面向航空航天异质钛合金构件界面可靠性设计的沉积顺序优化准则——基于TC4-TA15复合材料拉伸断口形貌演变、磨痕轮廓三维量化及磨损表面物相深度解析的综合实验论证

1、引言

TC4(Ti-6Al-4V)、TA15(Ti-6.5Al-2Zr-1Mo-1V)等钛合金因具备高比强度[1-2]、优异的耐腐蚀性与高温稳定性，被广泛应用于航空航天、生物医学等高端领域[3]。扩散焊、电子束焊等传统焊接技术虽能实现钛合金的异质连接，却难以避免热影响区脆化、残余应力集中等问题[4]。激光增材制造技术凭借逐层熔融沉积的特点，可实现材料成分-结构的梯度化设计，因此得到了广泛应用[5]。然而，异质钛合金复合材料的界面结合强度、耐磨性等常因界面处成分与组织的突变发生劣化，成为制约其使用可靠性的关键瓶颈[6]。Zhao等[7]研究发现，Ti/Ni/Ti异质结构表现出类似加工硬化的特性，而Ni/Ti/Ni结构的层间流变差异较为显著，易破坏键合界面并降低界面结合质量。黄宏康等[8]制备TiC/TC4复合材料时发现，材料中的TiC主要以未溶TiC、共晶TiC及沉淀析出TiC三种形态存在，且熔池内外TiC的尺寸与数量差异显著，其中共晶TiC与β-Ti之间没有明显的取向关系，而共晶TiC、晶粒内TiC均与α'-Ti存在显著的取向关系。

此外，摩擦学在国民经济发展与人类文明进步中发挥着至关重要的作用。高摩擦系数材料在摩擦传动、防滑制动等领域中的应用，对社会发展起到了积极的推动作用。Zhang等[10]采用一次轧制工艺制备出AlCrTiN/6061"砂浆-砖"型层状复合材料，其摩擦系数处于0.379~0.437区间，可满足汽车轻量化与高性能制动的应用需求。Li等[11]制备了新型MoB/Cu层状复合材料，研究发现MoB陶瓷层能显著改善铜基复合材料的摩擦磨损性能，且摩擦过程中生成的润滑膜主要由MoO₃、Al₂O₃和Fe₂O₃组成。黄飞龙等[12]在TC4钛合金表面上制备了Ti-Al-N涂层。该复合涂层的显微硬度可达基体的2.14倍，涂层中的增强相有效提升了基体的耐磨性能，使材料磨损率较TC4基体降低41.34%。

近年来，关于异质界面性能优化的相关研究多聚焦于单一材料体系、涂层结构设计[13-15]或仅关注异质界面的力学性能表征[16-17]，而关于钛合金异质界面在沉积顺序调控下的拉伸与磨损性能协同优化，目前仍缺乏系统性研究。现有研究结果表明，沉积顺序可通过影响熔池热力学条件与元素扩散行为，改变界面相组成及缺陷分布特征。Iams等[18]采用定向能量沉积技术制备了两种不同沉积顺序的GRCop-42/Alloy718双金属材料。研究发现：当先沉积Alloy718合金时，稀释作用与对流混合会导致GRCop-42沉积层中的Ni、Fe元素含量升高，有利于α-Cr固定相的形成；当沉积顺序反转时，可在GRCop-42材料中观察到Nb沉淀物。Jiao等[19]采用激光熔融沉积法制备了层状结构的TC4-(TiB+TiC)/TC4复合材料。结果表明：当将(TiB+TiC)/TC4层沉积于TC4层之上时，液态钛既会在增强相(TiB晶须、TiC颗粒)表面发生异质形核，也会发生均匀形核，大幅促进了柱状晶向等轴晶的转变，最终形成界面清晰、无明显过渡层的形貌；反之，当将TC4层沉积于(TiB+TiC)/TC4层之上时，熔池底层会出现少量分布不均的(TiB+TiC)形核颗粒，形成了区别于TC4层与(TiB+TiC)/TC4层的层间过渡层，进而促进了等轴组织的形成。尽管已有上述研究，但沉积顺序如何通过调控界面微观结构实现界面强韧性与耐磨性的协同提升，仍是目前亟待解决的科学问题。

本文以TC4-TA15异质钛合金为研究对象，系统对比了I型(TC4/TA15)与II型(TA15/TC4)两种沉积顺序对材料界面拉伸性能及摩擦磨损行为的影响，揭示了沉积顺序-微观结构-磨损机制的跨尺度关联规律。本研究的创新点主要体现在两方面：1)构建了界面梯度递增模型，为异质材料界面磨损性能的测定提供了新的技术策略；2)提出了沉积顺序调控的跨尺度理论模型，明确了沉积顺序-元素扩散-界面性能之间的内在关联。

2、材料和方法

2.1 样品制备

本试验所用材料为锻造TC4合金基材、锻造TA15合金基材，以及气雾法制备的TC4合金球形粉末、TA15合金球形粉末，所有粉末的粒度范围均为53~150 μm。其中，图1(a)、(b)为TC4粉末的扫描电镜(SEM)形貌与粒度分布结果，图1(c)、(d)为TA15粉末的SEM形貌与粒度分布结果。由图1可清晰观察到，所用粉末球形度良好、表面光滑。该形貌特征保障粉末具备优异的流动性能。两种钛合金粉末的详细化学成分如表1所示。在增材制造试验前，对基板表面进行打磨处理，以提升沉积层与基板的结合强度；同时将粉末置于惰性气氛中，在100 ℃条件下烘干6 h，完成粉末预处理。

表1 TC4和TA15材料的化学成分(质量分数，%)

本研究采用YLS-2000型光纤激光器(聚焦光斑直径为4 mm)，在氩气保护气氛下利用矩形波纹管结构开展增材制造试验。试验设备如图2(a)所示，激光喷嘴结构示意图如图2(c)所示。试验设定激光功率为2400 W、扫描速度为10 mm/s，沉积层单层高度为0.6 mm。基于上述工艺参数与试验设备制备了不同沉积顺序下的TC4-TA15异质钛合金复合材料，具体为在TA15基板上沉积TC4粉末制得TC4/TA15复合材料、在TC4基板上沉积TA15粉末制得TA15/TC4复合材料。为便于后续区分与分析，将TC4/TA15复合材料命名为I型材料，TA15/TC4复合材料命名为II型材料。

2.2 试验设计

激光熔融沉积法复合两种异质合金时，基板表面会形成熔池与热影响区，导致异质合金的实际界面发生偏移与扭曲。因此在理论界面上下各0.5 mm的范围内，采用梯度切割方式制取摩擦磨损试样，沿沉积方向每0.25 mm截取一个梯度试样，取样策略如图2(c)所示，同时选取基板试样与沉积试样作为对照组。基于此，针对TC4/TA15即I型复合材料共制取7个摩擦磨损试样开展试验，沿沉积方向将其依次命名为I-1、I-2、…、I-7，完整取样示意图如图2(d)所示，其中线条标注的是摩擦磨损试验的测试表面。同理，II型复合材料的试样依次命名为II-1、II-2、…、II-7。磨损试验采用功率为1.5 kW的MMQ-02G型球盘式摩擦磨损试验机完成，试验示意图如图3所示。试验参数设定如下：电机转速(ω)为560 r/min，施加载荷为10 N，磨损半径为3 mm，单件试样的磨损时长为30 min，对磨副选用直径为5 mm的Si₃N₄陶瓷球。采用莱州知金HV-5/10/30/50E型维氏硬度计对磨损后的试样进行维氏硬度测试，测试载荷为5 N，保荷时间为15 s。为减小测试误差，在每个磨损表面上选取12个测试点进行测定。沿沉积方向切割拉伸试样，试样尺寸如图2(b)所示。采用长春新特电子万能试验机在室温下开展拉伸试验，拉伸速率设定为0.5 mm/min。为降低试验误差，每组试验均测试4个试件。

2.3 结构表征

对制备完成的拉伸试样表面进行研磨和抛光处理，随后采用钛合金金相腐蚀剂(HF、CH₃COOH、H₂O的体积比为1∶1∶4)刻蚀约10 s。分别利用金相显微镜(OM, SOPTOP RX50M)、日本电子JSM-7800F型场发射扫描电子显微镜及能谱仪(EDS)，对试样的表面形貌与元素组成进行系统分析和表征。在试样拉伸断裂后，通过扫描电子显微镜观察其拉伸断口形貌及断裂部位的微观组织，以此确定具体断裂位置。

在摩擦磨损试验前先对试样进行打磨处理，保证试样表面平整，且试验以摩擦系数与磨损体积作为耐磨性能评价指标。采用扫描电镜观察磨痕的微观形貌，借助PhaseShift Micro XAM型白光干涉表面轮廓仪表征磨损表面的三维形貌与磨损体积。同时选取磨损性能最优的部位，利用ESCALAB QXi型多功能X射线光电子能谱仪(XPS)对摩擦磨损区域进行物相分析，明确试样中存在的物相类型及磨损过程中生成的氧化物类型。

3、结果

3.1 界面微观形貌

图4为两种界面的SEM形貌及线扫描分析结果。其中图4(a)、(b)为I型界面的测试结果，可观察到该界面处呈现等轴晶与柱状晶共存的组织特征。在激光熔覆过程中，熔池内极高的温度梯度会抑制均匀形核，致使晶粒优先沿热流方向外延生长，最终形成外部柱状晶、内部等轴晶的混合组织形态。对该界面进行线扫描分析未发现明显的元素扩散现象，这一结果或与两种钛合金的成分差异较小相关。

图4(c)为II型界面的测试结果，可见其界面处形成了宽度约为30 μm的元素过渡层。由图4(d)可知，界面处Zr、Mo元素的相对含量呈小幅上升趋势。由此可推断，中性元素Zr在界面区域发生偏聚，通过Zener钉扎效应抑制α/β相粗化并降低界面能，进而促成了该过渡层的形成。此类由沉积顺序差异引发的界面形态不同的现象已被诸多研究证实。由此表明，沉积顺序可通过调控熔池形核条件与化学势场(元素分配)，主导异质界面的形核模式与相组成分布特征。

3.2 拉伸性能

图5为I型沉积顺序试样的SEM形貌图。经腐蚀处理后，试样沉积层区域呈现出层状分布的条状界面特征，如图5(a)所示。沉积层TC4的微观组织形貌如图5(b)~(d)所示，可见其为细小的针状马氏体组织，α相与β相无规则交错分布并形成网篮状结构。基板TA15的微观组织则表现为规则的等轴晶结构，α相呈近圆形，β相围绕α相生长分布，如图5(e)~(g)所示。

图6为II型沉积顺序试样的SEM表征结果。其中图6(b)~(d)为沉积层TA15的微观组织，该组织呈网篮状结构。相较于TC4沉积层，TA15沉积层的组织排布更规整有序，α相呈短粗状，为片状马氏体结构，且组织间生成大量晶界，晶界两侧的组织生长方向与形貌均存在明显差异。图6(e)~(g)为TC4基板的SEM表征结果，其微观组织以等轴结构为主，且组织生长方向与界面呈约45°夹角。该现象可能是激光熔融过程中熔池的热影响所致。

图7为两种沉积顺序试样的拉伸试验结果，可见两类试样的屈服强度与极限抗拉强度相近，而断后伸长率存在显著差异。由图7(c)可知，I型试样的断后伸长率较II型试样高出约49.13%。

图8为试样拉伸断裂后的SEM表征结果。图8(a)为I型试样拉伸断裂部位的组织形貌，可见断裂处均以网篮组织为主，由此可知该试样的断裂位置位于TC4沉积区。图8(b)为II型试样断裂部位的微观形貌，其断裂处组织为倾斜的等轴组织，说明II型试样的断裂位置处于TC4基板区。从两类试样的缩颈现象也可观察到，I型试样的缩颈效应显著，这也是其断后伸长率更高的原因。上述结果也很好地解释了两种沉积顺序试样具有相近屈服强度与极限抗拉强度的原因：两类试样均在TC4区域发生断裂，TC4区域为该异质钛合金复合材料的力学薄弱区。

表2为图8中测点的EDS分析结果，可见在板材与增材制备的TC4材料中，α相均以Ti、Al元素为主，β相中的V元素含量则有所升高。增材制造工艺易在材料中引入孔隙、未熔合等缺陷并产生残余应力，易造成局部应力集中并降低材料延展性，因此增材TC4的断后伸长率低于板材TC4。从微观角度来看，增材TC4经快速凝固后形成了细小的α马氏体组织，这也是其硬度较高但塑性较差的原因。

表2 图8中选点的EDS结果(质量分数，%)

3.3 摩擦磨损性能

图9为I型材料界面区域的梯度试样(含上下梯度分布)及对照组的磨损性能测试结果，其摩擦系数演化曲线呈现明显的两阶段特征：初始阶段(0~255 s)摩擦系数呈快速上升趋势，该阶段以黏着磨损为主要机制，表现为材料表面微凸体接触引发的塑性变形与局部黏着效应；后续进入稳态阶段(255~1800 s)，磨损机制转变为磨粒磨损主导，磨屑的第三体作用与硬质相的犁削效应成为主要的能量耗散形式。值得注意的是，界面下0.5 mm区域的试样展现出最优的摩擦学性能，其平均摩擦系数(μ)为0.324，相较于TA15基体材料(0.423)降低23.4%，但显著高于TC4沉积层(0.303)。该现象或源于I型沉积顺序下界面区域α/β相分布的亚稳态特征与残余应力的累积效应，因此其耐磨性能仍劣于单一成分的增材TC4材料。

图10为II型沉积顺序试样的摩擦系数变化曲线，其摩擦磨损过程同样呈现两阶段特征：初始阶段(0~242 s)以黏着磨损为主要机制，后续进入稳态磨损阶段(242~1800 s)，磨损机制转变为磨粒磨损主导。其中理论界面下0.25 mm处的试样表现出最优的耐磨性能，其稳态摩擦系数为0.277，相较于TC4基板(0.353)、TA15沉积层(0.321)分别降低21.53%、13.71%。此外，理论界面0 mm处的试样也展现出优异的摩擦学性能，摩擦系数低至0.285，优于其余对照组试样。该现象可归因于II型沉积顺序下界面扩散层(厚度约为30 μm)的致密化效应，以及氧偏聚引发的表面硬化行为。对比所有磨损试样的测试结果可见，II型沉积顺序下各试样的摩擦系数整体均处于较低水平，说明该沉积顺序可显著提升界面区域的耐磨性能，而I型沉积顺序下界面区域的耐磨性能则劣于其沉积层材料。

3.4 磨损表面形貌

图11展示了I型材料界面处典型磨损表面的形貌特征，以及磨屑的SEM和EDS分析结果。图11(a)、(b)的SEM图像显示，磨损表面的碎屑易发生堆积并形成粗糙表面，呈现出显著的黏着磨损特征。由图11(d)、(e)可见，磨损表面表现出沟槽状磨损形貌，且伴随有与滑动方向平行的塑性变形。犁沟之间存在平整光滑的区域，其周边散布着剥落坑。该类剥落坑是磨损球在往复运动过程中剥离材料表面颗粒形成的。此外，摩擦法向应力引发的微切削效应，在光滑的摩擦表面上产生了分散的磨屑。图11(c)、(f)的EDS分析结果表明，磨屑的成分主要为磨损球、钛合金基体及氧化物。上述结果证实，该材料在磨损过程中同时发生了黏着磨损、磨粒磨损与氧化磨损，其中磨粒在滑动过程中对摩擦表面产生切削作用，进而形成沟槽形貌。同时，在磨损表面观测到微观裂纹，该裂纹的产生可能与磨损过程中积聚的残余应力相关。变形区微裂纹扩展引发的分层剥落现象。片层状磨屑的堆积及局部材料的碎片化特征表明，该界面区域的磨损过程中存在显著的脆性断裂与第三体磨损的协同作用。

如图12(a)、(b)所示，II型界面典型磨损表面的SEM表征结果显示，其微观磨损形貌与I型界面相似，均呈现出明显的磨粒磨损特征。在磨损表面可观察到沿对磨球滑动轨迹定向分布的连续犁沟，并伴随塑性变形区微裂纹扩展引发的分层剥落现象。图12(c)中磨损表面分布的白色氧化物碎屑的EDS点扫分析结果(表3)显示，其氧元素质量分数达8.54%，较基体提升90.2%，同时该区域富集N(质量分数为6.99%)与Si(质量分数为0.65%)元素，据此推测该氧化物为摩擦热诱导原位生成的Si₃N₄与SiO₂复合氧化物。该结论与图12(d)的面扫描结果(碎屑区域O元素出现明显偏聚)高度吻合，证实了该磨损过程中存在氧化磨损与磨粒磨损的耦合作用机制。

表3 图12(c1)中所选点的EDS结果(质量分数，%)

图13(a)为I型材料磨损区横截面的二维轮廓形貌，可见其界面过渡区呈现出显著的非均匀塑性变形特征。经定量轮廓分析[图13(b)]可得，TC4沉积层的平均磨损深度与宽度分别为42.716 μm和1173.220 μm，而在理论界面位置，磨损深度与宽度则急剧增至112.675 μm和1503.941 μm，较TC4沉积层分别提升163.7%和28.2%，且显著高于TA15基体材料(磨损深度为74.739 μm、宽度为1471.300 μm)。该现象可归因于：I型沉积顺序下界面梯度区的微观结构发生劣化，界面区域α相平均晶粒尺寸粗化、β相体积分数降低，进而导致Hall-Petch强化效应减弱，这一规律在Li等[21]的相关研究中也得到了验证。上述结果充分表明，I型沉积顺序下界面区域的耐磨性能显著劣于均质TC4沉积层与TA15基体材料。

图13(c)为II型材料磨损区横截面的二维轮廓曲线，图13(d)为各试样磨痕深度与宽度的定量分析数据。在14组梯度试样中，II-3试样展现出最优的耐磨性能，其平均磨痕深度与宽度分别为32.615 μm和885.664 μm，相较于磨损量最大的II-1试样分别降低55.87%和44.07%，相较于I型界面的I-4试样则分别降低70.05%和41.11%，充分体现出II型沉积顺序在界面强化方面的优势。该现象的成因可归结为：磨损表面原位生成的氧化层，能够有效阻断磨粒的犁削路径，进而提升材料的抗磨损能力。

3.5 磨损表面的XPS分析

图14为两种材料磨损表面的XPS能谱图。其中，图14(a)~(c)的Ti 2p能谱显示，I型界面磨损形成的摩擦膜主要化学组分为TiO₂与Ti₃O₄，在465.0 eV(Ti⁴⁺)、459.4 eV(Ti 2p₃/₂)和454.3 eV处存在三个特征主峰，且硅的氧化物以SiO₂为主。从图14(d)~(f)的能谱可看出，II型界面处摩擦膜的化学组分主要为高能Si 2p、SiO₂、Ti 2p₁/₂及TiO₂，其中不同峰区代表对应特征峰相关氧化物的相对丰度。图14(g)~(i)为两个磨损表面的全谱对比结果，可见两种界面的能谱变化趋势大体一致，但II型界面磨损表面的O、Ti、Si元素含量均高于I型界面。上述结果表明，II型摩擦界面的反应更易生成更多的高能Si 2p类氧化物与Ti 2p₁/₂类氧化物。另外，在界面过渡层的作用下，Ti⁴⁺的形成可能受到抑制，进而导致摩擦膜内Ti⁴⁺的相对丰度有所降低。

3.6 磨损表面的硬度分析

图15为I型与II型沉积顺序下界面梯度区域的维氏硬度分布。其中，图15(a)为I型界面的硬度分布，结果显示TC4沉积层硬度为(368.717±13.142)HV，TA15基体硬度为(327.783±8.451)HV，而理论界面处硬度降至(321.133±15.282)HV，整体硬度呈现上升-下降-上升的变化趋势。图15(b)为II型界面的硬度分布，TA15沉积层硬度为(392.517±14.354)HV，TC4基体硬度为(309.456±15.509)HV，其界面过渡区[Z=(0±0.25)mm]硬度呈先上升后下降的变化趋势，硬度峰值达(393.067±8.032)HV，较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碍磨粒侵入，使其磨损体积降至2.88×10⁻⁴ mm³。上述硬度分布的显著差异表明，沉积顺序对异质合金界面结合区域的硬度分布具有重要调控作用。

4、讨论

本研究系统探究了I型(TC4/TA15)与II型(TA15/TC4)两种沉积顺序对异质钛合金复合材料界面结合性能及摩擦磨损特性的影响规律，明确了界面微观结构、相组成与材料力学行为之间的内在关联机制。下文结合试验结果与现有理论展开具体讨论。

I型试样的断后伸长率较II型显著高49.13%，但两类试样的断裂位置均处于TC4区域，表明TC4为该异质钛合金复合材料的力学薄弱区。两种沉积顺序试样均在强度更低的TC4区发生断裂，说明界面结合强度远高于TC4基材本身，这一结果进一步验证了该增材制造工艺在异质合金结合中的技术优越性。该现象可归因于增材制造TC4的快速凝固特性，其内部生成的细小α马氏体与网篮状组织会阻碍位错运动，同时增材工艺引入的未熔合孔隙与残余拉应力易促进裂纹形核，这与Ghanavati等关于增材制造异质合金脆性断裂的研究结论相一致。相较而言，II型试样通过TA15沉积层的短粗片状马氏体与TC4基体的等轴晶结构实现良好结合，且界面过渡区发生晶粒细化，显著增强了界面结合强度，但其断后伸长率仍受限于界面过渡区β相富集所引发的位错塞积效应。

图16为层间形核行为与微观组织演化的示意图。其中，图16(a)显示，在TA15基板上沉积TC4层时，基板为等轴晶组织。激光熔覆沉积过程中的快速加热与快速冷却会导致熔池内的均匀形核速率显著降低，进而促使TC4沉积层以柱状晶形式生长。在高温熔池环境中，熔池底部未完全熔化的TA15基材颗粒(富含Ti-V与Ti-Al固溶体)为晶体凝固提供了现成的晶体学基底，成为外延生长的形核起点。高温条件下晶粒的竞争性生长机制主导了后续的晶体生长过程，最终造成粗大柱状晶粒的持续性生长，使得界面处形成边缘柱状晶与中心等轴晶共存的混合组织形态。同时，TC4沉积层中Al、V原子的引入会引发界面处的元素扩散反应，但由于TA15基材本身已含有较高浓度的Al、Mo和V元素，其微观组织对额外扩散进来的V元素不敏感，TA15基材侧微观组织未发生显著变化，因此TC4/TA15界面处的组织对比度较低。

与之相反，图16(b)为在TC4基板上沉积TA15粉末的层间形核与组织演化示意图。TA15粉末表面分布有Mo、V、Al增强颗粒，熔池底部的Ti-V与Ti-Al固溶体在TA15沉积过程中充当晶体学形核基底。在熔池冷却过程中，α稳定元素Al发生偏聚并富集于α相，β稳定元素V、Mo与中性元素Zr则向β相聚集。其中，Zr元素固溶于β相后，可有效抑制冷却过程中β相的分解，小幅延缓α相的析出进程，进而促进晶粒细化，提升两相界面的结合强度。上述元素偏聚与晶粒细化的协同作用，最终在界面处形成了富含β稳定元素且残留少量β相的宽幅致密扩散过渡区，而熔池顶部则形成了增材制造工艺典型的柱状晶组织。

图17为该异质钛合金复合材料的磨损作用原理示意图。在该磨损模型中，Si₃N₄对磨球承受摩擦方向的往复载荷时，高局部接触应力会在接触区域形成高温区，且大气环境中的O元素参与了材料表面的磨损反应过程。摩擦表面形成的润滑膜层主要由Al₂O₃、TiO₂和SiO₂组成。该表面膜层能有效缓解磨粒在摩擦过程中引发的磨损失效。I型界面处的磨损深度与宽度较TC4沉积层分别增加163.7%和28.2%，表明其耐磨性能显著劣化，核心原因包括两方面：一是界面区域α相晶粒粗化、β相体积分数降低，Hall-Petch强化效应被削弱，导致材料剪切抗力不足；二是界面区的残余拉应力易与摩擦剪切应力叠加，加速微裂纹的萌生与扩展，这一结论与Zhang等关于梯度材料磨损的应力敏感性研究结果相一致。II型界面下0.25 mm处展现出最优的摩擦学性能，稳态摩擦系数低至0.277，其作用机理为：该沉积顺序促使界面处形成特征过渡层，过渡区域内α相晶粒细化、晶界数量增多，材料抵抗外部破坏的能力显著提升；同时，在摩擦热的诱导作用下，接触界面原位生成以TiO₂-SiO₂为主的复合氧化层。这一过程使磨损主导机制从对磨球与基体直接接触的二体磨损，转变为以氧化层磨屑为界面介质的三体磨损。该转变有效隔离了磨球与基体的直接接触，氧化层通过自身的承载与润滑双重效应实现了减摩抗磨的作用[24]。上述结果表明，合理设计沉积顺序是提升异质钛合金复合材料界面磨损可靠性的关键途径。

5、结论

本研究系统探究了沉积顺序对激光熔融沉积制备TC4-TA15异质钛合金复合材料界面结合强度与摩擦磨损性能的影响规律，主要研究结论如下：

(1) 异质界面的引入有效提升了TC4基材的拉伸性能，不同沉积顺序制备的复合材料力学性能存在显著差异。I型(TC4/TA15)复合材料的断后伸长率显著高于II型(TA15/TC4)，而II型复合材料通过Zr、Al、V、Mo元素在界面处的扩散与固溶，形成了宽度约为30 μm的连续扩散过渡区。该区域可延缓α相析出并实现α相晶粒细化，同时伴随β相富集与晶界数量增加，展现出更高的界面结合强度。I型复合材料界面区域的硬度最低，仅为321.33 HV，对应其耐磨性能表现最差。II型复合材料界面区域的硬度较TC4基体提升21.06%，最优硬度性能与TA15沉积层相当。

(2) II型复合材料界面区域展现出优异的耐磨性能，其稳态平均摩擦系数低至0.277，较TC4基板、TA15沉积层分别降低21.53%、13.71%；平均磨损深度与宽度分别为32.615 μm、885.664 μm，较I型复合材料界面最优样品分别降低70.05%、41.11%。该优异耐磨性能的成因主要为：II型界面形成的晶粒细化过渡层结构可有效抵抗外部磨粒的破坏作用，同时摩擦热诱导生成的TiO₂-SiO₂复合氧化物磨屑可对材料表面形成防护，双重作用下复合材料的耐磨性能得到显著改善。

(3) 沉积顺序对TC4-TA15复合材料的界面微观结构与磨损性能具有显著调控作用。II型沉积顺序通过细化界面晶粒、形成连续扩散过渡层及促进界面β相富集，大幅提升了复合材料的界面硬度与耐磨性能，验证了沉积顺序设计在提升异质钛合金复合材料界面服役可靠性中的关键作用。

综上，II型沉积顺序(TA15/TC4)制备的复合材料，在界面结合强度与耐磨性能方面均表现更优。研究结果为高性能异质钛合金复合材料的结构设计与制备工艺优化提供了重要的参考。

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（注，原文标题：不同沉积顺序的TC4-TA15异质界面拉伸磨损性能分析）