钛铌系合金是新型高温合金，具有优异的高温强度和高温抗蠕变性能，在航天、航空等高温领域具有广泛的应用前景，但作为结构零部件使用时，其硬度较低，导致其抗磨损、耐冲蚀等性能不足，因此需要通过表面改性等技术，来提高表面强度，改善合金表面的稳定性，进而提高零部件的使用寿命。合金的表面改性方法有：激光冲击强化技术、表面熔覆技术、超音速热喷涂技术、表面渗碳(氮)技术、双金属复合技术等。每种技术都有其自身的优缺点，需要对改性后的表面进行检测和分析。对组织表征来说，材料的尺寸要求不高，一般都可实现微观组织分析。受表面改性层(强化层)尺寸的限制，难以进行常规的力学性能测试，可进行的力学性能测试主要有纳米压痕测试、显微硬度测试、划痕测试等，都属于局部测试。
显微硬度测试是一种压入法测试技术，通过将压头压入材料表面，引起材料塑性变形，可反映材料抵抗塑性变形的能力。测得的硬度是一个综合的物理性能指标，可反映材料的弹塑性、强韧性等一系列指标。压痕断裂力学中的相关理论认为，在压头压入材料表面形成压痕的过程中，压痕周围材料弹塑性形变引起的残余应力是裂纹形成及扩展的驱动力。在平衡状态下，断裂韧性等于裂纹尖端的残余应力场强度Kr。基于以上，可分析压痕及裂纹的形貌和尺寸，再根据相关经验公式，对材料的断裂韧性进行评价。
朱建雷等研究人员采用显微硬度仪对材料施加不同的载荷，以及在不同层内进行硬度测试，对表面强化层的硬度和裂纹形貌进行分析，研究了钛铌合金表面(TiNb)C强化层的显微硬度及断裂韧性。
1、 试验材料与方法
将TiNb合金和HT300灰口铸铁通过紧密贴合的方式，在有氩气气氛保护的管式炉内进行等温扩散处理(1150℃，8h)。利用碳原子的高扩散速率，在浓度梯度的驱使下，碳原子以扩散的方式进入TiNb合金表面，并发生原位固相扩散反应，在TiNb基体表面形成(TiNb)C强化层。
采用显微硬度仪进行显微硬度测试，试验载荷为0.5，1，2，3，5，10N，载荷保持时间为10s。进一步采用扫描电镜(SEM)观察压痕的形貌，测量压痕的尺寸，再分析压痕尖端裂纹的扩展方式，并测量裂纹的长度。
2、 试验结果及讨论
2.1 (TiNb)C强化层的组织结构
原位固相反应(1150℃，等温8h)制备的TiNb基表面强化层的横截面显微组织形貌如图1所示。
表面强化层由3层不同组织组成，形成致密的表面层状结构：外层(L-I)、中间层(L-II)和内层(L-III)。每层组织的颗粒尺寸和形貌不同，但其主要物相均为(TiNb)C。L-I的厚度最薄，约为1μm~2μm，该层经过简单磨抛处理就可去除；L-II内组织为微米级、米粒状颗粒，平均层厚约为12.56 μm；L-III内组织为亚微米级、等轴状颗粒，平均层厚约为24.92μm。
2.2 (TiNb)C强化层内的显微硬度
考虑到压头的尺寸效应以及压痕的边缘效应，受表面强化层厚度的影响，从垂直表面方向测量L-II的显微硬度，从垂直横截面方向测量L-III的显微硬度。L-II垂直表面和L-III垂直横截面方向上硬度与载荷的关系如图2所示。由图2可知：随着测试载荷的增加，L-II的显微硬度均高于L-III的显微硬度。另一方面，随着载荷的增加，L-II的显微硬度和L-III的显微硬度均逐渐降低。理论上，载荷越大，其他外在因素对硬度的影响越小，越能体现材料的真实硬度。受强化层厚度的影响，在提高载荷的同时，还需要考虑边缘效应和基底效应。采用观察压痕的形貌、分析顶角裂纹和棱边裂纹的扩展行为、测量裂纹长度等方法，可以确定合适的测试载荷，以获得更接近实际的强化层硬度。
不同载荷下，L-II垂直表面方向的压痕形貌及裂纹长度如图3所示。在载荷为0.5N时，压痕周围裂纹较少,部分压痕尖端还未有明显的裂纹出现[见图3a)]。随着载荷的增加，压痕顶角裂纹逐渐明显且变长；同时，棱边裂纹也逐渐明显[见图3d)]，逐渐展现出相框裂纹的具体特征。相框裂纹的产生原因为高载荷下的高接触应力和基底效应。当载荷提高至10N时，相框裂纹从棱边延伸至压痕中心点，呈龟裂状。造成这种现象的主要原因是强化层和基体所组成的“硬壳-软底”结构。在高应力下，硬壳将应力传送至基体层，但软质基体层强度不足，会发生较大的变形，进而导致表面强化层发生崩塌，形成如图3f)所示的相框裂纹。此时，由于应力传递已经与基体关联，并不能反映强化层的实际硬度。因此，结合压痕形貌和裂纹扩展方式，可以判断L-II测试时的临界载荷为3N。由于当载荷为3N时，压痕棱边已经有相框裂纹形成，因此当载荷为2N时，所测显微硬度为L-II的最可信硬度，其平均硬度为2594.13HV。
在不同载荷下，垂直横截面方向L-III的压痕形貌如图4所示。经过多点测量和观察，L-III压痕的长度和尖端裂纹长度明显大于L-II，而且L-III内的裂纹主要沿平行于表面的方向扩展。这主要是由强化层厚度引入的边缘效应引起的。当载荷为0.5N时，L-III内压痕的裂纹长度波动最小；当载荷为1N时，压痕半长度的波动最小[见图4b)]。进一步考虑到边缘效应，当载荷为1N时，显微硬度可作为L-III的最可信硬度，其平均硬度为2334.88HV。结果表明，虽然L-III组织中的晶粒具有更小的尺寸，为亚微米级，但是L-II呈现出较高的硬度。
2.3 强化层内的断裂韧性
在断裂韧性评级的精度和适应范围方面，传统压痕法具有一定的局限性。对于薄膜类、涂层类以及表面类材料，特别是高脆、硬性表面强化层，由于材料本身尺寸的限制，压痕法测量表面类或薄膜类材料的断裂韧性具有方便、简单等优势，同时具有较高的精度。有关压痕法计算断裂韧性的经验公式较多，且具有不同的应用范围。同时，根据裂纹类型的不同，公式的选用也不同。大致可以分为中位裂纹和径向裂纹。
若想用压痕法评价断裂韧性，需先根据裂纹形貌判断裂纹类型，再选择适用的公式。在常规情况下，依据裂纹长度c(压痕中心点至裂纹尖端的长度)或l(压痕顶角至裂纹尖端的长度)与a(压痕的半长度)的比值大小，可判断裂纹的类型。对于多数材料：当c/a小于2.5时，为巴氏裂纹；当c/a 大于2.5时，为中位裂纹；当l/a小于1.5时，为巴氏裂纹；当l/a大于1.5时，为中位裂纹。L-II和L-III中c/a 和l/a 的分布如图5所示。由图5可知：在表面方向，随着载荷的增加，L-II内c/a 均小于2.5，且l/a均小于1.5。因此，L-II内压痕顶角的裂纹为巴氏裂纹。横截面方向，L-III内的c/a>2.5或l/a>1.5，因此L-III内的裂纹为中位裂纹。
表1 压痕法计算断裂韧性的公式
压痕法计算断裂韧性KC的公式如表1所示(表1中，E为弹性模量，P为测试载荷，H为硬度)，其相应的计算结果如表2所示。计算结果表明：在不考虑裂纹属性的情况下，通过8种公式计算出的L-II的KC均高于L-III。且随着测试载荷的提高，L-III内相应的KC显著下降。造成这种现象的主要原因是随着载荷的增加，边缘效应的影响也显著增加。
表2 表面强化层不同层内断裂韧性的经验计算值
结合裂纹类型的判断结果，L-II内压痕尖端的裂纹为巴氏裂纹，其可选用的公式为(7)和(8)。数据表明，L-II内的计算结果所表现出的趋势与L-III的趋势相反。提高测试载荷时，KC反而升高。在“硬壳-软底”的基体效应造成明显影响之前，压痕尖端裂纹长度的延长并未与载荷的提高呈线性关系。结果表明，L-II内微米级组织表现出更优异的裂纹抗扩展能力，最终在压痕裂纹上表现为短裂纹的现象。总之，从计算结果上来看，公式(7)的计算值与公式(8)有一定差异。由于公式(8)的提出是基于WC-Co合金，其具有相对较高的韧性，不一定适用于高硬、脆性材料。通过分析，公式(7)的计算结果随载荷的变化差异较小，具有较高的可信度。前述压痕形貌分析证明，当测试载荷为2N时，所得硬度为L-II的最可信硬度。选取2N载荷下裂纹长度和公式(7)的计算结果评价L-II的断裂韧性，L-II的KC为4.58MPa·m1/2。
L-III内的裂纹为中位裂纹体系,适用公式为(1)~(6)。对于表2所示结果，公式(5)的计算结果偏差较大。因为公式(5)的适用条件为l/a≥1.5，而在载荷为0.5N时，压痕的l/a<1.5。前述讨论结果证明1N载荷下的硬度为L-III的最可信硬度。选取载荷为1N时压痕的裂纹长度，计算L-III的断裂韧性。因此，将1N载荷下的硬度和裂纹数据代入经验公式(1)~(4)和(6)，经计算，其KC均值为2.94MPa·m1/2，该计算结果可为L-III的断裂韧性。相关研究的TiC、NbC涂层的断裂韧性为3.1MPa·m1/2，NbC的断裂韧性约为3.0MPa·m1/2。因此,高百分比、高致密的层状(TiNb)C表面强化层具有高硬度，同时具有较好的韧性。
3、 结论
(TiNb)C表面强化层内，层状结构导致其具有不同的显微硬度和断裂韧性，L-II具有更高的显微硬度。受基底效应的影响，在2N的载荷下，L-II的显微硬度为可信硬度，平均硬度为2594.13HV，可信断裂韧性为4.58MPa·m1/2；受边缘效应的影响，在1N的载荷下，L-III所得显微硬度为可信硬度，平均硬度为2334.88HV，可信断裂韧性为2.94MPa·m1/2。
