钛酸钾晶须增强铝基复合材料的研究现状
时间:2005-07-05
摘 要：
对钛酸钾晶须增强铝基复合材料的研究现状进行了综述，主要介绍了钛酸钾晶须的特性，铝基复合材料的制备工艺、界面结构和性能，同时指出了目前存在的问题和进一步研究的方向。
1 前 言
晶须增强铝基复合材料由于具有高的比强度、比模量，良好的热稳定性，以及抗疲劳、耐磨损等性能而得到迅速发展，成为金属基复合材料的一个重要分支。SiC和Si3N4晶须被认为是铝基复合材料最好的增强体，但价格昂贵［1］。国外特别是日本已开发出廉价的钛酸钾晶须，价格仅为SiC或Si3N4晶须的1/10～1/20，且复合材料有良好的切削加工性［2］。用其增强的铝合金已用于轴承滑动部件、活塞泵、发动机汽缸套的隔热内衬等。
通常用K2O.nTiO2表示钛酸钾晶须的组成，n=1，2，4，6，8，它们在结构和性能上差异显著。其中以n=4，6即聚四和聚六钛酸钾的实用价值最大。聚六钛酸钾属单斜晶系(空间群C2/m)，晶格常数a=1.559 nm,b=0.382 nm,c=0.9112 nm,β=97.764°［3］，其特性见表1：
表1 钛酸钾晶须的特性
| 化学式 |
K2O.6TiO2 |
热膨胀系数 |
6.8×10-6/℃ |
| 外观形貌 |
白色针状结晶 |
pH值 |
7～9(水中分散) |
| 晶须尺寸 |
直径0.5～1.0 μm
长度10～40 μm |
热导率 |
5.34 W/(m.℃)(25℃)
1.74 W/(m.℃)(760℃) |
| 耐热温度 |
1 200 ℃(在空气中) |
比热容 |
0.92 kJ/(kg.℃) |
| 真密度 |
3.3 g/cm3 |
电阻率 |
3.3×1013m.Ω(25℃) |
| 松密度 |
0.3 g/cm3 |
莫氏硬度 |
4 |
| 抗拉强度 |
7 GPa |
耐碱性 |
30%碱中，沸点下稳定 |
| 弹性模量 |
280 GPa |
耐酸性 |
10%酸中，室温下稳定 |
2 复合材料的制备工艺
2.1 挤压铸造法［4］
将晶须、粘结剂和水混和，搅拌均匀后在模具中制成预制件，干燥后在900 ℃左右烧结；将预热至800 ℃左右的预制件放入金属模具，注入750 ℃左右的铝液后加压至50～100 MPa，保压1 min左右脱模。挤压铸造法容易实现工业化生产，是快速生产复杂形状复合材料零件的最有效的方法。但是，挤压过程中易造成预制件压缩变形，使复合材料中晶须的体积分数难以控制。不同文献对晶须体积分数的报道差异较大，约在15%～55%之间［5，6］。同时，高温下钛酸钾晶须会与铝液发生界面反应，影响复合材料的性能。
2.2 粉末冶金法［2，7］
将晶须与铝粉末充分混和，然后在模具中进行压实，再将压实坯进行热压；或晶须与铝粉直接进行热等静压。为提高材料性能，还可将材料进行后续加工，如热挤压等。粉末冶金法能准确地控制晶须的体积分数，减少晶须与基体之间的界面反应，但是粉末混和时间长，成本高。晶须在混粉时易抱团，不易和铝粉混和均匀；轧制过程中造成晶须的破断等因素对复合材料的性能有不良影响。
3复合材料的界面结构与界面反应
国内外对钛酸钾晶须增强铝基复合材料的界面反 应进行了广泛研究，并提出了各自的理论观点。土取功等用差热分析法证明，钛酸钾晶须在610 ℃与铝发生界面反应，生成α-Al2O3,在950℃生成α-Al2O3和Al3Ti［8］。但是，管沼克昭认为，钛酸钾晶须与基体在600～800 ℃左右反应生成γ-Al2O3和TiO;TiO在晶须表面内部形成，γ-Al2O3薄层覆盖在晶须外表面［9］。最近，Li.J.H等使用高分辨率透射电镜(HRTEM)的研究成果表明，用挤压铸造法制备的K2O.6TiO2W/ZL109复合材料在界面上生成TiO，MgTi2O4和MgAl2O4;T6处理会加重界面反应，Mg元素在界面处偏聚，使复合材料的强度有所下降。而对于K2O.6TiO2W/纯Al复合材料，界面反应产物仅为TiO［3］。
沈保罗等研究了用挤压铸造法制备的K2O.8TiO2W/ZL109复合材料，发现晶须与基体之间存在着TiO非晶态过渡层，在制造过程中，晶须的表面与基体已经发生界面反应［10］。在热暴露或热循环条件下K2O.8TiO2W/ZL109复合材料在500 ℃热暴露100 h以上或热循环5次以上晶须与基体会发生严重的界面反应，并有Ti7Al5Si12新相生成。热循环比热暴露更明显地促进了界面反应［11］。可见，晶须与基体的界面反应及其机理研究是这种材料的一个重点。
4 复合材料的性能
钛酸钾晶须增强铝基复合材料的性能优异之处在于它的抗拉强度与热膨胀系数，如图1和图2所示。可以看出，复合材料的常温和高温抗拉强度均高于基体；其热膨胀系数比基体低得多，说明这种材料有较好的尺寸稳定性。同时，复合材料的硬度和弹性模量也有明显的提高［4］。晶须的加入改变了铝合金的凝固过程，细化了晶粒组织，同时在材料内部产生了众多晶须与基体之间的界面。这些界面阻碍位错的运动，使位错产生塞积，从而使材料的性能得到了提高［12］。然而，过高的晶须体积分数(≥40%)反而会降低复合材料的力学性能。因此，如何将晶须的体积分数控制在适当的范围成为控制复合材料性能的关键。
图1 K2O.6TiO2W/Al复合材料的高温抗拉强度
图2 AC4C合金与K2O.6TiO2W/AC4C 复合材料的热膨胀系数
复合材料的磨损性能与基体相比并无明显的优势。在油润滑条件下，K2O.8TiO2W/ZL109复合材料与基体相比，低载荷时两者耐磨性差不多；高载荷时复合材料比基体更耐磨。一般认为，低载荷下该复合材料的磨损机理是氧化-犁切-压实，氧化膜达到临界厚度就发生脆性破坏。由于大量晶须的存在，使氧化膜变得并不完整，复合材料并不比基体耐磨。高载荷下是严重的金属磨损控制磨损过程，复合材料中由于晶须的存在，塑性变形抗力增大，故比基体更耐磨［13］。也有人认为复合材料的耐磨性差是因为钛酸钾晶须的硬度低［14］。从已有报道看，这方面的研究还不够系统深入，晶须增强体的性能优势尚未得到充分的发挥。
5 研究展望
(1) 预制件的制备工艺。使用表面活性剂、超声波振动等方法使晶须团、块分散开，从而使晶须分散均匀。采用合适的粘结剂提高预制件的强度，减轻挤压铸造过程中预制件的变形，使复合材料中晶须的体积分数能得到有效控制。
(2) 复合工艺和热处理工艺。找出最佳工艺参数，尽可能地减轻晶须与基体合金的界面反应，提高复合材料的综合性能。
(3) 混杂使用。将钛酸钾晶须与其他复合材料增强物混和使用，发挥各自的优势，扬长避短。
(4) 失效机理，包括磨损、腐蚀、疲劳的研究。
