CN109400210B - 一种Ti3SiC2-Al2O3-SiC-Al复合材料及其制备方法 - Google Patents

Abstract

本发明为一种Ti₃SiC₂‑Al₂O₃‑SiC‑Al复合材料及其制备方法。该复合材料外层为Ti₃SiC₂/Al₂O₃/SiC反应层，内部为SiC/Al复合材料；所述的反应层厚度为100～400μm。所述的复合材料外层中，体积百分比Ti₃SiC₂：60～80％，Al₂O₃：15％～40％，SiC：5％～20％。该方法首先通过反应熔渗法得到Ti₃SiC₂/SiC/Al复合材料，再通过一步原位氧化处理的工艺，通过控制氧化工艺参数(氧化温度和氧化时间)，将外表面Ti₃SiC₂与SiC间隙中的Al原位氧化生成Al₂O₃，使表层变成Ti₃SiC₂/Al₂O₃/SiC。本发明制备的复合材料，具有强韧性和良好的摩擦磨损性能。

Description

一种Ti3SiC2-Al2O3-SiC-Al复合材料及其制备方法

技术领域

本发明属于陶瓷基复合材料技术领域，具体涉及一种Ti₃SiC₂-Al₂O₃-SiC-Al复合材料及其制备方法。

背景技术

SiC陶瓷因轻质高强、导热性能好、膨胀系数低、硬度高、热性能和机械性能优良等特点而广泛应用在高效高速切削工具、空间技术、发动机关键部件、密封部件、新能源开发等新型产业。然而,与其它陶瓷材料一样，SiC陶瓷材料本身具有较高摩擦系数和磨损率,它属于脆性材料，断裂韧性低，在滑动摩擦时，陶瓷表面断裂的临界载荷比静态下低得多。此外，在摩擦过程中，摩擦表面产生连续变迁的间隙局部应力集中，进而会产生微裂纹。由于SiC陶瓷中晶界的阻挡，迫使微裂纹无法进一步扩展，只能聚集而导致微区脆性断裂，所以其应用受到限制。Al₂O₃陶瓷作为一种结构陶瓷，其性能有硬度高、重量轻、耐磨性极好等一系列的优点。Ti₃SiC₂是一种兼具陶瓷的高熔点、高化学稳定性、耐腐蚀及金属的导热、导电、易加工、自润滑等优点的三元层状陶瓷。尤其是Ti₃SiC₂所具有的自润滑性能，可以起到良好的减摩效果，降低摩擦系数。

随着对自润滑材料Ti₃SiC₂和耐磨材料Al₂O₃的关注，对Al₂O₃/Ti₃SiC₂复合材料及单纯的 Ti₃SiC₂粉体、块体的制备研究比较多，而对Ti₃SiC₂/SiC及Al₂O₃/Ti₃SiC₂/SiC这两种复合材料的研究相对较少。目前为止，Ti₃SiC₂/SiC复合材料的制备方法主要集中在Ti-C-Si体系的粉体热压烧结和液硅浸渗两种方法。尹洪峰等人(尹洪峰，范强，任耘，等。SiC含量对Ti₃SiC₂/SiC 复合材料性能的影响[J]。航空材料学报，2008，6(28)78-81.)采用TiH₂、TiC、C粉末通过热压烧结制备了Ti₃SiC₂/SiC复合材料，由于粉末烧结不容易得到致密的陶瓷复合材料，因此性能改善并不大。清华大学昝青峰等人(昝青峰，汪长安，黄勇，李翠伟，赵世柯，Al₂O₃/Ti₃SiC₂层状复合材料的制备与性能[J]。材料工程，2003，09，15-21.)采用两种方法制备Al₂O₃/Ti₃SiC₂层状复合材料，一是1600℃下原位-热压法，即Ti₃SiC₂是在层状材料的制备过程中同时被合成的；一是分步法，即制备过程分两步进行，首先制备出Ti₃SiC₂高纯粉，再采用热压法进行烧结制备层状材料。两种方法制备的Al₂O₃/Ti₃SiC₂层状复合材料显微结构存在明显差异，这也导致了力学性能上的差异，原位-热压法制备的材料强度较高而断裂功较低，分步法制备的强度较低而断裂功较高。而且需要高温高压条件，制备条件苛刻，因此这两种方法的意义都不是很大。

申请号为201310314549.3的中国专利公开了一种Ti₃Si(Al)C₂改性SiC基复合材料的制备方法，该方法先对SiC预制体等多步预处理，再将预制体进行真空熔渗和压力熔渗，再用Al-Si 合金铺到预制体表面，在真空环境下高温煅烧，从而制备Ti₃Si(Al)C₂改性SiC基复合材料，降低了对SiC纤维的损伤和残余热应力，制得的复合材料强度得到明显改善。但其工艺制备条件苛刻，需要在真空高温下完成，成本较高不适合大规模工业化生产。

申请号为201711365973.5的中国专利“一种Ti₃SiC₂/SiC/Al复合材料的制备方法”，制得了Ti₃SiC₂/SiC/Al，但是表面间隙处有残留铝，由于铝合金熔渗SiC基体后，生成的复合材料表面抛光处理后，试样表面Ti₃SiC₂和SiC间隙处仍存在一定量的铝，Al属于软相，硬度低，减摩耐磨性能差，尽管有润滑相Ti₃SiC₂生成，但是由于表层整体硬度较低，平均维氏硬度大约 580Hv，复合材料表面耐磨性极差，严重影响其耐磨性能。

发明内容

本发明的目的为针对现有技术的不足，提供一种Ti₃SiC₂-Al₂O₃-SiC-Al自润滑复合材料的制备方法。该方法首先通过熔渗法得到Ti₃SiC₂/SiC/Al复合材料，再通过一步原位氧化处理的工艺，通过控制氧化工艺参数(氧化温度和氧化时间)，将外表面Ti₃SiC₂与SiC间隙中的 Al原位氧化生成Al₂O₃，使表层变成Ti₃SiC₂/Al₂O₃/SiC。本发明制备的复合材料，具有强韧性和良好的摩擦磨损性能。

本发明解决该技术问题所采用的技术方案是：

一种Ti₃SiC₂-Al₂O₃-SiC-Al复合材料，该复合材料外层为Ti₃SiC₂/Al₂O₃/SiC反应层，内部为SiC/Al复合材料；所述的反应层厚度为100～400μm。

所述的复合材料外层中，体积百分比Ti₃SiC₂：60～80％，Al₂O₃：15％～40％，SiC：5％～20％

所述的Ti₃SiC₂-Al₂O₃-SiC-Al复合材料的制备方法，该方法包括如下步骤：

(1)铝基合金的制备：铝合金中的各元素质量百分比为：Al，45-90wt.％；Ti， 3-25wt.％；Mg,1-6wt.％；Si，5-30wt.％；

按照上述各元素的质量百分比称取相应原料，将纯铝锭放入NaOH溶液中浸没1-3小时，经表面氧化皮去除完全后，置于石墨坩埚中，然后将钛锭、镁粉、硅块一同放置于石墨坩埚中，升温至700-1100℃进行熔化，搅拌下保温0.5-4h，即可得到熔融状态的铝基合金熔液；

(2)SiC陶瓷的预处理：将SiC陶瓷切成所需的相应尺寸，打磨、超声清洗后烘干；

(3)反应熔渗工艺：将步骤2)中处理好的碳化硅陶瓷浸没到步骤(1)中所制备的熔融状态的铝基合金熔液中，700-1000℃下熔渗0.5-9h，然后取出，冷却至室温，抛光后得到Ti₃SiC₂/SiC/Al复合材料；

(4)氧化处理工艺：将步骤(3)中抛光好的Ti₃SiC₂/SiC/Al复合材料放入瓷舟中，然后放入箱式炉中进行原位氧化处理，氧化温度800-1100℃，氧化时间4-14h，然后取出，冷却至室温，得到Ti₃SiC₂-Al₂O₃-SiC-Al复合材料。

所述的步骤(1)中的NaOH溶液的浓度为0.3mol/L～0.6mol/L。

本发明保护一种通过上述方法制备的Ti₃SiC₂-Al₂O₃-SiC-Al复合材料，该复合材料外层为 Ti₃SiC₂/Al₂O₃/SiC反应层，内部为致密SiC/Al复合材料。

本发明方法的进一步特征在于通过调节铝合金中的Ti含量、熔渗温度、保温时间、氧化温度和氧化时间，可以有效控制Ti₃SiC₂/Al₂O₃在SiC表面的原位生成过程；通过调节铝合金中的Ti，Si，Mg含量可以有效控制铝合金的熔点与合金流动性，以及铝合金与SiC陶瓷的润湿性。

本发明方法中所用的SiC陶瓷、铝、钛、硅、镁等均可通过商购获得。铝的原料为纯铝锭，钛的原料为纯钛锭、钛粉或钛棒，硅的原料为硅块，镁的原料为镁粉。

本发明的实质性特点为：

本发明通过一步原位氧化处理的工艺，将外表面Ti₃SiC₂与SiC间隙中的Al原位氧化生成Al₂O₃，使表层变成Ti₃SiC₂/Al₂O₃/SiC的反应层，经过大量研究和实验发现，温度过低，铝的氧化反应不充分，减摩耐磨效果差，温度过高，易将新生成的润滑相Ti₃SiC₂和SiC基体氧化破坏，所以本发明探索到了最佳的熔渗工艺参数和原位氧化工艺参数，制备了减摩耐磨效果最佳Ti₃SiC₂-Al₂O₃-SiC-Al复合材料。

本发明的有益效果是：

前人提出的含Ti₃SiC₂和Al₂O₃的SiC基自润滑复合材料仍停留在粉体热压烧结和陶瓷/ 陶瓷复合材料上，粉体结合性差，强韧性的提高有限，硬度较低，耐磨性提高较小，并且实施方式较复杂，周期长，能耗大，成本较高。本发明制备方法通过调节辅助元素Ti、Si、Mg 含量制备出熔点低，流动性好，与SiC陶瓷润湿性好的Al基合金。熔渗完成后，试样经抛光处理，初步得到Ti₃SiC₂/SiC/Al复合材料，再采用原位氧化的热处理工艺，将间隙处存在的铝进行原位氧化处理，通过调节氧化温度和氧化时间，反复实验，探索出可以仅把间隙处的铝充分氧化，而新生成的Ti₃SiC₂润滑相不被氧化分解的最佳热处理工艺参数，该参数条件下，得到的复合材料外表层由Ti₃SiC₂-Al₂O₃-SiC组成，内部由致密的SiC/Al组成。该发明制备的复合材料，具有强韧性和良好的摩擦磨损性能。由实施例6可知，通过控制熔渗时间和熔渗温度，可使合金完全渗透陶瓷，并通过控制氧化温度和氧化时间，可控制反应层厚度，反应层最大厚度为400μm，且该制备方法得到的复合材料的断裂韧性为5.9MPam^1/2，相较于原始 SiC陶瓷(2.2MPam^1/2)提高了3.7MPam^1/2，断裂韧性最大提高了近168％。同等条件下进行摩擦磨损性能测试，测得材料的平均摩擦系数为0.30，平均磨损率为3.2×10^-3mm³/min，相比于原始SiC陶瓷(摩擦系数0.55，磨损率5×10^-3mm³/min)，摩擦系数降低了0.25，接近降低了45％，相对于原始SiC陶瓷的磨损率降低了1.8×10^-3mm³/min，接近降低了36％，该氧化处理方法步骤简单，成本低，能有效提高SiC陶瓷的强韧性和减摩耐磨性能，适合大规模推广。

附图说明

下面结合附图和实施例对本发明进一步说明。

图1为本发明Ti₃SiC₂-Al₂O₃-SiC-Al复合材料的制备方法实施例6中所得 Ti₃SiC₂-Al₂O₃-SiC-Al复合材料表面SEM图。

图2为本发明Ti₃SiC₂-Al₂O₃-SiC-Al复合材料的制备方法实施例6中所得 Ti₃SiC₂-Al₂O₃-SiC-Al复合材料表面XRD图。

图3为本发明Ti₃SiC₂-Al₂O₃-SiC-Al复合材料的制备方法实施例6中所得 Ti₃SiC₂-Al₂O₃-SiC-Al复合材料表面EDS图。

图4为本发明Ti₃SiC₂-Al₂O₃-SiC-Al复合材料的制备方法实施例6中所得 Ti₃SiC₂-Al₂O₃-SiC-Al复合材料中心处SEM图。

图5为本发明Ti₃SiC₂-Al₂O₃-SiC-Al复合材料的制备方法实施例6中所得 Ti₃SiC₂-Al₂O₃-SiC-Al复合材料中心处EDS图。

具体实施方式

下面结合实施例及附图进一步叙述本发明，但并不以此作为对本申请权利要求保护范围的限定。

本发明Ti₃SiC₂-Al₂O₃-SiC-Al复合材料的制备方法，该方法包括如下步骤：

1)Al基合金的制备：Al基合金的各元素质量百分比为：Al，45-90wt.％；Ti，3-25wt.％； Mg,1-6wt.％；Si，5-30wt.％；

按上述各元素质量百分比称取相应原料，将纯铝锭放入0.5mol/L的NaOH溶液中，1-3 小时后，表面氧化皮去除完全后，置于石墨坩埚中，然后将钛锭、镁粉、硅块一同放置于石墨坩埚中，然后将石墨坩埚置于型号为SX-G04132的节能箱式电阻炉中升温至700-1100℃，进行熔化，并保温0.5-4h，搅拌至完全溶解，即得到熔融状态的Al基合金液；

2)SiC陶瓷的处理：将SiC陶瓷原料用金刚石切割机切成所需尺寸；分别用800目、1500 目、3000目的金刚石磨盘对SiC表面进行打磨，打磨至表面光滑且无氧化层，并置于丙酮和无水乙醇中超声波清洗干净；循环4次后，最后烘干备用；

3)浸渗工艺：将步骤2)中处理好的SiC陶瓷浸入到步骤1)中制备好的熔融状态的Al 基合金液中，放入箱式炉中保温，熔渗温度为700-1000℃，熔渗时间为0.5-9h，取出试样冷却至室温，然后对表面进行抛光处理，初步得到Ti₃SiC₂/SiC/Al复合材料。

4)原位氧化处理工艺：将步骤3)中抛光好的Ti₃SiC₂/SiC/Al复合材料放入陶瓷舟中，然后放入箱式炉中进行原位氧化处理，氧化温度800-1100℃，氧化时间4-14h，氧化完成后，取出试样冷却至室温，即可得到Ti₃SiC₂-Al₂O₃-SiC-Al复合材料。

本发明保护一种通过上述方法制备的Ti₃SiC₂-Al₂O₃-SiC-Al复合材料，该复合材料外层为含Ti₃SiC₂/Al₂O₃/SiC的反应层，内部为SiC/Al复合材料。

本发明制备方法的进一步特征在于通过调节铝合金中Ti、Al余量、熔渗温度和时间、及原位氧化温度和时间，可有效控制Ti₃SiC₂和Al₂O₃在SiC表层的原位形成过程，在此条件下，复合材料的外层Ti₃SiC₂和Al₂O₃反应层致密均匀，断裂韧性和减摩耐磨性能较好。通过调节 Al基合金中Si、Mg的含量可控制Al基合金的熔点、流动性及Al基合金与SiC的润湿性。

本发明中所用SiC陶瓷(采用山东省华美精细陶瓷有限公司生产的密度为3.02g/cm³，孔隙率为1.48％的SiC陶瓷)、Al、Ti、Si、Mg等均可商购获得，金属铝的原料选用铝锭，硅的原料为硅块，Mg的原料为纯镁粉，钛的原料为钛粉或钛锭。

实施例1

本实施例Ti₃SiC₂-Al₂O₃-SiC-Al复合材料的制备方法如下步骤：

1)铝基合金的制备：铝基合金的各元素质量百分比组成为：Al，78wt％；Ti，10wt％； Mg，2wt％；Si，10wt％；

按上述各元素质量百分比称取相应原料，各原料分别为Al锭(纯度99.9％)、Ti锭(纯度99.9％)、Mg粉(纯度99.9％)、Si块(纯度99.5％)，将纯铝锭放入0.5mol/L的NaOH 溶液中，2小时后，表面氧化皮去除完全后，取156gAl锭置于石墨坩埚中，然后将20gTi、 20gSi，4gMg一同置于石墨坩埚中，将石墨坩埚置于型号为SX-G04132的节能箱式电阻炉中，升温至800℃，升温速率为20℃/min，在该温度下保温45min，搅拌至完全溶解，即得到熔融状态的Al基合金液。

2)SiC陶瓷的处理：将SiC陶瓷原料用金刚石切割机切出尺寸为40mm×5mm×5mm(用于断裂韧性测试)，和25mm×25mm×5mm(用于摩擦磨损测试)试样条若干；分别用 800目、1500目的金刚石磨盘对SiC表面进行打磨，打磨至表面光滑且无氧化层，并置于丙酮和无水乙醇中超声波清洗干净；循环4次后，最后烘干备用；

3)浸渗工艺：将步骤2)中处理好的SiC陶瓷浸入到步骤1)中制备好的熔融状态的Al 基合金液中，在型号为SX-G04132的节能箱式电阻炉中进行熔渗，熔渗温度为900℃，熔渗时间为4h，熔渗完成后，取出试样冷却至室温，对表面进行抛光处理后，初步得到Ti₃SiC₂/SiC/Al复合材料。

4)原位氧化处理工艺：将步骤3)中初步得到的Ti₃SiC₂/SiC/Al复合材料放入陶瓷舟中，然后放入箱式炉中进行原位氧化处理，氧化温度950℃，氧化时间8h，氧化完成后，取出试样冷却至室温，即可得到Ti₃SiC₂-Al₂O₃-SiC-Al复合材料。

对得到的Ti₃SiC₂-Al₂O₃-SiC-Al复合材料进行断裂韧性测试和摩擦磨损测试，具体过程是：

取制得的Ti₃SiC₂-Al₂O₃-SiC-Al复合材料的5个尺寸为40mm×5mm×5mm的平行试样，先用刚玉砂轮将表面粘附的铝合金打磨掉，依次用150目、400目、1500目砂纸将试样表面打磨平整，无水乙醇超声波清洗4min，循环4次，烘干，然后选取5个试样用金刚石切割机在中间位置预制一条宽0.2mm，深度为2mm的预制裂纹进行断裂韧性测试，试样的平均断裂韧性为5.1MPam^1/2，相较于原始SiC陶瓷(2.2MPam^1/2)提高了2.9MPam^1/2；再选用5个尺寸为25mm×25mm×5mm试样，用SFT-2M销盘式摩擦磨损试验机对试样进行摩擦磨损性能测试，用直径4mm的Si₃N₄陶瓷球做摩擦副，室温25℃，转速200r/min，载荷为5N，磨损时间为20min，摩擦旋转半径为3mm。该条件下，测得材料的平均摩擦系数为0.4，平均磨损率为4×10^-3mm³/min，相比于原始SiC陶瓷(摩擦系数0.55，磨损率5×10^-3mm³/min)，摩擦系数降低了0.15，磨损率降低了1×10^-3mm³/min。本文中的原始SiC陶瓷指的是步骤2 中的SiC陶瓷原料。

本实施例的制备方法能够得到Ti₃SiC₂-Al₂O₃-SiC-Al复合材料，且在浸渗时间为4h时已经可以使Al完全渗透到SiC陶瓷中，且Ti在SiC表层聚集、反应生成相对致密的Ti₃SiC₂层，原位氧化时间8h，使孔隙中的大部分Al被氧化，在表层形成相对致密的Ti₃SiC₂-Al₂O₃-SiC 层。

实施例2

本实施例Ti₃SiC₂/SiC/Al复合材料的制备方法的具体步骤同实施例1，不同之处在于铝基合金的各元素质量百分比组成为：Al，83wt％；Ti，5wt％；Mg，2wt％；Si，10wt％。

按照实施例1的测试及分析过程对本实施例制得的复合材料进行分析测试，具体结果是：经过断裂韧性测试，本实施例制得的复合材料的平均断裂韧性为4.3MPam^1/2，相较于原始SiC 陶瓷(2.2MPam^1/2)提高了2.1MPam^1/2；同等条件下进行摩擦磨损性能测试，测得材料的平均摩擦系数为0.45，平均磨损率为4.2×10^-3mm³/min，相比于原始SiC陶瓷(摩擦系数0.55，磨损率5×10^-3mm³/min)，摩擦系数降低了0.1，磨损率降低了0.8×10^-3mm³/min。本文中的原始SiC陶瓷指的是步骤2中的SiC陶瓷原料。

本实施例的制备方法能够得到Ti₃SiC₂-Al₂O₃-SiC-Al复合材料，且在浸渗时间为4h时已经可以使Al完全渗透到SiC陶瓷中，但铝合金中较低的钛含量无法使Ti在SiC表层充分聚集，所以表层组织不致密，仍夹杂有大量未反应完全的SiC。

实施例3

本实施例中Ti₃SiC₂-Al₂O₃-SiC-Al复合材料的具体制备方法及步骤同实施例1，不同之处在于本实施例中铝合金中各元素的质量百分比为：Al，75wt.％；Ti，10wt.％；Mg，5wt％； Si，10wt％。

按照实施例1的测试及分析过程对本实施例制得的复合材料进行分析测试,具体结果是: 经过断裂韧性测试，本实施例制得的复合材料的平均断裂韧性为5.2MPam^1/2，相较于原始SiC 陶瓷(2.2MPam^1/2)提高了3.0MPam^1/2；同等条件下进行摩擦磨损性能测试，测得材料的平均摩擦系数为0.42，平均磨损率为4.0×10^-3mm³/min，相比于原始SiC陶瓷(摩擦系数0.55，磨损率5×10^-3mm³/min)，摩擦系数降低了0.13，磨损率降低了1.0×10^-3mm³/min。

本实施例的制备方法能够得到Ti₃SiC₂-Al₂O₃-SiC-Al复合材料，且在浸渗时间为4h时已经可以使Al完全渗透到SiC陶瓷中，铝合金中较高的Mg含量极大地提高了合金液的流动性，促使Ti在SiC表层充分富集，所以表层组织相比于实施例3更加致密，反应层厚度更大。

实施例4

本实施例Ti₃SiC₂/SiC/Al复合材料的制备方法的具体步骤同实施例3，不同之处在于本实施例中铝合金中各元素的质量百分比为：Al，70wt.％；Ti，15wt.％；Mg，5wt％；Si，10wt％。

按照实施例3的测试及分析过程对本实施例制得的复合材料进行分析测试，具体结果是：经过断裂韧性测试，本实施例制得的复合材料的平均断裂韧性为5.4MPam^1/2，相较于原始SiC 陶瓷(2.2MPam^1/2)提高了3.2MPam^1/2；同等条件下进行摩擦磨损性能测试，测得材料的平均摩擦系数为0.38，平均磨损率为3.8×10^-3mm³/min，相比于原始SiC陶瓷(摩擦系数0.55，磨损率5×10^-3mm³/min)，摩擦系数降低了0.17，磨损率降低了1.2×10^-3mm³/min。

本实施例的制备方法能够得到Ti₃SiC₂-Al₂O₃-SiC-Al复合材料，氧化时间为8h时可以使表层残留的大部分Al氧化成Al₂O₃，且足量钛含量使Ti在SiC表层充分聚集，所以表层组织比较致密。

实施例5

本实施例Ti₃SiC₂/SiC/Al复合材料的制备方法的具体步骤同实施例3，不同之处在于，本实施例的氧化时间为6h。

按照实施例3的测试及分析过程对本实施例制得的复合材料进行分析测试，具体结果是：经过断裂韧性测试，本实施例制得的复合材料的平均断裂韧性为4.4MPam^1/2，相较于原始SiC 陶瓷(2.2MPam^1/2)提高了2.2MPam^1/2；同等条件下进行摩擦磨损性能测试，测得材料的平均摩擦系数为0.46，平均磨损率为4.3×10^-3mm³/min，相比于原始SiC陶瓷(摩擦系数0.55，磨损率5×10^-3mm³/min)，摩擦系数降低了0.09，磨损率降低了0.7×10^-3mm³/min。

本实施例的制备方法能够得到Ti₃SiC₂-Al₂O₃-SiC-Al复合材料，尽管氧化时间为6h时可以使表层残留的Al氧化成Al₂O₃，但陶瓷内部孔隙中的铝未能像实施例3中的铝那样氧化充分，所以表层组织不致密，仍夹杂有未反应完全的Al。

实施例6

本实施例Ti₃SiC₂/SiC/Al复合材料的制备方法的具体步骤同实施例3，不同之处在于，本实施例的氧化时间为10h。

按照实施例3的测试及分析过程对本实施例制得的复合材料进行分析测试，具体结果是：经过断裂韧性测试，本实施例制得的复合材料的平均断裂韧性为5.9MPam^1/2，相较于原始SiC 陶瓷(2.2MPam^1/2)提高了3.7MPam^1/2；同等条件下进行摩擦磨损性能测试，测得材料的平均摩擦系数为0.30，平均磨损率为3.2×10^-3mm³/min，相比于原始SiC陶瓷(摩擦系数0.55，磨损率5×10^-3mm³/min)，摩擦系数降低了0.25，磨损率降低了1.8×10^-3mm³/min。

将得到的Ti₃SiC₂-Al₂O₃-SiC-Al复合材料依次用150目、400目、800目、1500目、2000 目砂纸进行表面研磨，除去表面粘连的Al基合金，经无水乙醇超声波清洗4min后烘干；表面进行XRD检测和SEM和EDS分析，具体结果分别如图1，图2，图3所示，图1中面积最大的区域代表Ti₃SiC₂相，白色区域代表Al₂O₃相，颜色最深的小碎块儿状区域代表SiC相。从图1中可以看出，复合材料的外层(界面处)有大量的Ti₃SiC₂和Al₂O₃生成，极少量的SiC，此时Ti₃SiC₂-Al₂O₃-SiC-Al复合材料的Ti₃SiC₂和Al₂O₃层最致密。通过型号为OLMYMPUS DSX510的金相显微镜，利用多相含量测量ASTME 1245-2003软件，根据不同物相的灰度值的差别，测得本实施例中各组分体积百分比Ti₃SiC₂：57％，Al₂O₃：35％，SiC：8％。

对Ti₃SiC₂-Al₂O₃-SiC-Al复合材料的试样块，分别用150目、400目、800目、1500目、2000目金刚石磨盘进行截面研磨、经0.5μm抛光剂进行抛光，对截面中心处位置进行SEM 和EDS分析，具体结果分别如图4，图5所示。从图4可知SiC陶瓷内部结构致密，通过图 5可知复合材料内部主要为Si、C、Al元素，说明Al完全渗透SiC陶瓷内部并与SiC颗粒形成了致密结构。

本实施例的制备方法能够得到Ti₃SiC₂-Al₂O₃-SiC-Al复合材料，氧化时间为10h时可以使表层孔隙中残留的Al完全氧化成Al₂O₃，而其他物相不受破坏，且Ti在SiC表层充分聚集、完全反应生成大量的Ti₃SiC₂，反应层厚度可达400μm，所以表层组织最致密，韧性最高，减磨耐磨效果最佳。

通过对实施例1-6进行对比可以得出下列结论：Ti含量的提高有助于表层中Ti₃SiC₂的生成，Al合金中Ti、Mg、Si的添加有助于提高合金液的流动性，使熔渗深度增加，优选氧化温度950℃，随着氧化时间的延长(6h-10h)，Ti₃SiC₂-Al₂O₃-SiC反应层的厚度增加，实施例6 效果最佳，反应层最高厚度可达400μm，断裂韧性最高可达5.9MPam^1/2，摩擦系数减小到 0.30，磨损率降低到3.2×10^-3mm³/min。

表1是实施例6Ti₃SiC₂-Al₂O₃-SiC-Al复合材料的断裂韧性、摩擦系数、磨损率与原始陶瓷对比。

样品	断裂韧性(MPam<sup>1/2</sup>)	摩擦系数	磨损率(mm<sup>3</sup>/min)
				SiC陶瓷	2.2	0.55	5×10<sup>-3</sup>
实施例6	5.9	0.30	3.2×10<sup>-3</sup>

综上所述，本发明通过元素Al、Ti、Si、Mg与陶瓷的润湿性，采用反应熔渗法，将Al基合金引入SiC陶瓷内部，内部形成致密的SiC/Al结构，同时能在SiC陶瓷外表面生成一层同时含有Ti₃SiC₂、SiC、Al的金属陶瓷层，然后将熔渗后的试样表面进行抛光处理后，放在电炉内，进行进一步热处理，即在一定温度下对初步得到的复合材料进行一定时间的原位氧化处理，将外表面Ti₃SiC₂与SiC间隙中的Al原位氧化生成Al₂O₃，这样可得到外表层为Ti₃SiC₂/Al₂O₃/SiC，内部为致密SiC/Al的Ti₃SiC₂-Al₂O₃-SiC-Al复合材料，该方法显著提高了 SiC基复合材料的强韧性和减摩耐磨性能；且该制备方法可在常压下完成，原位生成，简化了制备工艺，且材料界面结合强度高，相容性好，克服了现有技术中只能在高压甚至高真空等苛刻工艺条件进行制备的缺点，极大降低了生产成本，能够实现尺寸净成型。本发明制备过程可以在常压下完成，操作工艺简单，能够实现尺寸净成型，适合于工业化实施与实际应用，尤其适用于要求高强度、高耐磨的工况领域。

上述多个实施例比较旨在便于理解本发明制备方法在工艺参数调整上产品性能的走向。以使本领域技术人员能清楚掌握本发明技术方案的创新实质,并非仅在功能或产品性能上提出限定的实施方式。故而除上述实施例外,本发明还可以有其它多元实施方式。凡采用等同替换或等效变换形成的技术方案,均落在本发明要求的保护范围。

本发明未述及之处适用于现有技术。

Claims (3)

1.一种Ti₃SiC₂-Al₂O₃-SiC-Al复合材料，其特征为该复合材料外层为采用原位氧化热处理工艺得到的Ti₃SiC₂/Al₂O₃/SiC反应层，内部为SiC/Al复合材料，为通过铝合金熔渗SiC基体制得；所述的反应层厚度为100~400μm；

所述的复合材料外层中，体积百分比Ti₃SiC₂：60~80%，Al₂O₃：15%~40%，SiC：5%~20%。

2.如权利要求1所述的Ti₃SiC₂-Al₂O₃-SiC-Al复合材料的制备方法，其特征为该方法包括如下步骤：

（1）铝基合金的制备：铝基合金中的各元素质量百分比为：Al，45-90 wt.%；Ti，3-25wt.%；Mg，1-6 wt.%；Si，5-30 wt.%；

按照上述各元素的质量百分比称取相应原料，将纯铝锭放入NaOH溶液中浸没1-3小时，将表面氧化皮去除，然后与钛锭、镁粉、硅块一同放置于石墨坩埚中，升温至700-1100 ℃进行熔化，搅拌下保温0.5-4 h，即可得到熔融状态的铝基合金熔液；

（2）SiC陶瓷的预处理：将SiC陶瓷切成所需的尺寸，打磨、超声清洗后烘干；

（3）反应熔渗工艺：将步骤2）中处理好的碳化硅陶瓷浸没到步骤（1）中所制备的熔融状态的铝基合金熔液中，700-1000 ℃下熔渗0.5-9 h，然后取出，冷却至室温，抛光后得到Ti₃SiC₂/SiC/Al复合材料；

（4）氧化处理工艺：将步骤（3）中抛光好的Ti₃SiC₂/SiC/Al复合材料放入瓷舟中，然后放入箱式炉中进行原位氧化处理，氧化温度800-1100℃，氧化时间4-14 h，然后取出，冷却至室温，得到Ti₃SiC₂-Al₂O₃-SiC-Al复合材料。

3.如权利要求2所述的Ti₃SiC₂-Al₂O₃-SiC-Al复合材料的制备方法，其特征为所述的步骤（1）中的NaOH溶液的浓度为0.3mol/L~0.6mol/L。

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