Mo-Si 金屬間化合物/陶瓷復合材料的研究發展現狀及其應用

江 濤，韓慢慢，付 甲

(西安石油大學 材料科學與工程學院，陜西 西安 710065)

0 引言

Mo-Si 金屬間化合物材料具有很多優質性能。其具有較高的力學性能，良好的耐磨損性能、導電性能和抗高溫氧化性能等，主要包括Mo3Si，Mo5Si3，MoSi2。將Mo-Si 金屬間化合物與陶瓷材料相復合制備Mo-Si 金屬間化合物/陶瓷復合材料。其具有較高的力學性能和良好的耐磨損性能、抗高溫氧化性能以及優良的耐腐蝕性能等。本文闡述了Mo-Si 金屬間化合物/陶瓷復合材料的研究發展現狀、制備工藝、顯微結構、力學性能、耐磨損性能和抗氧化性能等，并對Mo-Si 金屬間化合物/陶瓷復合材料未來發展趨勢進行了分析和預測。

1 Mo-Si 金屬間化合物/陶瓷復合材料的制備技術

由于Mo-Si 金屬間化合物與陶瓷材料均具有優良的性能，而且Mo-Si 金屬間化合物與陶瓷材料相容性良好。所以，可以將Mo-Si 金屬間化合物與陶瓷材料相復合制備Mo-Si 金屬間化合物/陶瓷復合材料。Mo-Si 金屬間化合物/陶瓷復合材料的制備工藝主要采用粉末冶金工藝進行制備。其中，粉末冶金工藝主要包括熱壓燒結工藝、常壓燒結工藝、放電等離子燒結工藝，熱等靜壓燒結工藝，反應燒結工藝，原位反應制備工藝等。還可以采用自蔓延高溫合成工藝進行制備復合材料。

2 Mo-Si 金屬間化合物/陶瓷復合材料的研究發展現狀

2.1 Mo-Si/Si3N4復合材料的研究發展現狀

Singh 等[1]采用機械合金化工藝球磨Mo 粉末和Si3N4粉末原位反應制備出Si3N4-MoSi2復合材料，并研究球磨能量對機械活化(Mo+Si3N4)粉末的影響。嘗試從Mo 和Si3N4之間的反應制備MoSi2過程研究機械活化過程中球磨能量和研磨介質的類型，鉬粉末和氮化硅粉末的混合物按摩爾比例為1∶1，1∶2 和1∶3 進行機械球磨。使用WC，鋼和氧化鋯研磨介質的機械活化過程，評估這些球磨粉末混合物的高能球磨和熱解后獲得的結果。對Mo+xSi3N4(x=3,2,1)粉末混合物使用WC 研磨介質機械活化所需的最佳球磨沖擊能量較小從而導致了樣品熱解溫度下降。Singh 等[2]采用機械活化Mo 粉末和Si3N4粉末原位合成Si3N4-MoSi2復合材料，并研究原位合成工藝制備的 Si3N4-MoSi2復合材料的制備工藝，物相組成，顯微結構和力學性能等。鉬粉末和氮化硅粉末的混合物在摩爾比例為1∶3 時，通過高能球磨0 h—100 h 進行機械活化，觀察到球磨過程中沒有MoSi2的形成。差熱分析(DTA)和熱重分析(TGA)結果表明，隨著球磨時間的增加，Mo 和Si3N4之間發生反應。球磨后的粉末混合物在不同溫度下（1000 ℃和1400 ℃）之間的原位反應合成Si3N4-MoSi2復合材料。觀察到在10 h—100 h 球磨后的Mo 樣品在1400 ℃熱解后完全轉化成了MoSi2。在未球磨的Mo 樣品中，較低含量鉬的硅化物Mo5Si3被檢測到。在機械活化10 h 球磨后的樣品在1400 ℃反應1 h 后，沒有形成Mo5Si3。熱解樣品MoSi2衍射峰的強度隨著球磨時間的增加而增強。在熱解樣品中可以觀察到納米和亞微米尺寸的MoSi2粒子均勻分布在Si3N4基體中。袁磊等[3]研究了Mo 粉加入量對反應燒結MoSi2-Si3N4-BN 復合材料的力學性能的影響。采用反應燒結法于1450 ℃氮氣氣氛下保溫5 h，原位合成了MoSi2-Si3N4-BN 復合材料。研究了Mo 粉加入量對MoSi2-Si3N4-BN 復合材料的顯氣孔率、體積密度和抗彎強度的影響，利用X-射線衍射研究了 Mo 粉末不同加入量下MoSi2-Si3N4-BN 復合材料的物相組成，并利用掃描電鏡對MoSi2-Si3N4-BN 復合材料的表面和斷面形貌進行了觀察和分析，同時探討了Mo5Si3的形成機理。

2.2 Mo-Si/SiC 復合材料的研究發展現狀

Subrahmanyam 等[4]研究了燃燒合成制備的MoSi2-SiC 復合材料的熱化學分析、物相組成、顯微結構和力學性能等。對自蔓延高溫合成SiC 顆粒增強MoSi2基復合材料進行熱化學計算。可以通過自蔓延反應采用鉬粉末、Si 粉末、C 粉末制備MoSi2-SiC 復合材料。在反應不同初始溫度形成MoSi2-SiC 復合材料并計算絕熱溫度。計算在不同溫度和摩爾比例時，形成 MoSi2液相量。Hambartsumyan 等[5]研究了Mo-Si-C-催化劑的活化燃燒特征，并制備出MoSi2-SiC 復合粉末且研究MoSi2-SiC 復合粉末的物相組成和顯微結構。在很寬的范圍內對化學成分的激活，通過燃燒合成工藝制備MoSi2-SiC 基陶瓷復合材料。鉬粉末，硅粉末和炭黑粉末作為初始原料，聚四氟乙烯作為一種活化添加劑，揭示了燃燒過程的具有低溫和高溫的演化階段特征。對最終產品進行了掃描電鏡，X 射線衍射和化學分析。Zhu 等[6]制備出MoSi2-MoB-SiC 陶瓷復合材料，并研究 MoSi2-MoB-SiC 陶瓷復合材料的制備工藝和性能。在Mo，Si 以及粉末混合物通過自蔓延高溫合成原位合成MoB 和SiC 顆粒增強的MoSi2基復合材料。自蔓延高溫合成MoSi2-MoB-SiC 產品通過真空熱壓燒結工藝在1400 ℃、保溫90 min 下，制備較高致密度(相對密度＞97.5 %)燒結塊材。隨著反應混合物含量增加導致MoSi2-MoB-SiC 復合材料組織細化以及維氏硬度和斷裂韌性得到顯著的提高。熱壓燒結工藝制備的復合材料成分為MoSi2-0.4MoB-0.1SiC，具有晶粒粒徑為1 μm—5 μm，維氏硬度為12.5 GPa，抗彎強度為537 MPa，斷裂韌性為3.8 MPa·m1/2。這些復合材料優良的力學性能表明，MoB 和SiC 顆粒增強MoSi2基復合材料可以用于候選的應用結構材料。

Gao 等[7]采用酚醛樹脂浸漬高溫分解制備出MoSi2-RSiC 復合材料，并研究了MoSi2-RSiC 復合材料的顯微結構和性能，以及MoSi2-Si-Al 金屬合金熔融浸滲復合制備工藝。酚醛樹脂和浸漬裂解工藝結合MoSi2-Si-Al 合金活化熔滲組合工藝制備MoSi2-RSiC 復合材料。其中，RSiC(反應燒結碳化硅)作為一個基體。通過X-射線衍射、掃描電鏡、力學性能測試等手段研究了滲透溫度對MoSi2-RSiC 復合材料的物相組成、顯微結構、力學性能和電性能的影響。結果表明，得到接近完全致密的MoSi2-RSiC 復合材料具有三維互穿網絡結構。MoSi2-RSiC 復合材料的物相組成主要是 SiC，MoSi2，Mo(Si,Al)2和少量的殘余硅。隨著滲透溫度的增加，復合材料的抗彎強度先增大后減小。1800 ℃時滲透得到復合材料的抗彎強度達到171.40 MPa，比RSiC 基體高107.63 %。復合材料的斷裂性能表現出典型的脆性斷裂。該復合材料滲透溫度為 1900 ℃時，具有體積電阻率為2.90×10-3Ω·cm，是RSiC 基體的四倍。Kang 等[8]通過原位反應燒結工藝制備出納米SiCp/ MoSi2復合材料，并研究納米SiCp/MoSi2復合材料的低溫氧化行為。由原位反應熱壓燒結經過機械球磨Mo，Si 和C 元素粉末制備具有不同SiC 體積分數的納米SiC 顆粒增強MoSi2基復合材料。X 射線衍射檢測表明，復合材料是由α-MoSi2相和β-SiC 相所組成；透射電子顯微鏡表明，原位反應形成β-SiC 粒徑范圍為20 nm—100 nm，大多數分布在晶界且一些顆粒嵌入在 MoSi2晶粒中。納米SiC/MoSi2復合材料在空氣中于500 ℃進行了等溫氧化和熱循環試驗。氧化過程和循環氧化過程中，500 ℃保溫500 h 并且循環50 次。所有復合材料都具有優良的抗氧化性能和良好的抗循環氧化性能。同時探討復合材料在低溫下氧化的機理。Chen等[9]研究了原位反應無壓燒結制備SiC/ MoSi2復合材料。采用原位無壓燒結Mo，Si，C 元素粉末制備了SiC 顆粒增強MoSi2基復合材料，同時利用X 射線衍射儀研究了不同溫度下樣品的物相組成，并采用掃描電子顯微鏡和X 射線能譜儀研究顯微組織。可以看出，在1100 ℃的高溫條件下主相為Mo 和Si，伴有少量富鉬產品Mo5Si3和Mo3Si。當燒結溫度達到1300 ℃時，主要相改為MoSi2和SiC。1550 ℃高溫燒結120 min 得到具有良好分散性的SiC 顆粒和增強MoSi2的MoSi2/SiC 復合材料。在這些復合材料中，孔隙率演變符合孔隙減少模型。10%SiC/MoSi2復合材料的彎曲強度和斷裂韌性分別達到274.5 MPa 和5.5 MPa·m1/2。與單相MoSi2相比，MoSi2/SiC 復合材料的強度和韌性分別增加約為40.8 %和30.6 %。

Mitra 等[10]研究了反應熱壓燒結工藝制備的MoSi2和MoSi2/SiCp 復合材料的制備工藝，顯微結構和力學性能。在1450 ℃—1500 ℃溫度范圍內，通過反應熱壓燒結工藝使用Mo，Si 和SiC 原料粉末制備單相MoSi2和MoSi2-20vol%SiC 復合材料。在外部壓力下Si 原子擴散進入Mo 晶格中，Mo 和Si 之間發生反應導致MoSi2形成。最初的Mo顆粒大小影響形成MoSi2晶粒尺寸。單相MoSi2也采用1700 ℃真空熱壓燒結MoSi2粉末進行制備。該MoSi2/SiCp 復合材料的彎曲強度和硬度比單相熱壓燒結多晶MoSi2有適度增長。研究表明，添加碳化硅顆粒增強的MoSi2/SiCp 復合材料的高溫壓縮屈服強度顯著增加，MoSi2晶粒尺寸強烈影響復合材料的斷裂韌性與微觀機制。Kurokawa 等[11]研究了MoSi2-SiC 復合材料的制備工藝和抗氧化性能。采用放電等離子燒結工藝制備出無SiO2夾雜物的完全致密的MoSi2-SiC 復合材料，并研究MoSi2-SiC 復合材料的氧化行為。使用元素Mo，Si 和C 混合粉末在1673 K 或1873 K 采用放電等離子燒結方法進行燒結，制備MoSi2和MoSi2-SiC復合材料，即原位合成MoSi2和MoSi2-SiC 復合材料燒結同時進行。因此，制備出完全致密的MoSi2及含有少量SiO2夾雜物的MoSi2基復合材料。燒結體在773 K 空氣中的加速氧化區和在1773 K 被動氧化區進行了氧化試驗。在復合材料中，在加速氧化區的鉬和硅的同時，氧化受到顯著抑制。1773 K 氧化過程中，復合材料表現出優異的抗氧化性能，形成一個保護性的二氧化硅涂層。Mitra等[12]研究了反應熱壓燒結工藝制備出MoSi2/SiCp復合材料，并研究反應熱壓燒結工藝制備出MoSi2/SiCp 復合材料的性能表征。采用Mo 粉末，Si 粉末和SiC 粉末混合物在1450 ℃—1500 ℃溫度范圍內通過反應熱壓燒結工藝制備MoSi2/SiC復合材料。Mo 和Si 之間完全發生反應導致形成MoSi2。MoSi2/SiCp 復合材料的抗彎強度和硬度比單相熱壓燒結多晶MoSi2材料適度增加。試樣的氧化在表面，試樣暴露于空氣中500 ℃、保溫250 h，最終氧化產物是MoO3和SiO2。在氧化的初始階段形成Mo-Si-O 復合相。

Subrahmanyam 等[13]研究了采用燃燒合成工藝制備出MoSi2-SiC 復合材料。MoSi2-SiC 基復合材料通過自蔓延高溫合成熱爆模式進行制備，使用鉬，硅和碳元素粉末混合物。所制備的產品表征采用化學分析，X-射線衍射和掃描電子顯微鏡進行研究。在燃燒溫度條件下，MoSi2產品的形態是熔融狀態的。復合材料中碳化硅具有非常細小的顆粒形態。Lu 等[14]研究了原料對 MoSi2-10vol %SiC 復合材料的制備工藝，顯微結構和性能的影響。通過自蔓延燃燒原位合成制備MoSi2-10vol %SiC 復合材料，使用在三種不同的復合系統Mo-Si-C，Mo-Si-Mo2C 和Mo-Si-SiC。燃燒合成溫度均高于 1800 K，并且產品均由MoSi2，SiC 和微量粉末所組成。通過1400 ℃真空熱壓燒結工藝制備出高致密度 MoSi2材料和MoSi2-10vol %SiC 復合材料。SiC 顆粒均勻地分散在MoSi2基復合材料中。使用鉬，硅，碳化硅原料制備的MoSi2-10vol%SiC 復合材料具有優異的力學性能：硬度為12.21 GPa，彎曲強度為773.4 MPa，斷裂韌性為3.65 MPa·m1/2。Wei 等[15]研究了鉬和鉬硅化合物制備MoSi2/SiC 復合材料的制備工藝過程和反應動力學。采用溶解-沉淀-噴霧干燥-氫還原相結合的方法制備了Mo/Si/SiC 復合粉末，粉末進行熱壓燒結工藝的燒結溫度大于1400 ℃，形成MoSi2/SiC 復合材料。對Mo/Si/SiC相反應分析，鉬晶粒的晶粒生長動力學和Mo5Si3和MoSi2相變動力學和H2還原后產物通過定量XRD 技術完成。此外，Mo/Si/SiC 復合粉末和熱壓燒結工藝制備的MoSi2/SiC 復合材料，采用SEM，TEM，HRTEM 進行了表征。研究表明，燒結得到的MoSi2/SiC 復合材料塊材表現出化學成分均勻，晶粒細小的優良性質。Xu 等[16]研究了微波燒結工藝原位反應工藝制備出SiC-MoSi2復合材料。通過精確控制微波反應燒結工藝原位制備含20vol %SiC 增強MoSi2基復合材料。通過Mo，Si，C 粉末反應燒結后得到SiC 顆粒均勻分散在MoSi2基體中。燒結產品的物相組成包括 MoSi2，Mo4.8Si3C0.6和SiC。復合材料的相對密度為91.5 %，彎曲強度為251.29 MPa，維氏硬度為7.86 GPa 和斷裂韌性為8.17 MPa·m1/2。研究發現，在微波反應燒結制備致密的SiC-MoSi2復合材料中，加熱過程是關鍵。

Narciso-Romero 等[17]采用在Mo2C 和SiC 之間的原位固態置換反應合成和制備(MoSi2,Mo5Si3)/SiC 復合材料，并研究(MoSi2,Mo5Si3)/SiC 復合材料的制備工藝、物相組成、顯微結構以及力學性能等。MoSi2金屬間化合物作為高溫結構材料具有很大的潛力，但斷裂韌性和高溫強度較低。MoSi2這些性能的改善可以通過添加SiC 顆粒或晶須增強或Mo5Si3合金化過程來實現。(MoSi2,Mo5Si3)/SiC 復合材料通過原位反應工藝進行制備。根據Mo-Si-C系統得到的多相復合材料使用Mo2C 和Si 之間的固相反應進行制備。從混合樣品中制備，包括不同比例的Si 和Mo2C 的混合粉末。混合粉末通過真空熱處理在壓力為40 MPa 和氬氣氣氛下制備燒結塊材。燒結塊材表現出不同比例的SiC，MoSi2和Mo5Si3。得到燒結塊材的硬度范圍從12 GPa到14 GPa，斷裂韌性KIC超過8 MPa·m1/2，遠高于 MoSi2材料的性能。Buchheit 等[18]研究了Mo5Si3C-SiC 復合陶瓷的制備工藝過程和熱性能。25vol %的Mo-Si-C 三元化合物和碳化硅原料通過反應熱壓燒結工藝制備出Mo5Si3C-SiC 復相陶瓷，燒結后得到 Mo5Si3C-SiC 復相陶瓷相對密度為96 %。經過2150 ℃熱處理得到該復合材料的電阻率從室溫為4.60 Ω·cm 下降至700 ℃時為4.15 Ω·cm。SiC 陶瓷熱導率在2150 ℃以上時為100 W/mK，在室溫下降低至62 W/mK，在500 ℃下降至68 W/mK。使用導熱系數的計算模型，有 160 W/mK 和170 W/mK 作為常溫熱導率的比較基線。在Mo5Si3C-SiC 復合陶瓷材料中，SiC 相是相互關聯的。連續SiC 相的存在使得Mo5Si3C-SiC 復合陶瓷材料的熱導率由室溫至500 ℃溫度范圍平均增長50 %。熱導率的增加歸因于容納雜質，通常會在SiC 晶粒和晶界存在三元相。Zakeri 等[19]研究了MoSi2-SiC 納米復合粉末的機械化學合成制備工藝。MoSi2-25wt.%SiC 納米復合粉末是通過機械球磨Mo 粉末、Si 粉末和石墨粉末進行制備。并研究了機械球磨時間和退火溫度的影響。晶體結構的變化和粉末形態的變化通過X-射線衍射和掃描電鏡進行研究。MoSi2和SiC 是通過球磨10 h 得到，所有的MoSi2高溫和低溫多晶型現象是通過較短時間球磨進行觀察。高溫多晶型向低溫多晶型轉變是發生在900 ℃退火20 h 形成的。結果表明，球磨20 h 得到的主要晶粒尺寸和應變分別為31.8 nm和1.19 %。MoSi2-SiC 復合材料具有較高的力學性能和均勻致密的顯微結構。Zakeri 等[20]研究了原始成分對通過機械球磨工藝制備的MoSi2-SiC 納米復合粉末的形成過程的影響。MoSi2-SiC 納米復合材料是通過機械球磨Mo 粉末，Si 粉末和石墨粉末進行制備，對球磨時間和熱處理溫度的影響進行了研究。MoSi2-SiC 復合材料的物相形成和物相轉變通過X-射線衍射進行研究。球磨粉末的顯微結構通過掃描電鏡和透射電鏡進行研究。球磨時間為10 h 和20 h 分別合成制備含有25 %SiC 和50 %SiC 復合材料。MoSi2的高溫相通過球磨20 h得到，熱處理工藝導致MoSi2高溫相向MoSi2低溫相的轉變。Mo5Si3是通過MoSi2和多余的石墨反應得到的產物。研究結果表明，機械球磨20 h 后得到產物的顆粒尺寸較小。

Krishnarao 等[21]采用SiO2或者Si3N4與Mo 和碳發生原位反應生成MoSi2-SiC 復合材料，并研究原位反應生成MoSi2-SiC 復合材料的制備工藝、物相組成、顯微結構和力學性能。MoSi2-SiC 復合粉體的合成在1300 ℃時，使用反應混合物(Mo-SiO2-C)，(Mo-Si3N4-C)和(Mo-SiO2-Si3N4-C)進行制備。(Mo-SiO2-C)粉末系統組成主要反應形成Mo5Si3和Mo3Si。Peng 等[22]研究了反應熱壓燒結工藝制備出SiC/MoSi2復合材料，通過反應熱壓燒結Mo，Si和C 的混合粉末制備致密SiC/MoSi2納米復合材料。聚合物處理工藝使得納米SiC 顆粒均勻涂覆在Si 粉表面。用X 射線衍射、掃描電鏡、透射電鏡和能譜分析對SiC/MoSi2復合材料的物相組成和顯微結構進行了測定。得到的納米復合材料是由MoSi2，β-SiC 以及少量的Mo5Si3和SiO2組成，獲得納米SiC 顆粒均勻分散在MoSi2基體中。單相MoSi2材料和SiC/MoSi2納米復合材料的相對密度都在98 %以上。15vol %SiC/MoSi2復合材料的室溫抗彎強度為610 MPa，與MoSi2基體相比提高141 %。SiC/MoSi2納米復合材料的斷裂韌性優于純MoSi2，并且納米復合材料在1200 ℃時屈服強度達到720 MPa。Krnel 等[23]研究了AlN-SiC-MoSi2導電陶瓷復合材料的抗氧化行為。對AlN-SiC-MoSi2導電陶瓷復合材料的微觀結構改性效果，電阻率及力學強度的影響進行了研究。在低于1000 ℃溫度下，樣品失重是由于MoSi2氧化后形成的MoO3的蒸發。但AlN/SiC 基體不會出現粉化現象和強度退化。盡管事實上在這些溫度下，MoSi2迅速氧化。溫度高于1000 ℃的復合材料增量是由于在表面上形成保護性莫來石涂層，這對材料應用在高溫下提供了良好的抗氧化性能。力學行為表明，在1000 ℃—1400 ℃的溫度范圍內，運用該導電結構陶瓷具有良好的適用性。另一方面氧化環境導致的復合材料，由于表面改性導致導電性能顯著地減少。Wang 等[24]研究了采用MoCl5-聚甲基硅烷雜化模板制備多孔SiC-MoSi2陶瓷。含鉬陶瓷先驅體聚合物首次合成了聚甲基硅烷和氫在室溫下進行反應。不溶性聚合物嵌入二氧化硅膠體晶體模板空隙內的聚合物，并在1400 ℃、氬氣氣氛中，轉化為長程有序三維大孔SiC-MoSi2陶瓷，隨后在模板拆除后裂解。珠狀大孔SiC-MoSi2陶瓷約88 %的陶瓷產量具有高溫穩定性較高的比表面積和半導體行為。此外，大孔SiC-MoSi2陶瓷涂層表面上的孔可以作為催化劑載體。陶瓷先驅體聚合物和陶瓷燒結塊材通過紅外分析、熱分析、X 射線衍射、掃描電鏡和透射電鏡進行測試。Zhang 等[25]研究了Mo(Si,Al)2-SiC 復合材料的原位反應制備工藝過程，采用原位反應合成Mo(Si1-xAlx)2-SiC 復合材料，通過熱壓燒結工藝制備Mo(Si,Al)2-SiC 復合材料。研究表明，原位反應合成Mo(Si,Al)2-SiC復合材料具有較高的力學性能和均勻致密的顯微結構。

Wang 等[26]研究了原位反應和熱壓燒結工藝制備的SiCp/MoSi2復合材料的顯微結構和力學性能。純MoSi2和具有不同SiC 顆粒體積含量的SiC/MoSi2復合材料是通過原位反應和熱壓燒結工藝制備的。研究了原位反應形成的SiC 顆粒對SiCp/MoSi2復合材料的顯微結構，抗彎強度和斷裂韌性的影響。研究結果表明，SiC/MoSi2復合材料的相對密度，抗彎強度和斷裂韌性都比純MoSi2材料高。Alman 等[27]研究了由Mo 粉末，Si 粉末，C 纖維原位反應合成制備碳化硅，增強MoSi2復合材料的顯微結構觀察。碳化硅增強MoSi2復合材料是潛在的高溫結構復合材料。SiC 的添加能夠提高MoSi2基體材料的抗蠕變性能和斷裂韌性。研究了原始成分控制材料的形態，并通過熱壓反應燒結工藝合成制備的MoSi2/SiC 復合材料的顯微結構。其中，MoSi2/SiC 復合材料是通過熱壓燒結Mo 粉末和Si 粉末以及石墨纖維而制備的。研究結果表明，MoSi2/SiC 復合材料具有較高的力學性能和均勻致密的顯微結構。Oh 等[28]研究了通過高頻感應加熱和燃燒合成方法制備致密的MoSi2-SiC 復合材料，并研究了MoSi2-SiC 復合材料的力學性能。致密的MoSi2-SiC 復合材料是通過高頻感應加熱燃燒合成方法制備的。原料粉末是Mo 粉末、Si 粉末和C 粉末，通過感應電流和機械壓力相結合完成燃燒合成過程和致密化過程。較高致密度的 MoSi2-SiC 復合材料的相對密度為98 %，MoSi2-SiC 復合材料是通過施加60 MPa 的壓力和感應電流加熱燒結的。MoSi2和SiC 的平均晶粒尺寸較小同時，還出現少量Mo5Si3C 相。MoSi2-SiC 復合材料的斷裂韌性和硬度值分別為4.8 MPa·m1/2和1410 kg/mm2。研究結果表明，MoSi2-SiC 復合材料具有較高的力學性能和均勻致密的顯微結構。Kurokawa 等[29]研究了放電等離子燒結工藝制備MoSi2-SiC 復合材料的制備工藝和性能，通過放電等離子燒結工藝制備完全致密的MoSi2-SiC 復合材料。原料粉末是球磨工藝得到的復合粉末。研究了Mo-Si-C 混合粉末的燒結過程和致密化過程。對于制備MoSi2-SiC 復合材料最適宜的燒結溫度依靠SiC 含量，并且隨著SiC 含量的增加而逐漸增加。所以，完全致密MoSi2-SiC復合材料可以很容易采用放電等離子燒結工藝進行制備。研究結果表明，MoSi2-SiC 復合材料具有較高的力學性能和均勻致密的顯微結構。

2.3 Mo-Si/ZrB2復合材料的研究發展現狀

Liu 等[30]采用熱壓燒結原位反應法制備出ZrB2-MoSi2片狀復合材料，并研究了熱壓燒結原位反應法制備出ZrB2-MoSi2片狀復合材料的顯微結構和力學性能。使用元素Zr 粉末、B 粉末、Mo粉末、Si 粉末為原料，通過反應熱壓燒結工藝制備出部分組織具有原位生成片狀 ZrB2晶粒的ZrB2-MoSi2復合材料。采用燃燒合成反應原位生成的ZrB2相具有獨特的特點，長大后形成片狀顆粒，在高溫條件下分布在Mo-Si-B 三元液相周圍。力學性能依靠ZrB2片狀顆粒的晶粒尺寸和縱橫比。在熱壓燒結條件下，導致一部分織構組織的片狀ZrB2顆粒發生旋轉和調整，表現為燒結樣品的不同方向各向異性的力學性質。對通過反應熱壓燒結工藝制備部分組織的ZrB2-MoSi2復合材料的顯微組織和組織結構的形成機理進行了研究。Silvestroni 等[31]研究了加入MoSi2添加劑鋯和鉿的硼化物進行透射電鏡觀察以及復合材料的致密化機理。ZrB2和HfB2添加20vol %的MoSi2兩種無壓燒結陶瓷的組織結構，通過掃描電鏡和透射電鏡進行研究和分析。碳化物和過渡金屬的氧化物和MoB 被觀察到分散在硼化物基體中。實驗結果研究表明，Mo-Si-B 液相在高溫條件下的形成，有力地促進了致密化過程。Guo 等[32]研究了熱壓燒結ZrB2-MoSi2-SiC 復合材料的熱學性能和電學性能。對含MoSi2和SiC 的ZrB2基復合材料的熱性能和電性能進行了研究，以及對熱壓燒結工藝制備的ZrB2-MoSi2-SiC 復合材料中MoSi2和SiC 含量的影響進行了研究。采用納米放電技術和電流電壓法分別測量了室溫下的ZrB2-MoSi2-SiC 復合材料的電導率和熱導率。結果表明，ZrB2-MoSi2-SiC 復合材料的導電性能和導熱性能都依靠于MoSi2的含量和SiC 的含量。觀察到所有組合物的熱導率都超過75W·(m·K)-1。組成為包含20vol %MoSi2-30vol %SiC-ZrB2復合材料測定的最大電導率為97.55 W·(m·K)-1，并且觀察到ZrB2-MoSi2-SiC 復合材料所有成分的電導率都較高。姜子晗等[33]采用放電等離子燒結(SPS)工藝制備出MoSi2/ZrB2基超高溫陶瓷，并研究了MoSi2/ZrB2復合材料的顯微結構和力學性能。采用放電等離子體燒結(SPS)工藝，添加體積分數為10 %—20 %的MoSi2燒結助劑制備出MoSi2/ZrB2超高溫陶瓷。

2.4 Mo-Si/Al2O3復合材料的研究發展現狀

Wang 等[34]研究了MoSi2-5vol %Al2O3復合材料的制備工藝、顯微結構、力學性能，使用Mo、Si、Al 和MoO3原料粉末采用自蔓延燃燒原位合成制備MoSi2-5vol %Al2O3復合材料，對產品的燃燒方式和自蔓延反應的溫度以及物相組成進行了研究。結果表明，燃燒模式是一個穩態自蔓延工藝，復合材料是由MoSi2和Al2O3所組成。采用1300 ℃至1600 ℃真空熱壓燒結制備高致密度的MoSi2-5vol %Al2O3復合材料。1400 ℃時燒結得到的MoSi2-5vol %Al2O3復合材料具有精細結構和優異的力學性能：晶粒粒度為 5 μm，維氏硬度為11.14 GPa，彎曲強度為435 MPa，斷裂韌性為4.53 MPa·m1/2。Fahrenholtz 等[35]采用反應燒結工藝制備出 Al2O3-MoSi2復合材料，并研究了Al2O3-MoSi2復合材料的顯微結構和力學性能。Al2O3和Mo-Si 金屬間化合物反應形成的復合材料物相組成主要是MoSi2，Mo(Si,Al)2和Mo3Al8，通過鉬鋁硅酸鹽粉末混合物反應熱壓燒結工藝制備出Al2O3-MoSi2復合材料。金屬間化合物和陶瓷的比率以及金屬間化合物相的組成是通過控制粉末系統反應物摩爾比例的變化或采用不同的硅鋁酸鹽的前驅體。對復合材料的微觀結構采用掃描電鏡進行了表征，通過確定的四點彎曲強度對復合材料的力學性能、楊氏模量、硬度、熱膨脹系數進行了研究。Bonnet 等[36]采用自蔓延高溫合成工藝制備MoSi2/Al2O3復合材料，并研究自蔓延高溫合成工藝制備MoSi2/Al2O3復合材料的制備工藝條件和顯微結構。以鋁，氧化鉬，硅或二氧化硅為原料，通過自蔓延高溫合成反應得到MoSi2/Al2O3基復合材料。反應開始后，鋁很快地熔化，釋放的熱使反應產物達到最高溫度，高到足以讓原料粉末發生部分或完全熔化。由MoSi2或Al2O3粉體原料達到了控制的最高溫度。最終產品的微觀結構研究表明，硅化物均勻分散在氧化鋁基體中，硅化物是由MoSi2和Mo(Si,Al)2晶粒包圍Mo5Si3相。該基體是由氧化鋁顆粒與無定形莫來石相組成，最高溫度值影響最終產品的性質和物相組成的分布。Chen 等[37]研究了Mo5Si3-Al2O3復合材料的顯微結構、力學性能和抗氧化性能等。Mo5Si3-Al2O3復合粉末通過球磨MoO3粉末、Mo粉末、Si 粉末和Al 粉末進行制備。致密的納米結構的Mo5Si3-Al2O3復合材料通過熱壓燒結工藝制備。研究了Mo5Si3-Al2O3復合材料的顯微結構，力學性能和抗氧化性能。研究結果表明，Mo5Si3-Al2O3復合材料相比于Mo5Si3合金具有更高的力學性能和抗氧化性能。Mo5Si3-Al2O3復合材料具有相對密度為96.1 %，Mo5Si3-Al2O3復合材料的硬度為15.2 GPa，抗彎強度為630 MPa，斷裂韌性為6.53 MPa·m1/2。此外，1400 ℃時的復合材料具有較高的強度(276 MPa)。在600 ℃的氧化實驗研究表明，添加Al2O3有效地抑制了Mo5Si3的粉化氧化現象。1200 ℃時Mo5Si3-Al2O3復合材料表面形成氧化皮（包括SiO2-Al2O3），并且SiO2-Al2O3薄膜表現出良好的抗氧化性能。陳輝等[38]研究了納米Al2O3/Mo5Si3復合粉體的機械化學合成制備工藝，并研究了納米Al2O3/Mo5Si3復合粉體的物相組成和顯微結構[38]。以MoO3粉末、Mo 粉末、Si 粉末及Al 粉末為原料，采用機械化學還原法原位合成納米Al2O3/Mo5Si3復合粉體并對固態反應過程進行了探討。趙雪等[39]研究了采用機械球磨參數對機械合金化工藝制備Al2O3/Mo5Si3復合粉體特性的影響，并研究Al2O3/Mo5Si3復合粉體的物相組成和顯微結構。以MoO3粉末、Mo 粉末、Si 粉末及Al 粉末為原料，采用機械化學還原法制備了Al2O3/Mo5Si3復合粉體。陳輝等[40]研究了機械化學還原法制備Al2O3-Mo3Si/Mo5Si3納米復合粉體，并研究了Al2O3-Mo3Si/Mo5Si3納米復合粉體的物相組成和顯微結構。以MoO3粉末、Si 粉末和Al 粉末為原料，采用機械化學還原法制備了Al2O3-Mo3Si/Mo5Si3納米復合粉體。

2.5 Mo-Si/ZrC 復合材料的研究發展現狀

Silvestroni 等[41]研究了無壓燒結工藝制備的ZrC 基復合材料的顯微結構和性能。由于MoSi2添加燒結助劑可以通過無壓燒結工藝制備ZrC 基復合材料。經初步測試，ZrC 基體材料和兩個混合ZrC-HfC 和ZrC-ZrB2含有20vol %MoSi2的復合材料在1900 ℃至1950 ℃致密化過程，得到最終相對密度（96 %至98 %）。致密燒結體的平均粒徑從5 μm 至9 μm，在燒結過程中形成次生相如SiC 和Zr-Mo-Si 基化合物。對在室溫下Mo-Si/ZrC 復合材料的抗彎強度，以及Mo-Si/ZrC 復合材料在1200 ℃和1500 ℃的抗彎強度進行了測試。

2.6 Mo-Si/TiC 復合材料的研究發展現狀

Zakeri 等[42]研究了球料比例對MoSi2-TiC 納米復合粉末的機械化學合成制備工藝的影響，MoSi2-TiC 納米復合粉體通過機械球磨工藝合成與制備出來。采用不同球料比例的球磨工藝，使用Mo 粉末、Si 粉末、Ti 粉末、石墨粉末作為原料粉末，通過X-射線衍射研究了這種MoSi2-TiC納米復合材料的形成過程，球磨粉末的形態和微觀結構分別通過掃描電鏡和透射電子顯微鏡進行了研究。球磨30 h 后球料比例為5∶1，未完全形成。然而球料比例為15∶1 和20∶1，球磨10 h后完全形成這種MoSi2-TiC 復合材料。隨著研磨時間的延長，導致β-MoSi2相部分轉化為更高含量的α-MoSi2相。基于分析并通過透射電鏡圖像驗證，所有球料比獲得了平均晶粒尺寸小于25 nm 的納米粉體，球料比為10∶1 和15∶1，經過球磨獲得非常好的亞微米粉末團聚體。劉世民等[43]研究了Al-MoSi2-TiC 陶瓷基復合材料的制備工藝和力學性能；研究了Al-MoSi2-TiC 陶瓷基復合材料的燒結工藝，利用MoSi2高溫蠕變的特性促進TiC 粉料的高溫燒結；探討了添加少量的金屬鋁粉對復合材料力學性能的影響；用掃描電鏡和X-射線衍射對Al-MoSi2-TiC 復合材料的顯微形貌和晶體結構進行了表征。顏建輝等[44]研究了TiC-MoSi2復合材料的原位合成制備工藝及其低溫氧化特性。為了改善MoSi2力學性能和低溫抗氧化性能，選用TiC 顆粒來增強補韌MoSi2，通過X-射線衍射和掃描電鏡表征合成MoSi2基復合材料的微觀結構，并研究了預氧化對MoSi2基復合材料低溫抗氧化性能的影響。

3 Mo-Si 金屬間化合物/陶瓷復合材料的研究發展趨勢及其應用

綜上所述，可以將Mo-Si 金屬間化合物與陶瓷材料相復合制備Mo-Si 金屬間化合物/陶瓷復合材料。例如：Mo-Si/Si3N4、Mo-Si/SiC、Mo-Si/Al2O3、Mo-Si/ZrB2、Mo-Si/ZrC、Mo-Si/TiC 等復合材料。此外，可以將Mo-Si 金屬間化合物與其他陶瓷材料相復合制備Mo-Si 金屬間化合物/陶瓷復合材料。例如：Mo-Si/ ZrN、Mo-Si/AlN、Mo-Si/TiB2、Mo-Si/TiN、Mo-Si/ WC、Mo-Si/HfC、Mo-Si/HfB2、Mo-Si/ZrO2等復合材料。Mo-Si 金屬間化合物/陶瓷復合材料的未來發展趨勢應該是首先開發更多類型的復合材料，擴大陶瓷基體材料的種類和范圍，陶瓷材料包括氧化物、氮化物、碳化物、硼化物等。然后，研究和開發新型的制備技術，降低復合材料的制備成本，提高生產效率，并積極提高復合材料的性能。并且研究Mo-Si 金屬間化合物與陶瓷基體之間的界面結合性能。最后，積極研究和開發Mo-Si 金屬間化合物/陶瓷復合材料在工程領域中的應用。Mo-Si 金屬間化合物/陶瓷復合材料因具有優良的抗高溫氧化性能可以應用到耐高溫工程領域中。Mo-Si 金屬間化合物/陶瓷復合材料還因具有優良的耐磨損性能可以應用到耐磨損工程領域中。

4 結論與展望

Mo-Si 金屬間化合物材料和陶瓷材料都具有很多優良的性能，可以將Mo-Si 金屬間化合物與陶瓷相復合制備Mo-Si 金屬間化合物/陶瓷復合材料。Mo-Si 金屬間化合物/陶瓷復合材料具有較高的力學性能和良好的耐磨損性能以及具有優良的耐腐蝕性能等。Mo-Si 金屬間化合物/陶瓷復合材料的未來發展趨勢，綜合以下幾點。

（1）開發更多的陶瓷基體與Mo-Si 金屬間化合物相復合制備復合材料，陶瓷材料包括氧化物陶瓷、氮化物陶瓷、碳化物陶瓷、硼化物陶瓷等。擴大陶瓷基體材料的種類和范圍，開發新工藝、新技術，降低生產成本。

（2）提高Mo-Si 金屬間化合物/陶瓷復合材料的綜合性能，并研究Mo-Si 金屬間化合物與陶瓷基體之間的界面結合性能。

（3）積極開發Mo-Si 金屬間化合物/陶瓷復合材料在工程領域中可能應用的領域。例如，應用在耐高溫工程，耐磨損工程，耐腐蝕工程以及其他工程領域等。由于Mo-Si 金屬間化合物/陶瓷復合材料具有較高的力學性能，良好的耐磨損性能、耐腐蝕性能以及具有優良的抗高溫氧化性能。所以，Mo-Si 金屬間化合物/陶瓷復合材料將在工程領域得到廣泛的研究和應用。