李立鑫，柳學(xué)全，丁存光，李 一，李 楠，李金普，李發(fā)長

(鋼鐵研究總院 粉末冶金研究室，北京 100081)

隨著現(xiàn)代科學(xué)技術(shù)的發(fā)展, 高性能熱動(dòng)力機(jī)械及高溫傳動(dòng)設(shè)備等部件對(duì)候選材料的要求越來越高，不僅要求材料具有較優(yōu)的耐磨性、抗氧化性和耐腐蝕性，而且要求其具有較好的減摩性能。Cr3C2-Ni金屬陶瓷是一種較理想的耐磨、耐腐蝕材料，具有優(yōu)異的紅硬性和耐蝕性，由于其密度低、強(qiáng)度高和抗氧化，因此可作為摩擦部件[1-5]，廣泛應(yīng)用在航空、航天、電力、冶金等動(dòng)力機(jī)械及高溫傳動(dòng)設(shè)備上，并受到越來越普遍的關(guān)注。然而，Cr3C2-Ni金屬陶瓷雖耐磨、耐腐蝕性能優(yōu)異，但不具備減摩能力，摩擦阻力較大，尤其在高溫、重載等極端服役條件下，極易造成摩擦偶件的快速磨損，甚至導(dǎo)致機(jī)械設(shè)備損壞，嚴(yán)重影響機(jī)械設(shè)備的使用壽命。

近年來，三元層狀陶瓷Ti3SiC2因其獨(dú)特的結(jié)構(gòu)而受到廣泛關(guān)注。Ti3SiC2是一種層狀六方結(jié)構(gòu)化合物，晶體結(jié)構(gòu)為Ti3C2層與Si原子所構(gòu)成的平面層間隔堆垛，屬P63/mmc對(duì)稱的空間群[6]。Ti3SiC2兼具陶瓷和金屬特性，既具有優(yōu)異的抗氧化性、耐腐蝕性，又具有良好的導(dǎo)電、導(dǎo)熱和高溫塑性[7-10]，尤其是其類似石墨的層狀結(jié)構(gòu)，可能具備較好的減摩性能[11-12]。為此，一些學(xué)者進(jìn)行了初步研究，SHI等[13]制備了NiAl基Ti3SiC2復(fù)合材料，高宇等[14]制備了Ti3SiC2增強(qiáng)Al基復(fù)合材料，F(xiàn)AN等[15]制備了含有Ti3SiC2的C/C-SiC復(fù)合材料，均獲得了較好的減摩效果。然而，上述研究均是在室溫條件下進(jìn)行的，而Ti3SiC2具有優(yōu)異的高溫性能，在高溫材料領(lǐng)域的應(yīng)用潛力極大，但目前對(duì)于Ti3SiC2在高溫條件下是否具有減摩性能的研究尚鮮有報(bào)道。

為此，本文作者擬采用粉末冶金工藝將Ti3SiC2引入 Cr3C2-Ni金屬陶瓷中[16]，制備含有 Ti3SiC2的Cr3C2-Ni基新型復(fù)合材料，通過研究其在高溫氧化性環(huán)境中的摩擦磨損性能及Ti3SiC2添加量對(duì)復(fù)合材料摩擦磨損行為的影響，以期研制出新型高性能Cr3C2-Ni基高溫減摩、耐磨材料，并驗(yàn)證Ti3SiC2作為高溫減摩劑的可行性。

1 實(shí)驗(yàn)

1.1 試樣制備

原料粉選用金川集團(tuán)生產(chǎn)的羰基 Ni粉(粒徑 3 μm，純度大于99%)、株洲廣源硬質(zhì)材料有限公司生產(chǎn)的冶金級(jí)Cr3C2粉(粒徑3 μm，純度大于99%)以及實(shí)驗(yàn)室自制 Ti3SiC2粉(粒徑小于5 μm，純度大于98%，主要雜質(zhì)為TiC和TiO，見圖1)。將Ti3SiC2粉分別按0、2.5%、5%、7.5%和10% (質(zhì)量分?jǐn)?shù))的添加量加入已混好的CN20金屬陶瓷粉(含80% Cr3C2粉和20% Ni粉，質(zhì)量分?jǐn)?shù))中，以無水乙醇為介質(zhì)進(jìn)行高能球磨，固液比20:1，球料比10:1，旋轉(zhuǎn)頻率20 Hz，球磨時(shí)間24 h。在預(yù)混粉中加入成形劑后，壓制成密度為4 g/cm3的壓坯，再經(jīng)脫脂、1 320℃真空燒結(jié)100 min后制得試驗(yàn)用試樣，并按Ti3SiC2含量從低到高分別標(biāo)記為CN20、CN20T1、CN20T2、CN20T3和CN20T4。

1.2 摩擦磨損試驗(yàn)

將上述5種試樣加工成d4 mm×12 mm的銷，以淬火GCr15盤(HRC58)為摩擦偶件，在MMU-10G型高溫端面磨損試驗(yàn)機(jī)上進(jìn)行銷-盤接觸式摩擦磨損試驗(yàn)。試驗(yàn)條件如下：溫度400℃，法向載荷200 N，主軸轉(zhuǎn)速200 r/min，磨痕半徑11.5 mm，時(shí)間3 h。試驗(yàn)所得摩擦因數(shù)曲線由試驗(yàn)機(jī)自動(dòng)測量并記錄，磨損率由試驗(yàn)前后的質(zhì)量差與氧化質(zhì)量增益求和后換算出的磨損體積除以正壓力和行程而得。測量前，所有試樣均在無水乙醇中超聲清洗15 min。

1.3 測試與表征

燒結(jié)后試樣的密度和硬度分別采用排水法(GB 03850)和HVS-50Z型維氏硬度計(jì)測量，并采用X’pert Pro MPD衍射儀分析試樣的物相組成。試樣的金相組織、摩擦磨損試驗(yàn)后的摩擦表面及磨屑形貌均采用FEI公司生產(chǎn)的Quanta 650環(huán)境掃描電子顯微鏡分析，以研究其減摩機(jī)理。

2 結(jié)果與討論

2.1 材料的組織成分、密度及硬度

對(duì)所制備的CN20T1、CN20T2、CN20T3和CN20T4復(fù)合材料進(jìn)行XRD物相分析，結(jié)果表明，這些復(fù)合材料均由Cr3C2、Ni及Ti3SiC23種物相組成，所添加的Ti3SiC2在燒結(jié)過程中均未發(fā)生物相變化。其中，CN20T3試樣的XRD譜如圖2所示，成分標(biāo)定顯示，其組織成分中僅含有Cr3C2、Ni及Ti3SiC23種物相，表明已成功制得了含有 Ti3SiC2的Cr3C2-Ni金屬陶瓷基復(fù)合材料。

圖2 CN20T3試樣XRD譜Fig.2 XRD pattern of CN20T3 composite

圖3和表1所示分別為不同Ti3SiC2含量復(fù)合材料的金相照片及密度和硬度。圖3顯示，Ti3SiC2的加入對(duì)CN20金屬陶瓷基體材料的晶粒長大有一定的抑制作用，晶粒明顯變得細(xì)小，但當(dāng)其含量高于5%后，晶粒度基本不再發(fā)生變化；同時(shí)，由表1可以看出，由于Ti3SiC2與Ni浸潤性較差[17]，Ti3SiC2的加入會(huì)降低材料的燒結(jié)性能，導(dǎo)致材料的相對(duì)密度不斷降低，表現(xiàn)在材料的孔隙度隨Ti3SiC2含量的增加而增大。因此，當(dāng)Ti3SiC2的添加量較少時(shí)，其細(xì)晶強(qiáng)化作用使得材料的硬度有所增加，當(dāng)Ti3SiC2的添加量為5%時(shí)，材料的硬度達(dá)到最大值(1 129.31HV)。但是，隨著Ti3SiC2含量的繼續(xù)增加，孔隙度的增大逐漸削弱了細(xì)晶強(qiáng)化的效果，導(dǎo)致了材料硬度的逐漸下降，當(dāng)Ti3SiC2的添加量達(dá)到10%時(shí)，CN20T4的硬度下降顯著，較CN20的硬度降低了30%。

2.2 摩擦學(xué)性能

圖3 不同Ti3SiC2含量復(fù)合材料的金相組織Fig.3 Metallographs of composites with different Ti3SiC2 contents: (a) CN20; (b) CN20T2; (c) CN20T4

表1 不同Ti3SiC2含量復(fù)合材料的密度及硬度Table1 Density and hardness of composites with different Ti3SiC2 contents

圖4 不同Ti3SiC2含量復(fù)合材料的動(dòng)態(tài)摩擦因數(shù)曲線Fig.4 Dynamic COF curves of composites with different Ti3SiC2 contents

圖4所示為不同Ti3SiC2含量復(fù)合材料在400℃下的動(dòng)態(tài)摩擦因數(shù)曲線。由圖4可以看出，添加Ti3SiC2可使材料獲得減摩能力，縮短磨合期。400℃時(shí)，CN20與摩擦偶件GCr15盤之間的摩擦擾動(dòng)較大，摩擦因數(shù)較大，約為0.38；添加Ti3SiC2后，4種復(fù)合材料的摩擦因數(shù)較CN20的均有所降低，擾動(dòng)明顯減小，且穩(wěn)態(tài)摩擦前的磨合期隨Ti3SiC2含量的增加而逐漸縮短，雖然CN20T1和CN20T3材料在試驗(yàn)開始階段的摩擦因數(shù)高于CN20的，但隨著摩擦磨損試驗(yàn)的進(jìn)行，其摩擦因數(shù)曲線均降至CN20曲線以下，最后CN20T1、CN20T2、CN20T3和CN20T4的摩擦因數(shù)分別穩(wěn)定在約0.36、0.32、0.29和0.33，較CN20的摩擦因數(shù)分別下降了5.3%、15.8%、26.3%和13.2%。

表2所列為Ti3SiC2含量對(duì)復(fù)合材料磨損率的影響。由表2可以看出，添加Ti3SiC2后，摩擦副的總磨損率下降了一個(gè)數(shù)量級(jí)，盡管復(fù)合材料自身的表觀磨損率有所增加，但仍處于較低的水平，而GCr15盤的磨損率卻降低了一個(gè)數(shù)量級(jí)，且隨著Ti3SiC2含量的繼續(xù)增加，GCr15盤的磨損率又有一個(gè)數(shù)量級(jí)的下降。但是，Ti3SiC2的添加量不宜過高，否則會(huì)導(dǎo)致復(fù)合材料自身磨損率較大，甚至減摩性能也會(huì)有所下降，如圖4所示。當(dāng)Ti3SiC2含量為10%時(shí)，復(fù)合材料自身的磨損率增加到4.5×10-6mm3/(N·m)，其動(dòng)態(tài)摩擦因數(shù)曲線5也較曲線3和4有所回升。

2.3 減摩機(jī)理分析

圖5所示為不同Ti3SiC2添加量復(fù)合材料的摩擦表面宏觀形貌。由圖5可以看出，在進(jìn)行了3 h的摩擦磨損試驗(yàn)后，CN20摩擦表面出現(xiàn)面積較大的粘附層，而添加Ti3SiC2后，摩擦表面粘附層消失，CN20T1、CN20T2、CN20T3及CN20T4的摩擦表面上僅沿著滑動(dòng)方向出現(xiàn)犁溝，且隨著Ti3SiC2含量的增加，摩擦表面的犁溝逐漸變細(xì)變淺，犁溝效應(yīng)隨之減弱，當(dāng)Ti3SiC2含量達(dá)到10%時(shí)，摩擦表面已較為光滑，犁溝基本消失不見，如圖5(e)所示。

對(duì)摩擦表面形貌進(jìn)行微觀觀察和元素分析發(fā)現(xiàn)，未添加Ti3SiC2的CN20摩擦表面存在明顯的犁溝及塑性變形(見圖6(a))，除含有基體 Ni、Cr、C和氧化引入的O外，其表面粘附區(qū)域還含有大量的Fe元素，表明在400℃高溫氧化性環(huán)境和法向載荷的共同作用下，摩擦偶件GCr15被剪切并轉(zhuǎn)移到CN20表面，發(fā)生焊合粘附，出現(xiàn)嚴(yán)重的粘著磨損，形成大面積的富鐵粘附層，如圖6(a)區(qū)域D所示。這些較軟的富鐵粘附層由于在高溫摩擦磨損過程中不斷發(fā)生焊合、氧化和剝落，且極易被磨屑中的硬質(zhì)相切削、劃傷，在發(fā)生粘著磨損的同時(shí)伴隨著磨粒磨損和磨蝕磨損，因此導(dǎo)致材料的摩擦因數(shù)增大，摩擦因數(shù)波動(dòng)也較大(見圖4)，呈現(xiàn)出如圖6(a)所示摩擦表面的密集犁溝和嚴(yán)重塑性變形。而在磨損方面，盡管CN20摩擦表面上大面積富鐵粘附層的存在使CN20的表觀磨損率變得較小，但由于焊合粘附引起的粘著磨損極大地加劇了摩擦系統(tǒng)的磨損，導(dǎo)致摩擦副的總磨損率最大，摩擦偶件的磨損也最快。加入 Ti3SiC2后，摩擦表面除含有Ni、Cr、Ti、Si、C和O外，僅還含有少量的Fe(見圖6(b)和(c))，圖6(a)中大面積的富鐵粘附層消失，摩擦表面形貌變得較為光滑。由此表明，具有層狀結(jié)構(gòu)的Ti3SiC2在高溫摩擦場的作用下，直接參與了摩擦表面復(fù)雜的理化反應(yīng)，誘發(fā)形成摩擦氧化膜，從而改變了復(fù)合材料的磨損形式[18-22]，也抑制了復(fù)合材料與GCr15的焊合粘附，因此，Ti3SiC2的加入不僅降低了材料的摩擦因數(shù)，避免了摩擦因數(shù)的較大波動(dòng)(見圖4)，而且顯著降低了摩擦副的總磨損率(見表2)。隨Ti3SiC2添加量的不斷增加，復(fù)合材料形成摩擦氧化膜的能力不斷增強(qiáng)，如圖6(b)、(c)、表2和表3所示復(fù)合材料摩擦表面總氧含量逐漸增加，使得復(fù)合材料的減摩能力不斷提高，摩擦因數(shù)隨之降低，也使摩擦偶件GCr15的磨損率由4.4×10-6mm3/(N·m)逐漸下降到9.8×10-7mm3/(N·m)。但是，由于Ti3SiC2與Ni的浸潤性不佳，添加Ti3SiC2會(huì)引起復(fù)合材料燒結(jié)性能的下降，導(dǎo)致Ti3SiC2與金屬陶瓷基體的結(jié)合較差，使摩擦過程中Ti3SiC2易于從摩擦表面脫落[23]，故隨著Ti3SiC2含量的增加，復(fù)合材料的孔隙度及Ti3SiC2從摩擦表面脫落所形成的孔洞也隨之增加，導(dǎo)致摩擦表面的微凹體不斷增多。由于微凹體邊緣應(yīng)力狀態(tài)復(fù)雜，且較為集中，極易作為裂紋源在亞表面形成微裂紋，并在法向載荷作用下沿平行于摩擦表面的方向拓展連接，引起脆性斷裂，以片狀形式從摩擦表面剝落(見圖7和表4)，加之微凹體的出現(xiàn)使得摩擦表面實(shí)際接觸面積減小，在同等法向載荷下的摩擦表面實(shí)際接觸壓強(qiáng)增加，共同加劇了摩擦表面的微切削作用。因此，復(fù)合材料中Ti3SiC2含量的增加會(huì)使摩擦表面微凹體增多，提供了更多的裂紋源，裂紋擴(kuò)展的距離減小，使基體摩擦表面的剝落加速，復(fù)合材料的磨損率隨之增加(見表2)，其片狀磨屑也隨之逐漸變得細(xì)小，如圖7所示。此外，摩擦表面微凹體的存在還破壞了摩擦表面的平整性，使得復(fù)合材料的摩擦因數(shù)在開始階段增大，甚至出現(xiàn)圖4所示曲線2和4在開始階段高于曲線1的現(xiàn)象。不過，隨著摩擦過程的進(jìn)行，摩擦氧化膜逐漸生成，同時(shí)部分微凹體區(qū)域被磨屑填充(如圖6所示G和O等與基體成分差異較大的區(qū)域)，摩擦表面又變得平整，摩擦因數(shù)隨之降低，并趨于平穩(wěn)。但是，如果Ti3SiC2含量過高，復(fù)合材料燒結(jié)性能明顯降低，硬度顯著降低(見表1)，此時(shí)Ti3SiC2含量增強(qiáng)所起到減摩作用的增加已不足以補(bǔ)償基體支撐作用下降而引起減摩作用的下降，復(fù)合材料的摩擦因數(shù)會(huì)有所增大，如圖4所示CN20T4的摩擦因數(shù)比CN20T3的略大。

表2 不同Ti3SiC2含量的復(fù)合材料及其對(duì)摩偶件的磨損率Table2 Wear rates of tribosystems with different Ti3SiC2 contents

圖5 不同 Ti3SiC2含量復(fù)合材料的摩擦表面宏觀形貌Fig.5 Macro-morphologies of friction surfaces of composites with different Ti3SiC2 contents: (a) CN20; (b) CN20T1;(c) CN20T2; (d) CN20T3; (e) CN20T4

總之，Ti3SiC2在高溫摩擦場的作用下能夠誘發(fā)形成摩擦氧化膜，從而改變了 Cr3C2-Ni金屬陶瓷與GCr15鋼摩擦副的摩擦學(xué)行為，賦予Cr3C2-Ni-Ti3SiC2復(fù)合材料良好的高溫減摩性能。Ti3SiC2的添加不僅降低了復(fù)合材料的摩擦因數(shù)，避免了摩擦因數(shù)的較大波動(dòng)，而且顯著降低了摩擦副總的磨損，對(duì)摩擦偶件也有極好的保護(hù)作用。然而，隨 Ti3SiC2含量的增加，Ti3SiC2與Ni浸潤性較差，使摩擦表面微凹體逐漸增多，微切削作用加劇，導(dǎo)致復(fù)合材料自身磨損率增大。因此，實(shí)際應(yīng)用中應(yīng)在Cr3C2-Ni金屬陶瓷基體中添加適量的Ti3SiC2，在不影響基體耐磨性能的同時(shí)獲得一定的減摩性能，以減小摩擦偶件的磨損率。

圖6 不同Ti3SiC2含量復(fù)合材料摩擦表面的微觀形貌Fig.6 Micro-morphologies of friction surfaces of composites with different Ti3SiC2 contents: (a) CN20; (b) CN20T1; (c)CN20T4

表3 不同Ti3SiC2含量復(fù)合材料的摩擦表面的成分Table3 Compositions of friction surfaces of composites with different Ti3SiC2 contents

圖7 不同Ti3SiC2含量復(fù)合材料磨屑的微觀形貌Fig.7 Micro-morphologies of debris of composites with different Ti3SiC2 contents: (a) CN20T1; (b) CN20T4

表4 不同Ti3SiC2含量復(fù)合材料的成分Table4 Compositions of debris of composites with different Ti3SiC2 contents

3 結(jié)論

1) 采用粉末冶金工藝將Ti3SiC2引入Cr3C2-Ni金屬陶瓷中，制備出含有Ti3SiC2的新型Cr3C2-Ni-Ti3SiC2減摩材料，當(dāng)Ti3SiC2含量為7.5%(質(zhì)量分?jǐn)?shù))時(shí)，復(fù)合材料的減摩性能最佳，摩擦因數(shù)僅為0.29。

2) 當(dāng)添加量不高于7.5%時(shí)，Ti3SiC2可以作為高溫減摩劑使用，能在高溫摩擦場的作用下誘發(fā)形成具有良好減摩作用的摩擦氧化膜，使復(fù)合材料的摩擦因數(shù)降低，對(duì)摩擦偶件起到了極好的保護(hù)作用，顯著降低了摩擦副的總磨損率。

3) Ti3SiC2含量的增加會(huì)加劇摩擦表面的微切削作用，導(dǎo)致復(fù)合材料自身的磨損率隨之逐漸增大。當(dāng)Ti3SiC2含量增至10%時(shí)，劇烈的微切削作用使復(fù)合材料減摩性能的下降，故其含量不宜過高。

[1]吳月天.碳化鉻硬質(zhì)合金密封環(huán)的研制[J].流體工程, 1987,11: 32-35.WU Yue-tian.The development of Cr3C2cemented carbide sealing ring[J].Fluid Machinery, 1987, 11: 32-35.

[2]趙志偉, 彭泳丙, 袁海英, 郝春艷, 馬建強(qiáng), 劉亞培, 張靜文.碳熱還原法制備納米碳化鉻粉末及其特性表征[J].中國有色金屬學(xué)報(bào), 2012, 22(7): 2005-2009.ZHAO Zhi-wei, PENG Yong-bing, YUAN Hai-ying, HAO Chun-yan, MA Jian-qiang, LIU Ya-pei, ZHANG Jing-wen.Preparation and characterization of chromium carbide nanopowders produced by carbon thermal reduction[J].The Chinese Journal of Nonferrous Metals, 2012, 22(7): 2005-2009.

[3]JUHANI K, PIRSO J, LETUNOVIT? S, VILJUS M.Phase evolution, microstructure characteristics and properties of Cr3C2-Ni cermets prepared by reactive sintering[J].International Journal of Materials and Product Technology, 2011, 40(1/2):75-91

[4]HUSSAINOVA I, PIRSO J, ANTONOV M, JUHANI K,LETUNOVIT? S.Erosion and abrasion of chromium carbide based cermets produced by different methods[J].Wear, 2007,263(7): 905-911.

[5]?ZER A, KRIVEN W M, TüR Y K.The effect of 3mol% Y2O3stabilized ZrO2produced by a steric entrapment method on the mechanical and sintering properties of Cr3C2based cermets[J].Materials Science and Engineering A, 2012, 556: 878-884.

[6]GAMARNIK M Y, BARSOUM M W.Bond lengths in the ternary compound Ti3SiC2, Ti3GeC2and Ti2GeC[J].Journal of Materials Science, 1999, 34: 169-174.

[7]盧琳琳, 尹洪峰, 袁蝴蝶.Ti3SiC2層狀陶瓷的研究進(jìn)展[J].陶瓷學(xué)報(bào), 2012, 33(2): 226-229.LU Lin-lin, YIN Hong-feng, YUAN Hu-die.Research progress of the layered Ti3SiC2ceramics[J].Journal of Ceramics, 2012,33(2): 226-229.

[8]BARSOUM M W.The MN+1AXNphases: A new class of solids thermodynamically stable nanolaminates[J].Progress in Solid State Chemistry, 2000, 28(3/4): 201-281.

[9]PANIGRAHI B B, REDDY N S, BALAKRISHNAN A, CHO M C, GRACIO J J.Nickel assisted sintering of Ti3SiC2powder under pressureless conditions[J].Journal of Alloys and Compounds, 2010, 505(1): 337-342.

[10]ZHANG H B, BAO Y W, ZHOU Y C.Current status in layered ternary carbide Ti3SiC2—A review[J].Journal of Materials Science and Technology, 2009, 25(1): 1-38.

[11]BARSOUM M W, EL-RAGHY T.Synthesis and characterization of a remarkable ceramic: Ti3SiC2[J].Journal of the American Ceramic Society, 1996, 79(7): 1953-1956.

[12]MYHRA S, SUMMERS J W B, KISI E H.Ti3SiC2—A layered ceramic exhibiting ultra-low friction[J].Materials Letters, 1999,39(1): 6-11.

[13]SHI X L, WANG M, ZHAI W Z, XU Z S, ZHANG Q X, CHEN Y.Influence of Ti3SiC2content on tribological properties of NiAl matrix self-lubricating composites[J].Materials and Design,2013, 45: 179-189.

[14]高 宇, 劉可心, 霍 俊, 李 響, 趙 明.Ti3SiC2增強(qiáng)鋁基復(fù)合材料的摩擦磨損特性研究[J].長春工業(yè)大學(xué)學(xué)報(bào): 自然科學(xué)版, 2010, 31(4): 394-398.GAO Yu, LIU Ke-xin, HUO Jun, LI Xiang, ZHAO Ming.Friction and wear characteristics of Ti3SiC2reinforced aluminum matrix composite materials[J].Journal of Changchun University of Technology: Natural Science Edition, 2010, 31(4): 394-398.

[15]FAN X M, YIN X W, HE S S, ZHANG L T, CHENG L F.Friction and wear behaviors of C/C-SiC composites containing Ti3SiC2[J].Wear, 2012, 274: 188-195.

[16]王常川, 王日初, 彭超群, 馮 艷, 韋小鳳.金屬基固體自潤滑復(fù)合材料的研究進(jìn)展[J].中國有色金屬學(xué)報(bào), 2012, 22(7):1945-1955.WANG Chang-chuan, WANG Ri-chu, PENG Chao-qun, FENG Yan, WEI Xiao-feng.Research progress of metallic solid self-lubricating composites[J].The Chinese Journal of Nonferrous Metals, 2012, 22(7): 1945-1955.

[17]LI H, PENG L M, GONG M, HE L H, ZHAO J H, ZHANG Y F.Processing and microstructure of Ti3SiC2/ M (M=Ni or Co)composites [J].Materials Letters, 2005, 59(21): 2647-2649.

[18]管明林, 翟洪祥, 黃振鶯, 周 煒, 艾明星.Ti3SiC2的高速摩擦特性及摩擦氧化行為[J].北京交通大學(xué)學(xué)報(bào), 2007, 31(1):14-17.GUAN Ming-lin, ZHAI Hong-xiang, HUANG Zhen-ying,ZHOU Wei, AI Ming-xing.High-speed friction characteristics and frictional oxidation behavior of Ti3SiC2[J].Journal of Beijing Jiaotong University, 2007, 31(1): 14-17.

[19]ZHANG Y, DING G P, ZHOU Y C, CAI B C.Ti3SiC2—A self-lubricating ceramic[J].Materials Letters, 2002, 55(5):285-289.

[20]SARKAR D, MANOJ K B V, BASU B.Understanding the fretting wear of Ti3SiC2[J].Journal of European Ceramic Society,2006, 26: 2441-2452.

[21]GUPTA S, BARSOUM M W.On the tribology of the MAX phases and their composites during dry sliding: A review [J].Wear, 2011, 271(9/10): 1878-1894.

[22]REN S F, MENG J H, LU J J, YANG S R.Tribological behavior of Ti3SiC2sliding against Ni-based alloys at elevated temperatures[J].Tribological Letters, 2008, 31(2): 129-131.

[23]GUPTA S, FILIMONOV D, ZAITSEV V, PALANISAMY T,BARSOUM M W.Ambient and 550℃ tribological behavior of select MAX phases against Ni-based superalloys[J].Wear, 2008,264(3/4): 270-278.