高 強(qiáng), 王文珍, 易戈文*, 石佩瓔, 豐曉春, 孫虎偉

(1. 中國(guó)科學(xué)院蘭州化學(xué)物理研究所 固體潤(rùn)滑國(guó)家重點(diǎn)實(shí)驗(yàn)室, 甘肅 蘭州 730000;2. 中國(guó)科學(xué)院大學(xué) 材料與光電研究中心, 北京 100049)

航空、航天和能源化工等領(lǐng)域的飛速發(fā)展，對(duì)材料的力學(xué)性能和抗磨損性能提出了苛刻的要求. 傳統(tǒng)的Ni基高溫合金及其復(fù)合材料因具有良好的高溫力學(xué)性能及優(yōu)異的抗氧化和抗腐蝕等特性而獲得廣泛應(yīng)用[1]. 為了進(jìn)一步提高Ni基復(fù)合材料的力學(xué)性能和抗磨損性能，學(xué)者們開(kāi)展了大量研究[2]. 由于碳化物具有高熔點(diǎn)和高硬度特性，且原位生成的碳化物和基體相之間界面潤(rùn)濕性更好，界面結(jié)合強(qiáng)度更高，可抑制摩擦過(guò)程中碳化物顆粒的脫出[3]，因而原位形成碳化物(TiC和WC等[4-9])可提高材料的力學(xué)性能和抗磨性能. 近年來(lái)，采用Ni和MAX相復(fù)配，通過(guò)高溫反應(yīng)原位生成碳化物增強(qiáng)相的方法獲得了廣泛關(guān)注. MAX相(Mn+1AXn，M為過(guò)渡金屬，A是IIIA或VIA主族元素，X則為C或N元素)為六方層狀結(jié)構(gòu)，M和X以強(qiáng)共價(jià)鍵結(jié)合構(gòu)成MX片層，A原子以弱共價(jià)鍵或金屬鍵與M結(jié)合穿插在MX層間[10-11]. 由于M層與A層之間弱的鍵合作用，導(dǎo)致A原子易從點(diǎn)陣中脫出，MAX相分解，MX原位轉(zhuǎn)變?yōu)樘蓟锘虻? Ti2AlC作為典型的MAX相家族成員之一，其具有密度低(4.11 g/cm3)、制備工藝簡(jiǎn)單和熱壓反應(yīng)活性高等優(yōu)點(diǎn)，因而備受?chē)?guó)內(nèi)外學(xué)者的關(guān)注. 當(dāng)Ni與Ti2AlC復(fù)配時(shí)，在高溫?zé)Y(jié)過(guò)程中，Al原子易從Ti2AlC點(diǎn)陣中脫出，Ti2AlC相分解，原位轉(zhuǎn)變?yōu)門(mén)iCx，而Al則與Ni反應(yīng)形成Ni基固溶體、Ni3Al和Ni2TiAl等金屬粘結(jié)相. 由于TiCx原位形成機(jī)制，使得TiCx與金屬粘結(jié)相之間具有良好的潤(rùn)濕性，兩相間甚至可形成半共格界面結(jié)構(gòu)，增強(qiáng)相與粘結(jié)相之間良好的潤(rùn)濕性能夠有效釘扎位錯(cuò)并抑制在摩擦過(guò)程中碳化物的脫出，提高材料力學(xué)性能和耐磨性能. Hu等[12-13]復(fù)配N(xiāo)i和Ti2AlC，通過(guò)熱壓燒結(jié)法制備了原位TiCx增強(qiáng)的Ni基復(fù)合材料，材料具有良好的力學(xué)性能，同時(shí)熱處理可以進(jìn)一步優(yōu)化材料的顯微組織結(jié)構(gòu)并提升性能[14-15]；此外，他們還考察了熱處理(高溫固溶+低溫時(shí)效)對(duì)Ni/Ti3AlC2復(fù)合材料（生成TiCγ′/Ni）顯微組織和機(jī)械性能的影響，結(jié)果表明TiC相在熱處理過(guò)程中相當(dāng)穩(wěn)定，而γ′相的形貌和尺寸在熱處理過(guò)程中得到優(yōu)化，優(yōu)化處理后，材料可獲得更高的硬度、抗拉強(qiáng)度和斷裂韌性[16]. Wang等[17]考察了在1 050～1 350 ℃范圍內(nèi)熱處理對(duì)不同配比的Ni/Ti2AlC復(fù)合材料顯微組織和相變過(guò)程的影響，結(jié)果表明，熱處理后復(fù)合材料的成分和顯微組織出現(xiàn)顯著變化. Ni/T2AlC復(fù)合材料作為一種極具應(yīng)用前景的高溫結(jié)構(gòu)和運(yùn)動(dòng)部件材料，熱處理對(duì)其摩擦磨損性能的影響尚未見(jiàn)報(bào)道.

本文中將研究熱處理對(duì)Ni/Ti2AlC復(fù)合材料顯微組織和摩擦學(xué)性能的影響，根據(jù)Ni-Al二元相圖和TiCx在熱處理中的穩(wěn)定性，為了調(diào)整復(fù)合材料中碳化物的形態(tài)、尺寸和分布等特點(diǎn)，選用1 200 ℃/16 h和1 350 ℃/16 h作為熱處理工藝，主要考察材料熱處理前后在室溫和800 ℃下的摩擦學(xué)性能，探討熱處理所引起的碳化物和基體相相組成、形貌和尺寸等的變化及其對(duì)材料摩擦學(xué)性能和磨損機(jī)制等的影響，并闡明相關(guān)機(jī)理.

1 試驗(yàn)部分

1.1 復(fù)合材料的制備

采用粉末冶金方法制備復(fù)合材料，將Ni粉(99.5%，60 μm，金昌長(zhǎng)慶金屬粉末有限公司，中國(guó))和自制的Ti2AlC粉末(91%、10 μm)按照Ti2AlC摩爾分?jǐn)?shù)為10%和50%的配比進(jìn)行稱(chēng)重，在行星式球磨機(jī)(QM-3SP4, 南京大學(xué)儀器廠(chǎng))中球磨24 h獲得混合粉末，球磨工藝為轉(zhuǎn)速400 r/min，球料比10:1. 將混合后的粉末裝入內(nèi)部預(yù)先涂有h-BN粉末的石墨模具中，以一定壓力冷壓，之后置于真空熱壓燒結(jié)爐(ZT-45-20Y，上海晨華電爐有限公司)中進(jìn)行熱壓燒結(jié)，燒結(jié)工藝如下：以10 ℃/min的速率升溫，升至1 200 ℃時(shí)單向施壓25 MPa，保溫保壓2 h，之后隨爐冷卻至室溫，燒結(jié)過(guò)程中動(dòng)態(tài)真空度為10-2Pa以下，燒結(jié)后復(fù)合材料分別標(biāo)記為Ni/10%Ti2AlC和Ni/50%Ti2AlC.

1.2 復(fù)合材料的熱處理

燒結(jié)后的復(fù)合材料在管式爐(GTL1700，合肥科晶材料技術(shù)有限公司)中氬氣氣氛保護(hù)下進(jìn)行熱處理，升溫速率為5 ℃/min，分別在1 200和1 350 ℃下退火16 h，之后隨爐冷卻. 熱處理前和熱處理后的材料經(jīng)過(guò)線(xiàn)切割加工成不同尺寸的試樣，試樣分別經(jīng)60#、150#、360#、600#、800#和1 200#的碳化硅砂紙打磨并拋光，并在無(wú)水乙醇溶液中超聲清洗后用于后續(xù)試驗(yàn).

1.3 摩擦學(xué)性能測(cè)試

摩擦磨損試驗(yàn)在球盤(pán)式高溫摩擦試驗(yàn)機(jī)(UMT-3,Bruker Corp)上進(jìn)行，復(fù)合材料試樣為盤(pán)試樣，尺寸為Φ24 mm×3 mm，對(duì)偶材料為Φ6 mm的Al2O3球. 摩擦測(cè)試溫度為室溫和800 ℃，載荷為10 N，轉(zhuǎn)速為200 r/min，摩擦半徑為5 mm，滑動(dòng)時(shí)間為60 min. 摩擦力和摩擦系數(shù)由計(jì)算機(jī)軟件自動(dòng)記錄并給出. 每個(gè)條件摩擦測(cè)試至少重復(fù)2次，摩擦系數(shù)取其平均值. 材料的磨損率由式(1)計(jì)算：

式中：WR為磨損率[單位mm3/(N·m)]，V為磨損體積(單位mm3)，L為滑動(dòng)距離(單位m)，F(xiàn)為載荷(單位N)，R為旋轉(zhuǎn)半徑(單位mm)，S為磨痕截面面積(單位mm2). 磨痕截面面積通過(guò)非接觸式光學(xué)輪廓儀(MicroXAM-800,KLA-Tencor Corporation, CA, USA)進(jìn)行測(cè)量和計(jì)算.每個(gè)試樣至少選擇3個(gè)不同的磨痕截面位置進(jìn)行測(cè)量，計(jì)算出磨痕截面面積的平均值，繼而計(jì)算出材料的磨損率.

1.4 結(jié)構(gòu)和性能表征

用Archimedes原理來(lái)測(cè)量并計(jì)算復(fù)合材料的密度，采用MH-5維氏硬度儀(上海恒儀科技有限公司, 上海)測(cè)量熱處理前和熱處理后材料的硬度，測(cè)試條件為：載荷3 N，保載時(shí)間5 s，每種試樣至少測(cè)量10次并取平均值.

采用X射線(xiàn)衍射儀(XRD, PANalytical B.V, Holland)來(lái)表征復(fù)合材料熱處理前后以及磨損表面的物相組成，應(yīng)用搭載有能譜儀(EDS，Energy Dispersive Spectrometer)的掃描電子顯微鏡(SEM, Thermo Fisher Scientific,Waltham, MA, USA)分析熱處理前和熱處理后復(fù)合材料的顯微組織和磨損形貌，采用激光拉曼散射儀(Raman, LabRAM HR Evolution, HORIBA, France)來(lái)檢測(cè)磨痕內(nèi)外的物相組成.

2 結(jié)果與討論

2.1 熱處理對(duì)復(fù)合材料顯微組織結(jié)構(gòu)的影響

Ni/10%Ti2AlC和Ni/50%Ti2AlC復(fù)合材料熱處理前后的XRD衍射圖譜和顯微組織示于圖1和圖2. 由熱處理前復(fù)合材料的 XRD 結(jié)果可看出，在真空熱壓燒結(jié)過(guò)程中，原材料中的 Ti2AlC 完全分解，并且原位轉(zhuǎn)變成碳化物 TiCx. 對(duì)于Ni/10%Ti2AlC 復(fù)合材料，熱處理前的復(fù)合材料中主要包含 Ni 基固溶體(JCPDS PDF card No. 89-7128)、TiCx(JCPDS PDF card No. 89-3828)、Ni3Al(JCPDS PDF card No. 65-0144) 和少量 Al2O3(JCPDS PDF card No. 88-0826)[18]；而 經(jīng) 過(guò)1 200和1 350 ℃、16 h熱處理后，Ni/10%Ti2AlC復(fù)合材料樣品中包含 Ni基固溶體、TiCx和少量的 Al2O3，Ni3Al 相衍射峰消失，表明 Ni3Al 相在熱處理過(guò)程中重新固溶到了 Ni 基體中. 結(jié)合 XRD[圖1(a)]和EDS(表1)結(jié)果表明：連續(xù)的淺灰色基體相為 Ni 基固溶體，均勻彌散分布的灰色相為原位生成的 TiCx相，少量的黑色相為 Al2O3[圖1(b～d)]. Image J軟件和謝樂(lè)公式計(jì)算可知：熱處理前TiCx晶粒尺寸約為51 nm，分別經(jīng)過(guò)1 200 ℃/16 h和1 350 ℃/16 h熱處理后TiCx顆粒的平均尺寸分別為1.5和3.5 μm，說(shuō)明熱處理促進(jìn)了TiCx晶粒生長(zhǎng)，熱處理溫度越高TiCx晶粒長(zhǎng)大越明顯，并且各相分布更加均勻.

表1 圖1中各點(diǎn)所對(duì)應(yīng)的EDS結(jié)果Table 1 The EDS results of different sites in Fig. 1

Fig. 1 (a) The XRD patterns and (b～d) BSE (Back Scattered Electron) morphologies of Ni/10%Ti2AlC composites: (b) before annealing, and after annealing at (c) 1 200 ℃/16 h, (d) 1 350 ℃/16 h圖1 Ni/10%Ti2AlC復(fù)合材料熱處理前后的(a)XRD和(b～d)背散射電子(BSE)形貌圖：(b)熱處理前，(c)1 200 ℃/16 h熱處理后和(d)1 350 ℃/16 h熱處理后

圖2和表2分別給出了Ni/50%Ti2AlC復(fù)合材料在熱處理前后的XRD、顯微組織和對(duì)應(yīng)的EDS結(jié)果. 根據(jù)XRD和EDS結(jié)果，可以看出：熱處理前，Ni/50%Ti2AlC復(fù)合材料主要由淺灰色的Ni2TiAl (JCPDS PDF card No. 65-0432)相、深灰色TiCx相、灰色Ti3NiAl2C (JCPDS PDF card No. 89-3202)相和少量的黑色Al2O3相所構(gòu)成[18].經(jīng)過(guò)1 200和1 350 ℃、16 h的熱處理后，Ti3NiAl2C相消失，表明其在熱處理過(guò)程中可能發(fā)生了分解或者固溶到了基體相中，而TiCx相顯著長(zhǎng)大，顯微組織更加均勻.

表2 圖2中各點(diǎn)所對(duì)應(yīng)的EDS結(jié)果Table 2 EDS results of different sites in Fig. 2

2.2 熱處理對(duì)復(fù)合材料密度和硬度的影響

表3給出了復(fù)合材料熱處理前后的密度和硬度，可以看出，隨著原料配比中的Ti2AlC含量升高，復(fù)合材料密度減小，而硬度則升高，密度和硬度的變化主要?dú)w結(jié)于復(fù)合材料成分的差異. Ni/10%Ti2AlC材料主要含有Ni基固溶體、Ni3Al和TiCx，而Ni/50%Ti2AlC材料主要包含Ni2TiAl、Ti3NiAl2C和TiCx，與Ni基固溶體(約8.91 g/cm3)和Ni3Al相(7.47 g/cm3)相比，Ni2TiAl和Ti3NiAl2C具有更低的密度(分別為6.25和4.74 g/cm3)，故而材料密度減小. 此外，Ni2TiAl擁有比Ni基固溶體和Ni3Al更高的強(qiáng)度和硬度[19]，并且Ni/50%Ti2AlC材料中硬質(zhì)相碳化物含量更高，因此與Ni/10%Ti2AlC相比，Ni/50%Ti2AlC具有更高的硬度. 熱處理前后，Ni/10%Ti2AlC和Ni/50%Ti2AlC復(fù)合材料的密度變化不大，而硬度逐漸減小. 研究表明較大的碳化物晶粒會(huì)導(dǎo)致材料力學(xué)性能的惡化[12,16]，經(jīng)計(jì)算，Ni/10%Ti2AlC和Ni/50%Ti2AlC熱處理前TiCx平均尺寸分別為51和35 nm，熱處理后TiCx顆粒出現(xiàn)明顯生長(zhǎng)，導(dǎo)致硬度下降. 此外Ni3Al是Ni基高溫合金中重要的強(qiáng)化相之一[16]，熱處理后Ni3Al相消失是Ni/10%Ti2AlC硬度下降的另一個(gè)重要原因.

表3 熱處理前和熱處理后復(fù)合材料的密度和硬度Table 3 Density and Vickers hardness of composites before and after annealing

2.3 熱處理對(duì)復(fù)合材料摩擦學(xué)性能的影響

2.3.1 復(fù)合材料熱處理前后的摩擦系數(shù)和磨損率

復(fù)合材料熱處理前后的摩擦系數(shù)曲線(xiàn)和磨損率見(jiàn)圖3，室溫下，Ni/10%Ti2AlC材料熱處理前的摩擦系數(shù)較大，隨著熱處理溫度的升高，摩擦系數(shù)有所降低[圖3(a)]；而Ni/50%Ti2AlC材料，熱處理前和1 200 ℃/16 h熱處理后，穩(wěn)態(tài)摩擦系數(shù)相當(dāng)(約0.9)，而1 350 ℃/16 h熱處理后，材料的摩擦系數(shù)下降到0.7[圖3(b)]，兩種材料的磨損率均隨著熱處理溫度的升高而降低，同時(shí)還可以發(fā)現(xiàn)，Ni/50%Ti2AlC材料熱處理前摩擦系數(shù)具有較長(zhǎng)的跑合期(約1 750 s)，而經(jīng)過(guò)1 200和1 350 ℃熱處理后跑合期大大縮短[圖3(b)]. 而800 ℃下，對(duì)于Ni/10%Ti2AlC材料，熱處理使得摩擦系數(shù)和磨損率降低；而對(duì)于Ni/50%Ti2AlC材料，1 200 ℃/16 h熱處理對(duì)摩擦系數(shù)的影響不大，而1 350 ℃/16 h熱處理后摩擦系數(shù)降低至0.2，磨損率隨著熱處理溫度的升高略有升高，仍低于1×10-5mm3/(N·m).

Fig. 2 (a) The XRD patterns and (b～d) BSE morphologies of Ni/50%Ti2AlC composites: (b) before annealing, (c) after annealing at 1 200 ℃/16 h and (d) 1 350 ℃/16 h圖2 Ni/50%Ti2AlC復(fù)合材料熱處理前后的(a)XRD和(b～d)背散射電子形貌圖：(b)熱處理前，(c) 1 200 ℃/16 h熱處理后和(d)1 350 ℃/16 h熱處理后

Fig. 3 Friction coefficients and wear rates of composites before and after annealing: (a～c) at room temperature (RT); (d～f) at 800 ℃圖3 熱處理前后復(fù)合材料的摩擦系數(shù)曲線(xiàn)和磨損率：(a～c)室溫；(d～f)800 ℃

2.3.2 熱處理前后復(fù)合材料在室溫和800 ℃的磨損機(jī)制

圖4給出了Ni/10%Ti2AlC材料熱處理前后經(jīng)室溫和800 ℃摩擦測(cè)試后，復(fù)合材料及Al2O3對(duì)偶球的磨損表面形貌. 可以看出，室溫摩擦測(cè)試后，熱處理前復(fù)合材料磨損表面出現(xiàn)了大量平行的犁溝和較多剝落[圖4(a1)]，熱處理后的樣品磨損表面出現(xiàn)少量犁溝和剝落[圖4(b1～c1)]；對(duì)偶球上出現(xiàn)了大量疏松未被壓實(shí)的磨屑，表明熱處理前后磨損機(jī)制為黏著磨損和磨粒磨損，其中熱處理前磨粒磨損更明顯. 熱處理前、經(jīng)過(guò)1 200 ℃/16 h和1 350 ℃/16 h熱處理后磨損表面的磨痕寬度分別為1 261、1 159和831 μm[圖4(a1～c1)插圖]，磨痕寬度逐漸變小，這與磨損率的變化一致.

800 ℃摩擦測(cè)試后，熱處理前復(fù)合材料表面形成了不連續(xù)的潤(rùn)滑膜，并伴有大量剝落[圖4(a2)]，而熱處理后復(fù)合材料表面形成了光滑連續(xù)的潤(rùn)滑膜，并存在少量剝落[圖4(b2)和(c2)]，對(duì)偶球上形成了連續(xù)且光滑的潤(rùn)滑層，并存在少量磨屑，因而，熱處理前后，Ni/10%Ti2AlC材料在800 ℃下主要的磨損機(jī)制為氧化磨損和黏著磨損. 熱處理前后磨損表面磨痕寬度依次減小(696、658和530 μm)，這與磨損率的變化一致.

圖5是Ni/50%Ti2AlC材料熱處理前后經(jīng)室溫和800 ℃摩擦測(cè)試，復(fù)合材料及對(duì)偶球的磨損表面的形貌. 室溫下，熱處理前復(fù)合材料磨損表面存在大量磨屑、剝落和犁溝，同時(shí)對(duì)偶球上出現(xiàn)剝落和裂紋，主要的磨損機(jī)制為磨粒磨損和黏著磨損；1 200 ℃/16 h熱處理后復(fù)合材料磨損表面較光滑，出現(xiàn)了少量剝落和磨屑，對(duì)偶球表面存在大量未壓實(shí)的磨屑和較多剝落，表明磨損機(jī)制以黏著磨損為主；1 350 ℃/16 h熱處理后，復(fù)合材料的磨損表面出現(xiàn)了少量分層、磨屑和裂紋，對(duì)偶球上也有剝落和裂紋，黏著磨損和疲勞磨損是主要的磨損機(jī)制. 磨痕寬度隨著熱處理溫度的升高而減小[圖5(a1～c1)插圖]，與磨損率的變化一致.

800 ℃磨損測(cè)試后，復(fù)合材料表面和對(duì)偶球上均形成了連續(xù)且光滑的潤(rùn)滑膜，熱處理前的材料磨損表面最光滑，除潤(rùn)滑膜外，存在少量分層，而經(jīng)過(guò)1 200 ℃/16 h和1 350 ℃/16 h熱處理后的磨損表面出現(xiàn)了少量剝落，主要的磨損機(jī)制是氧化磨損和黏著磨損. 熱處理前后磨痕寬度依次增大，這與800 ℃下材料磨損率的變化一致.

Fig. 4 Wear morphologies of Ni/10%Ti2AlC composites and their coupled Al2O3 balls (a) before annealing, (b) after annealing at 1 200 ℃/16 h and (c) after annealing at 1 350 ℃/16 h[(a1), (b1), (c1) at RT and (a2), (b2), (c2) at 800 ℃]圖4 (a)熱處理前和(b)1 200 ℃/16 h、(c)1 350 ℃/16 h熱處理后的Ni/10%Ti2AlC復(fù)合材料及其對(duì)偶球在室溫[(a1), (b1), (c1)]和800 ℃[(a2), (b2), (c2)]下磨損形貌

2.3.3 熱處理前后磨損表面物相分析

圖6給出了Ni/10%Ti2AlC復(fù)合材料熱處理前后經(jīng)室溫和800 ℃摩擦測(cè)試后磨損表面的XRD圖譜和拉曼光譜. XRD結(jié)果表明，室溫下，熱處理前后磨損表面均未檢測(cè)出新的物相，說(shuō)明室溫摩擦測(cè)試過(guò)程中未發(fā)生相變；而800 ℃摩擦測(cè)試后，熱處理前后試樣的磨損表面除了Ni、TiCx和Al2O3外，還檢測(cè)到了TiO2(JCPDS PDF card No. 99-0090)、NiO(JCPDS PDF card No. 89-5 881)和NiTiO3(JCPDS PDF card No. 85-0451)[圖6(b)]，表明在溫度和摩擦化學(xué)反應(yīng)的共同作用下，磨損表面形成了多種氧化物和雙金屬氧化物. 800 ℃摩擦測(cè)試后磨痕內(nèi)外的Raman分析結(jié)果表明，磨痕內(nèi)存在TiO2和NiTiO3[圖6(c)]，而磨痕外未探測(cè)到NiTiO3的拉曼特征峰[圖6(d)]，表明摩擦化學(xué)反應(yīng)可以促進(jìn)NiTiO3的形成，并且隨著熱處理溫度的升高，磨痕內(nèi)TiO2和NiTiO3的衍射峰相對(duì)強(qiáng)度增大[圖6(c)]，磨痕外TiO2的衍射峰更明顯，表明熱處理后磨損表面TiO2和NiTiO3的相對(duì)含量更高，熱處理促進(jìn)了磨損表面TiO2和NiTiO3的形成，這是由于熱處理后顯微組織分布更加均勻，且晶粒尺寸增大，更利于發(fā)生氧化和摩擦化學(xué)反應(yīng).

Fig. 5 Wear morphologies of Ni/50%Ti2AlC composites and their coupled Al2O3 balls (a) before annealing, (b) after annealing at 1 200 ℃/16 h and (c) after annealing at 1 350 ℃/16 h[(a1), (b1), (c1) at RT and (a2), (b2), (c2) at 800 ℃]圖5 (a)熱處理前和(b)1 200 ℃/16 h、(c)1 350 ℃/16 h熱處理后的Ni/50%Ti2AlC復(fù)合材料及其對(duì)偶球在室溫[(a1), (b1), (c1)]和800 ℃[(a2), (b2), (c2)]下磨損形貌

Ni/10%Ti2AlC材料熱處理前后室溫摩擦測(cè)試過(guò)程中未發(fā)生相變，摩擦學(xué)性能與材料自身的組織結(jié)構(gòu)有關(guān). 1 350 ℃/16 h熱處理后摩擦系數(shù)略有降低，摩擦跑合時(shí)間縮短，這歸結(jié)于熱處理后顯微組織更加均勻；而熱處理前材料磨損率較高，磨粒磨損明顯，這可能是由于摩擦過(guò)程中TiCx顆粒脫出而形成磨粒，造成磨粒磨損；熱處理后，磨損率隨著熱處理溫度的升高而降低，磨粒磨損減輕，這可能是由于熱處理提高了TiCx與基體相之間的界面結(jié)合強(qiáng)度，抑制(減少)了TiCx顆粒脫出，從而使得材料耐磨性提高. 熱處理提升TiCx/基體相界面結(jié)合強(qiáng)度還需進(jìn)一步的試驗(yàn)來(lái)證實(shí). 目前研究結(jié)果表明，雖然熱處理使TiCx顆粒尺寸增大，造成硬度下降，但熱處理抑制了TiCx顆粒的脫出，減少了磨粒磨損，有利于提高材料的耐磨性. 而800 ℃摩擦測(cè)試后，磨損表面生成了TiO2、NiO和NiTiO3等相，并形成潤(rùn)滑膜，材料具有較高的摩擦學(xué)性能，且熱處理促進(jìn)了磨損表面TiO2和NiTiO3相的生成，進(jìn)一步降低了材料的摩擦系數(shù)和磨損率.

Fig. 6 XRD patterns of worn surface of Ni/10%Ti2AlC composites before annealing and after annealing at 1 200 ℃/16 h and 1 350 ℃/16 h after wear tests at (a) RT and (b) 800 ℃. Raman spectra of (c) inside and (d) outside wear track after wear tests at 800 ℃圖6 熱處理前、1 200 ℃/16 h 和1 350 ℃/16 h熱處理后的Ni/10%Ti2AlC復(fù)合材料在(a)室溫和(b)800 ℃摩擦測(cè)試后磨損表面的XRD圖譜以及(c)、(d)在800 ℃摩擦測(cè)試后磨痕內(nèi)外的Raman光譜

對(duì)于Ni/50%Ti2AlC復(fù)合材料，熱處理前后室溫和高溫摩擦測(cè)試后的XRD和Raman圖譜示于圖7. XRD結(jié)果表明，室溫摩擦測(cè)試后，磨損表面未生成新相，而800 ℃摩擦測(cè)試后，磨損表面均形成了TiO2、NiO和NiTiO3等新相. 800 ℃摩擦測(cè)試后磨痕內(nèi)外的Raman光譜表明，磨痕內(nèi)探測(cè)到NiTiO3和TiO2，而磨痕外只檢測(cè)到TiO2，未檢測(cè)到明顯的NiTiO3拉曼峰，說(shuō)明摩擦過(guò)程促進(jìn)了NiTiO3的形成，而熱處理后的試樣，TiO2和NiTiO3的Raman衍射峰強(qiáng)度總體上更高，也表明熱處理促進(jìn)了磨損表面TiO2和NiTiO3的形成.

與Ni/10%Ti2AlC材料類(lèi)似，室溫下，1 350 ℃/16 h熱處理后摩擦系數(shù)的降低和摩擦跑合時(shí)間的縮短歸因于顯微組織更加均勻；而磨損率隨著熱處理溫度的升高而降低歸因于熱處理抑制了TiCx顆粒的脫出，減少了磨粒磨損. 800 ℃摩擦測(cè)試后，磨損表面形成了TiO2、NiO和NiTiO3等潤(rùn)滑相，且熱處理促進(jìn)了磨損表面TiO2和NiTiO3的形成，因而降低了摩擦系數(shù)；熱處理后材料磨損率略有升高，其原因可能是生成的氧化物發(fā)生了較多轉(zhuǎn)移，但磨損率仍低于1×10-5mm3/(N·m)，材料仍具有良好的抗磨性.

表4中歸納了Ni/10%Ti2AlC和Ni/50%Ti2AlC復(fù)合材料熱處理前后以及經(jīng)室溫和800 ℃摩擦測(cè)試后磨損表面的物相組成.

Fig. 7 XRD patterns of worn surface of Ni/50%Ti2AlC composites before annealing and after annealing at 1 200 ℃/16 h and 1 350 ℃/16 h after wear tests at (a) RT and (b) 800 ℃. Raman spectra of (c) inside and (d) outside wear track after wear tests at 800 ℃圖7 熱處理前、1 200 ℃/16 h 和1 350 ℃/16 h熱處理后的Ni/50%Ti2AlC復(fù)合材料在(a)室溫和(b)800 ℃摩擦測(cè)試后磨損表面的XRD圖譜以及(c)、(d)在800 ℃摩擦測(cè)試后磨痕內(nèi)外的Raman光譜

表4 Ni/10%Ti2AlC和Ni/50%Ti2AlC復(fù)合材料熱處理前后以及經(jīng)室溫和800 ℃摩擦測(cè)試前后的表面物相組成Table 4 Surface phase compositions of Ni/10%Ti2AlC and Ni/50%Ti2AlC composites before and after annealing,and before and after friction test at RT and 800 ℃

綜上所述，室溫摩擦測(cè)試條件下，Ni/10%Ti2AlC和Ni/50%Ti2AlC材料，熱處理對(duì)摩擦系數(shù)影響不大，1 350 ℃/16 h熱處理后摩擦系數(shù)略有降低，摩擦跑合時(shí)間縮短，這主要?dú)w因于熱處理后顯微組織更加均勻.而磨損率隨著熱處理溫度的升高而降低，這可能是由于熱處理提高了碳化物與金屬粘結(jié)相的結(jié)合強(qiáng)度(相關(guān)研究還在進(jìn)行中)，進(jìn)而抑制了TiCx顆粒的脫出，減少了磨粒磨損，表明熱處理改善了材料室溫下的耐磨性能，且熱處理溫度越高，對(duì)耐磨性能的改善越明顯.

800 ℃摩擦測(cè)試條件下，對(duì)于Ni/10%Ti2AlC材料，其摩擦系數(shù)和磨損率均隨著熱處理溫度的升高而逐漸降低，磨損表面生成了TiO2、NiO和NiTiO3等氧化物；對(duì)于Ni/50%Ti2AlC材料，1 350 ℃/16 h熱處理后摩擦系數(shù)明顯降低，而磨損率隨著熱處理溫度的升高略有升高，磨損表面也形成了TiO2、NiO和NiTiO3等氧化物，而且拉曼結(jié)果表明熱處理可以促進(jìn)磨損表面TiO2和NiTiO3的形成. TiO2、NiTiO3和NiO等氧化物和雙金屬氧化物起協(xié)同潤(rùn)滑作用[20]，并在高溫摩擦過(guò)程中形成連續(xù)光滑的釉質(zhì)層[21]，使得材料具有較低的摩擦系數(shù)和磨損率，熱處理導(dǎo)致材料顯微組織和成分更加均勻，在高溫和摩擦的作用下容易誘導(dǎo)TiO2和NiTiO3形成，進(jìn)一步改善了材料的摩擦學(xué)性能.

3 結(jié)論

a. 通過(guò)真空熱壓燒結(jié)技術(shù)成功制備了Ni/Ti2AlC復(fù)合材料，熱處理前，Ni/10%Ti2AlC復(fù)合材料主要包含了Ni基固溶體、TiCx、Ni3Al和少量Al2O3，Ni/50%Ti2AlC主要含有Ni2TiAl、Ti3NiAl2C、TiCx和少量Al2O3相. 復(fù)合材料經(jīng)過(guò)1 200 ℃/16 h和1 350 ℃/16 h熱處理后，Ni/10%Ti2AlC復(fù)合材料中Ni3Al相消失，Ni/50%Ti2AlC復(fù)合材料中Ti3NiAl2C相消失，TiCx的晶粒尺寸明顯增大，且顯微組織更加均勻.

b. 室溫下，熱處理對(duì)摩擦系數(shù)影響不大，1 350 ℃/16 h熱處理后摩擦系數(shù)略有降低，這主要?dú)w因于熱處理后顯微組織更加均勻，兩種復(fù)合材料的磨損率均隨著熱處理溫度的升高而降低，這主要?dú)w結(jié)于熱處理抑制了TiCx顆粒的脫出，減少了磨粒磨損，熱處理有利于提高復(fù)合材料室溫下的耐磨性.

c. 800 ℃摩擦測(cè)試后，隨著熱處理溫度的升高，Ni/10%Ti2AlC材料的摩擦系數(shù)和磨損率均降低，Ni/50%Ti2AlC材料磨損率略有升高，但仍低于1×10-5mm3/(N·m)，兩種復(fù)合材料磨損表面均生成了TiO2、NiO和NiTiO3等氧化物，且形成潤(rùn)滑膜，使得材料具有較低的摩擦系數(shù)和磨損率，并且熱處理進(jìn)一步促進(jìn)了TiO2和NiTiO3的形成，導(dǎo)致了摩擦系數(shù)和磨損率的降低.