金属间化合物增强陶瓷基复合材料研究现状及发展前景摘要：陶瓷材料由于具有强度高、抗氧化、耐高温、热膨胀系数低和密度小等优良性能，因而在许多方面的应用是一般金属材料和高分子材料无法替代的。

但是它的致命弱点——大脆性却大大限制了其更广泛的应用。

因此，改善陶瓷的韧性已成为陶瓷材料获得进一步应用的核心问题。

由于金属间化合物原子的长程有序排列和原子间金属键与共价键共存的特性，其使用温度介于金属超硬合金和陶瓷之间。

金属间化合物相对于金属是脆性材料，而相对于陶瓷又具有一定的塑性，其性能介于金属和陶瓷之间，制备金属间化合物/陶瓷基复合材料可使金属和陶瓷各自的缺点通过彼此的优点所弥补。

关键字：金属间化合物陶瓷基复合材料性能应用0.引言金属间化合物的性能介于金属和陶瓷之间，其结构与性能不同于其金属组元，而是一种长程有序的超点阵结构，因而具有许多特殊的物理化学性能和力学性能。

与金属材料相比，金属间化合物密度小、抗氧化性能好、熔点高、硬度高、抗蠕变和抗疲劳性能好，并具有许多特殊的物理化学性能和力学性能，特别是一些金属间化合物的强度在特定温度范围内随温度升高而升高。

金属间化合物的种类非常多，近年来国内外主要集中于对 Ti-Al、Ni-Al、Fe-Al 等含铝金属间化合物的研究[1]。

Fe-Al金属间化合物中最受关注是Fe3Al与FeAl合金［2］。

Fe-Al 金属间化合物室温脆性大、塑性差，改善其室温脆性，提高其强度是重要的研究方向。

目前研究最多的是Ni3-Al金属间化合物，尤其是对于其在中间温度时的反常流变应力做了较深入的探索。

许多Ni3-Al基合金已应用于铸造、锻压和高温熔炼。

NiAl合金比目前的Ni基高温合金质量轻，且具有高熔点、优良的抗氧化性能以及高的热导率，但是由于其低温下的断裂韧性差以及高温强度低、抗蠕变能力差，使其在结构材料方面的应用受到限制。

许多文献报道，由于NiAl合金熔点高、密度低、热导率大，抗氧化和抗腐蚀性能优异，多年来一直用作高温合金零件的表面防护涂层。

陶瓷材料由于具有强度高、抗氧化、耐高温、热膨胀系数低和密度小等优良性能，因而在许多方面的应用是一般金属材料和高分子材料无法替代的。

但是它的致命弱点—脆性却大大限制了其更广泛的应用。

因此，改善陶瓷的韧性已成为陶瓷材料获得进一步应用的核心问题。

由于金属间化合物原子的长程有序排列和原子间金属键与共价键共存的特性，其使用温度介于金属超硬合金和陶瓷之间。

金属间化合物相对于金属是脆性材料，而相对于陶瓷又具有一定的塑性，其性能介于金属和陶瓷之间，制备金属间化合物/陶瓷复合材料可使金属和陶瓷各自的缺点通过彼此的优点所弥补。

本文主要介绍金属间化合物/陶瓷复合材料的发展现状及趋向。

1.发展历史1.1 NiAl/Al2O3及Ni3-Al/Al2O3复合材料的发展历程在最近几十年内，有很多研究工作者对金属相增韧增强Al2O3陶瓷材料进行了研究［3-4］。

张炳荣［3］等用Ni3-Al增强Al2O3，其中Al2O3型号为“AKP-20”（α-Al2O3，粒度0. 5μm），Ni3-Al的组成为73.12Ni-18.82Al-8.06Cr-0.019MO-0.1B（数据为原子分数，%）。

其试验方法是将Al2O3+ 10%（体积分数）Ni3-Al混合粉末装入衬有WC不锈钢的球磨筒中，以酒精为介质强化球磨90min，球磨后的混合泥浆在70 o C烘干后过100目筛，然后装入石墨模中，在（1340±10）O C、25Mpa压力下于氢气气氛中热压1h，得到Ni3-Al/Al2O3复合材料。

研究表明，Ni3-Al对Al2O3陶瓷有明显的增韧作用。

所得复合材料的抗弯强度与断裂韧性从室温至600O C范围内，随温度升高下降很少。

金属间化合物通过塑性变形、剥离、拔出，起到阻止裂纹扩展，提高材料性能的作用。

随温度进一步升高，在600o C以后，Ni3-Al粒子发生软化，与Al2O3基质的结合强度下降，导致材料性能明显下降。

但是与纯Al2O3陶瓷相比，该复合材料直到1000 O C仍保持了较高的断裂韧性。

CHOU W B 等［5］利用NiAl金属间化合物增韧Al2O3陶瓷获得了较好的效果。

研究表明，随NiA含量增加，复合材料的抗弯强度和断裂韧性提高，但硬度降低。

对于NiAl体积分数为50%的试样，其强度比纯Al2O3陶瓷提高60%，断裂韧性提高160%。

进一步的研究表明，通过加入Fe可增强NiAl/Al2O3的界面结合，提高复合材料的韧性和强度。

CHOU W B 等还借助扫描电镜和透射电镜研究了NiAl金属间化合物增韧Al2O3陶瓷材料的强韧机理。

分析认为：裂纹偏转是复合材料增韧的主要机制，而长颗粒的拔出和NiAl金属间化合物有限的塑性变形也贡献于材料的韧化。

颗粒细化提高了基体材料的强度。

1.2 FeAl/Al2O3及Fe3Al/Al2O3复合材料的发展历程SIL VIA S 等［6-7］研究了Al2O3基复合材料。

他们采用铁粉、铝粉和氧化铝粉，以丙酮为介质进行球磨、制粉。

先在50 Mpa的压力下预成形，再采用冷等静压技术在900Mpa的压力下获得致密坯体，然后在1450-1500 O C的温度下无压烧结，制备出含有Fe /Al2O3和FeAl/Al2O3相的复合材料。

当Fe和FeAl在复合材料中形成网络结构时，复合材料具有最好的力学性能。

文献［8］报道了Al2O 3基复合材料的反应合成方法，通过引入Fe2O3、TiO2、Nb2O5和Al，或引入Fe、Ti、Nb和Al，与Al2O3通过无压烧结得到复合材料。

在烧结过程中Fe2O3、TiO2和Nb2O5可通过Al还原形成铝化物（如TiAl，NbAl），金属Fe、Ti、Nb 与Al可直接形成金属间化合物。

FeAl、TiAl和NbAl3金属间化合物增强Al2O3陶瓷复合材料的抗弯强度分别为：（570±68）、（420±32）和（445±59）Mpa。

孙康宁等[9］探索了Fe3Al/Al2O3复合材料的制备工艺。

试验表明，Fe3Al与Al2O3有良好的亲合性。

采用熔渗烧结法，通过适当控制工艺参数，可制得梯度Fe3Al/Al2O3复合材料。

Fe3Al/Al2O3材料复合了Fe3Al与Al2O3的优点，具有良好的使用前景。

1.3 NiAl/TiC、Ni3-Al/TiC和FeAl/TiC复合材料的发展历程高明霞等［10］采用自发熔化渗透法制备了高TiC含量的NiAl/ TiC和Ni3 -Al/TiC复合材料。

由自发熔渗法制备的NiAl/86%（体积分数）TiC复合材料的四点弯曲强度高达（670±80）Mpa，断裂韧性为6.5Mpa·m1/2，维氏硬度14 Gpa，比用普通混合法得到的复合材料性能高［11］。

采用XRD和TEM/ EDS分析了复合材料的相组成、微观结构和NiAl相与TiC颗粒在高温熔渗过程中的互溶情况。

结果表明：自发熔渗法是制备致密NiAl/TiC 复合材料的既经济又简单的有效方法，用此方法可制备出致密的结合良好的高TiC含量的NiAl/TiC 复合材料。

适当提高熔渗温度，可大大缩短熔渗时间。

在完成熔渗并获得致密组织的前提下，熔渗温度和熔渗时间对NiAl/ TiC复合材料的硬度及断裂韧性无显著影响。

NiAl 相和TiC颗粒结合良好，是熔渗后复合材料中仅有的2个组成相，并在很大程度上各自形成连续的网状组织，这种组织具有较高的韧性。

NiAl相中存在少量的位错。

TiC和 NiAl少量地互溶，这有利于获得较强的界面结合。

TiC 基体与NiAl 界面分裂和TiC晶粒分裂是该复合材料的主要开裂模式；NiAl薄层在其复合材料中具有桥联作用，这种作用使裂纹扩展速度大大降低，从而增加了复合材料的韧性。

GAO Ming-xia 等[12-14]研究了采用无压熔渗法制备Fe40Al/TiC和Fe28Al /TiC复合材料的熔渗力学和材料的微观组织。

研究表明，预制件TiC 的相对密度为60% -88%时，采用无压熔渗法能制备完全致密的复合材料，材料中Fe40Al 的体积分数为12%-40%。

Fe40Al/TiC熔渗体系在1450O C的熔渗温度下，熔渗时间为5min，Fe40Al渗入到相对密度为88%的预制件TiC中的深度是7mm。

由SEM 和TEM 观察到，在熔渗过程中，部分Ti从TiC粒子中分解出来溶解到Fe40Al 中，从而增大了Fe40Al 对TiC的润湿性。

XRD分析表明该复合材料中只有TiC 和Fe60Al40两相，熔渗过程中没有新相产生。

美国橡树岭国家实验室研究人员SUBRAMANI-AN R 和 SCHNEIBEL J H 分别采用无压熔渗法和液相烧结法制备了Fe40Al/TiC复合材料［15-16］。

采用液相烧结法时，若 TiC的体积分数大于60%，复合材料的相对密度会降低，这是由于TiC 在液态Fe40Al 中的溶解度有限。

从图1［15］中可以看出，采用液相烧结法制备的复合材料，其相对密度达到90%-97%；而采用无压熔渗法制备的复合材料，其相对密度可以超过97%。

当 Fe40Al 体积分数为30%时，复合材料的弯曲强度是1034 Mpa，断裂韧性为18 Mpa·m1/2，洛氏硬度为83. 5。

可以通过控制 TiC 晶粒尺寸和改善 Fe40Al 与 TiC 界面强度来进一步提高复合材料的抗弯强度［17］。

采用这 2 种方法制备的复合材料的微观结构如图 2 所示［15］，图2 （a）、（b）和（c）所示是由无压熔渗法制备的复合材料微观结构，从图中可以看出材料结构均匀，气孔较少，比较致密；图2 （d)、（e）和（f）是由液相烧结法制备的复合材料，结构不均匀，而且存在不能消除的气孔。

图 1无压熔渗法（MI）和液相烧结法（LpS）制备的Fe40Al / TiC 复合材料的相对密度图2 无压熔渗法和液相烧结法制备的 Fe40Al / TiC 复合材料的微观结构比较-Al/WC复合材料发展历程1.4 FeAl/WC及Ni3WC-Co 复合材料具有很好的力学性能，是工业应用中不可缺少的材料之一。

但由于其抗腐蚀性能差、成本高和对环境有污染等缺点，以至在最近十几年里，有很多研究者在寻找代替 Co 为增强相方面做了很大的努力。

SUBRAMANIAN R 采用无压熔渗法制备出了完全致密的 Fe40Al/WC 复合材料［15，18］。

在 WC 体积分数超过 70% 的情况下，用液相烧结法法制备的复合材料相对密度为82%- 85%，而用无压熔渗法制备的材料相对密度高于98. 5%。

当增强相 Fe40Al的体积分数为30%时，由无压熔渗法制备的 Fe40Al/WC 复合材料，其抗弯强度高达1. 4 Gpa，断裂韧性为10. 6 Mpa·m1/2，洛氏硬度是 HR88。