中国有色金属学报 2003,(04),811-826 DOI:10.19476/j.ysxb.1004.0609.2003.04.002
Fe-Al金属间化合物基复合材料的研究进展
唐红军 郑治祥 丁厚福 吕珺 刘君武
合肥工业大学材料科学与工程学院,合肥工业大学材料科学与工程学院,合肥工业大学材料科学与工程学院,合肥工业大学材料科学与工程学院,合肥工业大学材料科学与工程学院,合肥工业大学材料科学与工程学院 合肥230009 ,合肥230009 ,合肥230009 ,合肥230009 ,合肥230009 ,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： TB331
收稿日期： 2002-09-28
基金： 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);
Progresses in studies on Fe-Al intermetallic matrix composites
Abstract：
The recent progresses in researches on FeAl intermetallic matrix composites and related research fields were reviewed. The review mainly includes the studies on the reinforcement/matrix interfacial stabilities, the fabricating processes of continuous fibers and particles reinforced FeAl intermetallic matrix composites, the synthesizing by mechanical alloying and sintering of particles dispersed FeAl intermetallic matrix nanocomposites, and the mechanical properties of FeAl intermetallic matrix composites. Finally, the shortcomings in these researches and the future research fields were pointed out.
Keyword：
Fe-Al intermetallics; composites; nano-material; mechanical alloying; mechanical properties;
Received： 2002-09-28
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 ,2 ,3 ,4 ]
。 富Fe的Fe-Al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Fe3 Al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Ti-Al, Ni-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Al2 O3 、 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Fe-Al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 MPa·m1/2
[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。
表1 几种金属间化合物及陶瓷增强相的室温热膨胀系数[10,11,12]
Table 1 Coefficients of thermal expansion (α ) ofseveral intermetallics and ceramic reinforcementsat room temperature[10 ,11 ,12 ]
Compound
α / (10-6 ℃-1 ) Compound
α / (10-6 ℃-1 )
Fe3 Al
12.5
TiN
9.3
FeAl
21.8
AlN
5.1
Ni3 Al
11.0
Si3 N4
2.7
NiAl
15.1
SiC
4.8
Ti3 Al
10.1
B4 C
4.5
TiAl
11.0
TiC
7.7
Al2 O3
9.4
ZrC
7.5
t -ZrO2 12.8
Cr3 C2
11.7
Y2 O3
9.3
VC
7.3
MgO
13.8
ZrB2
5.5
HfO2
5.8
TiB2
8.1
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Al2 O3 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Al2 O3 /Fe-Al金属间化合物基复合材料时, Fe-Al金属间化合物与Al2 O3 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。 Al2 O3 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[6,13,14,15,16,17,18,19,20,21]
Table 2 Interfacial chemical stabilities ofceramic reinforcement/ Fe-Al intermetallicsystems[6 ,13 ,14 ,15 ,16 ,17 ,18 ,19 ,20 ,21 ]
System
Reinforcement
Reaction
SiC, B4 C, Si3 N4 , Sialon, B, C
Weak-reaction
TiC, TiB2 , TiN, ZrB2 , VC, WC, Al2 O3
Non-reaction
Al2 O3 , ZrO2 , MgO, Y2 O3
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Ni3 Al, NiAl, TiAl等金属间化合物的熔体渗透入Al2 O3 或Al2 O3 -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Al2 O3 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Al2 O3 纤维增强Ni-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Al2 O3 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Al2 O3 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Al2 O3 纤维构成复合材料。 该复合材料有很高的断裂强度 (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 Al2 O3 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 Al2 O3 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/Ti-24Al-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 μm厚的Al2 O3 或Y2 O3 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 andTi continuous fiber reinforcedTiAl matrix composite[27]
Material
Bending strength/
Bending deflection/
TiAl
450
0.40
Tif /TiAl
449
Ti (Y2 O3 ) f /TiAl
562
0.35
Ti (Al2 O3 ) f /TiAl
573
0.36
然而, 除少数几种金属间化合物 (如Ti3 Al) 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, Al2 O3 , TiB2 颗粒 (摩尔分数为5%) 的3种Fe-28Al-5Cr基复合材料。 Al2 O3 颗粒在Fe3 Al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 ℃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 ,30 ,31 ]
采用反应铸造工艺研制VC, TiC颗粒增强Fe3 Al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Fe3 Al基体 (表4) 。 对于TiCp /Fe3 Al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Fe3 Al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Fe3 Al基复合材料。 实验证明: Al2 O3 与基体的亲和性优于Si3 N4 , Sialon以及Al2 O3 基复相陶瓷; Al2 O3 颗粒增强Fe3 Al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Al2 O3 /Fe3 Al复合材料。 Bruhn等
[33 ]
采用反应渗透工艺制备Al2 O3 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, 且难以保证增强相在金属间化合物基体中均匀分布
[35 ]
。
表4 颗粒增强Fe3Al基复合材料的拉伸力学性能[28,29,30,31]
Table 4 Tensile properties of particulate reinforced Fe3 Al matrix composites[28 ,29 ,30 ,31 ]
Material
Room temperature
600 ℃
700 ℃
σ b /MPaσ 0.2 /MPaδ /%σ b /MPaσ 0.2 /MPaδ /%σ b /MPaσ 0.2 /MPaδ /%
Fe3 Al
528
335
6.7
328
222
68.0
170
140
120
5SiCp /Fe3 Al
730
530
4.3
472
358
70.0
213
168
108
5TiB2p /Fe3 Al
728
520
4.6
368
290
49.0
209
193
119
5Al2 O3p / Fe3 Al
540
380
4.5
350
300
57.0
197
177
160
1.0VCp /Fe3 Al
516
367
6.0
423
313
35.5
1.5 VCp /Fe3 Al
525
382
6.0
429
315
24.0
1.0TiCp /Fe3 Al
571
388
5.1
431
318
31.6
5 TiCp /Fe3 Al
580
426
3.6
397
318
35.0
184
161
107
10TiCp /Fe3 Al
532
459
3.6
414
340
42.0
197
170
130
15TiCp /Fe3 Al
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]
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Al2 O3 , 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%Y2 O3 (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 μm, 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 μm) 。 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Y2 O3 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% Y2 O3 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Fe3 Al金属间化合物及Al2 O3 颗粒增强Fe3 Al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。 Fe3 Al基复合材料的硬度比高强钢高50%, 而弹性模量相当。 Al2 O3 颗粒择优占据Fe3 Al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Al2 O3 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, Ti2 AlN, TiB2 粉末为原料制备 (TiB2 +Ti2 AlN) 颗粒增强TiAl基复合材料。 Bruhn等
[32 ]
采用反应烧结法制造Al2 O3 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Al2 O3 , 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, Al2 O3 , 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Al2 O3 粉、 Al粉、 Fe粉为原料, 通过高能球磨合成Al2 O3 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Fe2 O3 粉替代Al2 O3 粉, 通过高能球磨及球磨后在非氧化气氛中热处理, 使Fe2 O3 被Al还原, 在形成Fe-Al金属间化合物的同时, 原位形成Al2 O3 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Al2 O3 颗粒原位增强NiAl基复合材料。 Al2 O3 颗粒与基体有良好的界面结合, 当Al2 O3 的体积分数为16%时, 复合材料的断裂韧性高达16 MPa·m1/2 。 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Ni3 Al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。
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
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 Y2 O3 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) —β -SiC; (b) —TiC; (c) —TiB2 ; (d) —Al2 O3
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]
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Ti2 AlN/γ -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50Al-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Al2 O3 或AlN/Fe3 Al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:
?ρ /?t =γ s / (d 3 kT ) (F b r b δ b /d +F v r v ) (1)
式中 ρ 为烧结密度; γ 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; δ b 为颗粒晶界宽化; F b , F v 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Fe3 Al和Ni3 Al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Fe3 Al。 700 ℃热等静压的Fe3 Al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Fe3 Al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Fe3 Al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料的变形受扩散过程控制。
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]
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Ti5 Si3 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:
σ c = (1-φ f ) σ m +φ f σ f (2)
式中 σ c , σ m , σ f 分别为复合材料、 基体和增强纤维的强度; φ 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Al2 O3 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
{ ˉ σ 0 / σ 0 = 1 + ( 1 . 8 3 8 α - 0 . 7 1 0 ) φ 3 / 2 ( α ≥ 1 ) ˉ σ 0 / σ 0 = 1 + ( 1 . 1 2 4 / α - 0 . 5 6 9 ) φ 3 / 2 ( α ＜ 1 ) ? ? ? ( 3 )
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
{ ˉ σ 0 / σ 0 = 1 + ( 2 . 3 7 1 α + 2 . 4 7 0 ) φ 3 / 2 ( α ≥ 1 ) ˉ σ 0 / σ 0 = 1 + ( 2 . 5 6 5 + 1 . 4 2 1 / α ) φ 3 / 2 ( α ＜ 1 ) ? ? ? ( 4 )
式中 α 为颗粒长径比 (b /a ) , 从0.1 (盘状) 到10 (针状) 之间变化; φ 为颗粒的体积分数 (0～40%) 。
模型1中
ˉ σ 0 / σ 0 随α 和φ 变化的规律如图14所示。
当基体相当于Ramberg-Osgood 的幂指数应变硬化类型时, 基体的拉伸应变为
ε =σ /E +β (σ 0 /E ) (σ /σ 0 ) n
复合材料的拉伸流变行为则为另外一个Ramberg-Osgood类型的等式:
ε = σ / ˉ E + β ( σ 0 / E ) ( ˉ σ / ˉ σ Ν ) n ? ? ? ( 6 )
式中
E , ˉ E 分别为基体和复合材料的弹性模量; n 为应力指数; β 为材料常数。
参考应力
ˉ σ Ν 可表示为
ˉ σ Ν / σ 0 = ˉ σ 0 / σ 0 + c Ν ( ˉ σ 0 / σ 0 - 1 ) ? ? ? ( 7 )
式中 N =1/n ; 一般情况下常数c =2.5, 球形颗粒则c =4或5。
图14 椭圆状颗粒增强金属间化合物 基复合材料的极限流变应力与 增强相体积分数的关系[9]
Fig.14 Limiting flow stress as function of fraction of aligned ellipsoidal particles reinforced intermetallic composites[9]
4.2.2 复合材料的蠕变抗力
由于幂指弹性和幂指蠕变的相似性, 本文4.2.1中建立的模型可应用于简单拉伸的经历稳态蠕变的基体, 即
˙ ε / ˙ ε 0 = ( σ / σ 0 ) n ? ? ? ( 8 )
式中
˙ ε 0 为参考应变速率; σ 0 为参考应力。
而复合材料有一个增强的稳态蠕变行为
假定高温下的扩散松弛忽略不计, 则
σ
?
Ν
/
σ
0
＞
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 μm) , 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) 。 如图7所示, 几种类型的颗粒增强FeAl基复合材料的断裂韧性均随复合材料中颗粒含量的增大而降低。 这是因为增强相颗粒对裂纹尖端的塑性变形产生了抑制作用, 使裂纹尖端塑性变形区的保护作用降低。 即使增强相是短纤维和晶须, 也难以通过裂纹与增强相的相互作用来显著提高复合材料的韧性
[19 ]
。 SiC颗粒增强复合材料的断裂韧性大大低于其他几种类型的复合材料, 这是因为SiC分解产生的Si固溶于合金基体, 在起到固溶强化效果的同时, 也造成基体的脆化。 当增强相体积分数在5%～15%时, FeAl基复合材料的断裂韧性仍然在很大程度上受室温脆性的影响。 TiB2 颗粒能有效抑制FeAl的环境脆性
[18 ]
, 因此在几种复合材料中TiB2 颗粒增强复合材料具有最高的断裂韧性。
4.3 纳米复合强韧化复合材料
颗粒增强金属间化合物基复合材料在提高室温和高温强度的同时, 并不能使塑性、 韧性也得到提高, 这不利于复合材料可靠性的提高。 对机械合金化法合成的多种纳米金属间化合物进行压缩变形塑性测试证实, 通过细化金属间化合物的粒径可以提高其室温塑性
[8 ]
。 将纳米材料技术与复合强化技术相结合 (纳米复合强韧化) , 研制新型的金属间化合物基纳米复合材料是解决金属间化合物2大性能缺陷的有效途径。
4.3.1 纳米复合强化
Strudel等
[67 ]
指出: 细小颗粒 (1～100 nm) 对复合材料的屈服强度影响最强; 中等尺寸颗粒 (0.1～1 μm) 对再结晶和晶粒长大有强烈的抑制作用, 对高温蠕变抗力的影响比对低温屈服强度的影响更大; 粗颗粒 (5～50 μm) 易造成增强相/基体变形相容性差以及在增强相颗粒邻近产生大的应力集中和微裂纹, 因此, 它趋向于为一个弱化源, 而不是强化源。 弥散强化复合材料的性能特征主要包括: 1) 在低温 (<0.2 T M ) 下的高屈服强度; 2) 高的加工硬化能力; 3) 在直到熔点的高温 (0.9～0.95 T M ) 下保持高的流变应力的能力。
细小颗粒弥散强化复合材料高的屈服强度可用Orowan机制来解释。 外加应力Δτ 促进位错移动, 并确保它们绕过不变形的弥散颗粒。
Δτ =2Tb D s (10)
式中 T D s 为名义颗粒平面间隔; b
Brown和Ham
[68 ]
发展了Orowan的理论, 并得到了以下公式:
Δτ =0.81[G b ν ) 1/2 ]×
[1/ (D s -d s ) ]ln (d s /r 0 ) (11)
式中 G 为剪切弹性摸量; ν 为泊松比; d s 为名义平面颗粒直径; r 0 为位错线能量的内切半径。
在弥散强化复合材料中, 基体承担着主要的载荷, 弥散颗粒通过阻碍位错移动来强化基体, 弥散颗粒的平均尺寸及相对量决定着复合材料的力学性能。 弥散强化复合材料的加工硬化机制主要是位错绕过颗粒以及切过复合材料中的高密度位错区。 Ashby
[69 ]
认为: 弥散强化复合材料具有能稳定到高温的加工硬化能力, 反映出弥散颗粒有很高的钉扎晶界位错的能力。 弥散颗粒对复合材料高温 (≥0.5 T M ) 蠕变抗力的影响表现在2个方面: 1) 弥散相起到了位错移动障碍物的作用; 2) 在形变过程中弥散相产生了位错结构 (如亚晶界) , 这种位错结构对蠕变过程中的位错移动产生影响。
4.3.2 纳米复合韧化
Niihara等
[70 ]
研究表明, 在纳米复合陶瓷材料中纳米粒子以2种形式存在: 1) 分布于基体晶界, 称为晶界型或晶间型; 2) 分布于基体晶粒内部, 称为晶内型或内晶型。 它们具有不尽相同的纳米复合韧化机制 (图15) 。 纳米复合材料强韧化概括起来首先是由于纳米弥散相抑制了基体晶粒的生长和异常长大, 形成均匀的细晶粒显微结构, 并减少晶粒缺陷的数量; 其次, 由于基体与弥散相之间的热膨胀系数失配, 冷却期间在弥散相内或弥散相周围存在局部高应力区, 从而在复合材料中形成高密度位错区。 纳米粒子钉扎或进入位错区, 一方面在晶粒内形成亚晶界, 造成基体晶粒再细化而起到增强作用; 另一方面, 在应力作用下, 复合材料内部产生微裂纹, 微裂纹的扩展将受到硬的陶瓷粒子的反射、 阻碍或在亚晶界处产生裂纹分叉而消耗能量, 从而提高复合材料的断裂韧性
[71 ,72 ]
。 肖永亮等
[73 ,74 ]
制备的纳米SiC颗粒增强Al基复合材料, 张昱等
[75 ]
制备的纳米Al2 O3 颗粒增强Al基复合材料都有显著的纳米复合强韧化效果。 在Naser等
[76 ]
研制的纳米Al2 O3 颗粒增强Cu基复合材料中, 纳米Al2 O3 颗粒主要分布于基体晶界, 复合材料的室温硬度为Hv10 91 (基体Hv10 60) , 室温屈服强度为165 MPa (基体107 MPa) 。
5 结束语
Fe-Al金属间化合物具有优良的性能, 是航空材料和高温结构材料领域内具有重要应用前景的新材料。 Fe-Al金属间化合物基复合材料的研究开发, 是有效克服金属间化合物的性能缺陷, 促进Fe-Al金属间化合物实用化的重要途径。 目前, Fe-Al金属间化合物基复合材料及相关领域的研究已取得很大的进展, 但也存在某些不足和有待改进的地方, 这些在正文中已经作了评述。 在此, 还要特别强调以下几点: 1) 合理选择增强相材料 (种类、 尺寸、 形状等) , 以改善增强相与基体界面的物理、 化学及力学相容性。 2) 将复合强化与Fe-Al金属间化合物的韧化相结合。 Fe-Al金属间化合物的韧化可从基体合金化、 优化热处理工艺等几个方面来进行
[6 ]
。 3) 优化复合材料制备工艺, 以便可重复制造低成本、 完全致密的Fe-Al金属间化合物基复合材料。 4) 加强复合材料力学性能的研究, 同时明确复合材料的成分、 组织结构与性能的关系。
图15 晶内型和晶间型结构增韧机理示意图[71]
Fig.15 Schematic of toughening mechanism of intragranular (a) and intergranular (b) structures[71]
弥散强化Fe-Al金属间化合物基纳米复合材料具有显著的复合强韧化效果, 但金属间化合物基纳米复合材料的研究尚处于起步阶段, 很多问题都需要进行系统深入的研究。 纳米复合材料的合成与烧结是金属间化合物基纳米复合材料研究的基础, 机械合金化技术成功地用于合成纳米颗粒弥散金属间化合物基纳米复合材料, 热等静压、 等离子体活化烧结等低温、 快速、 加压的烧结固化技术成功地用于金属间化合物基纳米复合材料的成形。 但这些工艺本身仍在不断完善之中, 其中所包含的理论研究还很不足。 此外, 对金属间化合物基纳米复合材料结构与性能的表征、 结构与性能及其相互关系 (如考察Hall-Petch公式是否适用等) 的研究也是十分重要的。
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