一种镍铝基复合材料作为高温自润滑耐磨材料的应用

摘要

本发明涉及镍铝基复合材料的高温自润滑应用技术，具体为种NiAl－Al

说明书

技术领域：

本发明涉及镍铝基复合材料的高温自润滑应用技术，具体为一种NiAl-Al₂O₃-TiC复合材料作为高温自润滑耐磨材料的应用。

背景技术：

金属间化合物NiAl是理想的高温结构材料，具有高熔点(1640℃)、高导热率(70～80W/m·K)、低密度(5.86g/cm³)以及优异的抗氧化性能等优点。中国科学院金属研究所通过热压放热反应合成了NiAl-Al₂O₃-TiC复合材料，该复合材料具有较高硬度、强度和断裂韧性，目标在于替代Ni基高温合金用于制作先进航空发动机的涡轮导向叶片、涡轮叶片和火焰筒骨架等零件。但是，由于其室温拉伸塑性为零的缺点没有得到根本的解决，目前还无法实际应用。NiAl-Al₂O₃-TiC复合材料采用Ni粉、Al粉、TiO₂粉和碳黑做为原材料，通过真空热压原位合成的方法制成块体材料，并采用热等静压处理以提高块体材料的致密度。文献1[姜东涛博士学位论文《原位内生多相NiAl基复合材料的反应合成、组织结构与性能》，中国科学院金属研究所，1998年]和文献2[D.T.Jiang，J.T.Guo，D.L.Lin，C.X.Shi.METALLURGICAL AND MATERIALS TRANSACTIONS，2000年，31卷，1692页]中，报道了NiAl-Al₂O₃-TiC复合材料的制备方法如下：将Ni粉(纯度98wt％，粒度＜1μm)、Al粉(纯度98wt％，粒度＜13μm)、TiO₂粉(纯度98wt％，粒度＜10μm)和碳黑(纯度99.9wt％、粒度＜1μm)，按名义成分为NiAl-10Vol.％(TiC+Al₂O₃)(其中TiC颗粒的体积分数为6％，Al₂O₃颗粒的体积分数为4％)均匀混合后，放入石墨模具内冷压成块体毛坯。将块体毛坯置于真空热压感应炉内升温至1350℃保温保压30min，然后随炉冷却至室温，最后将块体材料在1300℃/200MPa条件下进行热等静压处理3小时。

相关文献报道过二元NiAl合金以及单一增强相的NiAl-TiB₂复合材料的室温摩擦磨损性能。高温摩擦磨损方面只报道过Ni-17.5Al-15Ti-15C(at.％)粉末制备的TiC/(NiAl-Ni₃Al)复合材料的摩擦磨损性能，该复合材料主要由Ni₃Al相组成，含少量的NiAl相，最高摩擦磨损温度为600℃，对磨件材料为Ni基高温合金，摩擦系数为0.4。

发明内容：

本发明的目的在于提供一种镍铝基复合材料作为高温自润滑耐磨材料的应用，它开辟了NiAl基复合材料实际应用的新途径，提供了NiAl-Al₂O₃-TiC复合材料在700℃～900℃作为高温机构滑动用高温自润滑耐磨材料的应用技术，采用本发明的高温机构滑动部件能获得优异的持久自润滑性能和较强的耐磨性能。

为了实现上述目的，本发明的技术方案是：

一种镍铝基复合材料作为高温自润滑耐磨材料的应用，NiAl-Al₂O₃-TiC复合材料作为高温机构滑动部件用高温自润滑耐磨材料，对磨件材料为SiC、Si₃N₄或Al₂O₃陶瓷材料。

所述的镍铝基复合材料作为高温自润滑耐磨材料的应用，耐磨材料的最大载荷不超过30N，最大滑动速度不超过0.5m/s，应用于700℃～900℃大气条件下处于摩擦磨损工况的高温机构滑动部件。

所述的镍铝基复合材料作为高温自润滑耐磨材料的应用，NiAl-Al₂O₃-TiC复合材料的磨损表面生成1～3μm厚的纳米氧化物保护层。

所述的镍铝基复合材料作为高温自润滑耐磨材料的应用，NiAl-Al₂O₃-TiC复合材料的摩擦系数为0.22～0.29。

所述的镍铝基复合材料作为高温自润滑耐磨材料的应用，NiAl-Al₂O₃-TiC复合材料的磨损率为8.5～20m³/mN×10^-14。

本发明具有如下优点：

1、本发明NiAl-Al₂O₃-TiC复合材料在摩擦表面生成了厚度为1～3μm的纳米氧化物保护层，由于该保护层在高温摩擦磨损中具有自修复性能，700℃～900℃具有持久自润滑性能，摩擦系数和磨损率均低于Ni基合金。

2、本发明NiAl-Al₂O₃-TiC复合材料具有良好的抗高温氧化性能和抗热腐蚀性能，可以分别与SiC、Si₃N₄和Al₂O₃陶瓷材料配副，应用范围比较广。

3、本发明将NiAl-Al₂O₃-TiC作为高温自润滑耐磨材料，是添加了Al₂O₃和TiC两种陶瓷颗粒增强相的NiAl基复合材料，在载荷为压应力的磨损工况，NiAl-Al₂O₃-TiC复合材料的室温拉伸塑性与硬度、强度和加工硬化能力相比成为次要的性能指标，700℃～900℃高温摩擦磨损性能展现出优异的自润滑性能，摩擦系数为0.22～0.29，磨损率为8.5～20m³/mN×10^-14，摩擦系数和磨损率均低于Ni基合金，可用于代替Ni基高温自润滑耐磨材料以及其他高温自润滑耐磨材料。

附图说明：

图1不同温度下NiAl-Al₂O₃-TiC复合材料的摩擦系数。

图2不同温度下NiAl-Al₂O₃-TiC复合材料的磨损率。

图3纳米氧化物保护层的厚度特征。

图4纳米氧化物保护层高倍TEM形貌。

图5实施例1中NiAl-Al₂O₃-TiC复合材料摩擦系数变化趋势。

图6实施例1中NiAl-Al₂O₃-TiC复合材料摩擦表面形貌。

图7实施例2中NiAl-Al₂O₃-TiC复合材料摩擦系数变化趋势。

图8实施例2中NiAl-Al₂O₃-TiC复合材料摩擦表面形貌。

图9实施例3中NiAl-Al₂O₃-TiC复合材料摩擦系数变化趋势。

图10实施例3中NiAl-Al₂O₃-TiC复合材料摩擦表面形貌。

具体实施方式：

NiAl-Al₂O₃-TiC复合材料采用Ni粉、Al粉、TiO₂粉和碳黑做为原材料，按名义成分为NiAl-10Vol.％(TiC+Al₂O₃)(其中：TiC颗粒的体积分数为6％，Al₂O₃颗粒的体积分数为4％)均匀混合后，通过真空热压原位合成的方法制成块体毛坯。将块体毛坯置于真空热压感应炉内升温至1350℃保温保压30min，然后随炉冷却至室温，最后将块体材料在1300℃/200MPa条件下进行热等静压处理3小时。NiAl-Al₂O₃-TiC复合材料的成分为NiAl-10Vol.％(TiC+Al₂O₃)。镍铝基复合材料的原子百分数为：43.6Ni-46.8Al-2.4Ti-4.8O-2.4C。

本发明的实际应用方法按如下步骤实施：

1、将NiAl-Al₂O₃-TiC复合材料销样品固定在上试样夹具上，陶瓷材料固定在下试样夹具上，置于加热电炉内升温，升温速度为20℃/分钟，温度到达设定温度后保温加载，上试样轴带动NiAl-Al₂O₃-TiC复合材料销转动开始摩擦磨损。

2、最大载荷为30N，最大滑动速率为0.5m/s，摩擦磨损实验温度为700℃～900℃，大气下干摩擦。

如图1所示，NiAl-Al₂O₃-TiC复合材料的600℃摩擦系数高于Ni基合金，随着磨损试验温度升高到700℃，NiAl-Al₂O₃-TiC复合材料的摩擦系数急剧降低到0.22，磨损试验温度继续升高到800℃和900℃，摩擦系数略有升高，均略低于Ni基合金。

如图2所示，NiAl-Al₂O₃-TiC复合材料的600℃磨损率高于Ni基合金，随着磨损试验温度升高到700℃，NiAl-Al₂O₃-TiC复合材料的磨损率急剧降低为8.5m³/mN×10^-14，磨损试验温度继续升高到800℃和900℃，磨损率增加，均低于Ni基合金。

如图3所示，在700℃～900℃温度范围内，NiAl-Al₂O₃-TiC复合材料的磨损表面均生成1～3μm的NiO-NiAl₂O₄-Al₂O₃纳米氧化物保护层。图4是该氧化物保护层的高倍TEM图像，可见，氧化物颗粒为纳米氧化物。

实施例1

本实施例磨损温度为700℃，对磨件为SiC陶瓷，载荷为30N，滑动速率为0.126m/s，磨损时间为2h，滑行距离为908m。将NiAl-Al₂O₃-TiC复合材料销样品固定在上试样夹具上，SiC陶瓷材料固定在下试样夹具上，置于加热电炉内，加热温度为700℃，升温速度为20℃/分钟，温度升到700℃后保温加载，上试样轴带动销试样转动开始摩擦磨损，停机后在空气中冷却至室温。本实施例中，摩擦表面形成1～3μm厚的纳米氧化物保护层，纳米氧化物晶粒尺寸为十几纳米至一百多纳米。

如图5所示，实施例1中NiAl-Al₂O₃-TiC复合材料摩擦系数随磨损实验的进行，最初摩擦系数缓慢降低，磨损10分钟后，摩擦系数达到稳定状态，测得平均摩擦系数为0.22。

本实施例中，NiAl-Al₂O₃-TiC复合材料的磨损率为8.5m³/mN×10^-14。

如图6所示，实施例1中NiAl-Al₂O₃-TiC复合材料摩擦表面形貌可以看出，摩擦表面形成了光滑完整的氧化物保护层。

实施例2

本实施例磨损温度为800℃，对磨件为SiC陶瓷，载荷为30N，滑动速率为0.126m/s，磨损时间为2h，滑行距离为908m。将NiAl-Al₂O₃-TiC复合材料销样品固定在上试样夹具上，SiC陶瓷材料固定在下试样夹具上，置于加热电炉内，加热温度为800℃，升温速度为20℃/分钟，温度升到800℃后保温加载，上试样轴带动销试样转动开始摩擦磨损，停机后在空气中冷却至室温。本实施例中，摩擦表面也形成1～3μm厚的纳米氧化物保护层，纳米氧化物晶粒尺寸为十几纳米至一百多纳米。

如图7所示，实施例2中NiAl-Al₂O₃-TiC复合材料摩擦系数随磨损实验的进行，最初摩擦系数缓慢降低，磨损10分钟后，摩擦系数在0.24附近发生波动，测得平均摩擦系数为0.24。

本实施例中，NiAl-Al₂O₃-TiC复合材料的磨损率为9.9m³/mN×10^-14。

如图8所示，实施例2中NiAl-Al₂O₃-TiC复合材料摩擦表面形貌可以看出，摩擦表面形成了光滑的氧化物保护层，保护层有点状和少量块状的剥落特征，保护层的剥落导致摩擦系数发生波动。

实施例3

本实施例磨损温度为900℃，对磨件为SiC陶瓷，载荷为30N，滑动速率为0.126m/s，磨损时间为2h，滑行距离为908m。将NiAl-Al₂O₃-TiC复合材料销样品固定在上试样夹具上，SiC陶瓷固定在下试样夹具上，置于加热电炉内，加热温度为900℃，升温速度为20℃/分钟，温度升到900℃后保温加载，上试样轴带动销试样转动开始摩擦磨损，停机后在空气中冷却至室温。本实施例中，摩擦表面也形成1～3μm厚的纳米氧化物保护层，纳米氧化物晶粒尺寸为十几纳米至一百多纳米。

如图9所示，实施例3中NiAl-Al₂O₃-TiC复合材料摩擦系数随磨损实验的进行，最初摩擦系数缓慢降低，磨损10分钟后，摩擦系数在0.24附近波动，测得平均摩擦系数为0.24。

本实施例中，NiAl-Al₂O₃-TiC复合材料的磨损率为20m³/mN×10^-14。

如图10所示，实施例3中NiAl-Al₂O₃-TiC复合材料摩擦表面形貌可以看出，摩擦表面形成了呈现块状剥落和硬的第三体磨粒犁削特征的氧化物保护层，保护层的剥落以及硬的第三体磨粒对保护层的犁削作用导致摩擦系数发生波动。

实施例结果表明，本发明采用NiAl-Al₂O₃-TiC复合材料作为高温自润滑耐磨材料，NiAl-Al₂O₃-TiC复合材料可以与SiC、Si₃N₄或Al₂O₃陶瓷材料配副，最大载荷不超过30N，最大滑动速度不超过0.5m/s，应用于700℃～900℃大气条件下处于摩擦磨损工况的高温机构滑动部件。在此工况下，NiAl-Al₂O₃-TiC复合材料具有优异的持久高温自润滑性能和耐磨性能。