V-Si金属间化合物/陶瓷复合材料的制备工艺及其研究发展现状和发展趋势及应用现状*

江 涛 黄一丹

(西安石油大学材料科学与工程学院 西安 710065)

V-Si金属间化合物材料具有很多优秀的性能,例如较高的力学性能、优秀的耐磨损性能和耐腐蚀性能以及抗高温氧化性能等。V-Si金属间化合物主要包括V3Si,V5Si3和VSi2。陶瓷材料也具有很多优秀的性能,如较高的力学性能、良好的耐磨损性能和抗高温氧化性能以及耐腐蚀性能。可以将V-Si金属间化合物材料与陶瓷材料相复合制备V-Si金属间化合物/陶瓷复合材料。笔者叙述了V-Si金属间化合物/陶瓷复合材料的制备工艺、物相组成、显微结构、力学性能、耐磨损性能、耐腐蚀性能和抗高温氧化性能等,并叙述V-Si金属间化合物/陶瓷复合材料的研究发展现状和发展趋势,并对V-Si金属间化合物/陶瓷复合材料的未来研究发展趋势和发展方向进行分析和预测。

1 V-Si金属间化合物/陶瓷复合材料的制备工艺

V-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、热压反应烧结工艺、原位反应自生法制备工艺等。

2 V-Si金属间化合物/陶瓷复合材料的研究发展现状和发展趋势

V-Si金属间化合物材料具有较高的力学性能、优良的耐磨损性能和抗高温氧化性能。V-Si金属间化合物主要包括V3Si、V5Si3和VSi2等。可以将VSi金属间化合物与陶瓷相复合制备V-Si金属间化合物/陶瓷复合材料。V-Si金属间化合物/陶瓷复合材料具有较高的力学性能、良好的耐磨损性能和抗高温氧化性能以及耐腐蚀性能。

陶瓷材料主要有二硼化锆(Zr B2)、碳化硅(SiC)、氮化铝(Al N)、氮化硅(Si3N4)、碳化钛(TiC)等,所以可以将V-Si金属间化合物加入到陶瓷材料中形成V-Si金属间化合物/陶瓷复合材料,例如形成V-Si/Zr B2-SiC 复 合 材 料、V-Si/Al N 复 合 材 料、V-Si/SiC复合材料、V-Si/Si3N4复 合 材 料、V-Si/TiC 复合材料等。

2.1 V-Si/Zr B2-SiC复合材料的研究发展现状

Nayebi Behzad等[1]研究了钒含量对放电等离子烧结工艺制备的Zr B2-SiC-V 复合材料特性的影响[1]。放电等离子烧结应用于掺杂2wt%,4wt%和6wt%钒的Zr B2-25vol%SiC复合材料,在1 900℃和40 MPa压力下持续烧结7 min。对获得的近乎完全致密的Zr B2-SiC-V 复合材料进行了全面的微观结构和力学性能相关性研究。

通过扫描电子显微镜(SEM)和能谱分析(EDS),对ZrB2-SiC-V 复合材料样品进行微观结构研究。分别通过X 射线衍射(XRD)分析和维氏压痕法进行Zr B2-SiC-V 复合材料的物相组成分析和力学性能研究。结果表明:钒不仅促进了反应性烧结机制,而且通过相变增韧机制提高了Zr B2-SiC-V 复合材料的断裂韧性,这主要是由于原位合成的增强相VB2。还发现除了VB2的增强作用外,获得的压痕断裂韧性可能不会遵循明显的趋势,特别是由于VB2的内部微裂纹,由其体积变化得出。虽然将钒含量从2wt%增加到4wt%会提高ZrB2-SiC-V 复合材料的硬度(从22.1 GPa到22.9 GPa)和断裂韧性(从4.0 MPa·m1/2到4.5 MPa·m1/2),但进一步添加高达6wt%的钒会使硬度恶化。基于Zr B2-SiC-V 复合材料的微观结构和物相组成分析,这种降低的硬度归因于体积分数的增加[1]。

Arab Seyed Mohammad等[2]研究了Zr B2-SiC-VC复合材料的氧化行为。在这项研究中,近乎完全致密的Zr B2-SiC-VC(75-20-5vol%)复合材料是通过在1 850℃、40 MPa的压力下热压烧结工艺60 min制成的。然后在不同的时间和温度下,对Zr B2-SiC-VC复合材料进行氧化检测。

通过扫描电子显微镜(SEM)和X 射线衍射仪(XRD),检查热压烧结工艺和氧化过程后ZrB2-SiC-VC复合材料的微观结构和物相组成演变。VC 的添加导致Zr C 和VSi2相的形成,通过从颗粒表面去除Zr O2有助于复合材料的致密化。Zr O2、SiO2、Zr-SiO4、V2O5和VO2的氧化物在1 700℃氧化4 h期间在样品上形成不同的层,其抛物线方案和活化能为177.5 kJ/mol[2]。

2.2 V-Si/Al N 复合材料的研究发展现状

Han Binghao等[3]研究了多相多尺度陶瓷颗粒混合Al-Si基复合材料同时提高强度和延展性[3]。杂化铝基复合材料因其优于单相增强铝基复合材料性能而受到广泛关注。采用粉末冶金法制备具有多相和多尺度增强颗粒原位VB2-Al N-Al4C3-VSi2/Al带,并通过熔体纺丝控制,然后验证了在Al-12Si合金中的增强效果。

其结果表明,VB2-Al N-Al4C3-VSi2/Al带材的加入不仅细化了α-Al晶粒,而且优化了Al-12Si基复合材料的共晶硅形貌。此后,VB2-Al N-Al4C3-VSi2/Al-12Si复合材料的力学性能,包括抗拉强度、延展性和硬度分别增加了36.2%、82.2%和33.4%。添加VB2-Al N-Al4C3-VSi2/Al带优异的机械性能可归因于微米级VSi2颗粒,纳米级Al N,VB2和Al4C3以及良好粘合颗粒/基体界面[3]。

2.3 V-Si/SiC复合材料的研究发展现状

Liu L 等[4]研究了VSi2/SiC 复合材料的形成机制,从元素粉末开始机械合金化和热处理活化[4]。通过X 射线衍射(XRD)、透射电子显微镜(TEM)和差热分析(DTA),研究了从元素粉末开始通过机械合金化和热处理形成VSi2/SiC复合材料。

研究发现,在机械合金化和热处理活化过程中,SiC的形成遵循相同的反应顺序,即最初形成VC,然后通过VC和Si之间的置换反应形成SiC。然而VSi2的形成在机械合金化或热处理过程中选择了不同的途径,即VSi2在机械合金化过程中直接形成,而在退火过程中首先形成中间相V5Si3、V5Si3与残余Si进一步反应形成最后的VSi2相。起始钒粉中氧的存在可能解释了物相形成的不同途径。

Magini M 等[5]研究了纳米晶VSi2/SiC复合材料的机械合金化与固化烧结工艺。对应于VSi2/SiC 复合材料的粉末混合物已经从元素钒,硅和碳化硅粉末开始机械合金化。通过X 射线衍射(XRD)、扫描电子显微镜(SEM)和透射电子显微镜(TEM)监测机械合金化过程。

研究发现,通过高能球磨得到具有均匀纳米晶结构的金属间化合物VSi2/SiC 复合材料。通过差热分析(DTA)研究球磨粉末的热行为,然后通过热压烧结工艺将粉末压实至全密度。通过光学显微镜(OM)检查固结VSi2/SiC 复合材料的微观结构并确定VSi2/SiC复合材料的硬度。

Maskaly G R 等[6]研究了过渡金属硅化物-碳化硅复合材料的浸渗处理。已经探索了碳化硅(SiC)纤维增强复合材料的可能替代基体材料。随着SiC基纤维的耐火性能越来越高,将需要新的基体材料来替代目前许多复合材料中使用的熔体渗透的Si-SiC 基体。在渗透实验中研究了相容三角形 MoSi2-Mo5Si3C-SiC 和VSi2-V5Si3C-SiC 以及这两个系统的合金中的熔体。对多孔SiC样品以及SiC纤维增强复合材料进行了实验。在具有Mo-V-Si-C 合金基体的复合材料中获得了可喜的结果,在高温熔体渗透后观察到低反应性和纤维拉出。

Sutherland T J等[7]研究了SiC 颗粒对快速凝固Al-Fe-V-Si合金疲劳裂纹扩展的影响。将快速凝固铝合金的疲劳裂纹扩展性能与添加了11.5vol%SiC颗粒的相同基础合金制成的金属基复合材料(MMC)的疲劳裂纹扩展性能进行了比较。由生产的高温基材合金Al-8.5Fe-1.3V-1.7Si(8009Al)采用粉末冶金技术进行固化和加工;这些技术产生了细粒度的非平衡微观结构。可以直接比较增强材料和未增强材料的疲劳裂纹扩展特性,因为合金Al-8.5Fe-1.3V-1.7Si(8009Al)不需要后处理热处理。因此,这种比较反映了SiC颗粒的影响,而不是在加工和老化过程中可能出现的微观结构差异。实验数据表明,SiC 增强材料表现出适度优越的疲劳裂纹扩展特性。

He Yiqiang等[8]研究了喷涂沉积法制备SiCp/Al-Fe-V-Si复合片材的拉伸断裂行为。将喷涂沉积法制备的SiCp/Al-Fe-V-Si(Al-Fe-V-Si增强SiC颗粒)复合材料通过热压致密化后轧制成片材。观察了SiCp/Al-Fe-V-Si复合材料的显微组织,研究了SiCp/Al-Fe-V-Si复合材料在不同拉伸温度下的断裂性能和断口形貌。

结果表明,热压后滚压得到SiC颗粒分布均匀,颗粒与基体结合牢固。发现SiCp/Al-Fe-V-Si复合材料的断裂性能和断口形貌受SiC颗粒的分布和取向的影响。该SiCp/Al-Fe-V-Si复合材料的特征在于SiCp/Al-Fe-V-Si复合材料的断口随温度升高而变化。SiC颗粒的破裂是主要的破裂模式,因为在300℃以下的拉伸温度下具有强的界面结合。拉伸温度高于300℃时,SiC/Al基体界面处的脱粘成为主要断裂模式,随着拉伸温度的升高,颗粒断裂急剧减少,而SiCp/Al-Fe-V-Si复合材料的拉伸强度和伸长率随着拉伸温度的升高而迅速下降。

He Yiqiang等[9]研究了SiC 颗粒增强多孔喷涂沉积Al-Fe-V-Si合金片材形成新方法。介绍了多层喷射沉积Al-Fe-V-Si/SiCp片材的楔压后轧制和挤压成形工艺,研究了两种不同工艺对Al-Fe-V-Si/SiCp复合材料的显微组织和力学性能的影响。通过光学显微镜(OM),扫描电镜(SEM)和透射电镜(TEM)观察了不同工艺制备的Al-Fe-V-Si/SiCp复合材料的微观结构。

实验结果表明,楔形压制工艺可以明显消除沉积态预制件中的气孔,有效提高成形性。与挤压相比,楔压后轧制得到的Al-Fe-V-Si/SiCp复合材料片材显微组织更均匀,力学性能更优异。优异的机械性能可归因避免了挤出Al-Fe-V-Si/SiCp复合材料常见的SiC颗粒分层和聚集。稳定的微观结构以及SiC颗粒与基体之间良好的结合进一步提高了其复合材料的力学性能[9]。

He Yiqiang等[10]研究了单片和增强Al-Fe-V-Si材料的热稳定性。采用多层喷射沉积技术制备了SiC颗粒增强的Al-Fe-V-Si合金。Al-8.5Fe-1.3V-1.7Si合金,Al-8.5Fe-1.3V-1.7Si/15vol%SiCp复合材料和Al-10.0Fe-1.3V-2Si/15vol%SiCp复合材料在热暴露过程中的显微组织和机械性能(包括硬度和拉伸性能)均得到了研究发展。

实验结果表明,SiC 颗粒与基体之间形成了厚度约为3 nm 的非晶界面。SiC颗粒将硅注入基体,因此发现α-Al12(Fe,V)3Si分散体周围的硅浓度升高,从而抑制了α-Al12(Fe,V)3Si分散体的粗化和分解,增强了合金基体的热稳定性。此外,Al-10.0Fe-1.3V-2Si/15vol%SiCp复合材料的显微组织热稳定性和力学性能均优于Al-8.5Fe-1.3V-1.7Si/15vol%SiCp复合材料。

Ma Z Y 等[11]研究了SiC颗粒增强Al-Fe-VSi合金复合材料的高温蠕变行为。对15vol%SiC 颗粒增强的Al-8.5Fe-1.3V-1.7Si(8009Al)复合材料和未增强的整体合金进行了723～823 K 的蠕变测试。观察到高且可变的表观应力指数和表观蠕变活化能适用于复合合金和整体合金。增强和未增强的Al-8.5Fe-1.3V-1.7Si(8009Al)合金在所研究的应力和温度范围内表现出几乎相同的抗蠕变性能,表明SiC 颗粒在高温下对Al-8.5Fe-1.3V-1.7Si(8009Al)合金没有增强作用。通过将阈值应力纳入幂律蠕变方程,分析了增强和未增强Al-8.5Fe-1.3V-1.7Si(8009Al)合金的蠕变数据。

2.4 V-Si/Si3 N4 复合材料的研究发展现状

Krushinskaya L A 等[12]研究了二硅化钒氮化过程中的物相形成。通过X 射线衍射(XRD)、化学分析和透射电子显微镜(TEM)研究了机械预活化二硅化钒粉末在氮化过程中微观结构和相变的演变。已经确定,在氮化的初始阶段(1 000～1 100℃),物相的形成伴随着VSi2颗粒近表面区的分散以及V2N 和α改性氮化硅的形成。随着氮化温度的升高,物相的形成伴随着颗粒的分层,主要形成VN 和α-氮化硅和α-变体的氮化硅。在1 400℃下对机械活化的二硅化钒粉末进行氮化,可以在单一过程中合成精细的氮化硅-氮化钒复合粉末。合成的粉末由50nm 颗粒组成的松散聚集体形成。

2.5 V-Si/TiC复合材料的研究发展现状

Tong X C等[13]研究了原位TiC增强铝基复合材料的制备。在目前评估了Al/TiC 复合材料,高强度Al-Si/TiC复合材料和耐高温Al-Fe-V-Si/TiC复合材料的室温和高温力学行为。铸锭冶金(IM)或快速凝固(RS)Al-Si/TiC 复合材料和Al-Fe-VSi/TiC复合材料的显微组织特征可以认为是相关合金基体显微组织和铸锭冶金(IM)或快速凝固(RS)Al/TiC复合材料。铸锭冶金(IM)Al/TiC 复合材料和Al-Si/TiC复合材料显示出优于相关铝基复合材料的强度和延展性。与快速凝固合金和传统复合材料相比,快速凝固(RS)Al/TiC 复合材料和Al-Fe-V-Si/TiC复合材料表现出高杨氏模量以及室温和高温拉伸性能的显著改善。快速凝固(RS)Al/TiC 复合材料和Al-Fe-V-Si/TiC 复合材料的杨氏模量值完全在极限内,与强界面结合保持一致。在微观力学方法中,目前分散颗粒硬化的快速凝固(RS)原位Al-TiC复合材料的主要强化机制包括强化、晶粒尺寸和亚结构强化以及固溶强化。

3 V-Si金属间化合物/陶瓷复合材料的未来研究发展趋势和发展方向及应用现状

除上述复合材料外,还应该开发新型的复合材料例如V-Si/Al2O3复合材料、V-Si/Zr O2复合材料、V-Si/TiB2复合材 料、V-Si/Zr C 复 合 材 料、V-Si/Zr N 复 合 材 料、V-Si/TiN 复 合 材 料、V-Si/WC 复合材料、V-Si/Ti(C,N)复合材料等。V-Si金属间化合物/陶瓷复合材料的应用现状:V-Si金属间化合物/陶瓷复合材料具有较高的力学性能、优秀的耐磨损性能和优良的抗高温氧化性能以及耐腐蚀性能等,可以应用到耐磨损工程领域、耐高温工程领域、耐腐蚀工程领域。由于V-Si金属间化合物/陶瓷复合材料具有较高的熔点,因此可以作为耐火材料应用到高温冶金工程领域。

4 结论与展望

V-Si金属间化合物具有很多优秀的性能,陶瓷也具有很多优秀的性能。可以将V-Si金属间化合物与陶瓷相复合制备V-Si金属间化合物/陶瓷复合材料。V-Si金属间化合物/陶瓷复合材料具有较高的力学性能、良好的耐磨损性能和抗氧化性能等。笔者叙述了V-Si金属间化合物/陶瓷复合材料的制备工艺、物相组成、显微结构和力学性能、耐磨损性能、抗高温氧化性能和耐腐蚀性能等,并对V-Si金属间化合物/陶瓷复合材料的未来发展趋势进行分析和预测:

(1)加强新型V-Si金属间化合物/陶瓷复合材料的研究和开发,例如开发新型的陶瓷基体,开发新型的氧化物陶瓷、氮化物陶瓷、碳化物陶瓷和硼化物陶瓷作为基体并与V-Si金属间化合物相复合制备新型的V-Si金属间化合物/陶瓷复合材料,例如制备VSi/氧化物陶瓷,V-Si/氮化物陶瓷、V-Si/碳化物陶瓷、V-Si/硼化物陶瓷复合材料等。

(2)为提高V-Si金属间化合物/陶瓷复合材料的力学性能,可以向复合材料中加入颗粒、晶须、短纤维等作为增强增韧相以此提高复合材料的力学性能。

(3)详细研究V-Si金属间化合物/陶瓷复合材料的耐磨损性能和抗高温氧化性能以及耐腐蚀性能等,使V-Si金属间化合物/陶瓷复合材料在工程领域得到广泛应用。

(4)研究V-Si金属间化合物与陶瓷基体之间的界面结合性能和界面显微结构,提高金属与陶瓷的粘结性能,提高金属/陶瓷复合材料的整体力学性能。

(5)开发形成V-Si金属间化合物/硬质合金复合材料,将具有良好耐磨损性能的TiC、TiN、Ti(C,N)、WC硬质合金等与V-Si合金相复合形成V-Si/硬质合金复合材料,使得V-Si/硬质合金复合材料能够应用到耐磨损工程领域。V-Si金属间化合物/陶瓷复合材料具有良好的耐磨损性能和耐高温性能以及抗高温氧化性能等可以应用到耐磨损工程领域、耐高温工程领域。所以V-Si金属间化合物/陶瓷复合材料将广泛应用在工程领域。