航空航天金属间化合物研究现状_重金属国内外研究现状

2020-02-29 其他范文下载本文

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航空航天金属间化合物的研究现状

摘要：本文主要介绍金属间化合物的分类，现在的研究现状，以及金属间化合物的制备和工艺。金属间化合物简称IMC(Intem~etallicsCompounds)，主要是指金属元素间、金属元素与类金属元素间形成的化合物，其特点是各元素间既有化学计量的组分，而其成分又可在一定范围内变化从而形成以化合物为基体的固溶体。为了能在21吐纪保持在航空和航天领域的优势，大力推动了这方面的研究工作，并发展出一种能耐更高温度、比强度更高的新型金属间化合物高温结构材料，给新一代航空和航天器的发展开辟一个新时代。关键字：航空航天、金属间化合物、引言

由于金属间化合物材料在航天航空等国防尖端技术领域和机械、冶金、化工等一般工业领域均有着广阔的应用前景，因此，世界上工业发达的国家都投人大量的人力和资金进行金属间化合物材料的研究。美国国防部关键技术计划和国家关键技术计划中均将金属间化合物材料列为关键材料之一。德国和日本等国也有相应的计划。美国是第一个对金属间化合物燃气轮机涡轮叶片进行试验的国家，在该技术领域居领先地位，而德国、法国和日本主要工作集中在金属间化合物的研究上，而不是应用上。我国在国家自然科学基金、国家“863”高新技术及国家科技攻关项目中都将金属间化合物结构材料列为重要的研究课题。

金属间化合物是指以金属元素或类金属元素为主构成的二元或多元合金系中出现的中间相化合物。按照用途可将其分为两类：一类是结构材料，主要是利用其强度、刚度、硬度、耐热性和抗高温蠕变等性能；另一类是功能材料，主要是利用其特殊的光学、电学、声学和热学等特征。用做结构材料的金属间化合物有多种亚型，其中主要包括镍、铁和钛的铝化物，例如Ni3AI、NiAI、Ti3A1、Ti～及Fe3A1和Fe A1等，它们主要用做高温结构材料。由于这类高温材料是具有有序结构相的金属间化合物，故又称高温有序合金或高温金属间化合物。与镍基高温合金相比，这类材料的高温性能更好，可在更高的温度下工作，而且密度小，抗腐蚀能力强，抗蠕变、抗疲劳性能好，因而它们作为新一代飞机发动机、火箭推进系统和空间动力系统的高温结构材料有着极大的竞争力。此外，它们还可用以制作锻模、工具、化工和石化生产设备、加热元件、轴承、汽缸以及环境控制设备，等等。在上述具有广泛应用前景的众多高温金属间化合物中，Ti A1基金属间化合物近年来更引起了研究者极大的兴趣，它被视为最具竞争力的先进材料之一。1．1金属间化合物的研究现状与趋势 11．1金属间化合物的特点及应用

金属间化合物简称IMC(Intem~etallicsCompounds)，主要是指金属元素间、金属元素与类金属元素间形成的化合物，其特点是各元素间既有化学计量的组分，而其成分又可在一定范围内变化从而形成以化合物为基体的固溶体。当两种金11．1金属间化合物的特点及应用金属间化合物简称IMC(Intem~etallicsCompounds)，主要是指金属元素间、金属元素与类金属元素间形成的化合物，其特点是各元素间既有化学计量的组分，而其成分又可在一定范围内变化从而形成以化合物为基体的固溶体。当两种金属以整数比(或在接近整数比的一定范围内)形成化合物时，由于其结构与构成它的两金属的结构不同，从而形成有序的超点阵结构。金属间化合物不仅有金属键，还具有共价键，共价键的出现，使得原子间的结合力增强，化学键趋于稳定，具有高熔点、高硬度的特性；此外由于结构中原子间的结合力强，扩散减慢，导致蠕变激活能提高，所以金属间化合物具有高的抗蠕变性能；金属间化合物高的疲劳寿命是由于其长程有序结构抑制了交滑移过程，减少了滑移系统，从而降低了循环加载过程中裂纹萌生的可能性。另外，有序金属间化合物在氧化气氛中能生成致密的氧化膜，因而具有良好的抗氧化性。

此外以金属间化合物为基体的合金或材料是一种全新的材料，普通的金属材料都是以相图中端际固溶体为基体。而金属间化合物材料则以相图中间部分的有序金属间化合物为基体。与传统的金属材料相比，其性能介于金属和陶瓷之间，所以也被誉为半陶瓷材料、正是金属间化合物材料具有这些突出特性，所以这是一类极具潜力的高温结构材料。

事实上，早在20世纪50年代就已发现金属间化合物作为高温结构材料具有特殊优点，许多金属间化合物的强度随温度升高不是连续下降，而是先升高后下降。这是一种反常的强度一温度关系。这一发现推动了金属间化合物的研究热潮，并陆续在金属间化合物形变特性和屈服强度反常温度关系方面提出了新的理论模型和机制，但是由于金属间化合物材料有严重的脆性，材料的实用研究一直没有突破。1979年，日本的Izumi发现加硼可以大大提高Ni3A1金属间化合物的塑性，这一工作为解决金属间化合物的脆性问题提供了可能性。由此以美国为代表的先进工业国家，为了能在21吐纪保持在航空和航天领域的优势，大力推动了这方面的研究工作，并希望能发展出一种能耐更高温度、比强度更高的新型金属间化合物高温结构材料，给新一代航空和航天器的发展开辟一个新时代。

1980年后，美，日、欧洲诸国都组织实施了全国性的研究计划，提出了金属间化合物结构材料的长远发展目标：发展比Ni基高温合金具有更高的高温比强度的结构材料，特别注重发展一种介于镍基高温合金和高温陶瓷材料之间的高温结构材料，从而充填镍基高温合金和先进高温陶瓷材料之间的空隙，这不仅是指其使用温度处于它们二者之间，而且其力学性能也介于它们二者之间，即比镍基高温合金具有更高的高温比强度，比先进高温陶瓷材料具有更高的塑性和韧性，并且在生产工艺和装备上更接近已有金属材料的生产装备。发展金属间化合物结构材料的近中期要求，是能取代一部分正在使用的比强度较差的结构材料，降低各种运载工具用引擎和运载工具本身的重量，提高比推力和效率。

总之，作为新型材料的金属间化合物，其用途十分广泛。因其键合类型呈多样化，从而使其具有特殊的晶体结构、电子结构和能带结构。正是由于这些结构特点，使其具有了很多新的性能和用途。其中耐高温、抗腐蚀、抗氧化、耐磨损等特点使其可以成为航空、航天、交通运输、化工、机械等许多工业部门的重要结构材料；同样由于其具有声、光、电、磁等特殊物理性能，而成为极具潜力的功能材料，如半导体材料、超导材料、软磁材料等[真)。金属间化合物种类非常多，在结构材料领域人们研究较多的是Ti-A1系、Ni-Al系和Fe-Al系金属间化合物。Ti-A1系金属间化合物是潜在的航空航天材料，在国外已开始应用于军事领域。Ni-A1系金属间化合物是研究较早的一类材料，研究比较深入，取得了许多成果，也有一些实际应用。Fe-A1系金属间化合物与以上两类相比，除具有高强度、耐腐蚀等优点外，还具有低成本和低密度等优点，因此具有广泛的应用前景。我国研究人员对它的研究比较深入，已经形成了一套较完整的理论体系，其中部分成果已得到了实际应用。但是，金属间化合物的共同缺点——室温塑性低和高温强度差(指超过800℃或1000℃)一直没有得到很好的解决，也制约了它们在生产实践中的应用。

硅化物以MoSi2为代表，MoSi2是能用于高温环境下的关键材料，其熔点为2030℃，高温下具有优良的抗氧化性能，其抗氧化性能与机理类似于高温结构陶瓷SiC、S1，N4等。MoSi2在室温下表现为脆性材料，在1000℃左右发生脆性一韧性转变，在此温度之上表现出类似于金属材料的韧性。

1.1.2Fe-Al金属间化合物的研究现状

Fe-Al金属间化合物中最受关注的主要是Fe3Al与FeAl合金。Fe3Al合金一般是指铝的质量分数25％-35％的Fe-A1合金，其相组成包括：无序固溶体(A2或。)相，不完全艳结构的有序相，DO3结构的Fe3Al有序相。Fe-A1金属间化合物合金的研究始于20世纪30年代，经历了几次研究热潮，在70年代末取得突破，到80年代，Fe-A1合金作为一类结构材料面向应用得到广泛研究，到90年代研究人员进一步发现水汽是导致Fe-A1合金室温脆性的根本原因。然后人们对Fe-A1合金的反常屈服行为、室温脆性、合金成分的理论设计，微合金化对Fe3Al性能的影响，Fe3Al合金的制备工艺等方面都进行了较全面的研究。比如由美国橡树岭国家实验室研究人员开发出的Fe3Al合金不仅有良好的耐热、耐磨和耐腐蚀性能，其室温伸长率可达12．8％。采用快速凝固工艺制粉、热挤压固结的Fe3Al合金，其室温伸长率高达15％—20％，抗拉强度高达960MPa。因此材料学家认为，该材料预计将在航空、化工、核反应堆元件、熔炉高温装置、电磁元件等众多领域获得广泛应用。在我国，从20世纪80年代末到90年代中期，国家科委和有关部门先后把Fe-Al金属间化合物。的研究列入“863'’计划和一系列研究基金计划，使Fe-A1金属间化合物的基础性研究有了长足进展。但必须指出，Fe-A1金属间化合物的应用研究远落后于基础理论研究，使这种性能优异的材料没能得到预期的开发利用，使推广应用受阻。从20世纪90年代中后期，很多研究人员开始关注实用化研究，探索实用化途径，并取得一些重要成果

1.12.1 Fe-AI金属间化合物的微合金化及理论设计

Fe-A1金属间化合物室温脆性大，塑性差，很多研究认为脆性是本质存在的，其理论依据是解理强度低，此外有害的晶界偏聚或晶界上的无序化也容易造成弱晶界晶间断裂。1989年，研究进一步发现，水汽与合金中的A1发生如下反应：

Al+3H20—}A1203+6H 时，水汽与裂纹尖端发生作用，使原子态的H渗入金属内而导致裂纹，从而造成Fe-A1金属间化合物的室温脆性。这一研究成果实际上否定了Fe-A1金属间化合物的本质脆性观点，使很多研究工作转向减少环境H脆上来，使该材料的研究再次出现热潮。实际上，环境H脆已经得到很多实验证明，例如张忠铧、孙杨善等对Fe3AI进行了表面镀膜试验，发现经镀膜保护后，不仅强度有大幅提高，而且室温变形率可高达18％，而镀前只有6％。微观结构研究表明，镀前合金断口形貌为纯解理断裂，镀膜后的断口形貌则出现表征延性断裂的韧窝。

根据上述分析，无论材料是本质脆性还是非本质脆性，改善其室温脆性，提高强度，都将是重要的研究方向。由国内外研究报道可知，Fe-A1金属间化合物的微合金化将是其强韧化和改善室温脆性的有效手段之一，通常认为，微合金化的强韧化机制主要是通过有序固溶强化和沉淀强化实现的。研究表明，Cr是提高室温塑性最有效的元素之一，加Cr后，能明显增强解理强度，使解理断裂伴随一定程度的沿晶断裂，重要的是，使形成超位错的空间增大，超位错的滑移将变得容易，此外Cr的合理占位，可减少晶界处的应力集中，防止晶间开裂t30J。Ti的加入能改善Fe3A1合金的高温强度，但增加室温脆性。研究认为这是因为T1将部分取代Fe的位置，使Fe-A1金属间化合物的α+D03相向左向上移动的结果。Si具有与Ti相似的作用，可使Fe3Al合金在600℃以上高温屈服强度大幅度提高，室温脆性严重。Mo的加入可改善高温强度，对热形变后的室温塑性同样不利，但可减少高温时晶界处的应力集中，防止晶间断裂。适量Mg可以大幅度提高Fe3A1在530-850~C的高温塑性[321。微量B对Fe3A1的塑性与解理断裂行为影响不大。Cu、Ni的加入或多元合金，例如：2％Nb+2％Ti(除特别说明外，本书的元素含量均为质量分数)的加入，会使Fe3A1出现沉淀相[，引，从而导致沉淀强化。此外Mn、Zr、C等元素对合金性能的影响也有研究报道。以上是关于微量元素的加入，对Fe3A1合金性能影响的报道。

1.1．2.2 Fe-AI金属间化合物的制备工艺及性能研究

Fe-A1合金通常采用熔铸工艺制备，包括空气中感应熔炼、真空中熔炼、真空电弧重熔以及电渣重熔等方法。由于前述H脆问题，为避免水汽反应，应最好采用真空熔炼loi。熔炼工艺包括：用Ar-q将Fe液脱C、S，然后加入Cr、Ni等合金，此后将经处理后的Pe液加人已预热到500~C的铝中，最后通人氩气使合金均匀化。该法成本低，Ai与炉衬反应也小。第二种工艺是同时将各合金元素加入炉中，显然此时Al首先熔化，然后Fe与其它元素溶解。熔铸组织会出现成分偏析，通常解决办法是进行均匀化处理。

熔炼工艺优点是成本低、效率高，但铸态组织晶粒粗大，成分偏析，室温塑性低，脆性大。改善质量与性能的方法主要包括：通过合金化细化晶粒，改善组织。或采用热机械处理工艺，通过热形变细化晶粒，减缓H脆。

熔炼工艺制备的Fe-AI合金性能较低，室温伸长率只有1％左右，屈服强度小于300GPa，难以用于重要结构件。

改进制备工艺对提高Fe-A1合金性能有重要意义，采用粉末冶金工艺可有效的控制微观组织细化晶粒，从而有效提高材料的力学性能。例如采用该工艺制取的B2相Fe-A1合金，室温伸长率达到12％，屈服强度达到350MPa。快速凝固工艺(RSP)可更有效的细化晶粒，增加化学均匀性，并可产生非平衡组织，利用该工艺制粉，热压烧结的re3~d金属间化合物其室温伸长率可高达20％，抗拉强度可达960MPa，晶粒度为亚微米，是目前最高性能之一。此外，Fe-A1合金的燃烧合成(CombusionSynthsis)或自蔓延高温合成(SUS)也是一种可行的制备方法，其中在压力下燃烧合成，晶粒度在2-4um，含有Fe2Nb相的Fe3Al金属间化合物还具有超塑性。机械合金化(MA)是制备Fe-A1合金的一种新工艺，它是在高能球磨机中进行球磨，形成细微组织的合金，在固相状态下达到合金化的目的，利用该技术合成了B2结构的Fe-AI合金，其最高抗拉强度达到865MPa，伸长率达到10％。

1．1．2．3Fe-A!合金的实用化技术 Fe-A1合金的实用化技术除合金化外，还包括Fe-A1合金的热形变技术、铸造成型技术，以及与其它材料组成新的复合材料等。研究表明影响Fe-A1金属间化合物实用化因素主要包括：

1)材料的加工成形。2)材料的脆性。3)材料的合适用途。

4)材料高温时的综合性能。

材料的脆性大，高温(>800~C)综合性能低，使材料不适于强载荷、大冲击的场合；材料的塑性差，加工成形难，使材料难以获得复杂结构形状。上述影响因素限制了材料的使用，使材料的使用范围受到影响，从而限制了材料的实用化引。但是这些不足同时也为Fe-A1金属间化合物实用化指出了研究方向。总结有关研究成果，其实用化主攻方向主要应包括以下几个方面：

1)Fe-A1金属间化合物的微合金化。通过微合金化来提高材料的塑性和韧性以及高温综合性能1_403。

2)Fe-AI金属间化合物的铸造成型：通过铸造获取其它加工方法不能获取的所需形状。3)Fe-A1金属间化合物的热形变处理。通过形变，既获得所需要的形状，同时又细化晶粒，弥合缺陷，提高材料的塑性，改善材料的强韧性。

4)开辟Fe-AI金属间化合物的新用途，扬长避短，利用Fe-A1金属间化合物的半陶瓷性能，设计新型复合材料(包括复合材料的理论设计、材料的制备、材料的失效分析)5)材料的切削加工?解决材料加工硬化问题，通过材料的冷加工，获得材料的精确形状。上述研究内容将是Fe-A1金属间化合物能否实用化的技术关键，因此，了解和深入研究上述技术，对Fe-A1金属间化合物的推广应用具有重要的现实意义和显著的经济效益。Fe-A1合金热形变Fe3A1金属间化合物的形变性能取决于自身的滑移系，也与有序合金的反相畴结构、超点阵位错特征有关。从20世纪砠年代开始，对Fe3Al的形变特性就做了大量的研究，Marcinkowski等人的早期研究表明，在室温下，Fe3A1几乎没有任何塑性，断口主要呈穿晶解理。后来发现，Fe3A]并非本质脆性，微观分析与形变机理的研究表明，Fe3A1的主滑移系为[110]，足以提供多晶滑移所需的五个以上独立的滑移系。进一步研究发现，阳Ai合金的形变性能与有序化临界温度Tc有关，在Tc附近，不论普通位错还是超点阵位错均难以运动，因此形成屈服强度的峰值。此外，从位错运动和理论研究发现，在{110}和{112}面上，Fe3A1的APB能较小，且最稳定，所以滑移可以发生在两晶面族的任何一个面上。在室温下滑移，发现{110}面优先滑移，但在TEM中还观察到了{112}面的滑移，这表明滑移行为不仅与APB能量及其稳定性有关，还可能与位错心结构有关，也就是说，晶面的APB能量最小只是产生滑移的重要条件。因为Fe3A1中的次近邻反向畴NNNAPB能量很低，故超点阵间的APB很宽，这样宽的一个超点阵位错因为在交滑移时极易受钉扎，故很难作为一个整体作独立运动。但是，这只需较小1的应力就能克服APB能量而使超点阵位错分解成为普通的号1/4α′o{111}位错运动，在滑移面上留下NNNAPB。

除晶体结构决定Fe3A~合金的形变特性外，与其它材料一样，变形条件、晶粒形貌等对形变性能也有很大影响。例如，细晶的塑性较粗晶好，但变形抗力大。单相状态下的形变性能较多相状态好，变形抗力低。在多向压应力状态下变形比单向受压塑性好，不易产生微裂纹。此外，变形温度、变形速度以及晶界与位错处的有害杂质及偏析对Fe3A1合金的形变影响也是明显的。例如，参考文献[19]证明Fe3A1室温伸长率很低，200℃以上开始升高(同时强度也相应增加，300℃寸达最大)，700℃以后迅速上升，说明温度对热形变影响极大。改善Fe3Al合金的形变性能有很多途径，行之有效的方法有： 1)加入可固溶合金化元素，增加滑移系的数量。

2)通过微合金化和不同工艺，改变晶体结构，以获取更多的塑性结构。例如，与体心立方结构有关的Fe3AI(D03)和FeAl(B2)结构，就不如与面心立方结构有关的L12结构塑性好。3)通过掺杂控制晶界的组成和强度，这些掺杂既可以通过掺入活性元素使之与有害元素(像S)结合成无害化合物而沉淀，也可以加入像B元素这些有益的元素，以增加键的结合能，提高晶界的解理强度，抑制晶间断裂。

4)细化晶粒。铁基合金的穿晶或沿晶脆断被认为与晶粒度有关，因此在整个铸造、热加工、热处理组织控制中，晶粒的大小都是很重要的，对NiAl还发现有——临界晶粒尺寸(20um)，小于该尺寸，材料才呈现塑性，这个临界晶粒度随温度下降及应变速度增而下降。快速凝固细化晶粒也可以提高材料的延性。5)改进热形变工艺技术。6)精密控制有害物质和杂质。

7)在NiAl合金中形成一种薄膜，减少滑移力，这相当于在晶体与薄膜之间产生位错滑移源，对增加延性也是有效的。

8)利用定向凝固等方法，把脆性相置人延性好的组织，形成原位生成复合结构，从而获得好的综合强韧性。

9)控制周围环境，减少H脆，改善塑性。

利用上述方法，材料研究工作者已取的一些重要成果，例如：A．Bahadur等研究表明，在Fe3AI合金中加入B、Ti后，在整数比和亚整数比Fe3A1合金中的柱状晶变成等轴晶，热轧或热锻后其微观组织更好，其热形变率(973K)可以从65％增加到85％，抗拉强度增加到800—900MPa，伸长率增加到3％—5％，不过，过整数比Fe3A1会出现枝状晶结构。极易导致开裂，即使加入B、T1后也不能热形变。C．T．Liu等人的研究表明，有序金属间化合物的延性不仅可以通过合金化、快速凝固工艺来改善，还可以通过热形变处理(例如物理冶金原理等)来改善。作者的研究也表明，合金化对Fe3A1合金热形变性能和室温性能影响显著，其中Mo含量增加，合金高温强度和持久寿命提高，但高温塑性及室温拉伸强度及室温塑性均下降。Cr的加入，对高温性能不利，Cr和Ce及Ce与Mo、Nb、Zr等元素的匹配使用，有利于综合性能的提高。

以上研究分别对Fe-A1合金热形变性能的影响因素及改进措施进行了探讨，但系统的研究Fe-A1合金热锻工艺过程及其影响因素的文献报道尚少。Fe-A1合金的铸造技术，对Fe-A1合金的铸造性能进行过系统研究，从流动性看，Fe3Al合金是一种流动性较差的合金，例如Fe-28AI在1580℃砂型浇铸时测得螺旋线长度为171mm，热力学分析表明，除结晶温度范围较窄因素外，合金液中形成的高熔点颗粒相也是影响其流动性的重要原因。但是合适的合金化也会提高流动性，例如Fe-28A1-5.5Ct-0.5Mo-0.5Nb-0.1Zr可使流动性提高到215mm。合金化不仅可以提高流动性从而改善材料的充型能力，而且还可以有效提高合金的压缩强度，例如摩尔分数为0．05％的Ce的加入可使其抗压强度从2070MPa增加到2415MPa。上述铸造技术的开发应用，使铸态Fe-A1合金的开发应用看到了希望，尤其是如能利用特种铸造技术实现材料的精密成型，不仅可以大大提高材料的流动性(压力铸造)，还可以有效的提高材料的尺寸精度和复杂程度(熔模铸造)，作者开发研究的铸态炉蓖条、建筑机械用耐磨眼镜板、精密铸造不锈钢管件等产品证明t49J，这种低廉而实用的材料将首先从铸态产品开发领域走向大规模实用化生产。1.1.3.Ti-Al金属问化合物的研究现状

1.1.3.1 Ti-Al金属间化合物的组织结构研究

Ti-Al系金属间化合物主要有两种：TiAl化合物(用γ表示)和Ti3A1化合物(用α2表示)。Chubb和Mehl等运用第一原理计算了具有化学配比的TiAl化合物和Ti3Al化合物在OK时的能量稳定性，从而证实了TiAl化合物为L10型晶体结构，Ti3AI化合物为D019型加晶体结构。由于单相(γ)化合物的塑性和断裂韧性比两相(γ+α2)化合物低得多，因此人们目前的研究主要集中于两相化合物：即以TiAI(γ)为基体，并含有少量Ti3A1(α2)的孪晶形态层片状组织的合金。

就TiAI化台物的显微组织而言，根据不同的热处理方式，可以得到四种类型的典型组成： 1)非均匀的粗大γ晶粒并伴有少量的α2粒子的组织(NC)。2)细小晶粒的等量γ和α2复合组织(Duplex)。3)γ+α2层片状组织晶粒(NL)4)全部是层片状组织晶粒(FL)。

TiAl金属间化合物的力学性能强烈地依赖于其显微结构。通常复合组织(Duplex)具有最高的拉伸塑性(伸长率为2%—4％)及中等的强度水平(YS=420—460MPa，UTS=550—660MPa)，但断裂韧性很低(Kic二10—16MPa·m½)；FL组织呈现出低的塑性(≈1％)，但具有较高的断裂韧性((Kic= 20—32MPa·m½)：NL组织强度最高(YS≈510MPa，UTS=700MPa)，而塑性中等(≈3%)；细化并弥散在Duplex组织中的α2可以提高强度但使塑性降低，同样，细化FL组织中的晶粒可以同时提高强度和塑性，但断裂韧性值下降、因此，绝大多数的研究都集中在Duplex、NL、FL三类组织的TiAl金属间化合物上。Ti3A1(α2相)金属间化合物为长程有序的六方结构(空间群为P63／mmc)，其有序特征可提高合金的高温强度、刚度和变形抗力。但由于该相结构中只有{0001}{51120}；两个独立的滑移系，具有较低的室温塑性。通过添加卢稳定元素(主要是Nb)方法，保留塑性较好的体心立方卢相，并激发α2相中(c+a)型位错以增加非基面滑移，室温塑性已得到了很大改善。对Ti3A1基的合金疲劳变形显微组织的透射电镜研究表明：①初生α2相晶粒中基面上的a型位错互相塞积可形成亚晶界，把晶粒分割成具有一定取向差异的亚晶粒结构：位错反应可以形成大量规则的六角位错网；②初生α2晶粒除了晶内位错滑移和晶界运动产生和协调合金变形外，晶内亚晶的形成和发展也是产生和协调变形的重要机制。1．1．3．2Ti-Al金属间化合物的制备

熔炼铸造是Ti-A1系金属间化合物的主要制备方法，此外目前文献中报道较多的Ti-A1系金属间化合物的制备工艺及过程还包括：

(1)粉末冶金法粉末冶金法是制备TiAl基合金比较常用的一种方法。近年来，随着TiAl基合金粉末制备技术的发展，人们已经能够制备出粒度小而且球形度好的TiAl基合金粉末。目前用于TOT基合金(包括Ti3AI在内)的粉末冶金近净形状成形技术主要有热等静压技术和准热等静压技术。此外，还有注射成形、粉末锻造，热挤压、粉末轧制、热爆成形等。热等静压工艺是制造全致密近净形零件；尤其是形状复杂、大尺寸零件的一种非常有效的技术，它能在高温下通过气体将高压传递给金属粉末或顶成形坯，并使其在高温高压下实现全致密化。最近，美国Orucible公司还开发出了一种采用陶瓷模的热等静压近净形状成形工艺(CeramicMold-HIPProce)；

准热等静压一白蔓延反应合成工艺(PseudoHIP-SHS)是利用SHS过程中释放的热量和过渡的液相，使压坯在合成TiAl金属间化合物的同时实现致密化。这种工艺的优点是可以利用元素粉末成型，避免了TiAl基合金粉难成型的问题。而且可以根据零件性能的要求，在TiAl元素粉末中加入各种合金元素实现复合；其缺点是成型时压坯不是处于等静压状态，可能造成压坯中密度不均匀或压坯形状畸变。

(2)机械合金化法该技术是利用高能球磨机把纯的T1粉和Al粉放人球磨罐中并加入适量的添加剂进行球磨直至生成金属间化合物，机械合金化是一种固态反应过程。目前普遍接受的观点认为。元素粉末在球磨时，晶粒反复的断裂、冷焊，晶粒细化并形成层状精细结构，Ti和Al原子通过界面扩散而逐渐实现合金化。

混合物的球磨时间是确保反应彻底完成达到足够的合金化程度的关键工艺参数，但球磨时间并非越长越好。这种方法的优点是使用方便，对样品的处理量大，制得的样品颗粒较细，达到微米级甚至亚微米级。但是，机械球磨往往易于混入杂质使样品的纯度降低，引起产品的性能恶化。

1．1．3．3Ti-A!金属间化合物的研究现状

Ti-Al金属间化合物的研究基础很好，其中TiM合金可以替代700-990~C镍基高温合金，使发动机重量减轻约一半，因而受到广泛重视。日前已发展出的TiAl成分范围大致是，Ti45／48Al-O／2M-0／5X-0／2Z(摩尔分数)(M=Cr、Mn、V，X=Nb、Ta、W，Z=Si、B、C、N)。M类合金元素有利于塑性和再结晶，Nb、Ta是主要的固溶强化元素，少量的W和Sn也有类似作用，而Si、B，N、C则析出第二相Ti5Si3、TixAIC等起强化作用，B起细化晶粒作用，但可能增大片间距，目前已经进入实际应用的铸造合金，其典型代表是Ti-47／48A1-2Nb-2Cr(摩尔分数)(GE公司)，Ti-47Al-2W-0．5Si(摩尔分数)(ABB公司)和Ti-45／473_1-2Nb-2Mn+0.8TiB~(摩尔分数)(Howner)等。正在研究发展的变形合金有Ti-46A14Nb-1W(摩尔分数)；AlbyK5(Ti-46．5A1-2Cr-3Nb-0．2W(摩尔分数))等。经锻造及热处理后这些合金的室温屈服强度水平在400—600MPa，伸长率为1％—3％，在500—750℃具有好的高温强度。K5合金RFL组织的典型性能为：6y=473MPa，6b=577MPa，6％=1．2。近年来K5合金进一步用C、Si、B、O强化，得到K5SC(0．2Si，0．1C)，KDCBS(0．1Si、0．1B、0．2C)，K5S(0，2Si，0．150)等。另外，研究过一种高强度的粉末TiAl合金，成分同GE合金，其晶粒很细，片间距很小(片间距0.1u m以下)，得到1000MPa的强度，但其高温组织稳定性不足。我国发展的高铌钛铝合金是高温高性能TiAl合金。高铌钛铝合金的力学性能明显高于普通TiM合金，其高温性能的数值与现行变形轮盘用高温合金相当，但密度只有高温合金的一半左右。高铌钛铝合金的抗氧化性比其它TiAl合金高一个数量级。高铌钛铝合金的发展是基于一个新的思路和广泛的基础研究上的，新思路是想通过加人大量高熔点元素Nb，在保持较简单的点阵结构下，提高合金的熔点和结合力，降低扩散，而且可以在不引起严重脆性的条件下提高使用温度。由此选择Ti-Al-Nb三元系进行了广泛的基础研究，证明思路可行，再后进行了高铌钛铝工程合金的发展研究。研究证明，8-10Nb合金化的确提高固相线—100℃，提高了高温组织稳定性，提高了位错运动阻力和高低温强度，特别是大大提高了合金抗氧化性，使抗氧化水平接近抗氧化性最好的镍基高温合金，将使用温度提高到比普通TiAl合金高60—100℃的水平。1.1.3.4

Ti-Al基金属间化合物的应用

经过最近十几年广泛而深入的研究，Ti-A1基金属间化合物的性能不断提高，其中部分性能已接近甚至达到了实用化的要求，像燃油发动机的α2合金锻造翼面、γ合金铸造翼面，γ合金铸造压气机套筒等。其次，机加仁和连接技术也得到了发展。到目前为止，α2合金的制造技术最为成熟。比如，高压涡轮起动器内支承环，采用Ti3Al比用高温合金重量可减轻43％。尽管如此，这些材料由试验性发动机到军用发动机生产的转变将比过去常规合金要困难得多。

1．1．4Ni-Al金属间化合物的研究现状

Ni-A1金属间化合物也是目前研究热点，其中研究最多的是Ni3A1金属间化合物，尤其是对于其在中间温度时的反常流变应力做了较深入的探索、许多Ni3A1基合金已应用于铸造和锻压，其中一些用于高温熔炉：添加硼的NisAI冷轧性能很好。通过冷变形就可制得板材：Ni3AI单晶和多晶试样在冷轧过程中微观结构和组织的变化都有人进行过研究；在变形量较小时，组织性能较差，只有冷轧压缩量很大时，这种组织才表现出很高的强度?冷轧进行到一定程度的多晶试样的微观结构很不均匀，位错无法形核，随着冷轧量的增加，冷轧组织随变形量的增加出现了微带和剪切带；与无序合金相比，由于Ni3A1中的位错分解为{111：面上的超晶格部分位错通常难发生交滑移，但在某些被激活的滑移面上有局部的无序性，这使位错的活动性提高，大量的交滑移发生，这促进了剪切带的形成，由于变形的不均匀性，NisAI多晶合金的组织性能不如纯金属或合金．

冷轧制的多晶试样剪切带在较低的退火温度下(T≈500℃)，就会发生再结晶，而基体在较高的温度(T>750℃)下才能完全再结晶，变形组织不均匀，晶界滑移性差，使得部分区域晶粒细化，但再结晶组织不均匀，性能较差，还需进一步研究。

NiAl比目前的Ni基高温合金轻，且具有高熔点，优良的抗氧化性以及高的热导率，但是由于低温下的断裂韧性差，高温下强度差，抗蠕变能力差，在结构材料方面的应用受到限制。NiAl中滑移主要发生在 {011}和 {100}滑移系，只有三个独立的滑移系。若不能改善滑移系，NiAl材料的脆性问题可能无法解决，虽然目前这还无法实现。但已经有人试图通过合金化方法提高其蠕变强度，通过在NiAl单晶体中形成一种有序L21Heusler相，其抗拉强度和应力诱发断裂性能可以与Ni基超合金相比，然而这种相的存在使得这种单晶合金脆性更大。因此，NiAl用于结构材料还有很长的路要走。有关NiAI的物理和力学性能方面的大量研究和NiAl基合金的发展在许多文献资料上都有报导。NiAl由于其熔点高(1638℃，比一般Ni基高温合金高300℃，比Ni3A1高250℃)，密度低(仅及高温合金的2／3)，热导率大(是高温合金的4-8倍)，而且抗氧化腐蚀性能优异，多年来一直用作高温合金零件的表面防护涂层。GE公司经过多年的系统研究，发展了两种性能优异的单晶NiAl合金，其中AFN-20合金的持久强度、抗蠕变性能、疲劳强度和高温抗拉强度已达到第二代镍基单晶高温合金ReneN4的水平，而比持久强度达到第三代镍基单晶高温合金Rene6的水平。其高温强度主要来自热处理产生的细小而均匀的Heasler(L2，β)相沉淀强化

1.1.5金属问化合物的发展趋势与存在的问题

大约从20世纪80年代，金属间化合物的研究处于高潮，从1999年开始，金属间化合物结构材料研究论文总数开始有下降趋势，但EI收录数不降，这种情况反映金属间化合物结构材料研究工作开始走向成熟，面上的研究开始下降，工作集中于成熟合金和合金的应用。虽然普遍认为金属间化合物结构合金的研究已有基本的结论，但仍有不同看法，不过有人认为下述结沦仍是主导研究工作的主流趋势。

1)有些研究已开始进入实用化，例如：TiAl，Fe3A1，Ni3A1，Ni3(SiTi)。

2)有些研究虽然已做了大量工作．但由于不同原因而逐步停止，例如：A13Ti，Nb3Al，GE公司已停止单晶NiAl叶片研究。

3)集中研究发展最有前途的合金系和探索某些新合金系，发展高温高性能金属间化合物合金，其中最有前途的合金系是新一代TiAl合金。

4)新合金系的探索主要是硅化物和LAVES相结构材料，例如MosSi3、MoSi2等，另外还有少量昂贵的高熔点金属间化合物系研究。此外，Fe-A1、Ni-A1系也还仍在研究之中。

1．1.5．1金属间化合物的发展趋势

Ti-A1和Ni-A1金属间化合物中的Ni3A1和Ti3A1由于最接近端际固溶体，其金属性结合的特点最强，又可以利用端际固溶体增韧，使其综合力学性能和使用特性最接近高温合金和钛合金，因而最易投入使用。但Ni3A1与镍基高温合金相比，Ti3A1和钛合金相比，其优越性都不大，这成为不能推广到关键部件上应用的主要困难。1990年以后，TiAI和NiAI成为研究热点，由于它们已处于相图的中间部分，远离端际固溶体，电子结构上定向键更强，虽然难于利用端际固溶体增韧，但是TiAl和NiAl合金却具有高比强度、低塑性和韧性的特点，因此力学性能和使用性能上与传统的合金有较大的区别。TiAl的高比强度和NiAl的高热导性带来很大的吸引力，但也要求改变设计，以符合合金特点，这就增加了应用的难度。目前，TiAl合金已发展出三代合金，正处于发展和投入应用的关键时期。

目前金属间化合物结构材料研究的重点是发展和应用高温高性能材料，金属间化合物结构材料研究正处于关键时刻。一方面是以TiAl合金的发展和应用为核心的攻关，另一方面是探索高熔点的金属间化合物结构材料。如果通过对材料设计一生产一应用一体化攻关，能够突破应用上的种种困难，使TiAl合金，特别是高温高性能TiAl合金得到成功的应用，金属间化合物结构材料研究将会发展到一个新阶段。

概括起来Ti-A1金属间化合物的发展趋势包括：

1)研究开发使用温度更高，可在1000—2000℃之间工作的新型金属间化合物，主要是以高熔点金属Nb、W、Mo、Ta与TiAl形成的多元化合物

2)发展以TiAl化合物为基的复合材料。用SiC、A1203、TiB2纤维和TiB2、TiC、Ti2AC、NbC等质点作为增强剂，强化化合物基体，发展一系列新工艺，充分发挥其潜在的使用价值。

3)通过纤维组织的控制和采用先进的加工工艺(如粉末冶金、机械合金化、定向凝固、热机械处理等)改善其力学性能，也是目前提高TiAl化合物性能的方向之一。

4)进一步研究Ti-Al金属间化合物的室温脆性机制，从理论上解决其韧性问题。

5)加强TiM基合金近净形成形技术的研究，进一步展开对近净形成形技术如精密铸造技术、粉末冶金近净形成形技术以及超塑成型技术的研究。

硅化物和LAVES相金属间化台物硅化物和LAVES相研究的目标是要提高使用温度到1000~C以上。但是由于晶体结构复杂，问题还很多，不仅涉及到材料发展问题，而且涉及到物理金属学的理论问题。例如，这些合金的晶体结构复杂，其电子结构及其作用尚不清楚；翠晶变形是基本的变形方式，而复杂晶体中的孪晶变形理论还有待发展；对这种复杂形变会带来的复杂结构变化知之甚少等等。因此，在国家支持下进行广泛基础研究是非常必要的。

Fe-A1金属间化合物

Fe-A1合金主要缺点是材料脆忭大、塑性和韧性差、抗拉强度低，从而造成材料难加-仁成形，不宜用于重要结构件和高精度复杂零件。但是上述缺陷不是一成不变的，微合金化和各种新的制备和实用化技术可有效的改善其缺陷，从而拓宽该材料实用化进程，预计其主要发展趋势为： 1)进一步开展Fe-A1合金的合金化研究，提高材料的力学性能。

2)研究Fe-A1合金的精密铸造技术，获取高精度复杂零件，最大程度的减少加工量。3)开发Fe-A1合金的热形变技术，尤其是模锻成型技术，使同时获取精密形状和良好件能成为可能。

4)研究Fe-A1合金的切削加工性能，解决难加工问题。

5)研究Fe-A1基复合材料或陶瓷基复合材料，扬长避短，发挥Fe-A1合金的突出优点。6)开发Fe-A1合金的粉体制备工艺，研究Fe-A1的喷涂技术，充分利用该材料良好的耐腐蚀性。

金属间化合物制备工艺

1、Ti—AI金属间化合物的制备

熔炼铸造是Ti—Al金属间化合物的主要制备方法，此外目前文献中报道较多的Ti—A1系金属间化合物的制备工艺及过程还包括：

1．粉末冶金法

粉末冶金法是制备TiAl基合金比较常用的一种方法。近年来，随着TiAl基合金粉末制备技术的发展，人们已经能够制备出粒度小而且球形度好的TiAl基合金粉末。目前用于TOT基合金(包括Ti3Al在内)的粉末冶金近净成型技术主要有热等静压技术和准热等静压技术。此外，还有注射成型、粉末锻造、热挤压、粉末轧制、热爆成型等。

热等静压工艺是制造全致密近净形状零件，尤其是形状复杂、大尺寸零件的一种非常有效的技术，它能在高温下通过气体将高压传递给金属粉末或预成型坯，并使其在高温高压下实现全致密化。最近，美国Orucible公司还开发出了一种采用陶瓷模的热等静压近净成型工艺(Ceramic Mold—HIP Proce)。

准热等静压一自蔓延反应合成工艺(Psedo HIP。SHS)是利用SHS过程中释放的热量和过渡的液相，使压坯在合成TiAl金属间化合物的同时实现致密化。这种工艺的优点是可以利用元素粉末成型，避免了TiAl基合金粉难成型的问题；而且可以根据零件性能的要求，在TiAl元素粉末中加入各种合金元素实现复合；其缺点是成型时压坯不是处于等静压状态，可能造成压坯中密度不均匀或压坯形状畸变。

2．机械合金化法

该技术是利用高能球磨机把纯的Ti粉和AI粉放入球磨罐中并加入适量的添加剂进行球磨直至生成金属间化合物，机械合金化是一种固态反应过程。目前普遍接受的观点认为，元素粉末在球磨时，晶粒反复地断裂、冷焊，晶粒细化并形成层状精细结构，Ti和Al原子通过界面扩散而逐渐实现合金化。

混合物的球磨时间是确保反应彻底完成达到足够的合金化程度的关键工艺参数，但球磨时间并非越长越好。这种方法的优点是使用方便，对样品的处理量大，制得的样品颗粒较细，达到微米级甚至亚微米级。但是，机械球磨往往易于混入杂质使样品的纯度降低，引起产品的性能耍秒

NiAl合金的制备特点

NiAl合金可以用Ar气感应熔炼(AIM)、真空感应熔炼(VIM)、电渣重熔(ESR)和真空双电极电弧重熔(VADER)，AIM熔炼合金后可以直接铸造。227kg的IC一50、IC218合金可以直接离心铸造成长305cm，直径12．7 cm(厚2．54 cm)的管子，也可以直接铸成棒和板，已经用双滚法铸出1~2mm厚板，并可以进一步冷加工。

美国橡树岭国家试验室发展了一种称为放热熔炼方法(Exo—MeltTM)，示于图10一15，用一半的镍放在上部，用Al包围，使在加热时发生NiAl放热反应，另一半的镍放在下部，中间放合金元素，在氩气下熔化，这种布料方法最有效利用反应发热。这种熔炼方法可节省1／2～2／3的能量，节省一半熔化时间，质量也高。

铸造合金一般晶粒粗大，精密铸造的Ni3Al合金(IC一221M)的650℃HCF寿命高于Ni基高温合金IN一713C。Ni3AI合金可以在1100℃挤压或冷轧，加10％Fe可以大大改善Ni3A1的加工性能。细晶铸件也可在1100℃等温锻造0.5／min变形速率)用粉末法制备Ni3Al合金时可以采用热压法、反应烧结合成、HIP、HIP+挤压等方法，也可直接用粉末挤压而成(8：1挤压比)，HIP一般在120 MPa，l100～1150℃下进行3h，得到100％完全致密度，晶粒10～15um的合金。

Ni3Al合金可焊，但不容易焊好，质量决定于合金成分和焊接速度，含B为2×10_4时只有在13mm／s焊接速度以下才能焊好。Fe改善焊接性，焊接不当易产生热影响区裂纹。

Fe3AI和FeAI合金的制备和应用

Fe—Al金属间化合物合金可以用通常的熔炼方法冶炼。包括感应炉(AIM)、真空感应炉(VIM)、真空自耗重熔(VAR)和电渣重熔(ESR)。但VIM熔炼的质量较好，采用VIM+VAR可以得到高质量的合金，高Al合金熔炼时要防止坩埚反应，如用MgO坩埚，则熔炼金属中的Al可以部分还原坩埚中的Mg进入熔池，一般有20×10-6 Mg水平，这种Mg含量对合金没有坏作用。已经证实Fe3Al合金中含有一定数量的Mg，会起到改善塑性和热加工性的作用(在熔炼Ni3Al时也有类似情况)，现在一般采用74 %MgO+24％AI2O3坩埚进行熔炼。铸态条件下Fe3Al合金的塑性较差，只有在650～1100℃之间进行热加工。一般首先在1000℃左右进行50％变形，再在800℃，50％轧制变形，最后在650℃进行50％～70％的温加工，这种处理后得到拉长晶粒，得到最高的塑性，Fe3A1合金的管子可以用离心铸造方法获得，也可以热穿孔方法获得，仔细控制热加工过程也可以得到质量良好的Fe3Al丝、板等产品。

Fe3Al和Fe—Al合金的焊接是很关键的问题。现已证明可以用气体钨弧焊(gas—tungsten arc或GTA)和电子束焊(EB)成功地进行焊接，但容易出现冷裂和热裂。所谓冷裂是指在焊好后几个小时或几天以后出现裂纹，研究认为这种裂纹是环境诱导的氢脆，如果预先在200℃预热或焊后进行400℃、lh去应力处理，可以减小冷裂发生，热裂倾向与合金元素的微量变化有关，一般Nb、Cr、少量C有利焊接，而Zr、B、TiB2相反。

用N2或Ar气雾化可以得到Fe3Al和FeAl合金粉末，再经烧结和1000℃热挤(挤压比9：1)可以得到全致密的合金，晶粒为100um左右，用快速凝固得到的粉末，同样也可以烧结挤压成材。Fe—Al系金属间化合物主要应用方向是作为耐含硫气氛和耐氧化气氛的结构件。为了保证表面产生具有良好保护性的Al2O3膜，含A1量必须大于16％～18％。如果要耐水溶液腐蚀，合金中往往要含较高的Mo。图12—19显示Fe—A1有序合金的耐腐蚀性能比不锈钢的好得多。目前，Fe—A1有序合金已经用做加热元件、炉子中用的抗氧化固定件、热交换用的薄片结构和触媒转换器的底座(均为0．05mm薄片)、烧结的多孔气体一金属过滤器等。

结束语

Ti－A1和Ni－Al金属间化合物中的Ni3Al和Ti3Al由于最接近端际固溶体，其金属性结合的特点最强，又可以利用端际固溶体增韧，使其综合力学性能和使用特性最接近高温合金和钛合金，因而最易投入使用。但Ni。A1与镍基高温合金相比，Ti3Al和钛合金相比，其优越性都不大，这成为不能推广到关键部件上应用的主要困难。1990年以后，TiAl和NiAI成为研究热点，由于它们已处于相图的中间部分，远离端际固溶体，电子结构上定向键更强，虽然难于利用端际固溶体增韧，但是TiAl和NiAI合金却具有高比强度、低塑性和韧性的特点，因此力学性能和使用性能上与传统的合金有较大的区别。Tim的高比强度和NiAl的高热导性带来很大的吸引力，但也要求改变设计，以符合合金特点，这就增加了应用的难度。目前，TiAI合金已发展出三代合金，正处于发展和投入应用的关键时期。

目前金属间化合物结构材料研究的重点是发展和应用高温高性能材料，金属间化合物结构材料研究正处于关键时刻。一方面是以Ti3Al合金的发展和应用为核心的攻关，另一方面是探索高熔点的金属间化合物结构材料。如果通过对材料设计一生产一应用一体化攻关，能够突破应用上的种种困难，使TiAl合金，特别是高温高性能TiAl合金得到成功的应用，金属间化合物结构材料研究将会发展到一个新阶段。

参考文献

1、潘洪革著《R3 Fe，Mo 29金属间化合物的成相、结构和内禀磁性》

高等教育出版社

出版日期:20022、庞来学著

《铁铝基纳米复相金属间化合物材料》

兵器工业出版社

出版日期:20083、黄伯云著《钛铝基金属间化合物》

中南工业大学出版社

出版日期:1998

4、陈国良，林均品编著《有序金属间化合物结构材料物理金属学基础》

冶金工业出版社出版日期:19995、孙康宁等著

《金属间化合物/陶瓷基复合材料》