Al2O3-NbAl/TiAl基高温复合材料的研究

樊宁霞， 王 芬， 朱建锋

(陕西科技大学 材料科学与工程学院， 陕西 西安 710021)

0 引言

金属间化合物是由金属元素与类金属元素形成的化合物，由于其原子的长程有序排列和原子间金属键及共价键的共存性，使其有可能同时兼顾金属的较好塑性和陶瓷的高温强度，是一类低密度、高熔点、性质介于金属与陶瓷之间的有序结构化合物，从而成为航空、航天、交通运输、化工、机械等许多工业部门的重要结构材料和半导体、磁性、储氢、超导等方面的功能材料.由于TiAl 基合金结构中存在部分共价键，而使原子间具有较牢固的结合，因此其具有比重低、高温强度好、刚度和弹性模量大以及较好的抗氧化性能、抗蠕变性能和抗疲劳性能等优点，被更为广泛地应用[1,2].

然而，TiAl金属间化合物由于室温塑性低、加工成形性差等缺点，其应用范围也受到很大的限制.目前，可以通过合金化[3]改善TiAl合金室温脆性，其基本机制为：(1)细化晶粒；(2)调控合金显微组织，获得具有较大体积百分量的细小的全片层组织；(3)净化合金.同时可以通过微量元素的掺杂，如添加少量Nb，Si，P，Ha和Mo，还可改善TiAl基合金的抗氧化性.

在Ti-Al-TiO2体系中，可通过掺杂可以生成Al2O3/TiAl复合材料[4-7]，并使具性能得到改善[8,9].本研究通过Ti-Al-TiO2-Nb2O5体系掺杂Mo，以热压烧结方式原位合成Al2O3/TiAl复合材料，生成的Al2O3颗粒，改善了体系的性能，达到增强目的.通过测量试样的平面应变断裂韧性，XRD分析材料物相组成，扫描电子显微镜(SEM)观察各相形貌及分布状态，来研究其增韧相的增韧机理，达到增韧TiAl复合材料的目的.

1 实验

实验所用原料为Ti粉(纯度为99.3 wt%)、Al粉(纯度为99.5 wt%)、TiO2粉(纯度为98.0 wt%)、Mo粉(纯度为99.95 wt%)，实验中每种原料的细度小于200目.

以生成10.0 wt%Al2O3为基础，按照35.58Al-50.53Ti-5.35TiO2-8.54Nb2O5进行配料，在此基础上分别加入0.2 wt%、0.5 wt%、1 wt%、3 wt%和5 wt%的Mo粉，各配方依次编号为M1、M2、M3、M4、M5.

球磨时，采用无水乙醇做研磨质，料∶球∶乙醇比为1∶3∶1，总的球磨时间为2 h，使原料混合均匀.球磨后的粉料置入真空干燥箱内进行干燥，然后过筛(200目)，装入密封袋备用；称量固定的粉料压制成片；烧结前称量1.2 g装入孔径为30 mm的石墨模型内.装入模型前，先以石磨纸作为模具与粉料之间的隔垫物，以防止高温时金属液的熔渗导致模型破坏.

装完后将石墨模型置入真空热压碳管炉(额定功率为40 kW，最高工作温度为2 000 ℃，压头行程为100 mm，极限真空度为6.67×10-3Pa)内，在1 250 ℃、30 MPa压力及真空条件(10-2MPa)下进行热压烧结，在保温2 h后随炉冷却，得到Al2O3/TiAl复合材料，最后将所得材料进行性能测试及分析.

2 结果与讨论

2.1 物相分析

图1是在Ti-Al-TiO2-Nb2O5体系中掺入1 wt%Mo(配方M3)时，在不同烧结温度的物相分析.当反应温度在500 ℃时，由于温度较低，该体系中各物相没有明显的变化，主要物相还以反应物为主，并没有明显的新相生成；反应温度达到700 ℃时，原料开始发生反应，生成了TiAl3相和TiAl相，并含有少量的Ti3Al相和部分未反应的起始原料；反应温度进一步升高到900 ℃时，反应物基本消失，体系中的主要物相为TiAl相，并出现了Al2O3相，而Ti3Al相明显减少；当反应温度为1 100 ℃时，体系中的主要物相还是TiAl相，而Ti3Al相趋于消失；当反应温度为1 250 ℃时，体系中的主要物相仍然是TiAl相，只是稍有减少，并且体系中还有明显的Al2O3相和少量的Ti3Al.

整个反应过程说明该反应主要为TiAl3相、Ti3Al相和TiAl相之间的相互转换.从图1中可以看出由于体系中掺入Mo的含量相对较少，且在整个体系中由于Nb2O5的氧化物种类多且衍射峰复杂，与其他相有重合，不能体现出与钼和铌有关的物相.

图1 掺杂1 wt%Mo原位合成Al2O3/TiAl复合材料在不同烧结温度的物相分析

2.2 Al2O3/TiAl复合材料微观结构分析

图2是掺杂1 wt%Mo合成Al2O3/TiAl复合材料中基体相和Al2O3增强相的能谱分析图.结合图1对体系的XRD物相分析图可以明显看出：黑色层状结构为基体相，由Ti和Al的含量分别为50.26 at%和47.88 at%可以看出基体中的主要物相是TiAl和少量的Nb系化合物；白色颗粒为增强相，由于增强相中Al和O的含量分别为67.63 at%和29.35 at%，增强颗粒为Al2O3.

结合图2材料的能谱分析图和图3中掺杂不同含量Mo合成Al2O3/TiAl复合材料的SEM扫描图，可以明显看出：暗色的呈明显片层状结构的为TiAl基体相，白色区域为增强相Al2O3颗粒，增强相Al2O3成网状分散在基体相周围，粒子呈弥散分布，随掺入Mo含量的增加，基体和增强相粒子相互连接形成连续、均匀的空间网络，网络间包围的基体晶粒变小，团聚现象较少，增强颗粒均匀分布于基体周围，基体晶粒和Al2O3颗粒结合性较好，未见较大的空隙，基体相和Al2O3颗粒均有所细化，且分布逐渐均匀，使材料的均匀性得到改善.但当掺入Mo的含量到达某值的时候，Al2O3颗粒出现了明显的团聚现象.

图2 掺杂1 wt%Mo合成Al2O3/TiAl复合材料的能谱图

(a) 0.2 wt % (b) 1 wt % (c) 5 wt %图3 掺杂不同含量Mo合成Al2O3/TiAl复合材料的SEM扫描图

2.3 掺入不同含量Mo对Al2O3/TiAl复合材料力学性能的影响

图4是掺入不同含量Mo在1 250 ℃烧结制得Al2O3/TiAl复合材料的断裂韧性和抗弯强度.由图4中可以看出材料断裂韧性在掺入Mo含量小于1 wt%时不断增大，在掺入Mo含量为1 wt%达到最大，约为5.780 3 MPa·m1/2，随后随着掺入Mo含量的增加断裂韧性又降低.由于断裂韧性与显微结构密切相关，所以随着Mo掺入量的变化，材料的断裂韧性随Mo的掺入量呈峰值变化.

材料的抗弯强度是一个对组织缺陷十分敏感的物理量，其影响因素诸多，如材料组分、晶粒大小、孔隙率等.由图4可以看出抗弯强度与Mo掺入含量有关，当掺入Mo含量小于1 wt%时抗弯强度不断增大，在Mo含量为1 wt%达到最大，约为644.673 MPa，随后随着掺入Mo含量的增加抗弯强度又降低，所以体系抗弯强度随Mo的掺入量呈峰值变化.

图4 掺入不同含量Mo合成Al2O3/TiAl复合材料的断裂韧性和抗弯强度的影响

图5是采用SD-200L液体比重计进行测定掺入不同含量Mo对材料体积密度的影响.从图5中可以看出随掺入Mo含量的增加，体积密度也随着逐渐增加，主要原因是反应物中加入适量Mo，生成的Al2O3颗粒弥散在基体颗粒之间，细化了基体晶粒，增强体Al2O3颗粒本身也亦得到细化，晶粒之间结合较为紧密，降低了材料的气孔率，提高体积密度.

图5 掺入不同含量Mo合成Al2O3/TiAl复合材料的体积密度的影响

综上所述可知：由于Mo元素的引入，使材料的反应生成热量提高，促进了其烧结致密化，强化了材料，同时生成的Al2O3颗粒弥散在基体颗粒之间，细化了基体晶粒的同时，增强体Al2O3颗粒本身也亦得到细化，晶粒之间结合较为紧密，降低了材料的气孔率，材料性能得到改善；并且Mo元素填充了界面的孔洞部分，提高了产物的致密度，故随着Mo元素掺入量的增加，产物的密度也随之逐渐增大，抗弯强度和断裂韧性也逐渐增大.但随着Mo元素掺入量的进一步提高，Al2O3含量亦逐渐提高，达到一定程度后，Al2O3相过多，团聚现象增强，使得材料的延性降低，导致材料抗弯强度和断裂韧性降低.

3 结论

(1)本研究反应主要为TiAl3相、Ti3Al相和TiAl相之间的相互转换，最终以TiAl相为主要物相， Al2O3颗粒为增强相.铝热反应过程释放了大量热量，提高了体系内的温度，促使体系内反应的较早发生，降低了反应温度.

(2)TiAl基体呈明显的层状结构，增强相Al2O3成网状分散在基体相周围，加入适量的Mo元素使基体晶粒逐渐细化，增强相Al2O3粒子团聚度减弱，沿晶界弥散分布，总体结构更加均匀，但加入过量的Mo又会减弱材料的性能.

(3)随着Mo元素的掺入，填充了界面的孔洞部分，提高了产物的致密度，使合成Al2O3/TiAl复合材料的体积密度随着Mo掺入量的增加而增加；而断裂韧性和抗弯强度均呈峰值变化，当掺入Mo含量为1 wt%时，材料的断裂韧性和抗弯强度达到最大值.

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