硬质合金烧结实验（通用6篇）
硬质合金烧结实验 篇1
硬质合金的烧结
一、实验目的
了解硬质合金烧结的基本知识及烧结特点
二、实验原理
烧结是指在高温作用下，坯体发生一系列物理化学变化，由松散状态逐渐致密化，且机械强度大大提高的过程。在烧结过程中包括有机物的挥发、坯体内应力的消除、气孔率的减少；在烧结气氛作用下，粉末颗粒表面氧化物的还原、原子的扩散、粘性流动和塑性流动；烧结后期还可能出现二次再结晶过程和晶粒长大过程。
三、烧结方式及特点 真空烧结与低压烧结
真空烧结：在低于大气压力条件下进行的粉末烧结。主要用于烧结活性金属和难熔金属铍、钍、钛、锆、钽、铌等；烧结硬质合金、磁性合金、工具钢和不锈钢；以及烧结那些易于与氢、氮、一氧化碳等气体发生反应的化合物。优点是：(1)减少了气氛中有害成分(水、氧、氮)对产品的不良影响。(2)对于不宜用还原性或惰性气体作保护气氛(如活性金属的烧结)，或容易出现脱碳、渗碳的材料均可用真空烧结。
(3)真空可改善液相对固相的润湿性，有利于收缩和改善合金的组织。
(4)真空烧结有助于硅、铝、镁、钙等杂质或其氧化物的排除，起到净化材料的作用。
(5)真空有利于排除吸附气体、孔隙中的残留气体以及反应气体产物，对促进烧结后期的收缩有明显作用。如真空烧结的硬质合金的孔隙度要明显低于在氢气中烧结的硬质合金。
(6)真空烧结温度比气体保护烧结的温度要低一些，如烧结硬质合金时烧结温度可降低100～150℃。这有利于降低能耗和防止晶粒长大。
不足是：(1)真空烧结时，常发生金属的挥发损失。如烧结硬质合金时出现钴的挥发损失。通过严格控制真空度，即使炉内压力不低于烧结金属组分的蒸气压，也可大大减少或避免金属的挥发损失。(2)真空烧结的另一个问题是含碳材料的脱碳。这主要发生在升温阶段，炉内残留气体中的氧、水分以及粉末内的氧化物等均可与碳化物中的化合碳或材料中的游离碳发生反应，生成一氧化碳随炉气抽出。含碳材料的脱碳可用增加粉末料中的含碳量以及控制真空度来解决。
低压烧结：低压烧结的“低压”是相对„热等静压‟的压力来说的，二者都是在等静压力下烧结，前者的压力约为5Mpa左右，后者的压力高达70～100MPa。(1)低压烧结是在真空烧结和热等静压的基础上发展起来的，在烧结温度下，较低的压力同样可以消除合金内的孔隙，而且可以避免因高压而在合金中造成„钴池‟的缺陷。低压烧结使合金能获得比经热等静压处理的合金更好的综合性能。(2)抑制Co的挥发和合金脱碳（解决真空烧结的不足）
四、烧结制度
160014001200Temperature(℃)***00050100******0Time(min)
五、实验结果
1、样品的线收缩和体积收缩
2、样品的密度和相对密度
硬质合金烧结实验 篇2
传统WC-Co硬质合金因其特殊的性能 (如高耐磨性、高硬度等) 在切削刀具、模具、矿山开采等领域得到了较好的应用[1]。但是传统WC-Co硬质合金存在着脆性较大、加工软化、韧性差和崩刃等问题, 使其在矿山开采、地质勘探等特殊领域的应用受到影响。
有研究[2]表明, 硬质合金的硬度、强度和耐磨性随着WC粒度的减小而增加, 据文献[3]报道, TiC作为硬质合金晶粒生长的抑制剂, 与ZrC、NbC及TaC相比, 能明显抑制WC晶粒生长并减小WC粒度范围, 提高合金的力学性能;且TiC的硬度比WC高, 因而WC-TiC-Co硬质合金的硬度普遍高于WC-Co硬质合金的硬度[4,5]。
微波烧结与常规 (真空和氢气氛等) 烧结相比具有加热均匀、极快的加热和烧结速度、降低烧结温度、高效节能、细化材料晶粒和提高材料性能等一系列优点, 被誉为向传统陶瓷烧结方法挑战的“新一代陶瓷烧结技术”[6,7], 具有良好的应用前景。近10年来金属和陶瓷微波加热是研究的热点[8]。到目前为止, 国内外关于微波烧结硬质合金报道不多, 如美国宾夕法尼亚州立大学的Dinesh Agrawal教授研究了纳米WC-Co微波烧结[9], 国内易健宏[10]和刘伟波[11]等对微波烧结制备硬质合金有过研究报道。笔者[12,13]最近研究了微波烧结制备WC钢结硬质合金和TiC钢结硬质合金。
目前研究集中在TiC添加量较多时对硬质合金的影响, 而添加少量细晶粒TiC的研究报道尚少, 且未见微波烧结制备不同TiC含量WC-Co硬质合金的研究报道。本研究通过粉末冶金法制备粉体, 微波烧结制备WC-TiC-Co硬质合金, 研究TiC含量对硬质合金组织和性能的影响。
1 实验
用粉末冶金法微波烧结制备碳化钨钢结硬质合金主要步骤分为球磨混粉、压坯压制、微波烧结和热处理4部分。表1为4种不同合金成分的配比。
按照表1的成分组成进行混合粉末配比, 在行星式球磨机中球磨, 球磨钢球直径5~10mm, 球磨时加入酒精防止氧化, 钢球与粉料的质量比为6∶1, 转速为200r/min, 球磨时间为6h。球磨后混合合金粉干燥后, 在自制压力计上预压成型, 再在300MPa的压力下保压1min, 最后将金属压坯放入微波炉中烧结。先将微波烧结炉抽真空, 待腔室真空度小于5Pa, 充入高纯氩气后以20℃/min速率升温, 于1360℃保温20min后随炉冷却。
注:TiC颗粒平均粒径约为3~5μm, WC颗粒平均粒径约为30μm
采用D8ADVANCE型X射线衍射仪测定试样的相结构, 阿基米德排水法测定试样的相对密度, 金相光学显微镜观察试样显微组织, MC010型硬度计测定试样洛氏硬度, WDW-50型微机控制电子万能试验机测定试样的抗弯强度。
2 结果与讨论
2.1 X射线衍射物相分析
图1为1360℃烧结、0.5%TiC的试样烧结前后的X射线衍射图。
由图1可知, 0.5%TiC的烧结前试样由Co和WC两相组成, 经1360℃微波烧结后试样由Co3W3C和WC两相组成, 说明烧结过程中发生了相变, 产生了新相。加入的TiC由于含量过少, 未能在XRD图谱中显示。
1360℃微波烧结是液相烧结, 且产生相变反应, 生成的新相η相 (Co3W3C) 弥散分布在基体中, 起到弥散强化作用, 提高合金的强度和硬度, 液相烧结时流动性得到极大提高, 颗粒间的润湿性大大提高, 溶入合金的孔隙中, 使合金的致密化程度大幅提高, 从而改善合金组织和提高合金力学性能。
2.2 TiC含量对硬质合金微观组织的影响
图2为不同TiC含量硬质合金烧结态金相图, 可看到晶粒间有明显晶界, 随着TiC含量的增加, 硬质合金的晶粒逐渐变得细小, 0%TiC试样晶粒较粗大, 0.5%TiC试样晶粒明显细小, 但仍存在少量大晶粒, 而1.0%TiC主要以细晶粒为主。这是因为TiC颗粒大部分都在晶界处聚集, 晶粒长大时, 当晶界的迁移遇到TiC微粒时会受到阻碍, 晶界受到其钉扎作用, 降低了晶粒长大的速率, 且晶粒长大到一定尺寸后停止。同样, 长时间球磨也会使颗粒细化, 对细化合金晶粒也有一定促进作用。但TiC含量太高, TiC除在晶界处聚集外, 还会在晶粒其他地方聚集, 如1.5%TiC硬质合金的显微组织 (图2 (d) ) 中可以看见明显的颗粒集聚, 显然TiC颗粒在这些地方聚集会严重影响烧结质过程中合金的致密化, 从而影响其力学性能。
2.3 TiC含量对硬质合金相对密度、硬度和抗弯强度的影响
图3 (a) 为TiC含量与硬质合金相对密度的关系图。由图3 (a) 可知, 未添加TiC时, 硬质合金相对密度只有96.5%;添加TiC后, 硬质合金相对密度上升;当TiC含量为1.0%时, 硬质合金相对密度已经非常高, 达到99.3%;继续增加TiC含量至1.5%时, 硬质合金相对密度缓慢降低至99.1%。
图3 (b) 、 (c) 分别为TiC含量与硬质合金硬度和抗弯强度的关系图。从图3 (b) 、 (c) 可以看出, 添加TiC后硬质合金的硬度和抗弯强度均比未添加TiC的硬质合金高, 且TiC含量与硬质合金的硬度和抗弯强度存在一定的规律, 即先增大后减小, 其中0.5%TiC时硬度达到最大值, 1.0%TiC时抗弯强度达到最大值。其原因是:首先, 添加适量的TiC颗粒有利于提高硬质合金的致密化程度。本实验采用的TiC颗粒平均粒径为3~5μm, 而WC颗粒平均粒径约为30μm, TiC颗粒的粒径远小于WC, 在此条件下, 添加适量的TiC颗粒有利于提高硬质合金的致密化程度 (因为细小的TiC颗粒在复合粉末球磨和压制成型过程更易于填充到孔隙中, 促进硬质合金的致密化) 。其次, TiC颗粒大部分聚集在晶界处, 可以强烈阻止晶粒长大, 而晶粒越细小可以促进烧结致密化, 合金越致密其硬度和抗弯强度越高。但当添加过多的TiC颗粒时, 在烧结过程中TiC除在晶界处存在外还在晶粒其他地方易集聚一起, 影响硬质合金的致密化 (如图2 (d) 所示) , 而且如果TiC的加入量超过其在Co相中的室温溶解度而小于烧结温度的溶解度, 部分TiC在烧结冷却后将以 (Ti, W) C的游离形式析出, 且容易偏析, 游离的 (Ti, W) C固溶体晶粒尺寸大于WC晶粒尺寸, 且不可能完全分布在WC相界上, 与硬质相WC相比这些游离相是弱相, 从而导致其硬度和抗弯强度下降[14]。
3 结论
(1) 1360℃微波烧结为液相烧结, Co与WC会发生反应生成Co3W3C, 这些新相弥散分布在WC基体中, 起到固溶强化和弥散强化作用。
硬质合金烧结实验 篇3
关键词：高密度合金烧结性能
1 绪论
凭借高密度、高强度的优点，钨基高密度合金在现代工业中得到广泛应用，并且在国防工业中占据着主导性地位。随着工业化进行的不断加快，人们对钨基高密度合金的性能提出更高要求。提高钨基高密度合金的综合性能被东欧各国专家学者的普遍关注，通过对钨基高密度合金的应用背景进行研究分析，在对钨基高密度合金研究现状的基础上，阐述了本文写作的目的、意义和内容。
2 研究现状
对钨基高密度合金进行烧结，传统的烧结工艺为液相烧结。通过采用液相烧结对钨基高密度合金进行烧结时，由于烧结温度比较高，导致晶粒长大，并且在烧结时固/液密度存在很大的差别，在重力的影响喜爱引发黏性流动，导致钨晶粒出现聚集，进一步发生严重的坍塌变形。进行钨基高密度合金烧结时，对性能、组织的均匀性都有较高的要求。
3 实验方法
3.1 合金原料。制备钨基高密度合金的原料，其部分性能指标如下表3-1所示。
■
3.2 制作钨基高密度合金。钨基高密度合金的制备工艺如下：
3.2.1 设计合金成分和配料。根据相应的研究内容对合金成分进行设计。
3.2.2 混料。合金混料的化学成分配比根据实验设计进行，参照表3-1的原料进行配比后，在钢质V型混料机中进行混料，混料用球为硬质合金球，球料比为1：1，球磨时间为8小时。
3.2.3 捏合：将混好的料放入捏合机，捏合温度为100-120℃，捏合时间为30分钟。
3.2.4 降温过筛：将捏合完的料置于温度为25℃的空调房内，温度达到室温后，过40目筛。
3.2.5 成形：本实验采用普通模压成形，压制方式为单向阴模浮动压制。
3.2.6 脱脂：脱脂在氮气罩式脱脂炉内进行。
3.2.7 烧结：烧结工艺根据实验内容不同而进行选择。
3.2.8 监测、分析。
4 性能检测
4.1 抗拉强度检测。在LJ-3000A型机械式拉力试验机上测量抗拉强度，拉伸速率为1mm/min，相应的应变速率为1.1×10-3s-1。抗拉强度σb为：σb=■
式中：F为断裂载荷，S为试样截面积。
4.2 伸长率检测。合金延性通过以抗拉试样测试的方式进行。其室温伸长率σ为：σ=■×100%
式中：l为试样断后长度，l■为试样断前长度。
4.3 冲击韧性检测。对冲击性能的测量是在通过摆锤式冲击实验机上进行的。采用10×10×55无缺口试样对冲击性能进行测试。冲击韧性αk为：αk=■
式中：AK为冲击功，SN试样截面积。
4.4 观察扫描电镜。借助JSM-5600LV型和KYKY-2800型扫描显微镜对拉伸试样及冲击试样断口进行分析。
5 烧结方式对W-Ni-Fe系合金力学性能的影响
5.1 实验方案 根据表5-1所示，进行对实验所用原料钨粉、镍粉、铁粉的设计。W-Ni-Fe系高密度合金分别采用氢气烧结和真空烧结的方法进行制备，氢气烧结采用双温区的钼丝推杆炉，一区850℃、二区1500℃，推舟速度45min/舟，真空烧结时升温速率为8℃/min升到1200℃
保温40min，再以5℃/min升到1500℃保温60min，随炉冷却，真空度为0.01Pa。
■
5.2 实验结果
5.2.1 合金显微组织及断口形貌。不同气氛中烧结的95W-3.5Ni-1.5Fe合金拉伸断口形貌如图5-2所示。由图可以看出，氢气烧结态合金的断口呈现出典型的沿晶断裂形貌，断裂方式以钨-钨断裂和钨-粘结相断裂为主要形式，另外，钨-粘结相界面处有少量微孔。
5.2.2 检测合金力学性能。在表5-3中分列了氢气烧结、真空烧结态合金力学性能的检测结果，可以看出真空烧结态合金的力学性能优于氢气烧结态合金，其抗拉强度和伸长率都较氢气烧结态合金均有不同程度的提高，但冲击韧性略低于氢气烧结态合金。
6 结论
6.1 真空烧结和氢气烧结都属于液相烧结，进行烧结时遵守“扩散-溶解-析出”的机制。
6.2 通过真空进行烧结，一方面消除氢脆的影响；另一方面有效地改善了液相对固相颗粒的润湿作用。同氢气烧结相比，在一定程度上提高了合金密度和力学性能。
6.3 同氢气烧结态合金相比，真空烧结态合金的抗拉强度得到了有效的提高，但是伸长率变化不明显，冲击韧性略有降低。
参考文献：
[1]梁容海，熊湘君，王伏生.高密度钨合金研究及军工上的应用.1997年中国粉末冶金学术会议论文集.北京：机械工业出版社，1997年第一版：5-10.
[2]赵慕岳，王伏生，梁容海.高密度合金在国防工业和民用工业中的应用[J].粉末冶金技术，1983，1（6）：20-23.
[3]黄振德，王伏生.高密度合金在军工中的应用及展望[J].湖南有色金属，1997，13（3）：44-46.
[4]范景莲，李益民，曲选辉等.W-Ni-Fe高密度合金的烧结[J].矿冶工程，1998，18（4）：40一43.
[5]黄继华，张立春，桂晓峰.高Ni/Fe比W-Ni-Fe系重合金的烧结行为[J].北京科技大学学报，2000，22（2）：149-152.
[6]范景莲，黄伯云，张传福，等.纳米钨合金粉末常压烧结的致密化和晶粒长大[J].中南工业大学学报，2001，32（4）：390-393.
硬质合金烧结实验 篇4
母材为8mm厚的5A06与6061铝合金板材，其力学性能见表1。分别采用手工钨极氩弧焊(TIG焊)和半自动熔化极氩弧焊(MIG焊)两种方法进行焊接，焊丝选用ER5356，其熔敷金属的屈服强度为135MPa，抗拉强度为275MP。手工交流TIG焊的焊接参数见表2。环境温度24℃，钨极伸出长度5～6mm，喷嘴距焊接试件8～12mm，焊件焊前预热至200～250℃。层间清理用不锈钢丝打磨，层间温度不低于200℃。半自动MIG焊的焊接参数见表3。采用直流反接，环境温度24℃，喷嘴距焊接试件12～22mm，焊件焊前不预热。层间清理用不锈钢丝打磨，层间温度不低于200℃。
表1 铝合金材料力学性能
合金牌号 σs/MPa σb/MPa δ(%)
6061 276 310 12
5A06 160 315 16
表2 TIG焊接参数
焊接电流 焊接速度/ 钨极直径 焊丝直径 气体流量 喷嘴直径 焊层数 /A /mm /mm(mm·min-1)/(L·mm-1)/mm5 16 250～280 100～150 5～6.4 10～14
表3 MIG焊接参数
焊接电流 焊接电压 焊接速度 焊丝直径 气体流量 焊层数 /A /V /mm /(mm·min-1)/(L·mm-1)5 220～280 21～24 20～25 12～18
试件焊前采用机械加工方法加工出60°的V形坡口；清除坡口及其附近区域的污染物后，用丙酮擦洗，再用清水冲净；用不锈钢丝或刮刀等工具清理氧化膜，清理后3～4h内施焊。由于铝合金高温状态下强度较低，焊缝容易塌陷或烧穿，为了保证焊透及防止塌陷，焊缝下底面应加装垫板。垫板朝向焊缝处开圆弧形槽，以保证焊缝背面成形良好。
硬质合金烧结实验 篇5
研究发现,通过细化TiAl合金的晶粒尺寸不仅可以提高TiAl合金的室温塑性,还可以改善其高温变形能力[7,9]。粉末冶金法是一种非常重要的制备细晶材料的加工方法,到目前为止,多种成分的TiAl合金通过该工艺已被成功制备。如,O. N. Senkov等[10]通过非晶晶化制备了细晶TiAl合金;德国GKSS研究中心采用雾化喷粉(PIGA)技术+后续的热等静压烧结制备了γ-TAB(Ti-47Al-4(Cr, Mn, Nb, Si, B)), γ-Met(Ti-46.5Al-4(Cr, Nb, Ta, B)),γ-TNB[11,12]以及Ti-45Al-5Nb(0,0.5)C合金[13],这些合金具有非常细小的晶粒尺寸(约2～8μm)和优良的力学性能。
本工作采用机械合金化和等离子烧结工艺制备了细晶TiAl合金,并研究了烧结温度对所制得的合金的显微组织和力学性能的影响。
1 实验过程及方法
1.1 粉末的制备
把名义成分为Ti-47Al (原子分数/%)的元素粉末Ti粉(纯度为 99.9%,平均颗粒尺寸为500目)和Al粉(纯度为 99.9%,平均颗粒尺寸为325目)装入不锈钢球磨罐中,用行星式球磨机进行机械合金化,其球磨条件如表1所示。
1.2 粉末固结
将球磨50h后的合金粉末在室温条件下冷压成块体(压力约为200MPa),采用等离子烧结设备进行高温烧结(烧结温度为750～1050℃),烧结前反复抽充高纯氩气3次来降低烧结室中的氧含量。烧结压力为60MPa,烧结时间为15min,真空度为6Pa。烧结后块体材料的表面形貌如图1所示。
1.3 检测方法
对等离子烧结后的块体材料采用扫描电子显微镜(SEM)、X-ray衍射仪(Cu Ka)、TEM(FEI CM200)进行组织结构分析测试;DTA分析采用DTA7分析仪;采用阿基米德排水法测量烧结后块体材料的密度;压缩性能测试在Instron万能试验机上进行。
2 结果与讨论
球磨不同时间后球磨粉末的XRD衍射图谱如图2所示。从图2中可以看出,球磨10h后,所有的衍射峰都发生宽化,Ti峰和Al峰同时向高角度方向移动,衍射图谱中出现TiAl,TiAl3,Ti3Al峰,说明元素粉末Ti粉和Al粉发生机械合金化作用,生成了金属间化合物相。当球磨时间延长至30h,Al峰从XRD衍射图谱中消失,Ti,TiAl3,TiAl,Ti3Al衍射峰仍然存在,且Ti3Al的衍射峰数量多于Ti,TiAl和TiAl3,说明球磨粉末中Al的含量非常少或消失,而Ti3Al相的含量较多。球磨50h后,在XRD衍射图谱中仅有一个十分宽化的大的漫散射衍射峰存在,表明球磨粉末的晶体结构已经非常细化,达到了纳米级别,这对后续粉末固结制备细晶TiAl合金是非常有益的。
对球磨50h后粉末进行DTA分析表明(见图3),粉末在446～521℃出现一个吸热峰,分别在552～602℃和656～735℃出现两个放热峰。之所以在低温区域出现一个吸热峰,是由于在球磨粉末中存在少量残余的Al且其晶体结构已经非常细化的缘故。根据原先的研究结果[14],两个放热峰对应球磨粉末中各相之间的反应,而没有新相的生成。
图4是球磨粉末经不同烧结温度烧结15min后所得块体材料的扫描电镜照片。由图4可知,当烧结温度为750℃(见图4(a))时,烧结后块体材料的致密度很差,仅达到85.62%,显微组织中存在大量的孔洞,且从显微组织照片中可以看到许多类似于未发生固结的粉末颗粒。这是因为合金粉末的固结主要是一个热扩散结合的过程,而在750℃下,扩散运动进行缓慢,再加上烧结时间短,扩散运动不能进行完全,从而导致该条件下进行固结得到的块体材料的致密度差。升高烧结温度至850℃(见图4(b))时,粉末的致密度明显有所提高(达到93.35%),但是显微组织中大颗粒间仍存在未致密部分。当烧结温度达到950℃时,烧结后得到的块体材料的致密度很高(达到99.25%),接近完全致密化(见图4(c)),在显微组织照片中,没有观察到明显的孔洞,这是因为在该烧结条件下,球磨后细小的粉末颗粒内部结构可以进行较为充分的扩散运动,从而促使烧结后块体材料的致密度迅速提高。TEM分析可知,在该烧结温度下获得的块体材料的晶粒尺寸非常细小,约为300～500nm(见图5(a))。当烧结温度大于950℃时,块体材料的致密度变化不大(达到99.37%),但其晶粒尺寸有所长大(见图5(b))。
图6是球磨粉末经不同烧结温度所得块体材料的相分析。由图6可知,球磨粉末在各个烧结温度都获得了γ-TiAl和α2-Ti3Al双相组织。这说明球磨50h的粉末在温度高于750℃烧结时,混合粉末全部转变成稳定的γ和α2相,所得块体材料的相组成不会随着烧结温度的升高而发生变化。
图7为烧结所得TiAl合金块体材料的压缩断裂强度σf和屈服强度σs与烧结温度的关系。可知,当烧结温度为750℃时,所得块体材料的压缩断裂强度仅为330MPa左右,这主要是由于致密度非常低,且部分粉末颗粒未发生固结,粉末颗粒间的结合非常弱所造成的。当烧结温度升高到850℃时,由于致密度明显得到提高以及粉末颗粒间的结合增强,所得到的块体材料的断裂强度增大,达到1495MPa左右,且合金块体出现屈服,其屈服强度达到1322MPa;继续升高烧结温度至950℃,合金块体的断裂强度和屈服强度均显著提高,分别达到2257MPa和2106MPa左右,这是球磨粉末在该条件下烧结能够达到完全致密化、粉末颗粒之间产生较强的结合以及合金的晶粒尺寸非常细小(约300～500nm)综合所导致的结果。当烧结温度升高至1050℃时,所得块体材料的断裂强度和屈服强度略有所下降,分别为1987MPa和1750MPa,其原因是随着烧结温度的升高,所得块体材料的晶粒尺寸有所长大。另外,由于加工硬化和由晶粒长大所致应变增加的补偿效果,使得所得块体材料随着烧结温度的升高(950～1050℃),其屈服强度的降低幅度明显高于相应断裂强度的下降幅度。
3 结论
(1)采用机械合金化和等离子烧结成功制备了晶粒细小的TiAl合金块体材料,其晶粒尺寸为300～500nm(950℃)。
(2)随着烧结温度的升高,所得块体材料的致密度逐渐增加,当烧结温度为950℃,烧结时间为15min时,所得合金块体材料的致密度达到99.25%,接近完全致密化。
(3)烧结温度从750℃升高到950℃时,TiAl合金块体的压缩屈服强度和断裂强度达到最大值,分别为2106MPa和2257MPa,当烧结温度继续升高至1050℃时,合金块体的压缩断裂强度和屈服强度均有所下降。
摘要：采用机械合金化和等离子烧结工艺成功制备细晶TiAl合金,研究不同烧结温度(7501050℃)对所得块体材料的显微组织和力学性能的影响。XRD研究发现:完全固结的块体材料主要由γ-TiAl和α2-Ti3Al相组成。采用SEM和TEM观察块体材料的显微组织。当烧结温度为950℃时,所得的块体材料致密度高,接近完全致密化,其压缩屈服强度为2106 MPa。当烧结温度大于950℃时,致密度未发生明显变化,块体材料的屈服强度有所下降。
液相烧结碳化硼陶瓷的实验研究 篇6
碳化硼是自然界中硬度仅次于金刚石和立方氮化硼的重要超硬材料,具有高熔点、高模量、比重小、自润滑性好、耐磨、耐酸碱腐蚀、耐辐射、吸收中子[1]等特点,是一种综合性能十分突出的新型高性能工程陶瓷材料,在高端液气密封材料、航天航空发动机喷嘴、高端陶瓷轴承、高端防弹装甲材料、硬质材料的抛光和精研磨料等方面具有重要应用。另外,碳化硼陶瓷在核电反应堆中子吸收及屏蔽部件等方面具有不可替代的作用。
碳化硼是共价键极强的化合物,晶界移动阻力大, 是一种极难烧结的陶瓷材料,成熟的制备方法是热压烧结法,但成本高昂。常规的无压烧结法只能获得80% 左右的致密率[2]。近年来无压固相烧结法成为研究的热点,宁波伏尔肯公司获得技术突破[3],并于2014年在国内率先实现无压烧结碳化硼陶瓷产品(喷砂嘴和防弹片等)的批量化生产。李文辉[4]采用液相烧结原理,利用Al2O3- Y2O3(YAG)作为液相烧结助剂取得较好的烧结效果, 受到领域内的广泛关注。
本文采用液相烧结原理,综合考察了Al、Si、Si O2、 Al2O3、Y2O3、Zr O2和Al2O3-Y2O3等七种体系的液相烧结助剂的助烧效果,获得了初步的对比研究成果。
1试验方法
碳化硼原料采用大连正兴磨料有限公司的W1规格碳化硼微粉,平均粒度约1 μm。硅粉、铝粉、二氧化硅、 氧化铝、氧化钇、氧化锆选用市售分析纯试剂。检测仪器包括:金相显微镜、维氏硬度计、千分尺、密度计等。
将B4C原料分别与七种体系的烧结助剂混合,加入去离子水,并加入2% 的PVA水溶液作为粘接剂,采用快速球磨法混料,并利用喷雾造粒法制备造粒料,经干压得到7.3 mm×5.7 mm×62 mm条状试样,利用真空烧结炉烧结,烧结温度分别为1500 ℃、1800 ℃、1950 ℃、 2015 ℃、2045 ℃和2075 ℃,保温40 min。七种烧结助剂体系的种类和添加量如表1所示。
注 :G 样品中 n Al2O3∶ n Y2O3=1.5 ∶ 1。
2结果与分析
2.1收缩率
样品经烧结后,部分样品未能致密烧结,测试密度时发生明显的冒气泡现象,密度测试不准确。因此采用样品的线收缩率来表征其烧结状况。测量并计算得到样品长度方向烧结收缩率与烧结温度的关系如下图1。
从图1中可以看出,G样品( 烧结助剂Al2O3- Y2O3)的烧结收缩率最大,表明Al2O3-Y2O3的助烧效果最好。F样品(烧结助剂Y2O3)的收缩率也较高,该样品烧结收缩率比较稳定。G样品和F样品的收缩率在1950 ℃以上比较稳定,表明两种样品的烧成温度范围较宽。B样品(烧结助剂Al)的烧结收缩率也较高,但在高温阶段出现了波动和剧烈下降,其原因应该是Al在高温下烧失严重,导致样品烧结能力下降,引起烧结收缩率急剧降低。D样品(烧结助剂Al2O3)和E样品(烧结助剂Zr O2)也出现了明显的烧结收缩现象,表明Al2O3和Zr O2也具有良好的烧结助剂作用,但效果一般。而A样品(烧结助剂Si)和C样品(烧结助剂Si O2)的烧结收缩率最低,助烧效果差。
此外,G和F样品在2015 ℃时烧结收缩率最高,烧结效果最好。而且从样品表观现象来看,2045 ℃和2075℃烧结时,样品已经逐渐出现晶粒长大现象,表明温度已经偏高。因此适宜的烧结温度在2015 ℃左右。
2.2密度与致密率
对烧结情况较好的样品测试了密度,见图2。B样品随烧结温度升高,密度基本不会提高,温度过高时出现密度下降现象,原因为Al在高温下烧失严重,造成样品致密率偏低。D样品、F样品、G样品三个样品随温度升高,密度出现明显的提高,在2045 ℃达到最高点。烧结温度继续升高,则样品密度均出现下降,其原因是烧结助剂在高温下烧失引起。
根据配方计算各个样品的理论密度,并折算出致密率,得到所得样品的最高致密率如表2。
B样品采用Al作为烧结助剂,由于高温下Al容易挥发流失,样品的致密率只能达到89.6%。Al2O3在高温下也会发生烧失现象,D样品的致密率达到95.0%。 Y2O3不易挥发,F样品致密率更高,达到96.2%。G样品采用Al2O3-Y2O3作为助剂,致密率处于的样品致密率处于D样品和F样品之间,为95.5%。虽然G样品烧结收缩率最高,但致密率反而低于F样品,是由于部分Al2O3烧失引起。
2.3显微硬度与断裂韧性
对致密度较高的D、F和G样品,进行磨加工,并进行精细抛光,利用金相显微镜观察其微观形貌,并测试其硬度和断裂韧性等机械性能。
碳化硼的是典型的脆硬材料,显微硬度在2800 ~ 3500 Kg/mm2,断裂韧性在3.0 MPa·m1/2左右[5]。
如表3所示,实验所得样品烧结情况较好,测得其硬度均在3080 Kg/mm2以上,G样品硬度最高可达3163Kg/mm2,说明样品晶粒间结合强度高,烧结情况较好。 经测试,液相烧结的碳化硼样品断裂韧性在3.0 MPa· m1/2左右,未发现液相增韧效果。
3结论
本文通过初步的实验研究,考察对比了七组液相烧结的助烧效果,得到以下结论:
(1)Al2O3、Y2O3和Al2O3-Y2O3三种液相烧结助剂的助烧效果较好,其中添加Al2O3-Y2O3的样品烧结收缩率最高,Y2O3烧结收缩率较高且稳定。
(2)添加Y2O3的样品致密度最高,达到96.2%。
(3)添加Al2O3、Y2O3和Al2O3-Y2O3三种液相烧结助剂的样品显微硬度都很高,样品微观晶粒间结合强度高,烧结情况好。
(4)未发现Al2O3、Y2O3和Al2O3-Y2O3三种液相烧结助剂对碳化硼陶瓷具有增韧作用。