面向航空航天異質(zhì)鈦合金構(gòu)件界面可靠性設(shè)計(jì)的沉積順序優(yōu)化準(zhǔn)則——基于TC4-TA15復(fù)合材料拉伸斷口形貌演變、磨痕輪廓三維量化及磨損表面物相深度解析的綜合實(shí)驗(yàn)論證

1、引言

TC4(Ti-6Al-4V)、TA15(Ti-6.5Al-2Zr-1Mo-1V)等鈦合金因具備高比強(qiáng)度[1-2]、優(yōu)異的耐腐蝕性與高溫穩(wěn)定性，被廣泛應(yīng)用于航空航天、生物醫(yī)學(xué)等高端領(lǐng)域[3]。擴(kuò)散焊、電子束焊等傳統(tǒng)焊接技術(shù)雖能實(shí)現(xiàn)鈦合金的異質(zhì)連接，卻難以避免熱影響區(qū)脆化、殘余應(yīng)力集中等問題[4]。激光增材制造技術(shù)憑借逐層熔融沉積的特點(diǎn)，可實(shí)現(xiàn)材料成分-結(jié)構(gòu)的梯度化設(shè)計(jì)，因此得到了廣泛應(yīng)用[5]。然而，異質(zhì)鈦合金復(fù)合材料的界面結(jié)合強(qiáng)度、耐磨性等常因界面處成分與組織的突變發(fā)生劣化，成為制約其使用可靠性的關(guān)鍵瓶頸[6]。Zhao等[7]研究發(fā)現(xiàn)，Ti/Ni/Ti異質(zhì)結(jié)構(gòu)表現(xiàn)出類似加工硬化的特性，而Ni/Ti/Ni結(jié)構(gòu)的層間流變差異較為顯著，易破壞鍵合界面并降低界面結(jié)合質(zhì)量。黃宏康等[8]制備TiC/TC4復(fù)合材料時(shí)發(fā)現(xiàn)，材料中的TiC主要以未溶TiC、共晶TiC及沉淀析出TiC三種形態(tài)存在，且熔池內(nèi)外TiC的尺寸與數(shù)量差異顯著，其中共晶TiC與β-Ti之間沒有明顯的取向關(guān)系，而共晶TiC、晶粒內(nèi)TiC均與α'-Ti存在顯著的取向關(guān)系。

此外，摩擦學(xué)在國(guó)民經(jīng)濟(jì)發(fā)展與人類文明進(jìn)步中發(fā)揮著至關(guān)重要的作用。高摩擦系數(shù)材料在摩擦傳動(dòng)、防滑制動(dòng)等領(lǐng)域中的應(yīng)用，對(duì)社會(huì)發(fā)展起到了積極的推動(dòng)作用。Zhang等[10]采用一次軋制工藝制備出AlCrTiN/6061"砂漿-磚"型層狀復(fù)合材料，其摩擦系數(shù)處于0.379~0.437區(qū)間，可滿足汽車輕量化與高性能制動(dòng)的應(yīng)用需求。Li等[11]制備了新型MoB/Cu層狀復(fù)合材料，研究發(fā)現(xiàn)MoB陶瓷層能顯著改善銅基復(fù)合材料的摩擦磨損性能，且摩擦過程中生成的潤(rùn)滑膜主要由MoO?、Al?O?和Fe?O?組成。黃飛龍等[12]在TC4鈦合金表面上制備了Ti-Al-N涂層。該復(fù)合涂層的顯微硬度可達(dá)基體的2.14倍，涂層中的增強(qiáng)相有效提升了基體的耐磨性能，使材料磨損率較TC4基體降低41.34%。

近年來(lái)，關(guān)于異質(zhì)界面性能優(yōu)化的相關(guān)研究多聚焦于單一材料體系、涂層結(jié)構(gòu)設(shè)計(jì)[13-15]或僅關(guān)注異質(zhì)界面的力學(xué)性能表征[16-17]，而關(guān)于鈦合金異質(zhì)界面在沉積順序調(diào)控下的拉伸與磨損性能協(xié)同優(yōu)化，目前仍缺乏系統(tǒng)性研究。現(xiàn)有研究結(jié)果表明，沉積順序可通過影響熔池?zé)崃W(xué)條件與元素?cái)U(kuò)散行為，改變界面相組成及缺陷分布特征。Iams等[18]采用定向能量沉積技術(shù)制備了兩種不同沉積順序的GRCop-42/Alloy718雙金屬材料。研究發(fā)現(xiàn)：當(dāng)先沉積Alloy718合金時(shí)，稀釋作用與對(duì)流混合會(huì)導(dǎo)致GRCop-42沉積層中的Ni、Fe元素含量升高，有利于α-Cr固定相的形成；當(dāng)沉積順序反轉(zhuǎn)時(shí)，可在GRCop-42材料中觀察到Nb沉淀物。Jiao等[19]采用激光熔融沉積法制備了層狀結(jié)構(gòu)的TC4-(TiB+TiC)/TC4復(fù)合材料。結(jié)果表明：當(dāng)將(TiB+TiC)/TC4層沉積于TC4層之上時(shí)，液態(tài)鈦既會(huì)在增強(qiáng)相(TiB晶須、TiC顆粒)表面發(fā)生異質(zhì)形核，也會(huì)發(fā)生均勻形核，大幅促進(jìn)了柱狀晶向等軸晶的轉(zhuǎn)變，最終形成界面清晰、無(wú)明顯過渡層的形貌；反之，當(dāng)將TC4層沉積于(TiB+TiC)/TC4層之上時(shí)，熔池底層會(huì)出現(xiàn)少量分布不均的(TiB+TiC)形核顆粒，形成了區(qū)別于TC4層與(TiB+TiC)/TC4層的層間過渡層，進(jìn)而促進(jìn)了等軸組織的形成。盡管已有上述研究，但沉積順序如何通過調(diào)控界面微觀結(jié)構(gòu)實(shí)現(xiàn)界面強(qiáng)韌性與耐磨性的協(xié)同提升，仍是目前亟待解決的科學(xué)問題。

本文以TC4-TA15異質(zhì)鈦合金為研究對(duì)象，系統(tǒng)對(duì)比了I型(TC4/TA15)與II型(TA15/TC4)兩種沉積順序?qū)Σ牧辖缑胬煨阅芗澳Σ聊p行為的影響，揭示了沉積順序-微觀結(jié)構(gòu)-磨損機(jī)制的跨尺度關(guān)聯(lián)規(guī)律。本研究的創(chuàng)新點(diǎn)主要體現(xiàn)在兩方面：1)構(gòu)建了界面梯度遞增模型，為異質(zhì)材料界面磨損性能的測(cè)定提供了新的技術(shù)策略；2)提出了沉積順序調(diào)控的跨尺度理論模型，明確了沉積順序-元素?cái)U(kuò)散-界面性能之間的內(nèi)在關(guān)聯(lián)。

2、材料和方法

2.1 樣品制備

本試驗(yàn)所用材料為鍛造TC4合金基材、鍛造TA15合金基材，以及氣霧法制備的TC4合金球形粉末、TA15合金球形粉末，所有粉末的粒度范圍均為53~150 μm。其中，圖1(a)、(b)為TC4粉末的掃描電鏡(SEM)形貌與粒度分布結(jié)果，圖1(c)、(d)為TA15粉末的SEM形貌與粒度分布結(jié)果。由圖1可清晰觀察到，所用粉末球形度良好、表面光滑。該形貌特征保障粉末具備優(yōu)異的流動(dòng)性能。兩種鈦合金粉末的詳細(xì)化學(xué)成分如表1所示。在增材制造試驗(yàn)前，對(duì)基板表面進(jìn)行打磨處理，以提升沉積層與基板的結(jié)合強(qiáng)度；同時(shí)將粉末置于惰性氣氛中，在100 ℃條件下烘干6 h，完成粉末預(yù)處理。

表1 TC4和TA15材料的化學(xué)成分(質(zhì)量分?jǐn)?shù)，%)

本研究采用YLS-2000型光纖激光器(聚焦光斑直徑為4 mm)，在氬氣保護(hù)氣氛下利用矩形波紋管結(jié)構(gòu)開展增材制造試驗(yàn)。試驗(yàn)設(shè)備如圖2(a)所示，激光噴嘴結(jié)構(gòu)示意圖如圖2(c)所示。試驗(yàn)設(shè)定激光功率為2400 W、掃描速度為10 mm/s，沉積層單層高度為0.6 mm。基于上述工藝參數(shù)與試驗(yàn)設(shè)備制備了不同沉積順序下的TC4-TA15異質(zhì)鈦合金復(fù)合材料，具體為在TA15基板上沉積TC4粉末制得TC4/TA15復(fù)合材料、在TC4基板上沉積TA15粉末制得TA15/TC4復(fù)合材料。為便于后續(xù)區(qū)分與分析，將TC4/TA15復(fù)合材料命名為I型材料，TA15/TC4復(fù)合材料命名為II型材料。

2.2 試驗(yàn)設(shè)計(jì)

激光熔融沉積法復(fù)合兩種異質(zhì)合金時(shí)，基板表面會(huì)形成熔池與熱影響區(qū)，導(dǎo)致異質(zhì)合金的實(shí)際界面發(fā)生偏移與扭曲。因此在理論界面上下各0.5 mm的范圍內(nèi)，采用梯度切割方式制取摩擦磨損試樣，沿沉積方向每0.25 mm截取一個(gè)梯度試樣，取樣策略如圖2(c)所示，同時(shí)選取基板試樣與沉積試樣作為對(duì)照組。基于此，針對(duì)TC4/TA15即I型復(fù)合材料共制取7個(gè)摩擦磨損試樣開展試驗(yàn)，沿沉積方向?qū)⑵湟来蚊麨镮-1、I-2、…、I-7，完整取樣示意圖如圖2(d)所示，其中線條標(biāo)注的是摩擦磨損試驗(yàn)的測(cè)試表面。同理，II型復(fù)合材料的試樣依次命名為II-1、II-2、…、II-7。磨損試驗(yàn)采用功率為1.5 kW的MMQ-02G型球盤式摩擦磨損試驗(yàn)機(jī)完成，試驗(yàn)示意圖如圖3所示。試驗(yàn)參數(shù)設(shè)定如下：電機(jī)轉(zhuǎn)速(ω)為560 r/min，施加載荷為10 N，磨損半徑為3 mm，單件試樣的磨損時(shí)長(zhǎng)為30 min，對(duì)磨副選用直徑為5 mm的Si?N?陶瓷球。采用萊州知金HV-5/10/30/50E型維氏硬度計(jì)對(duì)磨損后的試樣進(jìn)行維氏硬度測(cè)試，測(cè)試載荷為5 N，保荷時(shí)間為15 s。為減小測(cè)試誤差，在每個(gè)磨損表面上選取12個(gè)測(cè)試點(diǎn)進(jìn)行測(cè)定。沿沉積方向切割拉伸試樣，試樣尺寸如圖2(b)所示。采用長(zhǎng)春新特電子萬(wàn)能試驗(yàn)機(jī)在室溫下開展拉伸試驗(yàn)，拉伸速率設(shè)定為0.5 mm/min。為降低試驗(yàn)誤差，每組試驗(yàn)均測(cè)試4個(gè)試件。

2.3 結(jié)構(gòu)表征

對(duì)制備完成的拉伸試樣表面進(jìn)行研磨和拋光處理，隨后采用鈦合金金相腐蝕劑(HF、CH?COOH、H?O的體積比為1∶1∶4)刻蝕約10 s。分別利用金相顯微鏡(OM, SOPTOP RX50M)、日本電子JSM-7800F型場(chǎng)發(fā)射掃描電子顯微鏡及能譜儀(EDS)，對(duì)試樣的表面形貌與元素組成進(jìn)行系統(tǒng)分析和表征。在試樣拉伸斷裂后，通過掃描電子顯微鏡觀察其拉伸斷口形貌及斷裂部位的微觀組織，以此確定具體斷裂位置。

在摩擦磨損試驗(yàn)前先對(duì)試樣進(jìn)行打磨處理，保證試樣表面平整，且試驗(yàn)以摩擦系數(shù)與磨損體積作為耐磨性能評(píng)價(jià)指標(biāo)。采用掃描電鏡觀察磨痕的微觀形貌，借助PhaseShift Micro XAM型白光干涉表面輪廓儀表征磨損表面的三維形貌與磨損體積。同時(shí)選取磨損性能最優(yōu)的部位，利用ESCALAB QXi型多功能X射線光電子能譜儀(XPS)對(duì)摩擦磨損區(qū)域進(jìn)行物相分析，明確試樣中存在的物相類型及磨損過程中生成的氧化物類型。

3、結(jié)果

3.1 界面微觀形貌

圖4為兩種界面的SEM形貌及線掃描分析結(jié)果。其中圖4(a)、(b)為I型界面的測(cè)試結(jié)果，可觀察到該界面處呈現(xiàn)等軸晶與柱狀晶共存的組織特征。在激光熔覆過程中，熔池內(nèi)極高的溫度梯度會(huì)抑制均勻形核，致使晶粒優(yōu)先沿?zé)崃鞣较蛲庋由L(zhǎng)，最終形成外部柱狀晶、內(nèi)部等軸晶的混合組織形態(tài)。對(duì)該界面進(jìn)行線掃描分析未發(fā)現(xiàn)明顯的元素?cái)U(kuò)散現(xiàn)象，這一結(jié)果或與兩種鈦合金的成分差異較小相關(guān)。

圖4(c)為II型界面的測(cè)試結(jié)果，可見其界面處形成了寬度約為30 μm的元素過渡層。由圖4(d)可知，界面處Zr、Mo元素的相對(duì)含量呈小幅上升趨勢(shì)。由此可推斷，中性元素Zr在界面區(qū)域發(fā)生偏聚，通過Zener釘扎效應(yīng)抑制α/β相粗化并降低界面能，進(jìn)而促成了該過渡層的形成。此類由沉積順序差異引發(fā)的界面形態(tài)不同的現(xiàn)象已被諸多研究證實(shí)。由此表明，沉積順序可通過調(diào)控熔池形核條件與化學(xué)勢(shì)場(chǎng)(元素分配)，主導(dǎo)異質(zhì)界面的形核模式與相組成分布特征。

3.2 拉伸性能

圖5為I型沉積順序試樣的SEM形貌圖。經(jīng)腐蝕處理后，試樣沉積層區(qū)域呈現(xiàn)出層狀分布的條狀界面特征，如圖5(a)所示。沉積層TC4的微觀組織形貌如圖5(b)~(d)所示，可見其為細(xì)小的針狀馬氏體組織，α相與β相無(wú)規(guī)則交錯(cuò)分布并形成網(wǎng)籃狀結(jié)構(gòu)。基板TA15的微觀組織則表現(xiàn)為規(guī)則的等軸晶結(jié)構(gòu)，α相呈近圓形，β相圍繞α相生長(zhǎng)分布，如圖5(e)~(g)所示。

圖6為II型沉積順序試樣的SEM表征結(jié)果。其中圖6(b)~(d)為沉積層TA15的微觀組織，該組織呈網(wǎng)籃狀結(jié)構(gòu)。相較于TC4沉積層，TA15沉積層的組織排布更規(guī)整有序，α相呈短粗狀，為片狀馬氏體結(jié)構(gòu)，且組織間生成大量晶界，晶界兩側(cè)的組織生長(zhǎng)方向與形貌均存在明顯差異。圖6(e)~(g)為TC4基板的SEM表征結(jié)果，其微觀組織以等軸結(jié)構(gòu)為主，且組織生長(zhǎng)方向與界面呈約45°夾角。該現(xiàn)象可能是激光熔融過程中熔池的熱影響所致。

圖7為兩種沉積順序試樣的拉伸試驗(yàn)結(jié)果，可見兩類試樣的屈服強(qiáng)度與極限抗拉強(qiáng)度相近，而斷后伸長(zhǎng)率存在顯著差異。由圖7(c)可知，I型試樣的斷后伸長(zhǎng)率較II型試樣高出約49.13%。

圖8為試樣拉伸斷裂后的SEM表征結(jié)果。圖8(a)為I型試樣拉伸斷裂部位的組織形貌，可見斷裂處均以網(wǎng)籃組織為主，由此可知該試樣的斷裂位置位于TC4沉積區(qū)。圖8(b)為II型試樣斷裂部位的微觀形貌，其斷裂處組織為傾斜的等軸組織，說(shuō)明II型試樣的斷裂位置處于TC4基板區(qū)。從兩類試樣的縮頸現(xiàn)象也可觀察到，I型試樣的縮頸效應(yīng)顯著，這也是其斷后伸長(zhǎng)率更高的原因。上述結(jié)果也很好地解釋了兩種沉積順序試樣具有相近屈服強(qiáng)度與極限抗拉強(qiáng)度的原因：兩類試樣均在TC4區(qū)域發(fā)生斷裂，TC4區(qū)域?yàn)樵摦愘|(zhì)鈦合金復(fù)合材料的力學(xué)薄弱區(qū)。

表2為圖8中測(cè)點(diǎn)的EDS分析結(jié)果，可見在板材與增材制備的TC4材料中，α相均以Ti、Al元素為主，β相中的V元素含量則有所升高。增材制造工藝易在材料中引入孔隙、未熔合等缺陷并產(chǎn)生殘余應(yīng)力，易造成局部應(yīng)力集中并降低材料延展性，因此增材TC4的斷后伸長(zhǎng)率低于板材TC4。從微觀角度來(lái)看，增材TC4經(jīng)快速凝固后形成了細(xì)小的α馬氏體組織，這也是其硬度較高但塑性較差的原因。

表2 圖8中選點(diǎn)的EDS結(jié)果(質(zhì)量分?jǐn)?shù)，%)

3.3 摩擦磨損性能

圖9為I型材料界面區(qū)域的梯度試樣(含上下梯度分布)及對(duì)照組的磨損性能測(cè)試結(jié)果，其摩擦系數(shù)演化曲線呈現(xiàn)明顯的兩階段特征：初始階段(0~255 s)摩擦系數(shù)呈快速上升趨勢(shì)，該階段以黏著磨損為主要機(jī)制，表現(xiàn)為材料表面微凸體接觸引發(fā)的塑性變形與局部黏著效應(yīng)；后續(xù)進(jìn)入穩(wěn)態(tài)階段(255~1800 s)，磨損機(jī)制轉(zhuǎn)變?yōu)槟チＤp主導(dǎo)，磨屑的第三體作用與硬質(zhì)相的犁削效應(yīng)成為主要的能量耗散形式。值得注意的是，界面下0.5 mm區(qū)域的試樣展現(xiàn)出最優(yōu)的摩擦學(xué)性能，其平均摩擦系數(shù)(μ)為0.324，相較于TA15基體材料(0.423)降低23.4%，但顯著高于TC4沉積層(0.303)。該現(xiàn)象或源于I型沉積順序下界面區(qū)域α/β相分布的亞穩(wěn)態(tài)特征與殘余應(yīng)力的累積效應(yīng)，因此其耐磨性能仍劣于單一成分的增材TC4材料。

圖10為II型沉積順序試樣的摩擦系數(shù)變化曲線，其摩擦磨損過程同樣呈現(xiàn)兩階段特征：初始階段(0~242 s)以黏著磨損為主要機(jī)制，后續(xù)進(jìn)入穩(wěn)態(tài)磨損階段(242~1800 s)，磨損機(jī)制轉(zhuǎn)變?yōu)槟チＤp主導(dǎo)。其中理論界面下0.25 mm處的試樣表現(xiàn)出最優(yōu)的耐磨性能，其穩(wěn)態(tài)摩擦系數(shù)為0.277，相較于TC4基板(0.353)、TA15沉積層(0.321)分別降低21.53%、13.71%。此外，理論界面0 mm處的試樣也展現(xiàn)出優(yōu)異的摩擦學(xué)性能，摩擦系數(shù)低至0.285，優(yōu)于其余對(duì)照組試樣。該現(xiàn)象可歸因于II型沉積順序下界面擴(kuò)散層(厚度約為30 μm)的致密化效應(yīng)，以及氧偏聚引發(fā)的表面硬化行為。對(duì)比所有磨損試樣的測(cè)試結(jié)果可見，II型沉積順序下各試樣的摩擦系數(shù)整體均處于較低水平，說(shuō)明該沉積順序可顯著提升界面區(qū)域的耐磨性能，而I型沉積順序下界面區(qū)域的耐磨性能則劣于其沉積層材料。

3.4 磨損表面形貌

圖11展示了I型材料界面處典型磨損表面的形貌特征，以及磨屑的SEM和EDS分析結(jié)果。圖11(a)、(b)的SEM圖像顯示，磨損表面的碎屑易發(fā)生堆積并形成粗糙表面，呈現(xiàn)出顯著的黏著磨損特征。由圖11(d)、(e)可見，磨損表面表現(xiàn)出溝槽狀磨損形貌，且伴隨有與滑動(dòng)方向平行的塑性變形。犁溝之間存在平整光滑的區(qū)域，其周邊散布著剝落坑。該類剝落坑是磨損球在往復(fù)運(yùn)動(dòng)過程中剝離材料表面顆粒形成的。此外，摩擦法向應(yīng)力引發(fā)的微切削效應(yīng)，在光滑的摩擦表面上產(chǎn)生了分散的磨屑。圖11(c)、(f)的EDS分析結(jié)果表明，磨屑的成分主要為磨損球、鈦合金基體及氧化物。上述結(jié)果證實(shí)，該材料在磨損過程中同時(shí)發(fā)生了黏著磨損、磨粒磨損與氧化磨損，其中磨粒在滑動(dòng)過程中對(duì)摩擦表面產(chǎn)生切削作用，進(jìn)而形成溝槽形貌。同時(shí)，在磨損表面觀測(cè)到微觀裂紋，該裂紋的產(chǎn)生可能與磨損過程中積聚的殘余應(yīng)力相關(guān)。變形區(qū)微裂紋擴(kuò)展引發(fā)的分層剝落現(xiàn)象。片層狀磨屑的堆積及局部材料的碎片化特征表明，該界面區(qū)域的磨損過程中存在顯著的脆性斷裂與第三體磨損的協(xié)同作用。

如圖12(a)、(b)所示，II型界面典型磨損表面的SEM表征結(jié)果顯示，其微觀磨損形貌與I型界面相似，均呈現(xiàn)出明顯的磨粒磨損特征。在磨損表面可觀察到沿對(duì)磨球滑動(dòng)軌跡定向分布的連續(xù)犁溝，并伴隨塑性變形區(qū)微裂紋擴(kuò)展引發(fā)的分層剝落現(xiàn)象。圖12(c)中磨損表面分布的白色氧化物碎屑的EDS點(diǎn)掃分析結(jié)果(表3)顯示，其氧元素質(zhì)量分?jǐn)?shù)達(dá)8.54%，較基體提升90.2%，同時(shí)該區(qū)域富集N(質(zhì)量分?jǐn)?shù)為6.99%)與Si(質(zhì)量分?jǐn)?shù)為0.65%)元素，據(jù)此推測(cè)該氧化物為摩擦熱誘導(dǎo)原位生成的Si?N?與SiO?復(fù)合氧化物。該結(jié)論與圖12(d)的面掃描結(jié)果(碎屑區(qū)域O元素出現(xiàn)明顯偏聚)高度吻合，證實(shí)了該磨損過程中存在氧化磨損與磨粒磨損的耦合作用機(jī)制。

表3 圖12(c1)中所選點(diǎn)的EDS結(jié)果(質(zhì)量分?jǐn)?shù)，%)

圖13(a)為I型材料磨損區(qū)橫截面的二維輪廓形貌，可見其界面過渡區(qū)呈現(xiàn)出顯著的非均勻塑性變形特征。經(jīng)定量輪廓分析[圖13(b)]可得，TC4沉積層的平均磨損深度與寬度分別為42.716 μm和1173.220 μm，而在理論界面位置，磨損深度與寬度則急劇增至112.675 μm和1503.941 μm，較TC4沉積層分別提升163.7%和28.2%，且顯著高于TA15基體材料(磨損深度為74.739 μm、寬度為1471.300 μm)。該現(xiàn)象可歸因于：I型沉積順序下界面梯度區(qū)的微觀結(jié)構(gòu)發(fā)生劣化，界面區(qū)域α相平均晶粒尺寸粗化、β相體積分?jǐn)?shù)降低，進(jìn)而導(dǎo)致Hall-Petch強(qiáng)化效應(yīng)減弱，這一規(guī)律在Li等[21]的相關(guān)研究中也得到了驗(yàn)證。上述結(jié)果充分表明，I型沉積順序下界面區(qū)域的耐磨性能顯著劣于均質(zhì)TC4沉積層與TA15基體材料。

圖13(c)為II型材料磨損區(qū)橫截面的二維輪廓曲線，圖13(d)為各試樣磨痕深度與寬度的定量分析數(shù)據(jù)。在14組梯度試樣中，II-3試樣展現(xiàn)出最優(yōu)的耐磨性能，其平均磨痕深度與寬度分別為32.615 μm和885.664 μm，相較于磨損量最大的II-1試樣分別降低55.87%和44.07%，相較于I型界面的I-4試樣則分別降低70.05%和41.11%，充分體現(xiàn)出II型沉積順序在界面強(qiáng)化方面的優(yōu)勢(shì)。該現(xiàn)象的成因可歸結(jié)為：磨損表面原位生成的氧化層，能夠有效阻斷磨粒的犁削路徑，進(jìn)而提升材料的抗磨損能力。

3.5 磨損表面的XPS分析

圖14為兩種材料磨損表面的XPS能譜圖。其中，圖14(a)~(c)的Ti 2p能譜顯示，I型界面磨損形成的摩擦膜主要化學(xué)組分為TiO?與Ti?O?，在465.0 eV(Ti??)、459.4 eV(Ti 2p?/?)和454.3 eV處存在三個(gè)特征主峰，且硅的氧化物以SiO?為主。從圖14(d)~(f)的能譜可看出，II型界面處摩擦膜的化學(xué)組分主要為高能Si 2p、SiO?、Ti 2p?/?及TiO?，其中不同峰區(qū)代表對(duì)應(yīng)特征峰相關(guān)氧化物的相對(duì)豐度。圖14(g)~(i)為兩個(gè)磨損表面的全譜對(duì)比結(jié)果，可見兩種界面的能譜變化趨勢(shì)大體一致，但I(xiàn)I型界面磨損表面的O、Ti、Si元素含量均高于I型界面。上述結(jié)果表明，II型摩擦界面的反應(yīng)更易生成更多的高能Si 2p類氧化物與Ti 2p?/?類氧化物。另外，在界面過渡層的作用下，Ti??的形成可能受到抑制，進(jìn)而導(dǎo)致摩擦膜內(nèi)Ti??的相對(duì)豐度有所降低。

3.6 磨損表面的硬度分析

圖15為I型與II型沉積順序下界面梯度區(qū)域的維氏硬度分布。其中，圖15(a)為I型界面的硬度分布，結(jié)果顯示TC4沉積層硬度為(368.717±13.142)HV，TA15基體硬度為(327.783±8.451)HV，而理論界面處硬度降至(321.133±15.282)HV，整體硬度呈現(xiàn)上升-下降-上升的變化趨勢(shì)。圖15(b)為II型界面的硬度分布，TA15沉積層硬度為(392.517±14.354)HV，TC4基體硬度為(309.456±15.509)HV，其界面過渡區(qū)[Z=(0±0.25)mm]硬度呈先上升后下降的變化趨勢(shì)，硬度峰值達(dá)(393.067±8.032)HV，較I型界面的最高硬度提升10.43%。II型界面的高硬度特性可有效阻礙磨粒侵入，使其磨損體積降至2.88×10?? mm3。上述硬度分布的顯著差異表明，沉積順序?qū)Ξ愘|(zhì)合金界面結(jié)合區(qū)域的硬度分布具有重要調(diào)控作用。

4、討論

本研究系統(tǒng)探究了I型(TC4/TA15)與II型(TA15/TC4)兩種沉積順序?qū)Ξ愘|(zhì)鈦合金復(fù)合材料界面結(jié)合性能及摩擦磨損特性的影響規(guī)律，明確了界面微觀結(jié)構(gòu)、相組成與材料力學(xué)行為之間的內(nèi)在關(guān)聯(lián)機(jī)制。下文結(jié)合試驗(yàn)結(jié)果與現(xiàn)有理論展開具體討論。

I型試樣的斷后伸長(zhǎng)率較II型顯著高49.13%，但兩類試樣的斷裂位置均處于TC4區(qū)域，表明TC4為該異質(zhì)鈦合金復(fù)合材料的力學(xué)薄弱區(qū)。兩種沉積順序試樣均在強(qiáng)度更低的TC4區(qū)發(fā)生斷裂，說(shuō)明界面結(jié)合強(qiáng)度遠(yuǎn)高于TC4基材本身，這一結(jié)果進(jìn)一步驗(yàn)證了該增材制造工藝在異質(zhì)合金結(jié)合中的技術(shù)優(yōu)越性。該現(xiàn)象可歸因于增材制造TC4的快速凝固特性，其內(nèi)部生成的細(xì)小α馬氏體與網(wǎng)籃狀組織會(huì)阻礙位錯(cuò)運(yùn)動(dòng)，同時(shí)增材工藝引入的未熔合孔隙與殘余拉應(yīng)力易促進(jìn)裂紋形核，這與Ghanavati等關(guān)于增材制造異質(zhì)合金脆性斷裂的研究結(jié)論相一致。相較而言，II型試樣通過TA15沉積層的短粗片狀馬氏體與TC4基體的等軸晶結(jié)構(gòu)實(shí)現(xiàn)良好結(jié)合，且界面過渡區(qū)發(fā)生晶粒細(xì)化，顯著增強(qiáng)了界面結(jié)合強(qiáng)度，但其斷后伸長(zhǎng)率仍受限于界面過渡區(qū)β相富集所引發(fā)的位錯(cuò)塞積效應(yīng)。

圖16為層間形核行為與微觀組織演化的示意圖。其中，圖16(a)顯示，在TA15基板上沉積TC4層時(shí)，基板為等軸晶組織。激光熔覆沉積過程中的快速加熱與快速冷卻會(huì)導(dǎo)致熔池內(nèi)的均勻形核速率顯著降低，進(jìn)而促使TC4沉積層以柱狀晶形式生長(zhǎng)。在高溫熔池環(huán)境中，熔池底部未完全熔化的TA15基材顆粒(富含Ti-V與Ti-Al固溶體)為晶體凝固提供了現(xiàn)成的晶體學(xué)基底，成為外延生長(zhǎng)的形核起點(diǎn)。高溫條件下晶粒的競(jìng)爭(zhēng)性生長(zhǎng)機(jī)制主導(dǎo)了后續(xù)的晶體生長(zhǎng)過程，最終造成粗大柱狀晶粒的持續(xù)性生長(zhǎng)，使得界面處形成邊緣柱狀晶與中心等軸晶共存的混合組織形態(tài)。同時(shí)，TC4沉積層中Al、V原子的引入會(huì)引發(fā)界面處的元素?cái)U(kuò)散反應(yīng)，但由于TA15基材本身已含有較高濃度的Al、Mo和V元素，其微觀組織對(duì)額外擴(kuò)散進(jìn)來(lái)的V元素不敏感，TA15基材側(cè)微觀組織未發(fā)生顯著變化，因此TC4/TA15界面處的組織對(duì)比度較低。

與之相反，圖16(b)為在TC4基板上沉積TA15粉末的層間形核與組織演化示意圖。TA15粉末表面分布有Mo、V、Al增強(qiáng)顆粒，熔池底部的Ti-V與Ti-Al固溶體在TA15沉積過程中充當(dāng)晶體學(xué)形核基底。在熔池冷卻過程中，α穩(wěn)定元素Al發(fā)生偏聚并富集于α相，β穩(wěn)定元素V、Mo與中性元素Zr則向β相聚集。其中，Zr元素固溶于β相后，可有效抑制冷卻過程中β相的分解，小幅延緩α相的析出進(jìn)程，進(jìn)而促進(jìn)晶粒細(xì)化，提升兩相界面的結(jié)合強(qiáng)度。上述元素偏聚與晶粒細(xì)化的協(xié)同作用，最終在界面處形成了富含β穩(wěn)定元素且殘留少量β相的寬幅致密擴(kuò)散過渡區(qū)，而熔池頂部則形成了增材制造工藝典型的柱狀晶組織。

圖17為該異質(zhì)鈦合金復(fù)合材料的磨損作用原理示意圖。在該磨損模型中，Si?N?對(duì)磨球承受摩擦方向的往復(fù)載荷時(shí)，高局部接觸應(yīng)力會(huì)在接觸區(qū)域形成高溫區(qū)，且大氣環(huán)境中的O元素參與了材料表面的磨損反應(yīng)過程。摩擦表面形成的潤(rùn)滑膜層主要由Al?O?、TiO?和SiO?組成。該表面膜層能有效緩解磨粒在摩擦過程中引發(fā)的磨損失效。I型界面處的磨損深度與寬度較TC4沉積層分別增加163.7%和28.2%，表明其耐磨性能顯著劣化，核心原因包括兩方面：一是界面區(qū)域α相晶粒粗化、β相體積分?jǐn)?shù)降低，Hall-Petch強(qiáng)化效應(yīng)被削弱，導(dǎo)致材料剪切抗力不足；二是界面區(qū)的殘余拉應(yīng)力易與摩擦剪切應(yīng)力疊加，加速微裂紋的萌生與擴(kuò)展，這一結(jié)論與Zhang等關(guān)于梯度材料磨損的應(yīng)力敏感性研究結(jié)果相一致。II型界面下0.25 mm處展現(xiàn)出最優(yōu)的摩擦學(xué)性能，穩(wěn)態(tài)摩擦系數(shù)低至0.277，其作用機(jī)理為：該沉積順序促使界面處形成特征過渡層，過渡區(qū)域內(nèi)α相晶粒細(xì)化、晶界數(shù)量增多，材料抵抗外部破壞的能力顯著提升；同時(shí)，在摩擦熱的誘導(dǎo)作用下，接觸界面原位生成以TiO?-SiO?為主的復(fù)合氧化層。這一過程使磨損主導(dǎo)機(jī)制從對(duì)磨球與基體直接接觸的二體磨損，轉(zhuǎn)變?yōu)橐匝趸瘜幽バ紴榻缑娼橘|(zhì)的三體磨損。該轉(zhuǎn)變有效隔離了磨球與基體的直接接觸，氧化層通過自身的承載與潤(rùn)滑雙重效應(yīng)實(shí)現(xiàn)了減摩抗磨的作用[24]。上述結(jié)果表明，合理設(shè)計(jì)沉積順序是提升異質(zhì)鈦合金復(fù)合材料界面磨損可靠性的關(guān)鍵途徑。

5、結(jié)論

本研究系統(tǒng)探究了沉積順序?qū)す馊廴诔练e制備TC4-TA15異質(zhì)鈦合金復(fù)合材料界面結(jié)合強(qiáng)度與摩擦磨損性能的影響規(guī)律，主要研究結(jié)論如下：

(1) 異質(zhì)界面的引入有效提升了TC4基材的拉伸性能，不同沉積順序制備的復(fù)合材料力學(xué)性能存在顯著差異。I型(TC4/TA15)復(fù)合材料的斷后伸長(zhǎng)率顯著高于II型(TA15/TC4)，而II型復(fù)合材料通過Zr、Al、V、Mo元素在界面處的擴(kuò)散與固溶，形成了寬度約為30 μm的連續(xù)擴(kuò)散過渡區(qū)。該區(qū)域可延緩α相析出并實(shí)現(xiàn)α相晶粒細(xì)化，同時(shí)伴隨β相富集與晶界數(shù)量增加，展現(xiàn)出更高的界面結(jié)合強(qiáng)度。I型復(fù)合材料界面區(qū)域的硬度最低，僅為321.33 HV，對(duì)應(yīng)其耐磨性能表現(xiàn)最差。II型復(fù)合材料界面區(qū)域的硬度較TC4基體提升21.06%，最優(yōu)硬度性能與TA15沉積層相當(dāng)。

(2) II型復(fù)合材料界面區(qū)域展現(xiàn)出優(yōu)異的耐磨性能，其穩(wěn)態(tài)平均摩擦系數(shù)低至0.277，較TC4基板、TA15沉積層分別降低21.53%、13.71%；平均磨損深度與寬度分別為32.615 μm、885.664 μm，較I型復(fù)合材料界面最優(yōu)樣品分別降低70.05%、41.11%。該優(yōu)異耐磨性能的成因主要為：II型界面形成的晶粒細(xì)化過渡層結(jié)構(gòu)可有效抵抗外部磨粒的破壞作用，同時(shí)摩擦熱誘導(dǎo)生成的TiO?-SiO?復(fù)合氧化物磨屑可對(duì)材料表面形成防護(hù)，雙重作用下復(fù)合材料的耐磨性能得到顯著改善。

(3) 沉積順序?qū)C4-TA15復(fù)合材料的界面微觀結(jié)構(gòu)與磨損性能具有顯著調(diào)控作用。II型沉積順序通過細(xì)化界面晶粒、形成連續(xù)擴(kuò)散過渡層及促進(jìn)界面β相富集，大幅提升了復(fù)合材料的界面硬度與耐磨性能，驗(yàn)證了沉積順序設(shè)計(jì)在提升異質(zhì)鈦合金復(fù)合材料界面服役可靠性中的關(guān)鍵作用。

綜上，II型沉積順序(TA15/TC4)制備的復(fù)合材料，在界面結(jié)合強(qiáng)度與耐磨性能方面均表現(xiàn)更優(yōu)。研究結(jié)果為高性能異質(zhì)鈦合金復(fù)合材料的結(jié)構(gòu)設(shè)計(jì)與制備工藝優(yōu)化提供了重要的參考。

參考文獻(xiàn)

[1] Zheng Y, Xiong R Z, Zhao Z H, et al. Laser melting deposition of in situ (TiB+TiC) hybrid reinforced TC4 composites: preparation, microstructure and room/high-temperature corrosion behaviour[J]. Journal of Materials Science & Technology, 2025, 228: 137-154.

[2] 王倩倩, 張凌峰, 于華, 等. 激光沖擊強(qiáng)化對(duì)不同組織TA15鈦合金耐蝕性的影響[J]. 中國(guó)激光, 2025, 52(20): 1202207.

[3] Li S, Yuan J J, Liu W F, et al. Underlying toughening mechanisms of TB9/TC4 laminated composite suffering impact load[J]. Journal of Alloys and Compounds, 2025, 1022: 179872.

[4] Tanwar R S, Jhavar S. Ti based alloys for aerospace and biomedical applications fabricated through wire+arc additive manufacturing(WAAM)[J]. Materials Today: Proceedings, 2024, 98: 226-232.

[5] 姚俊卿, 劉鑫旺, 劉潔, 等. 鈦合金激光送絲沉積增材制造技術(shù)研究進(jìn)展[J]. 激光與光電子學(xué)進(jìn)展, 2025, 62(9): 0900002.

[6] Kesarwani S, Yuvaraj N, Niranjan M S. Impact of depositional direction and current on microstructure and mechanical properties of the bimetallic wall of ER5356/ER4043 fabricated by cold metal transfer based wire arc additive manufacturing[J]. CIRP Journal of Manufacturing Science and Technology, 2024, 53: 17-33.

[7] Zhao J, Zhang B, Zhao T L, et al. Effects of stacking sequence of the layers on deformation behavior and microstructure evolution of Ti/Ni laminated metal composites[J]. Journal of Materials Research and Technology, 2025, 34: 2298-2313.

[8] 黃宏康, 羅霞, 戴玉宏, 等. 選區(qū)激光熔化成形TiC/TC4復(fù)合材料的工藝參數(shù)與組織演變研究[J]. 中國(guó)激光, 2024, 51(16): 1602301.

[9] Turkday? M, Kavasoglu Y S, Kovac? H. Increasing the friction and wear performance of AISI 316L under dry, aqueous and oil lubricated sliding conditions with surface textures fabricated by laser-powder bed fusion(L-PBF)[J]. Tribology International, 2024, 200: 110135.

[10] Zhang M L, Zhang J, Yang Z, et al. Interface of AlCrTiN/6061 laminated composite fabricated by one-pass rolling and its tribological properties[J]. Materials Characterization, 2024, 216: 114299.

[11] Li H S, Li Y F, Zheng Q L, et al. Study on the tribological properties of MoB/Cu laminated composite materials fabricated by hot-pressing process[J]. Materials Letters, 2024, 366: 136500.

[12] 黃飛龍, 肖華強(qiáng), 林波, 等. 激光熔覆AlN/TiAl制備Ti-Al-N復(fù)合涂層及其摩擦性能研究[J]. 激光技術(shù), 2025, 49(2): 188-194.

[13] He J Y, Xie F Q, Wu X Q, et al. Preparation and friction wear performance of ZrO?/MoS? PEO composite coating[J]. Tribology International, 2025, 202: 110312.

[14] Li G, Zhang W K, Liu Y, et al. Effect of ultrasonic surface rolling on fretting friction and wear properties of heat-treated hot isostatic pressing Ti-6Al-4V alloy[J]. Journal of Materials Engineering and Performance, 2022, 31(5): 3859-3871.

[15] Rashi R, Lee S Y, Singh S S, et al. Friction and wear maps of Mg-Er alloys with varying Er content[J]. Tribology International, 2025, 202: 110337.

[16] Li P F, Gong Y D, Xu Y C, et al. Inconel-steel functionally bimetal materials by hybrid directed energy deposition and thermal milling: microstructure and mechanical properties[J]. Archives of Civil and Mechanical Engineering, 2019, 19(3): 820-831.

[17] 高佳麗, 汪徐, 郝云波, 等. Ti6Al4V/NiTi異質(zhì)功能材料原位梯度增材成形與界面組織演化[J]. 中國(guó)激光, 2024, 51(10): 1002313.

[18] Iams A D, Lienert T J, Otazo D A, et al. Effects of deposition sequence on microstructural evolution in additively manufactured Cu-Cr-Nb alloy/superalloy bimetallic structures[J]. Additive Manufacturing Letters, 2023, 6: 100151.

[19] Jiao T, Jiang T, Dai G Q, et al. The microstructure evolution of TC4-(TiB+TiC)/TC4 laminated composites by laser melting deposition[J]. Materials Characterization, 2023, 197: 112665.

[20] Chen N N, Khan H A, Wan Z X, et al. Microstructural characteristics and crack formation in additively manufactured bimetal material of 316L stainless steel and Inconel 625[J]. Additive Manufacturing, 2020, 32: 101037.

[21] Li P F, Wang S L, Li X D, et al. Preparation of TC4-TA15 bimetallic materials by laser melting deposition: microstructure and mechanical properties at the interfacial union[J]. JOM, 2025, 77(4): 1873-1884.

[22] Ghanavati R, Naffakh-Moosavy H, Moradi M, et al. Residual stresses and distortion in additively-manufactured SS316L-IN718 multi-material by laser-directed energy deposition: a validated numerical-statistical approach[J]. Journal of Manufacturing Processes, 2023, 108: 292-309.

[23] Zhang G Q, Qu H T, Yang K, et al. Interface structure and tensile failure behaviour of novel SiC/Ti-Ti?AlNb hybrid laminated composite material[J]. Journal of Materials Research and Technology, 2024, 28: 2163-2176.

[24] 楊朋飛, 趙偉, 孫磊, 等. 不同溫度下激光選區(qū)熔化與鍛態(tài)TC4合金的磨損性能對(duì)比研究[J/OL]. 摩擦學(xué)學(xué)報(bào): 1-18[2025-06-13]. https://kns.cnki.net/KCMS/detail/detail.aspx?filename=MCXX20250612001&dbname=CJFD&dbcode=CJFQ.

（注，原文標(biāo)題：不同沉積順序的TC4-TA15異質(zhì)界面拉伸磨損性能分析）