據(jù)表1 的摩擦表面的能譜分析結果可知，試樣在界面摩擦熱的作用下發(fā)生了易氧化元素鈦的氧化反應，從而加速了摩擦界面的持續(xù)氧化[25]。

表1 TA2 室溫摩擦磨損的能譜分析結果Table 1 EDS analysis results of TA2 sample after tribological test at room temperature

圖7 TA2 試樣室溫摩擦磨損不同放大倍數(shù)的磨痕微觀形貌Fig.7 Wear track microstructural morphologies of TA2 sample at room temperature with different magnifications

圖8 為表面織構化TA2 的室溫摩擦磨損不同放大倍數(shù)的磨痕微觀形貌，從圖8（a）可以看出，均勻分布的織構使得磨痕不連續(xù)，織構單元也發(fā)生變形并受到磨損；由圖8（b）和（c）可見，相比TA2 基體，磨痕變窄，磨痕表面犁溝現(xiàn)象減輕。這是由于表面織構的存在減小了對磨接觸面積，從而降低了黏著磨損發(fā)生的概率，因此織構化表面的撕裂坑較TA2基體表面明顯減少，這說明表面織構可以降低磨損[16–17]。此外，從圖8（d）中可以看出，由于織構可以儲存磨屑，減少了磨屑的堆積，避免了部分“三體磨損”的發(fā)生，這使得表面織構化TA2 的犁溝相對較少[24]。由此可知，織構表面的磨損機理為輕微的黏著磨損和磨粒磨損。根據(jù)表2 中測試點的能譜結果，也可判定摩擦界面同樣發(fā)生了鈦元素的氧化反應[25]。此外，由于激光加工過程屬于金屬燒蝕過程，這導致凹坑表面織構內的氧含量成分更高。

表2 表面織構化TA2 試樣室溫摩擦磨損的能譜分析結果Table 2 EDS analysis results of surface textured TA2 sample after tribological test at room temperature

圖8 表面織構化TA2 試樣室溫摩擦磨損不同放大倍數(shù)的磨痕微觀形貌Fig.8 Wear track microstructural morphologies of surface textured TA2 sample at room temperature with different magnifications

圖9 為TA2 表面鉻層的室溫摩擦磨損不同放大倍數(shù)的磨痕微觀形貌。相比TA2 基體的磨痕，滲鉻后的磨痕寬度略有增加，總體表現(xiàn)為黏著磨損和磨粒磨損的混合形式[26]，從圖9（b）和（c）可以看出，磨痕表面的犁溝少而深，并有明顯的黏著和分層現(xiàn)象，同時伴隨有塑性流變。這是由于鉻層是在離子濺射條件下堆積而成，其表面有一定的粗糙度。在摩擦初期，磨損現(xiàn)象較為嚴重，磨損顆粒較多，同時由于鉻層硬度較高，在磨損過程中產生的高硬度磨屑會導致更嚴重的犁削[25–27]。而在摩擦過程中產生的熱量只能通過摩擦副材料的表面，傳遞或輻射傳向遠離摩擦面來進行耗散，但摩擦熱的產生速率遠遠大于其耗散速率，從而在接觸表面造成熱積累，且隨著摩擦的不斷進行，摩擦面的溫度在短時間內達到高峰，同時摩擦表面發(fā)生鈦和鉻的氧化，生成一層脆性氧化物，如表3 所示[25]。由于摩擦過程的進行，氧化膜無法持續(xù)生成，在剪切力的作用下，氧化層與摩擦對偶在摩擦過程中發(fā)生撕裂，繼而發(fā)生分層或剝落形成磨粒，加之微凸峰被切削也會產生磨粒，從而合金層發(fā)生磨粒磨損[28]。

圖9 TA2 表面鉻層室溫摩擦磨損不同放大倍數(shù)的磨痕微觀形貌Fig.9 Wear track microstructural morphologies of chromizing coating on TA2 at room temperature with different magnifications

表3 TA2 表面滲鉻層室溫摩擦磨損的能譜分析結果Table 3 EDS analysis results of chromizing coating on TA2 after tribological test at room temperature

圖10 為復合處理TA2 的室溫摩擦磨損不同放大倍數(shù)的磨痕微觀形貌。與圖9（a）相比，圖10（a）的磨痕寬度較窄，說明表面織構減小了鉻層的摩擦磨損。從圖10（b）和（c）中可看出，沿著滑動方向，磨痕上有許多深色黏結塊，說明發(fā)生了黏著磨損。另外，能譜測試點1 中存在鉻元素的分布，這說明鉻層并沒有完全被磨穿，也進一步驗證了鉻層的耐磨能力，有效保護了TA2 基體。結合能譜分析結果（表4），從圖10（d）也可發(fā)現(xiàn)，織構中儲存有大量的磨屑和鈦與鉻的氧化物，而且磨痕表面僅存在很淺的犁溝。這也說明復合處理表面的磨損機理為黏著磨損、輕微磨粒磨損，并伴有氧化磨損。3 種處理試樣及光滑試樣磨損表面的磨痕輪廓和三維形貌如圖11 和12 所示，TA2 基體的磨痕深度和寬度較大，即遭受更大的破壞。就磨痕輪廓數(shù)據(jù)而言，復合處理試樣表現(xiàn)優(yōu)異的耐磨損性能。

圖10 復合處理TA2 室溫摩擦磨損不同放大倍數(shù)的磨痕微觀形貌Fig.10 Wear track microstructural morphologies of duplex treated TA2 at room temperature with different magnifications

表4 復合處理TA2 室溫摩擦磨損的能譜分析結果Table 4 EDS analysis results of duplex treated TA2 after tribological test at room temperature

圖11 TA2 試樣室溫摩擦磨損的磨痕輪廓Fig.11 Wear track profiles of TA2 samples at room temperature

圖12 各試樣的三維磨痕形貌Fig.12 Three-dimensional wear track morphologies of samples

圖13 為600 ℃溫度下TA2，表面織構化（LST）、滲鉻（Cr）和復合處理（LST+Cr）的TA2 試樣的摩擦系數(shù)變化曲線?？梢钥吹剑啾仁覝叵碌哪Σ料禂?shù)，高溫下4 種試樣的摩擦系數(shù)均比較低，且在0.25～0.5 內波動。這主要是高溫環(huán)境下，由于摩擦熱及環(huán)境熱的綜合作用，材料易發(fā)生氧化，而氧化膜的生成又可防止對磨副的磨損破壞。此外，通過對比4種試樣的摩擦系數(shù)可以發(fā)現(xiàn)，滲鉻（0.35）、織構表面織構化（0.30）和復合處理（0.28）的摩擦系數(shù)都比基體（0.42）小，且波動比較穩(wěn)定，說明在高溫環(huán)境下受到磨損時，表面織構和等離子滲鉻處理都對TA2 具有保護作用。其中，復合處理TA2 的摩擦系數(shù)最小，大約在0.28，復合處理實現(xiàn)了TA2 基體表面強化，并改善了摩擦界面的接觸狀態(tài)[24]。

圖13 TA2 試樣600 ℃摩擦磨損的摩擦系數(shù)Fig.13 Friction coefficients of TA2 samples at 600 ℃

圖14 為TA2 試樣600 ℃摩擦磨損不同放大倍數(shù)的磨痕微觀形貌?？梢钥闯?，基體高溫摩擦磨損后表面呈層狀結構，這是由于在600 ℃時鈦合金表面發(fā)生軟化，黏著磨損趨勢明顯上升，在摩擦磨損過程中不斷以剝層的方式脫落磨屑，形成磨痕為層狀的磨削結合體[23–29]。結合表5 中的能譜分析結果，可確定圖14（b）中磨痕表面存在一些白色氧化物小顆粒，這是由于在600 ℃時，氧化形成TiO2硬質顆粒無法與磨屑膠合在一起，被擠壓到磨痕的邊緣部位。因此，高溫下TA2 合金的磨損機理主要為黏著磨損和氧化磨損。

圖14 TA2 試樣600 ℃摩擦磨損不同放大倍數(shù)的磨痕微觀形貌Fig.14 Wear track microstructural morphologies of TA2 sample at 600 ℃ with different magnifications

表5 TA2 試樣600 ℃摩擦磨損的能譜分析結果Table 5 EDS analysis results of TA2 sample after tribological test at 600 ℃

圖15 為表面織構化TA2 的600 ℃摩擦磨損不同放大倍數(shù)的磨痕微觀形貌?？梢钥闯?，織構化TA2試樣的磨損表面特征與基體相似，出現(xiàn)了部分層狀結構，表明發(fā)生了黏著磨損。相較于基體，織構化TA2 試樣的分層區(qū)域較小，這主要是織構單元的存在降低了實際接觸面積，從而減緩了TA2 試樣黏附傾向[16]。因此，織構化TA2 的表面磨痕較光滑，磨痕較窄，如圖15（a）所示。表面織構降低了實際接觸面積，氧化反應減弱，表現(xiàn)為摩擦界面的氧含量輕微降低，如表6 所示。

圖15 表面織構化TA2 試樣600 ℃摩擦磨損不同放大倍數(shù)的磨痕微觀形貌Fig.15 Wear track microstructural morphologies of surface textured TA2 sample at 600 ℃with different magnifications

表6 表面織構化TA2 試樣600 ℃摩擦磨損的能譜分析結果Table 6 EDS analysis results of surface textured TA2 sample after tribological test at 600 ℃

圖16 為TA2 表面鉻層的600 ℃摩擦磨損不同放大倍數(shù)的磨痕微觀形貌?？梢钥闯?，磨痕沒有發(fā)生大面積的剝層現(xiàn)象和層狀膠合體，說明高溫環(huán)境下，鉻層表面黏著現(xiàn)象不明顯，而這主要因為鉻層增加了基體表面的硬度，高溫條件下鉻層軟化現(xiàn)象不明顯，在磨損過程中難以發(fā)生塑性變形，摩擦副微凸體難以有效壓入鉻層進行切削，從圖16（c）中可看出，磨痕表面有很多細小的磨屑，這是由于在對磨球的作用下，磨痕底部會產生一些溝槽同時伴隨有部分膜層脫落，相對于TA2 基體，鉻層有效降低了摩擦副的磨損，導致磨損程度不嚴重。另外，在600 ℃溫度下，鉻元素、鈦元素與氧元素發(fā)生氧化反應，表面會生成致密的氧化膜，從而具有減摩作用。從圖16（d）可看出，磨痕中心存在一定深度的溝槽，這是由于高硬度鉻層和表面氧化層在載荷的循環(huán)作用下產生了一定的磨屑，這些高硬度的磨屑使磨痕產生犁溝，但與基體相比磨損較輕。這進一步說明鉻層在高溫環(huán)境下的磨損機理主要為磨粒磨損和氧化磨損[30]，如表7 所示。

表7 TA2 表面滲鉻層600 ℃摩擦磨損的能譜分析結果Table 7 EDS analysis results of chromizing coating on TA2 after tribological test at 600 ℃

圖16 TA2 表面鉻層600 ℃摩擦磨損不同放大倍數(shù)的磨痕微觀形貌Fig.16 Wear track microstructural morphologies of chromizing coating on TA2 at 600 ℃ with different magnifications

圖17 為復合處理TA2 的600 ℃摩擦磨損不同放大倍數(shù)的磨痕微觀形貌。從圖17（a）可以看出，磨痕寬度較均勻，相較于鉻層的磨損形貌，磨痕明顯變窄，磨痕上出現(xiàn)少量的深色黏結塊，說明發(fā)生了黏著磨損,由于表面織構的存在，磨痕表面幾乎未發(fā)現(xiàn)犁溝。此外，由表8 可知，復合處理TA2 在磨損過程中的氧化弱于TA2 基體。因此，與TA2 基體磨痕形貌、磨痕輪廓（圖18）及三維形貌（圖19）對比可發(fā)現(xiàn)，復合處理的磨損明顯比TA2 基體更為輕微，說明在高溫條件下，鉻層和表面織構化改善了TA2 鈦合金的摩擦磨損性能，這與圖11 中的摩擦系數(shù)變化規(guī)律一致。

圖17 復合處理TA2 試樣600 ℃摩擦磨損不同放大倍數(shù)的磨痕微觀形貌Fig.17 Wear track microstructural morphologies of duplex treated TA2 at 600 ℃ with different magnifications

圖18 TA2 試樣600 ℃摩擦磨損的磨痕輪廓Fig.18 Wear track profiles of TA2 samples at 600 ℃

圖19 各試樣的三維磨痕形貌Fig.19 Three-dimensional wear track morphologies of samples

表8 復合處理TA2 試樣600 ℃摩擦磨損的能譜分析結果Table 8 EDS analysis results of duplex treated TA2 after tribological test at 600 ℃

圖20 為不同TA2 試樣室溫和600 ℃摩擦磨損的磨損失重柱形圖，可以看出，在相同測試條件下TA2試樣的磨損失重均明顯高于其他試樣，說明文中所述的相關處理方式均能夠改善TA2 的耐磨性。激光表面織構化和等離子滲鉻在不同程度上也改善了TA2 的耐磨性，但兩種工藝的作用機理不同，導致其具有不同的磨損形式。復合處理的TA2 合金試樣失重最低，表現(xiàn)出了更強的耐磨性。因此，可確定出在本研究試驗條件下，表面織構化–等離子表面滲鉻復合處理能夠顯著提高TA2 純鈦合金的耐磨性。此外，對比相同TA2 試樣在室溫和600 ℃摩擦磨損的磨損失重可知，600 ℃下的磨損失重均低于室溫下的結果，這是由于不同TA2 試樣在兩種溫度下的磨損機理存在區(qū)別[28，30]。表9 給出了不同TA2 試樣的磨損特征參數(shù)數(shù)值。復合處理對TA2 耐磨性能的提升可以總結為以下原因： （1）通過雙輝等離子化工藝在TA2 表面形成含有高硬度CrTi 和Cr2Ti 物相的鉻層，使得鉻層具有高硬度并提高了塑性變形抗力，從而有效降低了黏著磨損。（2）表面織構化通過減小實際接觸面積，可以有效降低摩擦界面的黏附傾向，并且捕捉和儲存磨屑的積極作用將有效降低磨痕表面的磨粒磨損[16–17]，表面織構化技術–雙輝等離子合金化技術的復合處理發(fā)揮了兩種技術的協(xié)同優(yōu)勢[24]，復合處理TA2 試樣表現(xiàn)出優(yōu)異的耐磨性能。

圖20 TA2 試樣室溫和600 ℃摩擦磨損的磨損失重Fig.20 Mass losses of TA2 samples at room temperature and 600 ℃

表9 TA2 試樣室溫和600 ℃摩擦磨損的相關結果Table 9 Results of TA2 samples after tribological test at room temperature and 600 ℃

3 結論

（1）利用激光加工技術在TA2純鈦表面制備了圓形凹坑表面織構，同時借助等離子表面合金化技術實現(xiàn)了TA2 表面滲鉻，獲得了連續(xù)、致密的鉻層，鉻層厚度為55 μm，涂層與基體結合良好，主要由固溶體和CrTi、Cr2Ti 化合物相構成。與TA2基體對比，鉻層表面硬度提高了近兩倍。

（2）在室溫下的摩擦磨損測試表明，相對于TA2 純鈦基體，織構化處理試樣、合金化試樣、復合處理試樣的磨損失重分別減少了72.7%、29.9%、77.2%。

（3）在600 ℃溫度下的磨損失重排序為TA2>TA2–LST>TA2–Cr>TA2–LST+Cr，可見復合處理可以顯著提高TA2 純鈦的磨損性能，這主要歸功于織構化技術可改善接觸表面狀態(tài)，減弱摩擦界面的黏附傾向及磨粒引發(fā)的三體磨損，同時鉻層可顯著提高TA2 純鈦的硬度和耐磨性。