Ti-Al金属间化合物具有密度低,熔点和比强度及比弹性模量高,高温强度和刚度优异,抗蠕变和高温抗氧化性能优异的特点,使其成为航天及发动机耐热件中具有竞争力的优质轻型结构材料。通过在韧性和塑性较好的Ti-6Al-4V基体表面形成Ti₃Al（α₂）和Ti₂AlNb（O）金属间化合物复合涂层,既能克服钛合金抗氧化性能和耐摩擦学性能以及耐腐蚀性能的不足,也能解决其室温塑性、低温冲击性能差的缺点。将Ti、Al粉末和Ti、Al、Nb粉末均匀混合后,在Ti-6Al-4V基体表面通过激光熔覆原位合成Ti₃Al复合涂层以及Ti₂AlNb复合涂层。研究了涂层中相的形成机制以及显微组织对机械性能、高温摩擦学和在3.5 wt.%NaCl溶液腐蚀行为影响。主要研究结果如下:按Ti-35Al（at.%）配比的粉末进行激光熔覆后涂层中形成了Ti₃Al（α₂）相和α-Ti（α）相。涂层在凝固过程中,α₂相形成粗大的初生一次枝晶,α相为快速冷却的针状马氏体组织,附着在一次枝晶上而长大。初生的一次枝晶α₂相与针状马氏体α-Ti相间的比近似6:4,α₂相为硬质脆性相,α相较软充当连接α₂相的介质,涂层中两相的合理配比为涂层提供了适当的韧性和较高的硬度（680 HV）;按Ti-25Al-17Nb（at.%）配比的粉末进行激光扫描后在基体表面形成了基本为O相和少量α₂相的涂层。形成过程为从α₂相中不断析出O相,先析出的O相不断的长大形成了板条状的组织,后析出的O相由于涂层快冷而形成了一种针状的组织。此外,还有部分未转化的α₂相残存于涂层中。涂层中O相具有良好的塑性变形能力。对比研究Ti-6Al-4V基体和Ti₃Al复合涂层在25⁵00℃内的摩擦学性能,发现,涂层与基体的平均摩擦系数基本在0.22至0.37的范围内。此外,由于α₂相的高硬度和高温抗氧化性,在500℃时,Ti₃Al涂层较Ti-6Al-4V基材的磨损率低1.35倍。涂层中α₂相和α相之间配比合理（α₂:α=6:4）,因此在摩擦的过程中涂层具有一定的强度和韧性,涂层未发生脆性剥落;通过研究Ti₂AlNb涂层25⁸00℃内的摩擦学性能,发现在25⁴00℃下摩擦时,涂层在周期性接触应力的作用下发生疲劳剥层磨损,剥落的磨屑又参与到摩擦过程中形成了三体磨粒磨损。随着温度的升高,磨屑颗粒减少使得磨损减弱。在600℃时,摩擦过程中的最低剪切强度降低,因此出现了较深的犁沟,磨损较为严重。在800℃下进行摩擦时,涂层发生了明显的软化蠕动变形,涂层表面生成连续且光滑的TiO₂薄膜具有良好润滑作用,涂层磨损率显著降低。Ti₃Al涂层在3.5 wt.%NaCl溶液中浸泡时,涂层表面形成的TiO₂和Al₂O₃对涂层的溶解具有保护作用,使得涂层的电荷转移电阻R_ct(9.908×10¹¹Ωcm²)较高,大约为基体的3×10⁸倍,涂层表面生成的这层氧化膜可以看作钝化膜,具有良好的耐溶液腐蚀的能力。但TiO₂和Al₂O₃钝化膜分布不连续,钝化膜边缘的α相自腐蚀电位较低,在浸泡过程中被溶解,而形成龟裂纹的腐蚀通道,Cl-沿龟裂纹渗入涂层内部,使得浸泡后期的腐蚀过程加速;Ti₂AlNb涂层在3.5 wt.%NaCl溶液中浸泡时,涂层表面形成了Nb₂O₅、TiO₂和Al₂O₃的钝化膜,这三种氧化物在NaCl溶液中均具有良好的抗点蚀能力。激光原位合成的涂层中基本均为O相,在浸泡过程中涂层各区域电位基本一致,浸泡后期钝化膜被Cl-均匀溶解,未出现晶间腐蚀,涂层耐腐蚀性较强。Ti₃Al和Ti₂AlNb两种金属间化合物复合涂层均可以通过激光原位反应而合成,均较基体具有良好的抗高温氧化性和耐磨性以及耐腐蚀性能。对比两种复合涂层,Ti₃Al复合涂层的硬度和抗压强度较Ti₂AlNb复合涂层优异,而Ti₂AlNb复合涂层的塑韧性、抗高温氧化性、耐磨性及耐腐蚀性较Ti₃Al复合涂层优异。