燒結(jié)溫度對氧化鋁基陶瓷型殼顯微組織及力學(xué)行為的影響

魏 倩,許自霖,許慶彥,柳百成

（清華大學(xué) 材料學(xué)院 先進(jìn)成形制造教育部重點(diǎn)實(shí)驗(yàn)室，北京 100084）

現(xiàn)代航空工業(yè)的發(fā)展要求發(fā)動機(jī)具有高的推重比和燃機(jī)效率。渦輪葉片是航空發(fā)動機(jī)最關(guān)鍵部件之一，葉片的制造水平直接決定著飛機(jī)發(fā)動機(jī)推重比和燃油消耗率等重要指標(biāo)。陶瓷型殼的性能直接影響葉片的尺寸精度、表面質(zhì)量和合格率等[1-3]。傳統(tǒng)的航空發(fā)動機(jī)葉片陶瓷型殼的制造方法是通過在蠟?zāi)Ｉ戏磸?fù)涂掛涂料、撒砂、干燥、硬化，這一過程重復(fù)進(jìn)行6、7次，待型殼完全硬化后，從型殼中熔去模組，然后焙燒而成。這一工藝周期長、成本高、且成品質(zhì)量不穩(wěn)定。因此，采用合適的制備技術(shù)對陶瓷型殼進(jìn)行快速高效生產(chǎn)，減少陶瓷型殼不合格率，具有重要的經(jīng)濟(jì)意義和工程應(yīng)用價值。

選擇性激光燒結(jié)（selective laser sintering，SLS）是發(fā)展最快且已實(shí)現(xiàn)商業(yè)化的增材制造技術(shù)之一，具有成本低、周期短，且免受零件復(fù)雜程度限制等優(yōu)勢。SLS由美國德克薩斯州奧斯汀分校的Deckard于1989年首次提出[4]，并廣泛應(yīng)用于金屬、高分子以及陶瓷材料中[5-10]。由于SLS打印的型殼其初始強(qiáng)度較低，還需進(jìn)行高溫?zé)Y(jié)處理，以提高型殼的常、高溫強(qiáng)度。史玉升等[11]研究了不同含量SiO2對Al2O3/SiO2復(fù)相陶瓷零件強(qiáng)度及密度的影響，其制得的成型件經(jīng)1450 ℃ 燒結(jié) 8 h 抗彎強(qiáng)度達(dá)到 45 MPa。徐子燁等[12]的研究表明,隨著燒結(jié)溫度的升高，樣品的氣孔率逐步降低，室溫和高溫抗彎強(qiáng)度均提高。不同燒結(jié)溫度下樣品致密度和方石英含量的不同是造成陶瓷材料室溫和高溫抗彎強(qiáng)度變化的主要原因。Venkat等[13]研究了鎳基高溫合金低壓渦輪葉片型殼的耐火度和尺寸穩(wěn)定性。型殼Ⅱ即使在1550 ℃的金屬澆注溫度下也可得到高尺寸精度的航空級鑄件，其優(yōu)異性能歸功于型殼中分布的細(xì)晶氧化鋁。

目前，采用SLS打印零件多集中在生產(chǎn)注塑模具、砂型[14-17]，受限于陶瓷材料的高熔點(diǎn)，采用該技術(shù)直接制備陶瓷型殼的研究很少。因此，采用選擇性激光燒結(jié)技術(shù)結(jié)合高溫?zé)Y(jié)技術(shù)，可實(shí)現(xiàn)陶瓷型殼的快速生產(chǎn)。

本研究采用SLS快速高效地制備陶瓷型殼，實(shí)現(xiàn)設(shè)計(jì)-制造一體化，并結(jié)合高溫?zé)Y(jié)工藝進(jìn)一步提高陶瓷型殼的力學(xué)性能，研究不同燒結(jié)溫度對SLS陶瓷型殼的組織以及力學(xué)性能的影響。

1 實(shí)驗(yàn)材料及方法

實(shí)驗(yàn)用陶瓷型殼材料為莫來石砂粉，粒度為270目，其化學(xué)成分見表1。黏結(jié)劑為環(huán)氧樹脂ER12，質(zhì)量分?jǐn)?shù)為8%。兩組分材料在行星式三維混合設(shè)備中混合，轉(zhuǎn)速為8 r/min，混合時長為12 h。用快速成型系統(tǒng)對混合后的材料進(jìn)行打印燒結(jié)。彎曲試樣根據(jù)國內(nèi)熔模鑄造行業(yè)標(biāo)準(zhǔn)CICBA/D 0.5.1—1999規(guī)定的測定型殼強(qiáng)度用試樣尺寸，為40 mm × 20 mm × （6±0.5） mm。SLS 打印參數(shù)為：激光功率 16 W，掃描速率 4000 mm/s，掃描間距0.20 mm，分層厚度 0.10 mm。

表1 氧化鋁基陶瓷型殼材料化學(xué)成分（質(zhì)量分?jǐn)?shù)/%）Table 1 Chemical composition of alumina-based ceramic shell material (mass fraction/%)

采用KSL-1700X-A1高溫箱式爐對SLS后的陶瓷型殼初坯進(jìn)行高溫?zé)Y(jié)處理，分別以3 ℃/min的速率升溫至 1450 ℃、1500 ℃、1550 ℃、1600 ℃，保溫30 min，然后隨爐冷卻至室溫，得到的試樣分別命名為 B1、B2、B3、B4。

采用WDW-100E電子萬能試驗(yàn)機(jī)測定型殼試樣的抗彎強(qiáng)度；采用D/max-2550X射線衍射儀（XRD）檢測試樣的斷口物相成分；采用Merlin掃描電子顯微鏡（SEM）觀察斷口微觀形貌。

2 結(jié)果與分析

2.1 XRD 分析

圖1是經(jīng)過不同燒結(jié)溫度后樣品斷面的X射線衍射圖。由圖1（a）可看出，在1450 ℃處理下的樣品 B1，其物相主要是莫來石（3Al2O3?2SiO2）、α-方石英和α-石英相。根據(jù)每一物相的RIR值（參比強(qiáng)度）[18]，測出其莫來石、α-方石英、α-石英的含量（質(zhì)量分?jǐn)?shù)，下同）分別為 61.7%、19.9%、18.4%。1500 ℃ 燒結(jié)時的樣品 B2（圖 1（b））結(jié)晶形態(tài)同樣品 B1沒有發(fā)生明顯改變，但α-方石英的衍射峰明顯增強(qiáng)，α-石英的衍射峰明顯減弱，經(jīng)計(jì)算，B2樣品中莫來石、α-方石英和α-石英含量分別為69.7%、21.1%和9.3%。由圖1（c）可看出，樣品B3中α-石英的衍射峰進(jìn)一步明顯弱化，莫來石、α-方石英和α-石英相的含量分別為73.8%、22.3%和3.9%。可見，隨著燒結(jié)溫度從1450 ℃升高到1550℃，莫來石和α-方石英相的含量增加，α-石英相的含量降低。在高溫?zé)Y(jié)過程中，部分β-石英轉(zhuǎn)化為β-方石英，發(fā)生重構(gòu)式相變；當(dāng)溫度降到約250 ℃時，由β-方石英形成α-方石英，發(fā)生位移式相變[19]，同時莫來石晶粒長大導(dǎo)致相含量增加。由圖1（d）可以看出，樣品B4中僅含有80.5%的莫來石和19.5%的α-方石英。說明當(dāng)燒結(jié)溫度升高到1600 ℃，β-石英全部轉(zhuǎn)化為 β-方石英。β-方石英在大于1600 ℃時有形成非晶態(tài)熔體的趨勢，因此，冷卻到室溫時，α-方石英含量有所降低。

圖1 不同燒結(jié)溫度下陶瓷型殼樣品的X射線衍射圖譜Fig.1 XRD patterns of ceramic shell samples sintered at different sintering temperatures （a）1450 ℃；（b）1500 ℃；（c）1550 ℃；（d）1600 ℃

2.2 抗彎強(qiáng)度

圖2 為陶瓷型殼樣品三點(diǎn)彎曲實(shí)驗(yàn)的應(yīng)力-應(yīng)變曲線。由圖2可知，在一定范圍內(nèi)，應(yīng)力隨應(yīng)變的增加呈線性增加，到達(dá)斷裂極限后，隨即發(fā)生脆斷，應(yīng)力降低為零。

圖3為B1、B2、B3、B4樣品的抗彎強(qiáng)度，隨著燒結(jié)溫度的升高，陶瓷型殼樣品的抗彎強(qiáng)度增大。當(dāng)燒結(jié)溫度低于1500 ℃時，型殼樣品的抗彎強(qiáng)度較小，樣品B1和B2的抗彎強(qiáng)度分別為（0.80 ± 0.12）MPa 和（6.86 ± 0.93） MPa；當(dāng)燒結(jié)溫度升高到1550 ℃，陶瓷型殼樣品的強(qiáng)度陡然增大到（35.92 ± 2.76）MPa，繼續(xù)升高到1600 ℃，陶瓷型殼樣品的抗彎強(qiáng)度增幅不大，為（38.03 ± 3.18） MPa。結(jié)合圖 1，隨著燒結(jié)溫度的升高，陶瓷型殼中莫來石相的含量增大，莫來石相為高強(qiáng)相，保證了型殼的高強(qiáng)度，但B4的抗彎強(qiáng)度較B3提高不大，因?yàn)楦邷叵滦纬闪溯^多的 β-方石英，β-方石英向 α-方石英轉(zhuǎn)變中，體積驟變，在組織中產(chǎn)中了較多的微裂紋，一定程度上削減了陶瓷型殼的強(qiáng)度[20]。

圖2 陶瓷型殼樣品的三點(diǎn)彎曲應(yīng)力應(yīng)變曲線Fig.2 Three-point bending stress-strain curves of ceramic shell samples （a）1450 ℃；（b）1500 ℃；（c）1550 ℃；（d）1600 ℃

圖3 陶瓷型殼樣品的抗彎強(qiáng)度Fig.3 Flexural strength of ceramic shell samples

2.3 斷口形貌

圖4 為陶瓷型殼樣品三點(diǎn)彎曲后的斷口形貌。從圖4（a）可以看出，在1450 ℃燒結(jié)溫度下，陶瓷型殼樣品的斷口呈凹坑狀，孔隙數(shù)量較多，體積較小。1500 ℃時，逐漸出現(xiàn)平齊斷面。隨著燒結(jié)溫度從 1500 ℃ 升高到 1550 ℃（圖 4（b）和（c）），凹坑狀斷口逐漸演化為平齊小斷面，同時，孔隙數(shù)量減小，孔隙體積增大。當(dāng)燒結(jié)溫度為1600 ℃（圖4（d））時，孔隙總體積明顯減少，約占12%，燒結(jié)致密化提高，斷面擴(kuò)展為平齊大斷口，發(fā)生瞬時斷裂。

圖5是陶瓷型殼樣品高倍下的顯微組織。由圖5（a）可看出，在1450 ℃下，莫來石呈短柱狀，其晶體尺寸約為 0.5～1 μm，晶?？v橫比為 1～2，微裂紋傾向于向正方晶形的方石英內(nèi)擴(kuò)展。由圖5（b）可看出，莫來石晶體發(fā)育更完全，晶?？v橫比變大，約為2～4，微裂紋有向莫來石擴(kuò)展的趨勢。當(dāng)溫度大于 1550 ℃（圖 5（c）和（d））時，陶瓷型殼樣品的莫來石含量變顯著增多，莫來石晶粒長大，斷裂主要發(fā)生在莫來石晶粒內(nèi)部，此時，莫來石是主要的承載相，因此，高強(qiáng)度的莫來石相保證了陶瓷型殼的高強(qiáng)度，呈一定取向的莫來石晶粒與基體的結(jié)合較牢固，有效阻止了微裂紋的擴(kuò)展。

圖4 不同燒結(jié)溫度下陶瓷型殼樣品的斷口形貌Fig.4 Fracture morphologies of ceramic shell samples sintered at different sintering temperatures （a）1450 ℃；（b）1500 ℃；（c）1550 ℃；（d）1600 ℃

圖5 不同燒結(jié)溫度下陶瓷型殼樣品的晶體形態(tài)Fig.5 Crystal morphologies of ceramic shell samples sintered at different sintering temperatures （a）1450 ℃；（b）1500 ℃；（c）1550 ℃；（d）1600 ℃

3 結(jié)論

（1）隨著燒結(jié)溫度的升高，陶瓷型殼抗彎強(qiáng)度增大，并在 1600 ℃ 時達(dá)到 38.03 MPa，其性能優(yōu)于傳統(tǒng)工藝制備的陶瓷型殼。組織中存在的莫來石相保證了型殼的高強(qiáng)度，同時方石英的存在一定程度上削弱其強(qiáng)度。

（2）陶瓷型殼的斷裂方式為穿晶和沿晶混合斷裂，裂紋傾向于向晶內(nèi)莫來石擴(kuò)展。