原位合成MoSi2/SiC复合材料的组织缺陷

D0I:10.13374/j.issn1001-053x.2001.03.042 第23卷第3期 北京科技大学学报 VoL23 No.3 2001年6月 Journal of University of Science and Technology Beijing June 2001 原位合成MoSi//SiC复合材料的组织缺陷 傅晓伟” 杨王玥) 张来启) 孙祖庆) 朱静) 1)北京科技大学材料科学与工程学院，北京1000832)新金属材料国家重点实验室北京100083 3)清华大学材料科学与工程学院，北京100083 摘要TEM和HREM研究表明，原位合成MoSi,基复合材料的组织中，基体MoS1,中存在较 多的位错，而且尤以MoSi,与SiC的界面处位错最为集中，SC颗粒的内部缺陷的主要形式为孪 晶和层错.纳米力学探针分析表明，MoSi/SiC界面附近存在明显的硬度梯度.在材料制备冷却 过程中，因MoSi,基体与SiC颗粒之间的热膨胀系数(CTE)的差别而导致的其中的残余热应力 是造成上述组织特征的原因， 关健词MoSi-SiC复合材料；原位合成；界面；位错；层错；李晶 分类号TB332;TG148 近十余年来，一类以MoSi2为基本组分的化 反复探索，制备得到以SC颗粒为增强体、分布 合物及其复合材料被认为有希望成为现有结构 均匀、界面洁净的MoSi2/SiC复合材料I1.在 陶瓷的竞争材料，它具有高达2030-2050℃的 此基础上，本文采用纳米力学探针试验机测定 熔点，较低的密度(6.24gcm),极佳的抗氧化能 了不同体积分数的复合材料中MoSi基体与SiC 力，与金属同水平的导热性以及低的热膨胀系 颗粒界面附近的显微硬度随距离的变化规律， 数，可以满足作为高温结构材料的基本要求.在 进而用透射电镜并结合EOL2010F高分辨电 众多的增强体中，SC具有好的化学稳定性，高 镜对原位合成的MoSiz-SiC复合材料的位错 的强度和弹性模量，小的热膨胀系数，高的熔 形貌和界面附近SC颗粒内部微观结构进行了 点，与MoSi2有好的化学相容性和物理相容性， 研究. 同MoSi,一样有好的抗氧化性，因而被认为它 是增强MoSi2最有效的增强体之一.在各种制 1试验材料及方法 备方法中，原位复合工艺制备的复合材料，界面 原位合成MoSi/SiC复合材料用下述工艺 干净，无污染，增强体与基体界面结合较好，受 制得：将Mo粉、Si粉及石墨粉末按比例充分 到了材料科学工作者的广泛重视. 混合后在一定压力下压制成中l6mm×8mm的压 目前对MoSiz基复合材料尤其是原位合成 坯.压坯在500℃去气后，升温至1450℃保温1 MoSi2基复合材料的研究多数集中在材料制备 h,氯气保护.将上述原位合成后的含不同SiC 工艺及有关力学性能上，对组织的研究多集中 体积分数(10%，30%)的压坯破碎以后制粉，再 在金相、SEM及TEM不同层次的形貌观察，而 在氩气保护下热压制得块状原位合成MoSi,/SiC 系统地对界面及精细组织结构研究得较少刀. 复合材料，所用热压工艺为：1740℃×2h× 界面是复合材料特有的而且是极其重要的组成 40 MPa. 部分.界面的结合状态、结合强度、界面相、界面 制成的电镜样品在H-800型透射电镜上进 层厚度、界面层的缺陷等对复合材料的力学性 行形貌观察、选区电子衍射及能谱成分分析，加 能影响很大.本课题组继研究原位合成制备 速电压为200kV.用JE0L-2010F高分辨电镜对 MoSi/SiC复合材料的反应热力学、相析出贯序、 材料的微视结构和界面精细结构进行进一步的 组织演化规律及合成后的组织结构之后，经过 观察研究，操作电压为200kV.采用纳米力学探 收稿日期2001-01-12傅晓伟男，28岁，讲师，博士 针试验机NanoindenterTM I)测量SiC增强相与 *国家自然科学基金0No.59895150-04-02) MoSi基体界面附近不同距离处的显微硬度.试

第 23 卷 第 3 期 2 00 1 年 6 月 北 京 科 技 大 学 学 报 Jo u几 a l fo U n vie rs tiy fo SC le n e e a n d l忱 h n o】哪牙 B jei i n g 、 甸L2 3 N O J J朋 n e 2 00 1 原位合成 M O S z/i SI C 复合材料的组织缺陷 傅晓伟 ” 杨 王明 ” 张来启 ” 孙祖庆 2) 朱 静 ” 1月匕京科技大学材料科学与工程学院 , 北京 10() 0 8 3 2) 新金属材料国家重点实验室月匕京 1 0 0 0 8 3 3 )清华大学材料科学与工程学院 , 北京 10以 )8 3 摘 要 T E M 和 H卫卫M 研究表明 , 原 位合成 M o s i : 基复合材料的组织 中 , 基体 M os 儿中存在较 多的位错 , 而且尤 以 M o s i Z与 S ic 的界面处位错最 为集 中 , S ic 颗粒的内部缺陷的主要形式为孪 晶 和层错 . 纳 米力 学探针分析表明 , M o s i指ic 界 面附近存在 明显的硬度梯度 . 在材料制备冷却 过程 中 , 因 M o S几基体与 is C 颗粒之间的热膨胀系数( C ET )的差别而导 致的其中的残余热应力 是造成上述组织特征 的原 因 . 关健词 M o s i尸SCI 复合材 料 ; 原 位合成 ; 界面 ; 位错 ; 层错 ; 孪晶 分类号 T B 332 ; T G 14 8 近十余年来 , 一类 以 M o S几为基本组分的化 合物及其复合材 料被认为有希望成为现有结构 陶瓷的竞 争材料lest J , 它具有 高达 2 03 0 ~ 2 0 50 ℃ 的 熔 点 , 较低 的密 度 (6 .2 4 留c m 3 ) , 极 佳的抗氧化 能 力 , 与金属 同水 平 的导热性 以及 低的热膨胀 系 数 , 可 以满 足作为高温结构材料 的基本要求 . 在 众 多 的增 强体中 , is C 具有好的化学稳定性 , 高 的强度和 弹性模量 , 小 的热膨胀 系数 , 高 的熔 点 , 与 M os i Z 有好的化学相容性 和物理相容性 , 同 M o is Z 一样 有好的抗氧化性 , 因而被认为它 是 增强 M os i Z 最有效的增强体 之一 在各种制 备方 法 中 , 原位 复合工艺制备的复合材料 , 界面 干净 , 无污染 , 增强体 与基 体界 面结合 较好 , 受 到 了材料 科学工 作者 的广 泛重视 . 目前对 M o is Z 基复合 材料尤其是 原位合成 M os i Z 基复合材 料 的研 究多数集 中在材料 制备 工艺 及有关力学性 能上 , 对组织 的研究 多集 中 在金 相 、 S E M 及 T E M 不 同层 次的形貌观察 , 而 系统地对界面及精 细组织结构研 究得较少 叭 界面是复合材料特有 的而且是极其重要 的组成 部分 . 界面 的结合状态 、 结合强度 、 界 面相 、 界面 层厚度 、 界 面层 的缺陷等对复合材料 的力 学性 能影 响很 大 . 本课题组 继研 究 原位 合成 制 备 M o is 扩is C 复合材料 的反应热力学 、 相析出贯序 、 组织演化 规律及 合成后 的组织结构 之后 , 经过 反复探索 , 制备得 到以 is C 颗粒为增强体 、 分布 均匀 、 界面洁净 的 M o S甄/ is C 复合材料 〔卜`日 . 在 此基 础上 , 本 文采用纳米力学探 针试验机 测定 了 不同体积分数的复合材料 中M os 九基体与 is C 颗粒界 面附近 的显微 硬度随距离 的变化规律 , 进而用透射 电镜 并结合 正O L 一 2 01 0F 高分辨 电 镜对 原位合成 的 M o s i-Z is C 复合材 料的位错 形 貌和界 面附近 is C 颗粒 内部微观结 构进行了 研究 . 收稿 日期 2 0 1刁 1一 12 傅晓伟 男 , 28 岁 , 讲师 , 博士 * 国家 自然科学基金困。 , 59 8 9 5 15 0 · 0 4 一 02 ) 1 试验材料及方法 原 位合成 M o S 讨S IC 复合材料用下述工艺 制得 〔 , l] : 将 M 。 粉 、 is 粉及 石墨粉末 按 比例充分 混合后在一 定压力下压制成拟 6 ~ ` 8 ~ 的压 坯 . 压坯 在 5 0 ℃ 去气后 , 升温 至 1 4 50 ℃ 保温 l h , 氢气保 护 . 将 上述原位合成 后 的含不 同 is C 体积 分数 ( 10% , 3 0% )的压坯破碎 以后制粉 , 再 在氢气保护下热压制得块状原位合成 M os i指 ic 复合材 料 , 所用热 压工艺为 : 1 7 40 ℃ ` Z h ` 4 0 M Pa · 制成 的电镜样 品在 H 一 8 0 型透 射电镜上进 行形貌观察 、 选 区 电子衍射及 能谱成分分析 , 加 速 电压 为 Z o kV , 用 犯O L 一 2 0 10 F 高 分辨 电镜对 材料的微观结构和界面精细结构进行进一步 的 观察研究 , 操作电压为 2 0 kV . 采用纳米力学探 针试验 机伽an of n d e ent 严 l)I 测 量 is C 增 强相与 M o is Z基体界 面附近不 同距离处 的显微硬度 . 试 DOI: 10. 13374 /j . issn1001 -053x. 2001. 03. 042

·250 北京科技大学学报 2001年第3期 验机加载后至压痕为200nm时卸载，同时记录 的，“”代表的斑点是由SiC孪晶衍射产生的. 加载及卸载过程中的载荷一位移曲线，经计算 仔细观察，还可发现SiC颗粒中经常存在黑色 机分析输出硬度结果. 小质点，该质点位于SiC颗粒晶界处，经EDS和 电子衍射证明为MoSiz,这同光学显微镜和SEM 2结果与讨论 的观察结果一致.图3中M代表-SiC基体，SF 透射电镜以及高分辨电镜的研究结果表 代表堆垛层错，T代表孪晶 明，基体MoSi2中有较多的位错，而且尤以MoSi, 与SiC的界面处位错最为集中（图I).除位错外， MoSi,中很少存在其他形式的晶体缺陷.SiC颗 粒的内部缺陷的主要形式为孪晶和层错，在SC 颗粒内部经常可观察到大量孪晶和层错（图2， 图3)，图2为SiC孪晶形貌及其电子衍射花样. 300m 图3SiC中的层错()和李晶b)的REM原子像 图1MoSL中的位错 Fig.3 HREM images of stacking faults (a)and twins(b) Fig.ITEM morphology of dislocation in the matrix MoSi. in the particle Sic (a) 在原位合成复合材料制备的冷却过程中， 由于MoSi,基体与SiC颗粒之间存在着热膨胀 系数的差异而在界面处产生较大的残余应力， 导致SiC颗粒周围产生位错及SiC颗粒中的孪 晶及层错，以协调变形松弛应力. 界面附近的纳米力学探针试验的测定结果 表明（图4），在界面附近，显微硬度随距离有着 明显的梯度变化，从MoSi/SiC界面延伸至 120nm MoSi2基体中，经过一定的距离后MoSi基体内 () 的显微硬度值逐渐衰减到常量.随着MoSi,体 11 111×111 积分数的增加，这种特征愈加明显.这反应了因 热应力造成的应力场所导致的材料硬度的分布 11 规律，进而从另外一个角度验证了上述结论. E=[1I01wI1o], 2.1MoSi,基体中位错缺陷的形成 MoSi,和陶瓷一样在室温下很难通过塑性 变形产生位错，通常表现为脆性断裂.但在材料 图2SC中的李晶形貌及电于衍射花样.(a)明场像；() 高温制备过程中很可能引入位错.由于MoSi2 电子衍射谱；（⊙）衍射请标定 基体和SC颗粒之间的热膨胀系数相差较大 Fig.2 TEM morphology of twins in the particle SiC(a) (1000℃，as-=9.5×10-K-,asc=5.4×10-K-1y回， and EDPS(b),(c) 图2(c)中“，”代表的斑点是由基体SiC衍射产生 致使在热压烧结冷却过程中在SiC颗粒和周围 MoSi,基体之间产生随温度下降而增大的残余

Vol.23 No.3 傅晓伟等：原位合成MoSi/SiC复合材料的组织缺陷 ·251· 4.5 塑性变形的主要方式，提供的变形量大.对于滑 4.0 移系少的金属晶体，在不利的受力情况下不能 3.0 发生滑移而以孪生方式产生变形.孪生本身提 供的变形量很小，主要作用在于改变晶体方位， 2.0 使某些滑移系处于有利的外力方向使之有利于 1.0L 滑移.在金属材料中，如果两相邻滑移面的间距 02 4681012 距离/m 为h,则h/b(b为位错柏氏矢量)值最小的滑移系 日o) 首先被选择，但在陶瓷中由于位错滑移时阳离 4 子之间相互排斥不能接近，因此滑移系不符合 最小准则，这是陶瓷材料难以产生塑性变形的 3 原因.另外多晶体要产生变形而不破坏，至少必 喷 2 004 须5个以上独立的滑移系开动，即Von Mises条 1 件.一般陶瓷晶体结构都较复杂，因而独立滑移 02468101214 距离/μm 系少，这也是陶瓷材料难以产生塑性变形的原 图4SC颗粒附近的显微硬度随离开界面距离的变化 因所在. (a)10%SiC(体积分数)：b)30%SC(体积分数) -SiC是-一种共价键很强的化合物，虽然它 Fig.4 Microhardness vs distance from the particle SiC in 有5个独立的滑移系，但温度必须高于2000℃ the in-situ Mo/SiC composites 才能开动，因此室温高温强度都很高，其室温强 热应力.静态应力在基体中可分解残余应力 度可以保持到1600℃，在高温下也为脆性断裂， 为径向压应力am和切向拉应力o(o二一02)， 很难发生塑性变形.因此当材料制备过程中产 则有下述关系式成立： 生应力（热应力、畸变应力等）和施加外力(40 (a-a)AT o-o1+v.)2E+1-2yw/E,。J: MPa)时，SiC不能通过滑移产生塑性变形，只能 式中，下标p,m分别代表颗粒和基体；aE,v分 形成孪晶和层错来松弛应力协调变形. 复合材料中如果增强体和基体之间的线膨 别代表线膨胀系数、弹性模量和泊松比，△T 胀系数(CTE)相差较大，特别是增强体线膨胀系 T,-T,T,为基体的塑性变形可以忽略的温度， 数明显小于基体时，冷却过程中将出现因过大 T为室温.把cs=9.5×10-6K-,a4sc=4.5× 10-K-1,EMos,=440 GPa,Esc=448 GPa [12,VMos.= 热应力造成的相界面开裂或基体开裂，从而损 sc=0.25和△T=1000K代人上式，可得残余应 害材料的力学性能.SC的线膨胀系数小于 力P=-1616MPa.可见，由于MoSi2和SiC线膨 MoSi2,二者不匹配.但是颗粒增强复合材料的 线膨胀系数不匹配对界面的影响，不像长纤维 胀系数的差异而在界面处产生的残余应力较 大.由于MoSi2的BDTT温度为1000℃，因此当 影响得那么明显.在长纤维增强的复合材料中， 温度高于1000℃时，由于线膨胀系数差异引起 由于CTE的不匹配会导致纤维脱粘或断裂，因 的残余热应力的切应力分量可能会超过MoSi: 此对性能造成不利的影响.而在MoSi,基原位 基体滑移系开始滑动所需要的临界切应力，从 复合材料中，虽然界面两侧材料CTE不匹配会 而导致SiC颗粒周围的MoSi,基体发生塑性变 导致材料冷却后在MoSi,基体内靠近界面处产 形，造成位错增殖. 生残余拉应力，而在SiC内靠近界面处产生残 对于单一MoSi2多晶材料中因解理应力低 余压应力，但因原位复合材料界面为直接的原 于临界分切应力而造成的室温脆性而言，本研 子结合，不存在极脆的SiO2玻璃相，因而在外力 究MoSir-SiC原位复合材料中SiC颗粒周围的 作用下载荷可有效地传递给SiC而不会发生开 MoSi2基体能够发生塑性形变而不产生裂纹，意 裂.这也是该材料室温韧性比单一MoSi2或SiC 味着材料的室温韧性得到了一定程度的改善. 高的原因之一. 2.2SiC颗粒内孪晶和层错的形成 因此，合理的工艺对陶瓷复合材料的组织 金属塑性变形的方式主要有滑移、孪生、晶 性能的影响是至关重要的.已有的MoSi,/SiC复 界滑动和扩散性蠕变等4种.其中滑移是金属 合材料的室温和高温的力学性能测试结果已经

Vb】 一 2 3 N 0 3 傅晓伟等 :原位合成 M os l夕S IC 复合材 料的组织缺陷 4 . 0 辛( a) 璐 叠 3 . 0 “ 侧 ! 馒 2 . 0 卜 心 鹅 。 △ 只 攀 1 唱 , 八 } 1 一 U ` - . es ~ . . ` 月 甲 we 叫 . 叫曰 , , , ~ ~ ~~ , 曰 e .月 , ~ , ~ 曰 ~ , ~~ , ~ ~ ~ J 6 8 1-0 12 距离/卿 5 杯而一一一- 一, 甲 ~ 乙 . 9 - 叼 4 「 侧 } 恻 3 卜 气 征 } _。 叫 , 卜 口 _ , 。 乙 1 . 丫 O 八】 O ` 犷亨育成厂了布辛川4 距离 /四 _ 圈 4 s iC 顺粒附近的显徽硬度随离开界面距离的变化 a( ) 1 0% is C 琳积分数) ; (份 30 % S cl 琳积分数 ) F ig .4 M ic m b o r d n侧招 vs d is t a n ce f址。 . ht e p a rt i c l e S ic in ht e in 甲的加 Mol s iC co m OP s it es 热应力 . 静态应力 氏在 基体中可分解残余应力 为径 向压应 力` 和切向拉应力 hao (晰 一玩刹2 ) , 则有下 述关系式成 立 : 式 中 , 下标 p , m 分 别代表 颗粒和基体 ; a , E , v 分 别代表 线膨 胀 系数 、 弹性模量和 泊松 比 , △ =T 兀一 几 , 兀为基体 的塑性变 形 可 以忽 略 的温度 , 几 为 室 温 . 把 嘛 s 、= 9 . 5 x 1 0 一 ` K 一 , , a s iC = 4 · 5 ` 10 一 ` K 一 , ,凡 。 s 、 = 4 4 0 G P a , sE ic = 4 4 8 G p a [ , , J , 玩 s、 = visc 二 .0 25 和△=T 1OOO K 代人 上式 , 可得 残余应 力 P = 一 1 6 1 6 M P a . 可见 , 由于 M o s i Z 和 S IC 线膨 胀 系数 的差 异而 在 界 面处 产生 的残余应力 较 大 . 由于 M o S几的 B D T T 温度为 1 0 0 ℃ , 因此 当 温 度高于 1 0 0 ℃ 时 , 由于线膨胀 系数 差异引起 的残余热应 力的切应 力分量可 能会超过 M os i Z 基 体滑移 系开始滑 动所需要 的临界切应力 , 从 而 导致 is C 颗粒周 围 的 M o is Z 基体发 生塑性变 形 , 造 成位错 增殖 . 对于单一 M os i Z 多 晶材 料 中因解理 应力低 于临界分切 应力而造 成 的室温脆 性而言 , 本研 究 M o is 二is C 原位 复合材料 中 is c 颗 粒周 围的 M o s iZ基体能够发 生塑性形变 而不产生裂纹 , 意 味着材料 的室温韧 性得到 了一 定程度 的改善 . .2 2 is c 颗粒内孪晶和层错 的形成 金属塑性变形 的方 式主要有滑移 、 孪生 、 晶 界滑动 和扩 散性 蠕变等 4 种 . 其 中滑 移是金属 塑性变形的主要方式 , 提供 的变形 量大 . 对 于滑 移 系少 的金属 晶体 , 在不利 的受力情况 下不 能 发生 滑移而 以孪生方式 产生变形 . 孪生 本身提 供 的变形量很小 , 主要作用在于改变 晶体方位 , 使某些滑移系处 于有 利的外力方 向使 之有利于 滑移 . 在金属材料 中 , 如果 两相邻滑移 面的间距 为 h, 则 hb/ ( b为位错柏 氏矢 量 )值 最小 的滑 移系 首先被选择 , 但在 陶瓷中 由于位错 滑移 时阳离 子之 间相互排斥 不能接近 , 因此滑 移系不 符合 最小准则 , 这是 陶瓷材料难 以 产生 塑性变 形的 原 因 . 另外多 晶体要产生变形 而不破坏 , 至少必 须 5 个 以上独立 的滑移 系开动 , 即、 b n M i s es 条 件一般 陶瓷晶体结构都较复杂 , 因而独立 滑移 系少 , 这 也是 陶瓷材料难 以产 生塑性 变形 的原 因所在 . 卜 S l c 是一种共价键很强 的化合物 , 虽然 它 有 5 个独立 的滑移 系 , 但温度必 须高于 2 0 0 ℃ 才能开动 , 因此室温高温强度都很高 , 其室 温强 度可以保持到 1 6 0 ℃ , 在高温下也为脆性断裂 , 很难发生 塑性 变形 . 因 此当材料制备 过程 中产 生应力 (热应力 、 畸变应力 等) 和施 加外力 (40 M p a) 时 , is c 不 能通过滑移产生 塑性 变形 , 只能 形成孪 晶和层错来松 弛应 力协调变形 . 复合材料 中如果增强体 和基体之 间的线膨 胀系数 (C T E )相差较大 , 特别是增强体线膨胀系 数 明显 小于基体 时 , 冷却过程 中将 出现 因过大 热应力 造成的相界 面开裂或基体 开裂 , 从 而损 害材 料 的力 学 性 能 is C 的线 膨 胀 系数 小 于 M o is Z , 二者不 匹配 . 但是 颗粒增强复合 材料的 线膨胀 系数不 匹配对 界面 的影 响 , 不像 长纤维 影 响得那么明显 . 在 长纤维增强的复合 材料 中 , 由于 C T E 的不匹 配会导 致纤维脱粘 或断裂 , 因 此对 性能造成不利 的影响 . 而 在 M os i Z 基原位 复合 材料 中 , 虽然界 面两侧材料 C T E 不 匹配会 导致材料冷却后在 M os 儿基 体 内靠 近界面处 产 生残余拉应力 , 而在 is C 内靠近界 面处产生 残 余压应力 , 但 因原位复合 材料界面 为直接 的原 子结 合 , 不存在极脆的 51 0 2玻璃相 , 因而在外力 作用下载荷 可有效 地传递 给 is C 而不会发 生开 裂 . 这也是该材料 室温韧性 比单一 M os i Z 或 is C 高的原 因之一 因此 , 合理 的工 艺对 陶瓷 复合材料 的组织 性能 的影 响是 至关重要 的 . 已有 的 M os i Z /is C 复 合材料的室温和 高温的力学性能测试结果 已经

·252· 北京科技大学学报 2001年第3期 表明，原位合成工艺与其他工艺相比，具有更为 A195:65 优越的性能优势 4 Aiken R M,Ceram JR.Structure and Properties of in Situ reinforced MoSi.Eng Sci Proc,1991,12(9-10):1643 3结论 5 Alman DE,Stoloff N S.Preparation of MoSi/SiC Com- posites from Elemental Powders by Reactive Co-syn- (I)TEM和HREM研究结果均表明，基体 thesis.Scri Metall Mater,1993,28:1525 MoSi,中有较多的位错，而且尤以MoSi,与SiC 6 Suzukim M,Nutt S R.Creep Behavior of an SiC-reinfor- ced XDTM MoSi Composite.Mater Sci Eng,1993,A162: 的界面处位错最为集中，SiC颗粒的内部缺陷的 73 主要形式为孪晶和层错. 7 Mitra R,Mahajan Y R,Prasd N E,et al.Processing-micro- (2)由于MoSi2基体与SiC颗粒之间存在着 structure-property Relationships in Reaction Hot-pressed 线膨胀系数(CTE)的差别，因而在材料制备冷 MoSi:and MoSi/SiCp Composites.Mater Sci Eng,1997, 却过程中，在SiC颗粒和MoSi,基体之间产生残 A225:105 余热应力，导致在MoSi2基体内位错产生并增 8 Sun Zuqing,Zhang Laiqi,Yang Wangyue.Criteria of in- situ Synthesize of MoSi-SiC Composite.Acta Metallurg- 殖，在SiC颗粒内部出现孪晶和层错. ica Sinica,1999,35:S393 (3)显微力学探针分析表明，MoSi/SiC界面 9 Zhang Laiqi,Sun Zuqing,Yang Wangyue,et al.Dentifica- 附近，在MoSi2基体一侧，存在明显的硬度梯度， tion and Microstructure of in-situ Synthesized MoSi,-SiC 随距界面距离的增加，硬度值逐渐衰减并趋向 Composite.Acta Metallurgica Sinica,1999,35:S408 一个稳定值.这从另一角度证实了上述结论. 10 Zhang Laiqi,Sun Zuqing,Yang Wangyue,et al.Tnermo- dynamic and Kinetic Analysis of in-situ Synthesized 参考文献 MoSi-SiC Composite.1998,34:1205 1 Sadananda K,Jones H,Feng J.Creep of Monolithic and 11 Zuqing Sun,Laiqi Zhang,Yue Zhang,et al.In Situ Syn- SiC Whisker-reinforced MoSiz.Ceram Eng Sci Proc, thesis and Thermodynamic Analysis of MoSiz-SiC Com- 1991,12(9-10):1671 posite.In:Imam M A et al,eds.The Third Pacific Rim In- 2 Michael J M,Ralph JH.Development of Continuous-fib- ternational Conference on Advanced Materials and Pro- er-reinforced MoSi-base Composites.Mater Sci Eng, cessing.Hawaii,1998,I:305 1992,A155:19 12 Petrovic J J,Bahattacharya A K,Honnell RE,et al.ZrO, 3 Henager C H,Brimhall JL,Brush L N.Tailoring Struc- and ZrO-SiC Particle Reinforced MoSi,Matrix Composi- ture and Properties of Composites Synthesized in Situ tes.Mater Sci Eng,1992,A155:259 using Displacement Reactions.Mater Sci Eng,1995, Microstructure Defects of MoSi2-SiC Composite Synthesized in Situ FU Xiaowei,YANG Wangyue,ZHANG Laiqi,SUN Zuqing,ZHU Jing 1)Material Science and Engineering School,UST Beijing,Beijing 100083,China 2)The State Key Laboratory for Advanced Metals and Materials,Beijing 100083,China 3)Materials school,Tsinghua University,Beijing 100084,China ABSTRACT TEM and HREM observations of the MoSia-SiC composite synthesized in situ reveal that large amounts of dislocations exist in the MoSi,matrix specially near the interfaces between MoSi matrix and the SiC particles,and the SiC particles typically contain defects including twins and stacking faults.Nanoinden- tation investigation shows that there exists a gradient distribution of microhardness near the interface of MoSi/ SiC.The microstructure characters above can be attributed to the residue heat stress due to the CTE discrep- ancy between MoSi/SiC generated in the cooling process of the production. KEY WORDS MoSi-SiC composite;synthesized in situ;interface;dislocations;stacking faults;twins

. 2 52 . 北 京 科 技 大 学 学 报 2 0 1 年 第 3 期 表 明 , 原位合成 工艺 与其他 工艺相 比 , 具有更为 优越 的性 能优势 . 3 结论 (l) 花M 和 H R E M 研 究结果 均表 明 , 基体 M os i Z 中有较多 的位 错 , 而且尤 以 M o S九与 is C 的界 面处位错最为集 中 , SI C 颗粒 的内部缺陷的 主要 形式为孪 晶和层错 . (2 ) 由于 M o s几基体与 is C 颗 粒之 间存在着 线膨胀 系数 ( C TE ) 的差别 , 因而在材料制备冷 却过 程中 , 在 is C 颗粒 和 M os 几基体之 间产生残 余热应力 , 导致在 M o S儿基体内位 错产生并增 殖 , 在 is c 颗粒内部 出现孪 晶和层错 . (3 )显微力 学探针分析表 明 , M o s i指iC 界 面 附近 , 在 M os i Z基体一侧 , 存在 明显 的硬度梯度 , 随距界面距 离 的增加 , 硬 度值逐渐 衰减并趋 向 一个稳定值 . 这从另一 角度证实 了上述结论 . 参 考 文 献 1 S a dan an d a .K J oen s 城 F e明 J . Cr `印 of M o n o l脚 c an d is C 认飞is k e r 州 r e in fo rC ed M o S卜 . Ce ar 山 Egn S d R 6 e , 199 1 , 12 ( 9 ~ 1伪: 16 7 1 2 M i c h朋 I J M , 助IP h J H . E岭v 七1叩 m e n t o f C o n t in u ous 一 ifb · e 卜比访伪r e e d M o S九七朋e C o m P o s i t e s . 加压妞 r s ic E n g , 1992 , A 15 5 : 19 3 H e n a g e r C H , B d m h al lJ L , B ur hs L .N 几i l o irn g s lt ” c - 奴甘e an d P or ep rt i e s o f C o 甘IP o s iet s S脚hlt e s iez d i n s iut u s in g D isP lac em ent Re 朗it osn . M al 比r S c i E n g , 19 95 , A 195 : 6 5 4 A 议e n R M , C e n 刃n J R . S trU c tur e an d P r o pe rt i e s o f in Siut er in fo r e e d M o S几 . 助9 S e i P or c , 199 1 , 1 2 (-9 10) : 1643 S A 加an D 瓦 Sot fo f N S . P r e Par a ti on of M o S习is C C om - po s iet s fr o m E l em e n回 P o w d e sr b y 称 日c t l v e C o . s y n . th e s i s . S icr M e at l l M at e丸 19 3 , 28 : 1 52 5 6 S u uz kl m M , N u t S R . C r e P 价hva l o r o f an s i C 一 er in fo r . c e d X D 下M M o s i Z C o m po s iet . M at e r S c 1E n g , 19 93 , A 162 : 7 3 7 iM atr R, M ha aj an Y ,R P r斑月 N E , et a l . P r co e s is gn · m i c’oI - s 柱u c 饥止e . por P e yrt eR lat l o n s ih P s in R启a c tl on H o t -P r e s s de M o s i : 助d M o S I扩S ICP C o m po s iet s . M at e r S e 1 E n g , 199 7 , A 2 25 : 10 5 8 S un Z u q ign , Z h助g L ia iq , 丫劝g w 如g yU e . C ir te ir a o f i-n s iut s y hnt e s 坛e o f M o s 犯 一 s ic c o m p o s iet · A c at M e at l l雌 · ic a s通c 礼 1999 , 3 5 : 5 39 3 9 Z han g L ia q i , S un uZ q l n g , 丫劝g w 如印用 e , et ia . D e int if e a · it on an d M i c r o 胶ur e加比 o f i-n s如 Sy n ht e s i ez d M o s i Z · SIC C o 侧OP s讹 . A aCt M e at l l u 飞ica s而c氏 1999 , 35 : 5 40 8 10 Z han g L ia iq , S un uz q ign , 丫切g 研a/ n 目用e , et ia . T ne mr 。 - dyn am i c an d K in e t i e nA a ly s is o f i-n s i ut Sy nt h e s iez d M o s i广 S CI C o m po s iet . 199 8 , 3 4 : 12 0 5 n Z uq 吨 S un, Lia中 hZ an g , 丫劝e hZ an g , et al . nI s iut s y -n het s i s an d T五e n n o dyn 吻i e A n a ly s i s o f M o S几 · S IC C om - P o s iet . I n : inI am M A et al , e d s . hT e Th ir d P a c i if c R im I-n t e m at l o n a l C o n fe er n c 眨 。 n A d v an e e d M at e ir ia s an d rP o . ce s s in g . H即胃ia i , 19 98 , I : 3 0 5 12 P e仕o v i c J J , B ah at 切 e h脚 a A .K oH n e l l R E , et ia . Z州〕 2 胡d Z or r s i C P 山七e le eR i n fo cr e d M o s i Z M 川对x C o m P 0 s i · et s . M at e r S c i E n g 公19 92 , A 15 5 : 25 9 M i e or s权u c 仅ir e D e fe c t s o f M o s i Z 一 S IC C o m P o s it e S y n th e s i z e d i n S iut 尸U X 动O we il), YA N G 肠 n岁 ue l), Z月只 N召 aL iq l,) S〔刀v uZ 口葱心 ), Z万 U iJ心 , 1) M at e对a l S c i cen e aD d E n g in e 血g s c h o o l , U S T B e ij in g , B e ij ign l 0 0 0 8 3 , C 树的 a 2 ) Tb e S。吐e K 叮 L at 沁 aort yr for A d v an c e d M e at l s an d M a et r i a l s , B e ij 吨 1 0 00 83 , Ch in a 3) M at e ir ias s c h o l , sT in hg u a U 面 v e 招 iyt, B司吨 10 08 4 , C h in a A B S T R A C T T EM an d H RE M ob s e Vr at ion s o f het M o s i Z一 S IC e o m Po s iet sy n ht e s 讼e d in s iut er v e al ht a t l吨 e am o u n t s o f id s l o e at ion s e 劝st in het M o S几m at ir x s pe e ial ly n e ar het Int e 到盏c e s b e 七邢e en M o s i : m a itr x an d ht e S IC P翻rt l c l e s , a n d ht e S IC P即rt l c l e s yt Pi e a lly e o ln at in de fe e st in e l u d i n g wt in s an d s at c恤9 fa u lt s . N an o in d e n - 切 t i o n in v e s it g a t lon hs ow s ht a t ht e r e e x i s st a gr a d 1 e n t d i s itr b u t 1on o f m 1 e r o h ar dn e s s n e ar ht e int e r fa e e o f M o S i扩 S IC . hT e m i e r o s lt u c 权甘 e e h ar ac t esr a bo v e e an b e a t ir b ut e d ot ht e r e s id ue he at s etr s s du e ot ht e C T E id s c r e P - an e y b e wt e en M O S i扩S IC g e n e r at e d i n ht e e o o li n g Por e e s s o f het Pr o du c it on . K E Y W O R D S M o s i Z一 S IC e o m P o s iet ; s y n1 hL e s i z e d i n s iut ; int er fac e ; id s l o c iat on s ; s at c 义的9 fa u lst : wt in s