鄒 芹，關 勇，李艷國，王明智,*

(1. 燕山大學 機械工程學院，河北 秦皇島 066004；2. 燕山大學 亞穩(wěn)材料制備技術與科學國家重點實驗室，河北 秦皇島 066004)

0 引言

隨著工業(yè)的快速發(fā)展，TiAl材料憑借自身低密度，高溫強度，優(yōu)異抗氧化性和抗蠕變性[1-6]被不斷地應用到制造業(yè)各領域中，尤其在高溫下優(yōu)異的力學性能、抗蠕變性等因素，使其成為汽車[7- 8]、航空領域[9-10]最具有潛力的材料，因此也成為各個科研院所以及高校的研究熱門，但TiAl材料較低的斷裂韌性[11]、低室溫塑性[12]、高溫抗氧化能力不足[13]等因素，限制了其廣泛應用。為了更好地提高TiAl合金的綜合性能，專家和學者進行了較多的實驗探究，通過添加合金元素、表面改性、合成復合材料等技術，都能有效改善TiAl材料存在的缺陷。在不斷完善TiAl合金性能的研究過程中，發(fā)現(xiàn)一些常見自潤滑基體材料在高溫等特殊環(huán)境中并不適用，由于TiAl合金高溫各方面的優(yōu)異性能，相關專家學者也提出在TiAl合金中添加一定量的潤滑相，可以在高溫等特殊環(huán)境中得以應用，代替那些在高溫等特殊環(huán)境中不適用的自潤滑基體材料，大量實驗探究表明TiAl復合材料有望發(fā)展成為高溫自潤滑材料，這也有力推進了TiAl合金材料的進一步發(fā)展。目前，國內外針對TiAl材料的發(fā)展研發(fā)推出了不同階段的TiAl材料產品，例如TiAl合金，TiAl基復合材料(TiAl基金屬間化合物)和新型TiAl基自潤滑材料。

1 TiAl合金

TiAl合金于20世紀50年代被發(fā)現(xiàn)，但其較低的室溫塑性未得到解決，因此TiAl合金的發(fā)展研究也一直停滯，直到20世紀80年代，由美國學者設計以Ti48Al1V0.3C為代表的第一代TiAl合金，在一定程度上改善了TiAl合金的延展性、抗高溫蠕變性，但其綜合性能并不能夠滿足航空發(fā)動機的性能要求。而第二代TiAl合金的抗氧化能力、抗蠕變性等特性都強于第一代TiAl合金，第二代TiAl合金的典型代表就是美國的GE公司研發(fā)的Ti-48Al-2Cr-2Nb和Howmet公司研發(fā)的Ti-(45～47)Al-2Mn-2Nb-0.8TiB，不僅在室溫強度和抗氧化能力上有所提高，同時也在一定程度上改善了TiAl合金的斷裂韌性和室溫塑性[14]。在第二代TiAl合金的基礎上，目前已經發(fā)展到了第三代和第四代的TiAl合金，既考慮到了其較差的斷裂韌性和較差的室溫塑性，又考慮到了TiAl合金的抗蠕變性和高溫抗氧化能力等。

TiAl合金有4種典型的顯微組織：1)近γ組織，由粗大的γ等軸晶及較細的γ+α2混合組成；2)雙態(tài)組織，由細小的層片塊和細小的γ+α2等軸晶組成；3)近層片組織，由較大的層片塊和較細的γ+α2等軸晶組成；4)全層片組織，由較大的層片狀組成。并且其顯微組織對其性能有著巨大的影響[15-17]，其中雙態(tài)組織延性最好，但斷裂韌性較低；細小的全片層組織綜合力學性能最優(yōu)。為了在反應過程中轉化形成最佳合金組織，專家學者通過多種方法進行完善，研究表明主要通過含成分含量設計和合金化兩種方法來獲得細小均勻、少偏析的合金組織。成分含量設計主要在于Al含量的減少，從而使得α2相含量增加，片層間距減小，提高合金強度; Imayev R M等[18]研究了鋁含量和添加其他合金元素對TiAl合金鑄造組織的影響，結果表明通過β相固化的合金組合物，可以獲得沒有強烈偏析、精細均勻的微觀結構，這主要是避免包晶凝固和合金化對凝固后β→α動力學的影響。Singh A K[19]和Laurin D[20]也證明了在一定低含量Al范圍之間，能夠滿足合金在凝固過程中形成最佳TiAl 合金相。

為了更好地提高TiAl合金各方面性能，合金化成為了提高TiAl合金性能的有效方法，研究也發(fā)現(xiàn)W、C、Mo、Nb等合金元素[21-25]能夠對TiAl基合金顯微組織產生影響，顯著地提高其性能[26-28]。合金元素W的添加可能阻礙界面滑動，改善TiAl整體抗蠕變性[29]，但過多的W會造成β相增加，從而導致TiAl合金蠕變強度下降[30]。Hodge A M等人[31]發(fā)現(xiàn)低應力狀態(tài)下W的添加可以提高完全層狀TiAl合金的抗蠕變性能，但加入過量的W會導致β相形成，這將對蠕變強度產生不利影響。同時W元素的添加也會促進晶粒細化，提高合金高溫強度。Sun H L等人[32]研究了兩種含W且Al含量不同的γ-TiAl基合金在鑄態(tài)條件下的微觀組織，發(fā)現(xiàn)重金屬與輕金屬發(fā)生分離，導致W和Nb在樹枝狀晶核中分枝成枝晶核和Al。α2+γ片層的平均Al含量在枝晶間區(qū)域接近46%，在枝晶核心區(qū)域內低于44%；在44Al合金中形成約15%的粗大菌落，46Al合金中形成約60%的粗大菌落。枝晶核心區(qū)域Al和Nb含量的減少可以有效實現(xiàn)晶粒細化，W和Ti的富集確保L→β凝固路線；相反，枝晶間區(qū)域的凝固涉及包晶反應L+β→αp，形成了異常大的αp晶粒(α2+γ片狀集落)。

合金元素C的加入更有利于合金固溶，從而提高TiAl合金的延展性、抗蠕變能力等[33-37]。由于C原子半徑遠小于Ti原子(0.145 nm)和Al原子(0.143 nm)的半徑，因此通常占據(jù)TiAl基合金L10(γ-TiAl)和D019(α2-Ti3Al)晶格的間隙位置，從而促進合金固溶。Wang Q等人[38]將合金元素C加入到由Ti-47Al-2Nb-2Cr(TNC)組成的層狀γ-TiAl合金中，發(fā)現(xiàn)B2相的體積分數(shù)隨C含量的增加而降低，在C添加量為0.5%的情況下，大多數(shù)C原子在含C的TiAl合金中處于固溶狀態(tài)，一些細碳化物分散分布在層狀基體中。由于碳在α2相中固溶度較高，α2相的晶格參數(shù)(即a和c)和單位晶胞體積增加大于γ相的晶格參數(shù)，通過促進γ相的成核和抑制γ板條的增厚來提高TiAl基合金的層間間隔。C的添加提高了TiAl基合金室溫拉伸性能，0.2%(體積分數(shù))C的TiAl合金顯示出最高的拉伸強度，同時發(fā)現(xiàn)跨層是其主要斷裂模式。此外，對于C摻雜的TiAl合金，由于薄片部分顯示韌性斷裂特征而獲得了更優(yōu)異的高溫延展性。合金元素B的添加也可提高其拉伸性能，Li M 等人[39]研究了C或B對Ti-48Al合金中碳化物和硼化物組織、力學性能、相組成和分布的影響。C、B分別以TiB2、TiC、B4C等多種形式添加到Ti-48Al中，發(fā)現(xiàn)含量為0.2%(體積分數(shù))的B4C和較小晶粒的Ti-48Al合金在合金中顯示出優(yōu)異的拉伸強度和伸長率，分別為517 MPa和0.471%。同時發(fā)現(xiàn)，顯微組織中均勻分布硼化物和碳化物的Ti-48Al-0.2B4C合金也具有較好斷裂韌性。

與其他性能相比，TiAl合金脆性一直是影響其性能的最關鍵因素，然而合金元素Mo可以有效地改善TiAl相變的延展性[40]。Mo的引入作為β相穩(wěn)定化元素，具有比Fe更高穩(wěn)定β相的能力，β(B2)相的含量隨合金元素Mo的增加而增加，同時晶粒得到明顯細化，并且合金在高溫下的熱延展性、強度以及抗氧化性、熱加工性都得到一定改善[41]。為了解Mo合金化對TiAl合金顯微組織演變的影響，Zhang S Z等人[42]對Ti-44Al合金的鑄態(tài)組織、熱處理組織特征和熱壓縮組織演變進行了研究，發(fā)現(xiàn)當Mo含量由2%(體積分數(shù))增加到6%(體積分數(shù))時，鑄態(tài)組織形貌由(γ+α2)片層體系和β/β0+γ混合體系轉變?yōu)棣?β0相基體體系。受β相與α相關系影響，片層取向與β/β0相的夾角大致為0°，45°和90°，與熱處理顯微組織相比，熱壓縮組織含有較少的β/β0相，而含2Mo合金的β/β0相和1 275 ℃熱壓縮的3Mo合金具有相反趨勢。Xu W C等人[43]也對Mo含量影響TiAl合金顯微組織和力學性能進行了大量實驗探究，發(fā)現(xiàn)由于Mo元素的偏析，少量β相沿γ/α2層狀菌落邊界分布，形成不連續(xù)的網(wǎng)狀結構。當Mo添加量超過0.8%時，在夾雜微觀偏析區(qū)域形成γ相，隨后在一定溫度下進行均勻化熱處理，可以有效消除β相和γ相。在對比鑄態(tài)和均勻化處理條件下不同Mo含量的強度、顯微硬度和塑性演變時，發(fā)現(xiàn)過量的Mo添加容易引起微觀偏析，顯著降低強度和顯微硬度。

目前，TiAl合金由于低延展性、室溫下耐損傷性差、高溫下可加工性差、室溫脆性、高溫抗氧化能力不足等，而不能推廣應用[44-45]，尤其高溫抗氧化能力不足最為關鍵[46]。近幾年發(fā)展起來的高Nb-TiAl合金備受關注[47-48]，研究表明高熔點組元Nb的添加，不僅能夠改善合金高溫抗氧化能力性能，還能改善室溫塑性，同時在斷裂韌性等方面也有一定改善。早在1987年，陳國良等人[49]就對高Nb-TiAl合金進行了廣泛研究，并提出Nb能夠顯著提升合金抗氧化能力。隨著研究的進展，美國和日本相關學者[50]進行了大量驗證，并與Ni基高溫合金進行對比，從而確定了Nb-TiAl合金具有相當優(yōu)異的高溫抗氧化性。隨著Nb含量的增加，耐高溫氧化性能有所提高，但即使9%(體積分數(shù))的Nb含量也不足以形成完美的Al2O3層。為了更好地改善高Nb-TiAl合金抗氧化能力，Xiang L L等人[51]在900 ℃的空氣中研究了Y和Nb添加對含有0.1%～0.4%(體積分數(shù))Y的Ti-45Al-(6-9)Nb合金的長時間等溫和循環(huán)氧化行為的協(xié)同效應，發(fā)現(xiàn)Y添加量顯著提高了高Nb含量TiAl合金的長時間抗氧化性，但只有適量Y的添加可以提高等溫和循環(huán)氧化時的長時間抗氧化性能，因此Y補充的原則是在滿足抗剝落性的前提下選擇最小量。此外，Y的最佳量隨著Nb含量的變化規(guī)律而變化，Y添加量由含量的0.4%下降到0.2%(體積分數(shù))時，Nb含量從6 %增加到9%(體積分數(shù))，基于Y和Nb的協(xié)同效應，實現(xiàn)了合金的最佳抗氧化性能。除此之外，為了增強高Nb含量TiAl合金抗氧化性能，表面滲碳技術[52]和表面涂層技術[53-54]都能夠在表面形成致密的氧化皮表層，有效阻礙氧原子向內擴散，防止合金氧化。

2 TiAl基復合材料

TiAl基復合材料是在TiAl合金研究基礎上設計的新一代TiAl材料，TiAl基復合材料性能主要受到基體與增強相的制約，因此TiAl基復合材料主要在優(yōu)異性能的TiAl合金中添加第二或第三增強相，保證其增強相在TiAl基體中均勻分布，并與基體保證一定相容性，與從而改變TiAl材料的力學等性能，其次添加相的顆粒度、形狀、分布狀況等都對復合材料的力學性能等具有一定影響，TiAl基復合材料中常見的增強相主要有碳化物、氮化物、氧化物、TiB2和Ti5Si3等化合物。

由于TiAl基體優(yōu)異的性能和熱膨脹系數(shù)匹配度高，Al2O3等氧化物通常作為TiAl基復合材料的增強相[59-61]，研究也表明Al2O3的存在會阻礙晶界的運動，抑制晶粒長大，提高力學性能，但同時可能影響TiAl復合材料的抗氧化性[62]。為了進一步改善TiAl基復合材料的性能，國內外專家學者通過原位合成法制備內含陶瓷顆粒的TiAl基復合材料，從而增強復合材料彎曲強度和斷裂韌性。Ai T[63]利用熱壓反應合成技術，從Ti、Al、TiO2和Nb2O5的粉末混合物成功地反應合成了Al2O3顆粒增強的TiAl復合材料，發(fā)現(xiàn)在由γ-TiAl、α2-Ti3Al、Al2O3和NbAl3相組成的燒結體中，細的Al2O3顆粒傾向于分散在晶界上，并且復合材料隨著Nb2O5含量的增加，晶粒細化，Al2O3顆粒更均勻地分散在TiAl基體中，形成了含γ和部分層狀相的層狀結構。當Nb2O5含量增加到6%(質量分數(shù))時，其彎曲強度和斷裂韌性分別達到最大值398.5 MPa和6.99 MPa·m1/2。Zhu J等人[64]通過熱壓輔助反應原位合成方法制備出含Al2O3粒子的TiAl復合材料，主要由TiAl、Al2O3、NbAl3以及少量的Ti3Al相組成， 原位形成的細Al2O3顆粒傾向于分散在TiAl的基體晶界上，導致復合材料中基體晶粒細化和Al2O3的均勻分布，并且TiAl基復合材料的洛氏硬度和密度隨著Nb2O5含量的增加而增加，當Nb2O5含量達到6.62%(質量分數(shù))時，復合材料的彎曲強度和斷裂韌性分別達到最佳。Wang X F[65]使用Ti、Al、TiO2和Sm2O3原料制備出主要由γ-TiAl/α2-Ti3Al基體和Al2O3和SmAl增強相組成的TiAl基體復合材料，發(fā)現(xiàn)Sm2O3的添加對復合材料的力學性能有積極影響，當Sm2O3含量為5%(質量分數(shù))時，彎曲強度和斷裂韌性分別達到最大值658.9 MPa和10.13 MPa·m1/2。

雖然TiAl基合金有許多優(yōu)點，并在技術上取得了許多重要突破，但仍存在許多性能方面的問題需要解決，除了彎曲強度和斷裂韌性外，TiAl合金的抗壓強度和拉伸強度在實際應用中也成為了決定其性能的關鍵問題。Shu S等人[66]通過燃燒合成和熱壓固化的原位法制備了TiB2和Ti5Si3顆粒大小分別為約30～50 nm和60～80 nm增強的TiAl基復合材料，發(fā)現(xiàn)合成的納米TiB2顆?？梢燥@著提高TiAl合金的極限抗壓強度，并隨TiB2含量的增加而增加，TiB2含量為6%(體積分數(shù))的復合材料平均極限抗壓強度比TiAl合金高477 MPa；所合成的納米Ti5Si3顆粒可以提高TiAl合金的強度和延性，而極限抗壓強度和斷裂應變隨Ti5Si3含量的增加先增加后降低，Ti5Si3含量為4%(體積分數(shù))時，平均極限抗壓強度比TiAl合金高171 MPa，平均斷裂應變從17.3%增加到20.9%。Li A B等人[67]原位合成了全密度的Ti5Si3/TiAl復合材料，發(fā)現(xiàn)細Ti5Si3顆粒表現(xiàn)出獨特的準網(wǎng)絡分布，顯著阻礙α2/γ層狀菌落的粗化。與鑄態(tài)樣品相比，層狀菌落的平均尺寸更加細小，所得Ti5Si3/TiAl復合材料的室溫伸長率提高了2.5%，同時保持了414 MPa的極限拉伸強度。此外，Ti5Si3/TiAl復合材料也表現(xiàn)出優(yōu)異的高溫拉伸性能，有望成為航空航天領域的耐高溫零部件方面具有潛力的材料。

在過去的幾年中，許多關于制造顆粒增強TiAl基復合材料的研究已經被完成，例如Al2O3、TiB2、Ti5Si3等這樣的化合物都可以改善其機械性能和延展性[68-70]。經過近幾年的研究，發(fā)現(xiàn)三元層化合物與TiAl合金具有很強的相容性和熱化學穩(wěn)定性[71-72]，其次具有密度低、加工性好、導電導熱性好、熱膨脹系數(shù)低、屈服強度高、熱沖擊和抗氧化性能好等特點[73-74]。此外，Ti2AlC陶瓷(4.11 g/cm3和8.8×10-6K-1)的密度和熱膨脹系數(shù)接近于TiAl基合金(3.8 g/cm3和12×10-6K-1)[75-76]，這將在很大程度上避免陶瓷顆粒的偏析現(xiàn)象，并降低復合材料制造過程中陶瓷與基體之間的內應力。Yang C H等人[77]使用原位反應熱壓法制備TiAl/Ti2AlC復合材料，并系統(tǒng)地研究了Ti2AlC含量從0%到75%(質量分數(shù))對復合材料的顯微組織和力學性能的影響。發(fā)現(xiàn)900 ℃以上，TiAl與TiC反應生成致密的復合材料，而1 300 ℃燒結的產品具有明顯層狀結構。復合材料的致密度和硬度隨著Ti2AlC含量的增加逐漸增大，斷裂韌性和彎曲強度在15%(質量分數(shù))Ti2AlC含量下達到峰值7.78 MPa·m1/2和486 MPa，如表1所示。Zhou Y等人[78]研究了具有新型Ti2AlN顆粒增強網(wǎng)絡分布的TiAl基復合材料，發(fā)現(xiàn)純Ti粉末在氮氣氣氛中600 ℃下氮化一定時間后，成為TiN，TiN0.3等氮化鈦外殼的新型Ti(N)粉末和Ti-N固溶體，并且有助于生成的Ti2AlN顆粒表現(xiàn)出均勻網(wǎng)絡分布；其次Ti粉末的氮化時間對復合材料的顯微組織有很大的影響，增加氮化時間有利于連續(xù)網(wǎng)狀Ti2AlN顆粒的分布，但氮化時間過長會導致Ti2AlN顆粒的聚集，從而破壞網(wǎng)絡結構的均勻性。具有均勻網(wǎng)狀結構的Ti2AlN/TiAl復合材料具有優(yōu)異的力學性能，在800 ℃和1 000 ℃下的抗壓強度分別為1 112 MPa和687 MPa。

表1 所制備的TiAl/Ti2AlC復合材料的性能
Tab.1 Properties of prepared TiAl/Ti2AlC composites

特性TiAl15%Ti2AlC30%Ti2AlC45%Ti2AlC60%Ti2AlC75%Ti2AlC密度/(g/cm3)3.794±0.013.841±0.0093.881±0.0063.899±0.0103.927±0.0093.995±0.008硬度/GPa2.93±0.042.92±0.042.83±0.053.61±0.032.72±0.053.73±0.04抗彎強度/MPa460±21486±16446±14405±20325±21264±24斷裂韌性/(MPa·m1/2)7.19±0.097.78±0.136.36±0.125.89±0.125.15±0.104.83±0.12

為了更細致地研究Ti2AlN與基體微觀組織和性能的關系，Liu Y等人[79]對Ti2AlN顆粒增強TiAl基體復合材料進行了細致研究，發(fā)現(xiàn)TiAl基體的組織由于Ti2AlN顆粒均勻分布在基體中得到顯著改善，與未增強的Ti48Al2Cr2Nb合金相比，復合材料的拉伸性能在室溫和800 ℃均有提高。特別是在4%(體積分數(shù))的Ti2AlN / TiAl復合材料中獲得最佳拉伸性能，其在室溫下顯示出最高的斷裂強度為670 MPa，斷裂應變?yōu)?.39%，最高屈服強度為552.4 MPa，極限拉伸強度為645.3 MPa。更特別的是3%(體積分數(shù))Ti2AlN/TiAl復合材料在800 ℃下顯示最高的伸長率為13.4%。斷裂面分析表明，復合材料的斷裂機理與變形溫度和Ti2AlN含量密切相關。在800 ℃時，隨著Ti2AlN含量從3%增加到4%(體積分數(shù))，復合材料的斷裂類型從脆性斷裂和韌性斷裂的混合模式變?yōu)榇嘈詳嗔?。此外，復合材料還表現(xiàn)出TiAl基體和Ti2AlN顆粒在室溫下的裂紋特性。

除了陶瓷顆粒增強TiAl合金材料外，連續(xù)纖維增強TiAl基復合材料一直是航空航天工業(yè)應用的潛在結構材料[80-82]，同時復雜的制造程序和高成本也限制了它們的應用。但Mo金屬纖維具有價格低、韌性好、高溫力學性能優(yōu)異等特點，成為了代替脆性陶瓷纖維的潛力材料，Zhou Y[83]通過將Ti和Al元素粉末與有機粘合劑(聚甲基丙烯酸甲酯)和溶劑(丙酮)混合來制備漿料；然后通過用一定厚度的漿料涂覆一層排列的Mo纖維來制造單層的預制件；在達到預期的層數(shù)之后，預制件被切割并最終通過真空熱壓脫氣和固結以產生復合材料。在20%(體積分數(shù))的Mo/TiAl復合材料中，Mo纖維均勻分布在基體中而不彎曲，基體和纖維通過由薄的δ-(Mo，Ti)3Al內層和厚的β′-(Mo，Al)Ti外層組成的反應區(qū)很好地結合，促使復合材料的高溫強度大大提高，在1 100 ℃下固化的復合材料在室溫和高溫(800 ℃)下的強度分別為721 MPa和731 MPa。

增強TiAl基復合材料的力學性能等一直是研究的熱點，但關注其拉伸性能和可塑性的改善卻很少。Sun H等人[84]使用熱壓固結法等溫鍛造成功制備出Ti2AlC顆粒增強的TiAl基復合材料，研究了燒結和鍛造條件的微結構和拉伸性能。結果表明，燒結復合材料由γ-TiAl，α2-Ti3Al和Ti2AlC相組成。微結構分析表明，該產物表現(xiàn)出不均勻的微觀結構，Ti2AlC顆粒傾向于分散在晶界上。通過等溫鍛造獲得細晶粒和均勻的微觀結構。鍛造復合材料的拉伸性能同時提高，伸長率(δ)從12.10%提高到30.87%，特別是在1 000 ℃時，工程應變高達176%，表現(xiàn)出超塑性。

3 TiAl基自潤滑復合材料

隨著TiAl合金材料的不斷發(fā)展，更多研究相繼開展，由于TiAl合金優(yōu)異的力學性能，相關科研學者試圖將TiAl合金作為自潤滑基體材料，以代替不適用于特殊環(huán)境中的自潤滑基體材料。TiAl基自潤滑材料是一種新型自潤滑材料，國內外針對TiAl基自潤滑材料的研究目前還比較少，處于實驗室階段，尚未達到工程應用的標準。自潤滑材料的關鍵在于具有較小的摩擦系數(shù)和較好的耐磨性，國內外學者主要采用表面處理技術(激光處理、滲碳處理、滲氮處理)和合成復合材料等方法來減小TiAl材料的摩擦系數(shù)、增強其耐磨性，使其具有良好的自潤滑性能。

當與滑動金屬配對物相互作用時，耐磨性差是妨礙其工業(yè)應用的主要缺點，因此對TiAl合金耐磨性的研究已引起高度重視。早在1997年，Wang Y等人[85]研究了TiAl合金(含和不含TiN涂層)的干滑動磨損行為，結果表明TiAl的耐磨性隨著涂層的存在而增強。

表面處理技術是改善TiAl合金摩擦磨損性能非常有效的方法，如等離子體滲碳[86]、激光處理[87]、微弧氧化[88]等(表2所示)。Liu X 等人[89]分別研究了高碳鋼與未經處理和經過等離子滲碳處理TiAl的干滑動磨損行為，結果表明經過雙相滲碳處理的TiAl由于低摩擦系數(shù)和低磨損量而有效地提高了TiAl的耐磨性，主要是由于碳化物NbC、Nb2C和過量碳的存在以及NbC和Nb2C碳化物與C元素引起的硬化層厚度增加。Ge P等人[90]研究了等離子合金化處理后TiAl合金上在常溫和600 ℃下的微觀結構以及摩擦學性能，結果表明經過等離子合金化處理后，TiAl合金表面形成由AlNb2、AlNb3、Ti2AlNb和純Nb組成約12 μm致密均勻的鈮合金層，在600 ℃時干滑動條件下的耐磨性能明顯提高，且常溫下的抗磨損性和耐磨性也優(yōu)于未經處理的TiAl合金。除等離子化處理外，Wu X Q等人[91]通過微弧氧化法在TiAl合金基體上沉積陶瓷層，發(fā)現(xiàn)除Al2TiO5和Al2SiO5外，涂層由WO3、Ti2O3、石墨和Al2O3組成，并且涂層明顯提高了TiAl合金的耐磨性，磨損率為3.27×10-7g/(N·m)。Xu Y等人[92]在γ-TiAl合金基體上制備了Al2O3/ Al復合涂層，以提高其在高溫下的摩擦磨損性能。發(fā)現(xiàn)由于Al2O3/ Al復合涂層的高硬度、優(yōu)異的彈性模量和Al2O3顆粒的自潤滑性導致Al2O3/ Al復合涂層在高溫下的磨損率和摩擦系數(shù)明顯低于基體。Al2O3/Al復合涂層的摩擦系數(shù)從室溫時的0.75下降到300 ℃時的最低值0.25，在500 ℃時上升到0.3；在300 ℃時出現(xiàn)大量碎片，說明此時Al2O3/Al復合涂層發(fā)生磨損，研磨和氧化磨損被認為是基體的主要磨損機理，Al2O3顆粒起到了抗磨損性能。Cheng J等人[93]也研究了TiAl合金的摩擦學性能，發(fā)現(xiàn)配合面材料對磨損的影響強烈依賴于環(huán)境體系。在空氣中400 ℃以下配合材料對磨損起到重要作用，但在600 ℃以上這個作用可以忽略不計。而表面氧化在低溫下對于合金的摩擦學性能是有害的，主要歸因于在空氣中低溫下產生的氧化物碎屑充當切削工具，加速了合金的磨損，但在600 ℃以上的空氣中，高氧化速率和可燒結性，再加上TiAl合金延展性的提高，有利于形成保護性氧化層，從而提高耐磨性。

通過上述處理生產的表面改性涂層由于厚度和對基體的粘附性等因素并不完全令人滿意，而且上述硬質膜有時隨著溫度升高而不具有足夠的抗氧化性，限制了TiAl合金在高溫工作條件下的應用。隨著高功率激光裝置的發(fā)展，激光表面改性已經用于多功能表面處理[94]，以制造具有冶金結合到襯底的厚涂層，隨之而來的快速凝固效應產生了性能改善和新穎的微觀結構。Chen Y等人[95]就采用激光表面合金化法成功制備了γ-TiAl合金表面增強TiC復合涂層，激光表面合金化涂層具有細化的顯微組織，細小的TiC增強相在涂層中呈梯度分布，TiC的生長形態(tài)呈獨特的小平板狀，由于原位摻入大量的TiC，激光表面合金化涂層在滑動磨損測試條件下具有優(yōu)異的高溫耐磨性。Liu X B等[96]研究了具有激光熔覆γ/Cr7C3/TiC復合涂層的γ-TiAl金屬間化合物室溫和高溫(600 ℃)的耐磨性，結果表明激光熔覆復合涂層的微觀結構具有由Cr7C3和TiC組成的非平衡凝固組織和γ/Cr7C3共晶基體，平均顯微硬度比TiAl合金基體高約3～5倍。在干式滑動磨損條件下，由于非平衡固化增強的Cr7C3和TiC碳化物的形成以及相對韌性和韌性的γ/Cr7C3共晶基體的析出及其在高溫下的穩(wěn)定性，致使復合涂層具有較高的耐磨性能。

然而，關于TiAl基復合材料的干滑動摩擦學性能的報道很少，盡管已知陶瓷等材料的摻入可以提高金屬間化合物和合金的耐磨性和減摩性[97-100]，并且與傳統(tǒng)的異位工藝進行比較，復合材料的制備可以導致界面處更好的結合，具有更好的機械性能，因此也成為了當前的研究熱點，如表3所示。由于TiB2具有優(yōu)異的機械性能，熱膨脹系數(shù)可與TiAl基合金相媲美，并且與TiAl基體具有出色的化學兼容性[101]，因此被認為是TiAl基復合材料最具吸引力的補強材料。Cheng J 等人[102]研究了Ti-46Al-2Cr-2Nb金屬間化合物及其與20%和40%(體積分數(shù))TiB2熱壓燒結原位生成復合材料的干滑動摩擦學行為，發(fā)現(xiàn)復合材料的其他力學性能和致密度與單體Ti-46Al-2Cr-2Nb金屬間化合物幾乎相當，硬度和耐磨性隨著TiB2用量的增加而提高，主要因為增強的耐磨性可歸因于TiB2較高的硬度和負載作用。Wang L 等[103]對TiB2原位增強TiAl基復合材料在人造海水中潤滑的摩擦學行為進行了研究，結果表明TiAl-TiB2復合材料在人造海水中的摩擦學行為依賴于所施加的載荷和滑動速度；TiB2能夠有效提高TiAl合金的耐磨性，與無潤滑條件下相比，TiAl-TiB2材料的摩擦系數(shù)顯著降低，磨損率在海水中下降一個數(shù)量級，這種海水對摩擦學性能的正面影響歸因于海水和含有SiOx和B2O3、AlBO3和MgSiO3等氧化腐蝕膜的冷卻效應。

表2 涂層系列性能
Tab.2 Performances of coating series

基體表面測試條件摩擦系數(shù)磨損率Ti-46.5Al-2.5V-1Cr[86]滲碳處理室溫-1 N-0.1 m/s0.15.71×10-6 mm3/(N·m)Ti-46.5Al-2.5V-1Cr[86]滲碳處理600℃-1 N-0.1 m/s1.43.45×10-5 mm3/(N·m)Ti-46.5Al-2.5V-1Cr[89]雙相滲碳處理1 000 r/min-50 g0.10.008 mm3Ti-46.5Al-2.5V-1Cr[89]雙相滲碳處理1 000 r/min-100 g0.150.01 mm3Ti-46.5Al-2.5V-1Cr[89]雙相滲碳處理1 000 r/min-150 g0.20.028 mm3Ti-46.5Al-2.5V-1.0Cr[90]等離子鈮合金化處理1 000 r/min-1 N—比磨損率1/5048Ti-48Al-2Nb-2Cr[91]MAO涂層5 N-0.13 m/s—3.27×10-7 g/(N·m)Ti-46.5Al-1Cr1.5V[92]Al2O3/Al復合涂層20 ℃-3.3 N-560 r/min0.750.02 mm3Ti-46.5Al-1Cr1.5V[92]Al2O3/Al復合涂層300 ℃-3.3 N-560 r/min0.250.094 2 mm3Ti-46.5Al-1Cr1.5V[92]Al2O3/Al復合涂層500 ℃-3.3 N-560 r/min0.30.069 5 mm348Ti-48Al-2Nb-2Cr[95]激光處理制備碳層600℃-98 N-0.1 m/s—相對耐磨性5.048Ti-48Al-2Nb-2Cr[96]NiCr-80%Cr3C280 N-100 r/min—相對耐磨性1.7348Ti-48Al-2Nb-2Cr[96]NiCr-50%Cr3C280 N-100 r/min—相對耐磨性1.9048Ti-48Al-2Nb-2Cr[96]NiCr-20%Cr3C280 N-100 r/min—相對耐磨性1.03

為了更好地減小TiAl復合材料的摩擦系數(shù)，國內專家學者也做了一定量的探究，發(fā)現(xiàn)在TiAl合金中添加兩種或以上的潤滑相時，可以起到一定的協(xié)同作用，從而減小TiAl基自潤滑復合材料的摩擦系數(shù)。Shi X等人[104]研究了25～800 ℃的溫度范圍內含Ag的TiAl基自潤滑復合材料與Si3N4的干摩擦磨損行為，發(fā)現(xiàn)由于Ag和Ti2AlC潤滑劑的協(xié)同作用，在所有溫度下含銀復合材料的摩擦系數(shù)都低于基體合金，摩擦系數(shù)隨著試驗溫度的升高而增大。當Ag含量為10%(質量分數(shù))時，復合材料在溫度范圍內表現(xiàn)出最好的摩擦學性能。Yao J等人[105]對含有不同量Ag、Ti3SiC2和BaF2/CaF2共晶體(BaF2-38%(質量分數(shù))CaF2)TiAl基自潤滑復合材料的干滑動摩擦學行為進行了研究，發(fā)現(xiàn)Ag、Ti3SiC2和BaF2/CaF2可以在極端的工作溫度范圍內提高復合材料的減摩抗磨性能，這歸因于Ag、Ti3SiC2和BaF2/CaF2潤滑劑的協(xié)同作用。當Ag、Ti3SiC2和BaF2/CaF2共晶體的含量為 9%(質量分數(shù))時表現(xiàn)出最好的摩擦學性能。Xu Z 等人[106]制備出了含有多層石墨烯的TiAl基復合材料，為了研究其摩擦學性能分別與GCr15鋼、Si3N4和Al2O3三種類型接觸球對磨，發(fā)現(xiàn)復合材料與三種類型接觸球的摩擦系數(shù)明顯低于TiAl合金，加入多層石墨烯后，對GCr15球滑動摩擦系數(shù)由0.59下降到0.36，特定磨損率降低了89.4%；對Si3N4球滑動摩擦系數(shù)從0.55下降到0.33，特定磨損率降低80.2%；對Al2O3球滑動摩擦系數(shù)從0.66下降到0.43，特定磨損率降低65.7%。此外，研究表明由于石墨烯在滑動接觸界面上容易剪切并形成共形抗磨損保護層，從而大大降低了復合材料的摩擦系數(shù)和磨損率，并且獲得相當穩(wěn)定的摩擦性能。影響自潤滑材料性能的因素較多，除了對磨件外，滑動速度也會對摩擦學性能有影響，Liu X等人[107]就研究了0.10～0.30 m/s 條件下TiAl多層石墨烯(MLG)-Ag復合材料與Si3N4球的滑動摩擦磨損行為，發(fā)現(xiàn)摩擦系數(shù)和磨損率隨滑動速度的增加而下降。復合材料在0.30 m/s時表現(xiàn)出較低的摩擦系數(shù)和較低的磨損率，這歸因于在磨損表面上形成了含有MLG和Ag的完整摩擦膜，在形成的摩擦膜中，Ag作為固體潤滑劑提供良好的潤滑作用，而高強度MLG對提高摩擦膜的抗斷裂能力起到了積極的作用。這表明由于MLG和Ag顯著的協(xié)同作用，TiAl復合材料獲得了優(yōu)異的摩擦學性能。此外，摩擦熱隨著滑動速度的增加而增加，這對摩擦膜的形成有促進作用。

表3 TiAl基自潤滑復合材料系列性能匯總
Tab.3 Performance of TiAl-based self-lubricating composites summary

基體添加相測試條件摩擦系數(shù)磨損率/(mm3/(N·m))Ti-46Al-2Cr-2Nb[102]20%TiB2(體積分數(shù))20 N-0.02～0.05 m/s0.03 m/s-20～60 N0.46～0.560.47～0.54(0.8～1)×10-3(0.8～4.3)×10-3Ti-46Al-2Cr-2Nb[102]40%TiB2(體積分數(shù))20 N-0.02～0.05 m/s0.03 m/s-20～60 N0.46～0.560.5～0.53(0.02～0.2)×10-3(0.1～0.9)×10-3Ti-46Al-2Cr-2Nb[103]20%TiB2(體積分數(shù))20～80 N-0.1 m/s20 N-0.02～0.08 m/s0.16～0.240.22～0.36(6～10)×10-5(10～25)×10-5Ti-46Al-2Cr-2Nb[103]40%TiB2(體積分數(shù))20～80 N-0.1 m/s20 N-0.02～0.08 m/s0.14～0.20.28～0.36(1～8)×10-5(1～5)×10-5Ti-47Al-2Cr-2Nb-1B[104]5Ag(摩爾比)25～800 ℃-10 N-0.234 m/s0.275～0.45(1.5～3.5)×10-4Ti-47Al-2Cr-2Nb-1B[104]10Ag(摩爾比)25～800 ℃-10 N-0.234 m/s0.26～0.4(1.5～3.5)×10-4Ti-47Al-2Cr-2Nb-1B[104]15Ag(摩爾比)25～800 ℃-10 N-0.234 m/s0.265～0.41(1.1～3.5)×10-4Ti-47Al-2Cr-2Nb-1B[105]3Ag-3Ti3SiC2-3BaF2/CaF2(摩爾比)25～600 ℃-10 N-0.234 m/s0.32～0.41(3.15～3.5)×10-4Ti-47Al-2Cr-2Nb-1B[105]5Ag-5Ti3SiC2-5BaF2/CaF2(摩爾比)25～600 ℃-10 N-0.234 m/s0.35～0.458(3.15～3.75)×10-4Ti-47Al-2Cr-2Nb-1B[105]7Ag-7Ti3SiC2-7BaF2/CaF2(摩爾比)25～600 ℃-10 N-0.234 m/s0.38～0.48(4～5.2)×10-4Ti-47Al-2Cr-2Nb-1B[106]3.5%MLG(質量分數(shù))10 N-0.2 m/s對磨件Al2O30.4251.45×10-4Ti-47Al-2Cr-2Nb-1B[106]3.5%MLG(質量分數(shù))10 N-0.2 m/sGCr15Steel0.360.33×10-4Ti-47Al-2Cr-2Nb-1B[106]3.5%MLG(質量分數(shù))10 N-0.2 m/sSi3N40.3250.73×10-4Ti-47Al-2Cr-2Nb-1B[107]5%Ag+1.5%MLG0.1～0.3 m/s0.31～0.45(1.75～2.8)×10-4

4 展望

隨著TiAl合金的不斷研發(fā)，性能不斷改善，其應用領域也在逐步拓展。由于γ-TiAl合金具有密度低、比強度高和彈性模量高，在高溫時仍可保持足夠高的強度和剛度、良好的抗蠕變及抗氧化能力等，使其成為最受關注的潛力材料，并已經成功地應用于現(xiàn)代噴氣發(fā)動機的低壓渦輪葉片，在隨后的研究中發(fā)現(xiàn)了性能更為優(yōu)異的α2+γ雙相TiAl合金，更適用于工程中的使用，這將擴大其發(fā)動機部件應用的潛力，如高壓壓縮機、渦輪機和一些燃燒器應用。TiAl合金除了應用在民用航天的發(fā)動機葉片、輪盤、機身等非轉動部位領域中，目前人們也在嘗試把TiAl合金應用于排氣閥、航空軸承等轉動零部件領域，成為未來的研究熱點；其次，TiAl合金的抗腐蝕能力和高溫優(yōu)異性能、較低的導熱系數(shù)等優(yōu)點使其在高溫腐蝕等特殊領域中顯得尤為突出，在航空航天領域中有望成為代替其他自潤滑基體的潛力材料。