CN103170598B - 铝热反应合成纳米Al2O3颗粒增强复合材料及其制备方法 - Google Patents

Abstract

在超重力场中制备纳米颗粒增强复合材料的方法，包括：将粉末形式的铝热剂(104)装入反应容器(101，102)内，该反应容器相对其中心轴旋转对称，其内壁上有预定形状的槽(103)；使反应容器绕中心轴高速旋转，而使反应产物所承受的向心加速度远大于重力加速度，从而形成超重力场；点燃铝热剂，从而使反应容器内的所有反应产物都处于熔融状态，在所述超重力场作用下，反应产物中密度较大的金属熔体远离所述中心轴而位于反应容器的内表面并流入所述槽(103)内并在冷却后形成铸件(105)，所述反应产物中密度较小且与所述金属熔体的润湿性较差的熔体覆盖在所述金属熔体的表面上并在冷却后形成熔渣(106)。

Description

铝热反应合成纳米Al2O3颗粒增强复合材料及其制备方法

技术领域

本发明涉及利用铝热反应在超重力场中直接在合金熔体(如Fe合金熔体、Ni合金熔体或Cr合金熔体)中原位反应合成纳米增强颗粒(如纳米Al₂O₃增强颗粒)增强的复合材料及其制备方法。

背景技术

氧化物纳米颗粒均匀弥散分布在Fe、Ni等合金基体中，可显著提高这些合金的高温力学性能特别是高温抗蠕变性能。最典型的就是纳米Al₂O₃、Y₂O₃颗粒增强的ODS合金。然而，这类合金的纳米氧化物颗粒都是使用机械合金化的方法加入的。之所以采用这种成本较高、又极易使氧化物表面产生污染的粉末冶金工艺而不采用铸造工艺制备这类合金，主要是因为氧化物颗粒与金属熔体的密度、熔点差别较大，它们之间的润湿性也较差，在地球重力场中，氧化物很难在熔体中均匀弥散分布，而且，即使是在太空实验室的微重力环境下，要实现氧化物在金属熔体中的均匀弥散分布也有相当的难度。

发明内容

根据本发明的一个方面，提供了一种在超重力场中制备纳米颗粒增强复合材料的方法，其特征在于包括：

将铝热剂粉末装入一个反应容器内，所述反应容器相对其中心轴旋转对称，其内壁上有预定形状的槽，

使所述反应容器绕所述中心轴高速旋转，从而使反应产物所承受的向心加速度远大于重力加速度，从而形成超重力场，

点燃铝热剂，从而使所述反应容器内的所有反应产物都处于熔融状态，在所述超重力场作用下，所述反应产物中密度较大的金属熔体远离所述中心轴而位于所述反应容器的内表面并流入所述槽内并在冷却后形成铸件，所述反应产物中密度较小且与所述金属熔体的润湿性较差的熔体覆盖在所述金属熔体的表面上并在冷却后形成熔渣。

根据本发明的另一个方面，提供了用上述方法获得的所述铸件。

根据本发明的又一个方面，提供了了构成上述铸件的纳米颗粒增强复合材料。

附图说明

图1(a)是横截面图，显示了根据本发明的一个实施例的反应容器和其中的未反应物；图1(b)是横截面图，显示了图1(a)所示的反应容器和其中的反应产物。

图2(a)和图2(b)显示了本发明的一个实施例中制备的铁基合金的SEM显微组织。

图3(a)、图3(b)和图3(d)是本发明的上述实施例中制备的铁基合金的不同放大下的透射电镜图。图3(c)表示了该铁基合中α-Al₂O₃的[120]晶带轴与β′相的[111]晶带轴的平行等关系。

具体实施方式

本发明提供了一种利用铝热反应在超重力场中直接在合金熔体(如Fe合金熔体、Ni合金熔体或Cr合金熔体)中原位反应合成纳米增强颗粒(如纳米Al₂O₃增强颗粒)增强的复合材料的方法。

根据本发明的一个实施例，通过设计铝热剂(如多元铝热剂(Fe₂O₃+NiO+Cr₂O₃+CrO₃+Al))的成分和使用凝胶添加剂(如TiO₂凝胶添加剂)，首先在合金熔体中原位反应合成纳米尺度的纳米增强颗粒(如Al₂O₃颗粒)，之后这些纳米增强颗粒与金属间化合物(如(Ni，Fe)Al金属间化合物)因相互间较低的界面能结合在一起，因此原位合成了所述纳米增强颗粒和所述金属间化合物共同强化的合金。本发明的方法是一种低成本、高效率合成氧化物颗粒增强金属基复合材料的新工艺，预计在高温结构材料领域有广阔的应用前景。

根据本发明的一个更为具体的实施例，提供了一种利用铝热反应在超重力场中直接在Fe合金熔体中原位反应合成纳米Al₂O₃增强颗粒的方法。通过设计多元铝热剂(Fe₂O₃+NiO+Cr₂O₃+CrO₃+Al)的成分和使用TiO₂凝胶添加剂，首先在合金熔体中原位反应合成纳米尺度的Al₂O₃颗粒，之后这些Al₂O₃颗粒与(Ni，Fe)Al金属间化合物因相互间较低的界面能结合在一起，因此原位合成了纳米Al₂O₃颗粒和(Ni，Fe)Al金属间化合物共同强化的铁素体基合金。

根据本发明的一个实施例的在超重力场中制备纳米颗粒增强复合材料的方法包括：

将铝热剂粉末装入反应容器内，所述反应容器相对其中心轴旋转对称，其内壁上有预定形状的槽，

使所述反应容器绕所述中心轴高速旋转，从而使反应产物所承受的向心加 速度远远大于重力加速度，从而形成超重力场，

点燃铝热剂，从而使所有反应产物(如Fe、Ni、Cr和Al₂O₃)都处于熔融状态，在所述超重力场作用下，所述反应产物中密度较大的金属熔体(如包括纳米Al₂O₃颗粒在内的密度较大的金属熔体)远离所述中心轴而位于所述反应容器的内表面并流入所述槽内并在冷却后形成铸件，所述反应产物中密度较小且与所述金属熔体的润湿性较差的熔体(如Al₂O₃熔体)覆盖在所述金属熔体的表面上并在冷却后形成熔渣。

如图1(a)和图1(b)所示，根据本发明的一个进一步的方面，所述反应容器(101，102)包括：

一根钢管(101)，

衬在所述钢管内的多个石墨块(102)，在所述石墨块(102)的内表面上形成有所述预定形状的槽(103)。

根据本发明的一个进一步的方面，上述钢管的两端用中心留有圆孔的圆形石墨片(未显示)封堵。

根据本发明的一个进一步的方面，所述点燃铝热剂的步骤包括：

用通电钨丝(未显示)点燃铝热剂(104)。

根据本发明的一个进一步的方面，可选地，上述在超重力场中制备纳米颗粒(Al₂O₃)增强复合材料的方法进一步包括：

在使所述反应容器绕所述中心轴高速旋转的所述步骤之前，将整个所述反应容器在烘箱(未显示)中预热后取出。

根据本发明的一个具体实施例，上述预热在约200℃温度下进行1小时。

根据本发明的一个具体实施例，上述使所述反应容器绕所述中心轴高速旋转的所述步骤是通过将所述反应容器快速装在一个离心机(未显示)上并启动离心机而实现的。

根据本发明的一个进一步的方面，上述在超重力场中制备纳米颗粒增强复合材料的方法进一步包括：

待所述金属熔体和与所述金属熔体的润湿性较差的所述熔体冷却凝固后，将凝固的所述金属熔体和与所述金属熔体的润湿性较差的所述熔体从所述反应容器中取出，去除所述金属熔体的表面上的与所述金属熔体的润湿性较差的所述熔体，从而得到得到了所述预定形状的含有纳米颗粒的合金。

应用上述超重力场中制备纳米Al₂O₃增强Fe基复合材料的方法的一个具体实施例包括：

将Fe₂O₃、CrO₃、Cr₂O₃、NiO、Al和TiO₂干凝胶等粉末混合均匀，铝热剂104(见图1(a)和图1(b))按预定的成分配制，

之后将由多块外圆是弧形的石墨块102拼成的管状内衬装在一个钢管101内，

在石墨管状内衬的内表面加工有预定形状和尺寸的槽103，

将混合均匀的所述铝热剂粉末装入外面套有钢管101的石墨内衬中，

把钢管101的两端用中心留有圆孔的圆形石墨片(未显示)封堵，

将包括钢管101和石墨内衬的整个反应容器连同其中的铝热剂104在烘箱中预定温度下预热预定时间后取出，

之后将反应容器装在一个离心机上，启动离心机，使离心机/反应容器的转速达到使向心加速度远远大于重力加速度的预定值，从而形成超重力场，

用通电钨丝点燃铝热剂104，所有反应产物Fe、Ni、Cr和Al₂O₃都处于熔融状态，在所述超重力场作用下，密度较大的金属熔体(其中含有纳米Al₂O₃颗粒)远离旋转中心位于石墨容器的内表面并流入槽103内并在冷却后形成铸件105，大部分因密度较小且与金属熔体的润湿性较差的Al₂O₃熔体覆盖在合金熔体的表面形成熔渣106，

待所述金属熔体冷却凝固后，将石墨内衬连同其中的所述铸件105和熔渣106从钢管中取出，去除内表面的Al₂O₃熔体形成的熔渣106，就得到了具有所述预定形状的含有纳米α-Al₂O₃颗粒的铁合金铸件105。

实施例

首先将Fe₂O₃、CrO₃、Cr₂O₃、NiO、Al和TiO₂干凝胶等粉末混合均匀，铝热剂的成分如表1所示。之后将由三块外圆是弧形、厚度是20mm的石墨块组成的管状反应容器装在一个壁厚是8mm，外径是166mm的钢管内，在石墨反应容器的内表面加工有尺寸为120×20×8mm长方形的槽，将混合均匀的铝热剂粉末装入外面套有钢管的石墨反应容器内，钢管两端用中心留有圆孔的圆形石墨片封堵。将整个容器在烘箱中200℃温度下预热1小时后取出，之后将反应容器快速装在一个离心机上，启动离心机，待转速达到2000转/分时，用通电钨丝点燃铝热剂。所有反应产物Fe、Ni、Cr和Al₂O₃都处于熔融状态，在离心力产生的超重力场作用下，密度较大的金属熔体(其中含有纳米Al₂O₃颗粒)远离旋转中心位于石墨容器的内表面并流入长方形槽内形成铸件，大部分因密度较小且与金属熔体的润湿性较差的Al₂O₃熔体覆盖在合金熔体的表面形成熔渣。待合金凝固后，将石墨反应容器从钢管中取出，去除内表面的Al₂O₃熔渣，就得到了长方形的含有纳米α-Al₂O₃颗粒的铁合金。

表1铝热剂的化学成分

图2(a)和图2(b)为制备的该铁基合金的SEM显微组织，显示出铁合金主要由bcc结构的铁素体(α-Fe相)和(Ni，Fe)Al金属间化合物(β′相)两相组成，α相和β′两相在相互垂直的两个方向上呈平行相间分布，形成编织状的组织，在编织状组织的基体上有少量的直径在1μm左右的α-Al₂O₃球形颗粒。

图3(a)、图3(b)和图3(d)是不同放大下的透射电镜图，对其的分析表明，扫描电镜观察到的板条状的β′相，实际上是β′相和纳米α-Al₂O₃颗粒两相混合物。β′相区X射线能谱成分分析结果证实，该区域的组成元素主要是Ni、Al、O和Fe，还含有少量的Cr。选区电子衍射证明，如图3(c)所示，α-Al₂O₃的[120]晶带轴与β′相的[111]晶带轴平行，纳米α-Al₂O₃和β′相两相的取向关系是：[120]_alumina//[111]_β′，(00-6)_alumina//(0-11)_β′，(2-1-3)_alumina//(1-10)_β′。理想完整结构的α-Al₂O₃的(006)面、(00-6)面的间距是0.2165nm，(-21-3)、(2-1-3)、(-213)和(2-13)等面的面间距都是0.2084nm，与化学计量比的NiAl相{110}面的间距0.204nm很接近，而且α-Al₂O₃上述各晶面的夹角都接近120°，(-21-3)面和(2-1-3)之间夹角是122.44°，(006)面和(-213)之间夹角是118.78°，这两个晶面只要分别减少2.44°和增加1.22°，就能接近β′相{110}面的120°夹角。因此这些晶面只要对间距和它们之间的夹角做微量的调整，就可与β′相的{110}面平行，形成共格关系。

β′相和纳米α-Al₂O₃两相区的透射电镜高分辨像如图3(a)、图3(b)和图3(d)是不同放大下的所示，可以看出，两相尺寸都在约5nm左右的范围，两相之间无明显界线，而且晶格能平行穿过两个相区，尽管有较多缺陷，但能说明两相之间有较好的共格关系。高分辨像傅里叶变换得到的倒异点阵图与选区电子衍射的结果一致，进一步证明两相有一定的取向关系。此外，本发明人从样品其它区域的选区电子衍射、高分辨透射电镜图像及其傅里叶变换得到的倒异点阵分析结果中还发现，α-Al₂O₃和β′相之间还能以另外一种取向关系存在，即：[100]_alumina//[110]_β′，(006)_alumina//(-110)_β′，(030)_alumina//(002)_β′。但是，进一步分析后发现，只要将上述晶带轴旋转90°，就可得到[120]_alumina//[111]_β′取向关系，因此两种取向关系实际上是一致的。

为了确定合成的铁基合金中各元素的含量特别是材料中Al₂O₃的存在，本发明人用ESCALab250型X射线光电子能谱仪(X-ray Photoelectron Spectroscopy，XPS)测量了铁合金的表面元素组成及各个元素的价态(valence state)。分析结果如表2所示。试样表面主要有O、Al、C、Fe、Ni、Cr和少量的Cu、Ca、N等元素，其中Al元素的含量较高，原子百分数为13％，而这其中的70％是与[O]结合的三价Al³⁺，说明试样中存在Al₂O₃。

表2复合材料表面元素含量及各个元素的价态XPS分析结果

总之，透射电镜电子衍射分析、能谱成分分析和XPS元素成分和价态分析都证明，合成的铁基合金试样中存在α-Al₂O₃，而且α-Al₂O₃和β′相之间存在共格或办共格关系，这种共格关系降低了两相之间的界面能，是α-Al₂O₃和β′相结合的主要原因。

α-Al₂O₃和β′相在纳米尺度上的复合有利于提高铁基复合材料的室温和高温力学性能。室温脆性大，高温抗蠕变性能较低是限制NiAl金属间化合物作为高温结构材料使用的最主要的缺点，添加纳米Al₂O₃等氧化物制备复合材料是提高NiAl金属间化合物性能的主要手段之一。这里β′相与α-Al₂O₃颗粒在纳米尺度上共格结合，应该对提高NiAl相的高温抗蠕变性能有好处，是否能提高室温韧性，还有待研究。但是本发明人要强调的是，这里β′相作为铁素体合金的增强相，对其性能的要求与整体材料应该有所不同。首先高温不粗化、不长大并且有较高的高温强度是保证其增强效果的必要条件。这里因为有共格纳米α-Al₂O₃颗粒对β′相晶界和位错的钉扎作用，α-Al₂O₃颗粒有可能既抑制β′相的长大和粗化，又能起到弥散强化β′相的作用，因此与纳米α-Al₂O₃颗粒复合后的β′相作为铁基合金的强化相应该会比单一的β′相有较好的高温强化效果。此外，即使因纳米α-Al₂O₃颗粒的存在使β′相室温韧性变差，因为有足够韧性的铁素体相存在，或许也不会降低铁基复合材料的整体韧性。因为就像共析钢一样，它实质上是铁素体(α-Fe)和渗碳体(Fe₃C)呈片状相间分布的复合材料，尽管渗碳体韧性很差，但只要渗碳体有足够的强度和足够细的晶粒，就能保证共析钢具有很高的强度和足够的韧性。材料室温性能的初步评价也证实，本发明人合成的铁合金材料室温屈服强度是，断裂强度是，延长率是，表现出较高的强度和较好的延展性。而且合金的高温抗氧化性能优良，800和1000温度下大气环境下加热100小时，单位面积增重分别是，优于奥氏体不锈钢。铁基复合材料的高温强度和高温抗蠕变性能正在测试中。

在铁合金熔体中能够原位反应合成α-Al₂O₃纳米颗粒，是决定这类合金材料成功合成的首要关键因素。实验已经证明，铁合金中α-Al₂O₃纳米颗粒的形成与铝热剂中TiO₂干凝胶的添加有直接关系。TiO₂干凝胶的合成采用许多文献都有介绍的常规工艺，之后在140℃较低的温度下煅烧。采用XRD、红外光谱分析、 XPS、DSC和透射电镜等多种手段研究了TiO₂干凝胶的成分、结构和其热分解过程。根据本发明人的测试结果，并与其它研究者的类似相关结果比较，本发明人认为，这种低温煅烧干凝胶的内部是O-Ti-O链组成的网状结构，表面有一层羟基层，羟基层的外围有(TiO₂)_n-O-COCH₃，(TiO₂)_n-O-C₄H₉等含碳的官能团。在铝热反应的开始阶段，Al首先还原CrO₃、Fe₂O₃、NiO、Cr₂O₃等这些与TiO₂相比在热力学上较不稳定的氧化物。随着还原反应的进行，系统温度升高，TiO₂干凝胶发生热分解，干凝胶表面的羟基、(TiO₂)_n-O-COCH₃和(TiO₂)_n-O-C₄H₉等含碳的官能团断键脱附、碳化、发生氧化燃烧，而且干凝胶网络中O-Ti-O链中的部分Ti原子逐渐被[Al]原子代替，干凝胶的空间网状结构断裂，形成几个纳米大小的含有-[O-Ti-O-Al-O]-键的中间氧化物颗粒。这些中间氧化物纳米颗粒可能与反应形成的合金熔体有较好的润湿性，能均匀弥散分布在合金熔体中。当系统温度进一步升高后，含有-[O-Ti-O-Al-O]-键的中间氧化物继续与合金熔体中的[Al]原子作用，转变成几个纳米尺寸的Al₂O₃颗粒。这里要强调的是，虽然本发明人根据干凝胶的结构和热分解过程对其作用机制进行了初步解释，但目前对这一问题的理解还比较粗浅。使用Thermo-Calc热力学分析软件进行的热力学分析表明，本实验所用铝热剂在忽略大气中的O₂情况下，反应的平衡产物主要是Al₂O₃、bcc结构的铁素体固溶体、NiAl金属间化合物和TiC。试验发现，如果在大气环境下反应，除了TiC以外，其它几种物质在实际反应产物中都确实存在。铝热反应在大气环境中进行时，TiO₂干凝胶表面的有机官能团分解出的[C]在高温下首先与[O]结合，发生氧化燃烧，在高温时失去了与Ti元素结合形成碳化物的机会。实验已经证明，成分相同的铝热剂，如果在真空中进行铝热反应，在合成的合金中没有发现α-Al₂O₃纳米颗粒，代替它们的则是TiC等碳化物。这也间接证明，TiO₂干凝胶表面的确存在含碳的官能团，并且它们不同的高温分解过程直接影响铝热反应产物的种类特别是α-Al₂O₃纳米颗粒的形成。

α-Al₂O₃纳米颗粒在合金熔体中原位形成后，在超重力场作用下不因与金属熔体的密度差别发生分层，并能在凝固过程中很快与NiAl相结合，是成功合成α-Al₂O₃纳米颗粒增强铁合金材料的又一关键因素。

如果忽略重力的影响，纳米氧化物颗粒在熔体中受到如下几种力的作用：离心力、斯托克斯力(Stokes force)以及因熔体温度和成分变化而引起的界面能梯度力。根据牛顿第二定律，有下列方程^{[参考文献]}：

$F_g+\frac{4}{3}{{\mathrm{\πR}}_p}^3{\mathrm{\ω}}^{2}s({\mathrm{\ρ}}_p-{\mathrm{\ρ}}_L)-{6\mathrm{\π\η}}_c{R_p}^2\frac{\mathrm{ds}}{\mathrm{dt}}=\frac{4}{3}{{\mathrm{\πR}}_p}^3{\mathrm{\ρ}}_p\frac{d^{2}s}{{\mathrm{dt}}^2}$

其中表示界面能梯度力，其中a是熔体中原子直径(a_Fe＝0.344nm)，β＝1(假设是球形颗粒)。

Δσ＝2σ_cs-σ_cl-σ_sl

是界面能梯度引起的力。

解上述微分方程，熔体中Al₂O₃颗粒任意时刻颗粒的位置可用下列方程表示：

s(t)＝s₀·e^M·t-N(e^M·t-1)

Al₂O₃颗粒任意时刻的速度为：

v(t)＝s₀·M·e^M·t-M·N·e^M·t

$M=\frac{{2\mathrm{\ω}}^2({\mathrm{\ρ}}_p-{\mathrm{\ρ}}_L){R_p}^2}{{9\mathrm{\η}}_c},$ $N=\frac{{3F}_g}{{{4\mathrm{\πR}}_p}^3{\mathrm{\ω}}^2({\mathrm{\ρ}}_l-{\mathrm{\ρ}}_p)}$

这里R_p-Al₂O₃颗粒的半径；ω-离心转速；s-Al₂O₃颗粒在熔体中的位置；

s₀-Al₂O₃颗粒的初始位置；η_c-熔体的粘度系数；ρ_p，ρ_L-颗粒和熔体的密度；t-时间。

从速度方程的表达式可看出，第一项是离心力的贡献，第二项是界面能梯度力对速度的贡献。N值的大小对颗粒直径很敏感，颗粒直径越小，N值越大，界面能梯度力的作用越明显。R_p的取值范围小于两相之间的间距才有意义，这里R_p的取值应该小于100nm。

如果不考虑界面能梯度力的作用，在离心力的作用下，5nm的氧化物颗粒速度几乎是零，v＝4×10^-5nm/s。计算表明，即使是1μm的颗粒，移动速度也只有1.5nm/s。因此，离心力对纳米级颗粒几乎无作用，对1μm尺寸以上的大颗粒才有比较明显的作用。而界面能梯度力对几个纳米大小的颗粒作用明显，5nm的颗粒移动速度达到2.16mm/s，移动100纳米的距离，在万分之一秒内就可完成，因此这些10纳米以下的颗粒在凝固过程中随着成分和相变的进行，移动和分布几乎在瞬间就可完成。

这里要强调的问题是，界面能梯度只是很粗略的估算，氧化铝和铁合金熔体之间的界面能是根据粗晶材料实验测试结果得到的。但是在本发明人的实验条件下，氧化铝是几个纳米尺寸的颗粒，而且在铁合金熔体中反应原位生成，因为在高温时这些颗粒能够在铁合金高温熔体中均匀分布，不发生团聚，说明两者之间也有较低的界面能，但具体数据现在还无法获得。如果假设这些颗粒与铁合金熔体之的界面能只是比氧化铝和NiAl之间的界面能高出10％，即σ_cl＝0.55J/m²，这时界面能梯度dσ_cl/dx明显减小。计算后发现，此时α-Al₂O₃颗粒的移动速度约是5×10^-5m/s，就是每秒钟移动50μm，速度也相当快，移动100nm所用时间也只有千分之二秒。根据合金成分，如果本发明人的合金近似用α-Fe-(Ni，Fe)Al二元相图描述，液相线和固相线之间的温度之差约为40℃，如果40℃降温在千分之二秒之内完成，冷却速度应达到20000℃/s，即使在铜模中铸造，冷却速度也大约只有几千度每秒，因此α-Al₂O₃颗粒在合金快速冷却过程中也完全有时间重新分布。本发明人在重力场中铜模具铸造的铁合金中也同样发现约5nm的α-Al₂O₃颗粒与(Ni，Fe)Al结合在一起，两相混合形成尺寸为50nm左右的球形颗粒，以很高的密度均匀分布在α-Fe合金基体中。

传统碳钢通过细化晶粒可使其达到很高的强度，也可通过添加Cr、Al等元素提高其高温抗氧化性能，例如FeCrAl合金作为热电材料可在1000℃长时间使 用。然而，既有高温强度，又有很好的高温抗氧化性的铁合金的开发一直是一个难题。人们也曾尝试在FeCrAl合金的铁素体基体中时效析出与基体共格的β′相，获得共格强化的铁素体基合金，但是与高温合金中体积分数高达60％的γ′相相比，β′相的体积分数只能达到10％左右，而且在高温时容易长大，强化效果明显变差。尽管使用复杂的机械合金化工艺在铁素体合金基体中引入纳米Al₂O₃、Y₂O₃等颗粒制造的ODS合金具有较好的高温力学性能，但过高的制造成本和复杂的制造工艺限制了这类合金的广泛使用。本发明人这里报道的铝热合成方法，可将上述两种强化方式结合起来，即能在铁素体合金基体中得到纳米尺度的高体积分数(50％左右)的共格β′相，同时又能在基体中原位生成高体积分数的与β′相结合的稳定的纳米α-Al₂O₃颗粒。本发明人希望这些纳米氧化物颗粒既能强化β′相，增强其高温强度，同时又能阻止β′相长大，本发明人相信这种合金应该具有较好的高温力学性能和良好的高温抗氧化性能。

本发明人的研究表明，利用铝热反应可原位合成纳米α-Al₂O₃颗粒增强铁基合金，重力场、超重力场及快速凝固都不影响纳米颗粒在合金中的均匀分布，因此可使用离心铸造、快速凝固冷却等常规的冶金工艺处理铝热反应的熔体，可大幅度降低ODS合金的制造成本，这是一种高效率、低成本制造金属基复合材料的新工艺，预计会在高温结构材料领域获得广泛应用。

Claims (10)

1.在超重力场中制备纳米颗粒增强复合材料的方法，其特征在于包括：

将粉末形式的铝热剂(104)装入一个反应容器(101，102)内，所述反应容器相对其中心轴旋转对称，其内壁上有预定形状的槽(103)，

使所述反应容器绕所述中心轴高速旋转，从而使反应产物所承受的向心加速度远大于重力加速度，从而形成超重力场，

点燃铝热剂，从而使所述反应容器内的所有反应产物都处于熔融状态，在所述超重力场作用下，所述反应产物中密度较大的金属熔体远离所述中心轴而位于所述反应容器的内表面并流入所述槽内并在冷却后形成铸件(105)，所述反应产物中密度较小且与所述金属熔体的润湿性较差的熔体覆盖在所述金属熔体的表面上并在冷却后形成熔渣(106)。

2.根据权利要求1所述的在超重力场中制备纳米颗粒增强复合材料的方法，其特征在于所述反应容器(101，102)包括：

一根钢管(101)，

衬在所述钢管内的多个石墨块(102)，在所述石墨块(102)的内表面上形成有所述预定形状的槽(103)。

3.根据权利要求2所述的方法，其特征在于用中心留有圆孔的圆形石墨片封堵所述钢管(101)的两端。

4.根据权利要求1所述的在超重力场中制备纳米颗粒增强复合材料的方法，其特征在于所述点燃铝热剂的步骤包括：

用通电钨丝点燃铝热剂(104)。

5.根据权利要求1所述的在超重力场中制备纳米颗粒增强复合材料的方法，其特征在于进一步包括：

在使所述反应容器绕所述中心轴高速旋转的所述步骤之前，将整个所述反应容器在烘箱中预热。

6.根据权利要求1所述的在超重力场中制备纳米颗粒增强复合材料的方法，其特征在于上述使所述反应容器绕所述中心轴高速旋转的所述步骤包括：

将所述反应容器快速装在一个离心机上并启动离心机。

7.根据权利要求1所述的在超重力场中制备纳米颗粒增强复合材料的方法，其中

从而使所有反应产物包括Fe、Ni、Cr和/或Al₂O₃，

所述反应产物中密度较大的所述金属熔体为包括纳米Al₂O₃颗粒在内的密度较大的金属熔体，

所述反应产物中密度较小且与所述金属熔体的润湿性较差的所述熔体为Al₂O₃熔体。

8.根据权利要求1所述的在超重力场中制备纳米颗粒增强复合材料的方法，其特征在于进一步包括：

待所述金属熔体冷却凝固后，将石墨块(102)连同其中的所述铸件(105)和熔渣(106)从钢管(101)中取出，去除Al₂O₃熔体形成的熔渣(106)，从而得到具有所述铸件(105)。

9.用根据权利要求1－8中的任何一项的方法获得的所述铸件(105)。

10.构成用根据权利要求1－8中的任何一项的方法获得的所述铸件(105)的纳米颗粒增强复合材料。