機械合金化對微波燒結(jié)Cu20Fe80合金組織性能的影響

尹素花，董中奇，付俊薇, 王楊

(1.河北工業(yè)職業(yè)技術(shù)學院 金屬材料工程系，石家莊 050091；2.河北科技大學 材料科學與工程學院，石家莊 050000)

鐵-銅基粉末冶金自潤滑軸承加入鐵粉節(jié)約了Cu元素，可大幅降低原料成本[1-3]，但根據(jù)美國金屬粉末工業(yè)聯(lián)合會的規(guī)定，含油率必須達到18%以上，徑向壓潰強度不低于150 MPa。采用混合鐵銅粉體的傳統(tǒng)含油軸承，其壓潰強度和硬度僅在銅基材料的基礎(chǔ)上稍有提高，耐蝕性差，且由于鐵銅粉體混合時的不均勻性造成硬質(zhì)相分布并不均勻，以及燒結(jié)過程中產(chǎn)生的成分及金相組織偏析導致性能的不均勻性，使軸承在運行中噪聲升高,使用壽命縮短[4-6]。為此，提出機械合金化、冷壓和微波燒結(jié)相結(jié)合的制備思路，主要探索使Cu-Fe合金粉體燒結(jié)組織均勻一致的制備方法，以期獲得優(yōu)良的組織結(jié)構(gòu)。

1 試驗

1.1 原料

合金原料Cu(粒度3～5 μm)和Fe(粒度≤75 μm)純度為99.99%，按照Cu20Fe80合金的化學成分(原子比)配置合金，試樣約重5～10 g。

1.2 試驗設(shè)備及方法

把原料粉體放入QM-1SP型行星式高能球磨機中，并加入無水乙醇保護，Cu20Fe80合金被研磨2，4，6 h后放置在真空干燥箱中抽真空到0.02 Pa，在45 ℃下干燥2～3 h后采用BT-9300S型激光粒度分布儀對Cu20Fe80合金化后的粉體進行粒度測定。采用DNS100電子萬能試驗機在自制模具內(nèi)對Cu20Fe80合金化后的粉體在30，50，100，200，300，400，500 MPa下進行冷壓后放置在MKX-T3-1微波真空燒結(jié)機中央的載物平臺上燒結(jié)20 min，溫度從室溫加熱至950 ℃，燒結(jié)時采用雙色紅外測溫儀MRISBSF監(jiān)測合金溫度，并采用WRN-132型熱電偶對溫度進行校正。使用VEGA3SBH掃描電鏡以及其自帶的能譜分析儀分析合金顯微組織和相成分。在X射線衍射儀上采用Cu-Kα靶測定粉末試樣的X射線衍射譜，分析試樣的晶體結(jié)構(gòu)。

2 結(jié)果和討論

2.1 機械合金化Cu20Fe80粉體粒度分析

粉體形貌如圖1所示，Cu和Fe均呈細小多棱的顆粒狀，F(xiàn)e顆粒較大。Cu20Fe80機械合金化2，4，6 h后的形貌分別如圖2a—圖2c所示。機械合金化后的Cu20Fe80粉體與球磨前相比發(fā)生明顯變化，其大多為層片狀大顆粒和極小部分細小的層片狀顆粒，且層片狀顆粒表面呈折裂狀，邊部呈銳角齒痕狀，粉體表面有小顆粒附著。

機械合金化Cu20Fe80粉體的粒度分布如圖3所示，粒度分布出現(xiàn)一高一矮2個呈正態(tài)分布的波峰。第1個波峰出現(xiàn)在0～2.20 μm，該波峰很低，即粒徑為0～2.20μm的粉體含量較低；第2個波峰出現(xiàn)在6.5～130 μm，即粒度集中分布在6.5～130 μm。研磨6 h的粉體粒徑在6.5～130 μm的比例高于研磨2和4 h的，絕大部分粉體細化至約35 μm。對機械合金化Cu20Fe80粉體進行成分面掃描分析(圖2d)發(fā)現(xiàn)，粉體為富Cu、富Fe層片，且富Fe層片大于富Cu層片。機械合金化2，4和6 h后Cu20Fe80粉體的X射線衍射譜如圖4所示。Cu，F(xiàn)e衍射峰沒有重疊，但Cu峰隨球磨時間延長而降低，F(xiàn)e峰隨球磨時間延長而增高，表明Fe和Cu逐漸形成固溶體，機械合金化程度隨研磨時間提高。

圖1 粉體形貌(1 000×)

圖2 機械合金化Cu20Fe80粉體的形貌(200×)

圖3 機械合金化Cu20Fe80粉體的粒度分布

圖4 機械合金化Cu20Fe80粉體的X射線分析

Cu20Fe80混合粉體由海綿狀鐵粉和樹枝狀銅粉經(jīng)過高能球磨而成，粉體粒度出現(xiàn)2個波峰，且粉體粒度反而大于Cu原料粒度。這是由于混合粉體顆粒在球磨過程中Cu的塑性較好，延展成層片狀，但在研磨中細小Cu顆粒的表面缺陷增多，表面能增大，相互搭接產(chǎn)生了團聚現(xiàn)象，表現(xiàn)為粒度增大。

2.2 冷壓機械合金化Cu20Fe80粉體斷口分析

Cu-Fe二元復合粉體分別在30，50，100，200，300，400，500 MPa冷壓下壓制，因為30，50，100 MPa下試樣太過疏松，故未進行斷口分析，200，300，400，500 MPa下冷壓坯斷口SEM形貌如圖5所示。隨冷壓壓力提高，斷口中的孔隙率降低，斷口呈層狀增強，斷裂后的碎屑由顆粒狀變?yōu)槎嗬馄瑺?。這是由于金屬粉體壓制時隨著壓力增加發(fā)生粉體變形和粉體間結(jié)合力增強，在冷壓壓力較低時(<100 MPa)，粉體變形以彈性變形為主，粉體顆粒間接觸面較小，去掉外加壓力后冷壓坯厚度略有恢復，粉體顆粒間接觸處剪切力較低，導致顆粒間黏結(jié)強度低，在進行斷裂試驗時出現(xiàn)碎斷現(xiàn)象；當冷壓壓力不斷增加時(>200 MPa)，變形過程中粉體顆粒間接觸面處由于冷焊和嚙合力的增加使冷壓坯黏度和強度提高，并且由于靜壓時冷壓坯垂直面應力大于側(cè)面應力，粉體顆粒在垂直方向的變形高于側(cè)面，因此壓制后壓坯組織呈層片狀。斷層邊緣呈撕裂棱狀，說明Cu-Fe二元復合粉體壓坯的塑性變形程度較高。

圖5 Cu20Fe80冷壓坯斷口形貌分析(200×)

2.3 微波燒結(jié)過程Cu20Fe80合金組織性能分析

不同球磨時間和冷壓壓力下Cu20Fe80合金的金相組織如圖6所示。不同冷壓壓力下球磨6 h后Cu20Fe80合金的面掃描能譜分析圖如圖7所示，其中黑色相為富Fe相，灰白色相為富Cu相。不同球磨時間和冷壓壓力下Cu20Fe80合金的致密度和硬度見表1。致密度和硬度隨冷壓壓力的增加而提高，當冷壓壓力大于200 MPa后，致密度和硬度隨球磨時間的增加也相應增加。Cu20Fe80合金組織由層片狀的黑色相和灰色相組成，在30 MPa時層片分布不均，表面含有大量孔隙(圖6a)。隨冷壓壓力增加(200～400 MPa)，Cu20Fe80合金的相對致密度和硬度增加，合金層片分布更均勻，表面孔隙大量減少(圖6d、圖6h、圖6l)，晶界逐漸明顯。

表1 Cu20Fe80合金性能

2.4 組織演變機理分析

隨冷壓壓力增加，Cu20Fe80合金的致密度和硬度增加，層片狀組織分布更均勻，其主要原因為：機械合金化對燒結(jié)有促進作用，隨球磨時間延長，Cu-Fe復合粉體在球磨過程中隨粉體顆粒細化、晶粒尺寸減小，在燒結(jié)過程中可減小燒結(jié)時原子擴散距離，高密度缺陷也為原子提供了快速擴散通道，同時燒結(jié)所需的激活能由于球磨中產(chǎn)生的大量畸變能、應變能和表面能而降低，從而促進燒結(jié)進行。由于冷壓壓力增加，Cu-Fe復合粉體顆粒受強大外力作用而發(fā)生變形，粉體顆粒間接觸面積增大，粉體顆粒表面原子彼此更接近，燒結(jié)中原子擴散距離縮短，促進原子擴散，使燒結(jié)致密度進一步提高，也更易發(fā)生。另外，微波燒結(jié)有促進作用，微波燒結(jié)時材料通過吸收微波能轉(zhuǎn)化為內(nèi)部分子的動能和熱能，使材料整體均勻加熱至一定溫度，材料內(nèi)部和表面間的溫度梯度很小，并且微波燒結(jié)的加熱時間短可有效抑制晶粒長大，因而材料進一步致密，材料性能也獲得提高。

圖6 不同球磨時間和冷壓壓力下Cu20Fe80合金的金相組織 (500×)

圖7 球磨6 h后Cu20Fe80合金的能譜分析(500×)

隨研磨時間增加，Cu20Fe80合金的致密度和硬度增加情況并不一致，這主要是由于隨研磨時間增加，Cu-Fe粉體的機械合金化進一步增強，有利于提高合金的致密度和硬度，但同時研磨時間增加也增大了粉體團聚，導致在低冷壓壓力下球磨6 h的Cu20Fe80合金燒結(jié)組織反而粗化，而在較高冷壓壓力下粉體變形量較大使細的粉體更加致密，從而增強合金的致密度和強度。

綜上發(fā)現(xiàn)，隨球磨時間延長，Cu20Fe80合金的機械合金化增強，隨冷壓壓力提高，壓坯轉(zhuǎn)變?yōu)閷悠瑺睿谖⒉Y(jié)過程后合金的致密度和強度提高。

3 結(jié)論

1)隨球磨時間延長，Cu20Fe80合金復合粉體機械合金化增強，粉體中出現(xiàn)團聚現(xiàn)象，在研磨4 h時合金的致密度和強度最佳。

2)隨冷壓壓力提高，Cu20Fe80合金粉末冷壓坯由松散狀轉(zhuǎn)變?yōu)榫o密的層片狀，Cu20Fe80合金在燒結(jié)后組織孔隙率降低，致密度和硬度增加，組織更均勻。