第13卷第4期 中国有色金属学报 2008年8F Vol 13 No. 4 The Chinese joumal of Nonferrous Metals Aug. 2003 文章编号:1004-0609(2003)04-0811-16 FeAl金属间化合物基复合材料的研究进展 汤文明,唐红军,郑治祥,爆福,吕,刘君武 (合肥工业大学材料科学与工程学院,合肥20009 摘要:对FeAl金属间化合物基复合材料及相关领域的研究现状进行了综合评述。着重介绍了增强相与基体界 面的相容性、连续纤维及颗粒增强FeAl金属间化合物基复合材料的制备工艺和弥散强化F←A金属间化合物基 纳米复合材料的合成与烧结,以及FeAl金属间化合物基复合材料的力学性能等方面取得的研究成果。并就目前 研究的不足以及该研究领域的发展方向提出了一些看法 关键词:FeA金属间化合物;复合材料:纳米材料;机械合金化;力学性能 中图分类号:TG13 文献标识码:A 金属间化合物强度高,抗氧化和抗硫化腐蚀性看法。 能优良,优于不锈钢和钴基、镍基合金等传统的高 温合金,而其韧性又高于普通的陶瓷材料,因此金1增强相与基体界面的相容性 属间化合物被公认为是航空材料和高温结构材料领 域内具有重要应用价值的新材料1。富Fe的Fe 增强相与基体良好的物理和化学相容性是金属 A金属间化合物具有DO3和B2种有序结构,其中间化合物基复合材料设计的基本要求。由于金属间 室温下A含量(摩尔分数在225%-3%范围内化合物基复合材料构件在使用过程中需经历从室温 为DO3结构,即Fe3A结构;A含量在33%~51% 到服役温度很多次的循环往复,因此增强相与基体 范围内为B结构,即FeAl结构。尽管FA金属之间热膨胀系数的良好匹配是必须的。金属间化合 间化合物的研究起步较晚,但因为FA金属间化物基复合材料中的增强相主要是一些硬的陶瓷相 合物包含Fe,A2种普通金属元素,不含或少含战陶瓷相的热膨胀系数普遍低于金属间化合物(见表 略性合金元素(如NiCr等),原料成本远低于T+1)。增强相与基体之间热膨胀系数的失配对复合材 Al,NA金属间化合物,而其抗硫化腐蚀性能又高 表1几种金属间化合物及 于后者,因此近年来受到了广泛的关注。但制约 陶瓷增强相的室温热膨胀系数 FAl金属间化合物发展及应用的2个关键问题 Table 1 Coefficients of thermal expansion(a) of 室温脆性及600℃以上强度和蠕变抗力急剧降 several intermetallics and ceramic reinforcements 低,至今仍没有得到很好的解决 at oom temperature 0-12) 在FeAl金属间化合物基体中加入连续或非连 Ca甲 and a/(10-6c-)‖ Compoun a/(o-6℃-) 续的增强相,如AO3、SiC、TiB2等陶瓷或W、Mo Nb等难熔金属的长(短)纤维、颗粒、晶须等,制备 FeAl FeAl金属间化合物基复合材料,可望克服FeAl金 属间化合物上述性能缺陷{8明。近年来,人们在Fe Be A金属间化合物基复合材料及相关领域已取得了 相当多的研究成果,作者对此进行了综合评述。重 kZN, Crc 点介绍在复合材料设计及制备技术、纳米复合材料 及其力学性能等方面的最新研究成果,并就目前该 13.8 研究中存在的问题以及今后的发展方向提出了一些 ①基金项目:南京工业大学无机及其复合新材料重点实验室资助项目(K50066 收稿日期:2m2-09-2;修订日期:002-10-28作者简介:汤文明(1969-,男,博士,副教授 1联系个汤文照博电话:05上地中se.Allrightsreserved.htp/www.cnkinet
第13 卷第4 期 Vol. 13 No. 4 中国有色金属学报 The Chinese Journal of Nonferrous Metals 2003 年 8月 Aug. 2003 文章编号: 1004 0609( 2003) 04 0811 16 Fe-Al 金属间化合物基复合材料的研究进展 汤文明, 唐红军, 郑治祥, 丁厚福, 吕 , 刘君武 ( 合肥工业大学 材料科学与工程学院, 合肥 230009) 摘 要: 对 Fe-Al 金属间化合物基复合材料及相关领域的研究现状进行了综合评述。着重介绍了增强相与基体界 面的相容性、连续纤维及颗粒增强 Fe-Al 金属间化合物基复合材料的制备工艺和弥散强化 Fe-Al 金属间化合物基 纳米复合材料的合成与烧结, 以及 Fe-Al 金属间化合物基复合材料的力学性能等方面取得的研究成果。并就目前 研究的不足以及该研究领域的发展方向提出了一些看法。 关键词: Fe-Al 金属间化合物; 复合材料; 纳米材料; 机械合金化; 力学性能 中图分类号: TG 132 文献标识码: A 金属间化合物强度高, 抗氧化和抗硫化腐蚀性 能优良, 优于不锈钢和钴基、镍基合金等传统的高 温合金, 而其韧性又高于普通的陶瓷材料, 因此金 属间化合物被公认为是航空材料和高温结构材料领 域内具有重要应用价值的新材料 [ 1 4] 。富 Fe 的 FeAl 金属间化合物具有DO3 和B2 2 种有序结构, 其中 室温下 Al 含量( 摩尔分数) 在 22. 5% ~ 33% 范围内 为DO3 结构, 即 Fe3Al 结构; Al 含量在 33% ~ 51% 范围内为 B2 结构, 即FeAl 结构 [ 5] 。尽管Fe-Al 金属 间化合物的研究起步较晚, 但因为 Fe-Al 金属间化 合物包含 Fe, Al 2 种普通金属元素, 不含或少含战 略性合金元素( 如 Ni, Cr 等) , 原料成本远低于T-i Al, N-i Al 金属间化合物, 而其抗硫化腐蚀性能又高 于后者, 因此近年来受到了广泛的关注[ 6] 。但制约 Fe-Al 金属间化合物发展及应用的 2 个关键问题 室温脆性及 600 以上强度和蠕变抗力急剧降 低[ 7] , 至今仍没有得到很好的解决。 在Fe-Al 金属间化合物基体中加入连续或非连 续的增强相, 如Al2O3、SiC、TiB2 等陶瓷或W、Mo、 Nb 等难熔金属的长( 短) 纤维、颗粒、晶须等, 制备 Fe-Al 金属间化合物基复合材料, 可望克服 Fe-Al 金 属间化合物上述性能缺陷[ 8, 9] 。近年来, 人们在FeAl 金属间化合物基复合材料及相关领域已取得了 相当多的研究成果, 作者对此进行了综合评述。重 点介绍在复合材料设计及制备技术、纳米复合材料 及其力学性能等方面的最新研究成果, 并就目前该 研究中存在的问题以及今后的发展方向提出了一些 看法。 1 增强相与基体界面的相容性 增强相与基体良好的物理和化学相容性是金属 间化合物基复合材料设计的基本要求。由于金属间 化合物基复合材料构件在使用过程中需经历从室温 到服役温度很多次的循环往复, 因此增强相与基体 之间热膨胀系数的良好匹配是必须的。金属间化合 物基复合材料中的增强相主要是一些硬的陶瓷相, 陶瓷相的热膨胀系数普遍低于金属间化合物( 见表 1) 。增强相与基体之间热膨胀系数的失配对复合材 表 1 几种金属间化合物及 陶瓷增强相的室温热膨胀系数[ 10 12] Table 1 Coefficients of thermal expansion ( ) of several intermetallics and ceramic reinforcements at room temperature [ 10 12] Compound / ( 10 - 6 - 1 ) Compound / ( 10 - 6 - 1 ) Fe3Al 12. 5 TiN 9. 3 FeAl 21. 8 AlN 5. 1 Ni3Al 11. 0 Si3N4 2. 7 NiAl 15. 1 SiC 4. 8 Ti3Al 10. 1 B4C 4. 5 TiAl 11. 0 TiC 7. 7 Al 2O3 9. 4 ZrC 7. 5 t- ZrO2 12. 8 Cr 3C2 11. 7 Y2O3 9. 3 VC 7. 3 MgO 13. 8 ZrB2 5. 5 HfO2 5. 8 TiB2 8. 1 基金项目: 南京工业大学无机及其复合新材料重点实验室资助项目( KJS02066) 收稿日期: 2002 09 28; 修订日期: 2002 10 28 作者简介: 汤文明( 1969 ) , 男, 博士, 副教授. 通讯联系人: 汤文明, 博士; 电话: 0551 2901372; E mail: wmt ang@ hfut. edu. cn
中国有色金属学报 2008年8月 料界面结构和性能影响明显。那些热膨胀系数相差 表2陶瓷增强相与Fe-AI金属间 很小的陶瓷/金属间化合物系统(如+ZO2/NiAD有 化合物界面的化学相容性6B-21 很高的物理相容性,相应地,这种金属间化合物基 Table 2 Interfac ial chemical stabilities of 复合材料具有比较高的强度和韧性。含体积分数 ceramic reinforcement/ FeAl intermetallic 15%+ZO2颗粒的NAl基复合材料的弯曲强度和 systems6,13-21 断裂韧性分别高达735MPa和11.3MPam。但 Svstem Reinforcement 当增强相与基体热膨胀系数失配较大时,环境温度 SiC. B: C. Si N4. Salon. B. C Weak read ion 的变化在增强相与基体界面产生较大的应力集中, TiC, TiB, TiN, ZrB VC, WC, AlO3 AHO, ZO,, MgO, YO3 有可能导致在基体中形成裂纹,甚至开裂 由于金属间化合物基复合材料在使用过程中要2复合材料制备技术 经历长时间的高温处理过程,在高温状态下,增强 相在基体中的大量溶解或与基体的激烈反应不仅会 连续长纤维增强的金属间化合物基复合材料主 导致增强相的损失,同时也会造成复合材料成分的 变化及性能的变化。因此增强相与基体界面的化学要采用压力铸造、液体渗透等液态成形工艺和热 相容性是一个极为重要的问题。反应热力学理论计压、箔纤维(箔叠法)及粉末布技术等固态成形 工艺制备。非连续增强的金属间化合物基复合材料 算通常被用于选择增强相,但这些计算通常仅局限 于固相反应过程,而且是反应产物为二元化合物的 的制备工艺有很多种,主要包括熔铸、无压渗透等 的液态成形工艺以及粉末共混成形、机械合金化、反 简单反应(因为三元或多元化合物的热力学数据极 其有限)。为弥补热力学计算的局限性,适当的 应固化等固态工艺。 实验研究对于确定增强相与基体界面的化学相容性 是必要的。由表2可知,增强相/FeAl金属间化合 2.1连续纤维增强复合材料 物复合系统有不反应系统、弱反应系统和反应系统 由于金属间化合物的熔点很高,采用液态工艺 成形有较大的难度,因此这方面的报道较少。Nour 3种不同的类型。对于反应系统,强的界面反应形 bakhsh等2采用压力铸造工艺,将 NiAl, NiA 成大量的反应产物,往往降低增强相与基体界面结 合强度;而在无反应系统中,增强相与基体界面结 Tl等金属间化合物的熔体渗透入AbO3或AbO 合很弱,增强相与基体界面结合强度也很低。只有 κ纤维中制造连续纤维增强金属间化合物基复 在弱反应系统中,适度的界面反应使增强相与基体 合材料。 Crimp2采用独特的液态渗透工艺,首先 界面具有较强的结合力。因此,以增强相与基体良将FeA, FecrAlY金属间化合物粉末填充在多股 好的界面化学相容性为出发点,选择TC、TiB2 AO3纤维束,加热熔化后金属液渗入纤维束中, TN、ZB等与基体发生弱化学反应的化合物作为制备连续纤维增强FeAl基复合材料。增强纤维均 制造FA金属间化合物基复合材料的增强相是合匀地分布于基体中,没有发生明显的损伤 适的。值得注意的是,增强相与基体界面的化学相 Hu等采用热压工艺制造AbO3纤维增强N 容性不仅与系统的组成有关,还与复合材料的成分 金属间化合物基复合材料。在热压过程中,发生 及成形工艺参数(如温度,添加剂等)相关。例如,N原子向纤维极弱的扩散,在界面的局部区域形成 在热压条件下AO3与FeA金属间化合物不反应 20m厚的薄膜。Daer等采用热压法制备 AbO3纤维增强F←40Al基复合材料。经1227℃,20 属于不反应系统2,但在用熔铸法制备AlO/F h热处理后,该复合材料界面平滑而“干净”,无任 N金属间化合物基复合材料时,FeN金属间化合何反应发生。lme等叫先将纯Fe,A粉按Fe=40A1 物与AlO3发生微弱的反应,形成几个微米的界面 的成分配制,混匀后在乙醇中制成料浆,再将连续 过渡层,而且基体加入某些合金化元素(如Nb,B)AbO3纤维浸在料浆中,然后将纤维单向平铺于热 对这一反应起催化促进作用,因此它又属于弱压模中,在2层纤维之间注入料浆,如此堆叠制成 反应系统。AO3与FeA金属间化合物有良好的界预制件(图1)。预制件干燥后热压成形,热压轴的 面物理、化学相容性,而且品种齐全、价格低、粒方向与纤维方向垂直。在热压过程中,Fe与A反 度等级齐全,是FA金属间化合物基复合材料研应形成晶粒细小的金属间化合物,并与体积分数 制中最常用的增强相材料 emic Journal Electronic Publi的A上Q纤维构成复合材料,该复合材料有很
料界面结构和性能影响明显。那些热膨胀系数相差 很小的陶瓷/ 金属间化合物系统( 如 t-ZrO2/NiAl) 有 很高的物理相容性, 相应地, 这种金属间化合物基 复合材料具有比较高的强度和韧性。含体积分数 15% t-ZrO2 颗粒的 NiAl 基复合材料的弯曲强度和 断裂韧性分别高达735 MPa 和11. 3 MPam 1/ 2[ 13] 。但 当增强相与基体热膨胀系数失配较大时, 环境温度 的变化在增强相与基体界面产生较大的应力集中, 有可能导致在基体中形成裂纹, 甚至开裂。 由于金属间化合物基复合材料在使用过程中要 经历长时间的高温处理过程, 在高温状态下, 增强 相在基体中的大量溶解或与基体的激烈反应不仅会 导致增强相的损失, 同时也会造成复合材料成分的 变化及性能的变化。因此增强相与基体界面的化学 相容性是一个极为重要的问题。反应热力学理论计 算通常被用于选择增强相, 但这些计算通常仅局限 于固相反应过程, 而且是反应产物为二元化合物的 简单反应( 因为三元或多元化合物的热力学数据极 其有限) [ 14] 。为弥补热力学计算的局限性, 适当的 实验研究对于确定增强相与基体界面的化学相容性 是必要的。由表 2 可知, 增强相/Fe-Al 金属间化合 物复合系统有不反应系统、弱反应系统和反应系统 3 种不同的类型。对于反应系统, 强的界面反应形 成大量的反应产物, 往往降低增强相与基体界面结 合强度; 而在无反应系统中, 增强相与基体界面结 合很弱, 增强相与基体界面结合强度也很低。只有 在弱反应系统中, 适度的界面反应使增强相与基体 界面具有较强的结合力。因此, 以增强相与基体良 好的界面化学相容性为出发点, 选择 TiC、TiB2、 TiN、ZrB2 等与基体发生弱化学反应的化合物作为 制造 Fe-Al 金属间化合物基复合材料的增强相是合 适的。值得注意的是, 增强相与基体界面的化学相 容性不仅与系统的组成有关, 还与复合材料的成分 及成形工艺参数( 如温度, 添加剂等) 相关。例如, 在热压条件下Al2O3 与Fe-Al 金属间化合物不反应, 属于不反应系统[ 22] , 但在用熔铸法制备 Al2O3/FeAl 金属间化合物基复合材料时, Fe-Al 金属间化合 物与Al2O3 发生微弱的反应, 形成几个微米的界面 过渡层, 而且基体加入某些合金化元素( 如 Nb, B) 对这一反应起催化促进作用[ 19] , 因此它又属于弱 反应系统。Al2O3 与 Fe-Al 金属间化合物有良好的界 面物理、化学相容性, 而且品种齐全、价格低、粒 度等级齐全, 是 Fe-Al 金属间化合物基复合材料研 制中最常用的增强相材料。 表 2 陶瓷增强相与 Fe-Al 金属间 化合物界面的化学相容性[ 6, 13 21] Table 2 Interfacial chemical stabilities of ceramic reinforcement/ Fe-Al intermetallic systems [ 6, 13 21] System Reinforcement Reaction SiC, B4C, Si3N4, Sialon, B, C Weak- reaction TiC, TiB2, TiN, ZrB2, VC, WC, Al2O3 Non-reaction Al2O3, ZrO2, MgO, Y2O3 2 复合材料制备技术 连续长纤维增强的金属间化合物基复合材料主 要采用压力铸造、液体渗透等液态成形工艺和热 压、箔 纤维 箔( 箔叠法) 及粉末布技术等固态成形 工艺制备。非连续增强的金属间化合物基复合材料 的制备工艺有很多种, 主要包括熔铸、无压渗透等 液态成形工艺以及粉末共混成形、机械合金化、反 应固化等固态工艺。 2. 1 连续纤维增强复合材料 由于金属间化合物的熔点很高, 采用液态工艺 成形有较大的难度, 因此这方面的报道较少。Nourbakhsh 等[ 23] 采用压力铸造工艺, 将 Ni3Al, NiAl, TiAl 等金属间化合物的熔体渗透入 Al2O3 或 Al2O3- ZrO2 纤维中制造连续纤维增强金属间化合物基复 合材料。Crimp [ 24] 采用独特的液态渗透工艺, 首先 将 FeAl, FeCrAlY 金属间化合物粉末填充在多股 Al2O3 纤维束, 加热熔化后金属液渗入纤维束中, 制备连续纤维增强 FeAl 基复合材料。增强纤维均 匀地分布于基体中, 没有发生明显的损伤。 Hu 等 [ 25] 采用热压工艺制造 Al2O3 纤维增强 N-i Al 金属间化合物基复合材料。在热压过程中, 发生 Ni 原子向纤维极弱的扩散, 在界面的局部区域形成 5~ 20 nm 厚的薄膜。Draper 等 [ 22] 采用热压法制备 Al2O3 纤维增强Fe-40Al 基复合材料。经1 227 , 20 h 热处理后, 该复合材料界面平滑而 干净, 无任 何反应发生。Inoue 等[ 15] 先将纯Fe, Al 粉按 Fe-40Al 的成分配制, 混匀后在乙醇中制成料浆, 再将连续 Al2O3 纤维浸在料浆中, 然后将纤维单向平铺于热 压模中, 在 2 层纤维之间注入料浆, 如此堆叠制成 预制件( 图 1) 。预制件干燥后热压成形, 热压轴的 方向与纤维方向垂直。在热压过程中, Fe 与 Al 反 应形成晶粒细小的金属间化合物, 并与体积分数 10%的 Al2O3 纤维构成复合材料。该复合材料有很 812 中国有色金属学报 2003 年 8月
第13卷第4期 汤文明,等:FA金属间化合物基复合材料的研究进展 高的断裂强度(图2)。 贵等采用类似箔叠法的工艺制备连续Ti纤维增 强TiA基复合材料。该复合材料采用真空热压工艺 (1200℃,10MPa,2.5h,真空度1.3×102Pa)固 化成形。为抑制热压成形过程中Ti与TiAl基体的 反应,先采用物理气相沉积法在Ti纤维表面涂覆 ●●●●●●● Model 2.5ψm厚的AhO3或Y2O3涂层。复合材料具有较高 的弯曲强度,但弯曲挠度变化不大(表3)。 ●●●●●●●● 表3TiAl及连续T纤维增强TiAl基 ●●●●●●●● 复合材料的弯曲性能 ●●。●●●●● Table 3 Bending properties of TiAl and ●●●●。●●● Ti continuous fiber re inforced TiAl matrix composit e 27) Al2O3 fiber Material Bending deflection/ 图1连续AO3纤维/FeA基复合材料预 制件制备工艺示意图 TiTiAl Fig. 1 Schematic diagram of fabrication of Ti(Y 03)/Ti 0.35 AlO3 fiber reinforced FeAl Ti(ALO3)/TiA 36 matrix composite perform 2000 然而,除少数几种金属间化合物(如TiA)外, Fe-40A1-0.1B/ 0%AL]O3 fiber 大多数的金属间化合物由于塑性较差,箔的制造有 l500 10%Al2O3 fiber 相当大的难度。为解决这个问题,人们发明了一种 Fe-40A 金属间化合物箔的替代品,即粉末布。粉末布的制 造是首先将预合金化的粉末和有机粘结剂及润湿剂 混合,当绝大多数的润湿剂蒸发后,再将如同面团 般粘稠的混合物压成薄膜(粉末布)9。粉末布工艺 Fe-40Al-ISi/ 最大的缺点是在复合材料的烧结固化过程中有机粘 l500 10%Al203 fibe 结剂难以完全排除。 Fe-40A1-3Si/ 不论是采用液态成形工艺还是固态成形工艺制 10%Al2O3 fiber 造连续纤维增强金属间化合物基复合材料,纤维与 Fe-40A1-5Si/ 10%Al2O3 fiber 基体热膨胀系数的不匹配、纤维与基体的润湿性及 界面结合、纤维与纤维之间残留气孔以及纤维与基 1500 2000 体的界面反应等,都是影响复合材料结构和性能的 Crosshand displacement/um 重要因素,必须引起足够的关注 图2连续AO3纤维/Fe4l基复合材料的断裂强度山 Fig. 2 Fracture strength of Al2O3 fibre 2.2颗粒增强复合材料 reinforced FeAl matrix composite i5 液态成形工艺具有工艺简单、制造成本低且易 于制备大尺寸零部件的优点,是制备非连续增强金 箔纤维-箔(箔叠法)是制造连续纤维增强金属属基复合材料最常采用的方法之一。薛烽 基复合材料的一种常用工艺。美国 Textron特种材用熔铸法制造了增强相分别为SiC,AlO3,TiB2颗 料公司刂用箔叠法成功地制造出 SCSt- sic纤维/T+粒(摩尔分数为5%)的3种F284H5Cr基复合材 24A4+1lNb金属间化合物基复合材料。在该复合材料。AO3颗粒在Fe3Al中有很好的化学稳定性 料制备过程中,金属间化合物首先被制成箔状,再TiB2颗粒与基体发生部分反应,而SC颗粒与基体 在2层金属间化合物箔之间铺上连续纤维的编制反应严重。复合材料的高温强度均比基体有较大幅 物、最后采用热等静压工艺将其固化成形何最度的操高6C服强度提高360%,m0
高的断裂强度( 图 2) 。 图 1 连续Al2O3 纤维/ FeAl 基复合材料预 制件制备工艺示意图 Fig. 1 Schematic diagram of fabrication of Al2O3 fiber reinforced FeAl matrix composite perform 图 2 连续 Al2O3 纤维/ FeAl 基复合材料的断裂强度[15] Fig. 2 Fracture strength of Al2O3 fibre reinforced FeAl matrix composite [ 15] 箔 纤维 箔( 箔叠法) 是制造连续纤维增强金属 基复合材料的一种常用工艺。美国 Textron 特种材 料公司[ 9] 用箔叠法成功地制造出 SCS6-SiC 纤维/T-i 24A-l 11Nb 金属间化合物基复合材料。在该复合材 料制备过程中, 金属间化合物首先被制成箔状, 再 在2 层金属间化合物箔之间铺上连续纤维的编制 物, 最后采用热等静压工艺将其固化成形[ 26] 。何显 贵等[ 27] 采用类似箔叠法的工艺制备连续Ti 纤维增 强TiAl 基复合材料。该复合材料采用真空热压工艺 ( 1 200 , 10 MPa, 2. 5 h, 真空度1. 3 10 - 2 Pa) 固 化成形。为抑制热压成形过程中 Ti 与 TiAl 基体的 反应, 先采用物理气相沉积法在Ti 纤维表面涂覆 2. 5 m 厚的Al2O3 或Y2O3 涂层。复合材料具有较高 的弯曲强度, 但弯曲挠度变化不大( 表 3) 。 表 3 TiAl 及连续 Ti 纤维增强TiAl 基 复合材料的弯曲性能[ 27] Table 3 Bending properties of TiAl and Ti continuous fiber reinforced TiAl matrix composite [ 27] Mat erial Bending strength/ MPa Bending deflection/ mm TiAl 450 0. 40 Ti f /TiAl 449 Ti(Y2O3 ) f /TiAl 562 0. 35 Ti(Al 2O3 ) f /TiAl 573 0. 36 然而, 除少数几种金属间化合物( 如 Ti3Al) 外, 大多数的金属间化合物由于塑性较差, 箔的制造有 相当大的难度。为解决这个问题, 人们发明了一种 金属间化合物箔的替代品, 即粉末布。粉末布的制 造是首先将预合金化的粉末和有机粘结剂及润湿剂 混合, 当绝大多数的润湿剂蒸发后, 再将如同面团 般粘稠的混合物压成薄膜( 粉末布) [ 9] 。粉末布工艺 最大的缺点是在复合材料的烧结固化过程中有机粘 结剂难以完全排除。 不论是采用液态成形工艺还是固态成形工艺制 造连续纤维增强金属间化合物基复合材料, 纤维与 基体热膨胀系数的不匹配、纤维与基体的润湿性及 界面结合、纤维与纤维之间残留气孔以及纤维与基 体的界面反应等, 都是影响复合材料结构和性能的 重要因素, 必须引起足够的关注。 2. 2 颗粒增强复合材料 液态成形工艺具有工艺简单、制造成本低且易 于制备大尺寸零部件的优点, 是制备非连续增强金 属基复合材料最常采用的方法之一。薛烽等[ 28] 采 用熔铸法制造了增强相分别为 SiC, Al2O3, TiB2 颗 粒( 摩尔分数为 5% ) 的 3 种 Fe-28A-l 5Cr 基复合材 料。Al2O3 颗粒在 Fe3Al 中有很好的化学稳定性, TiB2 颗粒与基体发生部分反应, 而 SiC 颗粒与基体 反应严重。复合材料的高温强度均比基体有较大幅 度的提高, 600 屈服强度提高30% ~ 60%, 700 第13 卷第4 期 汤文明, 等: Fe-Al 金属间化合物基复合材料的研究进展 813
中国有色金属学报 2008年8月 屈服强度提高20%~40%。3种复合材料的室温强Fe3A复合材料。 Bruhn等到采用反应渗透工艺制 度以SC.TiB2颗粒增强复合材料的增幅最大(屈服备AO3颗粒增强Fel基复合材料,该复合材料不 强度比基体提高近60%),但延伸率比基体略有降仅具有制造成本低、密度低、耐火度高的特点,而 低(表4。孙扬善等2∞采用反应铸造工艺研制且具有高的抗弯强度。 Subramanian等叫采用液相 VC,TiC颗粒增强FeAl基复合材料,并研究了颗粒烧结和一步无压渗透工艺(图3)制备増强相含量为 增强相的加入对复合材料组织结构及力学性能的影20%~80%(体积分数)的双连续相WC(TiC.TiB 响。研究表明,TC颗粒可以细化铸态组织,而VCB)/FeA基复合材料 颗粒作用不明显,但可以细化热加工后的再结晶组 由于金属间化合物熔点很高,在金属间化合物 织。复合材料的室温、高温力学强度明显高于FeA基复合材料的液态成形过程中,多数增强相在熔融 基体(表4)。对于TC/Fe24基复合材料而言,TC金属间化合物中的稳定性显著降低,导致增强相溶 颗粒含量从5%增加到15%(摩尔分数)时室温断裂解,复合材料的成分发生变化。另外,含有大量增 强度降低而高温断裂强度却逐渐升高,而屈服强度强相的熔体粘度较高,流动性低,成形性能差 不论是在室温还是在高温均随TC含量的增大而 因此,采用液态成形工艺制造非连续增强金属间化 增大。总的来说,复合材料的塑性(延伸率)比纯合物基复合材料受到一定的局限。相比之下,采用 Fel基体低。孙康宁等采用溶渗烧结法制备了粉末固相成形工艺制备这类复合材料更为常见 几种陶瓷颗粒增强的FeAl基复合材料。实验证明: 在所有的粉末固相成形工艺中,最简单的是共 AO3与基体的亲和性优于siN, Sialon以及ALO3混法。它是将金属间化合物粉末与陶瓷增强相粉末 基复相陶瓷;AlxO颗粒增强Fe3A基复合材料的密按比例混合,然后固化成完全致密化的烧结体。它 度较基体低,但强度、硬度较高。在适当控制工艺的主要缺点是需要事先制备金属间化合物粉末,且 参数的情况下,还可以采用该工艺制备梯度AlO3 表4颗粒增强FeAl基复合材料的拉伸力学性能3 Table 4 Tensile properties of particulate reinforced Fe]Al matrix composites 28-31 Room temperature 600℃ 700℃ Material o MPa Oo d MPa O1 /MPa Oo.?/MPa 6/% 28 68.0 SSiC/Fe Al 730 472 5TiBp/FeAl 1. ONC/FeAl 4 1.5 VC/FeAl L OriC/Fe3 Al 571 431 31.6 TiCpFeAl 35.0 IOTiC FeAl 533 FcAl powder Infiltration regon Ceramic cold Partiall orn perform 图3一步无压渗透工艺示意图 Fig. 3 Schemat ic of one- step pressureless melt infil tration techn ique C1994-2013ChinaAcademicJournalElectronicpuBlishingHouse.Allrightsreservedhttp://www.cnki.net
屈服强度提高 20%~ 40%。3 种复合材料的室温强 度以 SiC, TiB2 颗粒增强复合材料的增幅最大( 屈服 强度比基体提高近 60%) , 但延伸率比基体略有降 低( 表 4) 。孙扬善等[ 21, 29 31] 采用反应铸造工艺研制 VC, TiC 颗粒增强Fe3Al 基复合材料, 并研究了颗粒 增强相的加入对复合材料组织结构及力学性能的影 响。研究表明, TiC 颗粒可以细化铸态组织, 而 VC 颗粒作用不明显, 但可以细化热加工后的再结晶组 织。复合材料的室温、高温力学强度明显高于Fe3Al 基体( 表 4) 。对于 TiCp/ Fe3Al 基复合材料而言, TiC 颗粒含量从5% 增加到 15%( 摩尔分数) 时室温断裂 强度降低而高温断裂强度却逐渐升高, 而屈服强度 不论是在室温还是在高温均随 TiCp 含量的增大而 增大。总的来说, 复合材料的塑性( 延伸率) 比纯 Fe3Al 基体低。孙康宁等 [ 32] 采用溶渗烧结法制备了 几种陶瓷颗粒增强的 Fe3Al 基复合材料。实验证明: Al2O3 与基体的亲和性优于 Si3N4, Sialon 以及 Al2O3 基复相陶瓷; Al2O3 颗粒增强 Fe3Al 基复合材料的密 度较基体低, 但强度、硬度较高。在适当控制工艺 参数的情况下, 还可以采用该工艺制备梯度 Al2O3/ Fe3Al 复合材料。Bruhn 等[ 33] 采用反应渗透工艺制 备Al2O3 颗粒增强 FeAl 基复合材料, 该复合材料不 仅具有制造成本低、密度低、耐火度高的特点, 而 且具有高的抗弯强度。Subramanian 等[ 34] 采用液相 烧结和一步无压渗透工艺( 图 3) 制备增强相含量为 20%~ 80% ( 体积分数) 的双连续相 WC( TiC, TiB2, ZrB2) /FeAl 基复合材料。 由于金属间化合物熔点很高, 在金属间化合物 基复合材料的液态成形过程中, 多数增强相在熔融 金属间化合物中的稳定性显著降低, 导致增强相溶 解, 复合材料的成分发生变化。另外, 含有大量增 强相的熔体粘度较高, 流动性低, 成形性能差[ 8] 。 因此, 采用液态成形工艺制造非连续增强金属间化 合物基复合材料受到一定的局限。相比之下, 采用 粉末固相成形工艺制备这类复合材料更为常见。 在所有的粉末固相成形工艺中, 最简单的是共 混法。它是将金属间化合物粉末与陶瓷增强相粉末 按比例混合, 然后固化成完全致密化的烧结体。它 的主要缺点是需要事先制备金属间化合物粉末, 且 表 4 颗粒增强 Fe3Al 基复合材料的拉伸力学性能[ 28 31] Table 4 Tensile properties of particulate reinforced Fe3Al matrix composites [ 28 31] Material Room temperature b/ MPa 0. 2/ MPa / % 600 b/MPa 0. 2/MPa / % 700 b/MPa 0. 2/MPa / % Fe3Al 528 335 6. 7 328 222 68. 0 170 140 120 5SiCp/ Fe3Al 730 530 4. 3 472 358 70. 0 213 168 108 5TiB2p /Fe3Al 728 520 4. 6 368 290 49. 0 209 193 119 5Al 2O3p / Fe3Al 540 380 4. 5 350 300 57. 0 197 177 160 1. 0VCp /Fe3Al 516 367 6. 0 423 313 35. 5 1. 5 VCp / Fe3Al 525 382 6. 0 429 315 24. 0 1. 0TiCp / Fe3Al 571 388 5. 1 431 318 31. 6 5 TiCp/Fe3Al 580 426 3. 6 397 318 35. 0 184 161 107 10TiCp/ Fe3Al 532 459 3. 6 414 340 42. 0 197 170 130 15TiCp/ Fe3Al 533 470 3. 0 421 356 25. 0 229 183 121 图 3 一步无压渗透工艺示意图[34] Fig. 3 Schematic of one-step pressureless melt infiltration technique [ 34] 814 中国有色金属学报 2003 年 8月
第13卷第4期 汤文明,等:FA金属间化合物基复合材料的研究进展 难以保证增强相在金属间化合物基体中均匀分属间化合物甚至增强相与金属间化合物均以元素粉 布3 末的形式加入,金属元素粉末向金属间化合物的合 近年来,机械合金化技术( Mechanical allov ing,成转变释放大量的热。反应释放的热量甚至会在金 MA)迅速发展,已广泛地用于制造、合成非平衡合属间化合物中形成过渡液相,从而加速致密化过 金、金属间化合物、氧化物弥散强化金属基复合材程。因此,反应固化工艺的完全致密化过程可在比 料等新型材料。机械合金化法制备颗粒增强金属普通烧结温度低的温度下进行,而且还具有增强相 间化合物基复合材料的工艺流程如图4所示。Mor的含量、形状等不受限制的优点。由于金属间化合 r等采用该技术制备A上O、TiB2颗粒增强FeAl物基体是在复合材料的固化过程中形成的,因此增 金属间化合物基复合材料。 Vedula等采用机械合强相颗粒更可能存在于金属间化合物基体晶粒内 金化+热挤压的方法制造含1%YO3(体积分数)的部,而不是分布于金属间化合物基体晶粒边界。张 Fe40AI金属间化合物基复合材料。挤压后的复合汉林等采用反应球磨工艺将金属间化合物的元 材料晶粒尺寸为4~6μ,大大小于相同工艺条件素粉与AlO3粉一同加入,在球磨过程中获得增强 下制造的不含增强相的Fc40A合金晶粒度(19-25相分布均匀的复合材料。 Kakitsu等4采用反应热 ψm)a高温压缩蠕变及拉伸实验表明该复合材料即等静压的方法,以T;,A,BN,TiAN,TB2粉末为 使在827℃时也表现明显的晶界强化效果。原料制备(TiB2+Ti2AN)颗粒增强TiA基复合材料 Schneibel等采用机械合金化+热等静压的方法Buhn等采用反应烧结法制造AM、O3颗粒增强 制造Y2O3颗粒增强Fe404基复合材料,并测定了FeA,NiAl基复合材料,其中FeA基复合材料的四 温度为927℃、真应变速率为4×108-1×104点弯曲强度为700 MPa. nial基复合材料的强度为 s-时该复合材料的蠕变强度。含2%YxO颗粒的500MPa。mme等采用反应热压工艺制造了 FeA基复合材料的蠕变强度为基体的4倍,应力指AkO,si,Ti,TiB2颗粒增强Fe404l基复合材 数高达25,弥散强化效果突出(图5)。 Mukherjee料。尽管SC与FeAl有很强的反应性,但SC颗粒 等吲采用机械合金化+热等静压的方法制备了增强Fe40A基复合材料的强化效果最大,主要原 FeA金属间化合物及Alo:颗粒增强FeAl基复合因是SC分解产生的Si固溶于合金基体中起到固溶 材料,研究了它们的界面特性,并采用超微压痕技强化的效果。值得注意的是,在Fe40A金属间化 术比较了这2种材料的力学性能。FeA基复合材合物复合强化的同时,也造成了FeA基体断裂韧 料的硬度比高强钢高50%,而弹性模量相当。AbO3性的降低,几种复合材料断裂韧性的降低呈现如下 颗粒择优占据Fe3Al晶粒间界,使其晶界硬度达到 的秩序:SiCA2O3,TC,T迅2。SiC颗粒增强Fe 9GPa。除此之外,机械合金化技术还是合成纳米金 属间化合物及纳米金属间化合物基复合材料最重要 40A1基复合材料的断裂韧性远低于其他几种复合 的方法之一,这将在下一节中进行介绍 材料(图6,7 反应固化工艺,主要包括反应热压、反应热等 Schicker等4采用AO3粉、Al粉、Fe粉为原 静压、自蔓延高温合成等,也是制造金属间化合物料,通过高能球磨合成A1O3颗粒增强FeA金属 基复合材料的常用方法。在该工艺过程中,金间化合物基复合材料。该复合材料也可以采用如 下的方法制备:在原料中用Fe2O3粉替代Al2O3 Hot-forging Metal powders Hot-extruding comp Hot-rolling inal or sample Hot isostatic pressing 图4机械合金化法制备颗粒增强金属间化合物基复合材料的工艺流程 Fig 4 Technological process for fabricating particulate reinforced intermetallic matrix composites by mech anical alloy ing technique C1994-2013ChinaAcademicJOurnalElectronicPublishingHouse.Allrightsreservedhttp:/www.cnki.net
难以保证增强相在金属间化合物基体中均匀分 布[ 35] 。 近年来, 机械合金化技术( Mechanical alloying, MA) 迅速发展, 已广泛地用于制造、合成非平衡合 金、金属间化合物、氧化物弥散强化金属基复合材 料等新型材料[ 8] 。机械合金化法制备颗粒增强金属 间化合物基复合材料的工艺流程如图 4 所示。Morris 等 [ 36] 采用该技术制备 Al2O3, TiB2 颗粒增强 FeAl 金属间化合物基复合材料。Vedula 等 [ 37] 采用机械合 金化+ 热挤压的方法制造含 1%Y2O3( 体积分数) 的 Fe-40Al 金属间化合物基复合材料。挤压后的复合 材料晶粒尺寸为 4~ 6 m, 大大小于相同工艺条件 下制造的不含增强相的Fe-40Al合金晶粒度( 19~ 25 m) 。高温压缩蠕变及拉伸实验表明该复合材料即 使在 827 时 也表 现 明 显 的晶 界 强 化 效果。 Schneibel 等 [ 38] 采用机械合金化+ 热等静压的方法 制造Y2O3 颗粒增强Fe-40Al 基复合材料, 并测定了 温度为 927 、真应变速率为 4 10 - 8 ~ 1 10 - 4 s - 1时该复合材料的蠕变强度。含 2% Y2O3 颗粒的 FeAl 基复合材料的蠕变强度为基体的 4 倍, 应力指 数高达 25, 弥散强化效果突出( 图 5) 。Mukherjee 等[ 16] 采用机械合金化+ 热等静压的方法制备了 Fe3Al 金属间化合物及Al2O3 颗粒增强 Fe3Al 基复合 材料, 研究了它们的界面特性, 并采用超微压痕技 术比较了这 2 种材料的力学性能。Fe3Al 基复合材 料的硬度比高强钢高50% , 而弹性模量相当。Al2O3 颗粒择优占据 Fe3Al 晶粒间界, 使其晶界硬度达到 9 GPa。除此之外, 机械合金化技术还是合成纳米金 属间化合物及纳米金属间化合物基复合材料最重要 的方法之一, 这将在下一节中进行介绍。 反应固化工艺, 主要包括反应热压、反应热等 静压、自蔓延高温合成等, 也是制造金属间化合物 基复合材料的常用方法[ 39, 40] 。在该工艺过程中, 金 属间化合物甚至增强相与金属间化合物均以元素粉 末的形式加入, 金属元素粉末向金属间化合物的合 成转变释放大量的热。反应释放的热量甚至会在金 属间化合物中形成过渡液相, 从而加速致密化过 程。因此, 反应固化工艺的完全致密化过程可在比 普通烧结温度低的温度下进行, 而且还具有增强相 的含量、形状等不受限制的优点。由于金属间化合 物基体是在复合材料的固化过程中形成的, 因此增 强相颗粒更可能存在于金属间化合物基体晶粒内 部, 而不是分布于金属间化合物基体晶粒边界。张 汉林等[ 41] 采用反应球磨工艺将金属间化合物的元 素粉与Al2O3 粉一同加入, 在球磨过程中获得增强 相分布均匀的复合材料。Kakitsuji 等[ 42] 采用反应热 等静压的方法, 以Ti, Al, BN, Ti2AlN, TiB2 粉末为 原料制备(TiB2+ Ti2AlN) 颗粒增强TiAl 基复合材料。 Bruhn 等[ 32] 采用反应烧结法制造 Al2O3 颗粒增强 FeAl, NiAl 基复合材料, 其中 FeAl 基复合材料的四 点弯曲强度为 700 MPa, NiAl 基复合材料的强度为 500 MPa。Inone 等[ 15] 采用反应热 压工艺制造了 Al2O3, SiC, TiC, TiB2 颗粒增强 Fe-40Al 基复合材 料。尽管 SiC 与 FeAl 有很强的反应性, 但 SiC 颗粒 增强 Fe-40Al 基复合材料的强化效果最大, 主要原 因是SiC 分解产生的Si 固溶于合金基体中起到固溶 强化的效果。值得注意的是, 在 Fe-40Al 金属间化 合物复合强化的同时, 也造成了 FeAl 基体断裂韧 性的降低, 几种复合材料断裂韧性的降低呈现如下 的秩序: SiC, Al2O3, TiC, TiB2。SiC 颗粒增强 Fe- 40Al 基复合材料的断裂韧性远低于其他几种复合 材料( 图 6, 7) 。 Schicker 等[ 43] 采用 Al2O3 粉、Al 粉、Fe 粉为原 料, 通过高能球磨合成 Al2O3 颗粒增强 Fe-Al 金属 间化合物基复合材料。该复合材料也可以采用如 下 的 方法 制备: 在 原料 中用 Fe2O3 粉替 代Al2O3 图 4 机械合金化法制备颗粒增强金属间化合物基复合材料的工艺流程 Fig. 4 Technological process for fabricating particulate reinforced intermetallic matrix composites by mechanical alloying technique 第13 卷第4 期 汤文明, 等: Fe-Al 金属间化合物基复合材料的研究进展 815
中国有色金属学报 2008年8月 10-3 Compression, 1 200 K a-Al2O3 Fe40Al 2%Y2O3 108 15 Stress/MPa 图5纯Fe40H基体和Y2O颗粒 图7不同颗粒增强Fe40A基复合材料的断裂韧性的l 增强复合材料于927℃的蠕变强度3 Fig 7 Fractural toughness of Fe40Al matrix composites with different particles I5 Fig 5 Greep strength of pure Fe-40Al and Y203 strengthened material at 927 Cls 面结合,当AO的体积分数为16%时,复合材料 1400(a) 的断裂韧性高达16MPa·m2。梅炳初等将Ti Brittle fracture C,Ni,A元素粉混合、冷等静压成形后放入自蔓延 高温合成设备中进行反应合成与烧结,从而制备了 788 TC颗粒增强Ni3A基复合材料:王为民等 同样的技术制备TiB2颗粒(纤维)增强Nl基复合 材料。 (c) l000 3纳米复合材料 纳米复合材料的概念最早是由Rey和Komr nemi在20世纪80年代初提出的,它是特指组成相 中至少有一相在一个维度上为纳米量级,通常在微 米或亚微米的基体中添加纳米第二相或在纳米基体 中添加纳米第二相(纳米/纳米)的复合材料体系 纳米复合材料同时综合了纳米材料和复合材料的优 点,展现了极广阔的应用前景,已成为当今世界的 图6不同颗粒增强F-40Al基 新材料研究的热点之一8。理论分析以及实验研 复合材料的抗弯强度和比例极限1 究表明:金属间化合物晶粒尺寸的减小有助于提高 Fig 6 Flexural strength and proportional limit 它的室温塑性;如果晶粒尺寸进一步降低到某一临 of Fe40Al matrix composites with 界值,某些金属间化合物将出现室温拉伸塑性4 different particlesS) (a)-ASiC:(b)-TiC:(c)-TiB2: ( d)-Al0 细化晶粒是克服金属间化合物室温脆性、提高强度 的一条十分有效的途径。 粉,通过高能球磨及球磨后在非氧化气氛中热处 理,使Fe2O被Al还原,在形成FeA金属间化合 3.1纳米复合材料的合成 物的同时,原位形成AlO3增强相颗粒。Dy等4 纳米复合材料的制备技术是研究纳米复合材料 采用类似的方法以NO粉、A粉、N预合金粉为性能及应用的基础,也是纳米复合材料研究领域最 原料,采用高能球磨及球磨后在非氧化气氛中热处重要的一个环节。除了传统的共混法外,插层法、 理,再进行反应热压的工艺制备Al2O3颗粒原位增 溶胶-凝胶法、内氧化法、共沉淀法和机械合金化 等方法都常用来合成纳米复合材料,但目前纳米金 强NiAl基复合材料。Al2O3颗粒与基体有良好的界 194013 China academic journal electronic publis周化仓物基复仓材料的合成主要还是采用高能球
图 5 纯 Fe-40Al 基体和 Y2O3 颗粒 增强复合材料于 927 的蠕变强度[ 38] Fig. 5 Creep strength of pure Fe-40Al and Y2O3 strengthened material at 927 [ 38] 图 6 不同颗粒增强 Fe- 40Al 基 复合材料的抗弯强度和比例极限[ 15] Fig. 6 Flexural strength and proportional limit of Fe-40Al matrix composites with different particles [ 15] ( a) -SiC; ( b) TiC; ( c) TiB2; ( d) Al2O3 粉, 通过高能球磨及球磨后在非氧化气氛中热处 理, 使Fe2O3 被Al 还原, 在形成 Fe-Al 金属间化合 物的同时, 原位形成 Al2O3 增强相颗粒。Doty 等[ 44] 采用类似的方法以 NiO 粉、Al 粉、NiAl 预合金粉为 原料, 采用高能球磨及球磨后在非氧化气氛中热处 理, 再进行反应热压的工艺制备 Al2O3 颗粒原位增 强NiAl 基复合材料。Al2O3 颗粒与基体有良好的界 图 7 不同颗粒增强 Fe- 40Al 基复合材料的断裂韧性[ 15] Fig. 7 Fractural toughness of Fe-40Al matrix composites with different particles [ 15] 面结合, 当Al2O3 的体积分数为 16% 时, 复合材料 的断裂韧性高达 16 MPam 1/ 2。梅炳初等 [ 39] 将 Ti, C, Ni, Al 元素粉混合、冷等静压成形后放入自蔓延 高温合成设备中进行反应合成与烧结, 从而制备了 TiC 颗粒增强 Ni3Al 基复合材料; 王为民等 [ 45] 采用 同样的技术制备 TiB2 颗粒( 纤维) 增强NiAl 基复合 材料。 3 纳米复合材料 纳米复合材料的概念最早是由 Rey 和 Komarneni 在 20 世纪 80 年代初提出的, 它是特指组成相 中至少有一相在一个维度上为纳米量级, 通常在微 米或亚微米的基体中添加纳米第二相或在纳米基体 中添加纳米第二相( 纳米/ 纳米) 的复合材料体系。 纳米复合材料同时综合了纳米材料和复合材料的优 点, 展现了极广阔的应用前景, 已成为当今世界的 新材料研究的热点之一[ 8, 46] 。理论分析以及实验研 究表明: 金属间化合物晶粒尺寸的减小有助于提高 它的室温塑性; 如果晶粒尺寸进一步降低到某一临 界值, 某些金属间化合物将出现室温拉伸塑性[ 47] 。 细化晶粒是克服金属间化合物室温脆性、提高强度 的一条十分有效的途径。 3. 1 纳米复合材料的合成 纳米复合材料的制备技术是研究纳米复合材料 性能及应用的基础, 也是纳米复合材料研究领域最 重要的一个环节。除了传统的共混法外, 插层法、 溶胶 凝胶法、内氧化法、共沉淀法和机械合金化 等方法都常用来合成纳米复合材料, 但目前纳米金 属间化合物基复合材料的合成主要还是采用高能球 816 中国有色金属学报 2003 年 8月
第13卷第4期 汤文明,等:FA金属间化合物基复合材料的研究进展 磨的MA工艺。 致密化,加压、快速、低温是纳米材料烧结工艺的 王开阳等将T;,A粉密封在充入N2的球罐主要特点。目前,纳米材料烧结技术的研究尚处于 中进行高能球磨,合成了 Ti AIN/ TIaL基纳米复起步阶段,压力烧结(热压、烧结ˉ锻造、热等静 合材料,复合材料的平均晶粒尺寸小于20m。采压)、微波烧结、活化场烧结、放电等离子体烧结是 用同样的技术,李义尧等用N,A,Ti,B元素常用的几种纳米材料烧结工艺毁 粉合成了TiB/Nl基纳米复合材料;周蓝章 等,5用Ni,ALTi,C元素粉合成了 TiC NIAI基 纳米复合材料。Lu等2用T,AL,B粉末合成TiB2 TA复合材料。W等到用T,AL,C粉末合成TC TAI基复合材料。 Kambara等在A+50mi混合粉 中加入体积分数为10%TiB粉,通过高能球磨的方 法合成TiB/TiA基纳米复合材料。 Krassowski等 采用机械合金化技术在50A25Fe25i粉末混合物 中加入甲醇或碳铵,借助于高能球磨过程的晶粒细 化和固相反应分别合成以(T,A)C或(T,ADN为 Density/% 第二相的FeAl金属间化合物基纳米复合材料。 Perez等采用冷冻球磨Fe,A元素混合粉合成 图8Y在纳米TO2致密化过程中的作用 AlxO3或 AIN/ FeAl基纳米复合材料。 Wittenberge Fig 8 Effect of Y doping on consolidati 等采用反应球磨方法在液氮中球磨N,A元素 of naneTtE 粉末合成的AN/NiAl基纳米复合材料已达到目前 最好的抗蠕变能力 近年来,纳米金属间化合物烧结的研究较为活 跃。He等6采用热压工艺烧结制备相对密度为 3.2纳米复合材料的烧结 91%的Fe3Al和Ni3A纳米材料,平均晶粒度保持在 Averback等建立了一个适用于超细颗粒烧小于20m的水平。Zh等采用超高压(1CPa)热 结全过程的模型 等静压工艺制备纳米Fe3Al。00℃热等静压的 apat=Y./(d3kn)(Fn{d+Fvr)(1)Fe4近似完全致密,平均晶粒尺寸为80mm。该纳 式中P为烧结密度;Y为表面能;d为晶粒直米材料的室温屈服强度很高(2.3GPa),但塑性低 径;rb,r;分别为晶界和体扩散系数;为颗粒晶而800℃热等静压的FeAl不仅有很高的室温、高 界宽化:Fb,F为密度函数。 温强度,而且塑性也比铸态有显著提高(图9) 从该模型分析晶粒尺寸由微米尺度降低到纳米Van等采用爆炸冲击波方法制备Fel及Til3 尺度,致密化速率提高12个数量级。因为纳米粉体金属间化合物,晶粒尺寸仅为几个纳米。Fe4l纳米 有着巨大的比表面积有很高的烧结活性,烧结时材料的维氏压痕断裂韧性较高,20N压力下压痕棱 原子扩散速率增大,扩散路径变短,粒子成长的速角的裂纹也不扩展。 Venkatasw amy等采用等离子 率很大。另外,在纳米材料烧结过程中,晶界扩散体活化烧结工艺制备FeA纳米材料。在保持金属 控制着晶粒生长和致密化的动力学,晶粒生长和致间化合物原始晶粒尺寸的基础上实现材料的完全致 密化同时进行。在烧结的开始阶段,因为相互连同密化,显微硬度达到H70。郭建亭等采用1 的气孔对晶界的钉扎作用,晶粒尺寸的增长随密度000℃,23MPa,3h热压制备的纳米N块体材 的增长缓慢,但当相对密度达到90%左右时,晶粒料,平均晶粒尺寸为100m。纳米NiA的显微硬度 生长将显著加速,以至于烧结后材料的纳米特性丧达到Hv470.室温压缩屈服强度接近0M,是 失,这也是纳米材料研究过程中面临的最大难题。铸态NiA的2倍多,室温压缩变形量为5%,比铸 在纳米基体中添加弥散第二相,在纳米材料晶界起态经热压的N的室温压缩变形量(2.8%)高 到隔离晶粒边界的作用,抑制纳米晶粒的可动性,80%。900℃时,当应变速率由102-1下降为10 可有效抑制烧结过程中晶粒的长大,但具体的机理时,压缩屈服强度由95MPa下降到55MPa。纳 还不清楚(图8)列。纳米材料烧结技术的关键是米NiA的高温强度依赖于变形速率说明该纳米材 在使纳米粉体原有亚稳结构破坏最小的前提下实现ishinghouse.Allrightsreserved.htt/www.cnki.net
磨的MA 工艺。 王开阳等[ 48] 将Ti, Al 粉密封在充入N2 的球罐 中进行高能球磨, 合成了 Ti2AlN/ -TiAl 基纳米复 合材料, 复合材料的平均晶粒尺寸小于 20 nm。采 用同样的技术, 李义尧等[ 49] 用 Ni, Al, Ti, B 元素 粉合 成了 TiB2/NiAl 基纳 米复 合材 料; 周蓝 章 等[ 50, 51]用 Ni, Al, Ti, C 元素粉合成了 TiC/ NiAl 基 纳米复合材料。Lu 等[ 52] 用Ti, Al, B 粉末合成TiB2/ TiAl 复合材料。Wu 等 [ 53] 用Ti, Al, C 粉末合成TiC/ TiAl 基复合材料。Kambara 等[ 54] 在 Al+ 50Ti 混合粉 中加入体积分数为 10%TiB2 粉, 通过高能球磨的方 法合成 TiB2/ TiAl 基纳米复合材料。Krasnowski 等[ 55] 采用机械合金化技术在 50A-l 25Fe-25Ti 粉末混合物 中加入甲醇或碳铵, 借助于高能球磨过程的晶粒细 化和固相反应分别合成以( Ti, Al) C 或(Ti, Al)N 为 第二相的 Fe-Al 金属间化合物基纳米复合材料。 Perez 等 [ 56] 采用冷冻球磨 Fe, Al 元素混合粉合成 Al2O3 或 AlN/ Fe3Al 基纳米复合材料。Whittenberger 等[ 49] 采用反应球磨方法在液氮中球磨 Ni, Al 元素 粉末合成的 AlN/ NiAl 基纳米复合材料已达到目前 最好的抗蠕变能力。 3. 2 纳米复合材料的烧结 Averback 等[ 57] 建立了一个适用于超细颗粒烧 结全过程的模型: / t= s/ ( d 3 kT ) ( Fb rbb/ d+ F v r v) ( 1) 式中 为烧结密度; s 为表面能; d 为晶粒直 径; r b, r v 分别为晶界和体扩散系数; b 为颗粒晶 界宽化; F b, Fv 为密度函数。 从该模型分析晶粒尺寸由微米尺度降低到纳米 尺度, 致密化速率提高12 个数量级。因为纳米粉体 有着巨大的比表面积, 有很高的烧结活性, 烧结时 原子扩散速率增大, 扩散路径变短, 粒子成长的速 率很大。另外, 在纳米材料烧结过程中, 晶界扩散 控制着晶粒生长和致密化的动力学, 晶粒生长和致 密化同时进行。在烧结的开始阶段, 因为相互连同 的气孔对晶界的钉扎作用, 晶粒尺寸的增长随密度 的增长缓慢, 但当相对密度达到 90% 左右时, 晶粒 生长将显著加速, 以至于烧结后材料的纳米特性丧 失, 这也是纳米材料研究过程中面临的最大难题。 在纳米基体中添加弥散第二相, 在纳米材料晶界起 到隔离晶粒边界的作用, 抑制纳米晶粒的可动性, 可有效抑制烧结过程中晶粒的长大, 但具体的机理 还不清楚( 图 8) [ 58, 59] 。纳米材料烧结技术的关键是 在使纳米粉体原有亚稳结构破坏最小的前提下实现 致密化, 加压、快速、低温是纳米材料烧结工艺的 主要特点。目前, 纳米材料烧结技术的研究尚处于 起步阶段, 压力烧结( 热压、烧结 锻造、热等静 压) 、微波烧结、活化场烧结、放电等离子体烧结是 常用的几种纳米材料烧结工艺 [ 59, 60] 。 图 8 Y 在纳米TiO2 致密化过程中的作用[59] Fig. 8 Effect of Y doping on consolidation of nano-TiO2 [ 59] 近年来, 纳米金属间化合物烧结的研究较为活 跃。He 等 [ 61] 采用热压工艺烧结制备相对密度为 91%的 Fe3Al 和Ni3Al 纳米材料, 平均晶粒度保持在 小于20 nm 的水平。Zhu 等[ 62] 采用超高压( 1 GPa) 热 等静压工艺制备纳米 Fe3Al。700 热等静压的 Fe3Al 近似完全致密, 平均晶粒尺寸为 80 nm。该纳 米材料的室温屈服强度很高( 2. 3 GPa) , 但塑性低; 而 800 热等静压的 Fe3Al 不仅有很高的室温、高 温强度, 而且塑性也比铸态有显著提高( 图 9) 。 Varin 等[ 63] 采用爆炸冲击波方法制备 FeAl 及 TiAl3 金属间化合物, 晶粒尺寸仅为几个纳米。FeAl 纳米 材料的维氏压痕断裂韧性较高, 20 N 压力下压痕棱 角的裂纹也不扩展。Venkataswamy 等[ 64] 采用等离子 体活化烧结工艺制备 Fe3Al 纳米材料。在保持金属 间化合物原始晶粒尺寸的基础上实现材料的完全致 密化, 显微硬度达到 Hv 700。郭建亭等[ 47] 采用 1 000 , 23 MPa, 3 h 热压制备的纳米 NiAl 块体材 料, 平均晶粒尺寸为 100 nm。纳米NiAl 的显微硬度 达到 Hv 470, 室温压缩屈服强度接近 700 MPa, 是 铸态 NiAl 的 2 倍多, 室温压缩变形量为 5%, 比铸 态经热压的 NiAl 的室温压缩变形量 ( 2. 8%) 高 80%。900 时, 当应变速率由10 - 2 s - 1下降为10 - 4 s - 1时, 压缩屈服强度由 95 MPa 下降到 55 MPa。纳 米 NiAl 的高温强度依赖于变形速率说明该纳米材 第13 卷第4 期 汤文明, 等: Fe-Al 金属间化合物基复合材料的研究进展 817
中国有色金属学报 2008年8月 2500 静压成形后,该纳米复合材料的平均晶粒尺寸为45 D973K HIP m,气孔率5%。该纳米复合材料的显微硬度正比 2000 1073K HIP 于d2(d为平均晶粒尺寸),而且落在同成分的 机械合金化、粉末冶金、铸造TiAl合金硬度数值外 推的直线上(图11)。 1000 As-cast ·一 MANIAL-10%HfB ▲一 MA NIAl 81000 ■- Cast NiAl 图9热等静压与铸态Fesl的 室温压缩应力一应变曲线 Fig 9 Room temperature compressive 02004006008001000 stress-strain curves of HIP compacts 图10HB/NiA纳米复合材料的 料的变形受扩散过程控制。 屈服强度与温度的关系6 目前,金属间化合物基纳米复合材料烧结固化 Fig. 10 Compressive yield stress 的研究尚处于起步阶段,相关的文献报道还非常 function of temperature for HfB2/NiAl 少。但从这些为数不多的文献报道中不难发现,金 anocompos[ 65] 属间化合物基纳米复合材料烧结过程中的纳米晶粒 尺寸控制比较容易,烧结纳米块体材料也有更优异 MA TisSi]/TiAl matr nanocomposite 的力学性能。杨福宝等采用N,A,H,B元素 ◆一 MA TIAl intermetallic 混合粉机械合金化合成10%HB2/Nil(质量分数 纳米复合材料,HfB2和NiA的晶粒尺寸分别为26 和14mn。采用1150℃.200MPa,2h的热等静压 Conventional powder 工艺将该纳米复合材料烧结成形。在高温处理过程 metallurgical TIAl 中,晶粒发生明显的长大,N晶粒尺寸在200 Casting tiAl 500m范围内,HB2晶粒在基体中有2种分布状 态:分布于基体晶粒内部的H「B2一般在30m以 d12m12 下,而分布在基体晶界的HB2晶粒度较大,为50 100m。 HfB/ NiA纳米复合材料有优良的力学性图lTi合金及复合材料的显微硬度与d2的关系 能:室温屈服强度为1294MPa是铸态NiAl的4 Fig. 11 Microhardness ws d-1/2 of TiAl alloys and composites 倍;1000℃的屈服强度为122MPa,相当于铸态 NA和机械合金化N的3.5和2.5倍(图10)。该4力学性能 的室温压缩变形量达12%时仍未出现应力下降 现象,也未产生裂纹。该纳米复合材料还有良好的41连续纤维增强复合材料 4.1.1复合材料的断裂行为 高温抗蠕变性能,1m0~1100℃温度范围内,流 变应力一应变速率关系中的应力指数为n=7.74 在连续纤维增强复合材料中,纤维承受相当一 蠕变激活能Q=3∞8kJ/mol,明显高于NiAl(n=5.部分载荷,因此该种复合材料与颗粒增强复合材料 8.Q=318.5kJ/m)。Plmm和Bhn等采用的力学行为有所不同。特别是当载荷与纤维轴平行 机械合金化法合成了纳米 Tussis弥散分布于纳米时,单向分布的连续纤维可望表现最大的增强效 果。图12所示为当单向载荷平行于纤维轴而且基 TN基体的纳米复合材料:焦8002精等blishingHouseAllrightsreservedhttp://www.cnki.no
图 9 热等静压与铸态 Fe3Al 的 室温压缩应力 应变曲线[62] Fig. 9 Room temperature compressive stress strain curves of HIP compacts and as-cast counterpart [ 62] 料的变形受扩散过程控制。 目前, 金属间化合物基纳米复合材料烧结固化 的研究尚处于起步阶段, 相关的文献报道还非常 少。但从这些为数不多的文献报道中不难发现, 金 属间化合物基纳米复合材料烧结过程中的纳米晶粒 尺寸控制比较容易, 烧结纳米块体材料也有更优异 的力学性能。杨福宝等 [ 65] 采用 Ni, Al, Hf, B 元素 混合粉机械合金化合成 10% HfB2/NiAl( 质量分数) 纳米复合材料, HfB2 和NiAl 的晶粒尺寸分别为 26 和14 nm。采用 1 150 , 200 MPa, 2 h 的热等静压 工艺将该纳米复合材料烧结成形。在高温处理过程 中, 晶粒发生明显的长大, NiAl 晶粒尺寸在 200~ 500 nm 范围内, HfB2 晶粒在基体中有 2 种分布状 态: 分布于基体晶粒内部的 HfB2 一般在 30 nm 以 下, 而分布在基体晶界的HfB2 晶粒度较大, 为 50~ 100 nm。HfB2/ NiAl 纳米复合材料有优良的力学性 能: 室温屈服强度为 1 294 MPa, 是铸态 NiAl 的 4 倍; 1 000 的屈服强度为 122 MPa, 相当于铸态 NiAl 和机械合金化 NiAl 的3. 5 和2. 5 倍( 图10) 。该 纳米复合材料有较好的塑性, 应变速率为 1 10 - 3 s - 1的室温压缩变形量达 12% 时仍未出现应力下降 现象, 也未产生裂纹。该纳米复合材料还有良好的 高温抗蠕变性能, 1 000~ 1 100 温度范围内, 流 变应力 应变速率关系中的应力指数为 n = 7. 74, 蠕变激活能 Q= 398 kJ/ mol, 明显高于 NiAl( n = 5. 8, Q= 318. 5 kJ/ mol) 。Pfullmann 和 Bohn 等[ 8] 采用 机械合金化法合成了纳米 Ti5Si3 弥散分布于纳米 TiAl 基体的纳米复合材料。在 8001 000 , 2 h 热等 静压成形后, 该纳米复合材料的平均晶粒尺寸为 45 nm, 气孔率 5%。该纳米复合材料的显微硬度正比 于 d - 1/ 2 ( d 为平均晶粒尺寸) , 而且落在同成分的 机械合金化、粉末冶金、铸造 TiAl 合金硬度数值外 推的直线上( 图 11) 。 图 10 HfB2/ NiAl 纳米复合材料的 屈服强度与温度的关系[65] Fig. 10 Compressive yield stress as function of temperature for HfB2/NiAl nanocomposites [ 65] 图 11 TiAl 合金及复合材料的显微硬度与 d - 1/ 2的关系[ 8] Fig. 11 Microhardness vs d - 1/ 2 of TiAl alloys and composites [ 8] 4 力学性能 4. 1 连续纤维增强复合材料 4. 1. 1 复合材料的断裂行为 在连续纤维增强复合材料中, 纤维承受相当一 部分载荷, 因此该种复合材料与颗粒增强复合材料 的力学行为有所不同。特别是当载荷与纤维轴平行 时, 单向分布的连续纤维可望表现最大的增强效 果。图 12 所示为当单向载荷平行于纤维轴而且基 818 中国有色金属学报 2003 年 8月
第13卷第4期 汤文明,等:FA金属间化合物基复合材料的研究进展 体的拉伸应变远大于纤维拉伸应变时,连续纤维增性低于其在油浴中的数值。在基体中加入摩尔分数 强复合材料的应力一应变曲线。根据 Cooper为0.1%B能抑制其环境脆性,从而提高复合材料 等提出的复合材料断裂的经典模型,当裂纹在的断裂强度(图6(a)。但基体中加入Si在强化基 基体中开始扩展时,外加应力已经达到纤维的断裂体的同时,却降低了基体的韧性,所以随着基体中 强度,纤维开始断裂成较长的几段,但在持续的加Si含量的增加,复合材料的断裂强度降低(图6 载过程中,当断裂的纤维尺寸仍大于其临界尺寸(b))。因此,控制基体的韧性对于获得高性能的连 时,纤维通过承载仍可以起到显著的增强作用。然续纤维增强FeA金属间化合物基复合材料而言是 而,在增强纤维断裂后,复合材料的断裂行为受基十分必要的 体的韧性控制。当基体的韧性很大时,由于基体塑 性变形的保护作用,产生于纤维中的裂纹不能在基4.2颗粒增强复合材料 体中扩展。那么,尽管纤维继续断裂成更短的部分42.1复合材料的塑性流变行为 (多重断裂),断裂后的纤维段仍能承受载荷,复合 对于陶瓷相颗粒增强金属间化合物基复合材料 材料的断裂强度显著提高。相反,当基体不具有足而言,因为颗粒的不规则外形和随机的尺寸、分布 够的韧性时,基体几乎与增强纤维同时断裂。因及取向,界面脱粘和颗粒断裂经常发生,因此,确 此,基体为脆性的复合材料的断裂强度较低。由于切的显微结构及复合材料的损伤不可能也没有必要 纤维增强复合材料的断裂强度很大程度上取决于其精确地测量出来。实验测得的复合材料力学性能仅 断裂行为,因此复合材料的强度并不总是遵守如下是一个平均值,而在理想化的显微结构基础上建立 的简单混合定律 的模型常可以提供相当精确的力学性能预测。Ba 0=(1-④n+q10r (2)等明在前人研究的基础上建立了如下的颗粒增强金 式中σ,Ⅷ,w分别为复合材料、基体和增强纤属间化合物基复合材料力学模型。 维的强度;q为纤维的体积分数 假设:颗粒为椭圆形或圆柱形,呈不变形、等 ·— Ultimate strength 尺寸、按列均匀分布,且与基体有良好的结合状态 (图13),而基体属于弹性-完全塑性或 Ramberg good的幂指数应变硬化类型咧,则 Fiber reinforced Matrix 2a Monolithic alloy 26 Strain 图12连续纤维增强复合材料的断裂行为 Fig. 12 Schematic illustration for fracture behavior of continuous fiber reinforced compo 4.1.2连续纤维增强F-Al金属间化合物基复合 材料的断裂行为 图13颗粒增强金属间化合物基复合材料模型可 lmue等1研究了体积分数为10%连续AO3 Fig 13 Schematic of model of particles reinforced intermetallic matrix composite 纤维增强FeAl基复合材料的断裂行为。FeAl基复 合材料中的增强纤维呈现多重断裂状态。由于纤维 模型1在8%误差范围内,增强相为椭圆状 的承载作用,该复合材料比颗粒增强复合材料的断的金属间化合物基复合材料与基体的极限流变应力 裂强度更高(图2,6。纤维中的裂纹尖端应力集中之比 因为基体的塑性变形而松弛5。由于受环境效应 b=1+(1.838a-0.710)7a≥1) (环境致脆的影响,在空气中Fe的塑性和韧
体的拉伸应变远大于纤维拉伸应变时, 连续纤维增 强复 合材料的 应力 应变曲线[ 15] 。根据 Cooper 等[ 66] 提出的复合材料断裂的经典模型, 当裂纹在 基体中开始扩展时, 外加应力已经达到纤维的断裂 强度, 纤维开始断裂成较长的几段, 但在持续的加 载过程中, 当断裂的纤维尺寸仍大于其临界尺寸 时, 纤维通过承载仍可以起到显著的增强作用。然 而, 在增强纤维断裂后, 复合材料的断裂行为受基 体的韧性控制。当基体的韧性很大时, 由于基体塑 性变形的保护作用, 产生于纤维中的裂纹不能在基 体中扩展。那么, 尽管纤维继续断裂成更短的部分 ( 多重断裂) , 断裂后的纤维段仍能承受载荷, 复合 材料的断裂强度显著提高。相反, 当基体不具有足 够的韧性时, 基体几乎与增强纤维同时断裂。因 此, 基体为脆性的复合材料的断裂强度较低。由于 纤维增强复合材料的断裂强度很大程度上取决于其 断裂行为, 因此复合材料的强度并不总是遵守如下 的简单混合定律: c= ( 1- f) m+ ff ( 2) 式中 c , m, f 分别为复合材料、基体和增强纤 维的强度; f 为纤维的体积分数。 图 12 连续纤维增强复合材料的断裂行为[ 15] Fig. 12 Schematic illustration for fracture behavior of continuous fiber reinforced composite [ 15] 4. 1. 2 连续纤维增强 Fe-Al 金属间化合物基复合 材料的断裂行为 Inoue 等 [ 15] 研究了体积分数为 10% 连续 Al2O3 纤维增强 FeAl 基复合材料的断裂行为。FeAl 基复 合材料中的增强纤维呈现多重断裂状态。由于纤维 的承载作用, 该复合材料比颗粒增强复合材料的断 裂强度更高( 图 2, 6) 。纤维中的裂纹尖端应力集中 因为基体的塑性变形而松弛[ 15]。由于受环境效应 ( 环境致脆) [ 4] 的影响, 在空气中 FeAl 的塑性和韧 性低于其在油浴中的数值。在基体中加入摩尔分数 为 0. 1% B能抑制其环境脆性, 从而提高复合材料 的断裂强度( 图 6( a) ) 。但基体中加入 Si 在强化基 体的同时, 却降低了基体的韧性, 所以随着基体中 Si 含量的增加, 复合材料的断裂强度降低( 图 6 ( b) ) 。因此, 控制基体的韧性对于获得高性能的连 续纤维增强 Fe-Al 金属间化合物基复合材料而言是 十分必要的。 4. 2 颗粒增强复合材料 4. 2. 1 复合材料的塑性流变行为 对于陶瓷相颗粒增强金属间化合物基复合材料 而言, 因为颗粒的不规则外形和随机的尺寸、分布 及取向, 界面脱粘和颗粒断裂经常发生, 因此, 确 切的显微结构及复合材料的损伤不可能也没有必要 精确地测量出来。实验测得的复合材料力学性能仅 是一个平均值, 而在理想化的显微结构基础上建立 的模型常可以提供相当精确的力学性能预测。Bao 等 [ 9] 在前人研究的基础上建立了如下的颗粒增强金 属间化合物基复合材料力学模型。 假设: 颗粒为椭圆形或圆柱形, 呈不变形、等 尺寸、按列均匀分布, 且与基体有良好的结合状态 ( 图 13) , 而基体属于弹性 完全塑性或 Ramberg-Osgood 的幂指数应变硬化类型[ 9] , 则: 图 13 颗粒增强金属间化合物基复合材料模型[9] Fig. 13 Schematic of model of particles reinforced intermetallic matrix composites [ 9] 模型1 在 8% 误差范围内, 增强相为椭圆状 的金属间化合物基复合材料与基体的极限流变应力 之比 0/ 0= 1+ ( 1. 838- 0. 710) 3/ 2 ( 1) 0/ 0= 1+ ( 1. 124/ - 0. 569) 3/ 2 ( < 1) ( 3) 第13 卷第4 期 汤文明, 等: Fe-Al 金属间化合物基复合材料的研究进展 819
中国有色金属学报 2008年8月 模型2在10%误差范围内,增强相为圆柱状 而复合材料有一个增强的稳态蠕变行为 的金属间化合物基复合材料与基体的极限流变应力 B/0=(0/0) 之比 假定高温下的扩散松弛忽略不计,则a/>1 b/=1+(2.371a+2470)y2(a习) 颗粒强化复合材料的一个重要特征是其向稳态 /o=1+(2.65+1.4/a(4 蠕变转变时所需要的应变比基体高得多。这个转变 式中a为颗粒长径比(b/a),从0.1(盘状)到10形成了一个相当大的复合材料有效应变范围,如果 (针状)之间变化;甲为颗粒的体积分数(-40%)。抽样的应变范围正好落入该有效应变范围转变区 模型1中/o随a和9变化的规律如图14内,复合材料出现硬化,而且具有和基体不同的n 所示 值(图5)。在高温下,由增强相颗粒引起的蠕变抗 当基体相当于 Ramberg Osgood的幂指数应变硬力的增大因为发生了从增强相的侧面向顶端的物质 化类型时,基体的拉伸应变为 传输而减小。该扩散辅助流变受建立在增强相/基 (5)体界面的应力梯度的驱动在低应变速率和小颗粒 复合材料的拉伸流变行为则为另外一个Ram+尺寸的情况下有较大的流变速率。该流变行为还取 berg; Osgood类型的等式 决于颗粒的形状,颗粒形状控制着应力梯度和扩散 E-O/E+ P( a/)(Or ON) (6)流的路径。对于稳态蠕变条件下的椭圆状颗粒增强 式中E,E分别为基体和复合材料的弹性模量; 复合材料而言,即使是等轴晶粒的大颗粒,一般对 n为应力指数;β为材料常数。 提高金属间化合物的塑性流变和蠕变行为都是有效 参考应力可表示为 的;对于中等尺寸的颗粒(1-10hn),为了保持其 q/0=oo+cV(o/-1) 蠕变强化,要求有大的长径比;对于很细的颗粒 式中N=1/n;一般情况下常数c=25球形颗50m),通过颗粒与位错的相互作用,对位错产 粒则c=4或5。 生钉扎作用,蠕变强化保持不变。但实际上,大颗 粒增强复合材料的蠕变强度往往比基体的低,其中 的原因现在还不清楚明 5-bq2.0 6-b/a=0.5 4.2.3颗粒增强F←A金属间化合物基复合材料 54 b/a=1.0 的力学性能 颗粒增强金属间化合物基复合材料的强化机理 主要分为2大类:1)间隔在几微米内的增强颗粒阻 碍位错的移动。因为增强颗粒往往能阻碍烧结过程 中基体的长大,使其晶粒尺寸小于单一金属间化合 物的晶粒尺寸,因此增强颗粒对跨越基体晶界位错 移动的阻碍作用以及颗粒对位错的钉扎作用是该类 复合材料最主要的强化机制。2)复合材料的强度还 图14椭圆状颗粒增强金属间化合物 受基体中的晶格缺陷(如反相畴、点缺陷)的影 基复合材料的极限流变应力与 增强相体积分数的关系 从图6中可以看出颗粒增强FeAl基复合材料 Fig. 14 Limiting flow stress as function of 的比例极限比基体高约1.5倍。SiC颗粒增强复合 fraction of aligned ellipsoidal particles reinforced intermetallic composi 材料具有最大的强化效果,这是由于Si在基体中的 溶解,使基体产生固溶强化的原因造成的。表明室 4.2.2复合材料的蠕变抗力 温下的FeAl基复合材料的屈服强度取决于基体缺 由于幂指弹性和幂指蠕变的相似性,本文陷结构与位错移动的相互影响。与室温下FA金 4.2.1中建立的模型可应用于简单拉伸的经历稳态属间化合物基复合材料的屈服强度显著增加相比, 甚体, 蠕变的基 高温下增强颗粒对于提高FeA金属间化合物基复 e/o=(0) (8 合材料屈服强度的贡献远没有其对蠕变抗力的提高 式中为参考应变速率;为参考应力 那么明显,这是因为在高温下位错移动被显著活 C1942013 China academic journal electronic I,致高温下复食材料届服强度降低(表s如
模型 2 在 10% 误差范围内, 增强相为圆柱状 的金属间化合物基复合材料与基体的极限流变应力 之比 0/ 0= 1+ ( 2. 371 + 2. 470) 3/ 2 ( 1) 0/ 0= 1+ ( 2. 565+ 1. 421/ ) 3/ 2 ( 1。 颗粒强化复合材料的一个重要特征是其向稳态 蠕变转变时所需要的应变比基体高得多。这个转变 形成了一个相当大的复合材料有效应变范围, 如果 抽样的应变范围正好落入该有效应变范围转变区 内, 复合材料出现硬化, 而且具有和基体不同的 n 值( 图 5) 。在高温下, 由增强相颗粒引起的蠕变抗 力的增大因为发生了从增强相的侧面向顶端的物质 传输而减小。该扩散辅助流变受建立在增强相/ 基 体界面的应力梯度的驱动, 在低应变速率和小颗粒 尺寸的情况下有较大的流变速率。该流变行为还取 决于颗粒的形状, 颗粒形状控制着应力梯度和扩散 流的路径。对于稳态蠕变条件下的椭圆状颗粒增强 复合材料而言, 即使是等轴晶粒的大颗粒, 一般对 提高金属间化合物的塑性流变和蠕变行为都是有效 的; 对于中等尺寸的颗粒( 1~ 10 m) , 为了保持其 蠕变强化, 要求有大的长径比; 对于很细的颗粒 ( < 50 nm) , 通过颗粒与位错的相互作用, 对位错产 生钉扎作用, 蠕变强化保持不变。但实际上, 大颗 粒增强复合材料的蠕变强度往往比基体的低, 其中 的原因现在还不清楚[ 9] 。 4. 2. 3 颗粒增强 Fe-Al 金属间化合物基复合材料 的力学性能 颗粒增强金属间化合物基复合材料的强化机理 主要分为 2 大类: 1) 间隔在几微米内的增强颗粒阻 碍位错的移动。因为增强颗粒往往能阻碍烧结过程 中基体的长大, 使其晶粒尺寸小于单一金属间化合 物的晶粒尺寸, 因此增强颗粒对跨越基体晶界位错 移动的阻碍作用以及颗粒对位错的钉扎作用是该类 复合材料最主要的强化机制。2) 复合材料的强度还 受基体中的晶格缺陷( 如反相畴、点缺陷) 的影 响[ 8] 。 从图 6 中可以看出颗粒增强 FeAl 基复合材料 的比例极限比基体高约 1. 5 倍。SiC 颗粒增强复合 材料具有最大的强化效果, 这是由于Si 在基体中的 溶解, 使基体产生固溶强化的原因造成的。表明室 温下的 FeAl 基复合材料的屈服强度取决于基体缺 陷结构与位错移动的相互影响。与室温下 Fe-Al 金 属间化合物基复合材料的屈服强度显著增加相比, 高温下增强颗粒对于提高 Fe-Al 金属间化合物基复 合材料屈服强度的贡献远没有其对蠕变抗力的提高 那么明显, 这是因为在高温下位错移动被显著活 化, 导致高温下复合材料屈服强度降低( 表 4) 。如 820 中国有色金属学报 2003 年 8月