TiAl基合金(TiAl基金属间化合物)具有低密度、高比强度、耐腐蚀、优异的抗氧化以及抗蠕变等特性，是一种极具竞争力的新型轻质高温结构材料，在航空航天、汽车工业等领域的应用潜力巨大^[1,2]。然而TiAl基合金的室温和高温脆性大，难以加工成形，是限制其作为结构材料大规模推广应用的主要瓶颈^[3]。值得注意的是，采用表面工程技术在基材表面制备TiAl基合金涂层，即能充分发挥TiAl基合金的性能优势，显著提高基材表面耐高温、耐腐蚀等性能，又能克服TiAl基合金加工困难的问题，是一种有效的应用途径。目前制备TiAl基合金涂层的方法主要有：磁控溅射^[4]、离子注入^[5]、等离子喷涂^[6]、电火花沉积^[7]等。上述方法虽然拓展了TiAl基合金的应用领域，但也存在自身的局限性：磁控溅射和离子注入制备的涂层只能达到微米级，仅适合精密零件；等离子喷涂制备的涂层存在孔隙、夹杂、微裂纹等缺陷，并且与基材为机械结合，结合力较低；电火花沉积层的表面质量不易控制，工艺不稳定，生产效率尚有待提高。激光熔化沉积作为一种先进的表面强化技术，具有稀释率低、组织致密且细小、基材变形小、涂层与基材结合强度高、粉末成分容易调节等优点^[8]，因此采用激光熔化沉积制备TiAl基合金涂层具有重要的研究价值和广阔的应用前景。Carrullo等^[9]利用激光熔化沉积在TC4合金表面制备出Ti-48Al-2Nb-2Cr (原子分数，%)合金涂层，涂层的高温抗氧化能力相较于基材提高10倍。

随着TiAl基合金激光沉积涂层应用的逐步开展，将不可避免地涉及到润滑、摩擦和磨损等问题。但是，TiAl基合金涂层的耐磨性能较差，难以在恶劣、复杂的工况条件下长期服役^[10]，因此提高TiAl基合金涂层的耐磨性能显得尤为重要。在TiAl基合金中引入硬质相可以有效提高材料的耐磨性能以及力学性能。例如，He等^[11]通过在TiAl基合金中添加TiC硬质相的方法，显著提高了合金的硬度和耐磨性。众所周知，TiB₂陶瓷硬质相具有硬度高、摩擦系数低、化学稳定性好等特点，并且TiB₂与TiAl基合金具有相近的密度和热膨胀系数以及良好的相容性^[10]，同时B元素又能显著细化TiAl基合金的晶粒尺寸，因此TiB₂是TiAl基合金复合材料中最具吸引力的硬质相之一。Cheng等^[12]采用粉末冶金法制备TiB₂/TiAl复合材料，随着TiB₂含量增加，其耐磨性能也随之增加。然而截止目前，关于激光熔化沉积制备TiB₂/TiAl基合金复合材料的研究尚未见报道，因此本工作以Ti-48Al-2Nb-2Cr合金作为基体材料，利用激光熔化沉积在TC4合金表面制备TiB₂增强TiAl基合金复合涂层，为进一步探索TiAl基合金复合材料在表面工程中的应用提供理论参考和实验范例。

沉积材料由Ti-48Al-2Nb-2Cr预合金粉末和TiB₂颗粒组成，混合粉末中TiB₂的加入量分别为0、10%、20%、30% (质量分数)。Ti-48Al-2Nb-2Cr预合金粉末采用电极感应熔炼气雾化法制备，形状主要为球形(见图1a)，粒径范围53~150 μm；TiB₂颗粒为不规则的块状(见图1b)，粒径范围45~75 μm。基材为TC4合金，基材表面经砂纸逐级打磨后，用无水酒精和丙酮清洗以去除油污。实验前将混合均匀的复合粉末以及基材放入100℃的干燥箱中烘干0.5 h，去除水分。

激光熔化沉积设备由六轴联动机器人、IPG-YLS-6000光纤激光器、DPSF-2双筒四路同轴送粉器、控制系统以及水冷系统等组成，其中IPG-YLS-6000光纤激光器的最大功率6 kW，波长1070 nm，保护气和送粉气均为高纯Ar气，沉积参数为：激光功率1400 kW，扫描速率5 mm/s，送粉率15.6 g/min，送粉气流量为7 L/min，保护气流量为15 L/min，预热温度为350℃。

用线切割切取金相试样，试样经磨光、抛光、Kroll试剂腐蚀后，在GX51型金相显微镜(OM)上分析涂层形貌。采用GeminiSEM 300型扫描电子显微镜(SEM)观察试样的微观组织，并使用能谱仪(EDS)对涂层微区成分进行分析。物相结构分析在D8 Advance型X射线衍射仪(XRD)上完成。使用EM500-2A型显微硬度计测量涂层截面的硬度分布，载荷500 g，持续时间10 s，同一深度的区域随机选取3个点，取平均值。采用Vickers硬度压痕法在涂层截面上诱发裂纹，载荷为30 kg，通过测量裂纹长度间接计算涂层的断裂韧性^[13]：

式中，K_IC为断裂韧性(MPa·m^1/2)，H_V为Vickers硬度(N/mm²)，F_V为载荷(N)，􀰑L为4个压痕尖角的裂纹总长度(mm)。通过 式(1)计算K_IC，取多次测量结果的平均值。

涂层的二体磨粒磨损实验在ML-100型销盘式磨损试验机上进行，试样直径3 mm，载荷7 N，转速120 r/min，进给量2 mm/r，磨损时间5 min，对磨材料为80 μm砂纸。使用FA2004型电子天平(精度0.1 mg)精确测量磨损失重量，同一成分涂层共进行3次磨损实验，以磨损率评价涂层的耐磨性能：

式中，ω为磨损率(mg/mm²)，m₀为磨损前的质量(mg)，m₁为磨损后的质量(mg)，s为磨损面积(mm²)。

采用Quanta650型扫描电镜(SEM)观察磨损形貌，分析磨损机理；采用VL2000DX-SVF17SP型3D激光共聚焦显微镜表征磨损表面的三维形貌，并计算粗糙度。

图2为不同TiB₂含量涂层的XRD谱。TiAl合金涂层主要由γ-TiAl相以及α₂-Ti₃Al相组成。添加TiB₂后，复合涂层由TiAl合金基体相(γ + α₂)以及TiB₂相组成，在XRD的测试精度内没有发现其他物相。随着TiB₂含量增加，TiB₂衍射峰的强度逐渐增加，基体相(γ + α₂)衍射峰的强度逐渐减弱，这说明TiB₂含量增加，致使基体相(γ + α₂)的相对含量不断降低。

由TiAl合金涂层中部的OM像(图3a)和背散射电子像(图3b)可以看出，其微观组织为树枝晶，由白色枝晶组织和灰色枝晶间组织构成。添加TiB₂颗粒后(图4)，复合涂层的微观组织由TiAl合金基体相和不同形态的第二相组成，基体组织由粗大的树枝晶转变为尺寸较小的等轴晶，晶粒尺寸明显细化，第二相形态主要包括尺寸不同的块状(尺寸在20~75 μm之间的大块标记为A，尺寸在2~10 μm之间的小块标记为B)、短棒状(标记为C)以及弯曲的条带状(标记为D)，并且随着TiB₂含量增加，第二相数量也逐渐增加。对上述第二相分别进行EDS分析，结果见表1。综合EDS和XRD结果(图2)可知，这些第二相为TiB₂。大块TiB₂的尺寸(20~75 μm)和形状接近原始颗粒，这说明在激光沉积条件下直接添加的TiB₂颗粒大多没有熔化。TiB₂颗粒的熔点(3225℃)和熔化焓(83.94 kJ/mol)均较高，在激光束短暂的辐射过程中难以被迅速熔化。但是直接添加的TiB₂颗粒的外层可以与TiAl合金熔体发生溶解反应^[14]：TiAl合金熔体(L) + β + TiB₂↔L + β (0.5%TiB₂，1485℃)，L + TiB₂ ↔ L (1%TiB₂，1600℃)，使得溶解出来的Ti和B进入熔体。B在TiAl合金中的固溶度极低，在γ相和α相中的固溶度分别为0.011%和0.003%^[15] (原子分数，后文所有元素含量均为原子分数)，所以B在TiAl合金中大多以硼化物的形式存在，主要包括TiB和TiB₂。TiAl合金中硼化物的类型与Al含量密切相关，当Al含量≤ 44%时，形成TiB，随着B含量增加，硼化物由TiB逐渐向TiB₂过渡，当Al含量> 44%时，仅形成TiB₂^[16]。本工作采用的TiAl合金属于后一种情况，因此TiB₂颗粒发生溶解反应后再次析出的硼化物为TiB₂。综上所述，块状(2~10 μm)、短棒状及条带状TiB₂从尺寸和形貌上都明显区别于直接添加的TiB₂颗粒，因此可以推断其为“溶解-再析出”机制下原位合成的产物。

TiB₂为六方晶系，在理想状态下生长成以(0001)为底面、{1010}为棱面的六棱柱状形貌^[17]。而本工作所得原位生成TiB₂的形态呈现块状、短棒状及条带状，这主要归因于Ti-Al-B合金的成分以及激光熔化沉积的快速凝固过程。本工作所选基体合金的初生相为β相，其凝固路径为^[18]：L → L + β → α → α + γ → α₂ + γ。根据Ti-Al-B三元相图液相面的部分投影图^[16]可知，Ti-Al-B合金熔体在降温过程中会发生共晶反应：L → β + TiB₂，由于本工作所选基体合金的Al含量为48%，因此平衡条件下基体合金发生上述共晶反应的B含量大致为1%。在实际凝固过程中，TiB₂/TiAl复合涂层激光熔池中总是存在成分起伏、结构起伏以及能量起伏。由前文可知，直接添加的TiB₂颗粒外层会与TiAl合金熔体发生溶解反应，释放出的B原子不断进入TiAl合金熔体。凝固初期，由于熔体中B含量较高，并且B在TiAl合金熔体中扩散能力较差，极易在固/液界面前沿富集^[19]，此时容易析出初生TiB₂。这些形核较早的初生TiB₂晶核具有较长的生长时间，并且周围的温度梯度、溶质条件等动力学因素较为稳定，生长环境近似自由生长，其生长形态主要由TiB₂的晶体结构决定，因此生长成近似六棱柱状形貌，其断面呈块状(图4中的B)。随着凝固的进行，B原子不断被消耗，当B含量降低至1%时，发生共晶反应L → β + TiB₂，析出次生TiB₂，次生TiB₂与基体β相共同耦合生长，其生长受到β相的限制，最终形成短棒状(图4中的C)和条带状(图4中的D)。研究^[16]表明，在快速冷却条件下，TiAl合金中的TiB₂多呈现弯曲的条带状，因此涂层中条带状TiB₂的出现与激光熔化沉积的快速凝固过程也密不可分。综上所述，TiB₂/TiAl复合涂层中TiB₂的析出路径为：L→L +初生TiB₂→初生TiB₂ + β +次生TiB₂，在此路径下，初生TiB₂在熔池中自由生长，呈现块状；熔池中剩余的B原子以次生TiB₂的形式与β相共同耦合生长，呈现短棒状和条带状。

对比TiAl合金组织(图3b)和TiB₂/TiAl复合涂层的基体组织(图4a~c)可以看出，随着TiB₂含量由0增加至10%，复合涂层中部的基体组织由粗大的树枝晶转变为尺寸较小的等轴晶，晶粒明显细化，但继续增加TiB₂含量(20%、30%)并未产生进一步的细化作用。Han等^[20]在研究真空电弧炉制备不同含量TiB₂的TiAl合金时也发现类似现象，并认为TiB₂对TiAl合金的细化作用存在一个阈值，当TiB₂含量低于阈值时，没有明显的细化作用，当TiB₂含量超过阈值时，晶粒细化明显，但TiB₂含量继续增加对晶粒的影响不大。分析认为，本工作中TiB₂颗粒细化TiAl合金的机制主要包括：(1) TiB₂与β相之间的错配度为11%，TiB₂作为β相异质形核核心的有效性为中等^[21]。未熔化的TiB₂以及初生TiB₂领先于β相存在于熔池中，在凝固过程中可以有效提高β相的形核率，起到细化晶粒的作用。(2) 次生TiB₂与β相共同耦合生长，次生TiB₂对β相的长大具有阻碍作用，进一步细化了晶粒。(3) B在TiAl合金熔池中缓慢的扩散速率以及B在固、液两相中溶解度的差异，导致B容易在固/液界面前沿产生成分过冷^[19]，并在固/液界面前沿聚集形成富B的边界层，该边界层能够阻碍β相晶粒长大，进而细化组织。

图5为不同TiB₂含量涂层界面附近的OM像。可以看出，4种涂层的组织致密，未发现裂纹、气孔等冶金缺陷，基材与涂层之间存在一条连续的白亮结合带，结合带下方为TC4合金基材的热影响区，上方为涂层的柱状晶区，基材与涂层实现了良好的冶金结合。由于激光熔化沉积特殊的快速加热、快速冷却特点，涂层组织形态呈现明显快速凝固生长特征，由底部沿厚度方向依次为平面晶、柱状晶和等轴晶。根据凝固理论^[22]，涂层的组织形态受控于温度梯度(G)与生长速率(R)之比(G / R)。熔池底部，由于基材的激冷作用，使得G极大，但该处的瞬时R趋近于零，因此G / R极大，晶体以稳定的平面状态生长，进而形成平面晶；随着凝固的进行，熔池的G逐渐减小，R逐渐增大，G / R逐渐降低，并且溶质元素富集导致成分过冷区域不断扩大，致使组织形态逐渐转变为柱状晶甚至等轴晶。

由图5还可以看出，随着TiB₂含量增加，界面附近柱状晶高度逐渐降低。究其原因：(1) 随着TiB₂含量增加，未熔化的TiB₂以及初生TiB₂数量增加，异质形核作用增强，等轴晶数量上升。当大量等轴晶位于柱状晶前沿时，能够阻碍柱状晶生长，促进柱状晶转变为等轴晶^[23]。(2) 随着TiB₂含量增加，熔池中B含量升高，使得液相中更多的B被排斥到固/液界面前沿，造成溶质浓度增加，成分过冷区域扩大，晶体自由生长能力增强，以致柱状晶不能持续长大而在尖端出现分叉，逐渐转变为等轴晶。(3) 随着TiB₂含量增加，涂层与基材间的G减小，G / R降低，弱化了柱状晶的生长趋势。激光沉积过程中涂层与基材间的G可以表示为^[24]：

式中，K为材料的热导率，T为熔体的液相线温度，T₀为基材温度，η为激光吸收率，P为激光功率。随着TiB₂含量增加，在相同工艺参数下熔化相同厚度涂层所需要的激光能量降低，使得熔池温度上升，T₀也随之升高，进而导致G降低(式(3))。综上所述，TiB₂对促进柱状晶转变为等轴晶，降低柱状晶高度具有决定性作用。

图6为不同TiB₂含量涂层截面显微硬度分布曲线。可见，硬度由涂层至基材呈现阶梯式分布，分别对应涂层、热影响区以及基材。随着TiB₂含量增加，涂层硬度逐渐增加，其中表面硬度由530.5 HV增加至738.4 HV。分析认为，其强化机理主要包括：(1) Orowan强化，不同形态的TiB₂分布在TiAl合金基体上可以阻碍位错运动，导致位错在增强相附近形成堆积和缠结，使得位错开动的外应力增加，硬度得以提高；(2) 细晶强化，添加TiB₂颗粒后，基体合金的晶粒明显细化。依据Hall-Petch效应，晶粒越小，晶界越多，合金硬度也越高。此外，从图6可以看出，TiB₂/TiAl复合涂层的硬度均出现一定幅度的波动，而TiAl合金涂层的硬度却相对平稳，这主要归因于TiB₂在复合涂层深度方向上分布的不均匀。

图7为载荷30 kg下不同TiB₂含量涂层压痕的形貌。压痕裂纹长度采用IPP软件进行统计，并利用 式(1)计算断裂韧性，结果见表2。可见，随着TiB₂含量增加，复合涂层的断裂韧性逐渐降低。分析认为：一方面，在压痕实验中，基体率先产生变形，但TiB₂难以变形，随着整体变形量的增加，基体与TiB₂之间的变形差异逐渐扩大，而2者间的界面又是缺陷的聚集区，基体变形产生的位错常塞积于此，从而造成局部的应力集中，当应力集中累积到极限时便会在界面处诱发微裂纹，并在加载力的作用下扩展。随着TiB₂含量增加，基体与TiB₂之间的界面数量上升，开裂几率增大，在相同载荷下裂纹更容易萌生与扩展，断裂韧性也更低。另一方面，材料的硬度与断裂韧性呈负相关^[25]，随着TiB₂含量增加，涂层硬度逐渐增加，而拥有更高硬度的复合涂层常表现出更低的断裂韧性。

图8为不同TiB₂含量涂层的磨损率。可见，随着TiB₂含量增加，涂层的磨损率逐渐降低。未添加TiB₂时，涂层中不含硬质相，无法有效阻碍磨粒的切削作用，耐磨性较差，磨损率高达3.98 mg/mm²。随着TiB₂含量增加，涂层中硬质相数量增加，硬质相在二体磨粒磨损过程中可以充当耐磨骨架的作用，有效抵抗磨粒的切削作用，耐磨性能显著提高，TiB₂含量为30%时，涂层的磨损率降低至0.42 mg/mm²，仅为TiAl合金涂层磨损率的11%，展现出优异的耐磨性能。

图9为不同TiB₂含量涂层的磨损形貌。图9a为TiAl合金涂层的磨损形貌，磨损面存在大量连续平行且深而宽的犁沟，部分犁沟边缘出现层状折痕(如箭头所示)，这说明涂层以显微切削为主，多次塑性变形为辅。当磨粒以滑动方式划过合金表层时，由于涂层硬度较低且没有硬质相的保护，磨粒在压应力与切应力的共同作用下，容易在涂层表面产生推挤变形和碾压变形，形成犁沟状磨损划痕。此外，由于磨粒的反复磨损与加载，材料的加工硬化效应不断增加，当材料无法通过塑性变形吸收能量时便会诱发裂纹，在随后的磨损过程中裂纹扩展导致材料脱离磨损面产生磨屑，同时在犁沟边缘形成层状折痕，层状折痕是多次塑性变形后的典型形貌。

对比图9b~d可以发现，随着TiB₂含量增加，犁沟的数量、深度以及宽度逐渐减小，犁沟边缘并未出现层状折痕，但磨损面均出现剥落坑，这表明TiB₂/TiAl复合涂层的磨损机制为显微切削和微观断裂，而不存在多次塑性变形。上述剥落坑的尺寸和形状接近未熔化的TiB₂颗粒，并且数量随着TiB₂含量的升高而增加，这说明磨粒磨损条件下产生的剥落坑与未熔化的TiB₂颗粒密切相关。为了探明剥落坑是否归因于未熔化TiB₂颗粒的断裂或剥落，对磨粒磨损条件下出现的剥落坑进行高倍SEM观察，如图10所示。可见，剥落后的区域形成了较深的孔洞，未发生剥落的表面没有明显划痕，也未发生塑性变形，断口为平整的小平面(I处)。对未发生剥落的表面(I处)进行EDS分析发现，其具体成分(原子分数)为：Ti 23.23%，B 76.77%。综上可以判定剥落坑的产生主要归因于未熔化TiB₂颗粒与基体的剥离，少数是由于颗粒本身的脆性断裂。TiB₂的硬度和耐磨性均大于基体，基体率先被磨损，导致TiB₂凸出于基体，在后续的磨损过程中充当耐磨骨架的作用。首先，未熔化的TiB₂颗粒是直接添加进去的，与基体的界面处存在较多缺陷，结合强度较低，在磨损过程中容易在界面处诱发微裂纹，导致未熔化的TiB₂与基体发生剥离形成剥落坑，而原位析出的TiB₂与基体的界面纯净，且存在固定的取向关系，结合强度较高^[20]，在磨损的过程中很难发生剥离。其次，未熔化的TiB₂颗粒为硬脆相，在磨粒反复的磨削作用下，容易萌生微裂纹，裂纹扩展后发生脆性断裂形成剥落坑。

研究^[26]表明，材料发生显微切削磨损时，磨损率与硬度呈负相关，磨损率与硬度之间的关系为^[26]：

式中，W_C为显微切削造成的磨损率，F_N为载荷，θ为圆锥形磨粒尖角角度的一半，$\overline{\mathrm{c}\mathrm{o}\mathrm{t}\theta }$为所有磨粒cotθ的算数平均值。材料发生微观断裂磨损时，磨损率与硬度、断裂韧性呈负相关，它们之间的关系为^[27]：

式中，W_F为微观断裂造成的磨损率，d为磨粒直径。

综上所述，TiB₂/TiAl复合涂层的磨粒磨损过程是显微切削和微观断裂共同作用的结果，复合涂层由于TiB₂含量的不同而导致其硬度和断裂韧性有所差异，因此2种磨损机制所占权重也不同。TiB₂含量为10%时，涂层具有低硬度、高断裂韧性的特点，因而磨损机制以显微切削为主，微观断裂为辅；随着TiB₂含量增加，涂层硬度增加，断裂韧性降低，因此显微切削造成的磨损减少，微观断裂造成的磨损增加，磨损机制转向微观断裂；TiB₂含量为30%时，涂层的磨损机制以微观断裂为主，显微切削为辅。

由前文分析可知，TiB₂含量是决定复合涂层耐磨性的关键因素。其原因是：(1) 硬度是衡量耐磨材料的一项重要指标，拥有更高硬度的材料通常具有更优异的耐磨粒磨损性能^[26]，随着TiB₂含量增加，涂层硬度逐渐增加，使得磨粒难以刺入复合涂层表面进行犁削运动，磨损程度随之降低；(2) TiB₂具有较高的硬度和耐磨性，镶嵌在基体上可以阻碍磨粒的压入与切削，承担主要的载荷，起到耐磨骨架的作用，避免大量磨粒与基体的直接接触，降低2者之间的接触面积，减少磨粒对基体的磨损。TiB₂的耐磨骨架作用与其平均间距密切相关。当TiB₂含量较低时，TiB₂的平均间距大于磨粒尺寸，磨粒容易刺入合金表面，进行长距离的犁削运动，形成大量深而宽的犁沟，随着TiB₂含量增加，其分布更加均匀，平均间距也进一步减小，使得磨粒难以刺入合金表面，即使部分锋利且迎角合适的磨粒刺入合金表面，在其犁削一段距离后便会遇到坚硬的TiB₂，迫使其离开犁沟，从而抑制犁沟的进一步扩展，显著降低磨损率。

利用3D激光共聚焦显微镜观察涂层磨损后的表面形貌，并计算粗糙度R_a和R_z，用于表征磨损程度(其中，R_a为轮廓算术平均偏差粗糙度，反映轮廓偏离基准面的程度，常用于表示表面粗糙度；R_z为轮廓微观不平度10点高度，即测量范围内5个最大轮廓谷深y_vi与5个最大轮廓峰高y_pi的平均值之和，反映轮廓的最大高度^[28])。一般而言，R_a和R_z数值越小，说明磨损表面越光滑，磨损程度越小。不同TiB₂含量涂层的R_a和R_z见图11。可以看出，TiB₂含量为0时，R_a和R_z最大，分别达到3.797和77.256 μm，磨损程度最为严重；随着TiB₂含量增加，R_a和R_z数值逐渐减小，磨损程度逐渐降低，TiB₂含量为30%时，R_a和R_z分别降低至2.067和19.110 μm，磨损程度最小，与前文磨损实验结果相吻合。

为了更加直观地反映磨损形貌，采用3D激光共聚焦显微镜对磨损表面的三维形貌进行表征，结果见图12。红色代表磨损轮廓的峰高区域，蓝色代表磨损轮廓的谷深区域，颜色差异越大，表示磨损程度越严重。可见，随着TiB₂含量增加，磨损面的颜色差异逐渐减小，磨损程度逐渐降低，这说明复合涂层中的TiB₂可以有效抵抗磨粒的切削作用，显著提升TiAl合金的耐磨性能。

(1) 采用激光熔化沉积在TC4合金表面成功制备出TiB₂/TiAl复合涂层，涂层组织形态由底部沿厚度方向依次为平面晶、柱状晶和等轴晶，随着TiB₂含量增加，柱状晶高度逐渐降低。

(2) TiB₂/TiAl复合涂层由TiAl合金基体相(γ + α₂)以及TiB₂增强相组成，直接添加的TiB₂颗粒大多没有熔化，但直接添加的TiB₂颗粒外层与TiAl合金熔体发生溶解反应后原位析出初生TiB₂和次生TiB₂，其析出路径为：L→L +初生TiB₂→初生TiB₂ + β + 次生TiB₂，初生TiB₂在熔池中自由生长，呈现块状，次生TiB₂与β相进行耦合生长，呈现短棒状和条带状。

(3) 随着TiB₂含量由0增加至10%，涂层中部的基体组织由粗大的树枝晶转变为尺寸较小的等轴晶，晶粒明显细化，但继续增加TiB₂含量(20%、30%)并未产生进一步的细化作用。

(4) 随着TiB₂含量由0增加至30%，涂层的表面硬度由530.5 HV增加至738.4 HV，断裂韧性由7.75 MPa·m^1/2降低至3.17 MPa·m^1/2，磨损率由3.98 mg/mm²减少至0.42 mg/mm²，并且磨损面的磨损程度及其粗糙度也随之降低。

(5) 未添加TiB₂时，涂层的磨损机制以显微切削为主，多次塑性变形为辅；TiB₂含量为10%时，涂层的磨损机制以显微切削为主，微观断裂为辅；随着TiB₂含量增加，磨损机制逐渐转向微观断裂；TiB₂含量为30%时，涂层的磨损机制以微观断裂为主，显微切削为辅。