TiAl合金及其复合材料的研究进展与发展趋势

邹 芹，关 勇，李艳国，王明智,*

(1. 燕山大学 机械工程学院，河北 秦皇岛 066004；2. 燕山大学 亚稳材料制备技术与科学国家重点实验室，河北 秦皇岛 066004)

0 引言

随着工业的快速发展，TiAl材料凭借自身低密度，高温强度，优异抗氧化性和抗蠕变性[1-6]被不断地应用到制造业各领域中，尤其在高温下优异的力学性能、抗蠕变性等因素，使其成为汽车[7- 8]、航空领域[9-10]最具有潜力的材料，因此也成为各个科研院所以及高校的研究热门，但TiAl材料较低的断裂韧性[11]、低室温塑性[12]、高温抗氧化能力不足[13]等因素，限制了其广泛应用。为了更好地提高TiAl合金的综合性能，专家和学者进行了较多的实验探究，通过添加合金元素、表面改性、合成复合材料等技术，都能有效改善TiAl材料存在的缺陷。在不断完善TiAl合金性能的研究过程中，发现一些常见自润滑基体材料在高温等特殊环境中并不适用，由于TiAl合金高温各方面的优异性能，相关专家学者也提出在TiAl合金中添加一定量的润滑相，可以在高温等特殊环境中得以应用，代替那些在高温等特殊环境中不适用的自润滑基体材料，大量实验探究表明TiAl复合材料有望发展成为高温自润滑材料，这也有力推进了TiAl合金材料的进一步发展。目前，国内外针对TiAl材料的发展研发推出了不同阶段的TiAl材料产品，例如TiAl合金，TiAl基复合材料(TiAl基金属间化合物)和新型TiAl基自润滑材料。

1 TiAl合金

TiAl合金于20世纪50年代被发现，但其较低的室温塑性未得到解决，因此TiAl合金的发展研究也一直停滞，直到20世纪80年代，由美国学者设计以Ti48Al1V0.3C为代表的第一代TiAl合金，在一定程度上改善了TiAl合金的延展性、抗高温蠕变性，但其综合性能并不能够满足航空发动机的性能要求。而第二代TiAl合金的抗氧化能力、抗蠕变性等特性都强于第一代TiAl合金，第二代TiAl合金的典型代表就是美国的GE公司研发的Ti-48Al-2Cr-2Nb和Howmet公司研发的Ti-(45～47)Al-2Mn-2Nb-0.8TiB，不仅在室温强度和抗氧化能力上有所提高，同时也在一定程度上改善了TiAl合金的断裂韧性和室温塑性[14]。在第二代TiAl合金的基础上，目前已经发展到了第三代和第四代的TiAl合金，既考虑到了其较差的断裂韧性和较差的室温塑性，又考虑到了TiAl合金的抗蠕变性和高温抗氧化能力等。

TiAl合金有4种典型的显微组织：1)近γ组织，由粗大的γ等轴晶及较细的γ+α2混合组成；2)双态组织，由细小的层片块和细小的γ+α2等轴晶组成；3)近层片组织，由较大的层片块和较细的γ+α2等轴晶组成；4)全层片组织，由较大的层片状组成。并且其显微组织对其性能有着巨大的影响[15-17]，其中双态组织延性最好，但断裂韧性较低；细小的全片层组织综合力学性能最优。为了在反应过程中转化形成最佳合金组织，专家学者通过多种方法进行完善，研究表明主要通过含成分含量设计和合金化两种方法来获得细小均匀、少偏析的合金组织。成分含量设计主要在于Al含量的减少，从而使得α2相含量增加，片层间距减小，提高合金强度; Imayev R M等[18]研究了铝含量和添加其他合金元素对TiAl合金铸造组织的影响，结果表明通过β相固化的合金组合物，可以获得没有强烈偏析、精细均匀的微观结构，这主要是避免包晶凝固和合金化对凝固后β→α动力学的影响。Singh A K[19]和Laurin D[20]也证明了在一定低含量Al范围之间，能够满足合金在凝固过程中形成最佳TiAl 合金相。

为了更好地提高TiAl合金各方面性能，合金化成为了提高TiAl合金性能的有效方法，研究也发现W、C、Mo、Nb等合金元素[21-25]能够对TiAl基合金显微组织产生影响，显著地提高其性能[26-28]。合金元素W的添加可能阻碍界面滑动，改善TiAl整体抗蠕变性[29]，但过多的W会造成β相增加，从而导致TiAl合金蠕变强度下降[30]。Hodge A M等人[31]发现低应力状态下W的添加可以提高完全层状TiAl合金的抗蠕变性能，但加入过量的W会导致β相形成，这将对蠕变强度产生不利影响。同时W元素的添加也会促进晶粒细化，提高合金高温强度。Sun H L等人[32]研究了两种含W且Al含量不同的γ-TiAl基合金在铸态条件下的微观组织，发现重金属与轻金属发生分离，导致W和Nb在树枝状晶核中分枝成枝晶核和Al。α2+γ片层的平均Al含量在枝晶间区域接近46%，在枝晶核心区域内低于44%；在44Al合金中形成约15%的粗大菌落，46Al合金中形成约60%的粗大菌落。枝晶核心区域Al和Nb含量的减少可以有效实现晶粒细化，W和Ti的富集确保L→β凝固路线；相反，枝晶间区域的凝固涉及包晶反应L+β→αp，形成了异常大的αp晶粒(α2+γ片状集落)。

合金元素C的加入更有利于合金固溶，从而提高TiAl合金的延展性、抗蠕变能力等[33-37]。由于C原子半径远小于Ti原子(0.145 nm)和Al原子(0.143 nm)的半径，因此通常占据TiAl基合金L10(γ-TiAl)和D019(α2-Ti3Al)晶格的间隙位置，从而促进合金固溶。Wang Q等人[38]将合金元素C加入到由Ti-47Al-2Nb-2Cr(TNC)组成的层状γ-TiAl合金中，发现B2相的体积分数随C含量的增加而降低，在C添加量为0.5%的情况下，大多数C原子在含C的TiAl合金中处于固溶状态，一些细碳化物分散分布在层状基体中。由于碳在α2相中固溶度较高，α2相的晶格参数(即a和c)和单位晶胞体积增加大于γ相的晶格参数，通过促进γ相的成核和抑制γ板条的增厚来提高TiAl基合金的层间间隔。C的添加提高了TiAl基合金室温拉伸性能，0.2%(体积分数)C的TiAl合金显示出最高的拉伸强度，同时发现跨层是其主要断裂模式。此外，对于C掺杂的TiAl合金，由于薄片部分显示韧性断裂特征而获得了更优异的高温延展性。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对Ti-48Al合金中碳化物和硼化物组织、力学性能、相组成和分布的影响。C、B分别以TiB2、TiC、B4C等多种形式添加到Ti-48Al中，发现含量为0.2%(体积分数)的B4C和较小晶粒的Ti-48Al合金在合金中显示出优异的拉伸强度和伸长率，分别为517 MPa和0.471%。同时发现，显微组织中均匀分布硼化物和碳化物的Ti-48Al-0.2B4C合金也具有较好断裂韧性。

与其他性能相比，TiAl合金脆性一直是影响其性能的最关键因素，然而合金元素Mo可以有效地改善TiAl相变的延展性[40]。Mo的引入作为β相稳定化元素，具有比Fe更高稳定β相的能力，β(B2)相的含量随合金元素Mo的增加而增加，同时晶粒得到明显细化，并且合金在高温下的热延展性、强度以及抗氧化性、热加工性都得到一定改善[41]。为了解Mo合金化对TiAl合金显微组织演变的影响，Zhang S Z等人[42]对Ti-44Al合金的铸态组织、热处理组织特征和热压缩组织演变进行了研究，发现当Mo含量由2%(体积分数)增加到6%(体积分数)时，铸态组织形貌由(γ+α2)片层体系和β/β0+γ混合体系转变为β/β0相基体体系。受β相与α相关系影响，片层取向与β/β0相的夹角大致为0°，45°和90°，与热处理显微组织相比，热压缩组织含有较少的β/β0相，而含2Mo合金的β/β0相和1 275 ℃热压缩的3Mo合金具有相反趋势。Xu W C等人[43]也对Mo含量影响TiAl合金显微组织和力学性能进行了大量实验探究，发现由于Mo元素的偏析，少量β相沿γ/α2层状菌落边界分布，形成不连续的网状结构。当Mo添加量超过0.8%时，在夹杂微观偏析区域形成γ相，随后在一定温度下进行均匀化热处理，可以有效消除β相和γ相。在对比铸态和均匀化处理条件下不同Mo含量的强度、显微硬度和塑性演变时，发现过量的Mo添加容易引起微观偏析，显著降低强度和显微硬度。

目前，TiAl合金由于低延展性、室温下耐损伤性差、高温下可加工性差、室温脆性、高温抗氧化能力不足等，而不能推广应用[44-45]，尤其高温抗氧化能力不足最为关键[46]。近几年发展起来的高Nb-TiAl合金备受关注[47-48]，研究表明高熔点组元Nb的添加，不仅能够改善合金高温抗氧化能力性能，还能改善室温塑性，同时在断裂韧性等方面也有一定改善。早在1987年，陈国良等人[49]就对高Nb-TiAl合金进行了广泛研究，并提出Nb能够显著提升合金抗氧化能力。随着研究的进展，美国和日本相关学者[50]进行了大量验证，并与Ni基高温合金进行对比，从而确定了Nb-TiAl合金具有相当优异的高温抗氧化性。随着Nb含量的增加，耐高温氧化性能有所提高，但即使9%(体积分数)的Nb含量也不足以形成完美的Al2O3层。为了更好地改善高Nb-TiAl合金抗氧化能力，Xiang L L等人[51]在900 ℃的空气中研究了Y和Nb添加对含有0.1%～0.4%(体积分数)Y的Ti-45Al-(6-9)Nb合金的长时间等温和循环氧化行为的协同效应，发现Y添加量显著提高了高Nb含量TiAl合金的长时间抗氧化性，但只有适量Y的添加可以提高等温和循环氧化时的长时间抗氧化性能，因此Y补充的原则是在满足抗剥落性的前提下选择最小量。此外，Y的最佳量随着Nb含量的变化规律而变化，Y添加量由含量的0.4%下降到0.2%(体积分数)时，Nb含量从6 %增加到9%(体积分数)，基于Y和Nb的协同效应，实现了合金的最佳抗氧化性能。除此之外，为了增强高Nb含量TiAl合金抗氧化性能，表面渗碳技术[52]和表面涂层技术[53-54]都能够在表面形成致密的氧化皮表层，有效阻碍氧原子向内扩散，防止合金氧化。

2 TiAl基复合材料

TiAl基复合材料是在TiAl合金研究基础上设计的新一代TiAl材料，TiAl基复合材料性能主要受到基体与增强相的制约，因此TiAl基复合材料主要在优异性能的TiAl合金中添加第二或第三增强相，保证其增强相在TiAl基体中均匀分布，并与基体保证一定相容性，与从而改变TiAl材料的力学等性能，其次添加相的颗粒度、形状、分布状况等都对复合材料的力学性能等具有一定影响，TiAl基复合材料中常见的增强相主要有碳化物、氮化物、氧化物、TiB2和Ti5Si3等化合物。

由于TiAl基体优异的性能和热膨胀系数匹配度高，Al2O3等氧化物通常作为TiAl基复合材料的增强相[59-61]，研究也表明Al2O3的存在会阻碍晶界的运动，抑制晶粒长大，提高力学性能，但同时可能影响TiAl复合材料的抗氧化性[62]。为了进一步改善TiAl基复合材料的性能，国内外专家学者通过原位合成法制备内含陶瓷颗粒的TiAl基复合材料，从而增强复合材料弯曲强度和断裂韧性。Ai T[63]利用热压反应合成技术，从Ti、Al、TiO2和Nb2O5的粉末混合物成功地反应合成了Al2O3颗粒增强的TiAl复合材料，发现在由γ-TiAl、α2-Ti3Al、Al2O3和NbAl3相组成的烧结体中，细的Al2O3颗粒倾向于分散在晶界上，并且复合材料随着Nb2O5含量的增加，晶粒细化，Al2O3颗粒更均匀地分散在TiAl基体中，形成了含γ和部分层状相的层状结构。当Nb2O5含量增加到6%(质量分数)时，其弯曲强度和断裂韧性分别达到最大值398.5 MPa和6.99 MPa·m1/2。Zhu J等人[64]通过热压辅助反应原位合成方法制备出含Al2O3粒子的TiAl复合材料，主要由TiAl、Al2O3、NbAl3以及少量的Ti3Al相组成， 原位形成的细Al2O3颗粒倾向于分散在TiAl的基体晶界上，导致复合材料中基体晶粒细化和Al2O3的均匀分布，并且TiAl基复合材料的洛氏硬度和密度随着Nb2O5含量的增加而增加，当Nb2O5含量达到6.62%(质量分数)时，复合材料的弯曲强度和断裂韧性分别达到最佳。Wang X F[65]使用Ti、Al、TiO2和Sm2O3原料制备出主要由γ-TiAl/α2-Ti3Al基体和Al2O3和SmAl增强相组成的TiAl基体复合材料，发现Sm2O3的添加对复合材料的力学性能有积极影响，当Sm2O3含量为5%(质量分数)时，弯曲强度和断裂韧性分别达到最大值658.9 MPa和10.13 MPa·m1/2。

虽然TiAl基合金有许多优点，并在技术上取得了许多重要突破，但仍存在许多性能方面的问题需要解决，除了弯曲强度和断裂韧性外，TiAl合金的抗压强度和拉伸强度在实际应用中也成为了决定其性能的关键问题。Shu S等人[66]通过燃烧合成和热压固化的原位法制备了TiB2和Ti5Si3颗粒大小分别为约30～50 nm和60～80 nm增强的TiAl基复合材料，发现合成的纳米TiB2颗粒可以显著提高TiAl合金的极限抗压强度，并随TiB2含量的增加而增加，TiB2含量为6%(体积分数)的复合材料平均极限抗压强度比TiAl合金高477 MPa；所合成的纳米Ti5Si3颗粒可以提高TiAl合金的强度和延性，而极限抗压强度和断裂应变随Ti5Si3含量的增加先增加后降低，Ti5Si3含量为4%(体积分数)时，平均极限抗压强度比TiAl合金高171 MPa，平均断裂应变从17.3%增加到20.9%。Li A B等人[67]原位合成了全密度的Ti5Si3/TiAl复合材料，发现细Ti5Si3颗粒表现出独特的准网络分布，显著阻碍α2/γ层状菌落的粗化。与铸态样品相比，层状菌落的平均尺寸更加细小，所得Ti5Si3/TiAl复合材料的室温伸长率提高了2.5%，同时保持了414 MPa的极限拉伸强度。此外，Ti5Si3/TiAl复合材料也表现出优异的高温拉伸性能，有望成为航空航天领域的耐高温零部件方面具有潜力的材料。

在过去的几年中，许多关于制造颗粒增强TiAl基复合材料的研究已经被完成，例如Al2O3、TiB2、Ti5Si3等这样的化合物都可以改善其机械性能和延展性[68-70]。经过近几年的研究，发现三元层化合物与TiAl合金具有很强的相容性和热化学稳定性[71-72]，其次具有密度低、加工性好、导电导热性好、热膨胀系数低、屈服强度高、热冲击和抗氧化性能好等特点[73-74]。此外，Ti2AlC陶瓷(4.11 g/cm3和8.8×10-6K-1)的密度和热膨胀系数接近于TiAl基合金(3.8 g/cm3和12×10-6K-1)[75-76]，这将在很大程度上避免陶瓷颗粒的偏析现象，并降低复合材料制造过程中陶瓷与基体之间的内应力。Yang C H等人[77]使用原位反应热压法制备TiAl/Ti2AlC复合材料，并系统地研究了Ti2AlC含量从0%到75%(质量分数)对复合材料的显微组织和力学性能的影响。发现900 ℃以上，TiAl与TiC反应生成致密的复合材料，而1 300 ℃烧结的产品具有明显层状结构。复合材料的致密度和硬度随着Ti2AlC含量的增加逐渐增大，断裂韧性和弯曲强度在15%(质量分数)Ti2AlC含量下达到峰值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颗粒增强网络分布的TiAl基复合材料，发现纯Ti粉末在氮气气氛中600 ℃下氮化一定时间后，成为TiN，TiN0.3等氮化钛外壳的新型Ti(N)粉末和Ti-N固溶体，并且有助于生成的Ti2AlN颗粒表现出均匀网络分布；其次Ti粉末的氮化时间对复合材料的显微组织有很大的影响，增加氮化时间有利于连续网状Ti2AlN颗粒的分布，但氮化时间过长会导致Ti2AlN颗粒的聚集，从而破坏网络结构的均匀性。具有均匀网状结构的Ti2AlN/TiAl复合材料具有优异的力学性能，在800 ℃和1 000 ℃下的抗压强度分别为1 112 MPa和687 MPa。

表1 所制备的TiAl/Ti2AlC复合材料的性能
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抗弯强度/MPa460±21486±16446±14405±20325±21264±24断裂韧性/(MPa·m1/2)7.19±0.097.78±0.136.36±0.125.89±0.125.15±0.104.83±0.12

为了更细致地研究Ti2AlN与基体微观组织和性能的关系，Liu Y等人[79]对Ti2AlN颗粒增强TiAl基体复合材料进行了细致研究，发现TiAl基体的组织由于Ti2AlN颗粒均匀分布在基体中得到显著改善，与未增强的Ti48Al2Cr2Nb合金相比，复合材料的拉伸性能在室温和800 ℃均有提高。特别是在4%(体积分数)的Ti2AlN / TiAl复合材料中获得最佳拉伸性能，其在室温下显示出最高的断裂强度为670 MPa，断裂应变为0.39%，最高屈服强度为552.4 MPa，极限拉伸强度为645.3 MPa。更特别的是3%(体积分数)Ti2AlN/TiAl复合材料在800 ℃下显示最高的伸长率为13.4%。断裂面分析表明，复合材料的断裂机理与变形温度和Ti2AlN含量密切相关。在800 ℃时，随着Ti2AlN含量从3%增加到4%(体积分数)，复合材料的断裂类型从脆性断裂和韧性断裂的混合模式变为脆性断裂。此外，复合材料还表现出TiAl基体和Ti2AlN颗粒在室温下的裂纹特性。

除了陶瓷颗粒增强TiAl合金材料外，连续纤维增强TiAl基复合材料一直是航空航天工业应用的潜在结构材料[80-82]，同时复杂的制造程序和高成本也限制了它们的应用。但Mo金属纤维具有价格低、韧性好、高温力学性能优异等特点，成为了代替脆性陶瓷纤维的潜力材料，Zhou Y[83]通过将Ti和Al元素粉末与有机粘合剂(聚甲基丙烯酸甲酯)和溶剂(丙酮)混合来制备浆料；然后通过用一定厚度的浆料涂覆一层排列的Mo纤维来制造单层的预制件；在达到预期的层数之后，预制件被切割并最终通过真空热压脱气和固结以产生复合材料。在20%(体积分数)的Mo/TiAl复合材料中，Mo纤维均匀分布在基体中而不弯曲，基体和纤维通过由薄的δ-(Mo，Ti)3Al内层和厚的β′-(Mo，Al)Ti外层组成的反应区很好地结合，促使复合材料的高温强度大大提高，在1 100 ℃下固化的复合材料在室温和高温(800 ℃)下的强度分别为721 MPa和731 MPa。

增强TiAl基复合材料的力学性能等一直是研究的热点，但关注其拉伸性能和可塑性的改善却很少。Sun H等人[84]使用热压固结法等温锻造成功制备出Ti2AlC颗粒增强的TiAl基复合材料，研究了烧结和锻造条件的微结构和拉伸性能。结果表明，烧结复合材料由γ-TiAl，α2-Ti3Al和Ti2AlC相组成。微结构分析表明，该产物表现出不均匀的微观结构，Ti2AlC颗粒倾向于分散在晶界上。通过等温锻造获得细晶粒和均匀的微观结构。锻造复合材料的拉伸性能同时提高，伸长率(δ)从12.10%提高到30.87%，特别是在1 000 ℃时，工程应变高达176%，表现出超塑性。

3 TiAl基自润滑复合材料

随着TiAl合金材料的不断发展，更多研究相继开展，由于TiAl合金优异的力学性能，相关科研学者试图将TiAl合金作为自润滑基体材料，以代替不适用于特殊环境中的自润滑基体材料。TiAl基自润滑材料是一种新型自润滑材料，国内外针对TiAl基自润滑材料的研究目前还比较少，处于实验室阶段，尚未达到工程应用的标准。自润滑材料的关键在于具有较小的摩擦系数和较好的耐磨性，国内外学者主要采用表面处理技术(激光处理、渗碳处理、渗氮处理)和合成复合材料等方法来减小TiAl材料的摩擦系数、增强其耐磨性，使其具有良好的自润滑性能。

当与滑动金属配对物相互作用时，耐磨性差是妨碍其工业应用的主要缺点，因此对TiAl合金耐磨性的研究已引起高度重视。早在1997年，Wang Y等人[85]研究了TiAl合金(含和不含TiN涂层)的干滑动磨损行为，结果表明TiAl的耐磨性随着涂层的存在而增强。

表面处理技术是改善TiAl合金摩擦磨损性能非常有效的方法，如等离子体渗碳[86]、激光处理[87]、微弧氧化[88]等(表2所示)。Liu X 等人[89]分别研究了高碳钢与未经处理和经过等离子渗碳处理TiAl的干滑动磨损行为，结果表明经过双相渗碳处理的TiAl由于低摩擦系数和低磨损量而有效地提高了TiAl的耐磨性，主要是由于碳化物NbC、Nb2C和过量碳的存在以及NbC和Nb2C碳化物与C元素引起的硬化层厚度增加。Ge P等人[90]研究了等离子合金化处理后TiAl合金上在常温和600 ℃下的微观结构以及摩擦学性能，结果表明经过等离子合金化处理后，TiAl合金表面形成由AlNb2、AlNb3、Ti2AlNb和纯Nb组成约12 μm致密均匀的铌合金层，在600 ℃时干滑动条件下的耐磨性能明显提高，且常温下的抗磨损性和耐磨性也优于未经处理的TiAl合金。除等离子化处理外，Wu X Q等人[91]通过微弧氧化法在TiAl合金基体上沉积陶瓷层，发现除Al2TiO5和Al2SiO5外，涂层由WO3、Ti2O3、石墨和Al2O3组成，并且涂层明显提高了TiAl合金的耐磨性，磨损率为3.27×10-7g/(N·m)。Xu Y等人[92]在γ-TiAl合金基体上制备了Al2O3/ Al复合涂层，以提高其在高温下的摩擦磨损性能。发现由于Al2O3/ Al复合涂层的高硬度、优异的弹性模量和Al2O3颗粒的自润滑性导致Al2O3/ Al复合涂层在高温下的磨损率和摩擦系数明显低于基体。Al2O3/Al复合涂层的摩擦系数从室温时的0.75下降到300 ℃时的最低值0.25，在500 ℃时上升到0.3；在300 ℃时出现大量碎片，说明此时Al2O3/Al复合涂层发生磨损，研磨和氧化磨损被认为是基体的主要磨损机理，Al2O3颗粒起到了抗磨损性能。Cheng J等人[93]也研究了TiAl合金的摩擦学性能，发现配合面材料对磨损的影响强烈依赖于环境体系。在空气中400 ℃以下配合材料对磨损起到重要作用，但在600 ℃以上这个作用可以忽略不计。而表面氧化在低温下对于合金的摩擦学性能是有害的，主要归因于在空气中低温下产生的氧化物碎屑充当切削工具，加速了合金的磨损，但在600 ℃以上的空气中，高氧化速率和可烧结性，再加上TiAl合金延展性的提高，有利于形成保护性氧化层，从而提高耐磨性。

通过上述处理生产的表面改性涂层由于厚度和对基体的粘附性等因素并不完全令人满意，而且上述硬质膜有时随着温度升高而不具有足够的抗氧化性，限制了TiAl合金在高温工作条件下的应用。随着高功率激光装置的发展，激光表面改性已经用于多功能表面处理[94]，以制造具有冶金结合到衬底的厚涂层，随之而来的快速凝固效应产生了性能改善和新颖的微观结构。Chen Y等人[95]就采用激光表面合金化法成功制备了γ-TiAl合金表面增强TiC复合涂层，激光表面合金化涂层具有细化的显微组织，细小的TiC增强相在涂层中呈梯度分布，TiC的生长形态呈独特的小平板状，由于原位掺入大量的TiC，激光表面合金化涂层在滑动磨损测试条件下具有优异的高温耐磨性。Liu X B等[96]研究了具有激光熔覆γ/Cr7C3/TiC复合涂层的γ-TiAl金属间化合物室温和高温(600 ℃)的耐磨性，结果表明激光熔覆复合涂层的微观结构具有由Cr7C3和TiC组成的非平衡凝固组织和γ/Cr7C3共晶基体，平均显微硬度比TiAl合金基体高约3～5倍。在干式滑动磨损条件下，由于非平衡固化增强的Cr7C3和TiC碳化物的形成以及相对韧性和韧性的γ/Cr7C3共晶基体的析出及其在高温下的稳定性，致使复合涂层具有较高的耐磨性能。

然而，关于TiAl基复合材料的干滑动摩擦学性能的报道很少，尽管已知陶瓷等材料的掺入可以提高金属间化合物和合金的耐磨性和减摩性[97-100]，并且与传统的异位工艺进行比较，复合材料的制备可以导致界面处更好的结合，具有更好的机械性能，因此也成为了当前的研究热点，如表3所示。由于TiB2具有优异的机械性能，热膨胀系数可与TiAl基合金相媲美，并且与TiAl基体具有出色的化学兼容性[101]，因此被认为是TiAl基复合材料最具吸引力的补强材料。Cheng J 等人[102]研究了Ti-46Al-2Cr-2Nb金属间化合物及其与20%和40%(体积分数)TiB2热压烧结原位生成复合材料的干滑动摩擦学行为，发现复合材料的其他力学性能和致密度与单体Ti-46Al-2Cr-2Nb金属间化合物几乎相当，硬度和耐磨性随着TiB2用量的增加而提高，主要因为增强的耐磨性可归因于TiB2较高的硬度和负载作用。Wang L 等[103]对TiB2原位增强TiAl基复合材料在人造海水中润滑的摩擦学行为进行了研究，结果表明TiAl-TiB2复合材料在人造海水中的摩擦学行为依赖于所施加的载荷和滑动速度；TiB2能够有效提高TiAl合金的耐磨性，与无润滑条件下相比，TiAl-TiB2材料的摩擦系数显著降低，磨损率在海水中下降一个数量级，这种海水对摩擦学性能的正面影响归因于海水和含有SiOx和B2O3、AlBO3和MgSiO3等氧化腐蚀膜的冷却效应。

表2 涂层系列性能
Tab.2 Performances of coating series

基体表面测试条件摩擦系数磨损率Ti-46.5Al-2.5V-1Cr[86]渗碳处理室温-1 N-0.1 m/s0.15.71×10-6 mm3/(N·m)Ti-46.5Al-2.5V-1Cr[86]渗碳处理600℃-1 N-0.1 m/s1.43.45×10-5 mm3/(N·m)Ti-46.5Al-2.5V-1Cr[89]双相渗碳处理1 000 r/min-50 g0.10.008 mm3Ti-46.5Al-2.5V-1Cr[89]双相渗碳处理1 000 r/min-100 g0.150.01 mm3Ti-46.5Al-2.5V-1Cr[89]双相渗碳处理1 000 r/min-150 g0.20.028 mm3Ti-46.5Al-2.5V-1.0Cr[90]等离子铌合金化处理1 000 r/min-1 N—比磨损率1/5048Ti-48Al-2Nb-2Cr[91]MAO涂层5 N-0.13 m/s—3.27×10-7 g/(N·m)Ti-46.5Al-1Cr1.5V[92]Al2O3/Al复合涂层20 ℃-3.3 N-560 r/min0.750.02 mm3Ti-46.5Al-1Cr1.5V[92]Al2O3/Al复合涂层300 ℃-3.3 N-560 r/min0.250.094 2 mm3Ti-46.5Al-1Cr1.5V[92]Al2O3/Al复合涂层500 ℃-3.3 N-560 r/min0.30.069 5 mm348Ti-48Al-2Nb-2Cr[95]激光处理制备碳层600℃-98 N-0.1 m/s—相对耐磨性5.048Ti-48Al-2Nb-2Cr[96]NiCr-80%Cr3C280 N-100 r/min—相对耐磨性1.7348Ti-48Al-2Nb-2Cr[96]NiCr-50%Cr3C280 N-100 r/min—相对耐磨性1.9048Ti-48Al-2Nb-2Cr[96]NiCr-20%Cr3C280 N-100 r/min—相对耐磨性1.03

为了更好地减小TiAl复合材料的摩擦系数，国内专家学者也做了一定量的探究，发现在TiAl合金中添加两种或以上的润滑相时，可以起到一定的协同作用，从而减小TiAl基自润滑复合材料的摩擦系数。Shi X等人[104]研究了25～800 ℃的温度范围内含Ag的TiAl基自润滑复合材料与Si3N4的干摩擦磨损行为，发现由于Ag和Ti2AlC润滑剂的协同作用，在所有温度下含银复合材料的摩擦系数都低于基体合金，摩擦系数随着试验温度的升高而增大。当Ag含量为10%(质量分数)时，复合材料在温度范围内表现出最好的摩擦学性能。Yao J等人[105]对含有不同量Ag、Ti3SiC2和BaF2/CaF2共晶体(BaF2-38%(质量分数)CaF2)TiAl基自润滑复合材料的干滑动摩擦学行为进行了研究，发现Ag、Ti3SiC2和BaF2/CaF2可以在极端的工作温度范围内提高复合材料的减摩抗磨性能，这归因于Ag、Ti3SiC2和BaF2/CaF2润滑剂的协同作用。当Ag、Ti3SiC2和BaF2/CaF2共晶体的含量为 9%(质量分数)时表现出最好的摩擦学性能。Xu Z 等人[106]制备出了含有多层石墨烯的TiAl基复合材料，为了研究其摩擦学性能分别与GCr15钢、Si3N4和Al2O3三种类型接触球对磨，发现复合材料与三种类型接触球的摩擦系数明显低于TiAl合金，加入多层石墨烯后，对GCr15球滑动摩擦系数由0.59下降到0.36，特定磨损率降低了89.4%；对Si3N4球滑动摩擦系数从0.55下降到0.33，特定磨损率降低80.2%；对Al2O3球滑动摩擦系数从0.66下降到0.43，特定磨损率降低65.7%。此外，研究表明由于石墨烯在滑动接触界面上容易剪切并形成共形抗磨损保护层，从而大大降低了复合材料的摩擦系数和磨损率，并且获得相当稳定的摩擦性能。影响自润滑材料性能的因素较多，除了对磨件外，滑动速度也会对摩擦学性能有影响，Liu X等人[107]就研究了0.10～0.30 m/s 条件下TiAl多层石墨烯(MLG)-Ag复合材料与Si3N4球的滑动摩擦磨损行为，发现摩擦系数和磨损率随滑动速度的增加而下降。复合材料在0.30 m/s时表现出较低的摩擦系数和较低的磨损率，这归因于在磨损表面上形成了含有MLG和Ag的完整摩擦膜，在形成的摩擦膜中，Ag作为固体润滑剂提供良好的润滑作用，而高强度MLG对提高摩擦膜的抗断裂能力起到了积极的作用。这表明由于MLG和Ag显著的协同作用，TiAl复合材料获得了优异的摩擦学性能。此外，摩擦热随着滑动速度的增加而增加，这对摩擦膜的形成有促进作用。

表3 TiAl基自润滑复合材料系列性能汇总
Tab.3 Performance of TiAl-based self-lubricating composites summary

基体添加相测试条件摩擦系数磨损率/(mm3/(N·m))Ti-46Al-2Cr-2Nb[102]20%TiB2(体积分数)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(体积分数)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(体积分数)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(体积分数)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(摩尔比)25～800 ℃-10 N-0.234 m/s0.275～0.45(1.5～3.5)×10-4Ti-47Al-2Cr-2Nb-1B[104]10Ag(摩尔比)25～800 ℃-10 N-0.234 m/s0.26～0.4(1.5～3.5)×10-4Ti-47Al-2Cr-2Nb-1B[104]15Ag(摩尔比)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(摩尔比)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(摩尔比)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(摩尔比)25～600 ℃-10 N-0.234 m/s0.38～0.48(4～5.2)×10-4Ti-47Al-2Cr-2Nb-1B[106]3.5%MLG(质量分数)10 N-0.2 m/s对磨件Al2O30.4251.45×10-4Ti-47Al-2Cr-2Nb-1B[106]3.5%MLG(质量分数)10 N-0.2 m/sGCr15Steel0.360.33×10-4Ti-47Al-2Cr-2Nb-1B[106]3.5%MLG(质量分数)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

随着TiAl合金的不断研发，性能不断改善，其应用领域也在逐步拓展。由于γ-TiAl合金具有密度低、比强度高和弹性模量高，在高温时仍可保持足够高的强度和刚度、良好的抗蠕变及抗氧化能力等，使其成为最受关注的潜力材料，并已经成功地应用于现代喷气发动机的低压涡轮叶片，在随后的研究中发现了性能更为优异的α2+γ双相TiAl合金，更适用于工程中的使用，这将扩大其发动机部件应用的潜力，如高压压缩机、涡轮机和一些燃烧器应用。TiAl合金除了应用在民用航天的发动机叶片、轮盘、机身等非转动部位领域中，目前人们也在尝试把TiAl合金应用于排气阀、航空轴承等转动零部件领域，成为未来的研究热点；其次，TiAl合金的抗腐蚀能力和高温优异性能、较低的导热系数等优点使其在高温腐蚀等特殊领域中显得尤为突出，在航空航天领域中有望成为代替其他自润滑基体的潜力材料。