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