TiC-TiB2復(fù)合相鈦基稀土激光熔覆層組織與性能

張?zhí)靹?，張倩，莊懷風(fēng)，李寶軒，徐譽(yù)桐

1.中國(guó)民航大學(xué) 民航技術(shù)研究院，天津 300300 2.中國(guó)民航大學(xué) 航空工程學(xué)院，天津 300300 3.中國(guó)民航大學(xué) 中歐航空工程師學(xué)院，天津 300300

TC4合金密度低、比強(qiáng)度高，是飛機(jī)與發(fā)動(dòng)機(jī)的常用結(jié)構(gòu)材料之一，但由于其摩擦系數(shù)大，因此在高頻動(dòng)載荷和表面沖蝕磨損等復(fù)雜工況下的服役安全性難以得到有效保證，通過(guò)表面改性技術(shù)改善TC4力學(xué)性能是增加其服役壽命和拓展其應(yīng)用范圍的有效手段之一[1-3]。大量研究表明，激光熔覆作為一種先進(jìn)的表面改性技術(shù)可顯著提高TC4部附件的使用周期和安全性[4-6]。

利用激光熔覆技術(shù)在TC4合金表面原位制備顆粒增強(qiáng)鈦基復(fù)合耐磨涂層(PTMCs)可有效改善TC4合金表面強(qiáng)度和性能，抑制涂層缺陷，提高涂層與TC4基材的界面結(jié)合性[2, 4,7]。同時(shí)，熔覆材料體系中加入Y2O3等稀土氧化物后，可顯著細(xì)化、凈化熔覆層組織，改善涂層組織分布均勻性，提升涂層的摩擦學(xué)性能[8-10]。Li等[10]在TC4合金表面制備了含2wt%Y2O3的TiB/TiC增強(qiáng)鈦基復(fù)合涂層，其研究結(jié)果顯示，Y2O3的添加顯著細(xì)化了涂層微觀組織，改善了涂層的成形質(zhì)量，提高了涂層顯微硬度及摩擦學(xué)性能。Das等[11]利用激光熔覆技術(shù)在TC4表面制備了鈦基稀土耐磨涂層，結(jié)果表明，含Y2O3涂層表面無(wú)裂紋、孔隙等缺陷，涂層組織明顯細(xì)化，呈均勻彌散分布，涂層顯微硬度和耐磨性顯著提高。

研究表明[12-13]，在TC4表面激光熔覆層中，共格或半共格界面關(guān)系的復(fù)合結(jié)構(gòu)相，在熔池循環(huán)攪拌過(guò)程中具有拖拽、捆綁和牽制作用，可有效細(xì)化涂層組織，顯著改善涂層組織分布均勻性，減小涂層力學(xué)性能波動(dòng)，提升涂層整體性能。Yin等[12]采用二維點(diǎn)陣錯(cuò)配度理論研究了TiC-Cr7C3鑲嵌結(jié)構(gòu)復(fù)合相在TC4表面激光熔覆層中的析出行為，結(jié)果證明，TiC(110)晶面與Cr7C3(100)晶面錯(cuò)配度δ=10.8%，TiC-Cr7C3復(fù)合相可有效提升涂層組織分布均勻性和顯微硬度。Weng等[13]的研究結(jié)果表明，TiB2-TiC復(fù)合相有助于提高TC4表面激光熔覆層的整體強(qiáng)韌性及耐磨性，但未就TiB2-TiC復(fù)合結(jié)構(gòu)相的界面錯(cuò)配關(guān)系進(jìn)行詳細(xì)探究。

綜上所述，為有效提升TC4合金表面力學(xué)性能，揭示Y2O3對(duì)涂層組織及性能的影響規(guī)律，探究TiC-TiB2復(fù)合相的反應(yīng)合成機(jī)制和異質(zhì)形核規(guī)律，利用激光熔覆技術(shù)在TC4合金表面制備了TC4+Ni45+Co-WC+Y2O3鈦基耐磨復(fù)合涂層，分析了涂層組織，采用Bramfitt二維點(diǎn)陣錯(cuò)配度研究了TiC-TiB2復(fù)合結(jié)構(gòu)相的界面錯(cuò)配關(guān)系，評(píng)價(jià)了涂層摩擦學(xué)性能，為TC4合金表面激光改性研究工作提供了一定的實(shí)驗(yàn)理論研究基礎(chǔ)。

1 實(shí)驗(yàn)材料及方法

實(shí)驗(yàn)以TC4合金作為基體材料，將其切割為60 mm×40 mm×10 mm的試塊，熔覆前將試塊進(jìn)行噴砂和無(wú)水乙醇超聲清洗(30 min)處理。激光熔覆實(shí)驗(yàn)選用TC4+Ni45+Co-WC+Y2O3混合粉末材料體系，其配比如表1所示，其中TC4、Ni45粉末的化學(xué)成分見表2和表3，Co-WC粉末中Co占比為5wt%，Y2O3粉末純度>99.9%。

表1 激光熔覆材料體系配比(質(zhì)量分?jǐn)?shù)，wt%)

表2 TC4球形粉主要化學(xué)成分(質(zhì)量分?jǐn)?shù)，wt%)

表3 Ni45球形粉主要化學(xué)成分(質(zhì)量分?jǐn)?shù)，wt%)

由于同軸送粉激光熔覆技術(shù)對(duì)混合粉末的流動(dòng)性有嚴(yán)格要求，因此實(shí)驗(yàn)選用球形或類球形粉(Co-WC)以保證送粉的均勻性和同步性，各熔覆材料粉末的SEM形貌如圖1所示。因球磨混合熔覆粉末會(huì)影響球形粉流動(dòng)性，因此本實(shí)驗(yàn)將TC4、Ni45、Co-WC和Y2O3混合粉末機(jī)械混合攪拌8 h，真空烘干12 h待用。

圖1 粉末微觀形貌圖

激光熔覆實(shí)驗(yàn)采用TruDisk 4002型光纖激光器，優(yōu)化后的激光熔覆工藝參數(shù)見表4。

表4 激光熔覆工藝參數(shù)

實(shí)驗(yàn)中，涂層相組成、微區(qū)元素分布、顯微硬度及摩擦學(xué)性能等檢測(cè)設(shè)備及測(cè)試參數(shù)如表5所示。

表5 檢測(cè)設(shè)備及測(cè)試參數(shù)

2 結(jié)果與討論

2.1 激光熔覆層宏觀組織分析

圖2(a)～圖2(c)分別為不同Y2O3含量涂層表面宏觀形貌圖，從圖中可以看出，不同Y2O3含量涂層的宏觀表面形貌表面均光滑、致密、齊整，無(wú)明顯褶皺和燒損現(xiàn)象。圖3(a)～圖3(c)為不同Y2O3含量涂層的橫截面SEM形貌圖，圖3(d)～圖3(f)分別為圖3(a)～圖3(c)的局部放大圖，從圖3(a)中可以看出未添加Y2O3的激光熔覆層厚度約為1.12～1.26 mm，1wt%Y2O3涂層和3wt%Y2O3涂層的最大厚度分別約為1.30～1.32 mm和1.56～1.60 mm。利用Leica DVM6超景深光學(xué)顯微鏡測(cè)得Y2O3含量為0wt%，1wt%和3wt%時(shí)，涂層的稀釋率分別為32.8%，37.3%和45.6%。從圖3(a)～圖3(c)可以看出，未添加Y2O3涂層與基體結(jié)合界面比較平直，呈微弱的波浪形過(guò)渡，隨著Y2O3含量的增加，涂層結(jié)合區(qū)波浪形過(guò)渡特征逐步明顯。產(chǎn)生上述實(shí)驗(yàn)現(xiàn)象的可能原因?yàn)椋篩2O3粉末能夠大幅提高熔覆材料對(duì)激光能量的吸收率，促使TC4基材熔化量增加，稀釋率增大，致使涂層結(jié)合區(qū)由近平直型向波浪型過(guò)渡[14-15]。但值得注意的是，涂層表面層發(fā)現(xiàn)有少量圓形“灰斑”存在(見圖3(g)、圖3(h)和圖3(i))，經(jīng)EDS分析(見表6)可知，“灰斑”的主要化學(xué)成分為W和C且原子比接近1∶1，可確定是少量未熔的Co-WC粉末，產(chǎn)生這種現(xiàn)象的主要原因可能是送粉量過(guò)大，在送粉氣和保護(hù)氣對(duì)涂層表面層的急冷作用下少量Co-WC粉末未能充分熔融導(dǎo)致的結(jié)果。

表6 “灰斑”的EDS分析結(jié)果

圖2 不同Y2O3添加量涂層表面宏觀形貌

圖3 不同Y2O3添加量涂層橫截面形貌及涂層表面層未熔粉末

2.2 激光熔覆層物相分析

圖4為涂層的XRD衍射圖譜，由圖4可見，Y2O3含量變化不會(huì)影響涂層中主要生成相，涂層主要物相為TiC、Ti2Ni、WC、TiB2和α-Ti，其中WC衍射峰相對(duì)強(qiáng)度較低，可能與涂層表面層殘留少量Co-WC粉末有關(guān)；同時(shí)可以看出，隨著Y2O3的加入，TiB2、TiC和Ti2Ni的相對(duì)衍射峰逐漸增強(qiáng)，說(shuō)明TiB2、TiC和Ti2Ni的反應(yīng)析出量隨著Y2O3含量的增加逐步增大；此外，由于涂層中Y2O3的添加量較少，XRD未能有效標(biāo)定。

圖4 不同Y2O3添加量涂層XRD衍射圖譜

在激光熔覆過(guò)程中，受到高能激光束輻照作用的混合熔覆粉末和TC4基材會(huì)同時(shí)熔化，形成的熔池中富含Ti、B、C、Ni等元素，在熔池強(qiáng)烈循環(huán)攪拌和原子不斷擴(kuò)散的作用下，熔池在冷卻過(guò)程中將發(fā)生多種化學(xué)反應(yīng)。綜合XRD分析結(jié)果，發(fā)生的主要反應(yīng)為

Ti+C=TiC

(1)

2Ti+Ni=Ti2Ni

(2)

Ti+2B=TiB2

(3)

圖5 Gibbs自由能ΔG隨溫度變化曲線

2.3 激光熔覆層微觀組織分析

圖6(a1)和圖6(b1)、圖6(a2)和圖6(b2)、圖6(a3)和圖6(b3)分別是Y2O3添加量為0wt%、1wt%、3wt%時(shí)涂層的微觀組織形貌圖，圖7為圖6(b3)的高倍放大圖。對(duì)圖6(b1)～圖6(b3)中的粗大樹枝晶狀相(Point 1)、晶界組織(Point 2)、短棒狀相(Point 3)、花瓣?duì)钕?Point 4)、短棒狀相(Point 5)、基體相(Point 6)、球狀顆粒(Point 7)以及納米顆粒依附短棒狀相(Point 8)進(jìn)行EDS分析，EDS分析結(jié)果見圖8和表7。結(jié)果顯示，粗大樹枝晶狀相主要含Ti和C，原子比接近1∶1；晶界組織主要含Ti和Ni，原子比接近2∶1；短棒狀相主要含Ti和B，原子比接近1∶2；花瓣?duì)钕嘀饕琓i和C，原子比接近1∶1；基體相主要含Ti，且Ti的質(zhì)量分?jǐn)?shù)超過(guò)75wt%；球狀顆粒(Point 7)主要含Y和O，原子比例接近2：3；納米顆粒依附短棒狀相主要含Ti、B和C，原子比接近3∶4∶1。結(jié)合XRD分析結(jié)果可確定粗大樹枝晶狀相為TiC，晶界組織為Ti2Ni，短棒狀相為TiB2，花瓣?duì)钕酁門iC，基體相為α-Ti，球狀顆粒相為Y2O3。TiC為面心立方晶體結(jié)構(gòu)特征，具有典型的對(duì)稱結(jié)構(gòu)特點(diǎn)，以各向同性的方式生長(zhǎng)，初生TiC通常以等軸球形或近球形顆粒存在于涂層中[20]；而TiB2屬于六方晶體結(jié)構(gòu)，涂層中析出相通常以條狀或短棒狀相形式存在[21]；因此，對(duì)于納米顆粒依附短棒狀相的復(fù)合結(jié)構(gòu)相(Point 8)來(lái)說(shuō)，根據(jù)圖7(b)～圖7(d)中的相結(jié)構(gòu)特征，結(jié)合EDS和XRD結(jié)果初步判定該復(fù)合相為納米TiC依附TiB2生長(zhǎng)的TiC-TiB2復(fù)合相。

表7 不同Y2O3添加量涂層中各物相EDS分析結(jié)果

圖6 不同Y2O3添加量涂層微觀組織形貌

圖7 圖6(b3)的高倍放大圖

圖8 不同Y2O3添加量涂層中物相EDS分析圖譜

從圖6可以看出，3種不同含量Y2O3涂層中，Ti2Ni均以條狀晶界的形式反應(yīng)析出。未添加Y2O3涂層中分布有大量粗大TiC樹枝晶，這將導(dǎo)致涂層裂紋敏感性顯著提升；隨著涂層材料體系中Y2O3含量的增加，熔池形核率提高，涂層組織得到了顯著細(xì)化，分布均勻性得到了有效提升；當(dāng)Y2O3含量為1wt%時(shí)，涂層中TiC枝晶方向性明顯減弱，尺寸明顯減小，涂層中出現(xiàn)了共晶TiC依附枝晶TiC生長(zhǎng)的復(fù)合結(jié)構(gòu)相，基體顯露面積增加；當(dāng)Y2O3含量為3wt%時(shí)，熔池形核率進(jìn)一步增高，涂層組織被細(xì)化的特征較為明顯，彌散分布了大量顆粒狀、短棒狀相，晶界Ti2Ni由連續(xù)狀變?yōu)榉沁B續(xù)狀分布，且生成相有向晶界Ti2Ni偏聚的趨勢(shì)。產(chǎn)生上述實(shí)驗(yàn)現(xiàn)象的主要原因?yàn)椋孩?當(dāng)涂層熔覆材料體系中加入Y2O3后，熔池過(guò)冷度顯著增大，提高了系統(tǒng)形核率，從而細(xì)化涂層組織，使生成相方向性減弱，連續(xù)性破壞[8-11]；② Y2O3兼具高熔點(diǎn)和良好的穩(wěn)定性，且同時(shí)為典型的晶界偏聚化合物，未熔的Y2O3易在晶界等處偏聚，吸引析出相在晶界處形核生長(zhǎng)，細(xì)化涂層組織[8,10,22]。

2.4 激光熔覆層電子探針元素分析

為進(jìn)一步明確TiC-TiB2依附生長(zhǎng)復(fù)合相，利用EPMA對(duì)涂層微區(qū)進(jìn)行表征。圖9為3wt%Y2O3涂層微區(qū)電子探針元素分布的定量檢測(cè)結(jié)果。從圖9(l)可以觀察到涂層中彌散分布著大量白色顆粒，結(jié)合圖9(j)、圖9(k)的檢測(cè)結(jié)果可知，白色顆粒主要為Y2O3，這與Point 7的EDS分析結(jié)果一致。從圖9(a)可以看出，基體上分布著大量Ti元素，同時(shí)可發(fā)現(xiàn)Y2O3含量較高的區(qū)域Ti含量較低。結(jié)合圖9(e)、圖9(f)、圖9(h)和圖9(i)可知，Al、Cr、V和W元素的主要分布特征一致，結(jié)合XRD分析結(jié)果以及EDS檢測(cè)結(jié)果可知，Al、Cr、V和W屬于基體固溶元素，可對(duì)基體產(chǎn)生固溶強(qiáng)化作用?；w相中W元素的存在也說(shuō)明除涂層表面層殘留少量Co-WC外，大部分Co-WC在高能激光的作用下發(fā)生了熱分解。

從圖9(b)、圖9(c)可知，在富Ti環(huán)境下，B元素和C元素的分布特征基本一致，綜合EPMA、圖7和EDS(Point 8)的分析結(jié)果，可判定當(dāng)熔覆材料體系中Y2O3含量為3wt%時(shí)，涂層中析出相顯著細(xì)化，合成了大量納米球狀TiC依附于TiB2生長(zhǎng)的TiC-TiB2復(fù)合相。

圖9 3wt%Y2O3涂層電子探針元素分析圖譜

由圖9(a)、圖9(d)、圖9(g)、圖9(j)和圖9(k)可知Y2O3主要分布在Ni和Si元素富集區(qū)，由上文分析可知，Ni元素主要以Ti2Ni的形式存在于涂層中，Si元素與Ni元素分布相同，說(shuō)明Si元素偏聚于晶界。由圖9(b)、圖9(c)、圖9(d)、圖9(j)和圖9(k)可知，3wt%Y2O3涂層中，Y2O3和TiC-TiB2復(fù)合相易在晶界Ti2Ni處富集，這與圖6(b3)的實(shí)驗(yàn)結(jié)果一致，說(shuō)明Y2O3為晶界偏聚化合物，吸引了TiC-TiB2復(fù)合相在晶界處形核生長(zhǎng)。

2.5 TiC和TiB2的二維點(diǎn)陣錯(cuò)配度

為進(jìn)一步闡明TiC-TiB2復(fù)合相的界面關(guān)系，揭示TiC-TiB2復(fù)合相的反應(yīng)合成機(jī)制，引入Bramfitt提出的二維點(diǎn)陣錯(cuò)配度理論[23]，其定義式為

(4)

TiB2和TiC的晶格參數(shù)[24-25]如表8所示，由于TiB2的熔點(diǎn)(3 498 K)[26]高于TiC(3 346 K)[26]，因此TiB2為基底相，TiC為基底形核相，TiB2和TiC的二維點(diǎn)陣錯(cuò)配度計(jì)算結(jié)果和晶體學(xué)關(guān)系分別見表9和圖10。

圖10 TiB2(0001)與TiC(111)晶體學(xué)關(guān)系圖

表8 TiB2和TiC晶格參數(shù)[24-25]

表9 TiB2和TiC二維點(diǎn)陣錯(cuò)配度計(jì)算結(jié)果

上述結(jié)果顯示 TiB2(0001)晶面和 TiC(111)晶面間的δ值僅為0.912%，根據(jù)Bramfitt理論，當(dāng)二維錯(cuò)配度δ<6%時(shí)，形核相在異質(zhì)形核基底上形核最為有效，此時(shí)TiB2與TiC形成了共格界面，TiB2與TiC之間以較低的界面能匹配方式鏈接，降低了TiC在TiB2表面的形核驅(qū)動(dòng)力，利于TiC在TiB2表面依附生長(zhǎng)，生成了TiC-TiB2復(fù)合相。TiB2和TiC之間形成的共格界面表示TiC-TiB2復(fù)合相在熔池的循環(huán)攪拌過(guò)程中能有效的捆綁依附生長(zhǎng)，可提高涂層組織分布均勻性，抑制涂層偏析，降低涂層性能波動(dòng)，此外，TiC-TiB2復(fù)合相可有效增加涂層強(qiáng)韌性，從而改善涂層力學(xué)性能[13,27]。

圖11為TiC-TiB2依附生長(zhǎng)復(fù)合相的反應(yīng)合成機(jī)理。在激光熔覆過(guò)程中，熔覆材料和基體材料TC4在高能激光作用下同時(shí)熔融(圖11(a))，在富Ti環(huán)境下，高熔點(diǎn)TiB2優(yōu)先反應(yīng)析出(圖11(b)、圖11(c))，隨著TiB2的生成，其表面貧B而富C，當(dāng)Ti和C的飽和度達(dá)到TiC形核條件時(shí)，TiC便會(huì)以TiB2為異質(zhì)形核基底形核生長(zhǎng)(圖11(d)、圖11(e))，形成以TiB2為初生相、TiC為次生相的TiC-TiB2依附生長(zhǎng)復(fù)合相(圖11(f))。

圖11 TiC-TiB2依附生長(zhǎng)復(fù)合相合成原理圖

2.6 激光熔覆層顯微硬度

熔覆層顯微硬度見圖12。從圖中可以看出，未添加Y2O3涂層的顯微硬度最高，顯微硬度波動(dòng)幅度較大，約在600～630 HV0.5之間；加入1wt%Y2O3后涂層顯微硬度稍有下降，顯微硬度變化較為平緩，約在560～580 HV0.5之間；加入3wt%Y2O3的涂層顯微硬度明顯降低，顯微硬度波動(dòng)性最小，約在470～480 HV0.5之間。產(chǎn)生這種現(xiàn)象可能的原因主要是：涂層硬度和增強(qiáng)相數(shù)量、尺寸和分布規(guī)律均密切相關(guān)。一方面，隨著Y2O3在熔覆材料體系中不斷增加，涂層稀釋率逐步增大，同時(shí)，TiC、TiB2和Ti2Ni增強(qiáng)相粒徑不斷細(xì)化，且分布于基體α-Ti的均勻性逐步提高，因此單位面積內(nèi)涂層抗硬物壓入的能力逐漸削弱，從而導(dǎo)致涂層硬度逐步下降；另一方面，均勻細(xì)化的增強(qiáng)顆粒彌散分布于涂層中，將有效改善涂層顯微硬度值波動(dòng)。

圖12 不同Y2O3添加量涂層顯微硬度曲線

2.7 激光熔覆層摩擦磨損性能

圖13(a)～圖13(c)為Y2O3含量分別為0wt%、1wt%和3wt%時(shí)，激光熔覆層摩擦系數(shù)隨時(shí)間變化曲線，表10為不同Y2O3添加量下的涂層摩擦磨損性能表征參數(shù)，結(jié)合圖13和表10中涂層平均摩擦系數(shù)可以看出，3wt%Y2O3的摩擦系數(shù)小于未添加Y2O3涂層和1wt%Y2O3，因此3wt%Y2O3涂層的減摩性能最優(yōu)。同時(shí)，表10的數(shù)據(jù)表明未添加Y2O3涂層與1wt%Y2O3涂層的最大磨損深度以及磨損表面積相近，而3wt%Y2O3涂層的最大磨損深度及磨損表面積明顯減小，說(shuō)明3wt%Y2O3涂層耐磨性最優(yōu)。圖14(a)～圖14(c)為Y2O3含量分別為0wt%、1wt%和3wt%時(shí)，涂層磨損表面形貌的白光干涉圖及沿y軸方向最大磨損寬度曲線，從圖14中可以看出，1wt%Y2O3涂層最大磨損寬度略大于未添加Y2O3涂層，3wt%Y2O3涂層最大磨損寬度均小于未添加Y2O3涂層和1wt%Y2O3涂層，也說(shuō)明3wt%Y2O3涂層具有更優(yōu)的摩擦學(xué)性能。從表10中還可以發(fā)現(xiàn)，當(dāng)熔覆材料體系中Y2O3含量為0wt%、1wt%和3wt%時(shí)，涂層磨損體積先增大后降低，產(chǎn)生這一現(xiàn)象的原因可能是：涂層的稀釋率與對(duì)應(yīng)熔池的形核率處于相互競(jìng)爭(zhēng)的狀態(tài)關(guān)系，隨著熔覆材料體系中Y2O3的加入，一方面造成涂層稀釋率增大，但同時(shí)增加了熔池的形核率，1wt%Y2O3涂層的硬度降低，說(shuō)明此時(shí)涂層稀釋效果更為顯著，因此導(dǎo)致了耐磨性下降；當(dāng)涂層中Y2O3含量為3wt%時(shí)，雖然涂層稀釋率進(jìn)一步增大，導(dǎo)致涂層硬度進(jìn)一步降低，但此時(shí)熔池形核數(shù)量增多占據(jù)了主導(dǎo)地位，單位面積內(nèi)反應(yīng)析出的增強(qiáng)相數(shù)量增大，從而促使涂層耐磨性增加。結(jié)合圖3(d)～圖3(f)來(lái)看，3wt%Y2O3涂層基體裸露面積最小，單位面積內(nèi)增強(qiáng)相數(shù)量分布最多，與上述分析結(jié)果一致。

圖13 不同Y2O3添加量涂層摩擦系數(shù)變化曲線

圖14 不同Y2O3添加量涂層白光干涉圖及最大磨損寬度曲線

表10 不同Y2O3添加量涂層摩擦磨損性能表征參數(shù)

圖15為Y2O3含量分別為0wt%、1wt%和3wt%時(shí)，涂層磨損表面不同倍數(shù)SEM形貌圖。從圖15(a)、圖15(d)中可以看出，未添加Y2O3涂層磨損較為嚴(yán)重，磨損表面有明顯的塑性形變、黏著撕裂和犁溝劃痕，且存在大量團(tuán)聚的塊狀磨屑，尺寸處于5～10 μm之間，造成這種現(xiàn)象的主要原因是：涂層中的增強(qiáng)相尺寸粗大且分布不均勻，對(duì)摩過(guò)程中增強(qiáng)相易產(chǎn)生脆性斷裂，導(dǎo)致涂層的力學(xué)性能不穩(wěn)定，從而致使磨屑大面積塊狀剝落，涂層的磨損機(jī)理是磨粒磨損和粘著磨損。圖15(b)、圖15(e)顯示，1wt%Y2O3涂層磨粒尺寸明顯減小，且分布均勻性有所改善，大多處于1～5 μm之間，磨損表面同樣存在犁溝和剝落現(xiàn)象，磨損機(jī)理以磨粒磨損為主。圖15(c)、圖15(f)顯示，3wt%Y2O3涂層磨損表面平整度明顯改善，大量淺細(xì)犁溝清晰可見，磨屑尺寸大多處于1 μm以內(nèi)，且均勻彌散分布于涂層表面，產(chǎn)生這一現(xiàn)象的原因是：3wt%Y2O3涂層中增強(qiáng)相得到了顯著細(xì)化且分布均勻，在對(duì)摩過(guò)程中，呈非連續(xù)分布的Ti2Ni更易被碾壓為粉末狀增強(qiáng)顆粒，同時(shí)，具有共格關(guān)系的大量TiC-TiB2復(fù)合相被對(duì)摩球同時(shí)壓潰粉碎，在對(duì)摩球的往復(fù)擠壓滑動(dòng)過(guò)程中，致使大量粉末狀增強(qiáng)顆粒鑲嵌于增韌相α-Ti基體當(dāng)中，增韌相α-Ti可有效防止涂層開裂崩損，同時(shí)嵌入的大量粉末狀增強(qiáng)顆?？娠@著改善涂層耐磨性，上述分析也印證了3wt%Y2O3涂層摩擦學(xué)性能最優(yōu)，涂層的磨損機(jī)理為磨粒磨損。

圖15 不同Y2O3添加量涂層摩擦磨損形貌

3 結(jié) 論

1)在TC4合金表面制備了不同Y2O3含量TC4+Ni45+Co-WC+Y2O3的Ti基耐磨復(fù)合涂層，Y2O3加入不會(huì)改變涂層物相，涂層生成相主要包括TiC、TiB2、Ti2Ni以及基體α-Ti。

2)隨著Y2O3含量的增加，涂層組織逐漸細(xì)化，當(dāng)Y2O3的添加量為3wt%時(shí)，對(duì)應(yīng)熔池形核率顯著提升，涂層中合成了大量TiC-TiB2復(fù)合相，且均勻彌散分布于涂層中；經(jīng)Bramfitt二維點(diǎn)陣錯(cuò)配度計(jì)算，TiB2(0001)晶面和TiC(111)晶面間的錯(cuò)配度為0.912%，表明TiB2與TiC形成了共格界面，TiC-TiB2復(fù)合相在熔池對(duì)流攪拌過(guò)程中可起到捆綁和拖拽作用，增加了涂層分布均勻性。

3)隨著Y2O3含量的增加，涂層顯微硬度逐漸降低。3wt%Y2O3涂層的磨損體積和摩擦系數(shù)分別為113.82×10-3mm3和0.34，較未添加Y2O3涂層下降了47.8%和10.5%，較1wt%Y2O3涂層下降了52.1%和8.1%，3wt%Y2O3涂層的耐磨、減摩性最優(yōu)，磨損機(jī)制為磨粒磨損。