钛合金拥有高比强度、、、良好的生物相容性、、、杰出 的耐蚀性及较好的高温机能，，宽泛利用于航空航天、、、 海洋工程、、、能源化工及生物医疗等领域[1-4] 。然而，，钛 合金理论硬度低、、、耐磨性差等弊端严重限度了其利用 领域[5-6] 。选取理论处置技术提高钛合金耐磨损机能一向是钛合金领域的钻研热点[7-8] 。理论处置技术重要 蕴含热喷涂[9] 、、、冷喷涂[10] 、、、电火花强化[11] 、、、渗碳[12] 、、、 化学气相沉积[13-14] 、、、物理气相沉积[15-16] 、、、离子注入[17] 、、、 激光合金化[18] 等。其中，，热喷涂制备的涂覆层与基体 结合强度欠安，，冷喷涂易产生剧烈的塑性变形；；电火 花强化技术操作单一，，却易产生微裂纹；；离子注入制 备涂层精确可控，，但存在设备造价高档问题。

随着钛合金的利用推广，，对其机能的要求日益苛 刻，，单一的理论处置技术已不能满足钛合金复杂的应 用需要，，多技术复合已成为目前的钻研趋向[19-20] 。其 中，，等离子氮氧共渗拥有渗速快、、、工件变形小、、、化学 不变性高、、、工艺单一等利益[21] ，，是钛合金理论处置技 术钻研的重点之一。

目前，，等离子氮氧共渗技术的钻研重点是反映过程 中氧含量的节制与反映温度/功夫的协同作用机制[21-22] 。 反映过程中增长适量的氧，，不仅能够突破 TiN 致密层，， 利于 Ti 和 N 的进一步反映，，降低反映温度，，还能够 得到机能优异的 TiO2/TiN 复合涂层系统。因而，，以 TC4 钛合金为钻研对象，，别离在 700、、、750、、、800 ℃下 进行等离子氮氧共渗处置，，对比钻研反映温度对 TiO2/TiN 复合涂层微观组织结构的影响，，并索求了经 等离子氮氧共渗处置的 TC4 钛合金理论的硬度及耐磨 性变动法规。

1、、、试验

1.1尝试资料

尝试资料为TC4钛合金棒材，，规格为Φ20mm×10mm，，理论粗糙度Ra<0.8，，化学成分(质量分数)为:Ti 90%~91%，，Al 5.5%~6.75%，，V 3.5%~4.5%。

1.2涂层制备

选取等离子双层辉光冶金设备(沈阳聚东真空技术钻研所出产，，功率30kW)进行TC4钛合金氮氧共渗处置，，制备过程如下:①将干净的TC4基体置于等离子氮化设备载物台上;②抽真空至1.0×10??Pa以下;③按体积比10:1充入氮气(纯度为99.999%，，流量为50mL/min)和氧气(纯度为99.999%，，流量为5mL/min)，，维持真空度在550~700Pa领域内;④按表1工艺参数别离制备等离子氮氧共渗试样。

表1等离子氮氧共渗工艺参数

1.3检测

选取SU5000热场发射扫描电子显微镜(SEM)观察等离子氮氧共渗层的理论及截面描摹，，并用能谱仪(EDS)对等离子氮氧共渗层的元素组成进行分析。选取D/max-7000S X射线衍射仪(XRD)分析等离子氮氧共渗层的物相组成。选取HV-1000型理论硬度仪测试基体资料和等离子氮氧共渗层的理论硬度，，载荷为1.96N，，保载功夫为15s。选取MFT-5000型摩擦磨损仪表征基体和涂层的耐磨机能，，摩擦对磨球为直径5mm的氮化硅球，，测试功夫为30min，，频率为1Hz，，试验力为10N。

2、、、了局与会商

2.1理论微观结构

图1为分歧温度劣等离子氮氧共渗试样的理论描摹。从图1能够看出，，在700℃下，，试样理论较为平坦(图1a)，，放大后发现理论存在较多小颗粒堆积物(图1b)，，颗粒尺寸在0.25~1μm之间(图1c)。对理论区域1进行EDS分析发现，，该区域重要元素为Ti、、、N、、、O，，原子分数别离为63.10%、、、28.92%、、、7.10%(见表2)。通过推算可揣摩，，此时的物相重要为Ti?N和TiO?，，且两者的比例约为16:1。

在750℃下，，等离子氮氧共渗试样理论略显粗糙(图1d)，，形成部门凸起颗粒状物质(图1e)，，放大后发现理论存在较多的球状藐小颗粒堆积物(图1f)，，尺寸约为0.1μm，，阐发出氧化物特点。对理论区域2进行EDS分析发现，，该区域的重要元素仍为Ti、、、N、、、O，，原子分数别离为58.44%、、、22.98%、、、12.64%(见表2)，，相比700℃试样，，理论的O含量增长，，Ti、、、N含量降低。通过推算可揣摩，，此时的物相重要为Ti?N和TiO?，，且两者的比例约为7:1。

在800℃下，，等离子氮氧共渗试样外讲显著变得粗糙(图1g)，，出现大量突起的脊状堆积物(图1h)，，放大后发现理论存在密集的极小颗粒堆积物(图1i)，，阐发出氧化物特点。对理论区域3进行EDS分析发现，，该区域的重要元素还是Ti、、、N、、、O，，原子分数别离为57.46%、、、23.11%、、、14.67%(见表2)。通过推算可揣摩，，此时的物相重要为Ti?N和TiO?，，且两者的比例约为6:1。

表2等离子氮氧共渗试样的EDS分析了局(w/%)

2.2截面微观结构

图2为分歧温度劣等离子氮氧共渗试样的截面描摹及EDS元素线扫描图。从图2能够看出，，在700℃下，，等离子氮氧共渗试样理论仅形成了很薄的渗层(图2a)，，厚度约为0.5μm，，渗层与基体结合优良，，界面清澈平坦(图2b)。从试样截面EDS元素线扫描图可观察到,元素含量由高到低顺次为Ti、、、Al、、、N、、、O(图2c)。结合图1b、、、1c可知，，700℃等离子氮氧共渗后，，最外侧有约0.5μm的富N层，，此层中N元素形成显著的峰值。在此富N层的下方，，则是Al元素的富集区域，，厚度约为1.2μm。O元素整体上含量较低，，不易被观察到。

在750℃下，，等离子氮氧共渗试样理论形成厚度约1.2μm的渗层，，且渗层与基体结合优良，，界面清澈平坦(图2d)，，阐发出整体块状特点。结合截面EDS分析(图2f)、、、理论描摹(图1e)和理论EDS分析(表2)可知，，最外侧为0.2μm厚的氧化物层，，随后是1μm厚的氮化物层，，氮化物层下方是1.8μm厚的富Al区域。

在800℃下，，等离子氮氧共渗试样的截面描摹与750℃试样类似，，此时试样理论形成了厚度约1.6μm的渗层，，且渗层与基体结合优良，，界面清澈平坦(图2g)，，阐发出整体块状特点，，渗层下方还能够观察到显著的扩散反映区(见图2h)。结合截面EDS分析了局(图2i)可知，，此时试样的最外层为约0.4μm厚的氧化物层(O富集区)，，中央是1.2μm厚的氮化物层(N富集区)，，里层是约2μm厚的铝化物层(Al富集区)。

综上可知，，700~800℃劣等离子氮氧共渗形成的复合涂层结构一致，，顺次为氧化物层/氮化物层/富Al扩散层，，随着反映温度的升高，，三层的厚度均逐步增长，，其中，，在750℃下形成0.2μm氧化物层/1μm氮化物层/1.8μm的富Al扩散层，，在800℃下形成0.4μm氧化物层/1.2μm氮化物层/2μm的富Al扩散层。

2.3理论硬度

图3是分歧温度劣等离子氮氧共渗试样的理论硬度测试了局。从图3能够看到，，TC4基体的硬度约为300HV，，等离子氮氧共渗后硬度有效提高，，700℃处置后理论硬度约为490HV，，750℃处置后提高到545HV，，但温度持续提高到800℃时，，理论硬度仅略有提高，，为554HV。分析以为，，等离子氮氧共渗可能在TC4基体理论形成多层复合的氧化物/氮化物渗层，，这些氧化物、、、氮化物的硬度都显著高于基体，，从而提高了基体的理论硬度。

值妥贴心的是，，当反映温度为700℃时，，复合渗层的厚度较薄，，在1.96N载荷作用下被击穿，，因而阐发出较低的理论硬度。而在750、、、800℃下形成的复合渗层厚度较厚，，在1.96N载荷作用下渗层未被击穿，，因而两组试样的理论硬度较高，，同时两者的渗层结构一致，，理论硬度差距较小。

2.4摩擦磨损机能

图4为等离子氮氧共渗试样的摩擦系数曲线。从图4能够看出，，TC4基体的摩擦系数根基在0.4~0.5之间，，均匀摩擦系数为0.44;经700℃等离子氮氧共渗后，，试样的摩擦系数在100s内急剧上升，，随后不变在0.65~0.75之间，，均匀摩擦系数为0.69;750℃等离子氮氧共渗后，，试样的摩擦系数也是在100s内急剧上升，，随后不变在0.5~0.6之间，，均匀摩擦系数为0.56，，与700℃试样相比略有降落;经800℃处置后，，试样的摩擦系数在550s内逐步上升至0.3，，随后在550~1060s内不变在0.3，，而后在1060~1320s再次起头上升，，最终不变在0.60~0.65之间。

结合试样的微观结构分析(图1、、、图2)可知，，等离子氮氧共渗形成的氧化物层可能降低TC4钛合金的摩擦系数，，而氮化物层则会使摩擦系数增长。700℃试样理论氧化物层最薄，，因而摩擦系数最大。750℃试样理论氧化物层增长，，但厚度也较薄，，摩擦系数相比700℃试样有所降低。而800℃试样因制备温度较高，，最外层形成了TiO?层，，此时氧化层较为平坦，，摩擦系数只有0.3左右，，但由于TiO?的断裂韧性(约2~3 MPa·m?/?)很低，，耐磨性较差，，仅约10 min后就被磨损击穿，，露出氮化物层，，摩擦系数也增长至0.65左右，，与700、、、750℃试样根基一致。

2.5磨痕描摹

图5为TC4基体及分歧温度等离子氮氧共渗试样的磨痕描摹，，图6为试样磨痕区域的EDS元素面扫描图。从TC4基体的磨痕描摹(图5a~5c)能够看出，，TC4基体的耐磨机能较差，，经过摩擦后理论出现大量犁沟和白色颗粒状磨屑，，注明TC4基体磨损较为严重，，此时的磨损方式重要为磨粒磨损。同时，，凭据EDS元素面扫描了局(图6b~6c)可知，，理论形成大量氧化钛，，注明除磨粒磨损外，，还产生了严重氧化。

经700℃等离子氮氧共渗处置后，，试样的磨痕宽度(图5d)相比基体有所减小，，放大观察发现未出现犁沟，，磨痕出现片状组织(图5e、、、5f)，，结合EDS元素面扫描了局(图6e~6g)可知，，磨痕最中央区域为Ti、、、N两种元素(即氮化钛涂层)，，注明此时等离子氮氧共渗层未被磨穿，，依然可能有效；；せ。同时，，磨痕两侧O元素富集，，注明产生了显著的氧化或最外层的氧化物层已被磨损，，堆积在磨痕两侧。凭据磨痕描摹，，此时的磨损方式重要是黏着磨损。

经750℃等离子氮氧共渗处置后，，试样的磨痕宽度(图5g)与700℃试样根基一致，，放大观察发现也未出现犁沟，，磨痕出现鳞片状组织(图5h、、、5i)，，磨损方式依然以黏着磨损为主。结合EDS元素面扫描了局(图6i~6l)能够发现，，此时磨痕重要由Ti、、、N、、、O、、、Si元素组成。Si的出现注明此时对磨球自身硬度低于共渗层，，反被共渗层磨损;只在磨痕中观察到大量的O元素，，注明摩擦过程中出现了显著的氧化行为;磨痕及磨痕外围出现大量的N元素，，注明共渗层重要为氮化物层，，且摩擦过程中氮化物层可能有效；；せ。

经800℃等离子氮氧共渗处置后，，试样的磨痕宽度(图5j)略有减小，，放大观察发现未出现犁沟，，磨痕重要由较平坦的深灰色区域和较粗糙的浅灰色区域(图5k、、、5l)组成，，磨损方式依然以黏着磨损为主。结合EDS元素面扫描了局(图6n~6q)能够发现，，此时磨痕重要由Ti、、、N、、、O、、、Si元素组成，，与750℃试样类似，，Si的出现也注明氮化硅对磨球被磨损，，部门脱落附着在磨痕理论。但O元素除了在磨痕中央区域富集，，也存在于磨痕以外的地位，，这是由于在800℃等离子氮氧共渗过程中最外层形成了显著的TiO?层，，结合图4的摩擦系数了局可揣摩，，在摩擦初期，，氮化硅对磨球与最外层的氧化钛层进行摩擦，，氧化钛层理论光滑，，能有效降低摩擦系数，，起到减磨光滑的成效。但是最外层的氧化钛结构不致密，，经过初期摩擦后被亏损，，随后对磨球与基层的氮化钛层进行摩擦，，该氮化钛层拥有优异的耐磨机能，，能有效；；せ遄柿喜槐荒ニ。

综上可知，，等离子氮氧共渗可能有效提高TC4基体的耐磨机能，，使磨损方式由磨粒磨损转变为黏着磨损，，同时在摩擦过程中会出现显著的氧化行为。

3、、、结论

(1)选取等离子氮氧共渗技术在TC4基体理论形成了氧化钛/氮化钛/富Al扩散层结构的多层复合渗层，，并且随着等离子氮氧共渗反映温度的升高，，共渗层厚度逐步增长，，700℃时渗层厚度为0.5μm，，750℃时为1.2μm，，800℃时为1.6μm。

(2)随着反映温度的升高，，等离子氮氧共渗试样的硬度逐步增大，，由700℃时的490HV增大至800℃时的554HV。

(3)700、、、750℃制备的试样摩擦系数显著高于TC4基体，，而800℃试样的初期摩擦系数较低，，随后逐步增长至约0.65，，与700、、、750℃试样的摩擦系数根基一致。等离子氮氧共渗可能有效；；せ，，提高耐磨机能，，并使磨损方式由磨粒磨损变为黏着磨损。

参考文件

[1]赵永庆，，奚正平，，曲恒磊.我国航空用钛合金资料钻研近况[J].航空资料学报,2003,23(Z1):215-219.

[2]任晓龙，，陈宇，，张胜，，等.航空用超大规格TC18钛合金棒材的制备及组织机能钻研[J].钛工业进展，，2024，，41(3):14-18.

[3] Song B, Xi H L, Fu Y, et al. Influence of pre-deformation on phase transformations and microstructures in nearβ Ti alloy during aging[J]. Rare Metal Materials and Engineering, 2024,53(11):3001-3009.

[4]范玉婷，，郑友平，，秦海旭，，等.大截面TC4钛合金锻件缺点形成机理钻研[J].钛工业进展,2024,41(6):27-32.

[5] Li X, Wang K X, Jiang B, et al. Enhancing corrosion and wear resistance of a 7075 aluminum alloy via depositing TC4 coating[J]. Journal of Materials Research and Technology,2024,32:1736-1748.

[6]刘龙翔，，倪陈兵，，王优强，，等.基于理论微织构的钛合金摩擦学机能钻研进展[J].理论技术,2025,54(2):52-69.

[7]王东，，张晓静，，戴泓源，，等.钛及钛合金理论处置技术钻研进展[J].中国资料进展,2024,43(10):924-934.

[8]姬寿长，，李京龙，，李争显，，等.TC21钛合金理论处置技术的钻研近况[J].热加工工艺,2021,50(4):17-20.

[9]汤军辉，，段峻，，纪秀林.以TC4钛合金粗粉为原料分歧工艺制备涂层的耐侵蚀与耐磨机能[J].机械工程资料，，2024,48(5):74-83.

[10]张岚，，靳磊，，刘洪波，，等.冷喷涂TC4颗粒撞击TC4基体的仿照钻研[J].机械钻研与利用,2025,38(2):74-76.

[11] Ji P F, Lü K, Chen W D, et al. Influence of nano-zirconia on micro-arc oxidation film of TC4 titanium alloy[J]. Rare Metal Materials and Engineering,2023,52(5):1583-1592.

[12]庄唯，，王耀勉，，杨换平，，等.钛合金渗碳处置钻研进展[J].资料导报，，2020,34(S2):1344-1347.

[13] Wang Y S, Wang R Y, Xue C, et al. Microstructure,adhesion, and properties of multilayer structure WC/W/MCrAlY coating on γ-TiAl alloy prepared by plasma surface metallizing technique and microwave plasma chemical vapor deposition[J]. Advanced Engineering Materials,2023,25(5):2200560.

[14] Shayapov V R, Zakhardenko K V, Kapustin V I, et al.Hardness and strengthening effect of low-pressure chemical vapor deposition BCxNy coatings deposited on Ti-6Al-4V alloy[J]. Journal of Materials Engineering and Performance,2022,31:3792-3798.

[15] Lu Y, Guan W, Ye Y, et al. Wear characteristics of PVD coated carbide tools in milling of TA15 titanium alloy[J].Materials Today Communications,2024,38:108058.

[16] Demirov A P, Blinkov I V, Sergevnin V S, et al. Thermal stability and electrochemical behavior of nanostructured Ti-Al(1%(at.))-Mo-N coatings deposited using the Arc-PVD method[J]. Journal of Alloys and Compounds, 2022, 929:167269.

[17]黄达，，何卫锋，，吕长乐，，等.离子注入对TC4钛合金TiN/Ti涂层结合力和抗砂尘冲蚀机能的影响[J].理论技术，，2020，，49(7):184-191.

[18]李鑫，，刘红军，，赵宇辉，，等.WC颗粒：：慷訲C4激光沉积耐磨个性的影响机制钻研[J].罕见金属资料与工程，，2023,52(5):1861-1868.

[19]南榕，，孙花梅，，蔡建华，，等.钛及钛合金理论处置技术钻研进展[J].钛工业进展,2025,42(3):40-47.

[20]王婧.钛合金理论处置技术及其对资料耐蚀性的影响[J].冶金与资料,2025,45(4):107-109.

[21]胡林泉.TC4钛合金理论氮氧共渗及其摩擦行为钻研[D].漯河:漯河航空航天大学,2019.

[22] Mahboubi F, Fattah M. Duplex treatment of plasma nitriding and plasma oxidation of plain carbon steel[J]. Vacuum,2005,79(1/2):1-6.

（注，，原文标题：：：反映温度对TC4钛合金等离子氮氧共渗层微观结构及耐磨机能的影响）

有关链接