FeCuCo Y超細(xì)合金粉末胎體的燒結(jié)及其力學(xué)性能研究＊

張振軍,秦海青,林峰,盧安軍,蒙光海

(1.桂林理工大學(xué)材料科學(xué)與工程學(xué)院,廣西桂林541004;2.國家特種礦物材料工程技術(shù)研究中心,廣西桂林541004;3.桂林礦產(chǎn)地質(zhì)研究院廣西超硬材料研究開發(fā)重點(diǎn)實(shí)驗(yàn)室,廣西桂林541004)

0 前言

在金剛石工具中,如金剛石鋸片,起磨削功能的主要是金剛石磨粒。胎體材料作為金剛石顆粒的載體,其能否牢固地把持金剛石顆粒并保持與之匹配的磨損率在很大程度上決定了金剛石鋸片的使用性能。因此,胎體材料的性能是影響金剛石工具切割性能的最關(guān)鍵因素之一。目前,金剛石工具行業(yè)正在逐步采用超細(xì)合金粉末作為胎體材料。超細(xì)合金粉末在材料學(xué)上沒有嚴(yán)格的定義,一般特指直徑小于10μm的合金粉末。超細(xì)合金粉相對于傳統(tǒng)的單元素顆粒混合制得的配方粉末,具有合金化程度高、燒結(jié)性能好等優(yōu)點(diǎn),因此有取而代之的趨勢[1]。近年來,越來越多的研究者致力于金剛石工具胎體用超細(xì)合金粉性能的改善,引入稀土元素對其進(jìn)行改性研究便是其中的熱點(diǎn)之一[2-4]。

稀土元素是一類十幾種活潑化學(xué)元素的總稱,可粗略地分為重稀土和輕稀土。稀土元素具有獨(dú)特的電子層結(jié)構(gòu)和極強(qiáng)的化學(xué)活性,被廣泛應(yīng)用于傳統(tǒng)材料改性以及新型材料開發(fā)之中,被譽(yù)為現(xiàn)代工業(yè)的維生素。稀土元素在金剛石工具用超細(xì)合金粉中主要是起凈化作用、變質(zhì)作用和合金化作用三個方面。我國在20世紀(jì)80年代就開始了稀土在金剛石工具用超細(xì)合金粉中應(yīng)用的研究,但是關(guān)于含稀土超細(xì)合金粉末胎體的燒結(jié)性能研究在國內(nèi)鮮有報道。本文采用共沉淀還原擴(kuò)散法制備了FeCuCo和FeCuCo Y超細(xì)合金粉,并對不同Y含量的FeCuCo Y超細(xì)合金粉胎體的力學(xué)性能和端口形貌進(jìn)行了研究。

1 實(shí)驗(yàn)

1.1 FeCuCo Y超細(xì)合金粉末的制備

采用共沉淀還原擴(kuò)散法分別制備FeCuCo、(FeCuCo+0.25w t%Y)、(FeCuCo+0.5w t.%Y)、(FeCuCo+1.0w t.%Y)、(FeCuCo+1.5w t.%Y)超細(xì)合金粉,并依次編號為1#、2#、3#、4#、5#樣。

1.2 FeCuCo Y超細(xì)合金粉末胎體的熱壓燒結(jié)

采用國產(chǎn)真空熱壓燒結(jié)機(jī)進(jìn)行胎體試樣的燒結(jié)。燒結(jié)條件為:真空度為0.1 Pa,壓制壓力為30M Pa,升溫速率為80℃/min,燒結(jié)溫度分別為700℃、750℃、800℃、850℃和900℃,保溫保壓時間均為6min;胎體試樣的尺寸規(guī)格為(30×12×6)mm。

1.3 實(shí)驗(yàn)方法

采用日本JSM-6360LV型掃描電子顯微鏡對胎體抗彎試樣的斷口形貌進(jìn)行分析。采用TH300型洛氏硬度計(jì)測量試樣的硬度。采用CM T4304液壓萬能材料試驗(yàn)機(jī)測量試樣的抗彎強(qiáng)度。采用排水法測量胎體試樣的密度,然后計(jì)算出胎體試樣的相對密度d。計(jì)算方法如下:

相對密度

式1-1中ρ為排水法實(shí)測密度,ρ0為胎體的理論密度,在粉末冶金學(xué)中通常按照下式計(jì)算得出

式1-2中各組分元素的密度均按單質(zhì)形態(tài)計(jì)算,且規(guī)定各組分元素的總質(zhì)量mFe+mCu+m Co+mY=1。

2 結(jié)果與討論

2.1 燒結(jié)溫度對FeCuCo Y超細(xì)合金粉末胎體的相對密度、硬度、抗彎強(qiáng)度的影響

將1#至5#樣按照上述工藝條件進(jìn)行真空熱壓燒結(jié),并測量其相對密度、硬度、抗彎強(qiáng)度,實(shí)驗(yàn)結(jié)果如表1、表2、表3所示。圖1所示為不同Y含量FeCuCo Y超細(xì)合金粉末胎體的相對密度與燒結(jié)溫度的關(guān)系。由圖1可知,在700℃～900℃的溫度范圍內(nèi),1至5#樣均滿足如下規(guī)律:胎體相對密度首先隨著燒結(jié)溫度的升高先逐漸升高而后略有降低,到800℃達(dá)到最大值。據(jù)粉末冶金燒結(jié)理論,隨著燒結(jié)溫度的升高,燒結(jié)的主要過程進(jìn)行得更加充分,使得孔隙尺寸和孔隙總數(shù)逐漸減少[5]。因此,700℃～800℃的溫度范圍內(nèi)胎體的密度和相對度密呈增長趨勢。當(dāng)燒結(jié)溫度≥800℃時,胎體的相對密度不再增加,這說明在此溫度范圍內(nèi)胎體已經(jīng)得到了充分的燒結(jié)。在900℃時,胎體的相對密度又略有下降,這可能是由于燒結(jié)溫度偏高導(dǎo)致聚晶過分長大所致。從圖1中我們還可以看出,在整個燒結(jié)溫度區(qū)間內(nèi),不同Y含量的胎體相對密度由高到低的排序?yàn)?1#、3#、2#、4#、5#。這是由于胎體理論密度計(jì)算公式(式1-2)的本身缺陷所致。由于Y元素在胎體中的存在形式并不明確,可能是以單質(zhì)和氧化物的形式同時存在,且具體比例也無從得知,因此我們假定其全部為單質(zhì)Y來進(jìn)行計(jì)算。這就造成了隨著Y的添加量增大而胎體相對密度呈下降趨勢。而3#樣(含0.5w t.%Y)的相對密度比2#樣(添加0.25w t.%Y)的要高,這說明當(dāng)添加量≤0.5w t.時,添加Y元素可促進(jìn)胎體燒結(jié)過程的進(jìn)行。

表1 FeCuCo Y超細(xì)合金粉末胎體的相對密度實(shí)驗(yàn)數(shù)據(jù)Table 1 Testing data of the relative density of FeCuCo Y ultrafine alloy pow der matrix

圖1 FeCuCo Y超細(xì)合金粉末胎體的相對密度與胎體燒結(jié)溫度的關(guān)系Fig.1 The relationship between the relative densityand the sintering temperature of FeCuCo Y ultrafine alloy pow der matrix

圖2所示為FeCuCo Y超細(xì)合金粉末胎體的硬度與胎體燒結(jié)溫度的關(guān)系。從圖中不難發(fā)現(xiàn),隨著燒結(jié)溫度的升高,1#至5#樣的胎體硬度都呈下降趨勢。當(dāng)燒結(jié)溫度≥850℃時,胎體硬度開始急劇下降。對于金屬材料而言,硬度與晶粒尺寸滿足Hall-Petch關(guān)系式[6]:H=H0+Kd-1/2,其中H、H0和K分別為硬度的測量值、本征值以及與材料有關(guān)的參數(shù),d為材料的晶粒尺寸。由此可知,金屬材料的硬度隨晶粒尺寸的增大而下降,而下降的速率與參數(shù)K有關(guān)。由粉末冶金的燒結(jié)理論可知:隨著燒結(jié)溫度的升高,燒結(jié)顆粒間的相互擴(kuò)散作用加劇,使顆粒合并,晶界向兩邊顆粒移動,發(fā)生顆粒間聚集再結(jié)晶,從而使晶粒長大。因此胎體材料的晶粒大小是隨著燒結(jié)溫度的升高而呈增長趨勢的(這在下文中也得到了證實(shí),詳見圖3)。同時,對于粉末冶金材料而言,在致密化程度接近100%之前,材料的硬度還受到相對密度的影響,隨著相對密度增大材料硬度也呈增長趨勢。由于胎體理論密度計(jì)算公式本身存在缺陷,1#至5#胎體試樣之間的相對密度不能進(jìn)行橫向?qū)Ρ?只能進(jìn)行縱向?qū)Ρ?。?00℃～800℃的溫度范圍內(nèi),隨著燒結(jié)溫度的升高胎體材料晶粒逐漸長大而相對密度呈增長趨勢,因此,胎體材料的硬度同時受到一負(fù)一正兩個因素的影響。其中,晶粒尺寸的影響占主導(dǎo)地位,因此在此溫度范圍內(nèi)硬度呈下降趨勢,且下降較為平緩。當(dāng)燒結(jié)溫度≥800℃時,胎體材料的相對密度不再隨燒結(jié)溫度的升高而增大,基本保持不變,而晶粒尺寸仍隨著溫度的升高呈不斷長大的趨勢。在這一溫度區(qū)間,晶粒尺寸大小成為影響胎體硬度的主要因素,因此胎體的硬度隨著燒結(jié)溫度的升高呈現(xiàn)出加速下降的趨勢。另外,還可以從圖2中看出,在整個燒結(jié)溫度區(qū)間2#樣與3#樣的硬度均比1#樣提升了1～2HRB,提升幅度以3#樣為最。而4#樣與5#樣的硬度與1#樣則較為接近,沒有出現(xiàn)明顯的提升。這可能是由于當(dāng)Y元素的添加量小于或等于0.5w t.%時,Y元素俘獲了合金中的O、S、N、H等非金屬雜質(zhì),形成了高熔點(diǎn)的非金屬化合物彌散在胎體當(dāng)中,改變夾雜物在胎體中的分布狀態(tài),起到了釘軋的作用,阻止了在燒結(jié)過程中晶粒長大,有利于細(xì)化晶粒[7],從而導(dǎo)致胎體硬度得到了提高。而當(dāng)Y元素的添加量≥1.0w t.%時,Y元素在晶粒內(nèi)部的分布趨于飽和,過量的Y形成氧化物富集在晶粒之間的晶界內(nèi),降低了晶粒間的結(jié)合力,從而對胎體材料的硬度產(chǎn)生了負(fù)面影響,削弱了其對胎體硬度的增益。

表2 FeCuCo Y超細(xì)合金粉末胎體的硬度實(shí)驗(yàn)數(shù)據(jù)Table 2 Testing data of the hardnessof FeCuCo Y ultrafine alloy pow der matrix

圖2 FeCuCo Y超細(xì)合金粉末胎體的硬度與胎體燒結(jié)溫度的關(guān)系Fig.2 The relationship between the hardness and the sintering temperature of FeCuCo Y ultrafine alloy pow der matrix

圖3所示為FeCuCo Y超細(xì)合金粉末胎體的抗彎強(qiáng)度與胎體燒結(jié)溫度的關(guān)系。由圖3可以看出,當(dāng)Y的添加量小于或等于0.5w t.%時,隨著燒結(jié)溫度的升高,1#至3#胎體的抗彎強(qiáng)度首先升高,在800℃時達(dá)到最大值,而后下降。3#胎體(含0.5w t.%Y)的抗彎強(qiáng)度與未添加Y元素的1#胎體相比,抗彎強(qiáng)度有著明顯的提高,在800℃時,提升幅度約為5%。而添加0.25w t.%Y的2#胎體則與1#胎體的抗彎強(qiáng)度值基本一致,未出現(xiàn)明顯的提升或降低。對于同種金屬材料,抗彎強(qiáng)度與晶粒尺寸滿足Hall-Petch關(guān)系式[6]:δbb=δ0+Kd-1/2,其中δbb、δ0和K分別為抗彎強(qiáng)度的測量值、本征值以及與材料有關(guān)的參數(shù),d為晶粒尺寸值。根據(jù)抗彎強(qiáng)度與晶粒尺寸的Hall-Petch關(guān)系式可知,金屬材料的抗彎強(qiáng)度隨晶粒尺寸的增加而減小,下降的速率與參數(shù)K有關(guān)。同樣,對于粉末冶金材料而言,在致密化程度接近100%之前,材料的抗彎強(qiáng)度也受到相對密度的影響,相對密度增大,抗彎強(qiáng)度也隨之升高。當(dāng)燒結(jié)溫度在700℃～800℃之間時,胎體抗彎強(qiáng)度同時受到相對密度與晶粒大小的影響。此時,相對密度的影響作用大于晶粒大小,占據(jù)主導(dǎo)地位,因此胎體的抗彎強(qiáng)度在這一溫度區(qū)間呈現(xiàn)增長趨勢。當(dāng)燒結(jié)溫度≥800℃時,胎體由于得到了充分的燒結(jié),相對密度不再增大,大小趨于一致。這時候影響胎體抗彎強(qiáng)度的主要因素變?yōu)榫Я４笮?溫度升高,晶粒不斷長大,抗彎強(qiáng)度也隨之降低。

表3 FeCuCo Y超細(xì)合金粉末胎體的抗彎強(qiáng)度實(shí)驗(yàn)數(shù)據(jù)Table 3 Testing data of the bending strength of FeCuCo Y ultrafine alloy pow der matrix

圖3 FeCuCo Y超細(xì)合金粉末胎體的抗彎強(qiáng)度與胎體燒結(jié)溫度的關(guān)系Fig.3 The relationship between the bending strength and the sintering temperature of FeCuCo Y ultrafine alloy powder matrix

當(dāng)Y元素的添加量≥1.0w t.%時,4#、5#的抗彎強(qiáng)度隨著燒結(jié)溫度的升高一直呈增長趨勢,且抗彎強(qiáng)度的數(shù)值比1#樣有較大幅度的下降,下降幅度以5#樣為最。這可能是由于胎體中過量的Y元素以氧化物的形式富集在晶粒之間的晶界內(nèi),降低了晶粒間的結(jié)合力,從而導(dǎo)致了胎體抗彎強(qiáng)度的大幅降低。這時,影響胎體抗彎強(qiáng)度的主要因素為斷裂形式,由下文的斷口形貌分析可知(詳見圖4),胎體的斷面同時存在沿晶斷裂和穿晶斷裂兩種斷裂方式,且隨著溫度的升高,穿晶斷裂所占的比例越來越大。由于Y元素的氧化物富集在晶界內(nèi)降低了晶界的結(jié)合力,此時沿晶斷裂的斷裂應(yīng)力要小于穿晶斷裂,這在一定程度上解釋了4#、5#胎體的斷裂強(qiáng)度為什么會隨著燒結(jié)溫度的升高而一直增大。

綜上所述,3#胎體(含0.5w t.%Y)的綜合力學(xué)性能表現(xiàn)最佳,且最佳的燒結(jié)溫度為800℃。此時,胎體的相對密度為98.0%,硬度為103.6HRB,抗彎強(qiáng)度為1531.41M Pa。

2.2 燒結(jié)溫度對FeCuCo Y超細(xì)合金粉末胎體的斷口形貌特征的影響

選取最佳Y元素添加量的3#胎體進(jìn)行斷口形貌分析。圖4為3#胎體合金在不同燒結(jié)溫度下的斷口SEM圖。其中圖a、b、c、d、e分別對應(yīng)的燒結(jié)溫度為700℃、750℃、800℃、850℃、900℃。從圖中我們可以看出:燒結(jié)溫度在700℃～800℃時,各斷面的晶粒均無異常長大的現(xiàn)象,并且晶粒的分布比較均勻。但燒結(jié)溫度>800℃時,隨著溫度的升高,晶粒呈現(xiàn)出快速長大的趨勢;當(dāng)燒結(jié)溫度達(dá)到900℃時,晶粒的分布變得不均勻,部分晶粒異常長大,并出現(xiàn)了板結(jié)的現(xiàn)象。這說明在900℃時,合金胎體發(fā)生了過燒,燒結(jié)溫度超出了合金粉末理想的燒結(jié)溫度范圍。從圖中不難發(fā)現(xiàn),各斷面晶粒尺寸變化的總趨勢是:晶粒隨著燒結(jié)溫度升高不斷長大。這一現(xiàn)象可以用粉末冶金的燒結(jié)理論來解釋:燒結(jié)顆粒間界面通過相互擴(kuò)散和再結(jié)晶形成晶界,晶界向兩邊顆粒內(nèi)移動,使顆粒合并,發(fā)生顆粒間聚集再結(jié)晶,從而使晶粒長大[5]。隨著熱壓燒結(jié)溫度的升高,顆粒聚集再結(jié)晶現(xiàn)象加劇,使晶粒明顯長大。當(dāng)溫度升高到一定范圍后,晶粒長大趨于平緩。

從圖4還可看出,不同溫度下燒結(jié)體的斷口均為穿晶斷裂加沿晶斷裂的混合型斷口。在燒結(jié)溫度為700℃時,因?yàn)闊Y(jié)溫度相對偏低,燒結(jié)試樣密度低且存在很多微孔,裂紋較容易在空洞處形成并沿著晶界擴(kuò)展,斷面表現(xiàn)出沿晶脆性斷裂為主。隨著熱壓燒結(jié)溫度的升高,胎體的燒結(jié)逐漸充分,同時出現(xiàn)晶粒長大現(xiàn)象。因?yàn)榫Ы缃Y(jié)合強(qiáng)度增加,胎體材料斷裂時裂紋就不容易再沿著晶界擴(kuò)展,所以合金胎體在斷裂前晶粒出現(xiàn)了較為明顯的塑性變形現(xiàn)象,當(dāng)外加應(yīng)力不斷增大直至超過材料中的晶粒強(qiáng)度時,晶粒發(fā)生撕裂,裂紋迅速在晶粒內(nèi)部擴(kuò)展最終導(dǎo)致晶粒發(fā)生穿晶斷裂,溫度越高此現(xiàn)象就越明顯。圖4(a)中的斷裂方式大多為沿晶斷裂,而圖4(e)中胎體的斷口以穿晶斷裂為主,顯然,隨著燒結(jié)溫度的升高,胎體的塑性將增強(qiáng)。同時圖5(不同燒結(jié)溫度下3#胎體的力-位移曲線)也證實(shí),隨著燒結(jié)溫度的升高,胎體的塑性增加。

3 結(jié)論

(1)在700℃～900℃的燒結(jié)溫度范圍內(nèi),不同Y含量FeCuCo Y超細(xì)合金粉末胎體滿足如下規(guī)律:胎體相對密度首先隨著燒結(jié)溫度的升高先逐漸升高而后略有降低,到800℃達(dá)到最大值;隨著燒結(jié)溫度的升高,胎體硬度都呈下降趨勢,當(dāng)燒結(jié)溫度≥850℃時,胎體硬度開始急劇下降;當(dāng)Y的添加量≤0.5w t.%時,隨著燒結(jié)溫度的升高,胎體抗彎強(qiáng)度首先升高,在800℃時達(dá)到最大值,而后下降;

(2)Y含量為0.5w t.%的FeCuCo Y超細(xì)合金粉末胎體的相對密度、硬度和抗彎強(qiáng)度最優(yōu);在800℃時燒結(jié),胎體具有最佳的力學(xué)性能,此時胎體的相對密度為98.0%,硬度為103.6HRB,抗彎強(qiáng)度為1531.41M Pa;添加0.5w t.%Y的FeCuCo Y胎體的抗彎強(qiáng)度與未添加Y元素的FeCuCo胎體相比,其抗彎強(qiáng)度有明顯的提高,提升幅度約為5%。

(3)Y含量為0.5w t.%的FeCuCo Y超細(xì)合金粉末胎體的斷口為沿晶斷裂和穿晶斷裂的混合型斷口;當(dāng)燒結(jié)溫度介于700℃～850℃時,晶粒均無異常長大現(xiàn)象,并且晶粒的分布比較均勻;當(dāng)燒結(jié)溫度達(dá)到900℃時,胎體發(fā)生過燒,晶粒的分布變得不均勻,部分晶粒異常長大,并出現(xiàn)了板結(jié)現(xiàn)象。

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