热压烧结Al2O3／Fe－28Al－5Cr复合材料的组织和性能

徐建林，甄乾，张兴华，马吉强，李斐，杨军

（1.兰州理工大学材料科学与工程学院，兰州 730050；2.中国科学院兰州化学物理研究所固体润滑国家重点实验室，兰州 730000）

0 引 言

铁铝系金属间化合物材料不但成本低、密度小、比强度高、抗磨性能良好，并且具有优异的抗高温氧化和腐蚀性能，在航空航天、汽车、化工等领域具有广阔的应用前景［1－5］。铁铝系金属间化合物主要包括Fe3Al和FeAl，Fe3Al金属间化合物中铝的原子分数为25%～35%，与FeAl相比，具有更好的室温韧性和高温强度。

尽管Fe3Al金属间化合物具有广阔的应用前景，但两个关键问题——室温脆性及600℃以上强度和蠕变抗力急剧降低制约了它的发展及应用［3，6］。铝与水汽发生反应产生活性氢原子是导致其室温脆性的根本原因［7］，而铬是提高其室温塑性和韧性最有效的合金元素之一，也可以提高合金的耐腐蚀性能［8－9］。此外，在Fe3Al金属间化合物中加入连续或非连续的增强相，如Al2O3、SiC、TiB2等陶瓷或钨、钼、铌等难熔金属的长（短）纤维、颗粒、晶须等来制备Fe3Al金属间化合物基复合材料，有望能提高其高温蠕变性能［10－13］，同时通过与陶瓷相的复合能显著提高Fe3Al金属间化合物的耐磨性能［14－17］。

作者课题组前期的相关研究表明，TiC／Fe－28Al－5Cr复合材料具有优异的力学性能和摩擦学性能，但由于TiC在800℃以上容易氧化失效，导致此复合材料在800℃以上的耐磨性能变差。为解决此问题，作者选择Al2O3陶瓷颗粒作为强化相来制备复合材料。有关Al2O3颗粒增强Fe3Al基复合材料的制备，国内外已有部分文献报道，但主要集中在一些液态成形方法的研究上，这类方法容易造成成分偏析，且含有大量增强相的熔体黏度较高、流动性差、成型困难。相比之下，热压烧结法具有易于控制微观结构、成分均匀、无偏析和晶粒细小等优点。因此，作者采用机械合金化结合热压烧结技术制备了 Al2O3／Fe－28Al－5Cr复合材料，研究了复合材料的微观结构、力学性能和高温耐磨性能。

1 试样制备与试验方法

1.1 试样制备

试验原材料为自制的 Fe－28Al－5Cr（原子分数／%）合金粉（粒径75μm）和商业纳米Al2O3粉（粒径50～100nm），按照表1设定的比例，将两种粉混合后在Fritsch Pulverisettes 5型高能球磨机（磨球为WC／Co硬质合金球，球料质量比为2.5∶1.0）中以300r·min－1的转速球磨混合8h。把球磨后的混合粉置于涂有BN的石墨模具内，然后放入热压烧结炉中烧结，加热速率为10℃·min－1，动态真空度约为10－2Pa，在26MPa压力下，分别在不同温度下保温不同时间进行热压烧结，烧结参数见表1。之后将烧结体切割为测试试样，依次用砂纸打磨并用抛光机抛光后待用。

表1 原料配比及热压烧结条件Tab.1 Raw materials ratio and hot－pressed sintering parameters

1.2 试验方法

根据阿基米德原理测不同试样的密度；用MH－5型硬度计测试样的显微硬度，载荷为2.94N，保压时间10s，测试10次取平均值；用DY35型万能试验机在室温下测试样的弯曲性能和压缩性能。单轴压缩试验采用直径3mm、高5mm的圆柱形试样，压头速度为0.1mm·min－1。三点弯曲试验采用尺寸为3mm×3mm×30mm的立方棒状试样，跨距为20mm，压头速度为0.1mm·min－1。试验结果均取3次测试的平均值。

用D／Max－2400型X射线衍射仪进行物相分析，用铜靶Kα射线为衍射源；用带有X射线能谱仪的JSM－5600LV型扫描电镜分析显微组织、观察弯曲试样的断口形貌，并对元素分布进行线扫描。用于显微组织观察的试样先用胶体氧化铝抛光，然后用体积分数为20%的HF溶液腐蚀。

用自制的HT－1000型高温摩擦试验机进行摩擦学性能试验，采用球－盘接触形式，对偶材料为Si3N4陶瓷球（直径6.35mm，维氏硬度为15GPa），在室温、400℃和800℃下进行摩擦试验，施加载荷为10N，旋转半径为5mm，相对速度为202mm·s－1，运行时间为20min。采用表面轮廓仪测试磨损表面的横截面面积，磨损体积V可以通过式（1）计算获得。

式中：A为磨损轨迹的横截面面积；L为磨损轨迹的周长。

磨损率W 通过式（2）计算获得。

式中：S为滑动距离；N为载荷。

所有摩擦试验均重复三次，磨损率取三次试验的平均值。

2 试验结果与讨论

2.1 显微组织

根据文献［16］可知自制的Fe－28Al－5Cr合金粉由无序α－Fe3Al相组成。由图1可知，烧结得到的Fe－28Al－5Cr合金（FA0）及其复合材料均由无序α－Fe3Al相与Al2O3相组成，未检测到其它物相。

图1 不同试样的XRD谱Fig.1 XRD patterns of different samples

从图2可以看到，不同试样的内部均无明显的晶间气孔和孔洞存在，组织整体上较为均匀。其中白色相为Al2O3，主要分布在晶界上，并且随着Al2O3添加量的增加，复合材料中白色Al2O3的含量增多。FA0试样的组织均匀、晶粒细小，晶粒尺寸在几个微米到十几个微米之间。在FA10－1试样组织中，一部分Al2O3分布于晶界处，还有一部分分布于晶粒内；而FA10－2试样中，Al2O3大部分位于晶界处，且部分连接在一起，在一定程度上将基体隔开。FA20－2试样的显微组织中Al2O3几乎全部位于晶界处，并连接在一起形成网状结构，将基体完全隔开。

从图3可以看出，第二相呈网状结构分布于基体中，在第二相的位置处，铝、氧两种元素的含量明显升高，铁、铬两种元素的含量明显降低。可确定Al2O3分布在晶界处，即图2中的白色相。

图2 不同试样的SEM形貌Fig.2 SEM images of different samples

图3 FA20－2试样的元素分布线扫描结果Fig.3 Line scanning graph of elements distribution in FA20－2sample

2.2 力学性能

由表2可以看出，合理的选择烧结参数能保证试样的相对密度达到99%以上，对于Al2O3含量较高的复合材料，为获得高的致密度，需要较高的烧结温度。与FA0（Fe－28Al－5Cr合金）试样相比，复合材料的硬度有了一定程度的提高，但抗弯强度和抗压强度均有下降。

由图4可以看出，FA0试样没有出现明显的断裂，呈现出应变硬化的特点，也就是说FA0试样在压缩过程中表现出了很好的塑性；加入10%Al2O3的试样具有压缩屈服的现象，表现出一定的塑性变形，FA10－2试样的塑性变形量明显低于FA10－1试样的，这说明Al2O3分布在晶界处比分布在晶内对复合材料的韧性更有害；加入20%Al2O3的试样在断裂前没有发生塑性变形。

表2 不同试样的力学性能Tab.2 Mechanical properties of different samples

图4 不同试样的压缩应力－应变曲线Fig.4 Compressive stress－strain curves of different samples

从图5可以看到，随着Al2O3含量提高，试样在弯曲断裂时的变形量大幅度降低。FA0试样在断裂前表现出一定的塑性，而复合材料试样在断裂前几乎没有发生塑性变形。

图5 不同试样的弯曲应力－位移曲线Fig.5 Bending stress－displacement curves of different samples

由图6（a）可见，FA0试样的断口呈现出典型的韧窝断裂特征，这是由于其显微组织均匀、晶粒细小，在最后断裂之前能够吸收较多的塑性变形能。而对于含有Al2O3的复合材料，由于Al2O3多分布于晶界处，降低了晶界的结合强度。图6（b）所示FA10－1试样的弯曲断口呈现出解理断裂和韧窝断裂的混合断裂特征。随着Al2O3含量的增加以及烧结温度的升高，复合材料的抗弯强度进一步降低，图6（c）和图6（d）所示复合材料的弯曲断口主要呈现解理断裂的特征。

热压烧结制备的Fe－28Al－5Cr合金具有优异的力学性能，其抗弯强度为1610MPa，压缩屈服强度达到950MPa（见图4）。与铸态Fe3Al相比［12］，其抗弯强度高出近一倍，压缩屈服强度［2］也有50%的提高幅度。

图6 不同试样弯曲断口的SEM形貌Fig.6 SEM morphology of bended fracture of different samples

其室温力学性能的提高一方面是由于机械合金化使得铝、铬原子均匀弥散地分布于铁中，形成了均匀的固溶体，同时高能球磨形成了粒径细小的粉体，热压烧结后得到了组织均匀、晶粒细小的Fe3Al合金，晶粒细化会产生细晶强化效应［18］；另一方面，铬元素的添加可以在材料表面形成一层致密的氧化膜，阻碍环境氢脆的发生，提高室温韧性［8－9］。而采用熔铸工艺制备Fe3Al合金时，易出现晶界偏析，且易受到环境氢脆的影响，材料的力学性能较差。

Al2O3作为硬质强化相加入基体中，并经热压烧结以后，Al2O3主要分布在Fe3Al基体的晶界处，如图2所示。当Al2O3的加入量为10%时，分布于晶界的Al2O3只是部分连接在一起，基体在一定程度上被隔开；当Al2O3的加入量达到20%时，形成了明显的Al2O3脆性网状结构，基体被完全分隔开，Fe3Al基体和Al2O3二者的界面结合强度显著小于基体本身的强度，并且弯曲应力对材料的组织分布较为敏感，因而复合材料的抗弯强度显著降低。由于压缩应力对组织分布敏感度较低，复合材料抗压强度的降幅较抗弯强度的小，但复合材料的强度均随Al2O3含量的增加而降低。Al2O3颗粒未均匀弥散地分布于基体中，导致Al2O3未能很好地实现强化基体的目的。而通过先进的烧结技术，如等离子活化烧结，可以大幅度降低Al2O3的扩散，得到强度较高的复合材料［13］。

尽管复合材料的抗压强度低于基体合金的，但从图4可以看出，加入10%Al2O3试样的压缩屈服强度却高于FA0试样的。这是由于Al2O3的硬度显著高于Fe3Al基体的，从而使复合材料的硬度得到了提升；另外，加入10%Al2O3试样中的Al2O3含量相对较低，基体被部分隔开，因而其压缩屈服强度高于基体合金的。而FA20试样由于组织中脆性网状结构的形成，其在压缩试验中未出现屈服点而直接断裂。

FA10－1试样与FA10－2试样相比，显微组织有一定的差别，如图2（b），（c）所示。1350℃烧结时，有更多的Al2O3分布于晶界处，因而其抗弯强度更低，而抗压强度对材料的组织分布敏感度相对较低，烧结温度的升高使硬度有了一定程度的提高，故其抗压强度反而略有改善。FA20－1试样经打磨、抛光后有许多麻点，测得其相对密度为92.9%，不够致密，故未测其力学性能。因此把烧结温度提高到1400℃，烧结后试样的相对密度高，但Al2O3几乎完全分布于基体的晶界处，致使其抗弯强度、抗压强度急剧下降。

2.3 耐磨性能

从图7中可以看到，三种试样在室温下的磨损率都较低；在400℃时FA0试样以及FA10－1试样的磨损率明显高于FA20－2试样的。尽管800℃时FA10－1试样的磨损率略高于FA0试样的，但总体而言，随着Al2O3含量的增加，复合材料的耐磨性能得到了一定的提高，尤其是Al2O3加入量达到20%时，尽管其力学性能下降较多，但其在高温下的耐磨性能得到了明显改善。

图7 三种试样在不同温度下的磨损率Fig.7 Wear rate of three samples at different temperatures

由于Al2O3具有高的弹性模量和硬度，因此复合材料的硬度得以提高。加入10%Al2O3试样中的Al2O3含量较低，虽分布于晶界但并未完全连接在一起，且高温下Al2O3与基体的热膨胀失配比较明显。在摩擦过程中未连接在一起的Al2O3硬质相可以承受载荷，降低磨损率，但它却容易从基体上剥落，从而增大了磨损率，综合作用的结果是造成该试样的磨损率与基体相比无明显改善。加入20%Al2O3试样中的Al2O3分布于晶界且连接成网状结构，虽然网状结构脆性较大，但摩擦过程中可以有效承载载荷，起到了抗磨损的作用，同时也不易与基体分离。因此该试样的磨损率明显降低。

3 结 论

（1）热压烧结制备的复合材料由Fe3Al基体和Al2O3增强相组成，Al2O3分布于Fe3Al基体的晶界处，当Al2O3的加入量为10%时，基体在一定程度上被隔开，当Al2O3的加入量为20%时，形成了明显的网状结构，基体被完全分隔开；复合材料的相对密度可达99%以上。

（2）Al2O3相在晶界分布导致复合材料的强度降低，复合材料的强度随着Al2O3含量的增加明显下降。

（3）尽管Al2O3的加入量为20%时，复合材料的力学性能相对较差，但其在高温下的磨损率却明显降低，这说明Al2O3可以改善Fe3Al金属间化合物的高温耐磨性能。

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