汪阳，刘秀波,2，欧阳春生，罗迎社，陈德强

（1.中南林业科技大学 a.材料表界面科学与技术湖南省重点实验室 b.工程流变学湖南省重点实验室，长沙 410004；2.中国科学院兰州化学物理研究所 固体润滑国家重点实验室，兰州 730000；3.河南科技大学 高端轴承摩擦学技术与应用国家地方联合工程实验室，河南 洛阳 471003）

陶瓷材料由于具备高强度、耐高温、耐磨损及高温抗氧化性能等优点而得到广泛的应用，但陶瓷材料也具有脆性大、韧性低以及难以加工等缺陷。对此，许多研究者利用各种途径来改善各类陶瓷材料的性能，如颗粒弥散强化作用等。虽取得了一定的效用，但这些方法也存在着工艺复杂、操作成本高且材料性能提升幅度有限等缺点。几种常见的陶瓷相，如SiC、TiC、TiB2、Al2O3、WC等，虽提高了陶瓷材料的可加工性，但同时降低了工件材料的力学性能，这极大地限制了材料在工程上的应用。鉴于此，三元层状类型的陶瓷材料应运而生。与其他三元陶瓷材料相比，Ti3SiC2在近年来的研究得到了广泛的重视。本文介绍了三元层状陶瓷Ti3SiC2的晶体构造，以及各种因素对Ti3SiC2及其复合材料摩擦磨损性能的影响，并对该类材料在摩擦学领域的未来发展趋势进行了展望。

1 三元层状Ti3SiC2材料

近年来，一种新型的MAX相广为熟知，其总分子式为（Mn+1AXn），表示三元碳化物和氮化物的层状化合物。其中，n为1、2、3，M为过渡金属，A为A族元素（主要是IIIA或者IVA），X代表C或N元素。目前，大约有60多种Mn+1AXn被发现，典型的有M2AX相（211）、M3AX2相（312）、M4AX3相（413）及其相应的固溶体[1-6]。这些MAX相中，Ti3SiC2是层状三元材料族中典型的代表，自Jeitschko[7]在1967年首次发现以来，因其具有独特的结构以及优异的性能，例如高导电导热性、低密度、机械可加工性、优异的抗热震性能、高熔点、高热稳定性、耐高温氧化、耐腐蚀等，人们对这种材料的合成及表征表现出极大的兴趣[8-9]。

2 Ti3SiC2的晶体结构

Ti3SiC2是一种层状六方结构化合物，晶体为平面层间隔堆垛结构，由Ti3SiC2层与Si原子所构成，属于P63/mmc对称的空间群，相应的晶体结构如图1所示[10]。Ti3SiC2晶胞中各原子的Wyckoff位置如下：Ti原子位于2a和4f位置，Si原子位于2b位置，C原子位于4f位置。Ti3SiC2的结构可以描述为两个边缘共享的Ti6C八面体层，中间由一个二维封闭填充Si层连接，这可以赋予Ti3SiC2材料层状结构和自润滑特性。

随后，1998年KISI E H等[11]测定了Ti3SiC2晶体的晶格参数（a=0.305 75 nm、c=1.762 35 nm）以及各原子间的键长和键角。结果如表1所示。

从表中容易得知，TiI或者TiII原子和C原子之间的距离与标准共价键相比相差不大，表明Ti原子与C原子之间呈现出共价键结合，且结合力较强，这可以由Ti3SiC2高熔点、高模量特性直接体现出来。而所测得的TiII原子和Si原子的距离大于Ti的金属键和Si的共价键半径之和，但Si原子与Si原子之间、Si原子与C原子之间键长却远远大于能形成强键结合的标准共价键的键长。值得注意的是，Ti3SiC2与其对应的二元碳化物TiC有着紧密的晶体学关系，这类材料的许多化学反应均可以由此类关系来解释。图2是原子在Ti3SiC2（上半部分）的（110）晶面和TiC（下半部分）的（110）晶面的投影，从投影图中可以看出，Ti3SiC2结构的特点是Ti─C─Ti─C─Ti链（Ti3SiC2或TiC0.67）的两个相邻共价键共用一个Si原子，但结合力相对较弱[10]。

表1 Ti3SiC2各原子之间的键长和键角[11]Tab.1 Bond length and angle in Ti3SiC2 structure[11]

3 Ti3SiC2制备工艺

在制备各种自润滑磨损材料时，有制备复合材料或者在金属表面制备复合涂层这两种工艺手段。在制备Ti3SiC2的过程中，通常伴有杂质相的生成，这些杂质相包含TiC、SiC、Ti5Si3、TiSi2，其中TiC为主要的杂质相，尽管有各种各样的制备方式，但是由于TiC与Ti3SiC2有着紧密的结构关系，使得TiC依然很难被移除出去。最初制备Ti3SiC2材料采用的混合粉末体系有Ti/Si/C[12]、Ti/SiC/C[13]、Ti/Si/TiC[14]、Ti/SiC/TiC[15]等。从国内外学者的研究状况来看，制备Ti3SiC2合成方法主要包括：化学气相沉积（CVD）[16-18]、磁控溅射（MS）[19]、脉冲激光沉积（PLD）[20-21]、自蔓延高温合成（SHS）[22-23]、热等静压（HIP）[24-25]、热压（HP）[26-27]、火花等离子烧结（SPS）[28-29]、电弧熔化和后退火处理等。这些制备技术用于各种材料的表面改性领域，克服了以往各种材料运动部件因磨损导致的尺寸改变而使整个零件失效的缺点，这不仅仅提高了运动部件的服役寿命，还大大降低了材料的成本。

3.1 化学气相沉积（CVD）

化学气相沉积是将有着薄膜元素的化合物放置在具有基材且有单质气体保护的反应室内，通过气相化学反应沉积在基体表面形成薄膜的材料制备工艺。作为近60年来发展起来的制备无机材料的技术，化学气相沉积广泛应用于各种物质提纯，沉积各种单晶、多晶或者是其他无机薄膜材料中。杨钢宜等[30]用TiCl4、CH3SiCl3、H2作为反应气体，Ar作为载气及稀释气体，在低压条件下化学气相沉积Ti-Si-C三元体系涂层，研究了不同温度下化学气相沉积制备Ti3SiC2的形成规律。分析所得涂层的物相组成及结构发现，在1100 ℃时，涂层中不含Ti3SiC2；在1150～1250 ℃时制备出TiC和Ti3SiC2的复合涂层，为多孔状和晶粒堆积结构，特别是在沉积温度为1200 ℃时，Ti3SiC2晶粒沿晶面指数(104)方向优先生长。

化学气相沉积法相对其他制备方法，有着温度较低、涂层化学成分容易控制、涂层致密均匀程度高等优点，且制得的涂层具有很高的纯度，但截至目前，仍然有少量的其他杂质生成，且其原料组成范围相对较窄[31]。

3.2 磁控溅射（MS）

磁控溅射是利用电离化的惰性气体在电场和磁场的作用下产生对靶材的攻击力，靶材上的元素在这种攻击作用下以不同的存在形式沉积到基材表面，从而形成薄膜的物理气相沉积技术。Emmerlich等[32]利用直流溅射技术在Ti、Si、C原子靶上溅射，获得了在Al2O3基板上外延生长的厚度约为0.9 μm的Ti3SiC2薄膜，并在0.24 N法向荷载的球盘摩擦磨损试验机下测试，经过了50次的循环滚珠滑动后，磨损轨迹中的薄膜被去除。低荷载下的摩擦系数为0.1，当施加较大的法向载荷时，摩擦系数增加到0.8。使用原子力显微镜、扫描电子显微镜和拉曼光谱对磨损轨迹进行分析，发现碎屑过多，产生三体磨损和快速磨损。而用这种制备方法又有一个很明显的不足，就是在制备过程中，靶材的利用率截至目前只达到20%～35%[33]，制备所需要的成本较高。如何提高利用率成为现阶段利用这种工艺制备功能薄膜材料时亟需解决的问题[34]。

3.3 脉冲激光沉积（PLD）

随着近年来激光技术的高速发展，脉冲激光沉积逐渐被人们认识和接受。它是利用激光脉冲对物体材料进行轰击，然后沉淀在基体表面，得到功能薄膜的技术手段。因其具有沉积效率高、制备薄膜均匀、工艺参数可以任意调节等优点，且能够获得期望化学计量的多组分薄膜，而有着广阔的发展前景。

Hu等[35]使用脉冲激光沉积（PLD）方法制备了高质量Ti3SiC2薄膜。制备的Ti3SiC2涂层薄膜的表面粗糙度为0.46 nm，在潮湿空气中摩擦系数为0.2，硬度在30～40 GPa之间，用X光衍射和透射电镜观察到涂层中Ti3SiC2和纳米微晶的各向异性层结构，这可以解释它的低摩擦和高硬度特性。特别地，利用该技术可以在300 ℃的条件下制备Ti3SiC2涂层，这使得该技术推广应用于各种商业领域成为了可能。但是该方法不利于制备大面积的薄膜，同时在薄膜表面存在着微米级别的污染颗粒物[36]。因此，解决制备面积狭小的问题和降低污染物的产生是未来脉冲激光沉积技术两个热点研究方向。解决了这两个问题，脉冲激光沉积法制备的Ti3SiC2薄膜才有可能实现真正意义上的推广。

3.4 自蔓延高温合成（SHS）

自蔓延高温合成是利用构成薄膜元素的材料之间发生反应时产生的超高化学能及产生热的传导作用，促使反应持续进行而合成所需要功能材料的技术，其特点是反应设备简单、低耗能、反应温度高、过程进展较快，适用于放热量较高的材料体系，常见的有TiC-TiB2、TiC-SiC、TiB2-Al2O3、Si3N4-SiC等体系。

Lis等[37]利用SHS技术制备的富含Ti3SiC2的粉末，可用来制备Ti3SiC2基多晶的前驱体，获得的大块Ti3SiC2具有低硬度（HV=2～6 GPa）、高断裂韧性（kicclose-10 MPa·m1/2）、室温下的伪韧性、高温下的塑性行为以及较高的耐腐蚀性。他们还发现在高温高压下，Ti3SiC2有向立方TiC转变的趋势。Riley等[22]研究了高能机械合金化（MA）对钛-碳化硅自蔓延高温合成（SHS）的影响。总的来说，MA预处理改善了SHS工艺，使合成的Ti3SiC2纯度更高。他们还得出了研磨时间与点火温度之间的关系：1）增加反应物的均匀性能提高Ti3SiC2的纯度；2）由于反应的总焓保持不变，降低点火温度可能会降低燃烧温度，然后通过蒸发减少反应物损失；3）成核位置密度越大，燃烧反应越均匀，样品中热量和浓度分布越小。

目前该技术制备的涂层中存在着反应难以控制，且制得的涂层气孔率大，致密性不好等缺陷，导致不能达到预期的功能需求[38-39]，对此可以采用自蔓延高温合成（SHS）加压烧结的方式来弥补这一缺点。

3.5 热等静压（HIP）

HIP法是将成胚后的反应粉末密封在高温高压容器中，后通入惰性气体作为介质，对其中的粉末施加各向均匀的静压力，这是一种典型材料致密的方法，具有致密时所需温度低、时间短，制备完成后材料密度高等特点。

El-Raghy等[40]研究了反应热等静压法制备的Ti3SiC2的晶粒尺寸对磨损性能的影响。在5 N下对不锈钢对应物进行了磨损试验，细颗粒和粗颗粒样品的平均摩擦系数分别为0.83和0.82。Jiang等人[41]采用真空热压烧结和热等静压结合的方法制备了石墨烯增强的Cu/Ti3SiC2/C/石墨烯-纳米复合材料。系统地研究了不同石墨烯含量的铜/钛硅/碳/石墨烯-纳米复合材料的微观结构和力学性能。结果表明，石墨烯含量存在一个最佳值，对铜/钛硅/碳/石墨烯-纳米复合材料的微观结构和力学性能有影响。

但是该种制备技术也存在许多不足之处：一是设备要求方面比较高，推广至企业生产有一定的难度[42]；二是制备时步骤多、操作困难。所以在制备时需要注意生产成本和实验步骤的简化。解决这两方面的问题，利用热等静压技术制备Ti3SiC2及其复合材料才能实现批量生产的可能。

3.6 热压烧结法（HP）

热压烧结（HP）是将干燥粉料充填入模型内，再从单轴方向边加压边加热，使成形和烧结同时完成的一种烧结方法。

陈金学等[43]将TiC粉末、Si粉末、Ti粉末按照摩尔比为n(TiC)∶n(Si)∶n(Ti)=2∶1.2∶1配料，分别添加质量分数为10%、20%、30%、40%、50%的Al2O3，用热压烧结法成功制备出Ti3SiC2-Al2O3复合材料，分析了热压温度及Al2O3含量对复合材料力学性能的影响。分析表明，在温度低于1500 ℃时，随着温度的升高，层状Ti3SiC2晶粒逐渐增加、尺寸逐渐增大，由于Ti3SiC2本身就具有缓解应力的作用，导致复合材料的力学性能提升。但烧结温度超过1500 ℃时，层状Ti3SiC2晶粒数目减少，缓解应力的能力相对减弱，所以力学性能不升高，反而呈降低的趋势。Al2O3添加不超过30%的时候，在涂层中分布均匀，起到弥散强化的作用，而在添加量为40%、50%时，由于Al2O3偏聚导致局部较多的缺陷以及Ti3SiC2量的相对减少，影响了复合材料的力学性能。贾换等[25]将不同质量的SiC粉末添加进配料粉末中（Ti粉∶Si粉∶炭黑的质量比为3∶1.2∶2），通过真空热压烧结制备SiC/Ti3SiC2复合材料，研究SiC添加量对复合材料组织结构、力学性能的影响，得出添加适量SiC颗粒对Ti3SiC2有着细化晶粒的作用，在复合涂层中均匀分布，弥散强化作用显著。而当SiC添加量超过30%时，过多的SiC影响了两者的均匀分布，致密化程度不高，力学性能也相应地下降。

多数研究采用热压烧结法制得的Ti3SiC2的纯度并不是很高，经常伴有TiSi2、TiCx、TiSi3等杂质生成[44]，且由于热压法用的模具材料大部分是由石墨制成，合成过程中石墨模壁上的碳原子容易掺杂发生反应。为了解决这一方法的缺陷，可以从改变初始粉末材料种类、粉末配比以及烧结温度等方面入手，从而制得高纯度的Ti3SiC2[45]。

3.7 火花等离子烧结（SPS）

火花等离子烧结（SPS）技术是在粉末体系中直接通入直流电脉冲，利用脉冲能产生的瞬时高温场来实现烧结过程，从而制备出功能性材料。它相对热压烧结、热等静压法而言，不仅耗能低，也有着制备速度快、烧结温度低、过程操作简单、设备占地少等优势。

Gao等人[46]利用火花等离子烧结技术（SPS），将Ti/Si/2TiC混合粉末快速合成Ti3SiC2，在1250～1300 ℃的烧结温度下，制备了含2%TixC2的Ti3SiC2，研究发现了Ti3SiC2在晶体基面上的优先晶粒生长和各向异性硬度。这是由于这些板状晶粒倾向垂直于加载面排列。TURKI[47]报道了以SiC/Ti粉末为原料，在1300～1400 ℃温度范围内，采用反应火花等离子体烧结（R-SPS）合成Ti3SiC2。结果表明，在1400 ℃,保温时间从10 min增加到20 min时，Ti3SiC2的纯度提高到75%。Bilge等人[28]在1400 ℃，50 MPa、15 min条件下，用0.2%Al和10%过量Si（均为摩尔分数）的辅助下，用火花等离子烧结1Ti/1Si/2TiC和2Si/3TiC/0.2Al粉末，分别制备了Ti3SiC2和SiC原位增强Ti3SiC2复合材料。结果显示，SiC原位增强Ti3SiC2复合材料比单相Ti3SiC2具有更高的硬度、断裂韧性和耐磨性。

然而，用该种方法制备出来的涂层与基材呈机械结合特征，强度不高，制得的材料表面质量较差，在高温、高压、腐蚀性的环境中难以长久地服役。

4 Ti3SiC2摩擦学性能影响因素

摩擦特性和耐磨性是各种材料作为结构部件候选材料需要表征的两种重要性能，近年来越来越多的研究工作关注Ti3SiC2的摩擦学性能测试。Ti3SiC2作为一种三元层状陶瓷相，其热稳定性差，在与各种对磨件发生摩擦时易产生Ti和Si的氧化物，这些在摩擦界面生成的氧化物容易受到很多因素的影响，包括环境介质、环境温度、滑动速度、载荷大小、对偶件材料等外部因素和晶粒大小等内部因素。因此，研究这些因素对Ti3SiC2相材料摩擦磨损的影响是很有必要的，这对于优化摩擦环境有着很重要的现实指导意义。

4.1 温度

李慧等[48]研究对比了Ti3SiC2/铬镍铁合金718从室温到800 ℃范围内的摩擦磨损性能，图3为Ti3SiC2/铬镍铁合金718摩擦副的摩擦系数随温度的变化趋势。

从图3中可以看出，随着温度从室温升高到800 ℃，摩擦系数从0.71降至0.37，摩擦副在高温下表现出良好的摩擦学性能。而从图4可以看出，Ti3SiC2的磨损率随温度的变化趋势与摩擦系数随温度变化的趋势相同，即磨损率随着温度升高而降低。特别指出的是，在室温和200 ℃较低的温度下，两种情况的Ti3SiC2的磨损率均很高，分别为4×10-3、6×10-3mm3/(N·m)，表现出严重的磨损。当温度继续升高时，磨损率呈现迅速下降的趋势，400 ℃和600 ℃下，其磨损率降低到10-5的数量级，磨损较轻。在800 ℃时未列出磨损率值，表明其几乎没有变化，原因是因为该温度下的摩擦过程中，Ti3SiC2表面发生氧化，质量有所增加，而磨损却造成其质量减少，两者量几近相等，用电子秤称量时质量差与天平精度相当。

由此可知，Ti3SiC2摩擦系数和磨损率随着温度升高，呈现出相似的变化趋势。适中的温度可以使该类材料在拥有最低磨损率的同时，也有着相对较低的摩擦系数，从而减少材料的磨损，延长服役寿命。因此，可以从初始制备粉末配比入手，研究不同粉末配比制得的复合材料在常用工作环境温度下的损耗，这对于材料制备厂商制备高性能复合材料，从而在使役温度条件下长久服役有着很重要的商用意义。

4.2 滑动速度

滑动速度是影响材料摩擦学性能的一个重要因素，在对磨过程中，滑动速度的大小直接影响着摩擦热的产量，热量的多少又会直接影响接触界面的物理化学反应，从而影响到了摩擦系数和磨损率。

Huang等[49]在块盘式球磨机上，研究了Ti3SiC2/低碳钢摩擦副在正应力0.1～0.8 MPa、滑动速度范围为5～60 m/s的试验条件下的摩擦学行为。结果显示，在0.8 MPa压力下，当滑动速度为5 m/s时，摩擦表面几乎没有氧化膜覆盖，之后随着滑动速度逐渐增大，氧化膜覆盖率增加，摩擦系数从0.53减少到0.16，磨损率从0.91×10-6mm3/(N·m)增加到3.75×10-6mm3/(N·m)。这表明试验过程中的摩擦氧化作用使摩擦系数减小，磨损率增大。

肖琪聃等[50]采用无压熔渗烧结措施制备了TiC/Ti3SiC2复合材料，通过在HST-100型载流摩擦磨损试验机上进行摩擦磨损试验，对比研究了在60～90 m/s的不同滑动速度范围内，复合材料的摩擦磨损特性。结果表明，当与HSLA80配副时，TiC/Ti3SiC2的摩擦磨损性能与摩擦速度呈现出一定的相关性：当滑动速度小于80 m/s时，因为摩擦热的作用，摩擦副之间出现了熔融状态的FeTiO3和Fe2.35Ti0.65O4等氧化膜成分，磨损表面呈现犁沟状形貌，磨损机制主要以磨粒磨损、氧化磨损和粘着磨损为主；而当滑动速度超过80 m/s时，摩擦表面氧化膜分布不均匀，呈现峰状，如图5所示，这时主要的磨损机制为氧化磨损和电弧烧蚀磨损。

在各摩擦过程所引起的物理化学反应中，生成的氧化产物对摩擦磨损产生较大的影响，常温下较高的滑动速度，使得接触面氧化反应更容易发生，形成光滑致密的氧化物薄膜，这使得摩擦系数和磨损率保持一个相对较低的稳定值，起到了理想的减摩抗磨作用。

4.3 载荷

载荷的大小对于Ti3SiC2摩擦学性能的影响不如滑动速度的影响大，但仍然不能忽视。Sarkar[51]研究了Ti3SiC2/钢摩擦副的无润滑摩擦磨损性能，用不同荷载对Ti3SiC2进行了微动磨损试验，结果如图6所示。

从所得的实验结果来看，摩擦行为与法向载荷有很大的关系。试验数据表明，在选定的试验参数下，Ti3SiC2/钢对磨的稳态摩擦系数随着荷载从1 N时的0.55增加到6 N时的0.62，当荷载持续增加到8 N时，摩擦系数对应地降低到了0.5，而磨损率呈现增加的趋势。这种现象可解释为：摩擦系数的降低是由于磨损由二体磨损向三体磨损过渡所致，磨损率升高是由于接触面的摩擦化学磨损和塑性变形所引起的损伤所致。

为了更进一步确认分析的结果，用拉曼光谱仪分析了接触面的化学成分，如图7所示。

从得到的拉曼光谱可知，形成了Fe2O3、SiO2和TiO2等氧化物，这印证了之前所说的摩擦表面发生化学氧化反应的猜测。在微动磨损测试中，其化学反应可表示为：

可见，在摩擦过程中施加的接触面载荷较高时，对材料的磨损性能影响程度较大，可以通过使用合金化等方式提高Ti3SiC2材料表面的硬度，增强抵抗塑性变形的能力，有效降低材料在高载荷下因严重塑性变形而引起的剧烈磨损，从而改善材料耐磨性能。

4.4 添加组分的含量

由于硬度低、延展性好，多晶Ti3SiC2材料在工作时磨损质量损失严重，一些文献报道了在Ti3SiC2材料中加入硬质二次相（如Al2O3[43]、TiB2[52]、TiC[53]、SiC[54]、Si[55]、Al[56]、金属酸盐[57-58]等）后，TiB2和TiC具有高硬度、高弹性模量、良好的化学稳定性和导电导热性，且与Ti3SiC2有着非常相似的热膨胀系数，因此通常作为Ti3SiC2基体增强相的理想候选材料。

C.Ghosh等[8]报道了在1250 ℃条件下，采用火花等离子烧结（SPS）工艺制备Ti3SiC2和Ti3SiC2-TiC复合材料。优化了起始粉末混合物中的TiC含量，使所得Ti3SiC2-TiC复合材料保留高达30%的过量TiC作为增强材料。通过X射线衍射分析计算了复合材料中TiC增强体的相含量，研究了Ti3SiC2和Ti3SiC2-TiC复合材料中TiC含量对相对密度、相发展、显微组织、硬度和摩擦磨损性能的影响。测验结果表明，在相同的SPS工艺参数下，随着TiC增强量的增加，烧结复合材料的相对密度降低。当TiC含量较低（10%）时，TiC在复合材料中的分布较为均匀，但在含20%和30%TiC增强的复合材料中，TiC相出现团聚现象。与Ti3SiC2相比，所有Ti3SiC2-TiC复合材料（含10%～30%TiC）显示出更高的硬度和更好的耐磨性，10%TiC增强的复合材料在所研究的组分中表现出最佳的耐磨性。

刘文杨等[55]采用铝粉、硅粉、Ti3SiC2粉为原料，用冷压成形无压燃烧制备了Ti3SiC2增强铝硅基复合材料。结果表明，随着Si粉的加入，复合材料的摩擦系数和磨损率均出现了先降低后升高的趋势。当Si含量为12.5%时，其摩擦系数达到了最低的水平。通过对不同Si添加量的Ti3SiC2/Al复合材料磨损表面进行SEM分析可知，其磨损机制主要为磨粒磨损、疲劳剥落、氧化磨损并存。

Zhang等[59]研究了不同PbO含量的Ti3SiC2/Pb复合涂层体系（TSC(0%PbO)、TSC-5P(5%PbO)、TSC-10P(10%PbO)和TSC-15P(15%PbO)）的摩擦磨损性能，这几种复合涂层体系的摩擦实验结果如图8、图9所示。

可以清楚地看出，在高温（600、800 ℃）下，随着PbO含量的增高，Ti3SiC2/Pb的摩擦系数减小。这可以解释为氧化产物（PbO或Pb3O4）的自润滑效应降低了Pb在滑动表面的摩擦系数，这些摩擦氧化物同时也阻止了晶粒的析出，降低了材料的磨损，提高了复合材料的耐磨性。

综合以上的研究结果来看，初始添加粉末含量对于复合材料的摩擦磨损有着举足轻重的作用：引入添加组分的含量较低时，由于晶粒的弥散强化作用提高了Ti3SiC2及其复合材料的摩擦磨损性能，且在摩擦试验过程中，摩擦表面各种摩擦氧化物的形成更能起到减摩耐磨效果；而过多地引入添加组分，容易导致物相出现团聚现象，硬度降低，减摩耐磨性能反而呈现出下降的趋势。

4.5 对偶材料

由于高温气冷反应堆（HRTs）处于高温、长期高辐照的恶劣环境下，很少有材料能够满足这种工程要求。Ti3SiC2具有优异的抗高温氧化性能和抗辐照性能，是能够应用到高温气冷反应堆（HTRs）轴承部件的潜在功能材料[60]。反应堆轴承经常在低速、短距离、长时间下往复摩擦石墨球，为了证实Ti3SiC2能够在这种条件下应用，Zhu等人[61]在模拟反应器轴承条件下，测试了五种不同表面材料（SiC、Si3N4、Al2O3、GCR15轴承钢和Ti3SiC2）作为对磨配副材料时Ti3SiC2的摩擦学性能。得到的五种试验情况下的摩擦系数、磨损率随时间变化曲线以及磨损轮廓图（图10、图11、图12）。

从图10可以得知，Ti3SiC2所体现出来的摩擦系数与对磨材料有着密切的关系，Ti3SiC2/SiC摩擦副在磨合期（250 s）表现出最低的摩擦系数（0.43），而Ti3SiC2/Ti3SiC2、Ti3SiC2/Si3N4和Ti3SiC2/Al2O3的摩擦副分别显示出1.08、1.17和1.30的高摩擦系数。

综合图11、图12，当Ti3SiC2材料与自身同种材料配副时，其磨损率最高，达到1.87×10-3mm3/(N·m)；与Al2O3、Si3N4材料配副时，其摩损率分别降低到了1.41×10-3、1.02×10-3mm3/(N·m)；与SiC、碳钢对磨滑动时，磨损率更低，分别为2.09×10-4、3.67×10-4mm3/(N·m)。这样的磨损结果与图12的磨损轨迹相对应。这种现象可以解释为：1）当Ti3SiC2自配副时，摩擦表面很少有氧化物产生，导致了高的摩擦系数和高的磨损率。2）与Al2O3配副时，磨损面上有凹坑，增加了滑动阻力，所以摩擦系数较高，而与Si3N4对磨时，观察到的磨损表面相对光滑，探测到的凹坑较少，摩擦系数和磨损率就会减小。3）配副材料是合金钢时，表面产生的Ti、Si、Fe的氧化物以及在摩擦过程中由于剪切应力导致微裂纹的形成，产生了相对适中的摩擦系数和磨损率。4）与SiC配副时，硬度高的SiC颗粒易使得垂直于基面的晶粒发生断裂，并进一步滑移，在磨合期过后，Ti3SiC2材料基面平行于摩擦滑动方向，且磨损表面氧化物含量最高，生成的氧化膜可以防止摩擦副的直接接触，因此导致了最低的摩擦系数和磨损率。

根据以上的分析发现，对偶材料种类也是影响Ti3SiC2润滑摩擦学行为的重要因素之一，不同的配副材料本身的硬度和接触表面粗糙度不同，根据机械嵌合特点，表面粗糙度的差异导致摩擦试验过程中，磨损机理存在较大的差别，从而导致不同的磨损结果。

4.6 润滑环境

Hibi等[62]为了评估Ti3SiC2/SiC复合材料在不同的润滑环境下的摩擦磨损性能，分别在干燥环境、水、乙醇（C2H5OH）等不同润滑条件下，测试了其摩擦系数和磨损率，两者随滑动距离变化的曲线如图13、图14所示。

由图可知，在干燥条件下，摩擦系数达到最大值，然后降至稳定值。在水中，摩擦系数在急剧增加后几乎保持不变。在整个滑动试验中，C2H5OH的摩擦力很小，而从磨损率的曲线图上可以看到，Ti3SiC2/SiC复合材料在润滑条件下（即在流体中）的磨损率低于未润滑条件下的磨损率。Ti3SiC2/SiC复合材料在水中的磨损量为干态磨损量的1/8，而在C2H5OH中磨损量更小，约为干燥条件下磨损量的1/410。可以解释为：在干燥环境下发生了摩擦氧化，形成了Ti和Si的氧化物，这些氧化物形成和去除导致氧化磨损。氧化物优先磨损了复合材料中较软的基体，造成基体的晶粒断裂，由此产生的基质磨屑也起到了磨粒磨损的作用。而在水的润滑下，削弱了造成基体晶粒断裂的破坏性磨损。因此，水环境中的摩擦磨损比干摩擦磨损小。相应地，在乙醇中所发生的晶粒断裂和氧化磨损就轻得多，其摩擦系数和磨损相对更小。

另一方面，Ren等[63]也报道了Ti3SiC2/Si3N4摩擦副在硫酸溶液中的摩擦学行为，并同时比较了在同样条件下的干滑动和蒸馏水中摩擦学行为，硫酸溶液通过消除Ti3SiC2颗粒的退相干作用，在Ti3SiC2上产生相对光滑的磨损表面，浓度越大，其相应的减摩效果也越显著。

总的看来，虽然不同研究者测得的Ti3SiC2及其复合材料在不同环境下的摩擦磨损性能可能存在着具体数值上的差异，然而所表现出来的摩擦学性能规律基本保持一致。在常见干燥或潮湿环境下，Ti3SiC2相的磨损机理主要是机械磨损（晶粒断裂和磨粒磨损等），体现出来的摩擦系数和磨损率相对较高；而在特殊环境下（乙醇或硫酸）的摩擦系数和磨损率却呈现明显下降的趋势，晶粒断裂和表面氧化程度减轻很多，表现出优异的摩擦学性能。

5 结语与展望

综上，本文归纳了Ti3SiC2材料在不同温度、滑动速度、载荷、添加组分含量、对偶材料、润滑环境条件下的摩擦学行为。在温度、速度、载荷较低的情况下，主要表现为晶粒断裂、磨粒磨损等特征，而在温度、速度、载荷较高的情况下，摩擦界面容易形成具有润滑功能的氧化膜，这些氧化膜对于材料起着至关重要的保护作用，有利于降低材料的摩擦系数，但这导致相应接触面的摩擦化学磨损严重，其磨损率却升高。三元层状材料Ti3SiC2在摩擦学领域取得一定的研究成果，然而根据目前的发展状况，Ti3SiC2陶瓷材料仍然存在着一些急需解决的问题：

1）Ti3SiC2的层状特性以及其较低的硬度使得其耐磨性相对于其他材料较弱，如何进一步提高该类型材料的耐磨性能是现阶段研究的重点。

2）多数研究者关注在Ti3SiC2中添加单元增强相的研究，而在添加二元或多元相增强Ti3SiC2复合材料性能研究方面的工作相对较少，所以研究Ti3SiC2与其他多种润滑相的协同作用，从而使得该材料在更宽温域范围以及其他各种严峻工况条件下，具有更优异的摩擦学性能，有着重要的工程意义。

3）目前Ti3SiC2及其复合材料涂层主要是以传统涂层制备方法为主，具有很大的局限性，采用多种工艺结合（如机械合金化+热压反应烧结等）以及新型涂层制备技术（例如激光熔覆、激光合金化、等离子喷涂）制备Ti3SiC2及其复合材料，也是重要的发展方向。