V-Si金屬間化合物/陶瓷復合材料的制備工藝及其研究發(fā)展現(xiàn)狀和發(fā)展趨勢及應用現(xiàn)狀*

江 濤 黃一丹

(西安石油大學材料科學與工程學院 西安 710065)

V-Si金屬間化合物材料具有很多優(yōu)秀的性能,例如較高的力學性能、優(yōu)秀的耐磨損性能和耐腐蝕性能以及抗高溫氧化性能等。V-Si金屬間化合物主要包括V3Si,V5Si3和VSi2。陶瓷材料也具有很多優(yōu)秀的性能,如較高的力學性能、良好的耐磨損性能和抗高溫氧化性能以及耐腐蝕性能。可以將V-Si金屬間化合物材料與陶瓷材料相復合制備V-Si金屬間化合物/陶瓷復合材料。筆者敘述了V-Si金屬間化合物/陶瓷復合材料的制備工藝、物相組成、顯微結構、力學性能、耐磨損性能、耐腐蝕性能和抗高溫氧化性能等,并敘述V-Si金屬間化合物/陶瓷復合材料的研究發(fā)展現(xiàn)狀和發(fā)展趨勢,并對V-Si金屬間化合物/陶瓷復合材料的未來研究發(fā)展趨勢和發(fā)展方向進行分析和預測。

1 V-Si金屬間化合物/陶瓷復合材料的制備工藝

V-Si金屬間化合物/陶瓷復合材料的制備工藝主要采用粉末冶金工藝進行制備。其中粉末冶金工藝主要包括熱壓燒結工藝、常壓燒結工藝、放電等離子燒結工藝、熱等靜壓燒結工藝、熱壓反應燒結工藝、原位反應自生法制備工藝等。

2 V-Si金屬間化合物/陶瓷復合材料的研究發(fā)展現(xiàn)狀和發(fā)展趨勢

V-Si金屬間化合物材料具有較高的力學性能、優(yōu)良的耐磨損性能和抗高溫氧化性能。V-Si金屬間化合物主要包括V3Si、V5Si3和VSi2等?？梢詫Si金屬間化合物與陶瓷相復合制備V-Si金屬間化合物/陶瓷復合材料。V-Si金屬間化合物/陶瓷復合材料具有較高的力學性能、良好的耐磨損性能和抗高溫氧化性能以及耐腐蝕性能。

陶瓷材料主要有二硼化鋯(Zr B2)、碳化硅(SiC)、氮化鋁(Al N)、氮化硅(Si3N4)、碳化鈦(TiC)等,所以可以將V-Si金屬間化合物加入到陶瓷材料中形成V-Si金屬間化合物/陶瓷復合材料,例如形成V-Si/Zr B2-SiC 復 合 材 料、V-Si/Al N 復 合 材 料、V-Si/SiC復合材料、V-Si/Si3N4復 合 材 料、V-Si/TiC 復合材料等。

2.1 V-Si/Zr B2-SiC復合材料的研究發(fā)展現(xiàn)狀

Nayebi Behzad等[1]研究了釩含量對放電等離子燒結工藝制備的Zr B2-SiC-V 復合材料特性的影響[1]。放電等離子燒結應用于摻雜2wt%,4wt%和6wt%釩的Zr B2-25vol%SiC復合材料,在1 900℃和40 MPa壓力下持續(xù)燒結7 min。對獲得的近乎完全致密的Zr B2-SiC-V 復合材料進行了全面的微觀結構和力學性能相關性研究。

通過掃描電子顯微鏡(SEM)和能譜分析(EDS),對ZrB2-SiC-V 復合材料樣品進行微觀結構研究。分別通過X 射線衍射(XRD)分析和維氏壓痕法進行Zr B2-SiC-V 復合材料的物相組成分析和力學性能研究。結果表明:釩不僅促進了反應性燒結機制,而且通過相變增韌機制提高了Zr B2-SiC-V 復合材料的斷裂韌性,這主要是由于原位合成的增強相VB2。還發(fā)現(xiàn)除了VB2的增強作用外,獲得的壓痕斷裂韌性可能不會遵循明顯的趨勢,特別是由于VB2的內(nèi)部微裂紋,由其體積變化得出。雖然將釩含量從2wt%增加到4wt%會提高ZrB2-SiC-V 復合材料的硬度(從22.1 GPa到22.9 GPa)和斷裂韌性(從4.0 MPa·m1/2到4.5 MPa·m1/2),但進一步添加高達6wt%的釩會使硬度惡化?；赯r B2-SiC-V 復合材料的微觀結構和物相組成分析,這種降低的硬度歸因于體積分數(shù)的增加[1]。

Arab Seyed Mohammad等[2]研究了Zr B2-SiC-VC復合材料的氧化行為。在這項研究中,近乎完全致密的Zr B2-SiC-VC(75-20-5vol%)復合材料是通過在1 850℃、40 MPa的壓力下熱壓燒結工藝60 min制成的。然后在不同的時間和溫度下,對Zr B2-SiC-VC復合材料進行氧化檢測。

通過掃描電子顯微鏡(SEM)和X 射線衍射儀(XRD),檢查熱壓燒結工藝和氧化過程后ZrB2-SiC-VC復合材料的微觀結構和物相組成演變。VC 的添加導致Zr C 和VSi2相的形成,通過從顆粒表面去除Zr O2有助于復合材料的致密化。Zr O2、SiO2、Zr-SiO4、V2O5和VO2的氧化物在1 700℃氧化4 h期間在樣品上形成不同的層,其拋物線方案和活化能為177.5 kJ/mol[2]。

2.2 V-Si/Al N 復合材料的研究發(fā)展現(xiàn)狀

Han Binghao等[3]研究了多相多尺度陶瓷顆粒混合Al-Si基復合材料同時提高強度和延展性[3]。雜化鋁基復合材料因其優(yōu)于單相增強鋁基復合材料性能而受到廣泛關注。采用粉末冶金法制備具有多相和多尺度增強顆粒原位VB2-Al N-Al4C3-VSi2/Al帶,并通過熔體紡絲控制,然后驗證了在Al-12Si合金中的增強效果。

其結果表明,VB2-Al N-Al4C3-VSi2/Al帶材的加入不僅細化了α-Al晶粒,而且優(yōu)化了Al-12Si基復合材料的共晶硅形貌。此后,VB2-Al N-Al4C3-VSi2/Al-12Si復合材料的力學性能,包括抗拉強度、延展性和硬度分別增加了36.2%、82.2%和33.4%。添加VB2-Al N-Al4C3-VSi2/Al帶優(yōu)異的機械性能可歸因于微米級VSi2顆粒,納米級Al N,VB2和Al4C3以及良好粘合顆粒/基體界面[3]。

2.3 V-Si/SiC復合材料的研究發(fā)展現(xiàn)狀

Liu L 等[4]研究了VSi2/SiC 復合材料的形成機制,從元素粉末開始機械合金化和熱處理活化[4]。通過X 射線衍射(XRD)、透射電子顯微鏡(TEM)和差熱分析(DTA),研究了從元素粉末開始通過機械合金化和熱處理形成VSi2/SiC復合材料。

研究發(fā)現(xiàn),在機械合金化和熱處理活化過程中,SiC的形成遵循相同的反應順序,即最初形成VC,然后通過VC和Si之間的置換反應形成SiC。然而VSi2的形成在機械合金化或熱處理過程中選擇了不同的途徑,即VSi2在機械合金化過程中直接形成,而在退火過程中首先形成中間相V5Si3、V5Si3與殘余Si進一步反應形成最后的VSi2相。起始釩粉中氧的存在可能解釋了物相形成的不同途徑。

Magini M 等[5]研究了納米晶VSi2/SiC復合材料的機械合金化與固化燒結工藝。對應于VSi2/SiC 復合材料的粉末混合物已經(jīng)從元素釩,硅和碳化硅粉末開始機械合金化。通過X 射線衍射(XRD)、掃描電子顯微鏡(SEM)和透射電子顯微鏡(TEM)監(jiān)測機械合金化過程。

研究發(fā)現(xiàn),通過高能球磨得到具有均勻納米晶結構的金屬間化合物VSi2/SiC 復合材料。通過差熱分析(DTA)研究球磨粉末的熱行為,然后通過熱壓燒結工藝將粉末壓實至全密度。通過光學顯微鏡(OM)檢查固結VSi2/SiC 復合材料的微觀結構并確定VSi2/SiC復合材料的硬度。

Maskaly G R 等[6]研究了過渡金屬硅化物-碳化硅復合材料的浸滲處理。已經(jīng)探索了碳化硅(SiC)纖維增強復合材料的可能替代基體材料。隨著SiC基纖維的耐火性能越來越高,將需要新的基體材料來替代目前許多復合材料中使用的熔體滲透的Si-SiC 基體。在滲透實驗中研究了相容三角形 MoSi2-Mo5Si3C-SiC 和VSi2-V5Si3C-SiC 以及這兩個系統(tǒng)的合金中的熔體。對多孔SiC樣品以及SiC纖維增強復合材料進行了實驗。在具有Mo-V-Si-C 合金基體的復合材料中獲得了可喜的結果,在高溫熔體滲透后觀察到低反應性和纖維拉出。

Sutherland T J等[7]研究了SiC 顆粒對快速凝固Al-Fe-V-Si合金疲勞裂紋擴展的影響。將快速凝固鋁合金的疲勞裂紋擴展性能與添加了11.5vol%SiC顆粒的相同基礎合金制成的金屬基復合材料(MMC)的疲勞裂紋擴展性能進行了比較。由生產(chǎn)的高溫基材合金Al-8.5Fe-1.3V-1.7Si(8009Al)采用粉末冶金技術進行固化和加工;這些技術產(chǎn)生了細粒度的非平衡微觀結構?？梢灾苯颖容^增強材料和未增強材料的疲勞裂紋擴展特性,因為合金Al-8.5Fe-1.3V-1.7Si(8009Al)不需要后處理熱處理。因此,這種比較反映了SiC顆粒的影響,而不是在加工和老化過程中可能出現(xiàn)的微觀結構差異。實驗數(shù)據(jù)表明,SiC 增強材料表現(xiàn)出適度優(yōu)越的疲勞裂紋擴展特性。

He Yiqiang等[8]研究了噴涂沉積法制備SiCp/Al-Fe-V-Si復合片材的拉伸斷裂行為。將噴涂沉積法制備的SiCp/Al-Fe-V-Si(Al-Fe-V-Si增強SiC顆粒)復合材料通過熱壓致密化后軋制成片材。觀察了SiCp/Al-Fe-V-Si復合材料的顯微組織,研究了SiCp/Al-Fe-V-Si復合材料在不同拉伸溫度下的斷裂性能和斷口形貌。

結果表明,熱壓后滾壓得到SiC顆粒分布均勻,顆粒與基體結合牢固。發(fā)現(xiàn)SiCp/Al-Fe-V-Si復合材料的斷裂性能和斷口形貌受SiC顆粒的分布和取向的影響。該SiCp/Al-Fe-V-Si復合材料的特征在于SiCp/Al-Fe-V-Si復合材料的斷口隨溫度升高而變化。SiC顆粒的破裂是主要的破裂模式,因為在300℃以下的拉伸溫度下具有強的界面結合。拉伸溫度高于300℃時,SiC/Al基體界面處的脫粘成為主要斷裂模式,隨著拉伸溫度的升高,顆粒斷裂急劇減少,而SiCp/Al-Fe-V-Si復合材料的拉伸強度和伸長率隨著拉伸溫度的升高而迅速下降。

He Yiqiang等[9]研究了SiC 顆粒增強多孔噴涂沉積Al-Fe-V-Si合金片材形成新方法。介紹了多層噴射沉積Al-Fe-V-Si/SiCp片材的楔壓后軋制和擠壓成形工藝,研究了兩種不同工藝對Al-Fe-V-Si/SiCp復合材料的顯微組織和力學性能的影響。通過光學顯微鏡(OM),掃描電鏡(SEM)和透射電鏡(TEM)觀察了不同工藝制備的Al-Fe-V-Si/SiCp復合材料的微觀結構。

實驗結果表明,楔形壓制工藝可以明顯消除沉積態(tài)預制件中的氣孔,有效提高成形性。與擠壓相比,楔壓后軋制得到的Al-Fe-V-Si/SiCp復合材料片材顯微組織更均勻,力學性能更優(yōu)異。優(yōu)異的機械性能可歸因避免了擠出Al-Fe-V-Si/SiCp復合材料常見的SiC顆粒分層和聚集。穩(wěn)定的微觀結構以及SiC顆粒與基體之間良好的結合進一步提高了其復合材料的力學性能[9]。

He Yiqiang等[10]研究了單片和增強Al-Fe-V-Si材料的熱穩(wěn)定性。采用多層噴射沉積技術制備了SiC顆粒增強的Al-Fe-V-Si合金。Al-8.5Fe-1.3V-1.7Si合金,Al-8.5Fe-1.3V-1.7Si/15vol%SiCp復合材料和Al-10.0Fe-1.3V-2Si/15vol%SiCp復合材料在熱暴露過程中的顯微組織和機械性能(包括硬度和拉伸性能)均得到了研究發(fā)展。

實驗結果表明,SiC 顆粒與基體之間形成了厚度約為3 nm 的非晶界面。SiC顆粒將硅注入基體,因此發(fā)現(xiàn)α-Al12(Fe,V)3Si分散體周圍的硅濃度升高,從而抑制了α-Al12(Fe,V)3Si分散體的粗化和分解,增強了合金基體的熱穩(wěn)定性。此外,Al-10.0Fe-1.3V-2Si/15vol%SiCp復合材料的顯微組織熱穩(wěn)定性和力學性能均優(yōu)于Al-8.5Fe-1.3V-1.7Si/15vol%SiCp復合材料。

Ma Z Y 等[11]研究了SiC顆粒增強Al-Fe-VSi合金復合材料的高溫蠕變行為。對15vol%SiC 顆粒增強的Al-8.5Fe-1.3V-1.7Si(8009Al)復合材料和未增強的整體合金進行了723～823 K 的蠕變測試。觀察到高且可變的表觀應力指數(shù)和表觀蠕變活化能適用于復合合金和整體合金。增強和未增強的Al-8.5Fe-1.3V-1.7Si(8009Al)合金在所研究的應力和溫度范圍內(nèi)表現(xiàn)出幾乎相同的抗蠕變性能,表明SiC 顆粒在高溫下對Al-8.5Fe-1.3V-1.7Si(8009Al)合金沒有增強作用。通過將閾值應力納入冪律蠕變方程,分析了增強和未增強Al-8.5Fe-1.3V-1.7Si(8009Al)合金的蠕變數(shù)據(jù)。

2.4 V-Si/Si3 N4 復合材料的研究發(fā)展現(xiàn)狀

Krushinskaya L A 等[12]研究了二硅化釩氮化過程中的物相形成。通過X 射線衍射(XRD)、化學分析和透射電子顯微鏡(TEM)研究了機械預活化二硅化釩粉末在氮化過程中微觀結構和相變的演變。已經(jīng)確定,在氮化的初始階段(1 000～1 100℃),物相的形成伴隨著VSi2顆粒近表面區(qū)的分散以及V2N 和α改性氮化硅的形成。隨著氮化溫度的升高,物相的形成伴隨著顆粒的分層,主要形成VN 和α-氮化硅和α-變體的氮化硅。在1 400℃下對機械活化的二硅化釩粉末進行氮化,可以在單一過程中合成精細的氮化硅-氮化釩復合粉末。合成的粉末由50nm 顆粒組成的松散聚集體形成。

2.5 V-Si/TiC復合材料的研究發(fā)展現(xiàn)狀

Tong X C等[13]研究了原位TiC增強鋁基復合材料的制備。在目前評估了Al/TiC 復合材料,高強度Al-Si/TiC復合材料和耐高溫Al-Fe-V-Si/TiC復合材料的室溫和高溫力學行為。鑄錠冶金(IM)或快速凝固(RS)Al-Si/TiC 復合材料和Al-Fe-VSi/TiC復合材料的顯微組織特征可以認為是相關合金基體顯微組織和鑄錠冶金(IM)或快速凝固(RS)Al/TiC復合材料。鑄錠冶金(IM)Al/TiC 復合材料和Al-Si/TiC復合材料顯示出優(yōu)于相關鋁基復合材料的強度和延展性。與快速凝固合金和傳統(tǒng)復合材料相比,快速凝固(RS)Al/TiC 復合材料和Al-Fe-V-Si/TiC復合材料表現(xiàn)出高楊氏模量以及室溫和高溫拉伸性能的顯著改善?？焖倌?RS)Al/TiC 復合材料和Al-Fe-V-Si/TiC 復合材料的楊氏模量值完全在極限內(nèi),與強界面結合保持一致。在微觀力學方法中,目前分散顆粒硬化的快速凝固(RS)原位Al-TiC復合材料的主要強化機制包括強化、晶粒尺寸和亞結構強化以及固溶強化。

3 V-Si金屬間化合物/陶瓷復合材料的未來研究發(fā)展趨勢和發(fā)展方向及應用現(xiàn)狀

除上述復合材料外,還應該開發(fā)新型的復合材料例如V-Si/Al2O3復合材料、V-Si/Zr O2復合材料、V-Si/TiB2復合材 料、V-Si/Zr C 復 合 材 料、V-Si/Zr N 復 合 材 料、V-Si/TiN 復 合 材 料、V-Si/WC 復合材料、V-Si/Ti(C,N)復合材料等。V-Si金屬間化合物/陶瓷復合材料的應用現(xiàn)狀:V-Si金屬間化合物/陶瓷復合材料具有較高的力學性能、優(yōu)秀的耐磨損性能和優(yōu)良的抗高溫氧化性能以及耐腐蝕性能等,可以應用到耐磨損工程領域、耐高溫工程領域、耐腐蝕工程領域。由于V-Si金屬間化合物/陶瓷復合材料具有較高的熔點,因此可以作為耐火材料應用到高溫冶金工程領域。

4 結論與展望

V-Si金屬間化合物具有很多優(yōu)秀的性能,陶瓷也具有很多優(yōu)秀的性能。可以將V-Si金屬間化合物與陶瓷相復合制備V-Si金屬間化合物/陶瓷復合材料。V-Si金屬間化合物/陶瓷復合材料具有較高的力學性能、良好的耐磨損性能和抗氧化性能等。筆者敘述了V-Si金屬間化合物/陶瓷復合材料的制備工藝、物相組成、顯微結構和力學性能、耐磨損性能、抗高溫氧化性能和耐腐蝕性能等,并對V-Si金屬間化合物/陶瓷復合材料的未來發(fā)展趨勢進行分析和預測:

(1)加強新型V-Si金屬間化合物/陶瓷復合材料的研究和開發(fā),例如開發(fā)新型的陶瓷基體,開發(fā)新型的氧化物陶瓷、氮化物陶瓷、碳化物陶瓷和硼化物陶瓷作為基體并與V-Si金屬間化合物相復合制備新型的V-Si金屬間化合物/陶瓷復合材料,例如制備VSi/氧化物陶瓷,V-Si/氮化物陶瓷、V-Si/碳化物陶瓷、V-Si/硼化物陶瓷復合材料等。

(2)為提高V-Si金屬間化合物/陶瓷復合材料的力學性能,可以向復合材料中加入顆粒、晶須、短纖維等作為增強增韌相以此提高復合材料的力學性能。

(3)詳細研究V-Si金屬間化合物/陶瓷復合材料的耐磨損性能和抗高溫氧化性能以及耐腐蝕性能等,使V-Si金屬間化合物/陶瓷復合材料在工程領域得到廣泛應用。

(4)研究V-Si金屬間化合物與陶瓷基體之間的界面結合性能和界面顯微結構,提高金屬與陶瓷的粘結性能,提高金屬/陶瓷復合材料的整體力學性能。

(5)開發(fā)形成V-Si金屬間化合物/硬質(zhì)合金復合材料,將具有良好耐磨損性能的TiC、TiN、Ti(C,N)、WC硬質(zhì)合金等與V-Si合金相復合形成V-Si/硬質(zhì)合金復合材料,使得V-Si/硬質(zhì)合金復合材料能夠應用到耐磨損工程領域。V-Si金屬間化合物/陶瓷復合材料具有良好的耐磨損性能和耐高溫性能以及抗高溫氧化性能等可以應用到耐磨損工程領域、耐高溫工程領域。所以V-Si金屬間化合物/陶瓷復合材料將廣泛應用在工程領域。