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圖2為TC4鈦合金離子鍍鋁層MAO膜的截面形貌。可知，MAO膜分為兩層：存在明顯孔洞及少量裂紋的疏松層和內部致密層，疏松層與致密層之間沒有明顯的分界線，致密層存在少量與基體不連通的微孔。隨MAO時間的增加，氧化物陶瓷膜的厚度增大，留存的鍍鋁層厚度減小。MAO處理4 h (圖2c) 時，鍍鋁層完全氧化，部分基體也被氧化，并形成厚度約1 μm的過渡層。由于Al氧化為Al2O3時體積膨脹，因此鍍鋁層完全氧化后，氧化膜厚度 (約60~70 μm) 大于原始鍍鋁層厚度 (約40 μm)。從圖2還可看到，隨著MAO時間的延長 (圖2a和b)，MAO膜層的致密層變得更厚、更致密，疏松層內的孔洞尺寸增加；但微弧氧化4 h后，在局部被氧化的基體處出現貫穿整個氧化膜的裂紋 (圖2c中箭頭所指)，致密層的缺陷反而增多。EDS分析 (圖3) 表明，貫穿裂紋附近膜層中生成了一定量Ti的氧化物。Liu 等和Gao等在純Ti表面沉積一層Al，然后進行MAO，測試了MAO后Ti在氧化膜中的分布，結果表明：當Al層完全氧化后，再延長氧化時間時，Ti出現在MAO膜的放電通道中，在放電通道靠近Ti基材的膜中檢測到Al2TiO5，以及電解液的殘留。這與本文的研究結果是一致的。他們認為，MAO過程中放電機制為陶瓷層或阻障層的擊穿。因此，可以推斷本研究中Ti氧化導致其上Al2O3陶瓷層產生貫穿裂紋與貫穿性放電通道形成有關。但是，在Al層未完全氧化時，MAO只發生在鍍鋁層，同樣發生等離子放電和Al2O3陶瓷膜的擊穿，但是卻未出現這種貫穿性裂紋，其中原因尚需深入研究。

圖4是MAO不同時間獲得的膜層的XRD譜。可見，MAO膜層均由α-Al2O3和γ-Al2O3組成。其中，α-Al2O3是主要組成相。在圖譜中20o~40o的范圍內有很多漫散射峰，說明有非晶相的存在。結合EDS檢測結果可得出，這些非晶相主要成分為SiO2。從圖中可看出，隨氧化時間的延長，α-Al2O3衍射峰強度逐漸增強，其結構為斜方六面體，是Al2O3的高溫穩定相，它的存在使得氧化陶瓷層具有良好的耐蝕、耐磨等性能。

去掉MAO膜的疏松層后，表面XRD譜見圖4b。可見，MAO膜致密層仍主要由α-Al2O3和γ-Al2O3組成。與未去掉疏松層的樣品 (圖4a) 相比，γ-Al2O3衍射峰大幅減弱，α-Al2O3衍射峰有所增強，說明γ-Al2O3相主要存在于疏松層，而α-Al2O3相則主要存在于致密層。這是因為α-Al2O3相形核所需的Gibbs自由能大于γ-Al2O3相的，MAO初期的成膜與電解液直接接觸，在電解液的冷淬作用下，主要形成γ-Al2O3相。但是隨著反應的不斷進行，反應初期形成的致密層不再接觸溶液，其冷卻速率變慢，內部的γ-Al2O3在電弧熱作用下逐漸轉化為α-Al2O3；氧化時間越長，轉化的α-Al2O3量也就越多。

表1為TC4鈦合金鍍鋁層MAO膜的截面硬度。可見，無論是MAO膜的致密層還是疏松層，其硬度相對于基體鈦合金 (硬度約為350 HV) 均有提高，并且同一涂層的致密層硬度均高于疏松層。隨MAO時間的延長，疏松層硬度呈遞減趨勢，這與疏松層內孔洞等缺陷隨氧化時間的延長而增大、增多有關；微弧氧化3 h時的膜層致密層硬度最高，為1261 HV，約是基體硬度的4倍，這主要歸因于隨著氧化時間的延長，更多的γ-Al2O3轉化為高硬度的α-Al2O3。當MAO時間延長至4 h時，致密層硬度值反而降低，這是由于此時TC4基體亦發生了氧化反應，Ti的氧化物及Ti離子通過放電通道向外噴射遷移，膜層中生成了一定量Ti的氧化物，可能由于含量較少，所以XRD未能檢測到，Ti的氧化物硬度較低，因此導致了MAO膜致密層硬度值降低，致密層中裂紋等缺陷增多也是導致其硬度降低的原因之一。

對TC4鈦合金鍍鋁層MAO膜的結合強度進行了測試。氧化3 h獲得的膜層的結合強度最高，為68 MPa；氧化4 h獲得的膜層結合強度最低，為34 MPa；氧化2 h獲得的膜層結合強度為40 MPa。觀察拉斷后樣品的斷口形貌可知，氧化2 h獲得的MAO陶瓷層主要在疏松層/致密層界面附近發生斷裂，有小面積區域在致密層/鍍鋁層界面斷裂；氧化3 h獲得的MAO陶瓷層部分在致密層/鍍鋁層界面斷裂，部分在致密層內部發生斷裂；氧化4 h獲得的MAO陶瓷層主要在致密層/鈦合金界面發生斷裂。因此，可知，鍍鋁層/鈦合金基體界面結合非常好，其結合強度大于68 MPa；MAO膜/鈦合金基材界面結合較差，強度最低。MAO膜較薄時，MAO膜/鍍鋁層/鈦合金體系較易在疏松層/致密層界面附近被拉斷；而當MAO膜較厚時，MAO膜/鍍鋁層/鈦合金體系較易在MAO膜/鍍鋁層界面以及致密層內部被拉斷。

鈦合金及鈦合金鍍鋁層MAO不同時間獲得的氧化膜層的摩擦磨損實驗結果見圖5和表2。觀察圖5的摩擦系數曲線可見，在相同的摩擦實驗條件下，鈦合金摩擦系數呈鋸齒狀波動，且波動幅度較大，摩擦系數約為0.82；微弧氧化2和3 h獲得的膜層的摩擦系數隨時間的延長逐漸增大，分別在7和10 min后變得較平穩，穩態摩擦系數分別約為0.62和0.63；微弧氧化4 h獲得的膜層的摩擦系數開始時快速增加，并大幅波動，隨后又快速降低至約0.6，然后逐漸增加，在13 min后變得較平穩，膜層穩態摩擦系數約為0.71。可見，MAO膜的摩擦系數較鈦合金都有不同程度的降低。由表2可見，鈦合金基材的磨損量最高，微弧氧化2和3h獲得的膜層磨損量較鈦合金降低了二個數量級，微弧氧化4 h獲得的膜層磨損量較鈦合金降低了50倍。可見，鈦合金鍍鋁經MAO處理后在鈦合金表面形成了硬度較高的Al2O3陶瓷膜，顯著提高了鈦合金的耐磨性。

圖6是鈦合金及鈦合金鍍鋁層MAO不同時間的膜層與WC-Co球對磨后的表面和截面形貌。鈦合金磨損后表面呈犁溝狀形貌，附著少量磨屑，磨損表面和磨屑均未檢測到W，說明鈦合金的磨損機制為微切削引起的磨粒磨損。鈦合金鍍鋁層MAO膜磨損后表面犁痕比較平整光滑，存在少量的磨屑，局部區域發生鱗片狀的剝落，MAO時間越長的樣品磨屑和剝落區域越多，3種膜層樣品磨損后表面均分布著大量的裂紋。對磨損區域的截面形貌進行觀察，可見MAO膜層在摩擦過程中僅疏松層受到磨損，磨損后膜層表層變得密實，裂紋只分布在表層，磨損后膜層表層的EDS分析檢測到少量的W，說明樣品與摩擦副發生了材料轉移現象。從圖1可知，MAO膜表面胞狀突起較多，對磨件在與膜層表面胞狀突起多次作用中，使其脫落形成磨粒，這些顆粒填充到疏松層的孔洞中，使磨損層逐漸變得密實 (圖6d，f，h)。從磨損后表面形貌 (圖6c，e，g) 也可見磨損表面磨屑較少，平整光滑。雖然測量的MAO膜疏松層的硬度相對較低些(表1)，但其硬度值是孔洞和裂紋等缺陷存在時的值，密實后其硬度可能會接近致密層的硬度，從而導致對磨副WC-Co的磨損 (對磨副WC-Co球的硬度為1600 HV)，部分WC的磨屑也轉移并填充到MAO膜層的表層。由于MAO陶瓷膜是脆性材料，磨損過程中表層發生脆性斷裂形成了裂紋，少量區域還發生了鱗片狀剝落，因此推斷MAO膜的磨損機制主要為微切削和斷裂機制引起的磨粒磨損。綜合分析實驗結果可知，本研究條件下MAO時間越長，所制備膜層的摩擦系數和磨損量都越大，這種變化趨勢與其膜層疏松層的微觀結構和硬度值密切相關，MAO膜疏松層存在的孔洞與裂紋缺陷越多，硬度越低，膜層的摩擦系數越高，磨損量就越大。

另外，MAO層與殘留鍍鋁層的厚度對鈦合金鍍鋁層MAO膜的摩擦磨損性能也有影響。雖然從目前的摩擦磨損實驗結果來看，微弧氧化2 h的樣品的磨損率最小，但是其氧化物陶瓷層的厚度也是最小的。隨著摩擦磨損時間的延長，陶瓷層逐漸消耗，其耐磨性隨之逐漸降低。微弧氧化3 h的樣品的MAO層相對較厚，而且硬度較高，界面結合強度也較高，因此隨著摩擦磨損時間的延長，其耐磨性會逐漸優于氧化2 h的樣品。微弧氧化4 h的樣品的陶瓷層最厚，但是因其鍍鋁層已幾乎完全氧化，Ti基材亦被氧化，氧化物層中形成貫穿性裂紋及含Ti的氧化物，疏松層和致密層的硬度都是最低的；而且，氧化物陶瓷層與基材的結合強度也是最低的，因此氧化4 h樣品的耐磨性及綜合性能不如氧化3 h的樣品。綜上所述，控制鈦合金鍍鋁層的MAO時間，使其表面形成的MAO陶瓷層較厚，并保證有一定厚度的殘余鍍鋁層，例如5~10 μm，這樣的涂層/合金體系應具有較好的綜合性能。