钢表面热爆合成耐热金属间化合物基复合材料
第3章金属基复合材料的制备工艺原理
第3章金属基复合材料的制备工艺原理金属基复合材料是由金属基体和强化相组成的一种新型材料。
其制备
工艺原理涉及到材料选择、制备方法和工艺参数的确定等。
首先，在金属基复合材料的制备中，应选择适合的金属基体和强化相
材料。
金属基体应具有良好的塑性和可加工性，通常选用铝合金、钛合金
等作为基体材料。
强化相可以是颗粒、纤维或板材等形式，常用的强化相
材料有碳纤维、陶瓷颗粒、金属颗粒等。
其次，制备方法是影响金属基复合材料性能的重要因素。
常见的制备
方法有热压、热处理、力学合金化等。
热压是将金属粉末和强化相混合后
在高温高压下进行压制制备的方法。
热处理是通过固溶处理、时效处理等
工艺来调控材料的晶体结构和性能。
力学合金化是在固态或液态条件下通
过机械力使金属基体与强化相达到均匀分散的方法。
最后，工艺参数的确定也是制备金属基复合材料的重要环节。
工艺参
数包括温度、压力、时间和气氛等，对于金属基复合材料的微观结构和性
能有着重要影响。
合理调控工艺参数可以实现金属基复合材料的定向生长、晶体定向、相变控制等。
总体而言，金属基复合材料的制备工艺原理可以简单概括为选择合适
的金属基体和强化相材料，通过适当的制备方法和工艺参数来调控材料的
微观结构和性能。
在制备过程中需注意材料的相容性、界面反应等问题，
以确保金属基复合材料的质量和性能。
同时，也要密切关注环保和节能问题，选择可持续发展的制备工艺，推动金属基复合材料的应用与发展。
金属基复合材料
现代科学的发展和技术的进步，对材料性能提出了更高的要求，往往希望材料具有某些特殊性能的同时，又具备良好的综合性能。
传统的单一材料已经很难满足这种需要。
因此，人们将注意力转向复合材料，复合材料是指由两种或两种以上成分不同，性质不同，有时形状也不同的相容性材料以物理方式合理的进行复合而制成的一种材料。
其以最大限度的发挥各种材料的特长，并赋予单一材料所不具备的优良性能，复合材料的性能还具有可设计性的重要特征。
作为复合材料重要分支的金属基复合材料（MMCs），发展于20世纪50年代末期或60年代初期。
现代材料方面不但要求强度高，还要求其重量要轻，尤其是在航空航天领域。
金属基复合材料正是为了满足上述要求而诞生的。
1.金属基复合材料的分类金属基复合材料（Metal matrix Composite，简称MMCs）是以陶瓷（连续长纤维、短纤维、晶须及颗粒）为增强材料，金属（如铝、镁、钛、镍、铁、桐等）为基体材料而制备的。
金属基复合材料分为宏观组合型和微观强化型两大类。
前者指其组分能用肉眼识别和具备两组分性能的材料(如双金属、包履板等)；后者需显微观察分辨组分以改善成分来提高强度为主要目标的材料。
根据用途分类：（1）结构复合材料：高比强度、高比模量、尺才稳定性、耐热性等是其主要性能特点。
用于制造各种航天、航空、汽车、先进武器系统等高性能结构件。
（2）功能复合材料：高导热、导电性、低膨胀、高阻尼、高耐磨性等物理性能的优化组合是其主要特性，用于电子、仪器、汽车等工业。
强调具有电、热、磁等功能特性。
（3）智能复合材料：强调具有感觉、反应、自监测、自修复等特性。
根据复合材料基体可划分为铝基、镁基、钢基、钛基、高温合金基、金属间化合物基及耐热金属基复合材料等。
按按增强体分类划分为颗粒增强金属基复合材料、层状增强金属基复合材料和纤维增强金属基复合材料。
2.金属基复合材料的性能特点与传统的金属材料相比，金属基复合材料具有较高的比强度与比刚度，而与高分子基复合材料相比，它又具有优良的导电性而耐热性，与陶瓷材料相比，它又具有较高的韧性和较高的抗冲击性能。
金属基复合材料
压铸成型法的具体工艺
将包含有增强材料的金属 熔体倒入预热摸具中后，迅 速加压，压力约为70-100MPa， 使液态金属基复合材料在压 力下凝固。 复合材料完全固化后顶出， 制得所需形状及尺寸的复合 材料的坯料或压铸件。
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压铸成型法的特点
压铸工艺中，影响金属基复合材料性能的工艺因素主要 有四个：①熔融金属的温度、 ②模具预热温度、 ③使用的 最大压力、 ④加压速度。 在采用预制增强材料块时，为了获得无孔隙的复合材料， 一般压力不低于50MPa，加压速度以使预制件不变形为宜， 一般为1-3cm/s。 对于铝基复合材料，熔融金属温度一般为700-800℃，预 制件和模具预热温度一般可控制在500-800℃，并可相互补 偿，如前者高些，后者可以低些，反之亦然。 采用压铸法生产的铝基复合材料的零部件，其组织细化、 无气孔，可以获得比一般金属模铸件性能优良的压铸件。 与其他金属基复合材料制备方法相比，压铸工艺设备简 单，成本低，材料的质量高且稳定，易于工业化生产。 32
20
粉末冶金法的优点
① 热等静压或烧结温度低于金属熔点，由于高温引起的增 强材料与金属基体的界面反应少，减小了界面反应对复合材 料性能的不利影响。同时可以通过热等静压或烧结时的温度、 压力和时间等工艺参数来控制界面反应。 ② 可根据性能要求，使增强材料（纤维、颗粒或晶须）与 基体金属粉末以任何比例混合，纤维含量最高可达75%，颗粒 含量可达50%以上，这是液态法无法达到的。 ③ 降低增强材料与基体互相湿润及密度差的要求，使颗粒 或晶须均匀分布在金属基复合材料的基体中。 ④ 采用热等静压工艺时，其组织细化、致密、均匀，一般 不会产生偏析、偏聚等缺陷，可使孔隙和其他内部缺陷得到 明显改善，提高复合材料的性能。 ⑤ 金属基复合材料可通过传统的金属加工方法进行二次加 21 工，得到所需形状的复合材料构件毛坯。
爆炸不锈钢复合板及其在石化设备上的应用
爆炸不锈钢复合板工艺及应用目前不锈钢复合板的生产方法主要有3种：爆炸法、轧制法和爆炸－轧制法。
我国目前主要采用爆炸法生产复合板，该方法生产工艺简单，使用的能源丰富，所生产的复合板性能好，已被广泛应用于石油、化工、制药、船舶、水电等行业，产生了很好的经济效益和社会效益。
1 爆炸焊接机理及工艺爆炸焊接是一种高能率的加工技术，是一种以炸药的爆轰为能源，将两层或多层相同的或不同的金属材料结合为整体材料（复合板）的材料加工工艺。
图1是爆炸焊接装置及焊接过程示意图。
当炸药被引爆后，复板在炸药爆炸释放的能量驱动下加速，当速度稳定时，与基板发生碰撞，从而在碰撞点形成足够的再入射流，靠再入射流清理待结合金属表面的氧化物、氮化物、气体薄膜及附着的水分等，使金属露出活性表面。
同时，金属碰撞产生的高压使金属活性表面紧密接触，通过原子间的作用力，实现两种金属间的可靠连接。
图1 爆炸焊接装置及焊接过程1-炸药;2-缓冲区;3-复板;4-基板;5-基础;6-起爆器；7-爆炸产物;8-再入射流;s-基复板安装间距;VD-炸药爆速;VP-复板运动速度;VCP-碰撞点运动速度;c-碰撞点1.1 实现焊接的必要条件（边界条件）爆炸焊接属于冷焊，要实现良好的焊接必须具备以下3个条件：(1)碰撞速度要超过某一最小值，产生的碰撞压力要大于材料的动态屈服极限，在碰撞点附近产生流体区。
Whitman等人［1］提出的最小碰撞速度vpmin＝（σb/ρ）1/2。
(2)形成足够稳定的再入射流，产生自清理过程。
产生再入射流，必须具备2个条件，一是动态碰撞角β必须大于某一临界值；二是碰撞点运动的速度要小于声音在该材料中的传播速度。
Crossland等人［1］提出最小碰撞角βmin=k0(Hv/ρvcp2)1/2(3)碰撞点运动的速度要大于某一临界值，界面才能呈波状结合特征，否则界面平直、结合强度低。
Cowan等人［1］提出最小碰撞点运动速度vcpmin=［2Re(Hv1＋Hv2)/(ρ1+ρ2)］1/2式中ρ—材料密度；Hv—硬度；σb—材料拉伸强度；Re—雷诺数；k0—材料表面状态系数。
复合材料的基体材料
33
环氧树脂也存在一些缺点，比如耐候性差，环氧树脂中 一般含有芳香醚键，固化物经日光照射后易降解断链，所以 通常的双酚A型环氧树脂固化物在户外日晒，易失去光泽， 逐渐粉化，因此不宜用作户外的面漆。另外，环氧树脂低温 固化性能差，一般需在10℃以上固化，在10℃以下则固化缓 慢，对于大型物体如船舶、桥梁、港湾、油槽等寒季施工十 分不便。
饱和聚酯等通用型热固性树脂。
(2) 附着力强。环氧树脂固化体系中含有活性极
大的环氧基、羟基以及醚键、胺键、酯键等极性基团，
赋予环氧固化物对金属、陶瓷、玻璃、混凝士、木材
等极性基材以优良的附着力。
(3) 固化收缩率小。一般为1％～2％。是热固性
树脂中固化收缩率最小的品种之一(酚醛树脂为8％～
10％；不饱和聚酯树脂为4％～6％；有机硅树脂为4
(6) 稳定性好，抗化学药品性优良。不含碱、盐等杂质的 环氧树脂不易变质。只要贮存得当(密封、不受潮、不遇高温)， 其贮存期为1年。超期后若检验合格仍可使用。环氧固化物具 有优良的化学稳定性。其耐碱、酸、盐等多种介质腐蚀的性 能优于不饱和聚酯树脂、酚醛树脂等热固性树脂。因此环氧 树脂大量用作防腐蚀底漆，又因环氧树脂固化物呈三维网状 结构，又能耐油类等的浸渍，大量应用于油槽、油轮、飞机 的整体油箱内壁衬里等。
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提高树脂耐热性方法： 增加高分子链刚性：引入共轭双键、三键或环状结构； 进行结晶：-C-O-C-, -OH, -NH2等； 进行交联：交联键增加，提高分子间作用力。
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三、耐腐蚀性能
树脂的腐蚀
物理作用：溶胀或溶解，导致结构破坏，性能下降 化学作用：化学键破坏或新的化学键 影响因素：
金属基复合材料
飞行器和卫星构件宜选密度小的轻金属合金－镁、铝合金为 基体，与高强、高模石墨纤维、硼纤维组成石墨/镁、石墨/铝、硼 /铝等复合材料； ② 高性能发动机要求：高比强、比模量，优良的耐高温性能在 高温氧化性气氛中工作。
而选用钛合金、镍基合金及金属间化合物，如碳化硅 / 钛、镥、 钨丝/镍基起合金复合材料，可用于喷气发动机叶片、转轴等重要 零件。
基本原理是： 液态金屑基体通过特殊的喷嘴，在隋性气体气流的作用下雾化成细小的液态金属沉，
喷向衬底．将颗粒加入到雾化的金属流中，与金属液滴混合在一起并沉积在衬底上，
凝固形成金属基复合材料。
共喷沉积法的特点：
①适用面广。可用于铝、铜、镍、钻等有色金同基体，也可用于铁、 金属间化合物基体，可加入SiC、Al2O3、、石墨等多种颗粒产品可以 是圆棒、圆锭、板带、管材等。 ②生产工艺简单、效率高。与粉末冶金法相比，不必先制成金属粉末， 然后再与颗粒混合、压型、烧结等工序，而是快速一次复合成坯料， 雾化速率可达25-100Kg／min，沉淀凝固迅速。 ③冷却速度大。所得复合材料基体金属的组织与快速凝固相近，晶粒 细、无宏观偏析、组织均匀。 ④颗粒分布均匀。在严格控制工艺参数的条件下颗粒在基体中的分布 均匀。 ⑤复合材料中的气孔卒较大。气孔率在2%-5%之间，但经挤压处理后可 消除气孔．获得致密材科。
液态法
液态法是制备金属基复合材料的主要方法：
真空压力浸渍法； 共喷沉积；
挤压铸造；
真空吸铸； 搅拌铸造等方法
共喷沉积法
共喷沉积法是制造各种颗粒增强金属基复合材料的有效 方法，1960年由Siager发明，随后由Ospray金属有限公 司发展成工业生产规模的制造技术，可用来制造铝、铜、 镍、铁、金属间化合物基复合材料。
金属基复合材料ppt课件
（3）、热膨胀系数小、尺寸稳定性好
金属基复合材料中的碳纤维、碳化硅纤维、晶须、颗 粒、硼纤维等均具有很小的热膨胀系数，又具有很高的 模量，特别是高模量、超高模量的石墨纤维具有负的热 膨胀系数。加入相当含量的增强物不仅大幅度提高材料 的强度和模量，也使其热膨胀系数明显下降，并可通过 调整增强物的含量获得不同的热膨胀系数，以满足各种 应用的要求。
铝基复合材料是在金属基复合材料中应用得最广
的一种。由于铝的基体为面心立方结构，因此具有良好的塑 性和韧性，再加之它所具有的易加工性、工程可靠性及价格 低廉等优点，为其在工程上应用创造了有利的条件。
在制造铝基复合材料时，通常并不是使用纯铝而是用各 种铝合金。
铝基复合材料
• 大型运载工具的首选材料。如波音747、757、767 • 常用：B/Al、C/Al、SiC/Al • SiC纤维密度较B高30％，强度较低，但相容性好。 • C纤维纱细，难渗透浸润，抗折性差，反应活性较高。 • 基体材料可选变形铝、铸造铝、焊接铝及烧结铝。它们
（2）、导热导电性能
虽然有的增强体为绝缘体，但在复合材料中占 很小份额，基体导电及导热性并未被完全阻断， 金属基复合材料仍具有良好的导电与导热性。
为了解决高集成度电子器件的散热问题，现已 研究成功的超高模量石墨纤维、金刚石纤维、金 刚石颗粒增强铝基、铜基复合材料的热导率比纯 铝、铜还高，用它们制成的集成电路底板和封装 件可有效迅速地把热量散去，提高了集成电路的 可靠性。
氧化铝和硅酸铝短纤维增强铝基复合材料的室温 拉伸强度并不比基体合金高，但它们的高温强度明显 优于基体，弹性模量在室温和高温都有较大的提高， 热膨胀系数减小，耐磨性能得到改善。
• 纤维增强复合材料的强度和刚性与纤维方向密纤维使材料具有明显的各向异性。纤维采 用正交编织，相互垂直的方向均具有好的性能。纤维 采用三维编织，可获得各方向力学性能均优的材料。
金属基复合材料
⾦属基复合材料以⾦属或合⾦为基体，并以纤维、晶须、颗粒等为增强体的复合材料。
按所⽤的基体⾦属的不同，使⽤温度范围为350～120℃。
其特点在⼒学⽅⾯为横向及剪切强度较⾼，韧性及疲劳等综合⼒学性能较好，同时还具有导热、导电、耐磨、热膨胀系数⼩、阻尼性好、不吸湿、不⽼化和⽆污染等优点。
例如碳纤维增强铝复合材料其⽐强度3～4×107mm，⽐模量为6～8×109mm，⼜如⽯墨纤维增强镁不仅⽐模量可达1.5×1010mm，⽽且其热膨胀系数⼏乎接近零。
⾦属基复合材料按增强体的类别来分类，如纤维增强(包括连续和短切)、晶须增强和颗粒增强等，按⾦属或合⾦基体的不同，⾦属基复合材料可分为铝基、镁基、铜基、钛基、⾼温合⾦基、⾦属间化合物基以及难熔⾦属基复合材料等。
由于这类复合材料加⼯温度⾼、⼯艺复杂、界⾯反应控制困难、成本相对⾼，应⽤的成熟程度远不如树脂基复合材料，应⽤范围较⼩。
树脂基复合材料通常只能在350℃以下的不同温度范围内使⽤。
近些年来正在迅速开发研究适⽤于350℃～1200℃使⽤的各种⾦属基复合材料。
⾦属基复合材料是以⾦属或合⾦为基体与各种增强材料复合⽽制得的复合材料。
增强材料可为纤维状、颗粒状和晶须状的碳化硅、硼、氧化铝及碳纤维。
⾦属基体除⾦属铝、镁外，还发展有⾊⾦属钛、铜、锌、铅、铍超合⾦和⾦属间化合物，及⿊⾊⾦属作为⾦属基体。
⾦属基复合材料除了和树脂基复合材料同样具有⾼强度、⾼模量外，它能耐⾼温，同时不燃、不吸潮、导热导电性好、抗辐射。
是令⼈注⽬的航空航天⽤⾼温材料，可⽤作飞机涡轮发动机和⽕箭发动机热区和超⾳速飞机的表⾯材料。
⽬前不断发展和完善的⾦属基复合材料以碳化硅颗粒铝合⾦发展最快。
这种⾦属基复合材料的⽐重只有钢的1/3，为钛合⾦的2/3，与铝合⾦相近。
它的强度⽐中碳钢好，与钛合⾦相近⽽⼜⽐铝合⾦略⾼。
其耐磨性也⽐钛合⾦、铝合⾦好。
⽬前已⼩批量应⽤于汽车⼯业和机械⼯业。
金属基复合材料概述
Ｓｉ、Ａｌ—ｃｕ和Ａｌ—Ｆｅ等体系。增强体主要有Ｓｉｃ颗粒、 Ａ１２０３颗粒、Ｂｃ４颗粒、ＴｉＣ颗粒等。其中采用ＳｉＣ颗 粒增强的铝基复合材料具有性能高、价格低、密度 小等优点，是目前应用最广泛的铝基复合材料，在 国外已经实现规模化生产。美国ＤｗＡ公司用ＳｉＣ颗 粒增强６０９２铝基复合材料代替铝合金制造Ｆ—１６战 斗机的垂直尾翼，提高寿命１７倍。Ｅｕｒｏｃｏｐｔｅｒ公司已
按照基体和增强体的不同，金属基复合材料可 按照如下分类。 按基体材料分为：黑色金属基（钢、铁）、有色 金属基（铝基、锌基、镁基、铜基、钛基、镍基）、耐 热金属基、金属间化合物基复合材料等。目前铝基、 镁基、钛基复合材料发展较为成熟，已逐步应用于 航空航天、电子、汽车等工业领域。 按增强体分为：连续纤维增强金属基复合材料； 非连续增强金属基复合材料（颗粒、短纤维、晶须增 强金属基复合材料）；混杂增强金属复合材料、层板金 属基复合材料；自生增强金属基复合材料（包括反应、 定向凝固、大变形等途径自生颗粒、晶须、纤维状增 强体）等。其中，自生复合材料的增强相在热力学上 是稳定的，界面结合强度高，而且增强体的尺寸和体 积分数可以通过工艺参数控制，是目前研究的热点。
Hale Waihona Puke 在金属基体中加入适量的高强度、高模量、低 密度的纤维、晶须及颗粒等增强体，可显著提高 复合材料的比强度和比模量。如：碳纤维密度只有
１．８５咖ｍ３，最高强度可达７，ｏｏｏＭＰａ，比铝合金强度
高出１０倍以上。石墨纤维的最高模量可达９００ＧＰａ， 比普通钢材要高４倍以上，而Ｂ纤维、Ｓｉｃ颗粒的密度
２金属基复合材料的分类
４典型的金属基复合材料
４．１铝基复合材料 铝及铝合金具有密度低、塑韧性好、导热导电 性较好等优点，但其熔点低、耐磨性差的缺陷限制 了其在更广范围和更高领域的应用。而铝基复合材 料通过增强相的加入使之具有高比强度、高比刚度、 耐磨性好、尺寸稳定性好以及易于加工等一系列优 良特性，在航空航天、汽车、电子等工业领域具有十 分广泛的应用前景。 铝基复合材料常用的基体有Ａｌ—Ｍ
金属基复合材料
2）界面的形成及机制，界面产物的控制及界面设计； 3）增强剂在基体中的均匀分布： 在选择制备方法时，应选择那些使得增强剂更均匀、均质排 布（分布）的方法。在这方面，液态法与固态法相比较差。 4）制备工艺方法及参数的选择和优化； 5）制备成本的控制和降低，工业化应用的前景。
图9-11 粉末（冶金）法制备金属 基复合材料示意图
3 - 6 固态法制备工艺方法及参数的选择和优化固态法工艺的 主要参数：
1) 温度、时间: D = D0 exp （- Q / RT） D：扩散系数；Q： 扩散激活能。
X = k t 1/2 X：反应层厚度； k：反应速度常数。 2) 压力：促进结合 面的接触及在一定 温度下的金属基体 的塑性流动。 3) 结合面的清洁度：
合材料时，主要是基体
与基体之间的扩散结合，
有利于材料界面的改善；
同时通过控制基体沉积
层的厚度可控制纤维的 体积比。
图 9-4 PVD法纤维表面金属基体沉积层
2 - 4 粉末法纤维/基体复合丝
首先将金属基体粉末与聚合物 粘接剂混合制成基体粉末/聚合 物粘接剂胶体，然后将纤维通 过带有一定孔径毛细管的胶槽， 在纤维表面均匀地涂敷上一层 基体粉末胶体，干燥后形成一 定直径的纤维/基体粉末复合丝。 复合丝的直径取决于胶体的粘 度、纤维走丝速度以及胶槽的 毛细管孔径等。
业化生产。铝基复合材料单坯可达250公斤。
4 - 4 无压浸渗法（Lanxide法）
复合材料概论第2章--复合材料的基体材料[研究材料]
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调研学习
1
2.1 金属材料
现代科学技术的发展对材料性能的要求越来 越高，特别是航天航空、军事等尖端科学技术的 发展，使得单一材料难以满足实际工程的要求， 这促进了金属基复合材料的迅猛发展。
调研学习
2
1
与传统金属材 料相比，金属 基复合材料具 有较高的比强 度、比刚度和 耐磨性
2
3
与树脂基复合材
与陶瓷材料相
抗弯强度
度（℃） （室温三点）Mpa
密度 /g·cm-3
反应烧结SiC 1600～ 1700
159~424
3.09~3.12
热压SiC
1800～ 2000
718~760
3.19~3.2
CVD SiC涂层 1200～ 1800
重结晶SiC 1600～ 1700
烧结SiC 1950～ （掺SiC－B4C ） 2100
调研学习
17
如何增强基体 与增强物的相
容性？
A 对增强纤维进行表面处理改性
B 在金属基体中添加其他成分
C 选择适宜的成型方法
调研学习
18
注意：在用铁、镍作为基体时，不适宜用碳（石墨） 纤维作为增强物。
因为，铁、镍元素在高温时能有效促使碳纤维石墨化， 破坏了碳纤维的结构，使其丧失原有的强度，而不能 提高复合材料的综合性能。
烧结SiC （掺B）
1950～ 2100
731~993 2.95~3.21
~170
2.6
~280
3.11
~540
3.1
调研学习
弹性模量 /MPa
380~420×103
440×103
480×103 206×103
－
SCH13钢表面激光熔覆CoNiCrAlY合金_张松
图 4为 CoNiCrAlY合金激光熔覆层 X射线衍射 谱 .分析 可知 , 激 光 熔覆 层主 要 由 γ-Co, FeCr0.29 Ni0.16 C0.06 , FeNi, CoCx和 Cr23 C6 等相 组成 .γ-Co仅 在 417 ℃以上稳定存在 , 室温下钴基固溶体为六方 点阵 .高温下的 γ-Co由于快速凝固以及随后的快 速冷却 , 来不及发生相变 , 故熔覆层中钴基固溶体为 面心立方结构的 γ-Co亚稳相 , 此外镍有稳定面心立 方结构钴基固溶体的作用 .硬质碳化物及金属间化 合物将对提高熔覆层的性能起到有益作用 .
第 3 1卷 第 5期 2 0 1 0年 5月
焊 接 学 报
Vol.3 1 No.5
TRANSACTIONSOFTHECHINAWELDINGINSTITUTION May 2 0 1 0
SCH13钢表面激光熔覆 CoNiCrAlY合金
张 松1 , 王明生 1 , 张开祥 1 , 张春华 1 , 颜永根 2
图 3为激光熔覆层各区域组织形貌 .溶覆层与
图 2 激光熔ቤተ መጻሕፍቲ ባይዱ层宏观形貌 Fig.2 OM micrographoflasercladdinglayer
金属间化合物基复合材料
金属间化合物基复合材料
金属间化合物基复合材料是指由金属间化合物作为主体材料，通过添加其他材料制备的复合材料。
金属间化合物具有高硬度、高强度、高熔点、高耐腐蚀性等优良性能，在高温、高压、强酸碱等恶劣环境下表现出色。
但是，由于其脆性较大，容易发生断裂，因此制备金属间化合物基复合材料是一种有效的方法来改进其力学性能。
常用的添加材料有碳纤维、陶瓷等。
制备金属间化合物基复合材料的方法有多种，包括粉末冶金、热压、热等静压、等离子喷涂等。
其中，粉末冶金是一种较为常用的方法，通过将金属间化合物和添加材料粉末混合，再进行压制和烧结，可以制备出具有较好性能的复合材料。
热压和热等静压方法则是通过加热压制来制备复合材料，可以得到密度更高、性能更好的复合材料。
等离子喷涂则是一种表面涂覆方法，可以在金属间化合物表面涂覆其他材料，提高其抗腐蚀性能。
金属间化合物基复合材料在航空、航天、汽车等领域有着广泛应用，可以用于制造高温、高压部件、耐腐蚀部件等。
同时，金属间化合物基复合材料的制备方法和性能优化研究也是当前材料学领域的
研究热点之一。
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[转载]金属间化合物高温材料
![[转载]金属间化合物高温材料](https://img.taocdn.com/s3/m/d3616535bdd126fff705cc1755270722182e5954.png)
[转载]金属间化合物高温材料1、Ti－Al系金属间化合物结构材料Ti-Al系金属间化合物合金由于其密度低，比强度、比刚度高以及优良的高温性能是航空、航天飞行器理想的新型高温结构材料。
研制成功的Ti-Al系金属间化合物材料包括：Ti3Al基、Ti2AlNb基和TiAl基等金属间化合物。
合金的综合力学性能和工艺性能均达到了国际先进水平。
这类新型的轻质高性能高温结构材料已应用于我国航天、航空和兵器等领域。
新研制的在500℃使用的Ti-Al-Mo-Cr-V钛合金在高温强度、抗热冲击和抗疲劳断裂等方面也具有独特的优势。
2、Ti3Al基系列合金Ti-Al中心研制成功两种Ti3Al基合金（TAC-1和TAC-1B），这两种Ti3Al基合金的力学性能和工艺性能全面超过美国的同类合金水平.TAC-1B在-100℃的低温条件下仍有良好的拉伸塑性。
因此该合金使用的温度范围为：-100℃～700℃。
TAC-1和TAC-1B合金具有优良的热、冷加工性能、机械切削性能，能加工成饼、棒、管、板箔等各种型材，并具有优异的超塑成形、扩散连接以及熔化焊接性能。
它们已是具有工程意义的先进高温轻质结构材料，在航天航空等领域应用极具潜力。
3、Ti2AlNbTi-22Al-24Nb-3Ta、Ti-22Al-20Nb-7T a和Ti-22Al-25Nb等Ti2AlNb基系列合金具有工程应用意义的Ti2AlNb基合金具有高强、高韧、高蠕变抗力和低缺口敏感等特点，可部分替代高温合金制作宇航高性能发动机的涡轮盘，减重35～40％，从而能大大提高航空发动机的推重比。
Ti2AlNb 基合金箔材与SiC纤维增强制做复合材料，可作为航天飞机的蒙皮及发动机部件用材，其成本和重量都低于传统设计。
钢铁研究总院Ti-Al中心研发的Ti2AlNb基系列合金、其综合性能均好于美国的类似合金。
目前可以为用户提供不同规格尺寸的棒材、饼材和薄板材。
4、TiAl基合金TAC-2（Ti-46.5Al-2.5V-1Cr (at%)）5项发明专利钢铁研究总院TiAl研究中心研制的TAC-2合金（密度为3.9g/cm3）具有很高的塑性水平,有利于工程化应用。
金属复合热管理材料
金属复合热管理材料
金属复合热管理材料是一种特殊的材料，它通常由两种或多种金属组成，可以用来控制和调节温度。
这些材料具有优异的热导率、电导率、强度和耐腐蚀性等性能，因此在许多领域中得到广泛应用，如电子、航空航天、汽车和能源等。
金属复合热管理材料通常采用金属间化合物、金属基复合材料或金属陶瓷等结构形式。
它们可以通过粉末冶金、爆炸焊接、激光焊接等工艺制成复合材料。
这些材料可以通过调整金属成分和复合比例来调节其热导率、热膨胀系数、强度和耐腐蚀性等性能。
金属复合热管理材料在许多领域中具有广泛的应用，如电子设备的散热、汽车发动机的冷却、太阳能电池板的温度控制等。
它们可以有效地控制温度，提高系统的性能和可靠性，同时降低能耗和成本。
此外，金属复合热管理材料还可以通过优化设计，实现轻量化、小型化和集成化，为相关领域的发展提供更多的可能性。
金属间化合物基高温合金
金属间化合物基高温合金金属间化合物基高温合金是一种特殊的合金材料，具有良好的高温强度和耐腐蚀性能。
它由金属间化合物相和金属基体相组成，常用于航空航天、能源和化工等领域的高温工作环境中。
金属间化合物基高温合金的研发和应用，是为了满足高温工作环境对材料性能的高要求。
相较于传统的高温合金，金属间化合物基高温合金具有更高的熔点、更好的高温强度和更优异的抗氧化和耐腐蚀性能。
这使得它们能够承受更高的工作温度和更严酷的工作条件，同时延长了材料的使用寿命。
金属间化合物基高温合金的主要成分包括金属间化合物相和金属基体相。
金属间化合物相是指由金属元素和非金属元素组成的化合物，具有良好的热稳定性和高温强度。
金属基体相是指金属间化合物相中的基体金属，起到支撑和增强材料的作用。
金属间化合物基高温合金的研发过程中，需要考虑合金成分的选择、合金化工艺的优化和合金的组织结构控制等问题。
合金成分的选择是关键，需要根据具体的工作环境和要求，选择合适的金属元素和非金属元素，以实现合金的高温强度和耐腐蚀性能。
合金化工艺的优化可以通过调整熔炼工艺、热处理工艺和加工工艺等方式来改善合金的性能。
合金的组织结构控制是保证合金性能稳定和一致性的重要手段，可以通过合金的凝固方式、固溶处理和时效处理等来控制合金的晶粒大小、相分布和相间界面。
金属间化合物基高温合金的应用领域广泛，其中最为突出的是航空航天领域。
航空发动机和航天推进系统中的涡轮叶片、燃烧室和喷管等部件，通常需要承受极高的温度和压力。
金属间化合物基高温合金的高温强度和耐腐蚀性能，使其成为这些部件的理想材料。
此外，金属间化合物基高温合金还广泛应用于能源和化工等领域，如石油化工装备、核电设备和燃气轮机等。
然而，金属间化合物基高温合金也存在一些挑战和问题。
首先，合金的成本较高，由于合金中含有贵金属元素和稀有金属元素，导致其价格昂贵。
其次，合金的加工性能较差，由于合金的高熔点和高硬度，使得其加工难度增加，加工成本也较高。
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第28卷 第3期2008年6月航 空 材 料 学 报J OURNAL OF A ERONAUT ICAL MAT ER I A LSV o l 128,N o 13 June 2008钢表面热爆合成耐热金属间化合物基复合材料高明娟1, 王树奇1, 杨子润1, 陈康敏1, 崔向红2, 魏敏先1(1.江苏大学材料科学与工程学院,江苏镇江212013;2.吉林大学材料科学与工程学院,长春130022)摘要:利用钢熔体点燃T -i C -3N -i A l 体系热爆反应,在钢件表面合成一层金属间化合物基复合材料,通过对T -i C -3N -iA l 体系的反应热力学和热爆产物的形貌的分析,研究了金属间化合物基复合材料的物相、组织形态及界面。
结果表明:在熔融钢液作用下,T -i C -3N -iA l 体系反应完全,制备出T i C 颗粒增强金属间化合物基表面复合材料。
研究发现,T i C 的含量对表面复合材料的表面组织和界面结合有明显影响,随着T i C 含量的提高,颗粒尺寸略有长大,复合材料更致密,与钢基体界面变为良好的冶金结合。
关键词:复合材料;T i C 颗粒;N i 3A l 金属间化合物;热爆反应中图分类号:TB331 文献标识码:A 文章编号:1005-5053(2008)03-0016-04收稿日期:2007-04-04;修订日期:2007-09-08基金项目:江苏大学高级人才启动基金;教育部留学归国人员启动基金;江苏省高校自然科学指导性计划项目(06K J D430039)作者简介:高明娟(1982)),女,硕士研究生,(E-m a il)shuq i_wang@u js 1edu 1cn 。
金属间化合物是最具吸引力的新一代高温结构材料和表面涂层材料[1],在航空、航天领域有着广泛的应用前景。
金属间化合物N i 3A l 除具有一系列的优异性能,如密度低、耐高温、耐腐蚀、耐磨损,且抗氧化能力强等优点以外,还具有特殊的性能,即它的屈服强度随温度升高而升高[2]。
如果在钢表面获得N i 3A l 涂层,则钢基体的抗氧化、抗腐蚀和高温磨损性能将得到明显提高[3]。
但当N i 3A l 作为表面涂层材料时,其强度和磨损性能仍显不足[4],往往需要复合化改善涂层性能。
T i C 陶瓷颗粒是一种理想的复合材料第二相增强体[5,6]。
陶瓷颗粒T i C 和金属间化合物N i 3A l 组成的复合材料具有更低的密度,更高的比强度、比刚度和高温抗蠕变性能[7,8]。
金属间化合物或金属间化合物基复合材料涂层通常采用堆焊和激光等方法合成[9,10],但这些方法具有工艺复杂、成本高、设备投资大等缺点,限制了其在工业上的广泛应用。
本文利用普通的铸造工艺与自蔓延高温合成技术(SH S)相结合,获得T i C /N i 3A l 复相增强钢基表面复合涂层。
该工艺简便,成本低,易于工业化生产。
目前该工艺已用于表面钢基复合材料涂层的制备[11,12],但尚未见制备金属间化合物基复合材料涂层的研究报道。
可见,该研究具有创新性。
1 试验方法采用市售镍粉(纯度\99%,200目)、铝粉(纯度\98%,300目)、钛粉(纯度\9918%,300目)和无定形石墨粉(纯度\99185%,颗粒度[30L m ),分别以T i C 和N i 3A l 化学计量按下列反应方程配比:x (T i+C)+(1-x )(3N i+A l)y x T i C +(1-x )N i 3A ,l 其中x 分别取15w %t ,25w %t ,35w %t ,45w %t 。
在行星式球磨机上混粉24h ,球料比为3:1(磨球为玛瑙球)。
混合均匀后的粉末压制成厚2~10mm 直径<20mm 的圆柱状坯块,致密度为50%~60%,在150e 真空状态下干燥5h 。
采用PVA-水泥砂造型,并用3%的PVA 水溶液将干燥后的预制块贴固在铸型表面,在300e 下预热铸型2h 。
基体材料采用合金钢(0135w %t C ;310w %t C r ;210w %t M o),当熔融钢液温度达1600e 时,插铝脱氧,随后将钢液浇入铸型,冷却后制得表面复合材料。
采用R igaku D /M ax -2500/pc 型X -ray 衍射仪(XRD)分析涂层的相组成;采用JXA-840A 型扫描电镜(SE M 附带JS M-840A 电子探针分析仪)观察涂层微观形貌,并定性分析涂层成分。
2 试验结果与分析211 T-i C -3N -i A l 体系热力学分析由吉布斯-赫姆赫兹方程表示反应自由焓与温度的关系:第3期钢表面热爆合成耐热金属间化合物基复合材料d($G b TT)=-$H b TT2d T其中,$H b T为反应的热效应。
其可由基尔霍夫定律求得:d$H bT =$cpd T即可以计算出体系中各可能产物在不同温度下的标准反应自由焓$G H T,如图1所示。
可以看出,$G H TiC及$G H N i3A l最低。
从热力学意义上说,T i C和N i3A l是该体系中最稳定的热力学生成相,利用该体系进行热爆反应能得获到所需要的增强相T i C及N i3A l 基体相。
图1T-i C-3N-i A l体系$G HT-T关系F i g11R e lati on of$G HT-T i n T-i C-3N-i A l sy stem1)3C+4A l y A l4C3;2)T i+A l y T i A,l3)T i+3N i yT i N i3,4)3N i+A l y N i3A,l5)T i+C y T i C对于热爆反应模式,体系一旦达到点火温度(T ig)将引发化学反应,其放出的巨大热量会在瞬间使体系达到很高温度。
由于上述过程是在极短的时间内完成的,甚至来不及向周围环境传导。
因此,可假设这一体系为绝热系统,反应热全部用于提高产物的温度,产物所能达到的最高温度即为绝热温度(T ad),可通过下式计算:E u(H b T ad-H b298)i,生成物=E(1-u)*(H b Tig-H b298),i反应物-$H b298其中u为物质摩尔分数;T ad为绝热温度;T ig为反应物预热温度(即热爆起始温度);$H b298为反应在298K时的焓变。
可得到不同热爆起始温度(T ig)下,绝热温度(T ad)随T i C含量的变化曲线(图2)。
从图中可以看出,随反应预热温度T ig升高和T i C的含量增加,系统绝热温度T ad逐步升高。
这是由于在绝热系统中,反应热全部用来提高产物的温度,初始温度提高,则系统所能达到的最高温度也会相应升高。
由于3N i+A l y N i3A l放热量低,而T i+C y T i C放热量大,因此而随着T i C的含量增加,系统的放热量增加,系统所能达到的最高温度亦增加。
从图中还可知,体系绝热温度最高可图2热爆温度Tig和T i C含量对绝热温度Tad的影响F ig12In flunences o f ther m a-l explosi on starti ngtemperature Tigand T i C con tenton adiabatic temperature Tad达324815K,没有超过T i C的熔点(3423K),此外在实际试验过程中,不可避免的存在热辐射和热对流损失。
故在反应过程中,体系实际绝热温度不可能达到理论计算值,则T i C颗粒相一旦形成,便以固相存在。
体系绝热温度均高于N i3A l相熔点(1668K),故在反应过程中N i3A l会发生完全熔化或部分熔化,这就使提高复合产物致密度成为可能。
212T-i C-3N-i A l体系热爆反应产物形貌图3示出了T-i C-3N-i A l体系热爆反应产物的形貌。
当T i C含量较少时,反应放热低,T i C颗粒粒度小,这时N i3A l未完全熔化,产物内部孔隙较多。
随着T i C含量的增多,反应放热量增加,使T i C颗粒略有长大,在T i C颗粒上粘附着N i3A l熔体上并凝结成团絮状,使产物内部孔隙增多、变大。
当T i C 含图3650e下不同成分产物SE M分析F ig13SE M patterns o f diff e rent co m po siti on products a t650e(a)15%T i C/N i3A;l(b)25%T i C/N i3A;l(c)35%T i C/N i3A;l(d)45%T i C/N i3A l17航空材料学报第28卷量较多时,反应放热量大,延长了N i3A l熔体存在的时间,T i C颗粒镶嵌在熔体上,有利于产物致密和T i C颗粒的长大。
213钢表面T i C/N i3A l复合材料的合成钢表面复合材料XRD结果见图4。
可见,表面复合材料为T i C和N i3A l。
说明T-i C-3N-i A l体系在钢液的引发下,反应完全,产物纯净。
图5和图6分图4钢表面复合材料XRD分析F ig14XRD o f the surface composite on steel图5不同成分表面复合材料微观形貌F i g15M icrostructure of sur f ace composites w it h differentco mpositi ons(a)15%T i C+N i3A;l(b)25%T i C+N i3A l(c)35%T i C+N i3A;l(d)45%T i C+N i3Al图6复合材料钢与表面复合材料的界面形貌F ig16M o rpho l ogy o f i nterface bet w een the composite and steel(a)15%T i C+N i3A;l(b)25%T i C+N i3A;l(c)35%T i C+N i3A;l(d)45%T i C+N i3A l别示出了表面复合材料的微观组织及与钢的界面结合。
可见,表面复合材料中T i C颗粒直径为1~3L m,呈球形镶嵌在N i3A l基体上,随着T i C含量的变化,表面复合材料的微观组织和界面形貌发生变化。
T i C含量较低([15w%t),表面复合材料组织不致密,有空洞存在,且界面结合不良。
T i C含量较高(25w%t)表面复合材料组织变得致密,与钢的结合变得紧密,但界面仍有缺陷。
这主要是当浇注的高温钢液引发涂覆在其表面的预制块发生热爆反应时,由于T i C含量较低,放热量不足,使充当粘结相的N i3A l在液相停留时间短,则N i3A l液相与钢液相互扩散的时间就短,无法使表面复合材料致密和与钢致密结合。
而随着T i C含量的增多,反应放热也18第3期钢表面热爆合成耐热金属间化合物基复合材料随之增多,使粘结相的N i3A l在液相停留时间变长,这样就使N i3A l液相与钢液相互扩散的时间变长,扩散较为充分,高温钢液在静压头的作用下能以毛细管作用力的方式扩散渗透到预制块内部,使高温下复合材料更加致密,且与钢形成致密的冶金结合。