Mo-Si 金属间化合物/陶瓷复合材料的研究发展现状及其应用

江 涛，韩慢慢，付 甲

(西安石油大学 材料科学与工程学院，陕西 西安 710065)

0 引言

Mo-Si 金属间化合物材料具有很多优质性能。其具有较高的力学性能，良好的耐磨损性能、导电性能和抗高温氧化性能等，主要包括Mo3Si，Mo5Si3，MoSi2。将Mo-Si 金属间化合物与陶瓷材料相复合制备Mo-Si 金属间化合物/陶瓷复合材料。其具有较高的力学性能和良好的耐磨损性能、抗高温氧化性能以及优良的耐腐蚀性能等。本文阐述了Mo-Si 金属间化合物/陶瓷复合材料的研究发展现状、制备工艺、显微结构、力学性能、耐磨损性能和抗氧化性能等，并对Mo-Si 金属间化合物/陶瓷复合材料未来发展趋势进行了分析和预测。

1 Mo-Si 金属间化合物/陶瓷复合材料的制备技术

由于Mo-Si 金属间化合物与陶瓷材料均具有优良的性能，而且Mo-Si 金属间化合物与陶瓷材料相容性良好。所以，可以将Mo-Si 金属间化合物与陶瓷材料相复合制备Mo-Si 金属间化合物/陶瓷复合材料。Mo-Si 金属间化合物/陶瓷复合材料的制备工艺主要采用粉末冶金工艺进行制备。其中，粉末冶金工艺主要包括热压烧结工艺、常压烧结工艺、放电等离子烧结工艺，热等静压烧结工艺，反应烧结工艺，原位反应制备工艺等。还可以采用自蔓延高温合成工艺进行制备复合材料。

2 Mo-Si 金属间化合物/陶瓷复合材料的研究发展现状

2.1 Mo-Si/Si3N4复合材料的研究发展现状

Singh 等[1]采用机械合金化工艺球磨Mo 粉末和Si3N4粉末原位反应制备出Si3N4-MoSi2复合材料，并研究球磨能量对机械活化(Mo+Si3N4)粉末的影响。尝试从Mo 和Si3N4之间的反应制备MoSi2过程研究机械活化过程中球磨能量和研磨介质的类型，钼粉末和氮化硅粉末的混合物按摩尔比例为1∶1，1∶2 和1∶3 进行机械球磨。使用WC，钢和氧化锆研磨介质的机械活化过程，评估这些球磨粉末混合物的高能球磨和热解后获得的结果。对Mo+xSi3N4(x=3,2,1)粉末混合物使用WC 研磨介质机械活化所需的最佳球磨冲击能量较小从而导致了样品热解温度下降。Singh 等[2]采用机械活化Mo 粉末和Si3N4粉末原位合成Si3N4-MoSi2复合材料，并研究原位合成工艺制备的 Si3N4-MoSi2复合材料的制备工艺，物相组成，显微结构和力学性能等。钼粉末和氮化硅粉末的混合物在摩尔比例为1∶3 时，通过高能球磨0 h—100 h 进行机械活化，观察到球磨过程中没有MoSi2的形成。差热分析(DTA)和热重分析(TGA)结果表明，随着球磨时间的增加，Mo 和Si3N4之间发生反应。球磨后的粉末混合物在不同温度下（1000 ℃和1400 ℃）之间的原位反应合成Si3N4-MoSi2复合材料。观察到在10 h—100 h 球磨后的Mo 样品在1400 ℃热解后完全转化成了MoSi2。在未球磨的Mo 样品中，较低含量钼的硅化物Mo5Si3被检测到。在机械活化10 h 球磨后的样品在1400 ℃反应1 h 后，没有形成Mo5Si3。热解样品MoSi2衍射峰的强度随着球磨时间的增加而增强。在热解样品中可以观察到纳米和亚微米尺寸的MoSi2粒子均匀分布在Si3N4基体中。袁磊等[3]研究了Mo 粉加入量对反应烧结MoSi2-Si3N4-BN 复合材料的力学性能的影响。采用反应烧结法于1450 ℃氮气气氛下保温5 h，原位合成了MoSi2-Si3N4-BN 复合材料。研究了Mo 粉加入量对MoSi2-Si3N4-BN 复合材料的显气孔率、体积密度和抗弯强度的影响，利用X-射线衍射研究了 Mo 粉末不同加入量下MoSi2-Si3N4-BN 复合材料的物相组成，并利用扫描电镜对MoSi2-Si3N4-BN 复合材料的表面和断面形貌进行了观察和分析，同时探讨了Mo5Si3的形成机理。

2.2 Mo-Si/SiC 复合材料的研究发展现状

Subrahmanyam 等[4]研究了燃烧合成制备的MoSi2-SiC 复合材料的热化学分析、物相组成、显微结构和力学性能等。对自蔓延高温合成SiC 颗粒增强MoSi2基复合材料进行热化学计算。可以通过自蔓延反应采用钼粉末、Si 粉末、C 粉末制备MoSi2-SiC 复合材料。在反应不同初始温度形成MoSi2-SiC 复合材料并计算绝热温度。计算在不同温度和摩尔比例时，形成 MoSi2液相量。Hambartsumyan 等[5]研究了Mo-Si-C-催化剂的活化燃烧特征，并制备出MoSi2-SiC 复合粉末且研究MoSi2-SiC 复合粉末的物相组成和显微结构。在很宽的范围内对化学成分的激活，通过燃烧合成工艺制备MoSi2-SiC 基陶瓷复合材料。钼粉末，硅粉末和炭黑粉末作为初始原料，聚四氟乙烯作为一种活化添加剂，揭示了燃烧过程的具有低温和高温的演化阶段特征。对最终产品进行了扫描电镜，X 射线衍射和化学分析。Zhu 等[6]制备出MoSi2-MoB-SiC 陶瓷复合材料，并研究 MoSi2-MoB-SiC 陶瓷复合材料的制备工艺和性能。在Mo，Si 以及粉末混合物通过自蔓延高温合成原位合成MoB 和SiC 颗粒增强的MoSi2基复合材料。自蔓延高温合成MoSi2-MoB-SiC 产品通过真空热压烧结工艺在1400 ℃、保温90 min 下，制备较高致密度(相对密度＞97.5 %)烧结块材。随着反应混合物含量增加导致MoSi2-MoB-SiC 复合材料组织细化以及维氏硬度和断裂韧性得到显著的提高。热压烧结工艺制备的复合材料成分为MoSi2-0.4MoB-0.1SiC，具有晶粒粒径为1 μm—5 μm，维氏硬度为12.5 GPa，抗弯强度为537 MPa，断裂韧性为3.8 MPa·m1/2。这些复合材料优良的力学性能表明，MoB 和SiC 颗粒增强MoSi2基复合材料可以用于候选的应用结构材料。

Gao 等[7]采用酚醛树脂浸渍高温分解制备出MoSi2-RSiC 复合材料，并研究了MoSi2-RSiC 复合材料的显微结构和性能，以及MoSi2-Si-Al 金属合金熔融浸渗复合制备工艺。酚醛树脂和浸渍裂解工艺结合MoSi2-Si-Al 合金活化熔渗组合工艺制备MoSi2-RSiC 复合材料。其中，RSiC(反应烧结碳化硅)作为一个基体。通过X-射线衍射、扫描电镜、力学性能测试等手段研究了渗透温度对MoSi2-RSiC 复合材料的物相组成、显微结构、力学性能和电性能的影响。结果表明，得到接近完全致密的MoSi2-RSiC 复合材料具有三维互穿网络结构。MoSi2-RSiC 复合材料的物相组成主要是 SiC，MoSi2，Mo(Si,Al)2和少量的残余硅。随着渗透温度的增加，复合材料的抗弯强度先增大后减小。1800 ℃时渗透得到复合材料的抗弯强度达到171.40 MPa，比RSiC 基体高107.63 %。复合材料的断裂性能表现出典型的脆性断裂。该复合材料渗透温度为 1900 ℃时，具有体积电阻率为2.90×10-3Ω·cm，是RSiC 基体的四倍。Kang 等[8]通过原位反应烧结工艺制备出纳米SiCp/ MoSi2复合材料，并研究纳米SiCp/MoSi2复合材料的低温氧化行为。由原位反应热压烧结经过机械球磨Mo，Si 和C 元素粉末制备具有不同SiC 体积分数的纳米SiC 颗粒增强MoSi2基复合材料。X 射线衍射检测表明，复合材料是由α-MoSi2相和β-SiC 相所组成；透射电子显微镜表明，原位反应形成β-SiC 粒径范围为20 nm—100 nm，大多数分布在晶界且一些颗粒嵌入在 MoSi2晶粒中。纳米SiC/MoSi2复合材料在空气中于500 ℃进行了等温氧化和热循环试验。氧化过程和循环氧化过程中，500 ℃保温500 h 并且循环50 次。所有复合材料都具有优良的抗氧化性能和良好的抗循环氧化性能。同时探讨复合材料在低温下氧化的机理。Chen等[9]研究了原位反应无压烧结制备SiC/ MoSi2复合材料。采用原位无压烧结Mo，Si，C 元素粉末制备了SiC 颗粒增强MoSi2基复合材料，同时利用X 射线衍射仪研究了不同温度下样品的物相组成，并采用扫描电子显微镜和X 射线能谱仪研究显微组织。可以看出，在1100 ℃的高温条件下主相为Mo 和Si，伴有少量富钼产品Mo5Si3和Mo3Si。当烧结温度达到1300 ℃时，主要相改为MoSi2和SiC。1550 ℃高温烧结120 min 得到具有良好分散性的SiC 颗粒和增强MoSi2的MoSi2/SiC 复合材料。在这些复合材料中，孔隙率演变符合孔隙减少模型。10%SiC/MoSi2复合材料的弯曲强度和断裂韧性分别达到274.5 MPa 和5.5 MPa·m1/2。与单相MoSi2相比，MoSi2/SiC 复合材料的强度和韧性分别增加约为40.8 %和30.6 %。

Mitra 等[10]研究了反应热压烧结工艺制备的MoSi2和MoSi2/SiCp 复合材料的制备工艺，显微结构和力学性能。在1450 ℃—1500 ℃温度范围内，通过反应热压烧结工艺使用Mo，Si 和SiC 原料粉末制备单相MoSi2和MoSi2-20vol%SiC 复合材料。在外部压力下Si 原子扩散进入Mo 晶格中，Mo 和Si 之间发生反应导致MoSi2形成。最初的Mo颗粒大小影响形成MoSi2晶粒尺寸。单相MoSi2也采用1700 ℃真空热压烧结MoSi2粉末进行制备。该MoSi2/SiCp 复合材料的弯曲强度和硬度比单相热压烧结多晶MoSi2有适度增长。研究表明，添加碳化硅颗粒增强的MoSi2/SiCp 复合材料的高温压缩屈服强度显著增加，MoSi2晶粒尺寸强烈影响复合材料的断裂韧性与微观机制。Kurokawa 等[11]研究了MoSi2-SiC 复合材料的制备工艺和抗氧化性能。采用放电等离子烧结工艺制备出无SiO2夹杂物的完全致密的MoSi2-SiC 复合材料，并研究MoSi2-SiC 复合材料的氧化行为。使用元素Mo，Si 和C 混合粉末在1673 K 或1873 K 采用放电等离子烧结方法进行烧结，制备MoSi2和MoSi2-SiC复合材料，即原位合成MoSi2和MoSi2-SiC 复合材料烧结同时进行。因此，制备出完全致密的MoSi2及含有少量SiO2夹杂物的MoSi2基复合材料。烧结体在773 K 空气中的加速氧化区和在1773 K 被动氧化区进行了氧化试验。在复合材料中，在加速氧化区的钼和硅的同时，氧化受到显著抑制。1773 K 氧化过程中，复合材料表现出优异的抗氧化性能，形成一个保护性的二氧化硅涂层。Mitra等[12]研究了反应热压烧结工艺制备出MoSi2/SiCp复合材料，并研究反应热压烧结工艺制备出MoSi2/SiCp 复合材料的性能表征。采用Mo 粉末，Si 粉末和SiC 粉末混合物在1450 ℃—1500 ℃温度范围内通过反应热压烧结工艺制备MoSi2/SiC复合材料。Mo 和Si 之间完全发生反应导致形成MoSi2。MoSi2/SiCp 复合材料的抗弯强度和硬度比单相热压烧结多晶MoSi2材料适度增加。试样的氧化在表面，试样暴露于空气中500 ℃、保温250 h，最终氧化产物是MoO3和SiO2。在氧化的初始阶段形成Mo-Si-O 复合相。

Subrahmanyam 等[13]研究了采用燃烧合成工艺制备出MoSi2-SiC 复合材料。MoSi2-SiC 基复合材料通过自蔓延高温合成热爆模式进行制备，使用钼，硅和碳元素粉末混合物。所制备的产品表征采用化学分析，X-射线衍射和扫描电子显微镜进行研究。在燃烧温度条件下，MoSi2产品的形态是熔融状态的。复合材料中碳化硅具有非常细小的颗粒形态。Lu 等[14]研究了原料对 MoSi2-10vol %SiC 复合材料的制备工艺，显微结构和性能的影响。通过自蔓延燃烧原位合成制备MoSi2-10vol %SiC 复合材料，使用在三种不同的复合系统Mo-Si-C，Mo-Si-Mo2C 和Mo-Si-SiC。燃烧合成温度均高于 1800 K，并且产品均由MoSi2，SiC 和微量粉末所组成。通过1400 ℃真空热压烧结工艺制备出高致密度 MoSi2材料和MoSi2-10vol %SiC 复合材料。SiC 颗粒均匀地分散在MoSi2基复合材料中。使用钼，硅，碳化硅原料制备的MoSi2-10vol%SiC 复合材料具有优异的力学性能：硬度为12.21 GPa，弯曲强度为773.4 MPa，断裂韧性为3.65 MPa·m1/2。Wei 等[15]研究了钼和钼硅化合物制备MoSi2/SiC 复合材料的制备工艺过程和反应动力学。采用溶解-沉淀-喷雾干燥-氢还原相结合的方法制备了Mo/Si/SiC 复合粉末，粉末进行热压烧结工艺的烧结温度大于1400 ℃，形成MoSi2/SiC 复合材料。对Mo/Si/SiC相反应分析，钼晶粒的晶粒生长动力学和Mo5Si3和MoSi2相变动力学和H2还原后产物通过定量XRD 技术完成。此外，Mo/Si/SiC 复合粉末和热压烧结工艺制备的MoSi2/SiC 复合材料，采用SEM，TEM，HRTEM 进行了表征。研究表明，烧结得到的MoSi2/SiC 复合材料块材表现出化学成分均匀，晶粒细小的优良性质。Xu 等[16]研究了微波烧结工艺原位反应工艺制备出SiC-MoSi2复合材料。通过精确控制微波反应烧结工艺原位制备含20vol %SiC 增强MoSi2基复合材料。通过Mo，Si，C 粉末反应烧结后得到SiC 颗粒均匀分散在MoSi2基体中。烧结产品的物相组成包括 MoSi2，Mo4.8Si3C0.6和SiC。复合材料的相对密度为91.5 %，弯曲强度为251.29 MPa，维氏硬度为7.86 GPa 和断裂韧性为8.17 MPa·m1/2。研究发现，在微波反应烧结制备致密的SiC-MoSi2复合材料中，加热过程是关键。

Narciso-Romero 等[17]采用在Mo2C 和SiC 之间的原位固态置换反应合成和制备(MoSi2,Mo5Si3)/SiC 复合材料，并研究(MoSi2,Mo5Si3)/SiC 复合材料的制备工艺、物相组成、显微结构以及力学性能等。MoSi2金属间化合物作为高温结构材料具有很大的潜力，但断裂韧性和高温强度较低。MoSi2这些性能的改善可以通过添加SiC 颗粒或晶须增强或Mo5Si3合金化过程来实现。(MoSi2,Mo5Si3)/SiC 复合材料通过原位反应工艺进行制备。根据Mo-Si-C系统得到的多相复合材料使用Mo2C 和Si 之间的固相反应进行制备。从混合样品中制备，包括不同比例的Si 和Mo2C 的混合粉末。混合粉末通过真空热处理在压力为40 MPa 和氩气气氛下制备烧结块材。烧结块材表现出不同比例的SiC，MoSi2和Mo5Si3。得到烧结块材的硬度范围从12 GPa到14 GPa，断裂韧性KIC超过8 MPa·m1/2，远高于 MoSi2材料的性能。Buchheit 等[18]研究了Mo5Si3C-SiC 复合陶瓷的制备工艺过程和热性能。25vol %的Mo-Si-C 三元化合物和碳化硅原料通过反应热压烧结工艺制备出Mo5Si3C-SiC 复相陶瓷，烧结后得到 Mo5Si3C-SiC 复相陶瓷相对密度为96 %。经过2150 ℃热处理得到该复合材料的电阻率从室温为4.60 Ω·cm 下降至700 ℃时为4.15 Ω·cm。SiC 陶瓷热导率在2150 ℃以上时为100 W/mK，在室温下降低至62 W/mK，在500 ℃下降至68 W/mK。使用导热系数的计算模型，有 160 W/mK 和170 W/mK 作为常温热导率的比较基线。在Mo5Si3C-SiC 复合陶瓷材料中，SiC 相是相互关联的。连续SiC 相的存在使得Mo5Si3C-SiC 复合陶瓷材料的热导率由室温至500 ℃温度范围平均增长50 %。热导率的增加归因于容纳杂质，通常会在SiC 晶粒和晶界存在三元相。Zakeri 等[19]研究了MoSi2-SiC 纳米复合粉末的机械化学合成制备工艺。MoSi2-25wt.%SiC 纳米复合粉末是通过机械球磨Mo 粉末、Si 粉末和石墨粉末进行制备。并研究了机械球磨时间和退火温度的影响。晶体结构的变化和粉末形态的变化通过X-射线衍射和扫描电镜进行研究。MoSi2和SiC 是通过球磨10 h 得到，所有的MoSi2高温和低温多晶型现象是通过较短时间球磨进行观察。高温多晶型向低温多晶型转变是发生在900 ℃退火20 h 形成的。结果表明，球磨20 h 得到的主要晶粒尺寸和应变分别为31.8 nm和1.19 %。MoSi2-SiC 复合材料具有较高的力学性能和均匀致密的显微结构。Zakeri 等[20]研究了原始成分对通过机械球磨工艺制备的MoSi2-SiC 纳米复合粉末的形成过程的影响。MoSi2-SiC 纳米复合材料是通过机械球磨Mo 粉末，Si 粉末和石墨粉末进行制备，对球磨时间和热处理温度的影响进行了研究。MoSi2-SiC 复合材料的物相形成和物相转变通过X-射线衍射进行研究。球磨粉末的显微结构通过扫描电镜和透射电镜进行研究。球磨时间为10 h 和20 h 分别合成制备含有25 %SiC 和50 %SiC 复合材料。MoSi2的高温相通过球磨20 h得到，热处理工艺导致MoSi2高温相向MoSi2低温相的转变。Mo5Si3是通过MoSi2和多余的石墨反应得到的产物。研究结果表明，机械球磨20 h 后得到产物的颗粒尺寸较小。

Krishnarao 等[21]采用SiO2或者Si3N4与Mo 和碳发生原位反应生成MoSi2-SiC 复合材料，并研究原位反应生成MoSi2-SiC 复合材料的制备工艺、物相组成、显微结构和力学性能。MoSi2-SiC 复合粉体的合成在1300 ℃时，使用反应混合物(Mo-SiO2-C)，(Mo-Si3N4-C)和(Mo-SiO2-Si3N4-C)进行制备。(Mo-SiO2-C)粉末系统组成主要反应形成Mo5Si3和Mo3Si。Peng 等[22]研究了反应热压烧结工艺制备出SiC/MoSi2复合材料，通过反应热压烧结Mo，Si和C 的混合粉末制备致密SiC/MoSi2纳米复合材料。聚合物处理工艺使得纳米SiC 颗粒均匀涂覆在Si 粉表面。用X 射线衍射、扫描电镜、透射电镜和能谱分析对SiC/MoSi2复合材料的物相组成和显微结构进行了测定。得到的纳米复合材料是由MoSi2，β-SiC 以及少量的Mo5Si3和SiO2组成，获得纳米SiC 颗粒均匀分散在MoSi2基体中。单相MoSi2材料和SiC/MoSi2纳米复合材料的相对密度都在98 %以上。15vol %SiC/MoSi2复合材料的室温抗弯强度为610 MPa，与MoSi2基体相比提高141 %。SiC/MoSi2纳米复合材料的断裂韧性优于纯MoSi2，并且纳米复合材料在1200 ℃时屈服强度达到720 MPa。Krnel 等[23]研究了AlN-SiC-MoSi2导电陶瓷复合材料的抗氧化行为。对AlN-SiC-MoSi2导电陶瓷复合材料的微观结构改性效果，电阻率及力学强度的影响进行了研究。在低于1000 ℃温度下，样品失重是由于MoSi2氧化后形成的MoO3的蒸发。但AlN/SiC 基体不会出现粉化现象和强度退化。尽管事实上在这些温度下，MoSi2迅速氧化。温度高于1000 ℃的复合材料增量是由于在表面上形成保护性莫来石涂层，这对材料应用在高温下提供了良好的抗氧化性能。力学行为表明，在1000 ℃—1400 ℃的温度范围内，运用该导电结构陶瓷具有良好的适用性。另一方面氧化环境导致的复合材料，由于表面改性导致导电性能显著地减少。Wang 等[24]研究了采用MoCl5-聚甲基硅烷杂化模板制备多孔SiC-MoSi2陶瓷。含钼陶瓷先驱体聚合物首次合成了聚甲基硅烷和氢在室温下进行反应。不溶性聚合物嵌入二氧化硅胶体晶体模板空隙内的聚合物，并在1400 ℃、氩气气氛中，转化为长程有序三维大孔SiC-MoSi2陶瓷，随后在模板拆除后裂解。珠状大孔SiC-MoSi2陶瓷约88 %的陶瓷产量具有高温稳定性较高的比表面积和半导体行为。此外，大孔SiC-MoSi2陶瓷涂层表面上的孔可以作为催化剂载体。陶瓷先驱体聚合物和陶瓷烧结块材通过红外分析、热分析、X 射线衍射、扫描电镜和透射电镜进行测试。Zhang 等[25]研究了Mo(Si,Al)2-SiC 复合材料的原位反应制备工艺过程，采用原位反应合成Mo(Si1-xAlx)2-SiC 复合材料，通过热压烧结工艺制备Mo(Si,Al)2-SiC 复合材料。研究表明，原位反应合成Mo(Si,Al)2-SiC复合材料具有较高的力学性能和均匀致密的显微结构。

Wang 等[26]研究了原位反应和热压烧结工艺制备的SiCp/MoSi2复合材料的显微结构和力学性能。纯MoSi2和具有不同SiC 颗粒体积含量的SiC/MoSi2复合材料是通过原位反应和热压烧结工艺制备的。研究了原位反应形成的SiC 颗粒对SiCp/MoSi2复合材料的显微结构，抗弯强度和断裂韧性的影响。研究结果表明，SiC/MoSi2复合材料的相对密度，抗弯强度和断裂韧性都比纯MoSi2材料高。Alman 等[27]研究了由Mo 粉末，Si 粉末，C 纤维原位反应合成制备碳化硅，增强MoSi2复合材料的显微结构观察。碳化硅增强MoSi2复合材料是潜在的高温结构复合材料。SiC 的添加能够提高MoSi2基体材料的抗蠕变性能和断裂韧性。研究了原始成分控制材料的形态，并通过热压反应烧结工艺合成制备的MoSi2/SiC 复合材料的显微结构。其中，MoSi2/SiC 复合材料是通过热压烧结Mo 粉末和Si 粉末以及石墨纤维而制备的。研究结果表明，MoSi2/SiC 复合材料具有较高的力学性能和均匀致密的显微结构。Oh 等[28]研究了通过高频感应加热和燃烧合成方法制备致密的MoSi2-SiC 复合材料，并研究了MoSi2-SiC 复合材料的力学性能。致密的MoSi2-SiC 复合材料是通过高频感应加热燃烧合成方法制备的。原料粉末是Mo 粉末、Si 粉末和C 粉末，通过感应电流和机械压力相结合完成燃烧合成过程和致密化过程。较高致密度的 MoSi2-SiC 复合材料的相对密度为98 %，MoSi2-SiC 复合材料是通过施加60 MPa 的压力和感应电流加热烧结的。MoSi2和SiC 的平均晶粒尺寸较小同时，还出现少量Mo5Si3C 相。MoSi2-SiC 复合材料的断裂韧性和硬度值分别为4.8 MPa·m1/2和1410 kg/mm2。研究结果表明，MoSi2-SiC 复合材料具有较高的力学性能和均匀致密的显微结构。Kurokawa 等[29]研究了放电等离子烧结工艺制备MoSi2-SiC 复合材料的制备工艺和性能，通过放电等离子烧结工艺制备完全致密的MoSi2-SiC 复合材料。原料粉末是球磨工艺得到的复合粉末。研究了Mo-Si-C 混合粉末的烧结过程和致密化过程。对于制备MoSi2-SiC 复合材料最适宜的烧结温度依靠SiC 含量，并且随着SiC 含量的增加而逐渐增加。所以，完全致密MoSi2-SiC复合材料可以很容易采用放电等离子烧结工艺进行制备。研究结果表明，MoSi2-SiC 复合材料具有较高的力学性能和均匀致密的显微结构。

2.3 Mo-Si/ZrB2复合材料的研究发展现状

Liu 等[30]采用热压烧结原位反应法制备出ZrB2-MoSi2片状复合材料，并研究了热压烧结原位反应法制备出ZrB2-MoSi2片状复合材料的显微结构和力学性能。使用元素Zr 粉末、B 粉末、Mo粉末、Si 粉末为原料，通过反应热压烧结工艺制备出部分组织具有原位生成片状 ZrB2晶粒的ZrB2-MoSi2复合材料。采用燃烧合成反应原位生成的ZrB2相具有独特的特点，长大后形成片状颗粒，在高温条件下分布在Mo-Si-B 三元液相周围。力学性能依靠ZrB2片状颗粒的晶粒尺寸和纵横比。在热压烧结条件下，导致一部分织构组织的片状ZrB2颗粒发生旋转和调整，表现为烧结样品的不同方向各向异性的力学性质。对通过反应热压烧结工艺制备部分组织的ZrB2-MoSi2复合材料的显微组织和组织结构的形成机理进行了研究。Silvestroni 等[31]研究了加入MoSi2添加剂锆和铪的硼化物进行透射电镜观察以及复合材料的致密化机理。ZrB2和HfB2添加20vol %的MoSi2两种无压烧结陶瓷的组织结构，通过扫描电镜和透射电镜进行研究和分析。碳化物和过渡金属的氧化物和MoB 被观察到分散在硼化物基体中。实验结果研究表明，Mo-Si-B 液相在高温条件下的形成，有力地促进了致密化过程。Guo 等[32]研究了热压烧结ZrB2-MoSi2-SiC 复合材料的热学性能和电学性能。对含MoSi2和SiC 的ZrB2基复合材料的热性能和电性能进行了研究，以及对热压烧结工艺制备的ZrB2-MoSi2-SiC 复合材料中MoSi2和SiC 含量的影响进行了研究。采用纳米放电技术和电流电压法分别测量了室温下的ZrB2-MoSi2-SiC 复合材料的电导率和热导率。结果表明，ZrB2-MoSi2-SiC 复合材料的导电性能和导热性能都依靠于MoSi2的含量和SiC 的含量。观察到所有组合物的热导率都超过75W·(m·K)-1。组成为包含20vol %MoSi2-30vol %SiC-ZrB2复合材料测定的最大电导率为97.55 W·(m·K)-1，并且观察到ZrB2-MoSi2-SiC 复合材料所有成分的电导率都较高。姜子晗等[33]采用放电等离子烧结(SPS)工艺制备出MoSi2/ZrB2基超高温陶瓷，并研究了MoSi2/ZrB2复合材料的显微结构和力学性能。采用放电等离子体烧结(SPS)工艺，添加体积分数为10 %—20 %的MoSi2烧结助剂制备出MoSi2/ZrB2超高温陶瓷。

2.4 Mo-Si/Al2O3复合材料的研究发展现状

Wang 等[34]研究了MoSi2-5vol %Al2O3复合材料的制备工艺、显微结构、力学性能，使用Mo、Si、Al 和MoO3原料粉末采用自蔓延燃烧原位合成制备MoSi2-5vol %Al2O3复合材料，对产品的燃烧方式和自蔓延反应的温度以及物相组成进行了研究。结果表明，燃烧模式是一个稳态自蔓延工艺，复合材料是由MoSi2和Al2O3所组成。采用1300 ℃至1600 ℃真空热压烧结制备高致密度的MoSi2-5vol %Al2O3复合材料。1400 ℃时烧结得到的MoSi2-5vol %Al2O3复合材料具有精细结构和优异的力学性能：晶粒粒度为 5 μm，维氏硬度为11.14 GPa，弯曲强度为435 MPa，断裂韧性为4.53 MPa·m1/2。Fahrenholtz 等[35]采用反应烧结工艺制备出 Al2O3-MoSi2复合材料，并研究了Al2O3-MoSi2复合材料的显微结构和力学性能。Al2O3和Mo-Si 金属间化合物反应形成的复合材料物相组成主要是MoSi2，Mo(Si,Al)2和Mo3Al8，通过钼铝硅酸盐粉末混合物反应热压烧结工艺制备出Al2O3-MoSi2复合材料。金属间化合物和陶瓷的比率以及金属间化合物相的组成是通过控制粉末系统反应物摩尔比例的变化或采用不同的硅铝酸盐的前驱体。对复合材料的微观结构采用扫描电镜进行了表征，通过确定的四点弯曲强度对复合材料的力学性能、杨氏模量、硬度、热膨胀系数进行了研究。Bonnet 等[36]采用自蔓延高温合成工艺制备MoSi2/Al2O3复合材料，并研究自蔓延高温合成工艺制备MoSi2/Al2O3复合材料的制备工艺条件和显微结构。以铝，氧化钼，硅或二氧化硅为原料，通过自蔓延高温合成反应得到MoSi2/Al2O3基复合材料。反应开始后，铝很快地熔化，释放的热使反应产物达到最高温度，高到足以让原料粉末发生部分或完全熔化。由MoSi2或Al2O3粉体原料达到了控制的最高温度。最终产品的微观结构研究表明，硅化物均匀分散在氧化铝基体中，硅化物是由MoSi2和Mo(Si,Al)2晶粒包围Mo5Si3相。该基体是由氧化铝颗粒与无定形莫来石相组成，最高温度值影响最终产品的性质和物相组成的分布。Chen 等[37]研究了Mo5Si3-Al2O3复合材料的显微结构、力学性能和抗氧化性能等。Mo5Si3-Al2O3复合粉末通过球磨MoO3粉末、Mo粉末、Si 粉末和Al 粉末进行制备。致密的纳米结构的Mo5Si3-Al2O3复合材料通过热压烧结工艺制备。研究了Mo5Si3-Al2O3复合材料的显微结构，力学性能和抗氧化性能。研究结果表明，Mo5Si3-Al2O3复合材料相比于Mo5Si3合金具有更高的力学性能和抗氧化性能。Mo5Si3-Al2O3复合材料具有相对密度为96.1 %，Mo5Si3-Al2O3复合材料的硬度为15.2 GPa，抗弯强度为630 MPa，断裂韧性为6.53 MPa·m1/2。此外，1400 ℃时的复合材料具有较高的强度(276 MPa)。在600 ℃的氧化实验研究表明，添加Al2O3有效地抑制了Mo5Si3的粉化氧化现象。1200 ℃时Mo5Si3-Al2O3复合材料表面形成氧化皮（包括SiO2-Al2O3），并且SiO2-Al2O3薄膜表现出良好的抗氧化性能。陈辉等[38]研究了纳米Al2O3/Mo5Si3复合粉体的机械化学合成制备工艺，并研究了纳米Al2O3/Mo5Si3复合粉体的物相组成和显微结构[38]。以MoO3粉末、Mo 粉末、Si 粉末及Al 粉末为原料，采用机械化学还原法原位合成纳米Al2O3/Mo5Si3复合粉体并对固态反应过程进行了探讨。赵雪等[39]研究了采用机械球磨参数对机械合金化工艺制备Al2O3/Mo5Si3复合粉体特性的影响，并研究Al2O3/Mo5Si3复合粉体的物相组成和显微结构。以MoO3粉末、Mo 粉末、Si 粉末及Al 粉末为原料，采用机械化学还原法制备了Al2O3/Mo5Si3复合粉体。陈辉等[40]研究了机械化学还原法制备Al2O3-Mo3Si/Mo5Si3纳米复合粉体，并研究了Al2O3-Mo3Si/Mo5Si3纳米复合粉体的物相组成和显微结构。以MoO3粉末、Si 粉末和Al 粉末为原料，采用机械化学还原法制备了Al2O3-Mo3Si/Mo5Si3纳米复合粉体。

2.5 Mo-Si/ZrC 复合材料的研究发展现状

Silvestroni 等[41]研究了无压烧结工艺制备的ZrC 基复合材料的显微结构和性能。由于MoSi2添加烧结助剂可以通过无压烧结工艺制备ZrC 基复合材料。经初步测试，ZrC 基体材料和两个混合ZrC-HfC 和ZrC-ZrB2含有20vol %MoSi2的复合材料在1900 ℃至1950 ℃致密化过程，得到最终相对密度（96 %至98 %）。致密烧结体的平均粒径从5 μm 至9 μm，在烧结过程中形成次生相如SiC 和Zr-Mo-Si 基化合物。对在室温下Mo-Si/ZrC 复合材料的抗弯强度，以及Mo-Si/ZrC 复合材料在1200 ℃和1500 ℃的抗弯强度进行了测试。

2.6 Mo-Si/TiC 复合材料的研究发展现状

Zakeri 等[42]研究了球料比例对MoSi2-TiC 纳米复合粉末的机械化学合成制备工艺的影响，MoSi2-TiC 纳米复合粉体通过机械球磨工艺合成与制备出来。采用不同球料比例的球磨工艺，使用Mo 粉末、Si 粉末、Ti 粉末、石墨粉末作为原料粉末，通过X-射线衍射研究了这种MoSi2-TiC纳米复合材料的形成过程，球磨粉末的形态和微观结构分别通过扫描电镜和透射电子显微镜进行了研究。球磨30 h 后球料比例为5∶1，未完全形成。然而球料比例为15∶1 和20∶1，球磨10 h后完全形成这种MoSi2-TiC 复合材料。随着研磨时间的延长，导致β-MoSi2相部分转化为更高含量的α-MoSi2相。基于分析并通过透射电镜图像验证，所有球料比获得了平均晶粒尺寸小于25 nm 的纳米粉体，球料比为10∶1 和15∶1，经过球磨获得非常好的亚微米粉末团聚体。刘世民等[43]研究了Al-MoSi2-TiC 陶瓷基复合材料的制备工艺和力学性能；研究了Al-MoSi2-TiC 陶瓷基复合材料的烧结工艺，利用MoSi2高温蠕变的特性促进TiC 粉料的高温烧结；探讨了添加少量的金属铝粉对复合材料力学性能的影响；用扫描电镜和X-射线衍射对Al-MoSi2-TiC 复合材料的显微形貌和晶体结构进行了表征。颜建辉等[44]研究了TiC-MoSi2复合材料的原位合成制备工艺及其低温氧化特性。为了改善MoSi2力学性能和低温抗氧化性能，选用TiC 颗粒来增强补韧MoSi2，通过X-射线衍射和扫描电镜表征合成MoSi2基复合材料的微观结构，并研究了预氧化对MoSi2基复合材料低温抗氧化性能的影响。

3 Mo-Si 金属间化合物/陶瓷复合材料的研究发展趋势及其应用

综上所述，可以将Mo-Si 金属间化合物与陶瓷材料相复合制备Mo-Si 金属间化合物/陶瓷复合材料。例如：Mo-Si/Si3N4、Mo-Si/SiC、Mo-Si/Al2O3、Mo-Si/ZrB2、Mo-Si/ZrC、Mo-Si/TiC 等复合材料。此外，可以将Mo-Si 金属间化合物与其他陶瓷材料相复合制备Mo-Si 金属间化合物/陶瓷复合材料。例如：Mo-Si/ ZrN、Mo-Si/AlN、Mo-Si/TiB2、Mo-Si/TiN、Mo-Si/ WC、Mo-Si/HfC、Mo-Si/HfB2、Mo-Si/ZrO2等复合材料。Mo-Si 金属间化合物/陶瓷复合材料的未来发展趋势应该是首先开发更多类型的复合材料，扩大陶瓷基体材料的种类和范围，陶瓷材料包括氧化物、氮化物、碳化物、硼化物等。然后，研究和开发新型的制备技术，降低复合材料的制备成本，提高生产效率，并积极提高复合材料的性能。并且研究Mo-Si 金属间化合物与陶瓷基体之间的界面结合性能。最后，积极研究和开发Mo-Si 金属间化合物/陶瓷复合材料在工程领域中的应用。Mo-Si 金属间化合物/陶瓷复合材料因具有优良的抗高温氧化性能可以应用到耐高温工程领域中。Mo-Si 金属间化合物/陶瓷复合材料还因具有优良的耐磨损性能可以应用到耐磨损工程领域中。

4 结论与展望

Mo-Si 金属间化合物材料和陶瓷材料都具有很多优良的性能，可以将Mo-Si 金属间化合物与陶瓷相复合制备Mo-Si 金属间化合物/陶瓷复合材料。Mo-Si 金属间化合物/陶瓷复合材料具有较高的力学性能和良好的耐磨损性能以及具有优良的耐腐蚀性能等。Mo-Si 金属间化合物/陶瓷复合材料的未来发展趋势，综合以下几点。

（1）开发更多的陶瓷基体与Mo-Si 金属间化合物相复合制备复合材料，陶瓷材料包括氧化物陶瓷、氮化物陶瓷、碳化物陶瓷、硼化物陶瓷等。扩大陶瓷基体材料的种类和范围，开发新工艺、新技术，降低生产成本。

（2）提高Mo-Si 金属间化合物/陶瓷复合材料的综合性能，并研究Mo-Si 金属间化合物与陶瓷基体之间的界面结合性能。

（3）积极开发Mo-Si 金属间化合物/陶瓷复合材料在工程领域中可能应用的领域。例如，应用在耐高温工程，耐磨损工程，耐腐蚀工程以及其他工程领域等。由于Mo-Si 金属间化合物/陶瓷复合材料具有较高的力学性能，良好的耐磨损性能、耐腐蚀性能以及具有优良的抗高温氧化性能。所以，Mo-Si 金属间化合物/陶瓷复合材料将在工程领域得到广泛的研究和应用。