王虎1,2, 趙琳,1, 彭云,1, 蔡嘯濤1, 田志凌1

TiAl基合金(TiAl基金屬間化合物)具有低密度、高比強度、耐腐蝕、優異的抗氧化以及抗蠕變等特性，是一種極具競爭力的新型輕質高溫結構材料，在航空航天、汽車工業等領域的應用潛力巨大[1,2]。然而TiAl基合金的室溫和高溫脆性大，難以加工成形，是限制其作為結構材料大規模推廣應用的主要瓶頸[3]。值得注意的是，采用表面工程技術在基材表面制備TiAl基合金涂層，即能充分發揮TiAl基合金的性能優勢，顯著提高基材表面耐高溫、耐腐蝕等性能，又能克服TiAl基合金加工困難的問題，是一種有效的應用途徑。目前制備TiAl基合金涂層的方法主要有：磁控濺射[4]、離子注入[5]、等離子噴涂[6]、電火花沉積[7]等。上述方法雖然拓展了TiAl基合金的應用領域，但也存在自身的局限性：磁控濺射和離子注入制備的涂層只能達到微米級，僅適合精密零件；等離子噴涂制備的涂層存在孔隙、夾雜、微裂紋等缺陷，并且與基材為機械結合，結合力較低；電火花沉積層的表面質量不易控制，工藝不穩定，生產效率尚有待提高。激光熔化沉積作為一種先進的表面強化技術，具有稀釋率低、組織致密且細小、基材變形小、涂層與基材結合強度高、粉末成分容易調節等優點[8]，因此采用激光熔化沉積制備TiAl基合金涂層具有重要的研究價值和廣闊的應用前景。Carrullo等[9]利用激光熔化沉積在TC4合金表面制備出Ti-48Al-2Nb-2Cr (原子分數，%)合金涂層，涂層的高溫抗氧化能力相較于基材提高10倍。

隨著TiAl基合金激光沉積涂層應用的逐步開展，將不可避免地涉及到潤滑、摩擦和磨損等問題。但是，TiAl基合金涂層的耐磨性能較差，難以在惡劣、復雜的工況條件下長期服役[10]，因此提高TiAl基合金涂層的耐磨性能顯得尤為重要。在TiAl基合金中引入硬質相可以有效提高材料的耐磨性能以及力學性能。例如，He等[11]通過在TiAl基合金中添加TiC硬質相的方法，顯著提高了合金的硬度和耐磨性。眾所周知，TiB2陶瓷硬質相具有硬度高、摩擦系數低、化學穩定性好等特點，并且TiB2與TiAl基合金具有相近的密度和熱膨脹系數以及良好的相容性[10]，同時B元素又能顯著細化TiAl基合金的晶粒尺寸，因此TiB2是TiAl基合金復合材料中最具吸引力的硬質相之一。Cheng等[12]采用粉末冶金法制備TiB2/TiAl復合材料，隨著TiB2含量增加，其耐磨性能也隨之增加。然而截止目前，關于激光熔化沉積制備TiB2/TiAl基合金復合材料的研究尚未見報道，因此本工作以Ti-48Al-2Nb-2Cr合金作為基體材料，利用激光熔化沉積在TC4合金表面制備TiB2增強TiAl基合金復合涂層，為進一步探索TiAl基合金復合材料在表面工程中的應用提供理論參考和實驗范例。

1 實驗方法

沉積材料由Ti-48Al-2Nb-2Cr預合金粉末和TiB2顆粒組成，混合粉末中TiB2的加入量分別為0、10%、20%、30% (質量分數)。Ti-48Al-2Nb-2Cr預合金粉末采用電極感應熔煉氣霧化法制備，形狀主要為球形(見圖1a)，粒徑范圍53~150 μm；TiB2顆粒為不規則的塊狀(見圖1b)，粒徑范圍45~75 μm。基材為TC4合金，基材表面經砂紙逐級打磨后，用無水酒精和丙酮清洗以去除油污。實驗前將混合均勻的復合粉末以及基材放入100℃的干燥箱中烘干0.5 h，去除水分。

圖1

圖1   TiAl合金粉末和TiB2顆粒的SEM像

Fig.1   SEM images of TiAl powders (a) and TiB2 particles (b)

激光熔化沉積設備由六軸聯動機器人、IPG-YLS-6000光纖激光器、DPSF-2雙筒四路同軸送粉器、控制系統以及水冷系統等組成，其中IPG-YLS-6000光纖激光器的最大功率6 kW，波長1070 nm，保護氣和送粉氣均為高純Ar氣，沉積參數為：激光功率1400 kW，掃描速率5 mm/s，送粉率15.6 g/min，送粉氣流量為7 L/min，保護氣流量為15 L/min，預熱溫度為350℃。

用線切割切取金相試樣，試樣經磨光、拋光、Kroll試劑腐蝕后，在GX51型金相顯微鏡(OM)上分析涂層形貌。采用GeminiSEM 300型掃描電子顯微鏡(SEM)觀察試樣的微觀組織，并使用能譜儀(EDS)對涂層微區成分進行分析。物相結構分析在D8 Advance型X射線衍射儀(XRD)上完成。使用EM500-2A型顯微硬度計測量涂層截面的硬度分布，載荷500 g，持續時間10 s，同一深度的區域隨機選取3個點，取平均值。采用Vickers硬度壓痕法在涂層截面上誘發裂紋，載荷為30 kg，通過測量裂紋長度間接計算涂層的斷裂韌性[13]：

式中，KIC為斷裂韌性(MPa·m1/2)，HV為Vickers硬度(N/mm2)，FV為載荷(N)，??L為4個壓痕尖角的裂紋總長度(mm)。通過 式(1)計算KIC，取多次測量結果的平均值。

涂層的二體磨粒磨損實驗在ML-100型銷盤式磨損試驗機上進行，試樣直徑3 mm，載荷7 N，轉速120 r/min，進給量2 mm/r，磨損時間5 min，對磨材料為80 μm砂紙。使用FA2004型電子天平(精度0.1 mg)精確測量磨損失重量，同一成分涂層共進行3次磨損實驗，以磨損率評價涂層的耐磨性能：

式中，ω為磨損率(mg/mm2)，m0為磨損前的質量(mg)，m1為磨損后的質量(mg)，s為磨損面積(mm2)。

采用Quanta650型掃描電鏡(SEM)觀察磨損形貌，分析磨損機理；采用VL2000DX-SVF17SP型3D激光共聚焦顯微鏡表征磨損表面的三維形貌，并計算粗糙度。

2 實驗結果與分析

2.1 涂層的物相結構

圖2為不同TiB2含量涂層的XRD譜。TiAl合金涂層主要由γ-TiAl相以及α2-Ti3Al相組成。添加TiB2后，復合涂層由TiAl合金基體相(γ + α2)以及TiB2相組成，在XRD的測試精度內沒有發現其他物相。隨著TiB2含量增加，TiB2衍射峰的強度逐漸增加，基體相(γ + α2)衍射峰的強度逐漸減弱，這說明TiB2含量增加，致使基體相(γ + α2)的相對含量不斷降低。

圖2

圖2   不同TiB2含量涂層的XRD譜

Fig.2   XRD spectra of coatings with different TiB2 contents

2.2 涂層中部的微觀組織

由TiAl合金涂層中部的OM像(圖3a)和背散射電子像(圖3b)可以看出，其微觀組織為樹枝晶，由白色枝晶組織和灰色枝晶間組織構成。添加TiB2顆粒后(圖4)，復合涂層的微觀組織由TiAl合金基體相和不同形態的第二相組成，基體組織由粗大的樹枝晶轉變為尺寸較小的等軸晶，晶粒尺寸明顯細化，第二相形態主要包括尺寸不同的塊狀(尺寸在20~75 μm之間的大塊標記為A，尺寸在2~10 μm之間的小塊標記為B)、短棒狀(標記為C)以及彎曲的條帶狀(標記為D)，并且隨著TiB2含量增加，第二相數量也逐漸增加。對上述第二相分別進行EDS分析，結果見表1。綜合EDS和XRD結果(圖2)可知，這些第二相為TiB2。大塊TiB2的尺寸(20~75 μm)和形狀接近原始顆粒，這說明在激光沉積條件下直接添加的TiB2顆粒大多沒有熔化。TiB2顆粒的熔點(3225℃)和熔化焓(83.94 kJ/mol)均較高，在激光束短暫的輻射過程中難以被迅速熔化。但是直接添加的TiB2顆粒的外層可以與TiAl合金熔體發生溶解反應[14]：TiAl合金熔體(L) + β + TiB2↔L + β (0.5%TiB2，1485℃)，L + TiB2 ↔ L (1%TiB2，1600℃)，使得溶解出來的Ti和B進入熔體。B在TiAl合金中的固溶度極低，在γ相和α相中的固溶度分別為0.011%和0.003%[15] (原子分數，后文所有元素含量均為原子分數)，所以B在TiAl合金中大多以硼化物的形式存在，主要包括TiB和TiB2。TiAl合金中硼化物的類型與Al含量密切相關，當Al含量≤ 44%時，形成TiB，隨著B含量增加，硼化物由TiB逐漸向TiB2過渡，當Al含量> 44%時，僅形成TiB2[16]。本工作采用的TiAl合金屬于后一種情況，因此TiB2顆粒發生溶解反應后再次析出的硼化物為TiB2。綜上所述，塊狀(2~10 μm)、短棒狀及條帶狀TiB2從尺寸和形貌上都明顯區別于直接添加的TiB2顆粒，因此可以推斷其為“溶解-再析出”機制下原位合成的產物。

圖3

圖3   TiAl合金涂層中部的顯微組織

Fig.3   OM (a) and back-scaterred electron (BSE) (b) images of middle region of the TiAl alloy coating

圖4

圖4   不同TiB2含量涂層截面中部的背散射電子像

Fig.4   Low (a-c) and high (d-f) magnified BSE images of middle region of coatings with 10% (a, d), 20% (b, e), and 30% (c, f) TiB2

表1   圖4復合涂層中第二相的EDS結果 (atomic fraction / %)

Table 1  EDS results of the second phases in the composite coatings in Fig.4

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TiB2為六方晶系，在理想狀態下生長成以(0001)為底面、{1010}為棱面的六棱柱狀形貌[17]。而本工作所得原位生成TiB2的形態呈現塊狀、短棒狀及條帶狀，這主要歸因于Ti-Al-B合金的成分以及激光熔化沉積的快速凝固過程。本工作所選基體合金的初生相為β相，其凝固路徑為[18]：L → L + β → α → α + γ → α2 + γ。根據Ti-Al-B三元相圖液相面的部分投影圖[16]可知，Ti-Al-B合金熔體在降溫過程中會發生共晶反應：L → β + TiB2，由于本工作所選基體合金的Al含量為48%，因此平衡條件下基體合金發生上述共晶反應的B含量大致為1%。在實際凝固過程中，TiB2/TiAl復合涂層激光熔池中總是存在成分起伏、結構起伏以及能量起伏。由前文可知，直接添加的TiB2顆粒外層會與TiAl合金熔體發生溶解反應，釋放出的B原子不斷進入TiAl合金熔體。凝固初期，由于熔體中B含量較高，并且B在TiAl合金熔體中擴散能力較差，極易在固/液界面前沿富集[19]，此時容易析出初生TiB2。這些形核較早的初生TiB2晶核具有較長的生長時間，并且周圍的溫度梯度、溶質條件等動力學因素較為穩定，生長環境近似自由生長，其生長形態主要由TiB2的晶體結構決定，因此生長成近似六棱柱狀形貌，其斷面呈塊狀(圖4中的B)。隨著凝固的進行，B原子不斷被消耗，當B含量降低至1%時，發生共晶反應L → β + TiB2，析出次生TiB2，次生TiB2與基體β相共同耦合生長，其生長受到β相的限制，最終形成短棒狀(圖4中的C)和條帶狀(圖4中的D)。研究[16]表明，在快速冷卻條件下，TiAl合金中的TiB2多呈現彎曲的條帶狀，因此涂層中條帶狀TiB2的出現與激光熔化沉積的快速凝固過程也密不可分。綜上所述，TiB2/TiAl復合涂層中TiB2的析出路徑為：L→L +初生TiB2→初生TiB2 + β +次生TiB2，在此路徑下，初生TiB2在熔池中自由生長，呈現塊狀；熔池中剩余的B原子以次生TiB2的形式與β相共同耦合生長，呈現短棒狀和條帶狀。

對比TiAl合金組織(圖3b)和TiB2/TiAl復合涂層的基體組織(圖4a~c)可以看出，隨著TiB2含量由0增加至10%，復合涂層中部的基體組織由粗大的樹枝晶轉變為尺寸較小的等軸晶，晶粒明顯細化，但繼續增加TiB2含量(20%、30%)并未產生進一步的細化作用。Han等[20]在研究真空電弧爐制備不同含量TiB2的TiAl合金時也發現類似現象，并認為TiB2對TiAl合金的細化作用存在一個閾值，當TiB2含量低于閾值時，沒有明顯的細化作用，當TiB2含量超過閾值時，晶粒細化明顯，但TiB2含量繼續增加對晶粒的影響不大。分析認為，本工作中TiB2顆粒細化TiAl合金的機制主要包括：(1) TiB2與β相之間的錯配度為11%，TiB2作為β相異質形核核心的有效性為中等[21]。未熔化的TiB2以及初生TiB2領先于β相存在于熔池中，在凝固過程中可以有效提高β相的形核率，起到細化晶粒的作用。(2) 次生TiB2與β相共同耦合生長，次生TiB2對β相的長大具有阻礙作用，進一步細化了晶粒。(3) B在TiAl合金熔池中緩慢的擴散速率以及B在固、液兩相中溶解度的差異，導致B容易在固/液界面前沿產生成分過冷[19]，并在固/液界面前沿聚集形成富B的邊界層，該邊界層能夠阻礙β相晶粒長大，進而細化組織。

2.3 涂層界面附近的微觀組織

圖5為不同TiB2含量涂層界面附近的OM像。可以看出，4種涂層的組織致密，未發現裂紋、氣孔等冶金缺陷，基材與涂層之間存在一條連續的白亮結合帶，結合帶下方為TC4合金基材的熱影響區，上方為涂層的柱狀晶區，基材與涂層實現了良好的冶金結合。由于激光熔化沉積特殊的快速加熱、快速冷卻特點，涂層組織形態呈現明顯快速凝固生長特征，由底部沿厚度方向依次為平面晶、柱狀晶和等軸晶。根據凝固理論[22]，涂層的組織形態受控于溫度梯度(G)與生長速率(R)之比(G / R)。熔池底部，由于基材的激冷作用，使得G極大，但該處的瞬時R趨近于零，因此G / R極大，晶體以穩定的平面狀態生長，進而形成平面晶；隨著凝固的進行，熔池的G逐漸減小，R逐漸增大，G / R逐漸降低，并且溶質元素富集導致成分過冷區域不斷擴大，致使組織形態逐漸轉變為柱狀晶甚至等軸晶。

圖5

圖5   不同TiB2含量涂層界面附近的OM像

Fig.5   OM images near the interface of coatings with different TiB2 contents

(a) 0 (b) 10% (c) 20% (d) 30%

由圖5還可以看出，隨著TiB2含量增加，界面附近柱狀晶高度逐漸降低。究其原因：(1) 隨著TiB2含量增加，未熔化的TiB2以及初生TiB2數量增加，異質形核作用增強，等軸晶數量上升。當大量等軸晶位于柱狀晶前沿時，能夠阻礙柱狀晶生長，促進柱狀晶轉變為等軸晶[23]。(2) 隨著TiB2含量增加，熔池中B含量升高，使得液相中更多的B被排斥到固/液界面前沿，造成溶質濃度增加，成分過冷區域擴大，晶體自由生長能力增強，以致柱狀晶不能持續長大而在尖端出現分叉，逐漸轉變為等軸晶。(3) 隨著TiB2含量增加，涂層與基材間的G減小，G / R降低，弱化了柱狀晶的生長趨勢。激光沉積過程中涂層與基材間的G可以表示為[24]：

式中，K為材料的熱導率，T為熔體的液相線溫度，T0為基材溫度，η為激光吸收率，P為激光功率。隨著TiB2含量增加，在相同工藝參數下熔化相同厚度涂層所需要的激光能量降低，使得熔池溫度上升，T0也隨之升高，進而導致G降低(式(3))。綜上所述，TiB2對促進柱狀晶轉變為等軸晶，降低柱狀晶高度具有決定性作用。

2.4 TiB2 含量對涂層顯微硬度的影響

圖6為不同TiB2含量涂層截面顯微硬度分布曲線。可見，硬度由涂層至基材呈現階梯式分布，分別對應涂層、熱影響區以及基材。隨著TiB2含量增加，涂層硬度逐漸增加，其中表面硬度由530.5 HV增加至738.4 HV。分析認為，其強化機理主要包括：(1) Orowan強化，不同形態的TiB2分布在TiAl合金基體上可以阻礙位錯運動，導致位錯在增強相附近形成堆積和纏結，使得位錯開動的外應力增加，硬度得以提高；(2) 細晶強化，添加TiB2顆粒后，基體合金的晶粒明顯細化。依據Hall-Petch效應，晶粒越小，晶界越多，合金硬度也越高。此外，從圖6可以看出，TiB2/TiAl復合涂層的硬度均出現一定幅度的波動，而TiAl合金涂層的硬度卻相對平穩，這主要歸因于TiB2在復合涂層深度方向上分布的不均勻。

圖6

圖6   不同TiB2含量涂層截面的顯微硬度

Fig.6   Microhardness distributions of coatings with different TiB2 contents

2.5 TiB2 含量對涂層斷裂韌性的影響

圖7為載荷30 kg下不同TiB2含量涂層壓痕的形貌。壓痕裂紋長度采用IPP軟件進行統計，并利用 式(1)計算斷裂韌性，結果見表2。可見，隨著TiB2含量增加，復合涂層的斷裂韌性逐漸降低。分析認為：一方面，在壓痕實驗中，基體率先產生變形，但TiB2難以變形，隨著整體變形量的增加，基體與TiB2之間的變形差異逐漸擴大，而2者間的界面又是缺陷的聚集區，基體變形產生的位錯常塞積于此，從而造成局部的應力集中，當應力集中累積到極限時便會在界面處誘發微裂紋，并在加載力的作用下擴展。隨著TiB2含量增加，基體與TiB2之間的界面數量上升，開裂幾率增大，在相同載荷下裂紋更容易萌生與擴展，斷裂韌性也更低。另一方面，材料的硬度與斷裂韌性呈負相關[25]，隨著TiB2含量增加，涂層硬度逐漸增加，而擁有更高硬度的復合涂層常表現出更低的斷裂韌性。

圖7

圖7   不同TiB2含量涂層的壓痕形貌

Fig.7   Indentation morphologies of coatings with different TiB2 contents

(a) 0 (b) 10% (c) 20% (d) 30%

表2   不同TiB2含量涂層的斷裂韌性(壓痕法)

Table 2  Fracture toughness values of coatings with different TiB2 contents (indentation method)

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2.6 TiB2 含量對涂層耐磨性的影響

2.6.1 TiB2含量對磨損率的影響

圖8為不同TiB2含量涂層的磨損率。可見，隨著TiB2含量增加，涂層的磨損率逐漸降低。未添加TiB2時，涂層中不含硬質相，無法有效阻礙磨粒的切削作用，耐磨性較差，磨損率高達3.98 mg/mm2。隨著TiB2含量增加，涂層中硬質相數量增加，硬質相在二體磨粒磨損過程中可以充當耐磨骨架的作用，有效抵抗磨粒的切削作用，耐磨性能顯著提高，TiB2含量為30%時，涂層的磨損率降低至0.42 mg/mm2，僅為TiAl合金涂層磨損率的11%，展現出優異的耐磨性能。

圖8

圖8   不同TiB2含量涂層的磨損率

Fig.8   Wear rates of coatings with different TiB2 contents

2.6.2 TiB2含量對磨損機制的影響

圖9為不同TiB2含量涂層的磨損形貌。圖9a為TiAl合金涂層的磨損形貌，磨損面存在大量連續平行且深而寬的犁溝，部分犁溝邊緣出現層狀折痕(如箭頭所示)，這說明涂層以顯微切削為主，多次塑性變形為輔。當磨粒以滑動方式劃過合金表層時，由于涂層硬度較低且沒有硬質相的保護，磨粒在壓應力與切應力的共同作用下，容易在涂層表面產生推擠變形和碾壓變形，形成犁溝狀磨損劃痕。此外，由于磨粒的反復磨損與加載，材料的加工硬化效應不斷增加，當材料無法通過塑性變形吸收能量時便會誘發裂紋，在隨后的磨損過程中裂紋擴展導致材料脫離磨損面產生磨屑，同時在犁溝邊緣形成層狀折痕，層狀折痕是多次塑性變形后的典型形貌。

圖9

圖9   不同TiB2含量涂層的磨損形貌

Fig.9   Wear morphologies of coatings with different TiB2 contents

(a) 0 (b) 10% (c) 20% (d) 30%

對比圖9b~d可以發現，隨著TiB2含量增加，犁溝的數量、深度以及寬度逐漸減小，犁溝邊緣并未出現層狀折痕，但磨損面均出現剝落坑，這表明TiB2/TiAl復合涂層的磨損機制為顯微切削和微觀斷裂，而不存在多次塑性變形。上述剝落坑的尺寸和形狀接近未熔化的TiB2顆粒，并且數量隨著TiB2含量的升高而增加，這說明磨粒磨損條件下產生的剝落坑與未熔化的TiB2顆粒密切相關。為了探明剝落坑是否歸因于未熔化TiB2顆粒的斷裂或剝落，對磨粒磨損條件下出現的剝落坑進行高倍SEM觀察，如圖10所示。可見，剝落后的區域形成了較深的孔洞，未發生剝落的表面沒有明顯劃痕，也未發生塑性變形，斷口為平整的小平面(I處)。對未發生剝落的表面(I處)進行EDS分析發現，其具體成分(原子分數)為：Ti 23.23%，B 76.77%。綜上可以判定剝落坑的產生主要歸因于未熔化TiB2顆粒與基體的剝離，少數是由于顆粒本身的脆性斷裂。TiB2的硬度和耐磨性均大于基體，基體率先被磨損，導致TiB2凸出于基體，在后續的磨損過程中充當耐磨骨架的作用。首先，未熔化的TiB2顆粒是直接添加進去的，與基體的界面處存在較多缺陷，結合強度較低，在磨損過程中容易在界面處誘發微裂紋，導致未熔化的TiB2與基體發生剝離形成剝落坑，而原位析出的TiB2與基體的界面純凈，且存在固定的取向關系，結合強度較高[20]，在磨損的過程中很難發生剝離。其次，未熔化的TiB2顆粒為硬脆相，在磨粒反復的磨削作用下，容易萌生微裂紋，裂紋擴展后發生脆性斷裂形成剝落坑。

圖10

圖10   磨粒磨損條件下產生的剝落坑的高倍形貌

Fig.10   High power morphology of the spalling pit produced by abrasive particles under abrasive conditions

研究[26]表明，材料發生顯微切削磨損時，磨損率與硬度呈負相關，磨損率與硬度之間的關系為[26]：

式中，WC為顯微切削造成的磨損率，FN為載荷，θ為圓錐形磨粒尖角角度的一半，$\overline{\mathrm{c}\mathrm{o}\mathrm{t}?}$為所有磨粒cotθ的算數平均值。材料發生微觀斷裂磨損時，磨損率與硬度、斷裂韌性呈負相關，它們之間的關系為[27]：

式中，WF為微觀斷裂造成的磨損率，d為磨粒直徑。

綜上所述，TiB2/TiAl復合涂層的磨粒磨損過程是顯微切削和微觀斷裂共同作用的結果，復合涂層由于TiB2含量的不同而導致其硬度和斷裂韌性有所差異，因此2種磨損機制所占權重也不同。TiB2含量為10%時，涂層具有低硬度、高斷裂韌性的特點，因而磨損機制以顯微切削為主，微觀斷裂為輔；隨著TiB2含量增加，涂層硬度增加，斷裂韌性降低，因此顯微切削造成的磨損減少，微觀斷裂造成的磨損增加，磨損機制轉向微觀斷裂；TiB2含量為30%時，涂層的磨損機制以微觀斷裂為主，顯微切削為輔。

由前文分析可知，TiB2含量是決定復合涂層耐磨性的關鍵因素。其原因是：(1) 硬度是衡量耐磨材料的一項重要指標，擁有更高硬度的材料通常具有更優異的耐磨粒磨損性能[26]，隨著TiB2含量增加，涂層硬度逐漸增加，使得磨粒難以刺入復合涂層表面進行犁削運動，磨損程度隨之降低；(2) TiB2具有較高的硬度和耐磨性，鑲嵌在基體上可以阻礙磨粒的壓入與切削，承擔主要的載荷，起到耐磨骨架的作用，避免大量磨粒與基體的直接接觸，降低2者之間的接觸面積，減少磨粒對基體的磨損。TiB2的耐磨骨架作用與其平均間距密切相關。當TiB2含量較低時，TiB2的平均間距大于磨粒尺寸，磨粒容易刺入合金表面，進行長距離的犁削運動，形成大量深而寬的犁溝，隨著TiB2含量增加，其分布更加均勻，平均間距也進一步減小，使得磨粒難以刺入合金表面，即使部分鋒利且迎角合適的磨粒刺入合金表面，在其犁削一段距離后便會遇到堅硬的TiB2，迫使其離開犁溝，從而抑制犁溝的進一步擴展，顯著降低磨損率。

2.6.3 TiB2含量對磨損面粗糙度及其三維形貌的影響

利用3D激光共聚焦顯微鏡觀察涂層磨損后的表面形貌，并計算粗糙度Ra和Rz，用于表征磨損程度(其中，Ra為輪廓算術平均偏差粗糙度，反映輪廓偏離基準面的程度，常用于表示表面粗糙度；Rz為輪廓微觀不平度10點高度，即測量范圍內5個最大輪廓谷深yvi與5個最大輪廓峰高ypi的平均值之和，反映輪廓的最大高度[28])。一般而言，Ra和Rz數值越小，說明磨損表面越光滑，磨損程度越小。不同TiB2含量涂層的Ra和Rz見圖11。可以看出，TiB2含量為0時，Ra和Rz最大，分別達到3.797和77.256 μm，磨損程度最為嚴重；隨著TiB2含量增加，Ra和Rz數值逐漸減小，磨損程度逐漸降低，TiB2含量為30%時，Ra和Rz分別降低至2.067和19.110 μm，磨損程度最小，與前文磨損實驗結果相吻合。

圖11

圖11   不同TiB2含量涂層磨損表面的粗糙度

Fig.11   Roughnesses of wear surface of coatings with different TiB2 contents (Ra—contour arithmetic mean deviation, Rz—ten-point height average)

為了更加直觀地反映磨損形貌，采用3D激光共聚焦顯微鏡對磨損表面的三維形貌進行表征，結果見圖12。紅色代表磨損輪廓的峰高區域，藍色代表磨損輪廓的谷深區域，顏色差異越大，表示磨損程度越嚴重。可見，隨著TiB2含量增加，磨損面的顏色差異逐漸減小，磨損程度逐漸降低，這說明復合涂層中的TiB2可以有效抵抗磨粒的切削作用，顯著提升TiAl合金的耐磨性能。

圖12

圖12   不同TiB2含量涂層磨損表面的3D形貌

Fig.12   3D morphologies of wear surface of coatings with different TiB2 contents

(a) 0 (b) 10% (c) 20% (d) 30%

3 結論

(1) 采用激光熔化沉積在TC4合金表面成功制備出TiB2/TiAl復合涂層，涂層組織形態由底部沿厚度方向依次為平面晶、柱狀晶和等軸晶，隨著TiB2含量增加，柱狀晶高度逐漸降低。

(2) TiB2/TiAl復合涂層由TiAl合金基體相(γ + α2)以及TiB2增強相組成，直接添加的TiB2顆粒大多沒有熔化，但直接添加的TiB2顆粒外層與TiAl合金熔體發生溶解反應后原位析出初生TiB2和次生TiB2，其析出路徑為：L→L +初生TiB2→初生TiB2 + β + 次生TiB2，初生TiB2在熔池中自由生長，呈現塊狀，次生TiB2與β相進行耦合生長，呈現短棒狀和條帶狀。

(3) 隨著TiB2含量由0增加至10%，涂層中部的基體組織由粗大的樹枝晶轉變為尺寸較小的等軸晶，晶粒明顯細化，但繼續增加TiB2含量(20%、30%)并未產生進一步的細化作用。

(4) 隨著TiB2含量由0增加至30%，涂層的表面硬度由530.5 HV增加至738.4 HV，斷裂韌性由7.75 MPa·m1/2降低至3.17 MPa·m1/2，磨損率由3.98 mg/mm2減少至0.42 mg/mm2，并且磨損面的磨損程度及其粗糙度也隨之降低。

(5) 未添加TiB2時，涂層的磨損機制以顯微切削為主，多次塑性變形為輔；TiB2含量為10%時，涂層的磨損機制以顯微切削為主，微觀斷裂為輔；隨著TiB2含量增加，磨損機制逐漸轉向微觀斷裂；TiB2含量為30%時，涂層的磨損機制以微觀斷裂為主，顯微切削為輔。