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