專利名稱：金屬基體復合材料及其制備方法
技術(shù)領(lǐng)域：
本發(fā)明涉及ー種金屬基體復合材料及其制備方法，具體而言，涉及ー種被構(gòu)造成使得機械性可以通過使用碳納米材料和粉末エ藝得到顯著改善的金屬基體復合材料，還涉及其制備方法。
背景技術(shù)：
在過去的十年里，針對通過分散諸如碳納米管或富勒烯(例如，C6tl)等非均相碳納米材料來改善金屬材料的機械性能、熱性能和電氣性能等進行了積極的研究。在制造之后的初期階段，大多數(shù)碳納米材料由于尺寸小而通過范德華カ以凝集的形式存在。因而，極難通過分割納米材料的顆粒以在諸如金屬等具有非常緊密晶體結(jié)構(gòu)的材料中分散這種納米材料。因此，對于使用這種碳納米材料的復合材料的研究還不活躍。以富勒烯為例，迄今報道的大多數(shù)國外研究成果都使用粉末エ藝(E. V. Barrera, J. Sims 和 D. L. Callahan, J. Mater. Res. 1995 ; 10 ; 367)或鑄造エ藝(F. A. Khalid, 0. Beffort, U. E. Klotz, B. A. Keller, P. Gasser, S. Vaucher, ActaMater. 2003; 51;4575)。近年來，發(fā)表了利用鋼塑性變形的研究成果(T. Tokunaga, K.Kaneko, K. Sato, Z. Horita, Scripta Mater. 2008; 58; 735)。然而，由于富勒烯顆粒的尺寸為數(shù)十微米的量級，因而通過前述研究結(jié)果產(chǎn)生的金屬/富勒烯復合材料并沒有表現(xiàn)出作為納米顆粒的任何優(yōu)點。雖然ー個富勒烯分子是尺寸約為Inm的非常細的顆粒，但是富勒烯顆粒結(jié)合在一起使其形成面心立方(fee)結(jié)構(gòu)，并且在初期階段，富勒烯顆粒以尺寸為數(shù)十微米量級的粉末形式存在。在上述研究中，由于具有初期階段的形狀的富勒烯顆粒在金屬基體中分散，因此，富勒烯作為尺寸為數(shù)十微米的顆粒存在，而不是作為納米顆粒分散。此外，當使用粉末エ藝時，尺寸為數(shù)十微米量級的富勒烯顆粒存在于金屬粉末表面上，而不是滲入其內(nèi)部。由于在一體化時這種顆粒阻礙分子間結(jié)合，因而很難制造塊體材料并且缺乏商業(yè)實用性。與使用粉末エ藝時的情況相比，使用鋳造エ藝使得制造過程更容易并且更簡單，從而實現(xiàn)了優(yōu)異的商業(yè)實用性。然而，在鋳造中，因為富勒烯的比重比金屬的比重低，所以富勒烯升至熔融金屬的表面并且不與金屬混合。因此，由于制造過程中的前述困難，所以至今仍沒有研發(fā)出實現(xiàn)了納米尺寸的碳材料(例如，富勒烯或碳納米管)的優(yōu)點和優(yōu)異特性的金屬-碳納米材料的復合材料的先例。

發(fā)明內(nèi)容
技術(shù)問題為解決現(xiàn)有技術(shù)中的上述問題，完成了本發(fā)明，本發(fā)明的目的在于提供ー種金屬基體復合材料及其制備方法，其中，使用粉末エ藝將以尺寸為微米量級的粉末形式存在的碳材料粉碎成納米尺寸的碳材料，然后分散至金屬基體中，從而改善了材料的性能。本發(fā)明的另ー個目的在于提供ー種金屬基體復合材料及其制備方法，其中，將諸如富勒烯等在初期階段以面心立方(fee)結(jié)構(gòu)排列并且以尺寸為從數(shù)微米到數(shù)十微米或更大的粉末形式存在的碳材料分割成納米尺寸，然后在金屬基體中均勻分散。本發(fā)明的再ー個目的在于提供ー種金屬基體復合材料及其制備方法，其中，所述金屬基體復合材料的晶粒未被粗化，并且即使當長時間暴露于高溫時也保持穩(wěn)定的結(jié)構(gòu)，從而改善了復合材料的性能。本發(fā)明的另ー個目的在于提供ー種金屬基體復合材料及其制備方法，其中，使用簡單的機械方法可以大量生產(chǎn)大尺寸的塊體材料，并且能夠提供可以實現(xiàn)優(yōu)異的材料性能的新相或結(jié)構(gòu)。本發(fā)明的再ー個目的在于提供ー種金屬基體復合材料及其制備方法，其中，表現(xiàn)出與現(xiàn)有技術(shù)的沉淀硬化機制不同行為的機制提供了金屬基體合金(例如，鋁(Al)合金)的新相或結(jié)構(gòu)，從而可以改善材料性能，如強度。
技術(shù)方案為了實現(xiàn)前述目的，根據(jù)本發(fā)明，提供了一種制造金屬基體復合材料的方法。所述方法包括以下步驟1)將固體碳材料粉碎至微米尺寸；2)在將粉碎的碳材料分散至金屬基體粉末中使其以納米尺寸分散的同時，使所述金屬基體粉末塑性變形；3)經(jīng)由熱成形法使由所述金屬基體粉末和碳納米材料構(gòu)成且在步驟2)中產(chǎn)生的復合材料粉末一體化；和4)通過熱處理經(jīng)一體化產(chǎn)生的塊體材料而形成復合材料，所述復合材料具有金屬-碳納米相、通過所述金屬-碳納米相的生長而產(chǎn)生的金屬-碳納米帶、或者通過所述納米帶的自組裝而產(chǎn)生的金屬-碳納米網(wǎng)狀結(jié)構(gòu)。根據(jù)本發(fā)明，通過在步驟4)中的熱處理使碳原子可以滲入到金屬基體的晶格中，使得所述金屬基體的晶格變形或膨脹，從而形成所述金屬-碳納米相、所述金屬-碳納米帶、或者所述金屬-碳納米網(wǎng)狀結(jié)構(gòu)。在一個實施方案中，在步驟4)中的熱處理可以在足以使各個碳原子擴散短距離并滲入到所述金屬基體的晶格中但不形成碳化合物的溫度范圍內(nèi)進行。優(yōu)選的是，所述熱處理在0. 5ClTffl(Tffl :所述金屬基體的熔融溫度)的溫度下進行。在一個實施方案中，所述金屬基體粉末可以是純金屬，如鋁、銅、鉄、鈦或鎂，或者可以是具有選自所述純金屬中的至少ー種金屬作為基體的可塑性變形的合金。所述碳材料可以是富勒烯、碳納米管、石墨、炭黑或無定形碳。在一個實施方案中，所述金屬基體粉末可以是鋁粉末，所述碳材料可以是富勒烯。在這種情況下，在步驟4)中的所述復合材料可以含有由Al4Cx (0〈x〈3)表示的鋁-碳納米相顆粒、通過所述鋁-碳納米顆粒的生長而產(chǎn)生的鋁-碳納米帶、或者通過所述納米帶的自組裝而產(chǎn)生的鋁-碳網(wǎng)狀結(jié)構(gòu)。在一個實施方案中，在步驟I)和2)中可以采用機械研磨法粉碎所述碳材料。根據(jù)本發(fā)明的另ー個方面，提供了ー種使用金屬基體粉末和碳材料制造的金屬基體復合材料。所述金屬基體復合材料含有隨著當所述碳材料的碳-碳鍵斷裂時釋放的各個碳原子通過短距離擴散滲入到金屬基體的晶格中使得所述金屬基體的晶格變形或膨脹而形成的金屬-碳納米相顆粒、通過所述金屬-碳納米相顆粒的生長而產(chǎn)生的金屬-碳納米帶、或者通過所述納米帶的自組裝而產(chǎn)生的金屬-碳納米網(wǎng)狀結(jié)構(gòu)。所述金屬基體復合材料不含有由碳引起的碳化合物。
根據(jù)本發(fā)明，位錯可以在所述金屬-碳納米相顆粒的周圍固定，或者所述金屬基體的晶粒可以被微?；?，或者其生長可以由于所述金屬-碳納米帶或所述金屬-碳納米網(wǎng)狀結(jié)構(gòu)的原因而被抑制。在一個實施方案中，所述金屬基體粉末可以是鋁粉末，所述碳材料可以是富勒烯。在此，所述金屬基體復合材料可以具有超過500MPa的機械強度。根據(jù)本發(fā)明的另ー個方面，提供了一種制造金屬基體復合材料的方法。所述方法包括以下步驟a)經(jīng)由機械研磨粉碎在初期階段以面心立方(fee)結(jié)構(gòu)排列并且以具有微米尺寸的粉末形式存在的富勒烯山)在將粉碎的富勒烯分散至金屬基體粉末中使其以納米尺寸分散的同時，經(jīng)由機械研磨使所述金屬基體粉末塑性變形；c)經(jīng)由熱成形法使由所述金屬基體粉末和富勒烯構(gòu)成的復合材料粉末一體化；和d)通過熱處理一體化的復合材 料粉末而形成復合材料，所述復合材料具有金屬-碳納米相、通過所述金屬-碳納米相的生長而產(chǎn)生的金屬-碳納米帶、或者通過所述納米帶的自組裝而產(chǎn)生的金屬-碳納米網(wǎng)狀結(jié)構(gòu)。根據(jù)本發(fā)明的另ー個方面，提供了ー種使用鋁粉末和富勒烯制造的金屬基體復合材料。所述金屬基體復合材料含有隨著當所述碳材料的碳-碳鍵斷裂時釋放的各個碳原子通過短距離擴散滲入到金屬基體的晶格中使得所述金屬基體的晶格變形或膨脹而形成的鋁-碳納米相顆粒、通過所述鋁-碳納米相顆粒的生長而產(chǎn)生的鋁-碳納米帶、或者通過所述鋁-碳納米帶的自組裝而產(chǎn)生的鋁-碳納米網(wǎng)狀結(jié)構(gòu)。所述金屬基體復合材料不含有由碳引起的碳化合物(Al4C3)。在此,所述金屬基體復合材料可以具有超過500MPa的機械強度。根據(jù)本發(fā)明的再ー個方面，提供了一種制造金屬基體復合材料的方法。所述方法包括以下步驟1)將含有間隙元素氮或硼的固體化合物粉碎至微米尺寸；2)通過在將粉碎的固體化合物分散至金屬基體粉末中使其以納米尺寸分散的同時使所述金屬基體粉末塑性變形，產(chǎn)生復合材料粉末；3)通過使所述復合材料粉末一體化，產(chǎn)生塊體材料；和4)通過在預定溫度下熱處理所述塊體材料而形成復合材料，所述復合材料具有金屬-氮或金屬-硼納米相、通過所述金屬-氮或金屬-硼納米相的生長而產(chǎn)生的金屬-氮或金屬-硼納米帶、或者通過所述納米帶的自組裝而產(chǎn)生的金屬-氮或金屬-硼納米網(wǎng)狀結(jié)構(gòu)。在一個實施方案中，通過在步驟4)中的熱處理可以使氮或硼原子滲入到金屬基體的晶格中，使得所述金屬基體的晶格變形或膨脹，從而形成所述金屬-氮或金屬-硼納米相、所述金屬-氮或金屬-硼納米帶、或者所述金屬-氮或金屬-硼納米網(wǎng)狀結(jié)構(gòu)。在一個實施方案中，在步驟4)中的熱處理可以在0. ST1^lTniOm :所述金屬基體的熔融溫度)的溫度下進行。在一個實施方案中，所述金屬基體粉末可以是純金屬，如鋁、銅、鉄、鈦或鎂，或者可以是具有選自所述純金屬中的至少ー種金屬作為基體的可塑性變形的合金。在一個實施方案中，所述固體化合物可以是碳化硼(B4C)或氮化硼(BN)。在具體的實施方案中，所述固體化合物可以是碳化硼(B4C),所述金屬基體粉末可以是鎂(Mg)。根據(jù)本發(fā)明的另ー個方面，提供了ー種使用含有間隙元素氮或硼的固體化合物以及金屬基體粉末制造的金屬基體復合材料。所述金屬基體復合材料含有隨著當所述固體化合物的鍵斷裂時釋放的氮或硼原子通過短距離擴散滲入到金屬基體的晶格中使得所述金屬基體的晶格變形或膨脹而形成的金屬-氮或金屬-硼納米相顆粒、通過所述金屬-氮或金屬-硼納米相顆粒的生長而產(chǎn)生的金屬-氮或金屬-硼納米帶、或者通過所述納米帶的自組裝而產(chǎn)生的金屬-氮或金屬-硼納米網(wǎng)狀結(jié)構(gòu)。在一個實施方案中，位錯可以在所述金屬-氮或金屬-硼納米相顆粒的周圍固定，或者所述金屬基體的晶?？梢员晃⒘；?，或者其生長可以由于所述金屬-氮或金屬-硼納米帶或所述金屬-氮或金屬-硼納米網(wǎng)狀結(jié)構(gòu)的原因而被抑制。在一個實施方案中，所述金屬基體粉末可以是純金屬，如鋁、銅、鉄、鈦或鎂，或者可以是具有選自所述純金屬中的至少ー種金屬作為基體的可塑性變形的合金。所述固體化、合物可以是碳化硼(B4C)或氮化硼(BN)。在具體的實施方案中，所述固體化合物可以是碳化硼(B4C),所述金屬基體粉末可以是鎂。有益效果根據(jù)本發(fā)明的制造金屬基體復合材料的方法，納米碳材料被均勻地加到金屬基體粉末中，使得其與周圍的金屬原子進行強的界面結(jié)合。因此，由于對粉末進行的熱加工的原因，納米碳材料可以一體化成細的塊體材料。還可以實現(xiàn)優(yōu)異的機械性能，如高的強度和展延性，從而極大地增強了エ業(yè)實用性。此外，根據(jù)本發(fā)明，當在0. 5ClTffl(基體材料的熔點)的溫度下熱處理制造的塊體復合材料時，機械性能未劣化，相反，由于金屬-碳納米相以顆粒的形狀沉淀或者生長作為納米帶，或者顆?；驇ё陨斫Y(jié)合在一起，使機械性能增強。此外，本發(fā)明的制造方法非常簡單并且可以容易地自動化，從而導致低加工成本和優(yōu)異的エ業(yè)實用性。


圖I是示出富勒烯顆粒的照片，其中(a)示出了在初期階段的富勒烯顆粒，(b)示出了根據(jù)本發(fā)明的粉碎的富勒烯顆粒；圖2是示出在Al基體中均勻分散的C6tl富勒烯的照片；圖3是示出在熱處理12小時之后A1/C6(i復合材料的微觀結(jié)構(gòu)的照片，表明復合材料包括新Al-C納米相(用虛線表示)；圖4是示出Al-C的狀態(tài)圖；圖5是示出在熱處理A1/C6(i復合材料12小時之后產(chǎn)生的Al-C納米相的照片；圖6是示出在熱處理24小時之后A1/C6(i復合材料的微觀結(jié)構(gòu)的照片，表明由于自組裝的原因Al-C納米相含有網(wǎng)絡型Al-C納米帶結(jié)構(gòu)；圖7是示出在熱處理24小時之后A1/C6Q復合材料的照片，通過放大網(wǎng)絡型Al-C納米帶結(jié)構(gòu)而得到；圖8是示出當在500° C下熱處理本發(fā)明的Al基體復合材料時其硬度隨時間變化的圖形； 圖9是示出當在500° C下熱處理本發(fā)明的Al基體復合材料時其硬度隨時間變化的更詳細的圖形；圖10是示出當在500° C下熱處理本發(fā)明的Al基體復合材料時X-射線衍射分析隨熱處理時間變化的結(jié)果，示出了晶粒的尺寸變化；圖11是示出在520° C下熱處理2小時之后，使用透射電子顯微鏡(TEM)得到的Al基體復合材料的微觀結(jié)構(gòu)的照片；圖12是示出在520° C下熱處理2小時之后，通過用X-射線衍射分析測量根據(jù)本發(fā)明的Al基體復合材料的晶格常數(shù)的變化得到的結(jié)果，表明晶格常數(shù)增大約5% ；圖13是示出Mg-C納米相的TEM照片，其中，當在425° C下熱處理本發(fā)明的Mg基體復合材料時，由于C原子強制解離至晶格中而使Mg的晶格變形；圖14是示出通過用X-射線衍射分析測量在425° C下熱處理Mg-C6tl復合材料12小時制得的樣品的晶格常數(shù)和純Mg樣品的晶格常數(shù)得到的結(jié)果的圖，表明與純Mg樣品相比，晶格常數(shù)増大；圖15是示出當在425° C下熱處理本發(fā)明的Mg基體復合材料時通過測量硬度隨熱處理時間變化得到的圖形；
圖16是示出本發(fā)明的Mg-B4C復合材料的微觀結(jié)構(gòu)的TEM照片；圖17是示出在550° C下熱處理3小時之后本發(fā)明的Mg-B4C復合材料的微觀結(jié)構(gòu)的TEM照片，表明由于B原子滲入到晶格中而使Mg的晶格變形，從而形成Mg-B納米相；和圖18是示出當在550° C下熱處理時本發(fā)明的Mg-B4Ci合材料的硬度隨熱處理時間變化的圖形。
具體實施例方式下面具體參考本發(fā)明的各種實施方案，在附圖中示出了本發(fā)明的例子并且下面將進行說明。在本發(fā)明的以下描述中，對在此包含的已知功能和組分的具體說明將被省略。然而，本領(lǐng)域技術(shù)人員根據(jù)以下實施方案能夠清楚地理解本發(fā)明的特征和效果，并且能夠沒有特殊困難地實現(xiàn)本發(fā)明。I.通過研磨粉碎碳材料本發(fā)明人研究了ー種在金屬基體中均勻分散碳材料的方法。為此，在各種固體碳材料中，富勒烯(即，C6tl)被選擇作為碳材料，鋁(Al)被選擇作為金屬基體。然后，根據(jù)以下エ藝制造復合材料粉末。在本發(fā)明中，如后面所描述的，優(yōu)選的是，金屬基體材料通常是彈性和塑性可變形的而使得碳納米材料(例如，富勒烯)能夠有效地加入并分散的材料。例如，特別優(yōu)選的是，所述材料是純金屬，例如鋁(Al)、銅(Cu)、鐵(Fe)或鈦(Ti)等，或者是具有選自上述純金屬中的至少ー種金屬作為基體的可塑性變形的合金。首先，如圖I (a)所示，C6tl (—種富勒烯)在初期階段以面心立方(fee)結(jié)構(gòu)排列，并且由此以尺寸為從數(shù)微米到數(shù)十微米或更大的粉末形式存在。最初，本發(fā)明人使用行星式球磨機粉碎具有上述微米尺寸的C6tl。將2g C60粉末和直徑為5mm的不銹鋼球(約800g)裝到不銹鋼容器中，然后以200rpm的速率旋轉(zhuǎn)，從而向C6tl粉末施加物理能(即，動能)。為了防止產(chǎn)生過多的熱量，研磨15分鐘后空氣冷卻30分鐘，這個過程總共重復8次，從而進行了 2小時的研磨。圖1(b)示出在研磨后使用掃描電子顯微鏡(SEM)從粉碎的C6tl顆粒得到的照片。由于研磨的原因，C6tl顆粒被粉碎到IOOnnTl 的尺寸。粉碎的顆粒通過范德華カ弱凝集在一起。此外，上述機械研磨不限于行星式研磨機，而是可以使用能夠?qū)⒛芰渴┘又林T如球等研磨介質(zhì)的各種研磨方法進行，如Spex研磨機和磨碎機等。2.制備新型Al-C6tl復合材料粉末使用磨碎機在Al粉末(平均粒度為150 u m)中分散C6tl顆粒(2vol. %)。換言之，將Al和粉碎的C6tl的IOOg復合材料粉末以及直徑為5mm的不銹鋼球(約I. 5kg)裝到不銹鋼容器中，然后，葉片以500rpm的速率旋轉(zhuǎn)，從而施加能量，使得容器內(nèi)部的材料可以互相碰撞。當材料在容器內(nèi)部進行碰撞的同時，使冷卻水在容器的外部上流動，從而防止溫度升高。使用氬(Ar)氣保持容器內(nèi)部的氣氛，從而防止Al粉末被氧化。在此過程之后，通過使用篩子使粉末與球分離來收集復合材料粉末。使用高分辨率的透射電子顯微鏡(HREM)對收集的粉末進行拍照，照片示于圖2。如圖2所示，可以認識到，C6tl顆粒各自分開且均勻分散。在此，由于研磨的原因而使C6tl大幅度變形，由此，可以認為通過后面的熱處理可以使C-C鍵斷裂。
此外，在研磨過程中，C60顆粒滲入到相對柔軟的Al粉末中。當對Al粉末重復地進行塑性變形、破碎和冷焊時，C6tl顆?？梢员环鬯槌筛〕叽?，S卩，納米尺寸，并且可以在Al粉末中均勻分散?？雌饋泶蠖鄶?shù)C6tl顆粒滲入到Al粉末中，確定的是，在熱成形過程中Cm不會干擾金屬間的結(jié)合。根據(jù)本發(fā)明，經(jīng)由第一研磨可以將C6tl顆粒粉碎成尺寸為Iym或更小的顆粒。在第二研磨中，隨著金屬粉末塑性變形，納米尺寸的C6tl顆粒均勻分散到金屬粉末中。因此，根據(jù)本發(fā)明，由于第一和第二研磨的原因，C6tl顆粒在金屬粉末內(nèi)部均勻分散，并且防止金屬原子擴散，從而使微觀結(jié)構(gòu)穩(wěn)定。此外，由于粉末的表面上沒有C6tl的原因，金屬原子在粉末的表面上積極地分散，使得在后面的熱加工中粉末顆粒之間的結(jié)合不受防礙，從而可以生產(chǎn)高質(zhì)量的塊體材料。換言之，金屬-C60復合材料粉末產(chǎn)生了其中C6tl納米顆粒在金屬基體中均勻分散并形成強的界面結(jié)合的金屬基體復合材料粉末。使用這種復合材料粉末，取決于后面的エ藝，可以制造聞質(zhì)量的塊體材料。如上所述，根據(jù)本發(fā)明的實施方案，通過在憑經(jīng)驗確定的預定條件下，在諸如球磨研磨或手動研磨等単一研磨過程中，經(jīng)由諸如球等介質(zhì)將沖擊能施加至容器內(nèi)部的復合材料粉末，可以將C6tl顆粒粉碎至I y m以下的尺寸或粉碎至更小的納米尺寸，使得C6tl納米顆粒插入到金屬粉末中并分散。由于這個過程先于最終塊體材料的形成，所以由于碳和金屬原子之間的機械聯(lián)鎖的原因而使C6tl和金屬粉末表現(xiàn)出強的界面結(jié)合特性。因為C6tl在粉末的內(nèi)部均勻分散，所以當形成最終塊體材料時粉末顆粒之間的結(jié)合不會減弱。上述步驟可以通過比現(xiàn)有技術(shù)的方法更簡化的單ー過程來進行，在現(xiàn)有技術(shù)中，碳納米管通過若干步驟在金屬基體中分散，例如使用分散溶液的分散和煅燒等。在本發(fā)明的實施方案中，在球磨研磨或手動研磨中所用的機械能可以根據(jù)金屬基體的類型和微觀結(jié)構(gòu)而改變，并且可以根據(jù)研磨介質(zhì)的類型、尺寸和重量、研磨的速度以及研磨容器的尺寸等來控制。除了球磨研磨之外，還可以通過應用諸如簡單混合、超聲處理和手動研磨等各種方法在金屬粉末中分散C6(l。3.制造具有新金屬基體-C納米相的金屬基體復合材料(I)制造壓塊本發(fā)明人注意到，通過上述エ藝可以在金屬基體中均勻地分散C6tl，并研究了可以使用通過該エ藝制備的上述復合材料粉末以更簡單的エ藝來制造最終復合材料的方法。
換言之，當制造金屬基體復合材料吋，為了防止當在高溫高壓下直接加工分散有C6tl的金屬基體復合材料粉末時粉末被破壞的問題，本發(fā)明人預期到，通過首先僅施加壓カ或者通過在粉末不被破壞的溫度范圍(即，其中對粉末不發(fā)生氧化作用)內(nèi)施加壓カ來制備中間材料(壓塊)，然后，通過熱加工所述中間材料來生產(chǎn)最終塊體材料，可以防止金屬基體復合材料粉末的性能在熱加工過程中劣化，并且通過把這個技術(shù)目標當作關(guān)鍵點完成了本發(fā)明。具體而言，本發(fā)明人使用室溫壓縮作為制造中間材料的方法，包括將壓カ施加至在上述研磨中制得的Al-C6tl (2vol. %)復合材料粉末。通過將復合材料粉末裝到銅管中，接下來施加500Mpa的壓力，從而制造中間材料。在這種情況下，壓縮的粉末表現(xiàn)出20%以下的孔隙率，在隨后的熱加工中，可以防止粉末被氧化或防止C6tl被破壞。另ー方面，為了對上述エ藝后制得的中間材料進行熱加工，本發(fā)明人在480° C下進行熱軋。以12%的壓縮比進行27次軋制，板的最終厚度減小至中間材料的初始厚度的97%。除了熱軋之外，這種熱成形還可以使用各種熱成形法，例如熱擠壓和熱壓法，其中由于對粉末施加的熱和壓力的原因，使其可以被一體化。(2)經(jīng)由熱處理而制造具有新金屬基體-C納米相的金屬基體復合材料本發(fā)明人在500° C(0. 8Tm, Tm A1的熔融溫度)下對根據(jù)上述エ藝制造的Al/C6。復合材料進行熱處理。從下面的描述可以更清楚地理解，本發(fā)明中的熱處理在各個C原子能夠充分擴散短距離但不形成碳化合物(碳化物)的溫度范圍內(nèi)進行。此溫度范圍優(yōu)選為0. 5ClTffl(Tffl :金屬基體的熔融溫度)。當溫度低于0. 5Tffl時，可能不能提供用于將C原子擴散短距離的足量驅(qū)動力。當溫度高于ITm時，可能會形成碳化合物。因此，優(yōu)選的是，在該溫度范圍內(nèi)進行熱處理。因此，應當理解的是，在500° C的溫度下熱處理AVC6tl復合材料僅僅是熱處理溫度的ー個例子，本發(fā)明的熱處理并不限于該溫度。另ー方面，通過將A1/Cm復合材料裝入被保持在空氣中500° C下的熔爐內(nèi)，保持該狀態(tài)預定時間，接下來進行空氣冷卻，從而進行熱處理。與上述熱處理溫度類似，應當理解的是，本發(fā)明不限于這種熱處理方法。圖3示出了經(jīng)由熱處理而得到的微觀結(jié)構(gòu)。圖3示出使用HREM從根據(jù)上述エ藝在500° C下熱處理AVC6tl復合材料得到的微觀結(jié)構(gòu)。本發(fā)明人觀察到，由于這種熱處理而得到了出乎意料的微觀結(jié)構(gòu)。具體而言，從圖3的微觀結(jié)構(gòu)的照片明顯看出，在本發(fā)明的A1/C6(i復合材料中，Cm沒有保持原始結(jié)構(gòu)，即，C-C鍵斷裂并且各個C原子進行短距離擴散。然而，因為熱處理溫度不足夠高且C6tl的尺寸非常小，所以C原子沒有充分擴散形成碳化合物Al4C3,但是C原子滲入到Al的晶格中，從而形成Al-C納米相。在圖3中用圓圈標記出了由于熱處理而產(chǎn)生的新相。如圖所示，可以認識到，在晶粒中均勻地形成Al-C納米相。此外,看起來位錯在Al-C納米相的周圍固定，從而改善了材料的性能，如高強度，后面將要說明。具體而言，圖4示出Al-C的狀態(tài)圖。從狀態(tài)圖明顯看出，當將少量的C加到Al中時，沒有相形成。當包含的C在預定范圍內(nèi)時，形成諸如Al4C3等碳化合物。然而，已知的是，碳化合物Al4C3在高溫下逐漸生長，從而極大地劣化了 Al-C合金的機械性能。相比而言，在本發(fā)明的復合材料中包含Al-C納米相可以由與現(xiàn)有技術(shù)的化學計 量系數(shù)不同的組成(即，Al4Cx(0<x<3))表示。該相是在現(xiàn)有技術(shù)的Al-C合金中未報道過的新納米相。參照通過放大對A1/C6(i復合材料熱處理12小時后生成的Al-C納米相得到的圖5，可以認識到，新產(chǎn)生的Al-C納米相的晶格常數(shù)為約3A，這是從Al基體的約2.8A的晶格常數(shù)的極大增長。如圖5所示，這似乎是因為，雖然從C6tl分離出來的各個C原子試圖擴散至Al中以形成Al4C3 (碳化合物，碳化鋁)，但是C的收集量不足以形成碳化合物，卻占據(jù)了 Al的間隙位置，從而在引起Al晶格變形或膨脹的同時形成新相。因此，由于C進滲入Al的間隙位置中而產(chǎn)生新相(即，Al4Cx(0〈x〈3))，這致使生成在圖4所示的現(xiàn)有技術(shù)的Al-C狀態(tài)圖中未觀察到的新納米相。這種納米相作為顯著提高本發(fā)明的金屬基體復合材料的性能的因素，后面將要說明。在500° C下熱處理利用上述エ藝制造的AVC6tl復合材料24小時后，本發(fā)明人檢查了微觀結(jié)構(gòu)。圖6示出熱處理24小時后得到的AVC6tl的微 觀結(jié)構(gòu)的照片。與圖5涉及熱處理12小時的情況相比，為了最小化晶格變形能量，圖5 中所示的Al-C納米相以納米帶的形式各向異性地生長或者這些納米帶進行自組裝，從而在晶粒周圍形成厚度為約ClOnm的Al-C納米網(wǎng)狀結(jié)構(gòu)。因此，復合材料在高溫下表現(xiàn)出非常穩(wěn)定的結(jié)構(gòu)。圖7示出通過放大這種納米網(wǎng)狀結(jié)構(gòu)得到的照片?？梢哉J識到,這種結(jié)構(gòu)與熱處理12小時后出現(xiàn)的納米相具有相同的晶格常數(shù)，并且具有相同的結(jié)構(gòu)，其中C在Al的晶格中占據(jù)ー些位置。另一方面，由于納米帶的原因，作為基體的Al晶粒被微?；?。具有這種納米帶結(jié)構(gòu)的Al基體復合材料與圖5的情況相比在機械強度方面具有進ー步的改善。簡言之，在本發(fā)明的金屬基體復合材料中，將諸如富勒烯C6tl等碳納米材料粉碎至納米尺寸，然后在金屬粉末內(nèi)部均勻分散，使得當后來一體化由金屬基體和碳納米材料構(gòu)成的復合材料粉末時，碳納米材料不會阻礙粉末顆粒之間的結(jié)合。此外，在一體化的復合材料中，極大地改善了材料的性能，如機械強度。此外，當一體化的復合材料在低于金屬基體的熔點的溫度下進行熱處理時，碳納米材料的C原子的鍵斷裂，使得各個C原子進行短距離擴散，從而取決于熱處理時間形成金屬基體-C納米相、由于金屬基體-C納米相的各向異性生長而形成金屬基體-C納米帯、以及由于納米帶的自組裝而形成金屬基體-C納米網(wǎng)狀結(jié)構(gòu)。這些結(jié)構(gòu)是至今未報道過的新相或結(jié)構(gòu)，并抑制金屬基體晶粒的生長，從而實現(xiàn)了意料之外的結(jié)果，其中，即使進行長時間的熱處理，諸如強度等機械性能仍得以改善。下面將更具體地描述這種在機械性能方面的改善。4.評估具有新金屬基體-C納米結(jié)構(gòu)的金屬基體復合材料的機械性能本發(fā)明人測試了如上制造的Al基體復合材料的機械性能，結(jié)果示于圖8 圖10。圖8是示出根據(jù)上述エ藝制造的復合材料的硬度的圖形，硬度隨復合材料在500° C的溫度下被保持的時間而變化。可以認識到，由于諸如晶粒的生長和殘余應カ的弛豫等回復現(xiàn)象而使直到初始6小時內(nèi)硬度下降。然而，隨著進行12小時以上的熱處理，可以觀察到，隨著熱處理時間的增加，復合材料的硬度得以改善。為了更準確地測量強度，對復合材料分別進行熱處理I小吋、24小時和7天，然后，在KT45T1的應變下進行抗壓試驗。結(jié)果不于圖9。熱處理I小時是指意圖消除在用于制造復合材料的軋制エ藝中出現(xiàn)的殘余應カ的退火。由于象這樣進行I小時退火的原因，可以評估材料的獨特機械性能。如圖9所示，可以認識到，所有的Al基體復合材料都表現(xiàn)出500MPa以上的高強度。特別地，當僅進行I小時的退火時，觀察到約500MPa的機械強度?？雌饋碓贗小時的退火期間，金屬基體中的富勒烯保持碳成鍵狀態(tài)。將富勒烯均勻地插入到金屬基體中，從而改善機械強度。這可以被視作非常意外的結(jié)果，因為由于添加了僅2vol. %富勒烯的退火而得到這種強度。還可以認識到，由于對復合材料的熱處理時間增加的原因，強度遠高于500MPa。與所有現(xiàn)有的Al合金的最大強度(為約500MPa)相比，本發(fā)明的復合材料的機械強度可以顯著増大。特別地，使用僅少量的2v0l.%(lwt%)的富勒烯顯著増加了機械強度的事實是意料之外的結(jié)果。還可以認識到，加工硬化指數(shù)n(即，表示在金屬開始塑性變形后響應于應變變化的強度增加(傾斜)的值)響應于熱處理時間的增加而増大。作為參考，當加工硬化指數(shù)較高時，即使屈服強度相同，材料在塑性變形后也表現(xiàn)出更優(yōu)異的性能，并且由于通常延遲縮頸現(xiàn)象的發(fā)生而被評估為具有細微的展延性?？梢哉J識到，圖8和圖9中代表的結(jié)果表現(xiàn)出與現(xiàn)有的沉淀硬化不同的方面。根據(jù)現(xiàn)有的沉淀硬化理論，隨著熱處理時間的增加晶粒被粗化，從而劣化了機械強度。換言之，在使用沉淀硬化增大強度的能力方面具有一定限制。然而，根據(jù)本發(fā)明，如圖8 和圖9所示，與現(xiàn)有的沉淀硬化理論不同，機械強度隨著熱處理時間的增加而增強。這似乎是因為，如上所述，隨著熱處理時間增加，金屬-C納米相通過各向異性生長而形成金屬-C納米帯，或者金屬-C納米帶通過自組裝形成金屬-C納米網(wǎng)狀結(jié)構(gòu)，使得基體金屬的晶粒的生長降低，從而連續(xù)地增大強度。該測試結(jié)果是現(xiàn)有材料中未出現(xiàn)過的新現(xiàn)象。下面將參照圖10更詳細地描述。圖10是示出通過用X-射線衍射分析測量晶粒尺寸隨熱處理時間的變化而得到的結(jié)果的圖。如圖所示，可以認識到，當進行6小時的熱處理時，晶粒生長至IOOnm以上，而當進行24小時的熱處理時，晶粒的尺寸減小至80nm的量級,直到熱處理持續(xù)7天為止沒有表現(xiàn)出顯著變化。在等于或高于0. STm(Al的熔點，933K)的高溫(773K)下進行長時間的熱處理后強度逐漸增大的現(xiàn)象是能夠通過本發(fā)明實現(xiàn)的獨特特征。這可以被視作本發(fā)明的復合材料的優(yōu)異性能，其能夠補償Al的易因熱量損壞的缺點。因此，由于富勒烯納米顆粒均勻分散的原因，本發(fā)明的復合材料表現(xiàn)出優(yōu)異的機械性能，如高強度，并且其強度即使在高溫下熱處理之后也不減弱。相反，通過在現(xiàn)有技術(shù)中未觀察到的Al-C納米相、由于Al-C納米相的各向異性生長而形成的Al-C納米帶、或者由于納米帶的自組裝而形成的Al-C納米網(wǎng)狀結(jié)構(gòu)，使強度進ー步增強。此外，還能夠表現(xiàn)出非常穩(wěn)定的高溫性能。根據(jù)本發(fā)明的制造復合材料的方法是ー種可以應用于一般エ業(yè)的簡單方法。此夕卜，如上所述，由于最終加工材料的密度高且粉末的性能原樣保持，因此最終加工材料能夠表現(xiàn)出優(yōu)異的機械性能。5.熱處理溫度如上所述，根據(jù)本發(fā)明的方法和復合材料，隨著熱處理時間增加，由于碳的強制解離而使晶格變形的Al-C納米相的分數(shù)増加。就此而言，測試熱處理時間對納米相的產(chǎn)生速率的影響，可以觀察到，納米相的產(chǎn)生速率隨著熱處理時間的增加而增加。根據(jù)ー個實施方案，對于Al-C6tl復合材料，將經(jīng)由在520° C下熱處理而產(chǎn)生納米相的速率與經(jīng)由在500° C下熱處理而產(chǎn)生納米相的速率相比較。圖11是示出在520° C下熱處理2小時之后使用透射電子顯微鏡(TEM)得到的Al-C6tl復合材料的微觀結(jié)構(gòu)的照片?？梢哉J識到，通過在520° C下熱處理而產(chǎn)生由于碳的強制解離使晶格變形的Al-C納米相。還可以認識到，當僅進行2小時的熱處理時，納米相的分數(shù)達到70%以上。這表明，當根據(jù)本發(fā)明増大熱處理的溫度時，能夠以更快的速率產(chǎn)生納米相。圖12是示出在520° C下熱處理2小時之后，通過用X-射線衍射分析測量樣品的晶格常數(shù)的變化而得到的結(jié)果的圖。從圖中所示的X-射線衍射分析的結(jié)果可以認識到，用肉眼可以觀察到峰向左遷移。當計算各自的晶格常數(shù)時，可以認識到，在520° C下熱處理2小時的樣品(約70%以上的Al-C納米相)的晶格常數(shù)(約0. 422nm)比純鋁的晶格常數(shù)(約0.405nm)增大約5%。當利用現(xiàn)有的原子摻雜方法使晶格變化吋，晶格變形可能僅為約1%。然而，在本發(fā)明的復合材料中，單位晶格的體積可以增大約15%以上。據(jù)預期，本發(fā)明的復合材料可以用作能量儲存等用的材料。此外，根據(jù)本發(fā)明的制造復合材料的方法由于其非常簡單且制造成本低而預期具有高的エ業(yè)實用性。6.碳材料雖然富勒烯(特別是C6tl)在前述實施方案中用作碳材料，但應當理解的是，本發(fā)明不限于c6(l。例如，富勒烯的巴克球結(jié)構(gòu)，如C17或C12tl，也適用于本發(fā)明。此外，重要的是理解到，富勒烯之外的可以被機械地粉碎至納米尺寸的碳材料，例如，碳納米管、石墨、炭黑和無定形碳等，也適用于本發(fā)明，并且這些材料也落入本發(fā)明的范圍內(nèi)。7.基體金屬雖然Al在前述實施方案中作為基體金屬的例子被描述，但應當理解的是，本發(fā)明不限于Al。換言之，應當理解的是，通過將本發(fā)明的方法應用于任何材料，可以制造具有新金屬-C納米相、新金屬-C納米帶、或者新金屬-C納米網(wǎng)狀結(jié)構(gòu)的金屬基體復合材料，其中所述的任何材料包括純金屬，如銅(Cu)、鐵(Fe)、鈦(Ti)和鎂(Mg)，以及除了 Al之外還具有選自上述純金屬等中的至少ー種的可塑性變形的合金，只要其允許諸如富勒烯等碳材料的有效滲入和分散。例如，在一個實施方案中，本發(fā)明人根據(jù)與上述相同的エ藝使用Mg作為Al的替代物進行實驗。在425° C下熱處理Mg-C6tl復合材料?？梢杂^察到，由于碳原子強制解離至Mg晶格中，形成晶格變形的Mg-C納米相。結(jié)果示于圖13。此外，圖14是示出通過用X-射線衍射分析測量在425° C下熱處理Mg-C6tl復合材料12小時制得的樣品的晶格常數(shù)和純Mg樣品的晶格常數(shù)得到的結(jié)果的圖?？梢哉J識到，按與Al-C6tl復合材料相同的方式，X-射線衍射峰向左遷移。這表明Mg的晶格常數(shù)増大。圖15是示出當在425° C下熱處理Mg-C6tl復合材料樣品和純Mg樣品時通過測量硬度隨熱處理時間變化得到的圖形。可以認識到，Mg-C6tl復合材料表現(xiàn)出比純Mg樣品更優(yōu)異的硬度。在純Mg樣品中，由于在熱處理的初期階段退火的原因而使硬度降低，然后保持在降低的值。相比而言，在本發(fā)明的Mg-Cfw復合材料樣品中，在由于退火而使硬度減小之后，由于Mg-C納米相的原因而使硬度再次增大。根據(jù)這個額外的實施方案，還可以經(jīng)驗證實的是，本發(fā)明不僅可以使用Al基體復合材料實施，而且還可以使用Mg基體復合材料實施。換言之，通過將本發(fā)明的方法應用于任何材料，可以制造具有新金屬-C納米相、新金屬-C納米帶、或者新金屬-C納米網(wǎng)狀結(jié)構(gòu)的金屬基體復合材料，其中所述的任何材料包括純金屬，如Cu、Fe、Ti和Mg，以及具有選自上述純金屬中的至少ー種金屬的合金，等等，只要其允許諸如富勒烯等碳材料的有效滲入和分散。8.間隙元素 雖然C在前述實施方案中作為強制滲入金屬晶格并使金屬晶格變形的元素的例子被描述，但應當理解的是，本發(fā)明不限于C。C是能夠形成金屬間化合物的元素之一，諸如硼(B)或氮(N)原子等其他元素也能夠?qū)崿F(xiàn)本發(fā)明的效果。圖16是示出使用TEM得到的復合材料的微觀結(jié)構(gòu)的照片，該復合材料包括在Mg基體中分散的碳化硼(B4C)。可以認識至IJ，由于機械研磨的原因，使尺寸為2nnT3nm的B簇分散。在550° C下熱處理該復合材料，圖17示出使用TEM得到的熱處理的復合材料的微觀結(jié)構(gòu)的照片。如圖17所示，可以認識到，B原子滲入到Mg晶格中并使Mg晶格變形,從而形成Mg-B納米相。圖18示出由于熱處理按上述形成的Mg-B而發(fā)生的硬度變化?？梢哉J識到，按與前述實施方案相同的方式，硬度隨熱處理時間增加而増大。由此可見，即使在相對較高的溫度550° C(約0.9Tm，Tm:Mg的熔融溫度)下熱處理復合材料，硬度也增大而不是減小。這也表明，由于Mg-B納米相的產(chǎn)生而使機械性能改善。象前述實施方案那樣，這被視作源自于例如在納米相周圍固定的位錯的影響。此外，根據(jù)與前述實施方案相同的機制，也形成納米相顆粒，從而形成納米帶或納米網(wǎng)狀結(jié)構(gòu)。另ー方面，象B—祥，碳化硼中的C也形成納米相，如Mg-C。然而，由于C 與B的比例為I :4，因此，當與Mg-B相比吋，Mg-C的效果似乎相對不明顯。然而，象Mg-B納米相那樣，Mg-C也似乎有助于在一定程度上改善機械性能。因此，該實施方案表明，化合物(例如，碳化硼(B4C)或氮化硼(BN))的能夠經(jīng)由強制解離滲入到金屬晶格中并使金屬晶格變形的諸如B或N等元素也可用于制造根據(jù)本發(fā)明的具有納米相、納米帶或納米網(wǎng)狀結(jié)構(gòu)的金屬基體復合材料。雖然上面已經(jīng)針對某些實施方案描述了本發(fā)明，但應當理解的是，本發(fā)明不限于前述實施方案。應當理解的是，例如，熱處理溫度、時間等可以根據(jù)使用的金屬基體的類型、使用的碳材料的量以及金屬間化合物形成元素(N，B)的量等而改變，熱處理方法也可以根據(jù)應用而改變。在所附的權(quán)利要求書的范圍內(nèi)可以對本發(fā)明進行各種修改和變化，并且這些修改和變化落入本發(fā)明的范圍內(nèi)。因此，應當理解的是，本發(fā)明的范圍僅由所附的權(quán)利要求書及其等同物界定。
權(quán)利要求
1.一種制造金屬基體復合材料的方法，所述方法包括以下步驟 1)將固體碳材料粉碎至微米尺寸； 2)在將粉碎的碳材料分散至金屬基體粉末中使其以納米尺寸分散的同時，使所述金屬基體粉末塑性變形； 3)經(jīng)由熱成形法使由所述金屬基體粉末和碳納米材料構(gòu)成且在步驟2)中產(chǎn)生的復合材料粉末一體化；和 4)通過熱處理經(jīng)一體化產(chǎn)生的塊體材料而形成復合材料，所述復合材料具有金屬-碳納米相、通過所述金屬-碳納米相的生長而產(chǎn)生的金屬-碳納米帶、或者通過所述納米帶的自組裝而產(chǎn)生的金屬-碳納米網(wǎng)狀結(jié)構(gòu)。
2.根據(jù)權(quán)利要求I所述的方法，其中，通過在步驟4)中的熱處理使碳原子滲入到金屬基體的晶格中，使得所述金屬基體的晶格變形或膨脹，從而形成所述金屬-碳納米相、所述金屬-碳納米帶、或者所述金屬-碳納米網(wǎng)狀結(jié)構(gòu)。
3.根據(jù)權(quán)利要求2所述的方法，其中，在步驟4)中的熱處理在足以使各個碳原子擴散短距離并滲入到所述金屬基體的晶格中但不形成碳化合物的溫度范圍內(nèi)進行。
4.根據(jù)權(quán)利要求3所述的方法，其中，所述熱處理在0.5ClTffl(Tffl :所述金屬基體的熔融溫度)的溫度下進行。
5.根據(jù)權(quán)利要求廣4中任一項所述的方法，其中，所述金屬基體粉末是純金屬，如鋁、銅、鐵、鈦或鎂，或者是具有選自所述純金屬中的至少一種金屬作為基體的可塑性變形的合金。
6.根據(jù)權(quán)利要求r5中任一項所述的方法，其中，所述碳材料是富勒烯、碳納米管、石墨、炭黑或無定形碳。
7.根據(jù)權(quán)利要求5所述的方法，其中，所述碳材料是富勒烯、碳納米管、石墨、炭黑或無定形碳。
8.根據(jù)權(quán)利要求7所述的方法，其中，所述金屬基體粉末是鋁粉末，所述碳材料是富勒烯。
9.根據(jù)權(quán)利要求8所述的方法，其中，在步驟4)中的所述復合材料含有由Al4Cx (0<x<3)表示的鋁-碳納米相顆粒、通過所述鋁-碳納米顆粒的生長而產(chǎn)生的鋁-碳納米帶、或者通過所述納米帶的自組裝而產(chǎn)生的鋁-碳網(wǎng)狀結(jié)構(gòu)。
10.根據(jù)權(quán)利要求廣4中任一項所述的方法，其中，在步驟I)和2)中采用機械研磨法粉碎所述碳材料。
11.一種使用金屬基體粉末和碳材料制造的金屬基體復合材料， 其中，所述金屬基體復合材料含有隨著當所述碳材料的碳-碳鍵斷裂時釋放的各個碳原子通過短距離擴散滲入到金屬基體的晶格中使得所述金屬基體的晶格變形或膨脹而形成的金屬-碳納米相顆粒、通過所述金屬-碳納米相顆粒的生長而產(chǎn)生的金屬-碳納米帶、或者通過所述納米帶的自組裝而產(chǎn)生的金屬-碳納米網(wǎng)狀結(jié)構(gòu)，和 其中，所述金屬基體復合材料不含有由碳引起的碳化合物。
12.根據(jù)權(quán)利要求11所述的金屬基體復合材料，其中，位錯在所述金屬-碳納米相顆粒的周圍固定，或者所述金屬基體的晶粒被微?；?，或者其生長由于所述金屬-碳納米帶或所述金屬-碳納米網(wǎng)狀結(jié)構(gòu)的原因而被抑制。
13.根據(jù)權(quán)利要求11或12所述的金屬基體復合材料，其中，所述金屬基體粉末是純金屬，如鋁、銅、鐵、鈦或鎂，或者是具有選自所述純金屬中的至少一種作為基體的可塑性變形的合金。
14.根據(jù)權(quán)利要求13所述的金屬基體復合材料，其中，所述碳材料是富勒烯、碳納米管、石墨、炭黑或無定形碳。
15.根據(jù)權(quán)利要求14所述的金屬基體復合材料，其中，所述金屬基體粉末是鋁粉末，所述碳材料是富勒烯。
16.根據(jù)權(quán)利要求15所述的金屬基體復合材料，其中，所述復合材料含有由Al4Cx (0<x<3)表示的鋁-碳納米相顆粒、通過所述鋁-碳納米顆粒的生長而產(chǎn)生的鋁-碳納米帶、或者通過所述納米帶的自組裝而產(chǎn)生的鋁-碳網(wǎng)狀結(jié)構(gòu)。
17.根據(jù)權(quán)利要求16所述的金屬基體復合材料，其中，所述金屬基體復合材料具有超過500MPa的機械強度。
18.—種制造金屬基體復合材料的方法，所述方法包括以下步驟 a)經(jīng)由機械研磨粉碎在初期階段以面心立方(fee)結(jié)構(gòu)排列并且以具有微米尺寸的粉末形式存在的富勒烯； b)在將粉碎的富勒烯分散至金屬基體粉末中使其以納米尺寸分散的同時，經(jīng)由機械研磨使所述金屬基體粉末塑性變形； c)經(jīng)由熱成形法使由所述金屬基體粉末和富勒烯構(gòu)成的復合材料粉末一體化；和 d)通過熱處理一體化的復合材料粉末而形成復合材料，所述復合材料具有金屬-碳納米相、通過所述金屬-碳納米相的生長而產(chǎn)生的金屬-碳納米帶、或者通過所述納米帶的自組裝而產(chǎn)生的金屬-碳納米網(wǎng)狀結(jié)構(gòu)。
19.根據(jù)權(quán)利要求18所述的方法，其中，通過在步驟d)中的熱處理使碳原子滲入到金屬基體的晶格中，使得所述金屬基體的晶格變形或膨脹，從而形成所述金屬-碳納米相、所述金屬-碳納米帶、或者所述金屬-碳納米網(wǎng)狀結(jié)構(gòu)。
20.根據(jù)權(quán)利要求19所述的方法，其中，在步驟d)中的熱處理在足以使各個碳原子擴散短距離并滲入到所述金屬基體的晶格中但不形成碳化合物的溫度范圍內(nèi)進行。
21.根據(jù)權(quán)利要求20所述的方法，其中，所述熱處理在0.5ClTffl(Tffl :所述金屬基體的熔融溫度)的溫度下進行。
22.根據(jù)權(quán)利要求18 21中任一項所述的方法，其中，所述金屬基體粉末是純金屬，如鋁、銅、鐵、鈦或鎂，或者是具有選自所述純金屬中的至少一種作為基體的可塑性變形的合金。
23.根據(jù)權(quán)利要求22所述的方法，其中，所述金屬基體粉末是鋁粉末。
24.根據(jù)權(quán)利要求23所述的方法，其中，在步驟d)中的所述復合材料含有由Al4Cx (0<x<3)表示的鋁-碳納米相顆粒、通過所述鋁-碳納米顆粒的生長而產(chǎn)生的鋁-碳納米帶、或者通過所述納米帶的自組裝而產(chǎn)生的鋁-碳網(wǎng)狀結(jié)構(gòu)。
25.一種使用鋁粉末和富勒烯制造的金屬基體復合材料， 其中，所述金屬基體復合材料含有隨著當所述碳材料的碳-碳鍵斷裂時釋放的各個碳原子通過短距離擴散滲入到金屬基體的晶格中使得所述金屬基體的晶格變形或膨脹而形成的鋁-碳納米相顆粒、通過所述鋁-碳納米相顆粒的生長而產(chǎn)生的鋁-碳納米帶、或者通過所述鋁-碳納米帶的自組裝而產(chǎn)生的鋁-碳納米網(wǎng)狀結(jié)構(gòu)，和 其中，所述金屬基體復合材料不含有由碳引起的碳化合物(Al4C3)。
26.根據(jù)權(quán)利要求25所述的金屬基體復合材料，其中，位錯在所述鋁-碳納米相顆粒的周圍固定，或者所述金屬基體的晶粒被微?；?，或者其生長由于所述鋁-碳納米帶或所述鋁-碳納米網(wǎng)狀結(jié)構(gòu)的原因而被抑制。
27.根據(jù)權(quán)利要求25或26所述的金屬基體復合材料，其中，所述金屬基體復合材料具有超過500MPa的機械強度。
28.—種制造金屬基體復合材料的方法，所述方法包括以下步驟 1)將含有間隙元素氮或硼的固體化合物粉碎至微米尺寸； 2)通過在將粉碎的固體化合物分散至金屬基體粉末中使其以納米尺寸分散的同時使所述金屬基體粉末塑性變形，產(chǎn)生復合材料粉末； 3)通過使所述復合材料粉末一體化,產(chǎn)生塊體材料；和 4)通過在預定溫度下熱處理所述塊體材料而形成復合材料，所述復合材料具有金屬-氮或金屬-硼納米相、通過所述金屬-氮或金屬-硼納米相的生長而產(chǎn)生的金屬-氮或金屬-硼納米帶、或者通過所述納米帶的自組裝而產(chǎn)生的金屬-氮或金屬-硼納米網(wǎng)狀結(jié)構(gòu)。
29.根據(jù)權(quán)利要求28所述的方法，其中，通過在步驟4)中的熱處理使氮或硼原子滲入到金屬基體的晶格中，使得所述金屬基體的晶格變形或膨脹，從而形成所述金屬-氮或金屬-硼納米相、所述金屬-氮或金屬-硼納米帶、或者所述金屬-氮或金屬-硼納米網(wǎng)狀結(jié)構(gòu)。
30.根據(jù)權(quán)利要求29所述的方法，其中，在步驟4)中的熱處理在0.5T:lTm(Tm:所述金屬基體的熔融溫度)的溫度下進行。
31.根據(jù)權(quán)利要求28 30中任一項所述的方法，其中，所述金屬基體粉末是純金屬，如鋁、銅、鐵、鈦或鎂，或者是具有選自所述純金屬中的至少一種作為基體的可塑性變形的合金。
32.根據(jù)權(quán)利要求31所述的方法，其中，所述固體化合物是碳化硼(B4C)或氮化硼(BN)。
33.根據(jù)權(quán)利要求32所述的方法，其中，所述固體化合物是碳化硼(B4C),所述金屬基體粉末是鎂(Mg)。
34.一種使用含有間隙元素氮或硼的固體化合物以及金屬基體粉末制造的金屬基體復合材料， 其中，所述金屬基體復合材料含有隨著當所述固體化合物的鍵斷裂時釋放的氮或硼原子通過短距離擴散滲入到金屬基體的晶格中使得所述金屬基體的晶格變形或膨脹而形成的金屬-氮或金屬-硼納米相顆粒、通過所述金屬-氮或金屬-硼納米相顆粒的生長而產(chǎn)生的金屬-氮或金屬-硼納米帶、或者通過所述納米帶的自組裝而產(chǎn)生的金屬-氮或金屬-硼納米網(wǎng)狀結(jié)構(gòu)。
35.根據(jù)權(quán)利要求34所述的金屬基體復合材料，其中，位錯在所述金屬-氮或金屬-硼納米相顆粒的周圍固定，或者所述金屬基體的晶粒被微?；?，或者其生長由于所述金屬-氮或金屬-硼納米帶或所述金屬-氮或金屬-硼納米網(wǎng)狀結(jié)構(gòu)的原因而被抑制。
36.根據(jù)權(quán)利要求34或35所述的金屬基體復合材料，其中，所述金屬基體粉末是純金屬，如鋁、銅、鉄、鈦或鎂，或者是具有選自所述純金屬中的至少ー種作為基體的可塑性變形的合金。
37.根據(jù)權(quán)利要求36所述的金屬基體復合材料，其中，所述固體化合物是碳化硼(B4C)或氮化硼(BN)。
38.根據(jù)權(quán)利要求37所述的金屬基體復合材料，其中，所述固體化合物是碳化硼(B4C)，所述金屬基體粉末是鎂。
全文摘要
本發(fā)明提供一種制造金屬基體復合材料的方法。所述方法包括以下步驟1)將固體碳材料粉碎至微米尺寸；2)使金屬基體粉末塑性變形并且在塑性變形期間將粉碎的納米尺寸的碳材料分散至所述金屬基體粉末中；3)通過熱成形法使在步驟2)中得到的金屬/碳納米材料的復合材料粉末一體化；和4)在預定溫度下熱處理一體化的塊體材料而形成復合材料，所述復合材料具有金屬-碳納米相、通過所述金屬-碳納米相的生長而產(chǎn)生的金屬-碳納米帶、或者通過所述金屬-碳納米帶的自組裝而產(chǎn)生的金屬-碳納米網(wǎng)狀結(jié)構(gòu)。
文檔編號B22F1/00GK102712042SQ201080060870
公開日2012年10月3日 申請日期2010年10月22日 優(yōu)先權(quán)日2009年12月9日
發(fā)明者崔賢珠, 裵東炫 申請人:延世大學校產(chǎn)學協(xié)力團