1、引言

TC4(Ti-6Al-4V)、TA15(Ti-6.5Al-2Zr-1Mo-1V)等鈦合金因具備高比強度[1-2]、優異的耐腐蝕性與高溫穩定性，被廣泛應用于航空航天、生物醫學等高端領域[3]。擴散焊、電子束焊等傳統焊接技術雖能實現鈦合金的異質連接，卻難以避免熱影響區脆化、殘余應力集中等問題[4]。激光增材制造技術憑借逐層熔融沉積的特點，可實現材料成分-結構的梯度化設計，因此得到了廣泛應用[5]。然而，異質鈦合金復合材料的界面結合強度、耐磨性等常因界面處成分與組織的突變發生劣化，成為制約其使用可靠性的關鍵瓶頸[6]。Zhao等[7]研究發現，Ti/Ni/Ti異質結構表現出類似加工硬化的特性，而Ni/Ti/Ni結構的層間流變差異較為顯著，易破壞鍵合界面并降低界面結合質量。黃宏康等[8]制備TiC/TC4復合材料時發現，材料中的TiC主要以未溶TiC、共晶TiC及沉淀析出TiC三種形態存在，且熔池內外TiC的尺寸與數量差異顯著，其中共晶TiC與β-Ti之間沒有明顯的取向關系，而共晶TiC、晶粒內TiC均與α'-Ti存在顯著的取向關系。

此外，摩擦學在國民經濟發展與人類文明進步中發揮著至關重要的作用。高摩擦系數材料在摩擦傳動、防滑制動等領域中的應用，對社會發展起到了積極的推動作用。Zhang等[10]采用一次軋制工藝制備出AlCrTiN/6061"砂漿-磚"型層狀復合材料，其摩擦系數處于0.379~0.437區間，可滿足汽車輕量化與高性能制動的應用需求。Li等[11]制備了新型MoB/Cu層狀復合材料，研究發現MoB陶瓷層能顯著改善銅基復合材料的摩擦磨損性能，且摩擦過程中生成的潤滑膜主要由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。該復合涂層的顯微硬度可達基體的2.14倍，涂層中的增強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，關于異質界面性能優化的相關研究多聚焦于單一材料體系、涂層結構設計[13-15]或僅關注異質界面的力學性能表征[16-17]，而關于鈦合金異質界面在沉積順序調控下的拉伸與磨損性能協同優化，目前仍缺乏系統性研究。現有研究結果表明，沉積順序可通過影響熔池熱力學條件與元素擴散行為，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制備了兩種不同沉積順序的GRCop-42/Alloy718雙金屬材料。研究發現：當先沉積Alloy718合金時，稀釋作用與對流混合會導致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；當沉積順序反轉時，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構的TC4-(TiB+TiC)/TC4復合材料。結果表明：當將(TiB+TiC)/TC4層沉積于TC4層之上時，液態鈦既會在增強相(TiB晶須、TiC顆粒)表面發生異質形核，也會發生均勻形核，大幅促進了柱狀晶向等軸晶的轉變，最終形成界面清晰、無明顯過渡層的形貌；反之，當將TC4層沉積于(TiB+TiC)/TC4層之上時，熔池底層會出現少量分布不均的(TiB+TiC)形核顆粒，形成了區別于TC4層與(TiB+TiC)/TC4層的層間過渡層，進而促進了等軸組織的形成。盡管已有上述研究，但沉積順序如何通過調控界面微觀結構實現界面強韌性與耐磨性的協同提升，仍是目前亟待解決的科學問題。

本文以TC4-TA15異質鈦合金為研究對象，系統對比了I型(TC4/TA15)與II型(TA15/TC4)兩種沉積順序對材料界面拉伸性能及摩擦磨損行為的影響，揭示了沉積順序-微觀結構-磨損機制的跨尺度關聯規律。本研究的創新點主要體現在兩方面：1)構建了界面梯度遞增模型，為異質材料界面磨損性能的測定提供了新的技術策略；2)提出了沉積順序調控的跨尺度理論模型，明確了沉積順序-元素擴散-界面性能之間的內在關聯。

2、材料和方法

2.1 樣品制備

本試驗所用材料為鍛造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)形貌與粒度分布結果，圖1(c)、(d)為TA15粉末的SEM形貌與粒度分布結果。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異的流動性能。兩種鈦合金粉末的詳細化學成分如表1所示。在增材制造試驗前，對基板表面進行打磨處理，以提升沉積層與基板的結合強度；同時將粉末置于惰性氣氛中，在100 ℃條件下烘干6 h，完成粉末預處理。

表1 TC4和TA15材料的化學成分(質量分數，%)

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

2.2 試驗設計

激光熔融沉積法復合兩種異質合金時，基板表面會形成熔池與熱影響區，導致異質合金的實際界面發生偏移與扭曲。因此在理論界面上下各0.5 mm的范圍內，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截取一個梯度試樣，取樣策略如圖2(c)所示，同時選取基板試樣與沉積試樣作為對照組。基于此，針對TC4/TA15即I型復合材料共制取7個摩擦磨損試樣開展試驗，沿沉積方向將其依次命名為I-1、I-2、…、I-7，完整取樣示意圖如圖2(d)所示，其中線條標注的是摩擦磨損試驗的測試表面。同理，II型復合材料的試樣依次命名為II-1、II-2、…、II-7。磨損試驗采用功率為1.5 kW的MMQ-02G型球盤式摩擦磨損試驗機完成，試驗示意圖如圖3所示。試驗參數設定如下：電機轉速(ω)為560 r/min，施加載荷為10 N，磨損半徑為3 mm，單件試樣的磨損時長為30 min，對磨副選用直徑為5 mm的Si?N?陶瓷球。采用萊州知金HV-5/10/30/50E型維氏硬度計對磨損后的試樣進行維氏硬度測試，測試載荷為5 N，保荷時間為15 s。為減小測試誤差，在每個磨損表面上選取12個測試點進行測定。沿沉積方向切割拉伸試樣，試樣尺寸如圖2(b)所示。采用長春新特電子萬能試驗機在室溫下開展拉伸試驗，拉伸速率設定為0.5 mm/min。為降低試驗誤差，每組試驗均測試4個試件。

2.3 結構表征

對制備完成的拉伸試樣表面進行研磨和拋光處理，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型場發射掃描電子顯微鏡及能譜儀(EDS)，對試樣的表面形貌與元素組成進行系統分析和表征。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。

在摩擦磨損試驗前先對試樣進行打磨處理，保證試樣表面平整，且試驗以摩擦系數與磨損體積作為耐磨性能評價指標。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。同時選取磨損性能最優的部位，利用ESCALAB QXi型多功能X射線光電子能譜儀(XPS)對摩擦磨損區域進行物相分析，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果。其中圖4(a)、(b)為I型界面的測試結果，可觀察到該界面處呈現等軸晶與柱狀晶共存的組織特征。在激光熔覆過程中，熔池內極高的溫度梯度會抑制均勻形核，致使晶粒優先沿熱流方向外延生長，最終形成外部柱狀晶、內部等軸晶的混合組織形態。對該界面進行線掃描分析未發現明顯的元素擴散現象，這一結果或與兩種鈦合金的成分差異較小相關。

圖4(c)為II型界面的測試結果，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元素的相對含量呈小幅上升趨勢。由此可推斷，中性元素Zr在界面區域發生偏聚，通過Zener釘扎效應抑制α/β相粗化并降低界面能，進而促成了該過渡層的形成。此類由沉積順序差異引發的界面形態不同的現象已被諸多研究證實。由此表明，沉積順序可通過調控熔池形核條件與化學勢場(元素分配)，主導異質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。經腐蝕處理后，試樣沉積層區域呈現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，可見其為細小的針狀馬氏體組織，α相與β相無規則交錯分布并形成網籃狀結構。基板TA15的微觀組織則表現為規則的等軸晶結構，α相呈近圓形，β相圍繞α相生長分布，如圖5(e)~(g)所示。

圖6為II型沉積順序試樣的SEM表征結果。其中圖6(b)~(d)為沉積層TA15的微觀組織，該組織呈網籃狀結構。相較于TC4沉積層，TA15沉積層的組織排布更規整有序，α相呈短粗狀，為片狀馬氏體結構，且組織間生成大量晶界，晶界兩側的組織生長方向與形貌均存在明顯差異。圖6(e)~(g)為TC4基板的SEM表征結果，其微觀組織以等軸結構為主，且組織生長方向與界面呈約45°夾角。該現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結果，可見兩類試樣的屈服強度與極限抗拉強度相近，而斷后伸長率存在顯著差異。由圖7(c)可知，I型試樣的斷后伸長率較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，可見斷裂處均以網籃組織為主，由此可知該試樣的斷裂位置位于TC4沉積區。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，說明II型試樣的斷裂位置處于TC4基板區。從兩類試樣的縮頸現象也可觀察到，I型試樣的縮頸效應顯著，這也是其斷后伸長率更高的原因。上述結果也很好地解釋了兩種沉積順序試樣具有相近屈服強度與極限抗拉強度的原因：兩類試樣均在TC4區域發生斷裂，TC4區域為該異質鈦合金復合材料的力學薄弱區。

表2為圖8中測點的EDS分析結果，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、未熔合等缺陷并產生殘余應力，易造成局部應力集中并降低材料延展性，因此增材TC4的斷后伸長率低于板材TC4。從微觀角度來看，增材TC4經快速凝固后形成了細小的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中選點的EDS結果(質量分數，%)

3.3 摩擦磨損性能

圖9為I型材料界面區域的梯度試樣(含上下梯度分布)及對照組的磨損性能測試結果，其摩擦系數演化曲線呈現明顯的兩階段特征：初始階段(0~255 s)摩擦系數呈快速上升趨勢，該階段以黏著磨損為主要機制，表現為材料表面微凸體接觸引發的塑性變形與局部黏著效應；后續進入穩態階段(255~1800 s)，磨損機制轉變為磨粒磨損主導，磨屑的第三體作用與硬質相的犁削效應成為主要的能量耗散形式。值得注意的是，界面下0.5 mm區域的試樣展現出最優的摩擦學性能，其平均摩擦系數(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)。該現象或源于I型沉積順序下界面區域α/β相分布的亞穩態特征與殘余應力的累積效應，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變化曲線，其摩擦磨損過程同樣呈現兩階段特征：初始階段(0~242 s)以黏著磨損為主要機制，后續進入穩態磨損階段(242~1800 s)，磨損機制轉變為磨粒磨損主導。其中理論界面下0.25 mm處的試樣表現出最優的耐磨性能，其穩態摩擦系數為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處的試樣也展現出優異的摩擦學性能，摩擦系數低至0.285，優于其余對照組試樣。該現象可歸因于II型沉積順序下界面擴散層(厚度約為30 μm)的致密化效應，以及氧偏聚引發的表面硬化行為。對比所有磨損試樣的測試結果可見，II型沉積順序下各試樣的摩擦系數整體均處于較低水平，說明該沉積順序可顯著提升界面區域的耐磨性能，而I型沉積順序下界面區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分析結果。圖11(a)、(b)的SEM圖像顯示，磨損表面的碎屑易發生堆積并形成粗糙表面，呈現出顯著的黏著磨損特征。由圖11(d)、(e)可見，磨損表面表現出溝槽狀磨損形貌，且伴隨有與滑動方向平行的塑性變形。犁溝之間存在平整光滑的區域，其周邊散布著剝落坑。該類剝落坑是磨損球在往復運動過程中剝離材料表面顆粒形成的。此外，摩擦法向應力引發的微切削效應，在光滑的摩擦表面上產生了分散的磨屑。圖11(c)、(f)的EDS分析結果表明，磨屑的成分主要為磨損球、鈦合金基體及氧化物。上述結果證實，該材料在磨損過程中同時發生了黏著磨損、磨粒磨損與氧化磨損，其中磨粒在滑動過程中對摩擦表面產生切削作用，進而形成溝槽形貌。同時，在磨損表面觀測到微觀裂紋，該裂紋的產生可能與磨損過程中積聚的殘余應力相關。變形區微裂紋擴展引發的分層剝落現象。片層狀磨屑的堆積及局部材料的碎片化特征表明，該界面區域的磨損過程中存在顯著的脆性斷裂與第三體磨損的協同作用。

如圖12(a)、(b)所示，II型界面典型磨損表面的SEM表征結果顯示，其微觀磨損形貌與I型界面相似，均呈現出明顯的磨粒磨損特征。在磨損表面可觀察到沿對磨球滑動軌跡定向分布的連續犁溝，并伴隨塑性變形區微裂紋擴展引發的分層剝落現象。圖12(c)中磨損表面分布的白色氧化物碎屑的EDS點掃分析結果(表3)顯示，其氧元素質量分數達8.54%，較基體提升90.2%，同時該區域富集N(質量分數為6.99%)與Si(質量分數為0.65%)元素，據此推測該氧化物為摩擦熱誘導原位生成的Si?N?與SiO?復合氧化物。該結論與圖12(d)的面掃描結果(碎屑區域O元素出現明顯偏聚)高度吻合，證實了該磨損過程中存在氧化磨損與磨粒磨損的耦合作用機制。

表3 圖12(c1)中所選點的EDS結果(質量分數，%)

圖13(a)為I型材料磨損區橫截面的二維輪廓形貌，可見其界面過渡區呈現出顯著的非均勻塑性變形特征。經定量輪廓分析[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)。該現象可歸因于：I型沉積順序下界面梯度區的微觀結構發生劣化，界面區域α相平均晶粒尺寸粗化、β相體積分數降低，進而導致Hall-Petch強化效應減弱，這一規律在Li等[21]的相關研究中也得到了驗證。上述結果充分表明，I型沉積順序下界面區域的耐磨性能顯著劣于均質TC4沉積層與TA15基體材料。

圖13(c)為II型材料磨損區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據。在14組梯度試樣中，II-3試樣展現出最優的耐磨性能，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%，充分體現出II型沉積順序在界面強化方面的優勢。該現象的成因可歸結為：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組分主要為高能Si 2p、SiO?、Ti 2p?/?及TiO?，其中不同峰區代表對應特征峰相關氧化物的相對豐度。圖14(g)~(i)為兩個磨損表面的全譜對比結果，可見兩種界面的能譜變化趨勢大體一致，但II型界面磨損表面的O、Ti、Si元素含量均高于I型界面。上述結果表明，II型摩擦界面的反應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，進而導致摩擦膜內Ti??的相對豐度有所降低。

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域的維氏硬度分布。其中，圖15(a)為I型界面的硬度分布，結果顯示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，整體硬度呈現上升-下降-上升的變化趨勢。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[Z=(0±0.25)mm]硬度呈先上升后下降的變化趨勢，硬度峰值達(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，沉積順序對異質合金界面結合區域的硬度分布具有重要調控作用。

4、討論

本研究系統探究了I型(TC4/TA15)與II型(TA15/TC4)兩種沉積順序對異質鈦合金復合材料界面結合性能及摩擦磨損特性的影響規律，明確了界面微觀結構、相組成與材料力學行為之間的內在關聯機制。下文結合試驗結果與現有理論展開具體討論。

I型試樣的斷后伸長率較II型顯著高49.13%，但兩類試樣的斷裂位置均處于TC4區域，表明TC4為該異質鈦合金復合材料的力學薄弱區。兩種沉積順序試樣均在強度更低的TC4區發生斷裂，說明界面結合強度遠高于TC4基材本身，這一結果進一步驗證了該增材制造工藝在異質合金結合中的技術優越性。該現象可歸因于增材制造TC4的快速凝固特性，其內部生成的細小α馬氏體與網籃狀組織會阻礙位錯運動，同時增材工藝引入的未熔合孔隙與殘余拉應力易促進裂紋形核，這與Ghanavati等關于增材制造異質合金脆性斷裂的研究結論相一致。相較而言，II型試樣通過TA15沉積層的短粗片狀馬氏體與TC4基體的等軸晶結構實現良好結合，且界面過渡區發生晶粒細化，顯著增強了界面結合強度，但其斷后伸長率仍受限于界面過渡區β相富集所引發的位錯塞積效應。

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，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導致熔池內的均勻形核速率顯著降低，進而促使TC4沉積層以柱狀晶形式生長。在高溫熔池環境中，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成的晶體學基底，成為外延生長的形核起點。高溫條件下晶粒的競爭性生長機制主導了后續的晶體生長過程，最終造成粗大柱狀晶粒的持續性生長，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。同時，TC4沉積層中Al、V原子的引入會引發界面處的元素擴散反應，但由于TA15基材本身已含有較高濃度的Al、Mo和V元素，其微觀組織對額外擴散進來的V元素不敏感，TA15基材側微觀組織未發生顯著變化，因此TC4/TA15界面處的組織對比度較低。

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增強顆粒，熔池底部的Ti-V與Ti-Al固溶體在TA15沉積過程中充當晶體學形核基底。在熔池冷卻過程中，α穩定元素Al發生偏聚并富集于α相，β穩定元素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相的析出進程，進而促進晶粒細化，提升兩相界面的結合強度。上述元素偏聚與晶粒細化的協同作用，最終在界面處形成了富含β穩定元素且殘留少量β相的寬幅致密擴散過渡區，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為該異質鈦合金復合材料的磨損作用原理示意圖。在該磨損模型中，Si?N?對磨球承受摩擦方向的往復載荷時，高局部接觸應力會在接觸區域形成高溫區，且大氣環境中的O元素參與了材料表面的磨損反應過程。摩擦表面形成的潤滑膜層主要由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：一是界面區域α相晶粒粗化、β相體積分數降低，Hall-Petch強化效應被削弱，導致材料剪切抗力不足；二是界面區的殘余拉應力易與摩擦剪切應力疊加，加速微裂紋的萌生與擴展，這一結論與Zhang等關于梯度材料磨損的應力敏感性研究結果相一致。II型界面下0.25 mm處展現出最優的摩擦學性能，穩態摩擦系數低至0.277，其作用機理為：該沉積順序促使界面處形成特征過渡層，過渡區域內α相晶粒細化、晶界數量增多，材料抵抗外部破壞的能力顯著提升；同時，在摩擦熱的誘導作用下，接觸界面原位生成以TiO?-SiO?為主的復合氧化層。這一過程使磨損主導機制從對磨球與基體直接接觸的二體磨損，轉變為以氧化層磨屑為界面介質的三體磨損。該轉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滑雙重效應實現了減摩抗磨的作用[24]。上述結果表明，合理設計沉積順序是提升異質鈦合金復合材料界面磨損可靠性的關鍵途徑。

5、結論

本研究系統探究了沉積順序對激光熔融沉積制備TC4-TA15異質鈦合金復合材料界面結合強度與摩擦磨損性能的影響規律，主要研究結論如下：

(1) 異質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合材料力學性能存在顯著差異。I型(TC4/TA15)復合材料的斷后伸長率顯著高于II型(TA15/TC4)，而II型復合材料通過Zr、Al、V、Mo元素在界面處的擴散與固溶，形成了寬度約為30 μm的連續擴散過渡區。該區域可延緩α相析出并實現α相晶粒細化，同時伴隨β相富集與晶界數量增加，展現出更高的界面結合強度。I型復合材料界面區域的硬度最低，僅為321.33 HV，對應其耐磨性能表現最差。II型復合材料界面區域的硬度較TC4基體提升21.06%，最優硬度性能與TA15沉積層相當。

(2) II型復合材料界面區域展現出優異的耐磨性能，其穩態平均摩擦系數低至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型復合材料界面最優樣品分別降低70.05%、41.11%。該優異耐磨性能的成因主要為：II型界面形成的晶粒細化過渡層結構可有效抵抗外部磨粒的破壞作用，同時摩擦熱誘導生成的TiO?-SiO?復合氧化物磨屑可對材料表面形成防護，雙重作用下復合材料的耐磨性能得到顯著改善。

(3) 沉積順序對TC4-TA15復合材料的界面微觀結構與磨損性能具有顯著調控作用。II型沉積順序通過細化界面晶粒、形成連續擴散過渡層及促進界面β相富集，大幅提升了復合材料的界面硬度與耐磨性能，驗證了沉積順序設計在提升異質鈦合金復合材料界面服役可靠性中的關鍵作用。

綜上，II型沉積順序(TA15/TC4)制備的復合材料，在界面結合強度與耐磨性能方面均表現更優。研究結果為高性能異質鈦合金復合材料的結構設計與制備工藝優化提供了重要的參考。

參考文獻

[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. 激光沖擊強化對不同組織TA15鈦合金耐蝕性的影響[J]. 中國激光, 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研究進展[J]. 激光與光電子學進展, 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. 選區激光熔化成形TiC/TC4復合材料的工藝參數與組織演變研究[J]. 中國激光, 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, 林波, 等. 激光熔覆AlN/TiAl制備Ti-Al-N復合涂層及其摩擦性能研究[J]. 激光技術, 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異質功能材料原位梯度增材成形與界面組織演化[J]. 中國激光, 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熔化與鍛態TC4合金的磨損性能對比研究[J/OL]. 摩擦學學報: 1-18[2025-06-13]. https://kns.cnki.net/KCMS/detail/detail.aspx?filename=MCXX20250612001&dbname=CJFD&dbcode=CJFQ.

（注，原文標題：不同沉積順序的TC4-TA15異質界面拉伸磨損性能分析）