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1、金属间化合物结构材料的特性及强韧化方法0 前言金属间化合物是指金属与金属、金属与类金属之间以金属键或共价键形式结合而成的化合物。金属间化合物与一般的化合物是有区别的。首先，金属间化合物的组成常常在一定的范围内变动；其次金属间化合物中各元素的化合价很难确定，而且具有显著的金属键性质。金属间化合物于20世纪30年代被发现，但由于其在室温下脆性大，延展性极差，很容易断裂，缺乏实用价值。经过50多年的实验研究，人们发现，含有少量类金属元素例如硼元素的金属间化合物其室温延展性大大提高，从而拓宽了金属间化合物的应用领域。另外，金属间化合物与金属及合金材料相比，金属间化合物具有极好的耐高温及耐磨损性能，高温
2、下会使其硬度增加，是耐高温及耐高温磨损的新型结构材料。但金属间化合物要在商业中推广应用则必须提高合金的塑性、强度，克服室温脆性及解决合金成形等问题。1 金属间化合物结构材料的特性1金属间化合物的塑性差、室温脆性及R特性与其原子排列、晶胞大小、结合键类型、晶界结合力及位错运动等有关。(1) 金属间化合物的溶质与溶剂原子按固定原子比例排列，是长程有序，结构复杂，对称性低，单位晶胞大，位错的柏氏矢量大，是造成塑性差的重要原因之一。当单个位错扫过长程有序晶体即留下一条反相畴界，使有有序结构破坏。如以超位错，即两个全位错中夹一片反相畴界而整体运动，长程有序的原子排列不会发生改变，两个全位错分解为四个偏位
3、错，每对偏位错夹有堆垛层错。这种位错组态将导致低塑性。(2) 室温脆性成为工程应用的主要障碍，其脆性主要表现在三方面：其一是与共价键有关的内禀属性成为本征脆性；其二是晶界强度过低造成沿晶脆断称为晶界脆性；其三是环境如H2O、H2、O2作用使塑性急剧下降。(3) 金属间化合物合金屈服强度通常随温度升高而提高，达峰值后则下降，称为R特性。此特性存在多种机制，面心立方可用交滑移机制来解释。原因是Ni3Al中反相畴界能各向异性，随温度升高，在热激活下位错由11交滑移到100，这是因为100的反相畴界能低。然而，由于100不是滑移面，高温时位错在该面上不能滑移，故使强度随温度升高二升高。其峰值温度取决于
4、反相畴界能、堆垛层错能、高温滑移系开动等因素，一旦开动即再度强度下降。2 金属间化合物结构材料强韧化方法金属间化合物结构材料强韧化方法有很多，通常有微量元素合金化，主量元素合金化，控制微观组织，纤维强韧化，快速凝固细化晶粒等方法。2.1 微合金化法通常加入质量分数小于1%B、Fe、C、Hf、Mn等元素，不使晶格类型、变形模式变化，改变晶界结构，不析出有害相，抑制杂质影响，提高结合强度。文献2总结了各种微量元素对金属间化合物抗环境氢脆的机理：1)铁可以有效抑制Co3Ti合金中由水汽诱发的环境氢脆，其机理是铁原子抑制了合金与水汽的表面反应；2)硼可以完全抑制有序态Ni3Fe合金中由氢气诱发的环境氢
5、脆，其机理是硼原子偏聚在晶界上，降低了合金的晶粒尺寸，提高了合金的晶界强度，显著降低了氢原子的沿晶扩散系数；3)适量的稀土元素对NiAl合金进行微合金化，可以明显改善NiAl合金的室温塑性，而且还可明显增加NiAl合金的室温强度。郭建亭3等总结了稀土元素改善NiAl共晶合金室温压缩强度和塑性都和提高高温压缩强度和变形能力的机理：1)稀土元素使共晶胞的细化和层片间距的减小是主要原因；2)稀土元素偏聚于晶界和相界，可以消除晶界杂质，提高晶界结合力，改善晶界强度与塑性；3）稀土元素的原子半径较大，偏聚于晶界，降低晶界的有序度，减少Ni-Ni、A1-Al和Ni-Al之间的共价键，从而增加塑性；4）稀土
6、元素的原子代替Ni和Al原子，产生固溶强化。2.2 主量元素合金化通常添加1%以上的元素，要使其改变晶格类型，使晶胞变小和提高对称性；促使滑移系开动，产生韧性第二相；产生韧性相；抑制环境脆性。例如体心立方Ti3Al加入稳定元素Nb，可使塑性提高到3%。高Nb-TiAl合金具有远高于普通TiAl合金的强度，特别是很高的高温强度，同时保持相同的塑性。Nb强韧化的理论基础包括：(1)Nb降低TiAl合金的层错能，从90mJ/m2降低到5060mJ/m2；4(2)Nb使相中含Al量降低，亚Al量TiAl中含有高浓度的Nb/Al反位原子缺陷5；(3)Nb促进普通位错的钉扎现象，促进孪晶位错开动与交截。在
7、DO22型Al3Ti中加入适量的镍、铜、铁、铬、锰、银或锌等元素来置换Al3Ti中的铝原子，可获得稳定的L12型晶体结构Al3Ti基金属间化合物6，它是面心立方有序结构，对称性好为塑性变形提供了足够的有效滑移系。2.3 控制微观组织或复合强化材料的性能随材料的组织的变化而变化，如随晶粒的细化，材料强度线性增加，且大面积的界面将提供足够的晶界滑移机会，导致变形增加，材料的韧性也将显著增加。故可通过改变材料的微观组织来提高金属间化合物的强韧性。Zhu等7通过MA-HIP技术获得了晶粒尺寸为200nm的Fe3Al金属间化合物，其室温压缩应变高达39%。以上研究结果说明晶粒尺寸纳米化能够有效提高Fe3
8、Al金属间化合物室温塑性。然而Minamino等8用MA-SPS技术所制备的晶粒尺寸为80nm的Fe3Al金属间化合物室温压缩应变仅为14%，这说明晶粒尺寸的进一步减小反而不利于其室温塑性的提高。另外Morris-Muoz等9对纳米Fe-Al金属间化合物室温断裂韧性的研究同样发现，晶粒尺寸小于40nm时，室温韧性反而下降。对工程TiAl合金的成分来说，首先要控制铝含量，为得到双相合金，对铝含量必须小于48%，单相-TiAl合金室温拉伸延伸率一般小于1%，合金化后双相TiAl合金室温拉伸延伸率可达l%4%，室温屈服强度一般在500600MPa。将合金进一步用W，Si，C，B合金化，可进一步提高高
9、温强度，细化晶粒10。傅云义11等研究发现，在L12型Al67Mn8Ti25中添加0.5%2%Nb，析出了DO22结构的第二相Al3(Ti，Nb)，能起到强韧化作用。Inoue M等12采用(MA+HP方法制备了Al2O3、SiC、TiC和TiB2增强FeAl(Fe-40Al)金属间化合物复合材料，复合材料的强度有明显提高，但韧性有所下降。2.4 先进制备技术为了提高金属间化合物的强韧性，除了对它的各种强化机理进行深入的研究，还需对其的制备工艺进行研究，才能真正实现金属间化合物的推广应用。现如今制备金属间化合物的方法除了传统的熔铸，国内外的研究者还提出了先进熔铸法、快速凝固法、自燃烧高温合成法
10、、机械合金化、冲击波成型法、加测压的挤压技术、超塑性成型技术、陶瓷纤维增强复合法及各种工艺的复合制备技术等。郭建亭13等利用机械合金化制备的纳米晶NiAl，其室温压缩屈服强度和压缩变形量分别是铸态和挤压态的2倍多和1.8倍。李博14通过加入不同含量的合金元素Co，采用机械合金化方法制成NiAI(Co)纳米晶合金，其室温屈服强度提高2倍，压缩塑性达到3%4%。赵希宏15等采用铸造方法制备的TiB2强化的NiAl基合金在800时的屈服强度可达到284MPa。齐义辉16等对NiAl-33.5Cr-0.5Zr多相金属间化合物分别进行铸造和热等静压处理，结果发现，经热等静压处理后，合金的高温压缩屈服强度
11、比普通铸造合金明显增加，1273K时压缩屈服强度由高应变速率时增加约50到低应变速率时增加约1倍，1373K时压缩屈服强度增加的幅度略小。陈善俊17等采用自悬浮定向流法制备了20110nm之间的球形Ag2Al复合金属间化合物的纳米微粉。马瑞18等利用采用真空热压烧结工艺直接烧结Fe、Si混合粉末制备了Fe3Si金属间化合物，但并没有达到理论的密度。3 结束语金属间化合物具有许多优异的性能(特别是高温性能)，但是其低塑性和低的断裂韧性阻碍了其应用的进程。目前，人们采用各种强韧化方法使其塑性和韧性得到了极大的改善，但还存在一定的不足。因此，从研究各种方法的强韧化机理和寻找更有效、易行的强韧化方法仍
12、然是其得以广泛应用的关键。参考文献1 周瑞发, 韩雅芳, 李树索. 高温结构材料M. 北京: 国防工业出版社, 2006.2 陈业新. 金属间化合物的环境氢脆J. 上海大学学报, 2011, 17(4): 487-502. 3 郭建亭, 周兰章, 李谷松. 高温结构金属间化合物及其强韧化机理J. 中国有色金属学报, 2011, 21(1): 1-34. 4 Song X P, Chen G L. Determination of the Stacking Fault Energy in high-Nb-TiAlJ. Journal of Materials Science Letters, 2
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