【摘 要】
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钛及钛合金虽然具有密度小、比强度高、耐腐蚀、生物相容性好等优点,但硬度低、耐磨性差等固有缺点严重制约其广泛应用。基于此,本文在TA2工业纯钛表层渗入C、Al元素,以期获得含有高硬度的Ti C及Ti-Al金属间化合物多相复合改性层。通过双层辉光等离子渗碳、磁控溅射镀铝、热浸镀铝等表面处理方法,在钛表面采用了渗碳后再渗铝（简称:渗碳-渗铝）和渗铝后再渗碳（简称:渗铝-渗碳）两种不同处理过程的技术路线,
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钛及钛合金虽然具有密度小、比强度高、耐腐蚀、生物相容性好等优点,但硬度低、耐磨性差等固有缺点严重制约其广泛应用。基于此,本文在TA2工业纯钛表层渗入C、Al元素,以期获得含有高硬度的Ti C及Ti-Al金属间化合物多相复合改性层。通过双层辉光等离子渗碳、磁控溅射镀铝、热浸镀铝等表面处理方法,在钛表面采用了渗碳后再渗铝（简称:渗碳-渗铝）和渗铝后再渗碳（简称:渗铝-渗碳）两种不同处理过程的技术路线,制备出了碳铝复合改性层,系统研究了复合改性层的组织结构及演变过程和性能特征,通过热力学、动力学分析,揭示了两种方案复合改性层的形成过程及机制,研究结果如下:“渗碳-渗铝”技术路线采用双辉等离子渗碳技术在TA2钛表面形成了厚度约100μm含有Ti及Ti C相的渗碳层,再通过磁控溅射镀铝技术在渗碳层表面制备厚度约为20μm的镀Al层,然后利用真空扩散热处理使最外层的Al向渗碳层中扩散,形成了Ti Al3相,但随着扩散的充分进行,将会逐渐形成Ti2Al5相;热力学分析表明,Ti C相在复合改性层形成过程中能够稳定存在,最终形成了由Ti Al3、Ti2Al5、Ti C及Ti相组成的碳铝复合改性层;动力学分析表明,复合改性层形成过程中Al向渗碳层中扩散时激活能为150.17×10~3J/mol;复合改性层厚度与扩散热处理温度、时间的关系符合动力学方程:Y=42.95exp（-150.17×10~3/RT）t1/2。“渗铝-渗碳”技术路线采用热浸镀铝在TA2表面形成了约4-11μm的渗铝层,其主要由Ti及Ti Al3相组成,对渗铝层样品进行双辉等离子渗碳后最终形成了由Ti Al3、Ti Al、Ti3Al、Ti和Ti C相组成的碳铝复合改性层。研究发现,渗碳过程中Ti Al3相稳定存在于复合改性层中,渗铝层中的Al向基体扩散时逐渐形Ti Al、Ti3Al相;渗碳时产生的活性C原子与Ti-Al相之间不具备形成三元化合物的热力学条件。复合改性层厚度受渗铝层厚度的影响,热浸镀铝时Al向Ti基体中扩散形成渗铝层的激活能为71.67×10~3 J/mol;渗铝层厚度与热浸镀铝温度及时间符合动力学方程:Y=5.16×10-4exp（-71.67×10~3/RT）t1/2;碳铝复合改性层厚度与渗铝层厚度之间的关系满足:Y=-0.33x~2+7.11x-3.54。“渗碳-渗铝”复合改性层硬度随着Ti-Al相含量的增加而不断提高,并向基体方向呈梯度递减分布;Ti-Al相的形成替代了渗碳层中Ti相,对Ti C相周围产生微区硬化,提高了复合改性层抵抗外加载荷引起的微区变形抗力,使得复合改性层硬度及耐磨性显著提高;硬度最高达到1231 HV0.1是TA2硬度的6倍;平均摩擦系数最低达到0.32,磨损体积最低0.016 mm~3较TA2降低了近14倍,磨损机制主要为粘着磨损及轻微磨粒磨损。“渗铝-渗碳”复合改性层以Ti-Al相为主,形成了Ti C相对Ti-Al相的复合强化,相对于Ti C相而言Ti-Al相硬度较低,使得以Ti-Al相为主的复合改性层硬度最高仅达到840 HV0.1;平均摩擦系数为0.32-0.34左右,磨损体积最低达到0.031 mm~3,磨损机制主要为粘着磨损及疲劳磨损。“渗碳-渗铝”复合改性层电化学分析表明,复合改性层整体耐蚀性与TA2比较下降幅度不大;最优自腐蚀电流密度icorr达到-1.77×10-7A/cm~2与TA2的自腐蚀电流密度相当,自腐蚀电位仅下降了0.1V。“渗铝-渗碳”复合改性层中Ti-Al相自腐蚀电位较低,以颗粒状分布且存在大量间隙,易导致微区电偶腐蚀,从而使得复合改性层耐蚀性明显下降,其自腐蚀电流密度较TA2上升了2个数量级。两种方法制备的碳铝复合改性层形成机制不同,导致复合改性层中Ti C、Ti-Al金属间化合物多相强化机制及强化效果略有差异。对比发现,“渗碳-渗铝”（渗碳层/镀铝层+扩散热处理）方法制备的复合改性层综合性能较优,能够更加全面实现钛表面复合改性。
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