專利名稱：一種高強韌金屬基納米復(fù)合材料的制備方法
技術(shù)領(lǐng)域：
本發(fā)明涉及復(fù)合材料技術(shù)領(lǐng)域，具體是一種高強韌金屬基納米復(fù)合材料的制備方法。
背景技術(shù)：
隨著全球節(jié)能、環(huán)保可持續(xù)發(fā)展戰(zhàn)略的推進，輕質(zhì)高強材料在產(chǎn)品設(shè)計中的比重日益增加。超細晶/納米晶金屬材料與其對應(yīng)的粗晶材料相比，因具有超高的強度，成為潛在的新一代輕質(zhì)結(jié)構(gòu)材料。但隨著材料組織的細化，尤其是晶粒細化至亞微米、納米級后，材料的塑韌性急劇降低，表現(xiàn)為整體脆性，使超細晶/納米晶金屬的工程化應(yīng)用受到限制。因此，在保持超細晶/納米晶金屬高強度的同時，提高其塑韌性為超細晶/納米晶金屬亟待解決的關(guān)鍵問題。造成超細晶/納米晶金屬塑韌性低的主要原因是超細晶、納米晶低的位錯儲存能力導(dǎo)致材料內(nèi)部可運動位錯密度大大降低，從而造成材料低的加工硬化能力和高的裂紋敏感性，在變形過程中易于產(chǎn)生局部頸縮而提早斷裂。為此，許多科學家采用引入塑性相的“結(jié)構(gòu)韌化”方法、在超細晶/納米晶金屬內(nèi)部引入粗晶金屬，通過粗晶的變形、以及對裂紋的偏轉(zhuǎn)鈍化來提高超細晶/納米晶金屬的塑韌性。但由于低強度粗晶的引入使材料強度大大降低(降低10%-50%)，超細晶/納米晶金屬高強的優(yōu)勢得不到充分的發(fā)揮。因此，亟需有效的效韌化方法，在不損失超細晶/納米晶金屬強度的同時，提高其塑韌性。經(jīng)過對現(xiàn)有技術(shù)文獻的檢索發(fā)現(xiàn)，文獻“Enhanced tensile plasticityinultrafine-grained metallic composite fabricated by friction stir process，，(攬拌摩擦加工超細晶金屬基復(fù)合材料拉伸塑性的改善)(Scr. Mater. 59(2008) 1163-1166)通過對鋁基體攪拌摩擦加工獲得超細晶組織，并引入均勻彌散的納米氧化鋁顆粒有效釘扎位錯，提高位錯密度，達成改善超細晶鋁基體強塑性的目的。該方法首先把純鋁粉和15wt. %氧化鋁粉末( 30nm)混合冷壓，然后通過攪拌摩擦加工獲得納米氧化鋁顆粒均勻分布于超細晶鋁( 470nm)基體上的金屬基復(fù)合材料。與采用高壓扭轉(zhuǎn)、等通道彎角擠壓等其他大變形加工方法制備的超細晶鋁相比，該方法所得材料的強度提高了 48%，均勻延伸率提高了 7倍，充分證明了在超細晶/納米晶金屬基體內(nèi)部引入納米粒子可有效地釘扎位錯，防止位錯密度隨著晶粒的減小而降低所導(dǎo)致的塑韌性降低。但是，該方法存在三方面的不足(I)在摩擦熱和機械攪拌的作用下，晶粒長大和晶粒細化同時進行，因此只能得到超細晶，無法得到納米晶，難以最大化發(fā)揮細晶強化機制；(2)攪拌摩擦加工的攪拌區(qū)域小、效率低，難以制備大塊均勻納米材料；(3)攪拌摩擦加工雖然能實現(xiàn)外加納米顆粒的均勻分散，但是難以實現(xiàn)外加納米顆粒與基體的良好界面結(jié)合。

發(fā)明內(nèi)容
本發(fā)明的目的在于針對現(xiàn)有技術(shù)的不足，提供一種由納米晶片狀金屬基體和原位 自生納米陶瓷薄膜組成，具有疊層結(jié)構(gòu)的高強韌金屬基納米復(fù)合材料的制備方法。為實現(xiàn)上述目的，本發(fā)明采用了以下技術(shù)方案
本發(fā)明采用氣氛熱處理在片狀金屬粉末表面原位反應(yīng)生成相應(yīng)金屬的氧化物、碳化物、氮化物、氮氧化物、碳氮化物等納米陶瓷薄膜，然后再采用粉末冶金技術(shù)進行致密化處理，獲得大塊密實的金屬基復(fù)合材料。本發(fā)明制備的金屬基復(fù)合材料具有金屬/陶瓷交替的疊層結(jié)構(gòu)，原位反應(yīng)生成的納米陶瓷薄膜均勻分布于金屬層間，并與金屬基體形成良好的界面結(jié)合，因此能夠有效地抑制金屬晶粒長大，保持納米晶基體組織。本發(fā)明的制備方法完全基于粉末冶金工藝，可以低成本、高效率、宏量化制備大塊納米復(fù)合材料。
本發(fā)明制備方法具體包括以下步驟(I)制備片狀金屬粉末采用球磨技術(shù)，將原料金屬粉末加工成厚度為50-1000nm的片狀金屬粉末；(2)氣氛熱處理在特定反應(yīng)性氣氛下對上述片狀金屬粉末進行熱處理，在片狀金屬粉末表面原位生成一層厚度為5-100nm的陶瓷薄膜，得到片狀陶瓷/金屬粉末；(3)致密化處理采用粉末冶金技術(shù)，對上述片狀陶瓷/金屬粉末進行致密化處理，即可得到密實的大塊金屬基復(fù)合材料。所述的原料金屬粉末,選自Al、Cu、Mg、Ti、Fe、Ni等純金屬及其合金中的一至多種。所述的陶瓷薄膜為所述原料金屬的氧化物、碳化物、氮化物、氮氧化物、碳氮化物
中的一至多種，通過氣氛熱處理，使反應(yīng)性氣氛通過分解滲透擴散的方式與粉末表面金屬原位反應(yīng)生成陶瓷薄膜。所述的反應(yīng)性氣氛為氧氣、氮氣、氨氣、甲烷、乙炔、乙醇、空氣、天然氣等中的一種，或者上述多種氣體的混合氣體。所述的氣氛熱處理，溫度為所述原料金屬粉末熔點(絕對溫標)的0.9倍以下，通過氣-固反應(yīng)在片狀金屬粉末表面生成陶瓷薄膜。由于片狀粉末比表面積大使反應(yīng)活性增力口，為了便于控制薄膜的厚度，優(yōu)選低溫處理，通常為金屬粉末熔點的0.4倍。在優(yōu)選的情況下，所述的片狀陶瓷/金屬粉末的厚度為100-500nm，其中陶瓷薄膜厚度為5-20nm。所述的原料金屬粉末，其形狀可以是球形、橢球形、樹枝狀等；在優(yōu)選的情況下，選擇霧化法制備的球形金屬粉末。所述的球磨為濕法球磨，通過加入溶劑改善對片狀金屬粉末的形狀調(diào)控，所述的溶劑選自水和乙醇、甲醇、溶劑油、石油醚等有機溶劑中的一至多種，其中加入鈦酸酯、硬脂酸、咪唑啉、聚乙烯醇、聚乙二醇等中的一至多種作為助磨劑，以減小球磨介質(zhì)(鋼球、硬質(zhì)合金球、瑪瑙球等)與粉末之間的摩擦，防止粉末細化過程中的冷焊。優(yōu)選的情況下，易與水反應(yīng)的金屬,選用乙醇作溶劑,選用鈦酸酯作助磨劑,不易與水反應(yīng)的金屬選用去離子水作溶劑，選用水溶性咪唑啉作助磨劑。所述的致密化處理為，先采用模壓或等靜壓制備粉末壓坯，然后再進行燒結(jié)、熱壓、熱等靜壓、熱擠壓、熱鍛、熱軋中的一至多種。最終復(fù)合材料致密度達到99%以上。本發(fā)明采用粉末冶金法制備金屬基納米復(fù)合材料，通過濕法球磨細化基體粉末，通過反應(yīng)性氣氛熱處理均勻引入納米陶瓷薄膜，克服了背景技術(shù)的不足。在原料金屬粉末球磨過程中加入溶劑和助磨劑，防止粉末細化過程中的冷焊，從而可獲得厚度從微米到納米的片狀金屬粉末，易于控制晶粒大小并最終獲得高強的納米晶金屬基體(晶粒尺寸< IOOnm),通過對微納米片狀金屬粉末的X射線分析可知其晶粒大小為納米級,例如，片厚為500nm的片狀鋁粉，其晶粒尺寸為50 60nm。通過片狀金屬粉末的反應(yīng)性氣氛熱處理在其表面原位生成一層致密的納米陶瓷薄膜，通常選用氧氣、氮氣、氨氣、甲烷、乙炔、乙醇、空氣、天然氣等中的一種或多種混合物，通過分解擴散滲透的方式與粉末金屬反應(yīng)生成其氧化物、氮化物、碳化物、碳氮化物、氮氧化物等陶瓷薄膜，如AIN、A1203、TiC、Fe3C, A10N、Fe3(CN)等。通過熱處理溫度與時間可以方便地調(diào)控陶瓷薄膜的厚度，通常其厚度控制在5 20nm。原位生成的納米陶瓷薄膜分布均勻，通常情況下與基體成共格、半共格界面位相關(guān)系，界面結(jié)合良好。本發(fā)明所制備的金屬基納米復(fù)合材料具有金屬/陶瓷交替的疊層結(jié)構(gòu)，其中，納米陶瓷薄膜可有效地抑制金屬的回復(fù)及晶粒長大，有助于保持金屬基體的片狀晶形態(tài)并形成變形微織構(gòu)，同時還起到釘扎位錯、促進裂紋偏轉(zhuǎn)和鈍化的作用。通過EBSD分析可知，本發(fā)明所制備的復(fù)合材料呈現(xiàn)典型的變形織構(gòu)組織，由具有擇優(yōu)取向的納米片狀晶粒組成。例如，采用片狀鋁粉制備的納米復(fù)合材料中，具有高的位錯貯存能力和滑移變形能力的純銅型織構(gòu)，即{211}〈111>織構(gòu)的比例大大增加。X射線分析表明，采用500nm厚片狀鋁粉制備的復(fù)合材料中，納米片狀晶的平均厚度為70 90nm，位錯密度約為11. 5 X IO1V,遠遠高于大變形加工獲得的同等尺寸等軸納米晶鋁(位錯密度約為I. 33X IO1V2)。TEM分析顯示，在本發(fā)明所制備的納米疊層復(fù)合材料中，納米陶瓷薄膜附近位錯密度最高，表明與彌散的納米陶瓷顆粒一樣，納米陶瓷薄膜可發(fā)揮釘扎位錯的作用；此外，裂紋尖端在納米陶瓷薄膜處發(fā)生明顯地偏轉(zhuǎn)和分叉，有助于提高復(fù)合材料的損傷容限和斷裂韌性。綜上所述，通過發(fā)揮納米陶瓷薄膜的約束作用，本發(fā)明可以實現(xiàn)金屬/陶瓷交替的疊層結(jié)構(gòu)以及對變形微織構(gòu)的保持，使在納米片狀晶的面內(nèi)方向上，位錯可大量增殖并保持高度的可動性，直至被納米陶瓷薄膜釘扎和貯存，從而賦予復(fù)合材料較好的加工硬化能力，呈現(xiàn)出優(yōu)異的強度和塑性變形能力，實現(xiàn)高強韌匹配的力學性能。與傳統(tǒng)采用攪拌摩擦加工法引入外加納米陶瓷顆粒提高超細晶/納米晶金屬材料塑韌性的方法相比，本發(fā)明通過室溫濕法球磨的方法可把粉末細化至納米級，并通過氣氛熱處理的方法原位引入與基體存在共格、半共格位相關(guān)系、界面結(jié)合良好的納米陶瓷薄膜，起到約束和保持變形微織構(gòu)、釘扎位錯，抑制材料回復(fù)和晶粒長大、鈍化和偏轉(zhuǎn)裂紋的作用，保持材料內(nèi)部較高的可動位錯密度并最終獲得強度高、塑韌性好的金屬/陶瓷交替疊層的納米復(fù)合材料。本發(fā)明的制備方法完全基于常規(guī)粉末冶金工藝，不需要工藝復(fù)雜、設(shè)備昂貴的大變形加工(攪拌摩擦、高壓扭轉(zhuǎn)、等通道彎角擠壓等)即可獲得大尺寸的納米晶復(fù)合材料，從而低成本、高效率、宏量化制備大塊金屬基納米復(fù)合材料，有利于推動金屬基納米復(fù)合材料的工程化應(yīng)用。


圖I為本發(fā)明的復(fù)合材料制備方法示意圖。圖2為本發(fā)明的復(fù)合材料制備工藝流程圖。圖3為500nm厚片狀鋁粉形貌。
圖4為500nm厚片狀鋁粉冷壓坯斷口形貌。圖5為本發(fā)明制備的納米疊層金屬基復(fù)合材料微觀組織。
具體實施例方式以下結(jié)合附圖對本發(fā)明實施方案進一步描述以下實施例在以本發(fā)明技術(shù)方案為前提下進行實施，給出了詳細的實施方式和具體的操作過程，但本發(fā)明的保護范圍不限于下述的實施例。圖I所示復(fù)合材料制備方法示意圖，圖2所示復(fù)合材料制備工藝流程圖。
實施例I制備高強韌A1N/A1納米復(fù)合材料。如圖2所示，為復(fù)合材料制備工藝流程圖。將中粒徑為10 m的球形純鋁粉末放入Ol-HD實驗型研磨機中研磨制備片狀鋁粉，球磨介質(zhì)為不銹鋼球(直徑6mm，球料比20 I)，溶劑為無水乙醇，助磨劑為鈦酸酯(用量為鋁粉質(zhì)量的3% )，研磨機轉(zhuǎn)速為352r/min，球磨時間為4h，最終制備獲得片厚約為500nm的片狀鋁粉，如圖3所示制備的片狀粉末的SEM照片，X射線分析其晶粒尺寸約為50 60nm。將制備的片狀粉末經(jīng)過抽濾、干燥后，放入通有氬氣的氣氛爐中熱解其表面殘留的有機物(溶劑和助磨劑)，其中熱解溫度為380°C、熱解時間為2h。將熱解后的片狀鋁粉置于通有N2 (99. 9 % )的氣氛爐中進行熱處理，使N2與粉末表面金屬原位合成一層均勻致密的AlN薄膜，熱處理溫度為500°C，時間為4小時(致密的AlN形成后可阻止鋁和N2的進一步反應(yīng))，最終獲得片狀A(yù)1N/A1粉末，TEM分析顯示其表層的AlN薄膜厚度約為10nm。將獲得的片狀A(yù)1N/A1粉末放入00mm的模具中冷壓，加載壓力400MPa獲得致密度為80%左右的冷壓坯，如圖4所示為冷壓坯斷口。把冷壓坯放入通有氬氣的氣氛爐中升溫至500°C保溫Ih除氣，再升溫至620°C燒結(jié)2h獲得燒結(jié)坯。最后將燒結(jié)坯放入真空擠壓爐中升溫至420°C保溫30min，以20 I的擠壓比擠出，即獲得致密度為99%以上的高強韌A1N/A1納米復(fù)合材料，如圖5所示A1N/A1納米復(fù)合材料組織圖，X射線分析其晶粒尺寸約為90nm。其拉伸強度為276MPa，延伸率為19. 3 %。強度和延伸率均高于背景技術(shù)中采用大變形獲得的超細晶鋁的性能(晶粒尺寸470nm，拉伸強度186MPa，延伸率9% )。實施例2與實施例I相同制備高強韌A1N/A1納米復(fù)合材料。原始鋁粉的球磨時間縮短至2h，獲得片厚約為IOOOnm的片狀鋁粉，熱處理溫度為600°C，處理時間為8h，獲得表面AlN薄膜厚度約為IOOnm的片狀A(yù)1N/A1粉末；其他工藝與實施例I相同。最終獲得的復(fù)合材料其拉伸強度為220MPa，延伸率為22. 4%。實施例3與實施例I相同制備高強韌A1N/A1納米復(fù)合材料。原始鋁粉的球磨時間縮短至3h，獲得片厚約為750nm的片狀鋁粉，熱處理溫度為5500C，處理時間為6h，獲得表面AlN薄膜厚度約為50nm的片狀A(yù)1N/A1粉末；其他工藝與實施例I相同。最終獲得的復(fù)合材料其拉伸強度為250MPa，延伸率為18%。實施例4與實施例I相同制備高強韌A1N/A1納米復(fù)合材料。原料和球磨工藝與實施例I相同，制備片厚為500nm的片狀鋁粉，熱處理溫度為500°C，處理時間為5h，獲得表面AlN薄膜厚度約為20nm的片狀A(yù)1N/A1粉末；其他工藝與實施例I相同。最終獲得的復(fù)合材料其拉伸強度為315MPa，延伸率為16%。實施例5與實施例I相同制備高強韌A1N/A1納米復(fù)合材料。原始鋁粉的球磨時間增至5h，獲得片厚約為200nm的片狀鋁粉，熱處理溫度為4500C，處理時間為4h，獲得表面AlN薄膜厚度約為IOnm的片狀A(yù)1N/A1粉末；其他工藝與實施例I相同。最終獲得的復(fù)合材料其拉伸強度為405MPa，延伸率為8%。實施例6與實施例I相同制備高強韌A1N/A1納米復(fù)合材料。原始鋁粉的球磨時間增至6h，獲得片厚約為IOOnm的片狀鋁粉，熱處理溫度為400°C，處理時間為2h，獲得表面AlN薄膜厚度約為5nm的片狀A(yù)1N/A1粉末；其他工藝與實施例I相同。最終獲得的復(fù)合材料其拉伸強度為485MPa，延伸率為5%。為強塑性良好匹配的輕質(zhì)結(jié)構(gòu)材料。實施例7與實施例I相同制備高強韌A1N/A1納米復(fù)合材料。原始鋁粉的球磨時間增至8h，獲得片厚約為50nm的片狀鋁粉，熱處理溫度為400°C，處理時間為2h，獲得表面AlN薄膜厚度約為5nm的片狀A(yù)1N/A1粉末；其他工藝與實施例I相同。最終獲得的復(fù)合材料其拉伸強度為520MPa，延伸率為3%。實施例8制備高強韌A1N/6061A1納米復(fù)合材料。原始金屬粉末選擇中粒徑為IOiim的6061A1合金粉末,球磨時間為4h,獲得片厚約為500nm的片狀鋁粉；其他工藝與實施例I相同。把制備的A1N/6061A1納米復(fù)合材料進標準T6熱處理后，其拉伸強度為380MPa，延伸率為12%。實施例9制備高強韌A10N/A1納米復(fù)合材料。制備工藝同實施例I相似。原料純鋁粉球磨時間選為5h，獲得片厚為200nm的片狀鋁粉；氣氛熱處理分兩步，首先把熱解后的片狀鋁粉放入120°C的鼓風烘箱中5h，使之與空氣中的氧原位反應(yīng)一層Al2O3薄膜,然后把表面含有Al2O3的片狀招粉置于通有N2 (99. 9% )的氣氛爐中，使鋁粉表面的Al2O3薄膜與N2反應(yīng)獲得AlON薄膜，反應(yīng)溫度為500°C，熱處理時間為4h，最終獲得表面含有厚度約為IOnmAlON薄膜的片狀A(yù)10N/A1粉末，其他工藝與實施例I相同。最終獲得復(fù)合材料，其拉伸強度為412MPa，延伸率為7%，為強韌性匹配較好的輕質(zhì)結(jié)構(gòu)材料。實施例10制備高強韌TiN/Ti納米復(fù)合材料。將中粒徑為10 ii m的霧化球形純鈦粉末放入QMSP-I型行星式球磨機中球磨制備片狀鈦粉，球磨介質(zhì)為不銹鋼球(直徑8mm，球料比20 I)，溶劑為去離子水，助磨劑為水溶性咪唑啉(用量為鈦粉質(zhì)量的3% )，球磨機轉(zhuǎn)速為426r/min，球磨時間為7h，最終制備獲得片厚約為500nm的片狀鈦粉。將制備的片狀粉末經(jīng)過抽濾、干燥后，放入氣氛爐中并通入流動的含氫量為10%的氫氬混合氣作為保護氣氛，熱解粉末表面殘留的有機物，同時對球磨過程中水解的微量、鈦進行還原，熱解溫度為400°C,保溫時間為4h。將熱解后的片狀鈦粉置于通有N2 (99. 9% )的氣氛爐中，使N2與粉末通過氣固反應(yīng)在表面原位合成一層厚度約為IOnm的TiN薄膜，其中熱處理溫度為800°C，時間為4小時，獲得片狀TiN/Ti粉末。將獲得的片狀TiN/Ti粉末放入一Omm的模具中，加載壓力400MPa獲得致密度為75%左右的冷壓坯。把冷壓坯放入氣氛熱壓爐中，采用氬氣保護，升溫至500°C保溫Ih除氣，再升溫至900°C，加載壓力IOOMPa熱壓燒結(jié)2h獲得燒結(jié)坯，把燒結(jié)坯包套熱軋，熱軋溫度850°C，下壓量為50%，即獲得致密度為99%以上的高強韌TiN/Ti納米復(fù)合材料，其拉伸強度可達到1112MPa，延伸率為8%，為理想的高強韌輕質(zhì)材料。實施例11制備高強韌Fe3CVFe納米復(fù)合材料。制備工藝同實施例10相似。原料金屬粉末選用中粒徑為30iim的純鐵粉，球磨時間為8h，獲得厚度約為500nm的片狀鐵粉，氣氛熱處理的反應(yīng)性氣氛為CO，溫度為7000C (低于常規(guī)滲碳溫度)，通過CO的分解擴散與粉末表層的Fe反應(yīng)獲得Fe3C,熱處理時間為4h，最終獲得片狀Fe3CVFe粉末，其表層Fe3C薄膜厚度約為10nm，其他工藝與實施例10相同，即可獲得強韌性良好匹配的Fe3CVFe納米復(fù)合材料，其拉伸強度為680MPa，延伸率為8%。實施例12制備高強韌Fe3 (CN) /Fe納米復(fù)合材料。制備工藝同實施例11相似。其中反應(yīng)性氣氛選擇乙醇和液氨的混合物(氨氣體積含量為25 35% )，氣氛熱處理后獲得表層Fe3(CN)厚度約為IOnm的片狀Fe3 (CN)/Fe粉末。其他工藝與實施例11相同。即可獲得致密度99%以上的高強韌Fe3(CN)/Fe納米復(fù)合材料，其拉伸強度可達690MPa，延伸率為6%。實施例13制備高強韌Al (AlN)/Ti (TiN)納米復(fù)合材料。把實施例I和10分別制備的片狀A(yù)1N/A1和TiN/Ti粉末按體積比9 I混合，獲得混雜粉末，其他工藝與實施例I相同，最終制備獲得具有A1N/A1和TiN/Ti交替疊層結(jié)構(gòu)的致密Al (AlN)/Ti (TiN)納米復(fù)合材料。其拉伸強度可達335MPa，延伸率為15%。復(fù)合材料中由于A1N/A1和TiN/Ti層的存在，可使復(fù)合材料的韌性進一步提高。單邊缺口三點彎曲實驗顯示其斷裂韌性高于單一組分粉末獲得的納米復(fù)合材料。
以上各實施例的工藝參數(shù)和性能如表I所示。表I各實施例的工藝參數(shù)和性能
權(quán)利要求
1.一種高強韌金屬基納米復(fù)合材料的制備方法，其特征是首先采用氣氛熱處理技術(shù)，在片狀金屬粉末的表面原位反應(yīng)生成一層納米陶瓷薄膜，然后再采用粉末冶金技術(shù)進行致密化處理，獲得大塊密實的金屬基復(fù)合材料； 具體包括以下步驟 (1)制備片狀金屬粉末采用球磨技術(shù)，將原料金屬粉末加工成厚度為50-1000nm的片狀金屬粉末； (2)氣氛熱處理在特定反應(yīng)性氣氛下對上述片狀金屬粉末進行熱處理，在片狀金屬粉末表面原位生成一層厚度為5-100nm的陶瓷薄膜，得到片狀陶瓷/金屬粉末； (3)致密化處理采用粉末冶金技術(shù)，對上述片狀陶瓷/金屬粉末進行致密化處理，即得到密實的大塊金屬基復(fù)合材料。
2.根據(jù)權(quán)利要求I所述的高強韌金屬基納米復(fù)合材料的制備方法，其特征是，所述的原料金屬粉末，選自Al、Cu、Mg、Ti、Fe、Ni純金屬及其合金中的一至多種。
3.根據(jù)權(quán)利要求I所述的高強韌金屬基納米復(fù)合材料的制備方法，其特征是，所述的陶瓷薄膜為所述原料金屬的氧化物、碳化物、氮化物、氮氧化物、碳氮化物中的一至多種。
4.根據(jù)權(quán)利要求I所述的高強韌金屬基納米復(fù)合材料的制備方法，其特征是，所述的反應(yīng)性氣氛為氧氣、氮氣、氨氣、甲烷、乙炔、乙醇、空氣、天然氣中的一種，或者上述多種氣體的混合氣體。
5.根據(jù)權(quán)利要求1-4任一項所述的高強韌金屬基納米復(fù)合材料的制備方法，其特征是，所述的氣氛熱處理溫度為所述原料金屬粉末熔點的0. 9倍以下，通過氣-固反應(yīng)在片狀金屬粉末表面生成陶瓷薄膜。
6.根據(jù)權(quán)利要求5所述的高強韌金屬基納米復(fù)合材料的制備方法，其特征是，所述熱處理溫度選擇為原料金屬粉末熔點的0. 4倍。
7.根據(jù)權(quán)利要求1-4任一項所述的高強韌金屬基納米復(fù)合材料的制備方法，其特征是，所述的片狀陶瓷/金屬粉末的厚度為100-500nm，其中陶瓷薄膜厚度為5_20nm。
8.根據(jù)權(quán)利要求1-4任一項所述的高強韌金屬基納米復(fù)合材料的制備方法，其特征是，所述的原料金屬粉末的顆粒形狀，是球形、橢球形、或樹枝狀。
9.根據(jù)權(quán)利要求8所述的高強韌金屬基納米復(fù)合材料的制備方法，其特征是，所述的原料金屬粉末選擇霧化法制備的球形金屬粉末。
10.根據(jù)權(quán)利要求1-4任一項所述的高強韌金屬基納米復(fù)合材料的制備方法，其特征是，所述的球磨為濕法球磨，通過加入溶劑改善對片狀金屬粉末的形狀調(diào)控，所述的溶劑選自乙醇、甲醇、溶劑油、石油醚、水中的一至多種，其中加入鈦酸酯、硬脂酸、咪唑啉、聚乙烯醇、聚乙二醇中的一至多種作為助磨劑。
11.根據(jù)權(quán)利要求10所述的高強韌金屬基納米復(fù)合材料的制備方法，其特征是，對于易與水反應(yīng)的金屬，選用乙醇作溶劑，選用鈦酸酯作助磨劑；對于不易與水反應(yīng)的金屬，選用去離子水作溶劑，選用水溶性咪唑啉作助磨劑。
12.根據(jù)權(quán)利要求1-4任一項所述的高強韌金屬基納米復(fù)合材料的制備方法，其特征是，所述的致密化處理為，先采用模壓或等靜壓制備粉末壓坯，然后再進行燒結(jié)、熱壓、熱等靜壓、熱擠壓、熱鍛、熱軋中的一至多種。
全文摘要
一種復(fù)合材料技術(shù)領(lǐng)域的高強韌金屬基納米復(fù)合材料的制備方法。本發(fā)明首先采用氣氛熱處理技術(shù)，在片狀金屬粉末的表面原位反應(yīng)生成一層納米陶瓷薄膜，然后再采用粉末冶金技術(shù)進行致密化處理，獲得大塊密實的金屬基復(fù)合材料。本發(fā)明制備的金屬基復(fù)合材料具有金屬/陶瓷交替的疊層結(jié)構(gòu)，其中陶瓷層可以有效抑制金屬層的回復(fù)和晶粒長大，提高位錯存儲能力，保持納米晶基體組織，并導(dǎo)致裂紋的偏轉(zhuǎn)和鈍化，從而實現(xiàn)高強韌匹配的力學性能。本發(fā)明簡便易行，可實現(xiàn)大尺寸復(fù)合材料的宏量化制備，有助于推動金屬基納米復(fù)合材料的工程化應(yīng)用。
文檔編號B22F1/00GK102644000SQ201210038640
公開日2012年8月22日 申請日期2012年2月20日 優(yōu)先權(quán)日2012年2月20日
發(fā)明者張荻, 怯喜周, 李志強, 范根蓮 申請人:上海交通大學