公衍生[1]2003年在《TiC颗粒增强TiAl金属间化合物基复合材料的制备与性能研究》文中指出TiAl金属间化合物由于具有低的密度、高的熔点、良好的高温比强度、比刚度以及抗氧化性,成为高温结构材料开发的热点之一。但是室温脆性以及中高温强度的不足严重地阻碍了TiAl基合金的实际应用。陶瓷颗粒增强增韧TiAl基复合材料是克服以上缺陷的有效途径。本文在充分分析本领域国内外研究现状的基础上,利用放电等离子(SPS)烧结技术,首先合成TiAl金属间化合物粉末,然后通过加入TiC陶瓷颗粒,制备TiC/TiAl复合材料,以达到利用TiC颗粒来增强TiAl化合物和改善其韧性的目的。基于燃烧合成工艺,利用快速升温技术,合成了TiAl金属间化合物粉末,研究了工艺参数对生成TiAl化合物粉末的影响。实验结果证实,Ti与Al金属粉末可以不经预成型直接合成TiAl化合物,该过程受扩散反应的控制,经过一定中间产物,最终形成TiAl,并含有少量的Ti3Al。提高预热温度和延长保温时间有利于TiAl化合物的生成。采用SPS烧结技术,制备了TiAl金属间化合物及其TiC/TiAl复合材料。研究发现,在SPS烧结过程中,烧结主要是发生在烧结升温阶段,TiAl和TiC/TiAl复合材料的烧结收缩曲线的变化趋势基本相同。TiC/TiAl复合材料具有如下的组织结构特征:微米级的TiC颗粒主要弥散分布在基体内,基体为TiAl和Ti3Al相间的结构。实验研究表明,所得的复合材料中含有TiAl、Ti3Al和TiC叁相。适量TiC颗粒的引入,不但可以提高材料的抗弯强度,而且对材料的室温断裂韧性也有很大的改善。该复合材料具有较好的综合力学性能。材料的抗弯强度和断裂韧性均随TiC的加入量,先增加后降低,并在TiC含量分别为10wt%和5wt%时达到最大值。此外,TiC/TiAl复合材料的显微硬度较TiAl金属间化合物也有了明显的改善。
江涛[2]2014年在《Ti-Al金属间化合物/陶瓷复合材料的制备技术及其研究现状和发展趋势》文中研究指明Ti-Al金属间化合物/陶瓷基复合材料是近年来发展起来的一种新型复合材料,其发展与Ti-Al金属间化合物和高技术陶瓷的发展密切相关。Ti-Al金属间化合物材料具有优秀的性能,利用Ti-Al金属间化合物的性能介于金属和陶瓷之间的特点,可以将Ti-Al金属间化合物与陶瓷材料相复合制备Ti-Al金属间化合物/陶瓷基复合材料,能使Ti-Al金属间化合物/陶瓷基复合材料具有很多优异的性能。本文主要介绍Ti-Al金属间化合物/陶瓷基复合材料的制备工艺和力学性能以及研究进展,研究和开发的Ti-Al金属间化合物/陶瓷基复合材料主要包括Ti-Al/Al2O3和Ti-Al/TiC复合材料,Ti-Al/ZrO2复合材料,Ti-Al/TiB2复合材料。本文对Ti-Al金属间化合物/陶瓷基复合材料未来的发展趋势进行分析和预测。
王晶[3]2008年在《激光熔覆TiAl金属间化合物/陶瓷复合涂层的制备及其性能研究》文中研究说明γ-TiAl金属间化合物合金(以下称为TiAl合金)由于具有密度低、比强度和比模量高、比刚度高及良好的抗高温蠕变性能等突出优点,因而受到了人们的广泛关注,被认为是未来航空航天、工业燃气轮机以及汽车、机车发动机等工业中很具潜力的高温结构材料之一。然而,TiAl合金本身的一些性能缺点如严重的室温脆性,耐磨性差,高温抗氧化性能不足等制约着TiAl合金的应用。近年来,随着TiAl合金室温脆性和高温抗氧化性能的逐步改善,其耐磨性不足成为实际应用的主要障碍。为了探索提高TiAl合金耐磨性能的表面改性新方法,拓展TiAl金属间化合物合金的应用领域,本文通过大量的前期试验探讨了以Ti-Al-TiC混合粉末为预置涂层,采用激光熔覆技术在Ti-48Al-2Cr-2Nb合金表面制备金属间化合物/陶瓷耐磨复合涂层的可行性,并通过优化激光熔覆工艺参数获得了质量良好的表面改性复合涂层。采用光学显微镜(OM)和扫描电子显微镜(SEM)观察了各激光熔覆层的显微组织形貌,用X射线衍射仪(XRD)和能谱分析仪(EDS)对各激光熔覆层的物相及成分进行分析。研究了各激光熔覆层的显微组织及其与激光工艺参数和预置混合粉末成分、粒度的关系,并分别测试了原始TiAl合金及各激光熔覆层的显微硬度和室温干滑动摩擦磨损性能,对其磨损机理进行了分析讨论。主要研究结果如下:1.通过优化激光工艺参数和混合粉末成分可以用Ti-Al-TiC混合粉末为预置涂层在TiAl合金上制得质量良好的以TiAl金属间化合物为基体,以颗粒状、短棒状或树枝状TiC为硬质耐磨增强相的金属间化合物/陶瓷复合材料涂层。2.激光工艺参数对熔覆层的组织形貌和性能有较大的影响,随着激光扫描速度的增加,陶瓷硬质增强相TiC由发达树枝状向短棒状和颗粒状转变,熔覆层的平均显微硬度随激光扫描速度的增加而增大;随着激光功率的增大,增强相TiC生长越发达,组织形貌由颗粒状向发达树枝状转变,熔覆层平均显微硬度随激光功率的增大而出现了先减小后增大的趋势。3.混合粉末中TiC的含量对熔覆层内硬质增强相的体积分数有直接的影响,但对增强相生长形貌无明显影响。TiC粉末的粒度对熔覆层内增强相的生长形貌有很大的影响。4.在本研究所设定的室温干滑动摩擦磨损试验参数下,激光熔覆制得的TiC增强金属间化合物基复合涂层的耐磨性能较原始TiAl合金有了明显的提高,两者具有不同的磨损机理。
姜德鹏[4]2011年在《Ti_2AlN颗粒叁维网络增强TiAl基复合材料的制备与性能研究》文中指出本文采用粉末冶金与原位合成相结合的方法制备了Ti_2AlN颗粒网络增强TiAl基复合材料,探索了利用气体渗氮的方法对Ti粉进行表面成分改性,并利用这种改性后的Ti粉与Al粉经真空热压烧结在TiAl基体中合成出具有连续网络结构的Ti_2AlN陶瓷增强相。重点分析了渗氮工艺、原始粉料配比以及热压烧结工艺对所制备的复合材料组织与性能的影响。研究表明,粒径为25μm的金属Ti粉在600℃纯氮气环境内可以氮化,生成富氮相Ti_2N,随着渗氮时间的延长,Ti粉表面N浓度提高,并可形成稳定的TiN相。经过渗氮处理的Ti粉,与Al粉均匀混合后进行真空热压烧结,可以得到增强相呈连续叁维网络状分布的Ti_2AlN颗粒增强TiAl基复合材料。最优渗氮工艺为600℃纯氮气氛中保温48h后空冷。在真空热压烧结中的原位合成反应过程中,消耗基体中Ti量是Al的两倍,使得复合材料基体中Al含量过剩,因此需要改变原始Ti、Al配比,经过热压烧结制备并可利用随后热处理得到不同成分和组织基体的叁维网络Ti_2AlN/TiAl复合材料。实验表明通过改变原始的Ti(N)、Al粉末混料比,可以在不影响网络陶瓷增强相形成的条件下,调控TiAl基体的成分及组织状态。调节混料时Ti(N)、Al的比例,可以分别得到富Al的TiAl2相、单相TiAl、双态、近片层、全片层TiAl系组织。叁点弯曲试验结果表明,该网络增强复合材料在室温下弯曲强度较低,不足300MPa;而在高温下具有较高的强度,800℃下弯曲强度最高,达到了678MPa,至1000℃强度仍高于400MPa;弯曲断口分析表明,在温度较低时断裂面穿过TiAl基体颗粒,增强体其对裂纹的延展有阻碍作用,但随着温度的升高,晶界及基体与增强体界面结合强度下降,断裂多呈沿晶特征。压缩试验中可以得到网络增强Ti_2AlN/TiAl复合材料的压缩强度随着温度的提高逐渐降低,在室温(25℃)或800℃阶段试样沿剪切应力最大方向发生脆断,强度与TiAl合金及同体积分数颗粒增强Ti_2AlN/TiAl复合材料相比均有提高;而在高温压缩(900℃、1000℃)过程中基体材料发生软化使得压缩形变可以进行,其强度较TiAl合金最多可提高35%,而与同体积分数颗粒增强Ti_2AlN/TiAl复合材料几乎持平,压缩组织分析表明,此时增强体网络状分布破坏,退化为颗粒增强;网络增强Ti_2AlN/TiAl复合材料的基体为近片层组织时的压缩强度在800℃以上均高于以γ-TiAl为基体的,在900℃强化的幅度较800℃时有明显的提高,在更高的温度下,强化的幅度只是略有下降。
侯南[5]2017年在《Ti_2AlC强化TiAl基复合材料的制备、微观组织及性能》文中研究表明TiAl金属间化合物具有高熔点、低密度、高热导率、高温抗氧化性能优异等一系列特点,是一种应用前景广阔的高温结构材料,然而其室温下塑性低、断裂韧性差、抗压强度低,摩擦系数高,800℃上抗氧化性能差;MAX相是近年来研究较多的叁元层状化合物体系,Ti2AlC作为MAX家族成员之一,它既像金属一样拥有优良的导电、导热、易加工、耐热震等性能;又像陶瓷一样拥有高熔点、高强度、热稳定性和高温抗氧化性等性能。充分利用金属间化合物与增强体的优点,在TiAl基体中原位形成Ti2AlC等强化相,有望成为集高强、耐磨、减摩、热稳定性于一体的复合材料。本文以Ti、Al、石墨(G)、B4C为原料,通过放电等离子烧结工艺(SPS)和真空电弧熔炼工艺,制备TiAl-Ti2AlC-G、TiAl-Ti2AlC-TiB2系列复合材料,其中石墨、B4C作为形成Ti2AlC的不同碳源,同时石墨作为增强相起固体润滑的作用,B4C可作为形成TiB2的硼源。研究复合材料的物相转变、微观结构和成分分布,分析表征了复合材料的力学性能、摩擦磨损性能和抗氧化性能,探讨了不同种类、含量的增强相,包括:Ti2AlC、G、TiB2对基体材料的协同增强增韧机制,及其对复合材料耐磨减摩性和抗氧化性能的影响。研究结果表明:(1)以G为碳源,采用SPS工艺制备TiAl-Ti2AlC-G复合材料。随着石墨含量增加时,TiAl晶粒得到细化,原位合成的Ti2AlC及TiC颗粒增强了复合材料的显微硬度,但是由于石墨割裂了基体,造成材料的抗压强度和塑性的降低;Ti2AlC-G多层片状颗粒通过提高硬度、承载载荷、伸展、固体润滑、钉扎等作用提高了材料的磨损性能,材料的磨损机制主要为磨粒磨损、氧化磨损和黏着磨损等,复合材料和磨球之间存在材料转移。(2)以B4C为碳源和硼源,采用真空电弧熔炼工艺制备TiAl-Ti2AlC-TiB2复合材料。随着原料中B4C含量的增多,原位合成的Ti2AlC和TiB2形态与尺寸发生变化,TiAl基体的晶粒被明显细化;Ti2AlC由TiC与Ti-Al熔体发生包晶反应生成,Ti2AlC、TiB2通过裂纹偏转、颗粒钉扎、拔出等机制对TiAl-Ti2AlC-TiB2复合材料起到增强增韧的作用;增强相与基体之间的应力传递、阻碍裂纹的扩展,降低了材料的磨擦系数,但由于硬质颗粒在磨损过程中造成了第叁体磨损,增大了材料的磨损损失;TiAl-Ti2AlC-TiB2复合材料通过晶界扩散发生选择性氧化,提高了氧化层的粘附性,得到了保护性良好的富A1203致密连续层,在800℃～900℃下较TiAl合金的抗氧化性能有了显着提高。(3)以B4C作为硼源和碳源,采用SPS工艺,研究TiAl-Ti2AlC-TiB2复合材料在900℃～1200℃下的物相转变过程和结构演化机制。B4C在1000℃下逐渐分解,与Ti、Al(l)发生反应生成Ti2AlC和TiB2,在1200℃时B4C被完全消耗掉,合成产物主要由TiAl、Ti3Al、Ti2AlC和TiB2组成。反应生成的TiB2尺寸很小,混杂在片状的Ti2AlC内部。在1200℃下延长保温时间到30 min时,陶瓷颗粒尺寸长大,反应机制主要受反应扩散控制。在1200℃下逐步增加B4C的含量,复合材料组织中Ti2AlC-TiB2含量增多,且TiAl基体的晶粒被明显细化,Ti2AlC-TiB2组织逐渐增多和变大,当原料中B4C的加入量为6 wt%时,颗粒发生聚集和联结,基体中产生裂纹;Ti2AlC和TiB2的形成提高TiAl-Ti2AlC-TiB2复合材料硬度、塑性、抗压强度。当原料中B4C的加入量为2 wt%时,复合材料的变形量达到最大,当原料中B4C的加入量为4 wt%时,抗压强度达到最高值1556 MPa。Ti2AlC、TiB2通过裂纹偏转、颗粒钉扎、拔出等机制实现对复合材料的增强增韧。
蒲飞[6]2014年在《激光合成原位颗粒增强金属间化合物基复合涂层组织及形成机制研究》文中研究表明本文利用激光表面合金化技术,以Al+TiC混合粉末为原料,分别在20#钢、电解镍、Ti-6A1-4V钛合金基材表面制备了TiC增强金属间化合物基复合涂层,分析了涂层的显微组织结构,研究了TiC的溶解及析出规律,模拟了熔池温度场分布及稀释率,测试了涂层的显微硬度和纳米硬度,讨论了涂层的显微组织形成机制。研究结果表明：在20#钢表面制备的TiC/Fe3Al复合涂层,温度在2300K以上时,TiC在Fe-Al合金熔池中发生溶解,然后原位析出。激光功率分别为1.25kW和1.50kW时,熔池稀释率模拟计算结果分别为62.50%、72.22%,实测结果分别为64.41%、79.31%,模拟计算结果与实际情况吻合较好。涂层显微硬度值分别为415.74HV0.2、441HV0.2,相对基材分别提高了2.7及2.6倍。涂层中大尺寸未溶解TiC颗粒的纳米硬度为30.219Gpa,小尺寸原位析出的TiC颗粒的纳米硬度为19.755Gpa,小尺寸TiC颗粒的纳米硬度受基体影响较大。在电解镍表面制备的TiC/Ni3Al涂层,温度在2700K以上时,TiC在Ni-Al合金熔体中发生溶解,然后原位析出。激光功率分别为1.25kW和1.75kW时,熔池稀释率模拟计算结果分别为61.54%、73.91%,实测结果分别为66.67%、78.30%,模拟计算结果与实际情况吻合较好。涂层显微硬度值分别为479.9HV0.2、456.6HV0.2,相对基材分别提高了4.72及4.49倍。在Ti-6Al-4V合金表面制备的TiC/TiAl涂层,TiC在Ti-Al合金熔体中未发生溶解和析出。激光功率分别为1.25kW和1.50kW时,熔池稀释率模拟计算结果分别为46.4%、57.7%,实测结果分别为43.5%、54.5%,模拟结果与实际情况吻合较好。由于涂层中存在大量未溶TiC颗粒,涂层的显微硬度分布不均匀。原位颗粒增强复合涂层的形成机制为：在激光束流辐照下,Al+TiC混合粉末在基材表面熔化形成熔池,Al与基材发生合金化形成金属间化合物,作为复合涂层的基体相,TiC在合金熔池中原位析出,作为复合涂层的增强相。
杨文文[7]2013年在《TiAl基复合材料的原位反应合成及其性能研究》文中研究说明TiAl金属间化合物因具有低密度，较高的强度及刚度、较好的室温及高温力学性能而被认为是航空业、汽车制造业、涡轮发动机潜在的轻质结构材料。但是，室温脆性及高温强度不足严重限制了TiAl金属间化合物的广泛应用。本研究采用第二相增强结合固溶强化提高TiAl金属间化合物的综合性能。本文采用原位反应合成工艺，热压烧结辅助，分别制备了TiAl/Al_2O_3、TiAl/Ti_2AlC及TiAl/Ti_5Si_3复合材料。采用X-射线衍射分析（XRD）、差示扫描量热分析(DSC)、扫描电镜（SEM）、能谱分析（EDS）等方法来系统的研究了不同体系的物相组成及反应过程，并研究了不同添加物含量对复合材料的微观结构、晶粒大小和力学性能的影响，同时对材料的断裂机制及强韧化机理进行了研究。DSC结果表明：各系统的反应均是经过多个中间反应直至最后而完成的。Ti-Al体系的放热反应加速了Al与氧化物的反应，同时放出大量的热量；促进Al-Nb_2O_5及Al-Cr_2O_3铝热反应的发生，置换出单质Nb和Cr并释放大量热能，该热能促进了系统的整体反应，从而降低了体系的反应温度，利于实现在较低温度下烧结，且造成体系放热峰前移。置换出的单质开始固溶于基体，而后与Al发生微合金化。而Ti-Al-C与Ti-Al-Si体系的反应初期为Ti-Al之间的固相反应，而第叁元素的添加活化了该反应从而达到降低体系反应温度的目的。各体系均经1300℃烧结后保温2h，所合成产物的XRD测试显示，Ti-Al-Nb_2O_5体系产物由γ-TiAl，α_2-Ti_3Al，Al_2O_3以及少量的NbAl3相构成。Ti-Al-Cr_2O_3体系产物由γ-TiAl，α_2-Ti_3Al， Al_2O_3以及少量的含Cr相构成。Ti-Al-C与Ti-Al-Si体系的主要物相组成为γ-TiAl，α_2-Ti_3Al及增强相（Ti_2AlC/Ti_5Si_3）。微观结构分析表明：随各增强相含量的增大，颗粒逐渐增多，呈细小弥散分布且主要位于基体的晶界处，阻碍基体的长大，使基体晶粒尺寸减小。当添加量超过最佳含量时，第二增强相陶瓷颗粒存在一定的团聚。物理及机械性能测试结果表明：随着增强相含量的增大，产物的密度和维氏硬度也随之增大；而抗弯强度和断裂韧性呈峰值变化，当Cr_2O_3加入量为4.47wt%时，Al_2O_3颗粒的平均尺寸小于2μm，（Ti,Cr）Al/Al_2O_3复合材料的弯曲强度和断裂韧性达到最大值634MPa和9.78MPa·m1/2；Nb_2O_5掺杂量为6.62wt.%时，TiAl/Al_2O_3复合材料抗弯强度和断裂韧性达到最大值，分别为624MPa和6.63MPa·m1/2；C含量为0.44wt.%时，TiAl/Ti_2AlC复合材料的弯曲强度和断裂韧性达到最大值426.41MPa和10.03MPa·m1/2；当Si含量是1.30wt.%时，TiAl/Ti_5Si_3复合材料的弯曲强度和断裂韧性达到最大值685.67MPa和9.02MPa·m1/2。材料的主要强韧化机制为第二相强化、晶粒细化和裂纹的分支、桥联与偏转增韧、固溶及微合金化强化。
梅雪莲[8]2008年在《钛合金表面低氧压熔结涂层制备及其性能分析》文中研究表明本文成功地采用低氧压熔结技术在Ti-6Al-4V合金表面选用铝粉+硅粉混合粉末、铝硅合金粉末及铝粉+硅粉+TiC粉末作为初始粉末,制备了低氧压熔结Al-Si涂层和低氧压熔结Ti_3SiC_2颗粒增强金属基复合材料涂层。通过SEM、XRD、EDS等对组织形貌的表征,系统地研究了两种涂层组织结构的特点;研究了不同熔结时间、不同熔结温度、初始粉末中不同Si含量对低氧压熔结Al-Si涂层组织性能的影响;研究了初始粉末中不同Al含量对低氧压熔结Ti_3SiC_2颗粒增强金属基复合材料涂层组织形貌及磨损性能的影响;探讨了涂层的组织性能与熔结工艺参数之间的相互关系,为进一步制备高质量的低氧压熔结涂层提供了参照和实验数据。通过对两种涂层熔结机制的分析,明确了低氧压熔结涂层的形成过程,为优化涂层性能提供了理论凭据;通过对低氧压熔结Al-Si涂层的循环氧化试验,分析了氧化前后涂层的组织性能变化及其氧化机理,通过不同熔结时间、不同熔结温度、初始粉末中不同Si含量作用下低氧压熔结Al-Si涂层的对比,得出熔结时间、熔结温度、初始粉末中Si的含量对该类涂层抗氧化能力的影响规律;同时,鉴于Ti_3SiC_2兼有耐磨性好和较强的抗氧化能力等优良性能,本文对低氧压熔结Ti_3SiC_2颗粒增强金属基复合材料涂层进行了干滑动磨损试验,分析了该类涂层的磨损形式和耐磨损能力,同时通过循环氧化试验讨论了该类涂层兼有一定抗高温氧化性能的原因。
孙涛[9]2012年在《原位自生Ti_2AlN/TiAl复合材料制备与高温性能研究》文中研究表明本文设计并制备了原位自生Ti_2AlN/TiAl复合材料。利用扫描电镜(SEM)、透射电镜(TEM)、X射线衍射(XRD)、差热分析(DSC)等多种手段对材料微观组织及合成机理进行了系统研究；采用叁点弯曲、氧化、热压缩和摩擦磨损等实验等手段测试了材料的综合性能，并分析了相关的影响因素。原材料Ti、Al和TiN颗粒，采用热压烧结工艺，合成制备出增强相体积分数为20%和50%的Ti_2AlN/TiAl复合材料。该复合材料合成过程分为四个阶段：第一阶段Al粉完全熔化(>665℃)，此时在Ti颗粒表面形成TiAl3相；第二阶段Al粉参与合成反应而耗尽，Ti颗粒周围形成多层Ti-Al系化合物包围的层状结构，在TiAl3层边缘位置通过熔析反应形成了少量细小的Ti_2AlN颗粒；第叁阶段(1100~1300℃期间)，高温下基体材料转变为TiAl(芯部为Ti3Al)，此时的TiN颗粒与TiAl紧密接触；第四阶段(1300℃保温、保压1小时处理)，TiN颗粒与TiAl完全反应得到大量Ti_2AlN颗粒，基体均匀化转变成TiAl相，最终得到Ti_2AlN/TiAl复合材料。Ti_2AlN/TiAl复合材料的基体合金可通过热处理转变成全片层、双态和近γ相组织。其中，全片层TiAl基体组织的Ti_2AlN/TiAl复合材料硬度和弹性模量随Ti_2AlN颗粒体积分数增加而升高；高温(800℃)下，弯曲强度随Ti_2AlN颗粒体积分数增加而先升高后降低， Ti_2AlN颗粒体积分数占20%的复合材料弯曲强度最高，Ti_2AlN颗粒体积分数过高对强度不利。氧化试验在800~900℃空气条件下进行。900℃下，Ti_2AlN/TiAl复合材料的典型氧化过程分为2个阶段：初期为相（晶）界和表面层快速氧化阶段，随后进入氧化层不断增厚的受扩散控制氧化阶段，随着氧化层厚度的增加氧化速率逐渐减缓。900℃空气条件下，氧化层自外向内分为两层，分别为TiO2层和(Al2O3+TiO2+Ti5Al3O2)混合层。热压缩试验结果表明：随温度升高，TiAl合金和Ti_2AlN/TiAl复合材料的压缩强度均降低，而随着应变速率增加压缩强度升高；在高温高应变速率和低温低应变速率条件下，Ti_2AlN/TiAl复合材料的强度比基体TiAl合金提高40~50%。Ti_2AlN/TiAl复合材料热压缩变形方式除滑移外，还有TiAl片层组织晶界滑动、片层弯曲、片层间滑动、孪晶、再结晶等。低体积分数Ti_2AlN/TiAl复合材料中，位于晶界处的Ti_2AlN颗粒能够阻碍TiAl晶界滑动，有利于提高材料强度；高体积分数的Ti_2AlN/TiAl复合材料中，联接成叁维网络结构的Ti_2AlN增强体能够有效承载，明显提高了复合材料压缩强度。摩擦磨损试验结果表明：Ti_2AlN/TiAl复合材料与镍基合金组成的摩擦副，室温摩擦过程主要分为两个阶段：Ⅰ阶段为非稳态摩擦阶段，镍基合金是主要磨损方，磨损类型是镍基合金附着在复合材料磨面上的粘着磨损；Ⅱ阶段为稳态摩擦阶段，镍基合金仍然是主要磨损方，磨损方式是Ti_2AlN/TiAl复合材料对其产生的磨粒磨损，同时Ti_2AlN/TiAl复合材料发生粘着磨损。室温下，载荷增加，摩擦系数和磨损量均升高；滑动速度加快，Ti_2AlN/TiAl复合材料总磨损量增加，摩擦系数和复合材料的磨损率降低。高温下摩擦副发生氧化，镍基合金氧化产物为NiO，Ti_2AlN/TiAl复合材料的氧化产物为Al_2O_3和TiO_2。Ti_2AlN/TiAl复合材料-镍基合金高温摩擦过程主要分为叁个阶段：Ⅰ阶段为非稳态-摩擦系数上升阶段，镍基合金发生粘着磨损；Ⅱ阶段为非稳态-摩擦系数下降阶段，镍基合金的磨损方式从粘着磨损向磨粒磨损转变，复合材料磨损方式主要是粘着磨损；Ⅲ阶段为稳态-摩擦系数平稳阶段，镍基合金是主要磨损方，磨损类型为磨粒磨损。高温下，随着滑动速度增加，摩擦系数和复合材料磨损率均降低，复合材料的总磨损量上升；温度升高，摩擦系数和复合材料磨损量均下降。不论在室温还是高温摩擦试验中，复合材料磨损量均低于TiAl基体合金，Ti_2AlN体积分数增加，复合材料的磨损量随之降低。
胡萍[10]2004年在《结构金属间化合物的国内外研究分析及其超塑性的研究》文中指出超塑性是具有点阵结构的材料的普遍潜在属性，是材料变形失稳后能重新建立起的稳定的变形过程，其微观物理过程主要是晶界行为，晶界的滑移、迁移和移位。超塑性的实现是材料的内在条件和外在条件相协调的结果。先进的超塑材料，有陶瓷、金属间化合物、铝锂合金等。金属间化合物由金属元素与类金属元素形成，原子长程有序排列，原子间金属键及共价键共存，可同时兼顾金属的较好塑性和陶瓷的高温强度，是一类低密度、高熔点、性质介于金属与陶瓷之间的有序结构化合物，是航空、航天、交通运输、化工、机械等工业部门的重要结构材料和半导体、磁性、储氢、超导等方面的功能材料。金属间化合物作为结构材料的基本特色是在室温下有高的比强度，且高温也能保持。近十多年来，先进工业国家，如美、日、欧洲诸国都制定了全国性的研究计划发展金属间化合物，特别重视发展一种介于Ni基高温合金和高温陶瓷材料之间的高温结构材料，以便在温度和机械性能上都能填充Ni基高温合金和高温陶瓷材料之间的空隙。金属间化合物普遍存在脆性问题，加工性能非常差。超塑性成形为金属间化合物的加工成形提供了可行的途径。本文目的是为后续的金属间化合物的超塑性研究做前期工作，使超塑性研究的新领域——硬脆性结构材料的研究得以延伸和扩展。金属间化合物的种类有铝化物、硅化物、难熔金属间化合物等，国内外的研究集中于铝化物和硅化物两种体系。铝化物包含Ni-Al、Ti-Al、Fe-Al等，硅化物包括Mo-Si、Fe-Si、Ni-Si等。金属间化合物结构材料的基本力学性能特征是：1)屈服强度随温度升高而提高，即R现象；2)脆性——本征脆性和环境脆性。脆性问题是影响金属间化合物走向实用化的最严重的<WP=149>问题。铝化物的晶体结构比硅化物简单，晶体对称性高，且材料的脆性问题没有硅化物严重。从应用的角度看，以铝化物体系为主。Ni-Al系中有Ll2型Ni3Al和B2型NiAl两种化合物。Ni3Al基合金有晶体结构，熔点高、抗高温氧化性好，在一定的温度范围内，呈R特性。现研究的Ni3Al合金的成分范围一般为Ni-14/18Al-6/0Cr-1/4Mo-0.1/1.5Zr或Hf-0.01/0.02B (原子分数，%)。可由熔铸工艺或粉末冶金法生产。围绕Ni3Al开发的商业合金牌号有美国的IC-50、IC-218、IC-221M和MX-246等，我国北京航空材料研究院也自主开发了Ni3Al基的IC-6合金。Ni3Al基合金可应用于涡轮发动机燃烧室、柴油机增压器等。NiAl合金熔点高，密度低，抗环境性能好，导电率高，弹性模量高，在韧-脆转变温度以上具有类似金属的性能。多晶NiAl合金经调整铝含量和铁合金化得到Ni-20Al-30Fe和Ni-30Al-20Fe双相组织合金系列。无坩埚区域熔炼技术，可制备出大尺寸的NiAl单晶。惰性气体冷凝法和机械合金化法可制备大块纳米晶体NiAl材料。多晶NiAl常常是利用常规PM技术或铸件+挤压技术进行制备。美国通用电器(GE)公司已开发了NiAl合金单晶叶片，用于新一代喷气发动机。Ti-Al系化合物主要包括Ti3Al和TiAl，低密度、高的高温强度和抗蠕变性能使其特别适合于航空航天应用，是目前研究得最多的合金系。Ti3Al工程合金多以Ti-24/25Al-11Nb为基础合金，有双相α2＋β组织。国内结合现有熔炼设备，开发了真空自耗炉双联工艺等，可获得成分均匀的Ti3Al合金铸锭。Ti3Al可应用于高压涡轮启动器支撑环，燃烧室末端环件等。TiAl基合金的力学性能对成分和显微组织敏感，一般以Ti-45/48Al为基础合金，得到γ-TiAl+α2-Ti3Al双相组织。目前发展出的TiAl成分范围大致是，Ti-45/48Al-0/5X-0/2Z (M＝Cr、Mn、V，X＝Nb、Ta、W，Z＝Si、B、C、N)。TiAl合金室温塑性较差，通常采用一些特殊的加工工艺，以很低的速度进行挤压和等温锻造，以加工成形。TiAl合金可应用于涡轮发动机叶片、涡轮增压器、汽车阀门、压气机部件等。<WP=150>Fe-Al系有DO3结构的Fe3Al和B2结构的FeAl两种化合物。Fe3Al合金的力学性能明显依赖于铝含量、温度、成分、相结构等，一般以Fe-28Al-5Cr-B为基础，再加若干强化元素组成。表面镀锰、铬、铜和镍等元素可明显提高延伸率，消除氢脆。是替代不锈钢的理想材料，可在加热炉(800(C)和输油管等腐蚀性环境中应用。FeAl强度高，耐腐蚀抗氧化性能优异，Cr、Zr、B和C等合金化可改善其存在的严重的水汽环境脆性。Fe-Al系化合物的制备常规方法有：急冷薄带、粉末冶金或铸锭热挤压、滴铸、真空熔炼法以及制成单晶。FeAl基合金可制成煤气炉热交换器管件。硅化物以其优异的高温抗氧化性和导电、传热性，作为高温抗氧化涂层，集成电路电极薄等功能用材料已进行了广泛研究并获得应用。MoSi2有极好的抗氧化性和高熔点，已在高温电炉发热元件和高温抗氧化涂层等方面得到了工业化应用，可望作为航空涡轮发动机构件的极佳候选材料。金属间化合物的超塑性有细晶(Ni3Al，Ni3Si，TiAl，Ti3Al，Co3Ti)和粗晶(Fe3Al，FeAl，Fe3Si)超塑性，部分NiAl、TiAl基合金中也有大晶粒超塑性行为。金属间化合物细晶超塑性的变形特征可用常规细晶材料超塑方程描述，但变形过程中位错滑移的作用较常规金属显着；大晶粒超塑性在金属间化合物中具有一定的普遍性，这些现象产生的根本原因在于金属间化合?
参考文献：
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[3]. 激光熔覆TiAl金属间化合物/陶瓷复合涂层的制备及其性能研究[D]. 王晶. 浙江工业大学. 2008
[4]. Ti_2AlN颗粒叁维网络增强TiAl基复合材料的制备与性能研究[D]. 姜德鹏. 哈尔滨工业大学. 2011
[5]. Ti_2AlC强化TiAl基复合材料的制备、微观组织及性能[D]. 侯南. 山东科技大学. 2017
[6]. 激光合成原位颗粒增强金属间化合物基复合涂层组织及形成机制研究[D]. 蒲飞. 北京交通大学. 2014
[7]. TiAl基复合材料的原位反应合成及其性能研究[D]. 杨文文. 陕西科技大学. 2013
[8]. 钛合金表面低氧压熔结涂层制备及其性能分析[D]. 梅雪莲. 吉林大学. 2008
[9]. 原位自生Ti_2AlN/TiAl复合材料制备与高温性能研究[D]. 孙涛. 哈尔滨工业大学. 2012
[10]. 结构金属间化合物的国内外研究分析及其超塑性的研究[D]. 胡萍. 吉林大学. 2004