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user: 3. 结果与讨论 3.1. 表面机械研磨后TiAl合金微观组织 图1为Ti-47Al-2Cr-0.2Mo和Ti-45Al-7Nb-0.3W合金经表面机械研磨后的横截面显微组织。两种TiAl合金表面经剧烈塑性变形后组织细化效果显著，表面机械研磨处理后表面均生成了明显的细晶层。从样品表层至心部基体，晶粒细化的效果逐渐减弱，两种TiAl合金内部组织仍保持较原始的热等静压烧结状态。在相同的表面机械研磨条件下，Ti-47Al-2Cr-0.2Mo样品表面细晶层的厚度在70 μm左右，而Ti-45Al-7Nb-0.3W合金表面细晶层的厚度在110 μm左右，大于Ti-47Al-2Cr-0.2Mo合金。 图2为Ti-47Al-2Cr-0.2Mo和Ti-45Al-7Nb-0.3W合金表面机械碾磨处理前后的X射线衍射谱。可以发现表面机械强化处理前后的两种材料并未发生明显的相变，X射线衍射结果显示材料均以四方TiAl相为主。两种TiAl合金表面机械强化后X射线衍射峰与原始样品相比，均有明显宽化。主要原因可能有两种：一是TiAl合金的表层晶粒在表面机械研磨过程中发生了晶粒的破碎和细化，这与图1中两种TiAl合金横截面的显微组织相吻合；二是在机械研磨后表层的组织中存在大量的残余应力。 图1. TiAl合金表面机械研磨处理后横截面显微组织：(a) Ti-47Al-2Cr-0.2Mo合金，(b) Ti-45Al-7Nb-0.3W合金 图2. TiAl合金表面机械研磨前后X射线衍射谱图：(a) Ti-47Al-2Cr-0.2Mo合金，(b) Ti-45Al-7Nb-0.3W合金 3.2. 显微硬度 图3为两种TiAl样品表面机械强化后沿强化表面的垂直方向由表层向基体过渡的显微硬度分布曲线。从图3可以看出，两种样品的显微硬度由外向内呈现出逐步降低的梯度分布。基体的Ti-47Al-2Cr-0.2Mo样品显微硬度在270 MPa左右，基体Ti-45Al-7Nb-0.3W样品的显微硬度稍高，在370 MPa左右。经表面机械强化处理后，两种样品表面硬度均显著提升，Ti-47Al-2Cr-0.2Mo样品的表面硬度提升到600 MPa左右，提升幅度超过100%；而Ti-45Al-7Nb-0.3W样品表面硬度提升到700 MPa左右，硬度提升幅度在90%以上。从硬度分布曲线来看，距样品表面75 μm深度范围内的硬度远高于基体，其硬度在基体硬度的1.5倍以上，而在100 μm深度以后的组织硬度则维持在稳定的水平，表明表面机械研磨强化处理的有效强化深度达到75 μm。这与Zhao [ 19 ] 等人的研究结果基本一致。 3.3. 滑动摩擦试验 3.3.1. 摩擦系数 Ti-47Al-2Cr-0.2Mo和Ti-45Al-7Nb-0.3W合金表面机械强化处理前后样品均在室温、空气环境下以5N的稳定载荷和0.2 m/s的速度进行了20分钟滑动摩擦磨损试验。每个样品在相同试验条件下重复三次，以减少误差。图4为两种TiAl样品表面机械强化处理前后摩擦系数随时间变化的曲线。如图4(a)和图4(c)所示，原始的热等静压态Ti-47Al-2Cr-0.2Mo合金和Ti-45Al-7Nb-0.3W合金的摩擦系数均在0.45~0.6之间，两者相差不大。图4(b)和图4(d)为两种TiAl样品经表面机械强化后的摩擦系数。与原始样品相比，在摩擦试验初始阶段经表面强化的两种TiAl合金样品的摩擦系数出现了明显下降，并分别维持了不同的时间。强化后Ti-47Al-2Cr-0.2Mo合金低摩擦系数(0.12左右)维持了约450 s，强化后Ti-45Al-7Nb-0.3W合金低摩擦系数(0.15左右)维持了约800 s。表面机械强化处理后两种TiAl合金在摩擦初始阶段低的摩擦系数主要原因是其表面产生的细晶层具有较高的硬度。通常在摩擦载荷一定的情况下，材料表面硬度越高，摩擦表面发生的弹塑性变形越小，其摩擦系数也会越低。强化后Ti-45Al-7Nb-0.3W合金比强化后Ti-47Al-2Cr-0.2Mo合金的低摩擦系数维持的时间长，主要原因可能是，如图1和图3所示，Ti-45Al-7Nb-0.3W合金产生的细晶层较厚且硬度也较高，因此耐磨损的时间较长。当摩擦对偶钢球把TiAl表面的细晶强化层完全磨损后，摩擦系数迅速恢复到原始TiAl样品的摩擦系数。对比图4(b)和图4(d)，很明显，强化后Ti-45Al-7Nb-0.3W合金的细晶层耐磨性能更佳。结合图1和图3，这可以很好地解释了表面机械强化后Ti-45Al-7Nb-0.3W合金的细晶层耐磨性能更佳的原因。 图3. 表面机械强化处理后TiAl硬度沿深度变化曲线 图4. 表面机械强化处理前后TiAl摩擦系数与时间关系(三次重复试验)曲线：((a)， (b)) Ti-47Al-2Cr-0.2Mo; ((c)， (d)) Ti-45Al-7Nb-0.3W 3.3.2. 磨损量 从图5中可以看出，原始热等静压烧结态的Ti-45Al-7Nb-0.3W合金的磨损量略低于Ti-47Al-2Cr-0.2Mo合金的。根据表1中两种合金的显微硬度，可以发现Ti-45Al-7Nb-0.3W合金硬度更高一些，这可能是导致原始Ti-45Al-7Nb-0.3W的耐磨性更好的主要原因。 经表面机械强化处理后的TiAl合金的体积磨损量均比原始样品少。Ti-47Al-2Cr-0.2Mo原始样品摩擦过程中磨损量在160 × 10 − 6 cm 3 左右，经表面机械强化处理后的Ti-47Al-2Cr-0.2Mo样品磨损量在110 × 10 − 6 cm 3 左右，相比原始样品减少不到三分之一；而Ti-45Al-7Nb-0.3W原始样品的磨损量150 × 10 − 6 cm 3 以上，经表面机械强化处理后磨损量减小到50 × 10 − 6 cm 3 以下，减小幅度在三分之二以上。Ti-45Al-7Nb-0.3W样品经表面机械强化处理后耐磨性能提升明显优于Ti-47Al-2Cr-0.2Mo样品。很明显，在相同的表面机械研磨强化条件下，Ti-45Al-7Nb-0.3W合金的表面强化耐磨效果更好。这也与图1和图3中Ti-47Al-2Cr-0.2Mo和Ti-45Al-7Nb-0.3W合金表面机械强化后的细晶层组织的厚度和显微硬度分布具有较好的一致性。Nb元素的加入能细化TiAl合金晶粒，是提高其室温塑性最有效的手段之一。对比图1(a)和图1(b)，能发现Ti-45Al-7Nb-0.3W合金基体的组织更加细小。一般来说，金属的晶粒越细小，其塑性也会越好。这将有利于Ti-45Al-7Nb-0.3W合金在表面机械强化过程中变形更加均匀，同时也减少了表面机械强化过程中加工硬化导致的裂纹和破碎。因此，Ti-45Al-7Nb-0.3W合金表面机械强化后细晶层 图5. TiAl合金表面机械研磨处理前后磨损量 保留得更好，厚度更大。由此可以看出，高含量的Nb元素的引入提高了TiAl基金属间化合物对表面机械研磨强化的效果，有助于提高TiAl基金属间化合物的耐磨性能。 3.3.3. 磨屑形貌及成分分析 图6为表面机械强化处理前后两种TiAl合金在摩擦试验产生的磨屑的扫面电子显微镜照片及元素能谱分析，图6(a)为Ti-47Al-2Cr-0.2Mo原始样品磨屑形貌，从图6(a)中可以看出原始样品磨屑中含有较多大尺寸片状磨屑，考虑为摩擦过程中基体材料的塑形而引起的摩擦对偶球与样品表面在摩擦过程中粘着和基体材料推移堆叠，在长时间的摩擦后粘着堆叠区脱落，呈现为尺寸较大的片状磨屑。其中一些薄而且平的磨屑主要可能来自于粘着磨损。图6(c)为Ti-47Al-2Cr-0.2Mo样品经表面机械强化后的磨屑形貌。与图6(a)对比可见，Ti-47Al-2Cr-0.2Mo经表面机械强化处理后的样品产生的磨屑尺寸相对较小，且未见较大尺寸片状磨屑。图6(e)，图6(g)分别为Ti-45Al-7Nb-0.3W样品经表面机械强化处理前后的摩擦试验产生的磨屑形貌。从图中可看出，经表面机械强化处理后的Ti-45Al-7Nb-0.3W合金摩擦过程中产生的磨屑也较原始的Ti-45Al-7Nb-0.3W合金的磨屑偏小。主要原因可能是Ti-47Al-2Cr-0.2Mo样品经表面机械强化处理后其表面产生一定程度的加工硬化，硬度提高，塑性降低，因而在摩擦过程中粘着和堆叠现象较少，容易破裂成尺寸细小磨屑。 图6(b)、图6(d)、图6(f)和图6(h)为两种TiAl合金表面机械强化处理前后摩擦试验所得磨屑的元素能谱分析。可以看出原始TiAl样品产生的磨屑氧含量要低于表面机械强化处理后TiAl合金产生的磨屑。这可能是因为表面机械研磨后的TiAl合金表面晶粒更加细小，破碎后的磨屑也相对细小，从而导致其磨屑的比表面积更大，在摩擦过程中更容易氧化。这些硬质的氧化物磨屑，如氧化铝等磨屑，将会为整个摩擦过程引入二体或者三体的磨粒磨损。通常三体磨损的磨粒与金属表面产生极高的接触应力，往往超过磨粒的压溃强度。这种压应力使韧性金属的摩擦表面产生塑性变形或疲劳，而脆性金属表面则发生脆裂或剥落。 值得注意的是，不论在表面机械强化处理前后，Ti-47Al-2Cr-0.2Mo样品磨屑中的氧含量总是高于Ti-45Al-7Nb-0.3W样品，这表明Nb元素的引入能有效提高TiAl基金属间化合物的抗氧化能力，这与Chen [ 20 ] 等人的研究结果一致。Jung [ 21 ] 等人的研究结果也表明：在γ-TiAl基合金中，随着Nb含量的提高材料的抗氧化能力得到了显著提高。 3.3.4. 磨痕形貌 图7为表面机械强化前后两种TiAl合金的表面磨痕形貌的背散射电子显微镜照片及对应区域元素能 图6. TiAl合金表面强化处理前后滑动摩擦后磨屑形貌及元素能谱分析：((a)， (b))原始的Ti-47Al-2Cr-0.2Mo；((c)， (d)) SMAT强化的Ti-47Al-2Cr-0.2Mo；((e)， (f))原始的Ti-45Al-7Nb-0.3W；((g)， (h)) SMAT强化的Ti-45Al-7Nb-0.3W 图7. 摩擦试验后TiAl合金表面磨痕背散射电子显微镜照片及元素能谱分析：原始态(a) Ti-47Al-2Cr-0.2Mo；(b) Ti-45Al-7Nb-0.3W；表面机械研磨强化态(c) Ti-47Al-2Cr-0.2Mo；(d) Ti-45Al-7Nb-0.3W；(e)对应图7(c)十字标记区域元素能谱分析和(f)对应图7(d)方形标记区域元素能谱分析 谱分析。对比可见，Ti-45Al-7Nb-0.3W样品在表面机械强化处理后磨痕的宽度最小，这与前文中图5的磨损量数据表现一致。另外，两种TiAl合金的磨痕里面均有平行的细小犁沟，部分摩擦表面还有残留黑色的磨屑在磨痕内，这都是磨粒磨损的典型特征。 由图7(c)和图7(d)可以看出，两种TiAl合金表面机械强化表面的磨痕旁边有部分的白色物质附着，如图7(e)元素能谱分析表明该白色区域为球磨过程中粘附在TiAl合金表面的铬钢球成分。对比图7(a)和图7(c)，发现经表面机械强化后的Ti-47Al-2Cr-0.2Mo样品磨痕宽度要小于图7(a)中的，这意味着强化后Ti-47Al-2Cr-0.2Mo合金更加耐磨。此结果也与图5中的磨损量相吻合。 除图7(c)以外，其他样品的磨痕的端部都堆积附着了一些深色的磨屑，结合图7(f)的能谱分析，这些磨屑大部分由TiAl合金的氧化物组成，还含有少量的Fe元素，其来自于摩擦对偶的铬钢球。证明TiAl合金在摩擦过程中氧化反应比较严重，与Qiu [ 14 ] 的研究结果吻合。另外，氧化反应在摩擦生热的帮助下增强，因此摩擦过程中的机械力能够非常容易地破碎氧化层，随后氧化层将开裂和剥离摩擦表面，并留下的凹坑。如图7(c)所示，表面机械研磨强化的Ti-47Al-2Cr-0.2Mo产生的磨屑只有很少量附着在磨痕上的，这可能是因为其摩擦过程中产生的磨屑硬且脆，导致在摩擦过程中无法进行塑性变形进而粘附在TiAl合金样品的磨痕上。 图8为两种TiAl合金表面机械强化处理前后的摩擦试验后磨痕3D形貌和截面轮廓。由图可得，原始Ti-47Al-2Cr-0.2Mo样品磨痕深度在41 μm左右，经强化后减小到36 μm左右；原始Ti-45Al-7Nb-0.3W样品磨痕深度在30 μm左右，经强化后减小到21 μm左右。结合图7的磨痕宽度分析可知摩擦过程中样品的体积损失为Ti-45Al-7Nb-0.3W样品强化前后的减少幅度远大于Ti-47Al-2Cr-0.2Mo样品，与前文摩 图8. TiAl合金表面强化处理前后磨痕3D形貌与横截面轮廓：(a)原始态Ti-47Al-2Cr-0.2Mo；(b) as-SMATed Ti-47Al-2Cr-0.2Mo；(c)原始态Ti-45Al-7Nb-0.3W；(d) as-SMATedTi-45Al-7Nb-0.3W 擦试验中体积磨损量一致。 由图8(c)可以发现，根据深度的标尺，表面研磨强化后的Ti-47Al-2Cr-0.2Mo的磨痕表面还存在较多的深色斑点，即表面点蚀和剥落，这是表面疲劳磨损的形态。另外，除图8(d)以外，其他三种情况下磨痕中都存在很大量平行的犁沟。而表面机械研磨后的Ti-45Al-7Nb-0.3W合金表面磨痕相对平整。通常平行的犁沟是由硬质的第三相颗粒在摩擦中产生。这也间接的表明Ti-45Al-7Nb-0.3W样品表面机械研磨强化后表面生成了较厚的耐磨细晶层。