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試驗材料選用尺寸為?20mm×3mm的TiNi合金，合金中鎳的原子分?jǐn)?shù)為50.8％。試樣表面依次經(jīng)600#、1200#、2000#砂紙打磨，再用金剛石研磨膏拋光至鏡面，最后依次在水、丙酮、無水乙醇溶液中用超聲清洗干凈后烘干待用。

在雙輝等離子滲金屬設(shè)備中對TiNi合金表面進(jìn)行滲鉬處理，源極采用純度為99.95％的鉬靶，其尺寸為?60mm×5mm。滲鉬主要工藝參數(shù)：極限真空度為3~5Pa，工作氣體為氬氣，工作氣壓為35~40Pa，源極電壓為450~700V，陰極電壓為250~500V，保溫溫度為950℃，保溫時間為2h。

采用Axiovert 25CA(Zeiss)型光學(xué)顯微鏡(OM)和MIRO 3 LMH型掃描電子顯微鏡(SEM)觀察合金層的表面形貌和截面形貌；采用GDA-750A型輝光放電光譜儀(GDOES)分析合金層的成分分布；采用DX-2700型X射線衍射儀(XRD，銅靶，K射線)分析合金層的相結(jié)構(gòu)。

采用CS350 CorrTest電化學(xué)工作站測試電化學(xué)腐蝕性能，腐蝕溶液選擇質(zhì)量分?jǐn)?shù)為3.5％的NaCl溶液，溶液的pH為6.6~7.2。電化學(xué)測試采用三電極體系，工作電極分別為TiNi合金基體和鉬合金化試樣，參比電極為飽和甘汞電極(SCE)，輔助電極為鉑片。利用帶電化學(xué)測試系統(tǒng)的超聲波振動空蝕試驗機(jī)進(jìn)行空蝕條件下的動電位極化曲線測定，線性掃描速率為1mV·s-1，掃描電位范圍為-1000~1300mV。

在滑動干摩擦條件下，采用MFT-R4000型往復(fù)摩擦磨損試驗機(jī)進(jìn)行摩擦磨損試驗，對磨件為?5.5mm的Si3N4球，法向載荷為8N，往復(fù)頻率為2Hz，摩擦運(yùn)動單程距離為5mm，總的滑動時間為20min，環(huán)境溫度為(25±2)℃，相對濕度為65％±5％。

采用Axiovert 25CA(Zeiss)型光學(xué)顯微鏡(OM)觀察試樣表面的磨痕形貌。

成分分布

圖1 鉬合金化試樣的截面形貌

圖2 鉬合金化試樣的成分分布曲線

由圖1和圖2可以看出，鉬合金層均勻致密，在深度為0~3μm的范圍內(nèi)，鉬元素的原子分?jǐn)?shù)接近100％，形成了一個鉬的沉積層；隨著深度繼續(xù)增加，鉬元素含量急劇降低，形成了一個鉬的擴(kuò)散層；在深度超過10μm后，鉬含量幾乎為零。值得注意的是，在深度為3~9μm的范圍內(nèi)，鈦元素含量較高，形成一個鈦的富集層。鉬合金層由沉積層和擴(kuò)散層組成。

物相組成

圖3 鉬合金化試樣的XRD譜

由圖3可以看出，鉬合金層主要由Mo、MoTi和Ni3Ti相組成。鉬是β-Ti穩(wěn)定元素，與β-Ti具有相同的晶格類型，在β-Ti中無限固溶，在α-Ti中有限固溶。鉬在α-Ti中的固溶度隨著溫度升高而降低，600℃時，鉬在α-Ti中的固溶度為0.8％，695℃時為0.4％。

電化學(xué)腐蝕性能

圖4 空蝕條件下TiNi合金基體和鉬合金化試樣在3.5％NaCl溶液中的動電位極化曲線

由圖4可以看出，空蝕通過加速氧的傳質(zhì)優(yōu)先促進(jìn)陰極反應(yīng)的進(jìn)行，陰極的塔菲爾斜率增大，從而使TiNi合金基體和鉬合金化試樣的自腐蝕電位發(fā)生正移，腐蝕電流密度均急劇增大。由塔菲爾直線外推法得到TiNi合金基體和鉬合金化試樣的自腐蝕電流密度分別為1.21×10-4A·cm-2和7.69×10-5A·cm-2。在空蝕條件下，TiNi合金基體沒有出現(xiàn)鈍化現(xiàn)象，動態(tài)陽極鈍化區(qū)的消失說明空蝕破壞了鈍化過程，使TiNi合金基體表面從鈍化態(tài)轉(zhuǎn)化為活化態(tài)；TiNi合金基體的陽極區(qū)出現(xiàn)了電流震蕩，這是鈍化膜破壞-修復(fù)過程反復(fù)進(jìn)行的直接反映，同時也反映了空蝕過程的加劇。鉬合金化試樣的陽極區(qū)同樣也出現(xiàn)了電流震蕩，但隨著腐蝕的進(jìn)行，出現(xiàn)了類似鈍化的現(xiàn)象，說明鉬合金化提高了空蝕條件下金屬的鈍化能力。顯然，空蝕對TiNi合金基體的影響大于對鉬合金化試樣的，這可以歸功于鉬元素的滲入提高了合金表面的綜合力學(xué)性能。由Manson-Coffin關(guān)系式可知，空蝕阻力取決于硬度的平方和真實斷裂應(yīng)變εf。在空蝕條件下，裂紋優(yōu)先在低硬度和脆性相位置產(chǎn)生和發(fā)展，鉬元素滲入后，合金表面硬度得以提高，裂紋產(chǎn)生和擴(kuò)展的傾向就相對降低了，硬度在抗空蝕性能中起到了重要作用，這就是空蝕對TiNi合金基體影響更大的原因。

磨痕形貌

圖5 鉬合金化試樣和TiNi合金基體的磨痕形貌

從圖5中可以看出，TiNi合金基體表面發(fā)生了嚴(yán)重的磨粒磨損，大量犁溝存在于磨痕中，并且磨痕具有塑性流動特征。在發(fā)生磨粒磨損的同時，合金基體表面部分區(qū)域也發(fā)生了嚴(yán)重的黏著磨損，故基體的磨損機(jī)制為磨粒磨損及黏著磨損，磨痕寬度達(dá)到447μm。鉬合金化試樣的表面主要發(fā)生了磨粒磨損，部分區(qū)域發(fā)生了少量黏著磨損，磨損機(jī)制為磨粒磨損及黏著磨損，磨痕寬度只有225μm。通過對比可以發(fā)現(xiàn)，合金基體的黏著磨損程度遠(yuǎn)遠(yuǎn)比鉬合金化試樣的嚴(yán)重，由黏著磨損機(jī)理可以知道，相互作用的兩個面由于分子力的作用而發(fā)生焊合，若外力無法克服焊合點(diǎn)及其附近的結(jié)合力，便發(fā)生咬卡；當(dāng)外力大于這個結(jié)合力時，外力克服結(jié)合處的剪切強(qiáng)度，結(jié)合處被剪斷。如果剪切發(fā)生在原來的接觸表面之間，那就不會發(fā)生磨損(零磨損)；若剪切不是發(fā)生在原來的接觸表面之間，而是發(fā)生在強(qiáng)度較低的一方，那時強(qiáng)度較高(或硬度較高)的材料表面將黏附軟金屬，在以后的反復(fù)摩擦接觸中，軟金屬黏附物將輾轉(zhuǎn)于對磨件的表面之間，發(fā)生“金屬轉(zhuǎn)移”。對常規(guī)材料耐磨性的影響，硬度占據(jù)了主導(dǎo)地位，在對磨過程中，基體更容易被黏附轉(zhuǎn)移，發(fā)生嚴(yán)重的黏著磨損，而鉬合金化試樣由于硬度提高而降低了摩擦面之間的黏著，因而具有更好的抵抗黏著磨損的能力。以上說明，經(jīng)過鉬合金化后，試樣表面的耐磨性得到了顯著提高。

摩擦因數(shù)

圖6 TiNi合金基體和鉬合金化試樣的摩擦因數(shù)曲線

由圖6可知，TiNi合金基體在摩擦的初始階段，隨著摩擦?xí)r間從0延長至300s，摩擦因數(shù)從0.505下降到0.45，之后又有上升的趨勢，但上升的幅度很小，摩擦因數(shù)基本穩(wěn)定并保持在0.45左右。

鉬合金化試樣的摩擦因數(shù)從0急劇增大到0.75左右，然后趨于平穩(wěn)地增加到0.804。之后在摩擦?xí)r間達(dá)到180s后，摩擦因數(shù)逐漸下降到0.65左右，最后摩擦趨于平穩(wěn)，平均摩擦因數(shù)為0.664。這是因為在摩擦開始階段，Si3N4小球與試樣的接觸面積是其與試樣表面一些微凸峰相接觸所形成的接觸斑點(diǎn)的微面積總和，真實的接觸面積很小，可以認(rèn)為微凸峰接觸區(qū)所受的壓應(yīng)力很大；隨著摩擦的進(jìn)行，外力逐漸增大，發(fā)生接觸的微峰數(shù)量增多，摩擦因數(shù)開始下降。