陳維平，楊少鋒，韓孟巖

(華南理工大學 廣東省金屬新材料制備與成形重點實驗室，廣州 510640)

陶瓷/鐵基合金復合材料的研究進展

陳維平，楊少鋒，韓孟巖

(華南理工大學 廣東省金屬新材料制備與成形重點實驗室，廣州 510640)

綜述陶瓷/鐵基合金的發(fā)展現(xiàn)狀，對目前國內外陶瓷/鐵基合金復合材料的制備方法、3種常用陶瓷(Al2O3、SiC和TiC)與鐵基合金在復合過程中的界面問題、網絡陶瓷/鐵基合金復合材料以及復合材料的摩擦磨損性能的研究新進展進行評述。結果表明：無壓活化浸滲、陶瓷表面金屬化處理以及適當控制界面反應是制備陶瓷/鐵合金復合材料的有效方法；陶瓷/鐵基合金復合材料的研究方向應集中在界面問題、陶瓷與金屬內部的復合結構形式、制備工藝和摩擦磨損機理等幾個方面。

陶瓷/鐵基合金；復合材料；潤濕性；摩擦；磨損

陶瓷/金屬復合材料，由于包含了陶瓷和金屬材料，因此，具有陶瓷的硬度、耐酸堿腐蝕性能及耐磨性能，并具有金屬的韌性，廣泛應用于耐磨和酸堿性環(huán)境(如海水泵)等。另外，作為安全衛(wèi)生材料應用于食品和制藥的加工設備中。目前，具有三維連續(xù)網絡結構陶瓷/金屬復合材料成為研究熱點[1-5]，該材料具有高硬度、高強度、高耐磨性、高韌性以及低密度的優(yōu)點，已被廣泛應用于軍事防彈、食品加工機械、汽車工業(yè)、航空航天和機械加工等領域。因此，性能優(yōu)越的陶瓷/金屬復合材料越來越受到人們的關注。

在陶瓷/金屬復合材料中，鋁及其合金熔點低(700℃以下)，因此，陶瓷/鋁合金復合材料的研究相對比較成熟，但是，難以應用在高溫(高于1 000 ℃)環(huán)境中。一般地，陶瓷/鐵合金復合材料的熔點高(在1 100℃以上)，適合作為高溫耐磨材料。但由于高溫下制備該復合材料對設備要求高，并且，鐵及鐵合金對陶瓷材料的潤濕性能差，因此，適合生產應用的陶瓷/鐵合金復合材料的研究相對較少。用作制備陶瓷/金屬復合材料的陶瓷最常用的是氧化物陶瓷(Al2O3和ZrO2等)、碳化物陶瓷(TiC、BC、WC和SiC等)，其中，Al2O3、SiC和TiC這3種陶瓷材料是最常用的。但這3種陶瓷材料由于物理化學性質不同，與鐵及鐵基合金的復合形式也各不相同。簡而言之，Al2O3陶瓷與Fe熔液的潤濕性差(潤濕角為 140?左右)，無界面反應；SiC陶瓷材料與Fe熔液在高溫下產生劇烈的化學反應[6]，生成脆性相鐵硅化合物和片狀石墨組織存在于界面之間，惡化陶瓷-金屬界面；TiC陶瓷與Fe熔液之間的潤濕性較好，兩者之間無界面反應。理想的界面結合是獲得陶瓷/鐵基合金復合材料的關鍵所在。所以，為了改善兩者的界面結合狀況，需要對 Al2O3陶瓷進行表面處理[7]和調整鐵合金的化學成分[8-9]以提高兩者的潤濕性；對SiC陶瓷材料表面處理和調整鐵合金成分以弱化或阻止兩者之間的化學反應[10-11]，降低破壞界面結合的有害物質的生成。對于TiC陶瓷/鐵基合金復合材料，在于改善制備工藝及調整合金元素或添加合金元素進一步改善潤濕性[12]，以提高界面結合能力。

1 陶瓷/鐵基合金復合材料的制備方法

最常見的制備陶瓷/鐵合金復合材料的方法如下：粉末冶金法(PM)、原位反應鑄造法和陶瓷預制體金屬熔液浸滲法等[13]。

1.1 粉末冶金法

粉末冶金法(PM)是將陶瓷顆粒和鐵合金粉末混合后壓制成坯體，在略高于金屬熔點的溫度下進行液相燒結。該方法操作簡單、工藝上容易實現(xiàn)，可用于制備各種陶瓷/金屬復合材料，并且通過控制壓制壓力和燒結工藝可以達到致密度在95%以上的致密體。但是，該方法的缺點是在微觀結構上不能達到完全致密化，存在一定的孔洞，材料的力學性能較致密材料的大幅度下降。熱等靜壓(HIP)法應用于粉末冶金中，可以提高材料的致密度和力學性能，但在成形過程中由于陶瓷相團聚于金屬顆粒周圍，很難制備成分均勻的復合材料。近年來，即使放電等離子燒結技術(SPS)應用于粉末冶金中[14]，PM 法依然存在上述問題，且目前SPS技術只能制備體積小、形狀簡單的試樣。

1.2 原位反應鑄造法

將金屬與氧化物或碳化物的混合體燒結，利用金屬與氧元素或碳元素結合能力的差異，一種金屬將另外一種金屬從其氧化物或碳化物中置換出來，從而形成的金屬-陶瓷復合材料。例如下列反應[15-16]：

利用高能球磨將金屬、金屬間化合物、氧化物和碳化物等球磨后，在局部高溫下發(fā)生鋁熱反應，類似短流程金屬熔液浸滲法，在壓實的粉末混合體中發(fā)生熱反應而得到的復合材料，從而使形成的納米陶瓷相分散于金屬中。采用這種方法生成的物陶瓷相直接與金屬熔液接觸，界面結合好，可以得到體積分數(shù)比較大的陶瓷相(最高可達 85%)。但缺點如下：復合工藝的靈活性差，陶瓷體形態(tài)不能控制，復合結構中易出現(xiàn)尖角與孔洞，且只能得到氧化鋁納米尺度的陶瓷增強相，故并不能充分發(fā)揮材料的性能。

1.3 金屬熔液浸滲法

將合金熔液熔滲到多孔陶瓷預制體之中。浸滲法按有無壓力可以分為壓力浸滲[17-19]和無壓-負壓浸滲[20-22]。壓力浸滲。類似于擠壓鑄造，在機械壓力下擠壓鑄造，或利用高壓氣體作用于中低溫(900 ℃以下)金屬熔液上；無壓-負壓浸滲利用毛細管力的作用，使金屬熔液在陶瓷預制體中自發(fā)地攀升，占據(jù)孔洞的空間，并與陶瓷的界面牢固結合，這就要求金屬與陶瓷之間是完全潤濕的，而鐵合金熔液一般與陶瓷的潤濕性差，因此，僅利用無壓-負壓浸滲不適用于制備陶瓷/鐵合金復合材料。

活化浸滲通過在陶瓷體中加入活化元素如 Ti和Cr等，利用活性元素改善陶瓷與金屬熔液之間的潤濕性。這樣，在活性元素的作用下，金屬熔液浸滲能夠在毛細管力的作用下進行。此工藝形式靈活，比較容易控制復合材料中陶瓷體的體積分數(shù)、陶瓷體結構和空間分布等，可以制備復雜形狀的復合材料，但不利之處是此工藝經濟性稍差。

比較上述制備方法，若要得到陶瓷/鐵基合金復合材料，在改善鐵合金與陶瓷之間的潤濕性的前提下，采用無壓-負壓活化浸滲工藝是可行的方法，但并不是最佳的工藝，因此需要進一步的研究。

2 陶瓷/鐵基合金復合材料的界面問題

陶瓷/鐵合金復合材料的關鍵問題是要考慮兩者之間的界面問題，下面將Al2O3、SiC和TiC 3種常用陶瓷與鐵合金制備復合材料的界面問題的研究進展進行討論。

2.1 Al2O3陶瓷/鐵基合金復合材料

若機械地將 Al2O3陶瓷與鐵合金結合起來，則在界面處存在兩相分離，在外力作用下易在界面上產生裂紋而發(fā)生斷裂。且兩者在高溫熱力學上是不匹配的，難以到性能優(yōu)良的復合材料。因此，必須解決鐵合金與Al2O3陶瓷之間的界面問題。目前主要有以下4種研究方法。

1) 添加元素，改善潤濕性。鐵合金中添加合金元素。Fe40Al與α-Al2O3之間潤濕性是可以根據(jù)鐵合金中的含鋁量改變的，其潤濕角由Fe與Al組元在界面上各自所占面積決定[23]，潤濕角按下式：cosθ=SFecosθFe+SAlcosθAl。其中，SFe和 SAl分別指 Fe和 Al元素在界面處所占的面積。孔康寧等[24]利用熔滲燒結法制備出Al2O3/Fe3Al復合材料，研究指出：由于Al元素的原因，F(xiàn)e3Al與Al2O3之間具有良好的親和性。稀土元素和B元素等已經被證明對改善金屬與陶瓷之間的潤濕性有所幫助，B和Nb作為表面活性元素在液態(tài)金屬表面及固-液界面上吸附聚集，降低液態(tài)金屬的表面張力及固-液界面張力，提高液態(tài)金屬的表面活性，降低表面能，并同時參與界面反應，使金屬熔液與陶瓷之間的潤濕性得到改善。但是，B元素或稀土元素的添加量一般控制在0.8%(摩爾分數(shù))左右，因此，添加元素所起的作用是非常有限的。

在活性金屬/陶瓷體系中，由于界面反應在陶瓷/金屬界面處會產生物質的遷移,金屬與陶瓷之間的潤濕過程變得非常復雜。反應改變了界面處的相組成，而金屬熔液對生成物有很好的潤濕效果?；钚詽櫇駲C理[25]：[Re]+n/ξMeXξ=ReXn+n/ξ[Me]。其中，n 與 ξ是化學計量數(shù)，生成物 ReXn的吉布斯自由能遠低于MeXξ的，Re與X的親和力強于Me與X的親和力，Re將金屬 Me從化合物 MeXξ中置換出來。ReXn存在于界面之間，金屬熔液與ReXn的潤濕性好。

2) 對 Al2O3陶瓷表面進行金屬化處理(或表面改性)。最常用的是Ni作為金屬化元素。Ni元素的引入分為兩種方法。

① 在陶瓷表面進行鍍金屬鎳的處理。合金熔液與鎳鍍層直接接觸，形成陶瓷/鎳鍍層/合金三層結構。LéON和DREW等[7]利用化學鍍鎳技術，在Al2O3陶瓷板表面鍍鎳層，利用靜滴法真空高純氬氣保護環(huán)境下測量鋁熔液/鍍鎳陶瓷板的潤濕性，其結果如圖1所示。由圖1可知，保溫90 min后，Al熔液與Al2O3陶瓷接觸的潤濕角為115.2?；而Al熔液在鍍鎳層上的潤濕角在短時間內急速下降，到達 20?左右，隨保溫時間的延長，下降速度變慢，最后穩(wěn)定在11.6?(740 ℃，保溫1 h)。顯然，鋁合金熔液在鎳層上的潤濕效果明顯優(yōu)于在氧化鋁陶瓷表面的潤濕，鍍鎳層的作用在于隔離鋁與氧化鋁的直接結合。但此方法不能用于制備陶瓷/鐵基合金復合材料，因為鎳的熔點約為 1 460℃，低于一般的鐵合金熔點，這樣，在與鐵合金長時間接觸時，鍍鎳層熔化并與鐵合金互擴散形成合金，導致鍍鎳層被破壞，陶瓷/鍍鎳層/鐵合金三層結構被破壞，變成了鐵合金熔液直接與陶瓷表面接觸，鍍鎳層失效。

圖1 鋁液滴凝固在氧化鋁陶瓷板上的截面SEM像[7]Fig.1 SEM images of cross-sections of aluminum drops on alumina ceramic: (a) Al2O3 ceramic; (b) Ni-Al2O3 coated ceramic[7]

② 通過化學方法在氧化鋁顆粒表面進行包鎳處理。常用的方法是非均勻相包裹-熱還原法，在球形的Al2O3顆粒表面非均勻地附著上金屬鎳。王恩澤等[26]研究了α-Al2O3表面包Ni的陶瓷顆粒與耐熱鋼之間的潤濕行為，并采用負壓浸滲方法得到氧化鋁/耐熱鋼陶瓷復合材料。研究表明，表面包Ni的Al2O3陶瓷與鋼液之間的潤濕性得到改善，結合強度從Al2O3/Fe之間的0.7 MPa提高到包鎳Al2O3/Fe的4.05 MPa，浸滲深度由0提高到8 mm，且界面具有更好的抗氧化性。但并未指出包Ni的Al2O3與Fe熔液之間的潤濕機理。本文作者認為，其機理可做如下解釋：Ni作為表面介質連接了Fe與Al2O3，這是因為Ni包裹Al2O3顆粒，而Ni又是鋼中主要合金元素之一，因此，易形成包裹Al2O3顆粒的Fe/Ni/Al2O3界面結合。這種界面結構形式的特點是單位體積內兩相的結合面積大、受力狀況好，結合強度高；又因為長時間的真空、高溫環(huán)境(Ni熔點以上溫度)下，一部分Ni擴散溶解到鋼中，可能有少量的Ni發(fā)生反應，即Ni+Al2O3+O→Al2NiO4。鐵合金熔液與生成的 Al2NiO4形成反應潤濕，提高了潤濕效果，在毛細管力作用下鐵合金熔液在陶瓷顆?？障吨信噬?，F(xiàn)e相與界面結構層的結合緊密。

③ 采用原位反應法制備 Al2O3陶瓷顆粒增強的復合材料。工藝路線如下：球磨+冷壓成型+燒結。已有研究表明：將Fe、Al和Fe2O3粉末混合，在1 500 ℃下制得Al2O3/FeAl合金材料，其致密度可達 95%[27]。所發(fā)生的反應如下：4Al+Fe2O3→Al2O3+2FeAl；Al+Fe→FeAl。由于FeAl與Al2O3兩相通過反應生成，兩者結合的界面清潔，無雜質存在于界面上，因此，具有良好的結合作用。SUBRANIAN等[16]指出，將Fe-40Al與 Fe2O3按摩爾比8∶3混合，發(fā)生如下的原位反應：8Fe3Al2+3Fe2O3→40Fe0.75Al0.25+3Al2O3，反應15 min，可得到體積分數(shù)為20%的Al2O3，其合金變?yōu)镕e-20%Al的鐵鋁合金。該復合材料的維氏硬度、屈服強度、斷裂強度分別為 222，σs=73 MPa，σ+=107 MPa。并指出加入 Cr元素以及采用熱壓燒結可提高復合材料的致密度和性能。KHODAEI等[15]利用原位反應制備Fe3Al+ Al2O3復合材料，將Fe2O3和Al經過高能球磨，在3 158 K高溫下發(fā)生如下反應：3Fe2O3+8Al→2Fe3Al+3Al2O3，高能球磨過程局部溫度可達到3 158 K以上，可滿足上述反應的條件。隨著反應的進行，F(xiàn)e2O3減少，生成Al2O3與Fe3Al，晶粒隨球磨的進行可以成為納米顆粒。在1 450 ℃下燒結時，形成的陶瓷/金屬微觀結構成網絡狀結構。TRAVITZKY等[8]將Al /Fe2O3/Fe /Cr/ Ni進行高能球磨，得到Al2O3/FeCr-Ni復合材料，此過程發(fā)生兩步反應：

2Al(l)+ Fe2O3→Al2O3+2Fe (4)4.9Fe+3.2Cr+1.9Ni→10Fe0.49Cr0.32Ni0.19(5)

得到的復合材料的性能如下：斷裂強度為 1 100 MPa·m1/2；斷裂韌性為 18 MPa·m1/2。

④ 活性金屬誘導金屬熔液浸滲陶瓷。SRDON等[20]和LEMSTER等[21-22]的研究提供了一種解決鐵合金與氧化鋁陶瓷復合的方法。實驗方法是以Ti金屬作為活性元素，填充到預留在 Al2O3陶瓷板中規(guī)則排列的孔洞中。通過金屬熔液浸滲的方法進行復合，目的是揭示Ti元素在鋼浸滲Al2O3陶瓷過程中是否起到促進作用。結果表明，F(xiàn)e液進入到填充有 Ti的 Al2O3陶瓷板上的孔洞處，而Ti元素部分擴散到Al2O3基體中，另一部分溶解于金屬液中，同時，鐵合金熔液很好地與氧化鋁陶瓷結合。SRDON等[20]研究了多孔陶瓷體中 Ti作為活性材料其含量及活性材料做成圓柱體印刷到陶瓷基體上的直徑尺寸大小對滲透過程的影響。結果表明：Ti含量的增加促進了鋼液的浸滲過程，但浸滲量并沒有因 Ti圓柱體體積的增加而增加。LEMSTER等[21]采用將Ti作為活性元素與Al2O3粉末混合制備成高度為 6 mm、直徑為14 mm的陶瓷坯體，用鐵合金對其進行浸滲。結果表明：隨著Ti含量的增加，熔滲深度增加，熔體溫度在高于熔點100~150 ℃為最佳的浸滲溫度，隨著保溫時間的延長，熔滲深度增加，最終可達 3 mm左右(見圖2)；Al2O3陶瓷顆粒分布在金屬基體中，Ti最終富集在浸滲區(qū)底部區(qū)域，氣孔率降低，不出現(xiàn)第二相，合金相與陶瓷相界面結合良好，但是有裂紋存在于復合材料中(見圖3)。

比較上述研究結果可以得出：在金屬中添加合金元素對改善界面潤濕性的作用是非常有限的，且添加的金屬造成鐵合金的脆性增加(FeAl合金脆性高)；陶瓷表面金屬化處理可用于制備陶瓷/鋁合金復合材料，但處理效果依賴于鍍層的質量和結合強度；陶瓷顆粒的金屬化處理和原位反應方法可用于顆粒增強的復合材料的制備，但難以用于制備三維雙連續(xù)的復合材料；活性金屬誘導金屬熔液浸滲陶瓷是比較有效的方法，但Ti的活性太強，不易控制，應該尋找其他金屬作為誘導元素，以代替金屬鈦。另外，制備Al2O3陶瓷/鐵基合金復合材料的工藝有待于進一步研究，特別是制備具有宏觀雙連續(xù)拓撲結構的Al2O3/鐵基合金陶瓷。

2.2 SiC陶瓷/鐵基合金復合材料

提高潤濕性和控制界面反應程度是制備SiC/鐵基合金陶瓷復合材料的關鍵。純Fe熔體與SiC陶瓷的潤濕性差，但可以通過以下兩種方法來改善兩者之間的潤濕性[9]。

圖2 預制體浸滲后的截面圖[21]Fig.2 Photos of partly-infiltrated sample after sectioning[21](RM: Residual metal, I: Infiltrated region(MMC), C: Porous ceramic)

圖3 鐵基合金浸滲Ti活化陶瓷預制體的微觀組織[21]Fig.3 Microstructures of MMC prepared by pressureless Ti-activated infiltration with Fe-based alloy[21] (A: alumina ceramic; M: metal matrix): (a) Optical micrograph(Black arrow indicates Ti-riched phase in lower part of sample); (b) SEM image(Black arrow indicates cracks in sample)

1) 添加合金元素。如在鐵合金中添加 Ti、Zr和Hf等活性金屬元素，這些活性元素與SiC反應生成可被Fe熔液潤濕的Si或半金屬的碳化物層。

2) 在鐵合金中添加Si元素，Si的加入可以大大降低鐵合金與SiC潤濕角。

KALOGEROPOULOU等[11]研究SiC/Fe體系中潤濕性與化學反應之間的關系，指出純Fe與SiC之間存在厚度為0.6 mm的反應區(qū)。接觸角的變化按下式進行：

式中：θ0為無反應時金屬熔液與SiC陶瓷之間的潤濕角；Δσr為由反應引起的表面能變化總量；σlv為金屬熔液的表面張力；ΔGr為由金屬熔液與陶瓷之間的界面反應在反應區(qū)單位面積內所產生的吉布斯自由能變化量。此結果表明：由于Si與SiC之間在反應區(qū)內形成強的共價鍵，在鐵合金中加入Si，使得Fe中Si的摩爾分數(shù)提高，從而大大降低Fe與SiC反應的反應程度。對于SiC/Fe反應潤濕體系，可以認為：并不是由強烈的化學反應來控制潤濕角大小，而是由表面反應過程中界面處的化學組成變化的結果來控制的。因為，mFe+nSiC→FemSin+nC，Si的摩爾分數(shù)的增加改變了界面處的化學組成，抑制了反應的進行。因此，制備SiC/鐵合金復合材料，主要是要抑制界面反應。

楊光義等[28]采用熔滲法制備SiC/FexSiy復合材料，采用多種鐵硅熔體(Fe3Si、Fe5Si3和 FeSi)，其熔體可以在毛細管力的作用下自發(fā)滲透到 SiC多孔預制體中。此外，他們還創(chuàng)建了在1 873 K時Fe-SiC三元等溫相圖，并指出在Fe-Si液相系中，Si的臨界摩爾分數(shù)x(Si)=27%。若SiC飽和熔液中Si的摩爾分數(shù)低于27%時，有C析出；而為Si的摩爾分數(shù)高于27%時，可以維持SiC相。其結論與Kalogropoulou的研究結果相一致。

實驗中可以采用以下方法控制界面反應。

1) 表面金屬化處理。劉君武等[29]研究在 SiCp表面包覆Ni，由于Ni鍍層的保護，大大降低Fe與SiC的直接接觸，且Ni與Fe和SiCp都有良好的結合，因此，包覆Ni工藝是制備SiCp/Fe可采用的方法。石磊等[30]通過對SiC表面鍍Ni粉末冶金法制備了Fe-Cu-C基體復合材料，發(fā)現(xiàn)SiC顆粒與Ni鍍層反應，在其界面出現(xiàn)硅鎳化合物相，增大了Fe原子向SiC相擴散的阻力，這說明鍍Ni工藝制備SiC/鐵基合金復合材料在理論上是可行的。

2) SiC陶瓷表面氧化。COSTELLO和TRESSLER等[31-32]對多種類型的SiC(單晶態(tài)、燒結態(tài)、熱壓態(tài)及熱沉積等)在1 200~1 500 ℃范圍內進行氧化，在大量實驗結果的基礎上，總結出SiC表面與O2發(fā)生反應的機理：氧化前期，O2與SiC表面接觸發(fā)生氧化反應：SiC(s)+3/2O2(g)=SiO2(s)+CO(g)，氧化層厚度增加與時間呈線性關系；當氧化層厚度達到一定程度時(約0.25μm)轉變?yōu)閽佄锞€關系。所以，前期的氧化受界面反應控制；氧化層達到一定厚度后，O2必須透過氧化膜到達SiC表面與之反應，氧化膜起氧化保護層或鈍化層的作用，氧化反應速度下降。

在制備SiC/鐵基復合材料中，多采用粉末冶金法和無壓浸滲法。通過對合金成分的調整或對SiC表面進行處理，目的均是在Fe與SiC的界面形成屏障，以阻止兩者之間的劇烈反應。但這兩種方法由于在界面區(qū)的生成物中依然存在微孔及石墨，大大弱化結合力強度，形成的復合材料的力學性能并不十分優(yōu)良。

2.3 TiC陶瓷/鐵基合金復合材料

與Al2O3陶瓷和SiC陶瓷相比，TiC陶瓷在制備陶瓷/鐵合金復合材料中具有如下明顯優(yōu)勢：1) TiC陶瓷的硬度高、密度低、熔點高，抗氧化、硫化能力強，耐腐蝕性好，熱力學上具有很高的穩(wěn)定性；2) TiC與鐵合金熔體潤濕性較好，與鐵合金在熱力學上具有相容性，并且在鐵合金中的溶解度低，與鐵合金不發(fā)生界面反應。制備TiC/Fe基復合材料的方法很多[33-42]，而作為粘結相的Fe基合金大多數(shù)選用FeAl合金。同時，通過以下幾種方法改善界面，以提高界面結合力：

1) 添加元素法。殷風仕等[33]通過鑄造法制備鑄態(tài)組織α-Fe與 TiC組成的復合材料。指出加入 Mo和Al可改善TiC與Fe熔液的潤濕性，而添加微量的稀土元素(0.6%~0.8%，摩爾分數(shù))可提高復合材料的延展性，這與RAMQUIST等[34]的研究結論“添加過渡族元素可提高對TiC的潤濕性、有利于界面結合”相一致。

2) 采用熱壓工藝(HIP)。LI等[37]采用高能球磨(MA)制備的 Fe3Al(Ti)/TiC納米粉末，經過熱壓(HIP)原位制備接近完全致密且陶瓷相與合金相結合良好的納米顆粒(TiC顆粒直徑為 50~200 nm)復合材料。Ti的添加可阻止Fe3Al晶粒長大，并且提高復合材料的硬度：Fe3Al 10Ti/40%TiC 的硬度為 87HRA， Fe3Al 10Ti/40% TiC 的硬度為 90HRA，且后者的彎曲強度達到1 310 MPa。在燒結固化過程中可提高界面結合強度，無需對原料做預處理；RAGHUNATH等[34]將碳鋼熔液與TiC反應得到30%TiC的TiC/Fe的復合材料。PAGOUNIS等[36]采用粉末熱壓法(HIP)制備 TiC陶瓷/白口鑄鐵復合材料，TiC顆粒相表現(xiàn)出與鐵合金優(yōu)良的結合行為。且在加載測試試驗中，由于兩者結合力強，無TiC顆粒從基體中剝落出來，斷裂裂紋有穿過TiC顆粒的現(xiàn)象，復合材料的耐磨性能高。

3) 原位反應法。Alxander等[35]研究了 TiC/Fe體系的熱力學問題，以及合金元素對鐵基合金中TiC溶解度的影響。利用原位反應制備出 Fe-14Mn-6TiC復合材料，在1 600 ℃高溫下，Mn元素的存在提高了Ti和C在鐵合金中的溶解能力，因此，獲得高陶瓷體積分數(shù)的TiC/鐵基復合材料；SRIVASTAVA等[43]利用同樣方法制備了TiC增強的高錳奧氏體鋼，其磨損性能高于無增強相的鑄造高錳奧氏體鋼。

4) 無壓浸滲與添加元素相結合。FeAl合金熔體無壓浸滲TiC陶瓷預制體的方法引起了研究者極大的興趣。SUBRRAMANIA等[40]將TiC與活性C混合壓制成坯體，F(xiàn)e40Al合金浸滲，同時加Ni和Ti元素等以細化Fe40Al合金的晶粒尺寸。研究指出：該復合材料有由韌性斷裂到脆性斷裂的轉變過程，而 Fe40Al晶粒的大小起關鍵作用，存在臨界晶粒尺寸。他們進一步研究發(fā)現(xiàn)：在 Fe40Al(摩爾分數(shù)，%)中加入5%~10%Ti，可提高合金在 TiC預制體中的浸滲度，并且兩相結合良好。30%(體積分數(shù))TiC的 TiC/FeAl復合材料，彎曲強度1 034 MPa,斷裂強度18 MPa·m1/2,硬度83.5HRA，斷裂行為是穿晶斷裂；GAO 等[39,41]利用預制體法制備相對密度為 88%的 TiC多孔陶瓷體， Fe40Al熔液滲浸，彎曲強度達 1 GPa。其中，F(xiàn)e40Al起到了很好的韌帶作用。

3 網絡陶瓷/鐵基合金復合材料

根據(jù)復合材料中增強體空間拓撲分布型式分類,目前主要有3種類型的增強方式:顆粒增強(零維)、晶須(短纖維)增強和連續(xù)長纖維增強(一維)、片狀增強(二維)。雖然，后兩者的增強效果要優(yōu)于彌散顆粒增強,但尚未能解決其各向異性這一技術難點。連續(xù)陶瓷基復合材料(Co-continuous ceramic composites)簡稱為C4材料[44-45]，指的是陶瓷增強體具有三維連通骨架結構的陶瓷基復合材料。C4材料的內部在三維空間上兩種材料相均連續(xù)分布,可以較好地結合陶瓷、金屬材料的性能優(yōu)點，克服各自的性能缺點，因此，引起了國內外學者的廣泛關注[44-48]。

DACHN等[44]利用先驅體陶瓷的反應浸滲，制備陶瓷和金屬兩相均交織連通的復合材料，通過控制先驅體的成分和微觀結構,以及反應池中浸滲合金的組分,可以獲得可控的復合材料結構和性能；LAVECCHIA等[45]利用近似的所謂液相置換反應法制備了雙連續(xù)Al2O3/Al(Si)復合材料。該制備方法將二氧化硅棒浸沒在金屬熔池中并發(fā)生反應來制備最終的C4材料。置換反應如下：3SiO2+4Al→2Al2O3+3Si；堯軍平和王薇薇[46]采用粉末燒結方法-壓力浸滲法制取三維網絡陶瓷(骨架)增強金屬復合材料。陳維平等[47]和黃丹[48]采用鋁熔液壓力浸滲三維網絡陶瓷體成功制備出氧化鋁陶瓷/鋁合金復合材料。

以上研究制備的 C4復合材料，金屬相主要是鋁合金，尚未見制備陶瓷/鐵合金的C4復合材料的報道。主要原因是鐵合金熔點高、密度大，壓力浸滲的工藝難度大。因此，在解決界面潤濕性問題的基礎上，無壓浸滲制備鐵合金三維網絡陶瓷體將成為未來的發(fā)展方向。

4 陶瓷/鐵基合金復合材料的摩擦磨損性能

陶瓷/鐵基合金復合材料具有優(yōu)良的摩擦磨損性能。陶瓷/金屬復合材料的摩擦磨損行為由于是兩相的共同作用，具有特殊的復雜性，不少研究者采用模擬方法來研究其摩擦磨損機理。

1958年，KHRUSCHOV等[49]最早開始了復合材料的建模，并建立了經典兩相復合材料的摩擦磨損模型，即 KHRUSCHOV模型。在后續(xù)的研究中，新的理論和模型不斷出現(xiàn)：ZUM-GAHR[50]提出在穩(wěn)定條件下，假定在基體相和增強相磨損率相同情況下的摩擦磨損模型，即ZUM-GAHR模型；LEE等[51]對上述2個模型進行分析，認為復合材料的摩擦磨損性能主要取決于增強相和基體相的力學性能指標，對Zum-Gahr模型進行了修正，所修正的模型能夠更準確地預測兩相復合材料的磨損率。Holm-Archard提出的顆粒增強的陶瓷/鐵合金復合材料理論模型如下[52]：

式中：VS為磨損率；L為摩擦副滑行距離；β為摩擦因數(shù)；p為載荷；HS為材料的硬度。研究指出：陶瓷/鐵合金復合材料的磨損率VS與載荷p成正比，與鐵合金的硬度HS成反比等。Wang和Rack利用統(tǒng)計學歸納出了晶須增強的陶瓷/鐵合金復合材料中陶瓷相的體積分數(shù)及分布情況在輕微磨損階段的理論模型[51]。ZHANG等[52]研究SiC顆粒增強的陶瓷/鐵合金復合材料在跑合摩擦階段的摩擦行為，結果發(fā)現(xiàn)：陶瓷/鐵合金復合材料的磨損機理、包括鐵合金的磨蝕與陶瓷顆粒的斷裂、跑合期的磨損與初始表面狀況以及顆粒的大小和陶瓷的體積分數(shù)等有關系，并提出如下模型：

目前，對陶瓷/金屬復合材料的摩擦磨損性能研究，主要研究對象是陶瓷顆粒增強金屬基復合材料，且理論模型并不統(tǒng)一。已有的理論模型及摩擦磨損機理不適合C4材料，因為C4材料的增強體和增韌體在三維空間呈交叉互穿分布的拓撲結構，摩擦表面上形成的硬微突體在摩擦過程中起到承載作用，且其具有互鎖特性的結構抑制了基體合金的塑性變形和高溫軟化，使得復合材料的抗磨性能大大提高[56]。但是，這種解釋還需要進一步的研究證實。

5 陶瓷/鐵基合金復合材料的研究發(fā)展方向

陶瓷/鐵合金復合材料性能優(yōu)良，但制備過程比較困難。雖然，在制備工藝、組織改善、結構調整、力學性能等研究取得了一定的進展，但仍未開發(fā)出適合實際生產的產品。從未來工程材料的發(fā)展來看，具有高溫性能優(yōu)良、環(huán)保節(jié)能、耐磨的陶瓷/鐵合金復合材料將會有較大的發(fā)展，今后的研究方向應主要集中在以下幾個方面。

1) 界面問題。主要是在陶瓷體制備、陶瓷表面處理和鐵合金添加活性元素3個方面進行研究，以解決陶瓷與鐵合金之間的界面結合問題。

2) 陶瓷/鐵基合金復合材料的內部復合結構形式。目前的研究大多集中于非連續(xù)的陶瓷結構，雖然有研究連續(xù)的網絡陶瓷體，但現(xiàn)有研究的陶瓷體相存在內部空洞，陶瓷骨架結構上存在尖角連接及應力集中，結構體的強度比較低，未能充分發(fā)揮其骨架的承力作用。因此，研究可設計控制的三維雙連續(xù)結構及制備方法是獲得性能優(yōu)良的復合材料的關鍵之一。

3) 陶瓷/金屬的復合工藝。大量研究表明，熔體浸滲法是目前制備該復合材料的最合適的復合工藝，但并不是最佳的工藝，因此，需要研究開發(fā)出適合的新型制備工藝。

4) 陶瓷/鐵基合金復合材料摩擦磨損機制的研究。目前的理論模型主要基于顆粒增強金屬基復合材料，且各觀點尚不統(tǒng)一，對于三維雙連續(xù)網絡的復合材料的摩擦磨損機制的研究幾乎空白，說明其摩擦磨損機制尚不十分清楚。同時，由于陶瓷/鐵基合金復合材料多用于高溫環(huán)境中，所以特別對于它的高溫摩擦磨損機制需要深入研究，為技術開發(fā)提供理論指導。

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Research development of ceramic/Fe-based alloy composites

CHEN Wei-ping, YANG Shao-feng, HAN Meng-yan
(Guangdong Key Laboratory for Advanced Metallic Materials Processing,South China University of Technology, Guangzhou 510640，China)

A comprehensive review on the research of ceramic/Fe-based alloy composites was offered. The focuses are placed on the types of recently developed fabrications of the ceramic/Fe-based alloy composites, interface between Febased alloy and ceramic, such as Al2O3, SiC and TiC, and the friction and wear behaviors of the continuous three-dimensional interconnected ceramic/metal and composites. The results show that the suitable process to fabricate ceramic/Fe-base alloy composites is pressureless metal-activated infiltration, surface metallization of ceramics and interface reaction control. The research topics on the ceramic/Fe-based alloy composites, should be focused on the interface problems of the ceramic/Fe-based alloy, inner structure of ceramic and metal, fabrications and friction and wear behaviors.

ceramic/Fe-based alloys; composites; wettability; friction; wear

TB333

A

1004-0609(2010)02-0257-10

國防基礎科研計劃十一五資助項目

2009-04-10；

2009-11-10

陳維平，教授，博士；電話：020-87113832；傳真：020-87112948；E-mail：mewpchen@scut.edu.cn

(編輯 龍懷中)