Ni-Si金属间化合物/陶瓷复合材料的制备技术及其研究发展现状和发展趋势*

江 涛 黄一丹

(西安石油大学材料科学与工程学院 西安 710065)

Ni-Si金属间化合物具有很多优秀的性能,例如具有较高的力学性能,优秀的耐磨损性能和抗高温氧化性能等。Ni-Si金属间化合物包括Ni3Si、Ni2Si和NiSi,陶瓷材料也具有很多优秀的性能。陶瓷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等。Ni-Si金属间化合物与陶瓷材料具有良好的相容性,可以将Ni-Si金属间化合物与陶瓷相复合制备Ni-Si金属间化合物/陶瓷复合材料。本文首先叙述了Ni-Si金属间化合物/陶瓷复合材料的制备技术、物相组成、显微结构、力学性能、耐磨损性能和抗高温氧化性能等,并叙述了Ni-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Ni-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 Ni-Si金属间化合物/陶瓷复合材料的制备技术

Ni-Si金属间化合物/陶瓷复合材料的制备技术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 Ni-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

可以将Ni-Si金属间化合物与陶瓷相复合制备Ni-Si金属间化合物/陶瓷复合材料。陶瓷材料主要有碳化硅(SiC)、碳化钛(TiC)、氧化铝(Al2O3)、氮化硅(Si3N4)、碳化钨(WC)、碳化铌(NbC)等,所以可以将Ni-Si金属间化合物加入到这些陶瓷材料中形成Ni-Si金属间化合物/陶瓷复合材料,例如形成Ni-Si/SiC 复 合 材 料,Ni-Si/TiC 复 合 材 料,Ni-Si/Al2O3复合材料,Ni-Si/Si3N4复合材料,Ni-Si/WC复合材料,Ni-Si/NbC 复合材料等。而上述的这些复合材料的制备技术、物相组成、显微结构、力学性能、耐磨损性能和抗高温氧化性能等,研究发展现状和发展趋势概述如下:

2.1 Ni-Si/SiC复合材料

Tian W B等[1]研究了Ni-Si-Ti粉末混合物对碳化硅陶瓷的钎焊。在许多工业应用中,通过传统的无压钎焊方法越来越需要大型SiC组件。在研究中使用含有0～10wt%Ti的Ni-Si-Ti粉末混合物用于钎焊SiC陶瓷,进行差热分析(DTA)和润湿测试以确定合适的连接温度为1 450℃。对制备的SiC 接头的微观结构,物相成分和机械强度进行了表征。对于不添加Ti的钎焊组合物,中间层主要由NiSi和Ni3Si2相组成。随着Ti的加入,在夹层内除了Ni-Si金属间化合物外新形成Ni49Ti14Si37相。目前钎焊时SiC接头的抗弯强度在66～75 MPa,试样一般从合金夹层与SiC基体的界面处断裂。

Gao Fei等[2]研究了镍和碳化硅颗粒的固态反应制备出具有不同显微结构的Ni-Si-C复合材料。各组织固相镍和碳化硅颗粒通过热压烧结工艺制备Ni-Si-C 复合材料。根据界面反应的程度,将复合材料分为三种类型,即部分的,完全的和过度的反应。对于部分反应(I型),复合材料的特征是基体和碳化硅之间的薄的反应层。完全反应(II型)的复合材料的微观结构演变到各种不同的微观结构和组合物,取决于烧结温度。应避免过度反应(III型)。与部分反应的复合材料相比,完全反应的复合材料具有良好的力学性能。硬度和抗弯强度显著提高。II型复合材料的力学行为与复合材料的组成成分和组织结构密切相关。在900℃获得了复合材料对不锈钢最有前途的摩擦学性能。

Selvan J Senthil等[3]研究了采用激光熔覆工艺在纯钛表面制备SiC和Ni-SiC涂层的制备工艺。研究了含量为100%的碳化硅和50%的镍+50%的纯钛的激光合金化的结果。100%和50%的Ni+50%碳化硅合金化条件是由于诸如TiC,TiSi,Ti5Si3和NiTi2各种金属间化合物相的存在获得高硬度HV 800～1200。这些化合物存在于激光表面合金化是通过X射线衍射分析(XRD)和Ni,Si,C 扩散验证,钛负责这些相的形成是由二次离子质谱(SIMS)研究确定。合金层的显微组织由枝晶组成,其密度高低取决于激光加工条件。在低功率密度的渗层深度约0.5 mm 的硬度恒定的水平,而在高功率密度的渗层深度触及1.6 mm 最大与硬度较大的波动。

2.2 Ni-Si/TiC复合材料

Wang Wenjuan等[4]研究了原位合成TiCx-Ni(Si,Ti)合金复合材料的制备及力学性能。通过无压烧结Ti3SiC2(10vol%和20vol%)和Ni作为前驱体,在烧结温度为1 250℃下保温时间为30 min制备了具有优异机械性能的新型原位TiCx增强Ni(Si,Ti)合金复合材料。Ti3SiC2颗粒分解成亚化学计量的TiCx相,而额外的Si和来自Ti3SiC2的部分Ti原子扩散到Ni基体中形成Ni(Si,Ti)合金。原位形成的TiCx相主要分散在Ni(Si,Ti)合金化的晶界上,形成坚固的骨架,细化金属基体的微观结构。20.6vol%TiCx-Ni(Si,Ti)复合材料的维氏硬度可以达到(2.15±0.04)GPa,屈服应力σ0.2%可以达到(466.8±55.8)MPa和极限抗压强度可以达到(733.3±78.4)MPa。TiCx-Ni(Si,Ti)复合材料的力学性能增强是由于TiCx骨架的原位形成,Ni(Si,Ti)合金的细化显微组织和固溶效应以及TiCx与Ni(Si,Ti)基体之间良好的润湿性所导致。

Chiker Nabil等[5]研究了Ni和Ti3SiC2粉末制备的原位TiC-Ni(Si,Ti)复合材料的微观结构和摩擦学 行 为。 在 此 研 究 了 Ti3SiC2对 由 Ni 和Ti3SiC2MAX 相粉末对钢(100 Cr6)制成的原位TiC增强Ni(Si,Ti)复合材料的微观结构和摩擦学性能的影响。在烧结温度为1 080℃下无压烧结4 h的Ni和Ti3SiC2粉末被用来制备具有10wt%,20wt% 和30wt%Ti3SiC2的复合材料。通过扫描电子显微镜(SEM),X 射线衍射(XRD)和拉曼光谱研究了这些复合材料的微观结构。在室温下对复合材料表面进行不同施加载荷下的标准球盘摩擦磨损试验。对于3种精细复合材料,Ti3SiC2完全分解并转变为TiC 相,而从Ti3SiC2中释放的Si和Ti原子扩散到Ni基体中,形成Ni(Si,Ti)固溶体。与参考(Ni)烧结复合材料相比,在Ni基体中添加20wt%Ti3SiC2将硬度提高了约250%。Ti3SiC2颗粒的添加对这些复合材料对钢的摩擦学性能也有有益的影响。在所有施加载荷下,精细复合材料的磨损表面的特征在于存在润滑的Fe3O4-αFe2O3摩擦膜。讨论了化学成分和不同施加载荷对三种精细复合材料磨损机制的影响。

Shah Neel R 等[6]研究了离心铸造TiC 增强功能级铜复合材料的表征。研究分析了使用水平离心机铸造工艺制造的功能级Cu-Ni-Si/TiC 复合材料的物理性能和抗磨损性能。在距外部1 mm,8 mm 和13 mm 的壁厚处径向进行的显微组织分析表明,颗粒分布梯度的增加使内部周边的硬度提高了41%,并且通过X 射线衍射(XRD)分析确定了NiSi2相的形成。对复合材料的外壁(1～8 mm)和内壁(9～15 mm)进行拉伸载荷测试;后来的断裂分析表明,外部为延展性,内部为脆性。使用针盘式摩擦磨损试验机对内件的耐磨损性能进行了试验。使用信噪比确定最小磨损率的最佳摩擦参数(10N,2 ms-1,500 m)。使用方差分析预测每个有影响的参数的贡献及其相互作用。结果表明,滑动速度对磨损率的影响最大(45.56%),其次是外加载荷(21.82%)和滑动距离(14.63%)。测试样品的磨损分析显示机械混合层;后来由能谱分析(EDX)确认。

Dong Y J等[7]研究了激光熔覆TiC 增强Ti-Ni-Si金属间化合物涂层的显微组织和干滑动耐磨损性能。采用TiC/Ti-Ni-Si合金粉末作为前驱体材料通过激光熔覆工艺在TA15钛合金基体上制备耐磨TiC增强Ti-Ni-Si金属间化合物复合涂层,TiC 均匀分布在Ti2Ni3Si-Ni Ti-Ti2Ni多相金属间化合物基体中。采用光学显微镜(OM),扫描电子显微镜(SEM),X 射线衍射仪(XRD)和能谱分析仪(EDS)对涂层的微观结构进行了表征。在室温下评价了激光熔覆TiC增强Ti-Ni-Si金属间化合物涂层的干滑动耐磨损性能。结果表明,TiC/(Ti2Ni3Si-NiTi-Ti2Ni)金属间化合物复合涂层表现出优异的耐磨损性能和粘附磨损性能。

Fan Ding等[8]研究了激光熔覆制备TiC 增强金属间化合物基复合材料涂层的原位形成。采用激光熔覆技术在Ni基高温合金基体上原位形成TiC 颗粒增强Ni3(Si,Ti)金属间化合物复合涂层。实验结果表明,强大的冶金界面确保了涂层与基材之间的良好结合。复合涂层非常好,没有裂缝和气孔。采用扫描电子显微镜(SEM),能谱分析仪(EDS)和X 射线衍射仪(XRD),研究了Ti-C的添加对涂层显微组织和显微硬度的影响。涂层的显微组织主要由Ni(Si),Ni3(Si,Ti)和TiC组成。涂层的平均显微硬度随着Ti-C 含量的增加而提高。当Ti-C添加量为20wt%时,显微硬度达到780 HV。远大于镍基高温合金基体。

Sun Yaoning 等[9]研究了激光熔覆工艺制备的Ni3Si金属间化合物复合涂层的抗氧化腐蚀行为。已经通过循环氧化试验研究了在温度为1 100℃时,Ni-Si-Ti-C和Ni-Si-C-Nb原位增强复合涂层的高温抗氧化性能。进行了热重分析(TG),扫描电子显微镜(SEM)和X 射线衍射仪(XRD),热重分析(TG)数据表明熔覆层达到了良好的耐氧化性能。动力学常数Kp和氧化的样品表明,NbC 加强熔覆层比TiC 增强复合涂层具有更好的耐氧化性能,NbC 加强熔覆涂层氧化物产品包括NiO,SiO2和铌,TiC 增强复合涂层氧化产物为NiO,一些SiO2和TiO2。

2.3 Ni-Si/Al2 O3 复合材料

Chen H 等[10]研究了机械合金化合成Mo2Ni3Si-Al2O3纳米复合材料的显微组织和力学性能。以MoO3,Ni,Si和Al为起始材料,通过机械合金化合成Mo2Ni3Si-Al2O3纳米复合材料。机械合金化的粉末通过热压烧结固结制备Mo2Ni3Si-Al2O3纳米复合材料。通过扫描电子显微镜(SEM)和X 射线衍射(XRD)研究了Mo2Ni3Si-Al2O3复合粉末的形貌和结构演变。详细研究了Mo2Ni3Si-Al2O3纳米复合材料固结产品的显微组织和力学性能。结果表明,研磨10 h后得到Mo2Ni3Si-Al2O3复合材料。反应机理是机械诱导的自蔓延合成反应。研磨20 h 后Mo2Ni3Si和Al2O3的平均晶粒尺寸分别为15.9 nm和32.4 nm。Mo2Ni3Si-Al2O3复合粉末在1 000℃的退火过程中是稳定的。热压烧结固结后,Mo2Ni3Si-Al2O3复合材料具有较高致密度(96.3%)和细晶粒(微米和亚微米范围)。Mo2Ni3Si-Al2O3复合材料的维氏硬度为13 GPa,抗弯强度为533 MPa和断裂韧性为6.29 MPa·m1/2。同时,该Mo2Ni3Si-Al2O3复合材料在高温下具有更高的抗弯强度,在高达1 000℃时仍保持稳定的抗弯强度约为513 MPa。

2.4 Ni-Si/Si3 N 4 复合材料

Radhika N 等[11]研究了采用离心铸造法制备了Cu-11Ni-4Si/10wt%Si3N4功能梯度复合材料,并研究了其力学行为和三体磨粒磨损行为。沿径向的显微结构分析表明,Cu-11Ni-4Si/10wt%Si3N4复合材料内周有高浓度的Si3N4颗粒,X 射线衍射(XRD)分析证实存在引入的增强材料。在具有最高浓度(53vol%)增强颗粒的Cu-11Ni-4Si/10wt%Si3N4复合材料的内周观察到最高的显微硬度(207 HV),并且内部区域显示出更高的拉伸强度(425.58 MPa)。基于L27正交阵列的磨粒磨损试验,仅在基于力学行为的内周边进行。通过信噪比和方差分析负载,速度和时间等参数对磨损率的影响。结果表明,外加载荷对磨损率的影响最大(60.45%),其次是速度和时间。对磨损样品进行扫描电子显微镜(SEM)分析,观察到磨损随着参数的增加而从轻微变为严重。这种Cu-11Ni-4Si/10wt%Si3N4复合材料适用于汽车材料。

2.5 Ni-Si/WC复合材料

樊丁等[12]研究了激光熔覆制备WCp/Ni-Si-Ti复合涂层。在Ni基高温合金表面预置3种不同WC含量的Ni78Si13Ti9(at%)粉末,采用激光熔覆制备了WC和原位自生TiC复相陶瓷增强Ni3(Si,Ti)基复合涂层。利用扫描电镜(SEM),能谱分析仪(EDS)和X射线衍射仪(XRD)对熔覆层组织进行分析,并测量了其熔覆层的显微硬度。结果表明,熔覆层与基体呈冶金结合,熔覆层组织主要由Ni(Si)固溶体,Ni3(Si,Ti)金属间化合物和WC-TiC复相陶瓷组成。随WC 添加量增加,涂层中复相陶瓷含量增多;孔隙率增大;碳化物形态演变历程为不规则形状,花瓣形状以及不规则形状和花瓣形状共存。

2.6 Ni-Si/NbC复合材料

孙耀宁等[13]研究了激光非平衡制备Ni-Si-Nb-C涂层。以Ni-Si-Nb-C 混合粉末作为预置合金,采用横流CO2激光器进行激光熔覆处理,在高温合金表面制备原位合成NbC 颗粒增强Ni3Si复合材料涂层。结果表明,采用合适的激光熔覆工艺参数,可获得NbC颗粒增强的以Ni3Si金属间化合物及γ-Ni固溶体为主要组成相的复合涂层。尺寸约在24μm的NbC 颗粒弥散分布,与复合材料基体润湿良好,熔覆层致密,组织细小,与基材呈良好的冶金结合。晶体结构及动力学生长过程决定了NbC 以不同的生长形态出现。Sun Yaoning等[14]研究了采用激光熔覆工艺制备的原位NbC 增强Ni3Si金属间化合物涂层的制备工艺过程。激光熔覆技术是用来形成Ni3Si金属间化合物复合涂层的原位生成NbC 颗粒增强镍基高温合金基体。激光熔覆技术的工艺参数进行了优化以获得包覆层。研究了NbC 对Ni3Si金属间化合物涂层的微观结构的影响。并对增强颗粒的形态进行了讨论。实验结果表明,一个很好的涂层和基体之间的结合,确保了一个强大的冶金界面。复合涂层是非常好的,没有裂缝和孔隙。涂层的微观结构,主要由Ni(Si),Ni3(Si,Nb)和NbC的微粒组成,这NbC微粒是由于在激光熔覆过程中Nb和C之间的原位反应产生的。NbC 的颗粒均匀地分布在复合材料中。此外,NbC颗粒的最大尺寸超过4μm。

3 Ni-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

可以将Ni-Si金属间化合物与陶瓷相复合制备Ni-Si金属间化合物/陶瓷复合材料。Ni-Si金属间化合物/陶瓷复合材料主要包括Ni-Si/SiC 复合材料,Ni-Si/TiC 复合材料,Ni-Si/Al2O3复合材料,Ni-Si/Si3N4复合材料,Ni-Si/WC 复合材料,Ni-Si/NbC复合材料等。还应该开展新型的复合材料例如Ni-Si/Al N 复合材料,Ni-Si/Zr O2复合材料,Ni-Si/TiB2复合材料,Ni-Si/Zr B2复合材料,Ni-Si/Zr C复合材料,Ni-Si/Zr N 复合材料,Ni-Si/TiN 复合材料,Ni-Si/Ti(C,N)复合材料,Ni-Si/Si Al ON复合材料,Ni-Si/Mg Al ON 复合材料研究开发工作。

4 结论与展望

Ni-Si金属间化合物和陶瓷都具有优秀的性能。可以将Ni-Si金属间化合物与陶瓷相复合制备Ni-Si金属间化合物/陶瓷复合材料。Ni-Si金属间化合物/陶瓷复合材料具有优秀的性能。笔者首先叙述Ni-Si金属间化合物/陶瓷复合材料的制备技术,物相组成,显微结构和力学性能,耐磨损性能和抗高温氧化性能等,并对Ni-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。Ni-Si金属间化合物/陶瓷复合材料的未来发展趋势是:

(1)开发新型的氧化物,氮化物,碳化物和硼化物作为基体并与Ni-Si金属间化合物相复合制备新型的Ni-Si金属间化合物/陶瓷复合材料,例如制备Ni-Si/氧化物陶瓷,Ni-Si/氮化物陶瓷,Ni-Si/碳化物陶瓷,Ni-Si/硼化物陶瓷复合材料等。

(2)为了提高Ni-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提高复合材料的力学性能。

(3)还需要研究Ni-Si金属间化合物/陶瓷复合材料的耐磨损性和抗高温氧化性以及耐腐蚀性等。

(4)还需要研究Ni-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。

(5)将TiC,TiN,Ti(C,N),WC 硬质合金等与Ni-Si合金相复合形成Ni-Si/硬质合金复合材料,使得Ni-Si/硬质合金复合材料能够应用到耐磨损工程领域。Ni-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。因此Ni-Si金属间化合物/陶瓷复合材料将广泛应用在工程领域。