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]
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中国有色金属学报 2003 年 8月