粉末合金范文

粉末合金范文（精选7篇）

粉末合金 第1篇

关键词：粉末钛合金,金属3D打印技术,增材制造

0 引言

金属3D打印技术源于20世纪90年代的快速成形工艺(Rapid prototyping,RP),以“离散+堆积”的增材制造理念作为基础,应用高能粒子束熔化金属粉末,结合三维实体数字模型逐层制备高性能近全致密金属零件[1]。粉末金属3D打印技术主要由激光熔化沉积成形技术(LMD)、激光选区熔化成形技术(SLM)、电子束选区熔化成形技术(SEBM)三种技术组成[2,4,5]。相比于精密铸造、轧制锻造等传统工艺,3D打印技术优势在于:(1)高能粒子束瞬时温度可达数十万摄氏度,适于制备钛合金等难熔金属零件;(2)属于近净成形技术,节省机械加工时间和减少金属废料,适于制备难加工、难变形钛合金零件;(3)增材制造技术理念,无需造型模具即可制备几何形状复杂的钛合金零件,不仅能够大幅缩短零件从设计到投产的生产周期,并且能够避免陶瓷夹杂污染;(4)真空或惰性气体气氛的制备环境,最大程度地避免氮、氧等杂质气体对合金性能的影响;(5)精确控制合金成分分布,适于制备双合金盘等功能梯度材料[6,7]。

钛合金具有高比强度、低热膨胀系数、强耐腐蚀性、良好的生物相容性等优点,在航空航天、石油能源、医疗器械、海洋舰船等领域拥有广阔的应用,并已经形成产业化规模[8,9,10,11]。将金属3D打印技术应用于钛合金零件制备,不仅能够显著提高钛合金材料利用率,还能克服钛合金难熔难变形、易受陶瓷坩埚和气体元素污染的工艺难点,因此具有广阔的应用前景。本文对粉末钛合金3D打印技术的制备原理、成形件特点进行讨论,并对近年来相关研究进展进行总结,最后讨论了粉末钛合金3D打印技术市场化现状及发展趋势。

1 钛合金3D打印技术的研究现状

1.1 激光熔化沉积成形技术(LMD)

激光熔化沉积成形技术于20世纪90年代由美国Sandia国家实验室和美国Optomec公司合作开发。随后,全世界高校和科研机构相继开展独立的研究工作,例如美国Sandia实验室的激光净近成形技术(LENS)[3]、中国西北工业大学的激光立体成形技术(LSF)[12]、英国曼彻斯特理工学院的激光直接沉积技术(DLD)[13]、美国密西根大学和POM公司的金属直接沉积技术(DMD)[14]等。虽然名称不同,但是基本原理均是利用惰性气体输送金属粉末,再通过送粉器和粉末喷嘴将金属粉末聚集于千瓦级激光束焦点处进行瞬时熔化,然后按照计算机模型自下而上地逐层堆积金属熔融层,最终直接打印出三维金属成形件,整个制备过程均处于惰性气体保护之中,工作原理示意图如图1所示[15]。

LMD主要参数包括激光功率、扫描速度、搭接率、单层厚度、送粉速率等,为了便于试验分析,引入线能量并将其定义为激光功率与扫描速度的比值,单位为J/mm。LMD以千瓦级激光器为能量源,熔池温度高,易形成粗大的晶粒,在制备Ti-22Al-25Nb过程中,显微组织表现为细针状魏氏体组织[16,17]。张霜银等[18]研究表明线能量大于993J/mm时,晶粒呈现等轴晶形态;搭接率为40%时,成形件未见熔合不良现象;单层厚度过小会造成重熔加深,导致层间组织粗大。

LMD钛合金组织具有外延生长的特性,易形成贯穿多个沉积层的柱状晶粒,显示出定向凝固特征。Carroll等[19]制备的“十”字型Ti-6Al-4V合金成形件,初生β相沿竖直方向生长为细长的柱状晶粒,成形件具有力学各向异性,其中横向伸长率明显高于纵向伸长率。Qiu等[20,21]研究表明高激光功率和低送粉率能够最大程度地减少Ti-6Al-4V合金的孔隙率,通过后续热等静压处理能够促使马氏体α′相转变为片层状α+β相,进而提高合金韧性、消除力学性能的各向异性。TC11钛合金成形件沿垂直于激光抬升方向具有高强度和低塑性的力学性能;近β相钛合金Ti-5Al-5Mo-5V-1Cr-1F的晶粒拥有3种形态,分别为沉积层重叠区的大柱状、顶部的小柱状和底部的等轴状[[22,23,24,25]。表1列出不同牌号钛合金LMD成形件的力学性能。

EL:Elongation;HT:Heat treatment;HIP:Hot isostatic pressing;RA:Reduction of area

1.2 激光选区熔化沉积成形技术(SLM)

激光选区熔化成形技术最早于1995年由德国Frauhofer[27]研究所提出,该技术是在C.R.Dechard[28]激光选区烧结成形技术(Selective laser sintering,SLS)的基础上发展而成,两者的工艺原理基本相同,具体流程如下:扫描前,水平铺粉辊将金属粉末平铺在基板上;激光束依照三维轮廓数据选择特定区域进行粉末熔化,加工出当前层的轮廓;然后通过可升降平台下降一个图层的厚度,粉辊在已加工好的前一图层上平铺金属粉末,控制程序调入下一图层数据进行加工,如此层层重复制备金属零件。整个过程均处于惰性气氛保护中,避免高温条件下钛合金与杂质气体发生反应,保证钛合金成形件的成分符合要求。

SLM工艺参数包括激光功率P、扫描速度v、单层厚度t、扫描间距h、扫描策略等,引入综合评定参数能量密度,单位为J/mm3。研究表明[2[29,30]],低能量密度易在Ti-6Al-4V成形件顶部出现大量气孔和熔合不良点,显微组织以片层状α+β相为主;高能量密度易导致材料汽化而生成内嵌孔,显微组织以针状马氏体α′相为主。Thijs等[31]研究表明高能量密度促进铝元素偏聚在TC4合金熔池边界,从而增大α2-Ti3Al相含量。Yadroitsev等[32]利用CCD相机光学监控系统观测到增加激光功率、延长激光辐照时间均会提高熔池的最高温度、几何宽度和深度。此外,近年来学者将热等静压技术(HIP)与SLM技术配套使用,有效降低SLM成形件的孔隙率。研究表明[[33,34,35,36,38],通过HIP处理,能够将孔隙率从沉积态的0.501%降低为热等静压态的0.012%,并能改善合金性能。图2为激光选区熔化成形示意图,表2列出了SLM钛合金成形件力学性能。

EL:Elongation;HT:Heat treatment;HIP:Hot isostatic pressing

1.3 电子束选区熔化成形技术(SEBM)

电子束选区熔化成形技术由瑞典Chalmers University of Technology与Arcam公司在20世纪90年代初期共同开发,采用逐层铺粉熔化的方式制备金属零件,工艺流程与SLM类似,区别在于SEBM以电子束替代激光作为能量源,制备过程处于10-3Pa以上的高真空环境。电子束能量源具有能量利用率高、作用深度大、金属反射小、材料吸收率高等优点,成形效率明显高于SLM工艺;高真空环境能够最大程度地降低空气中O、N等间隙元素对材料的污染。

SEBM技术参数主要包括电子束电流、焦点补偿、扫描速率、加速电压等。SEBM技术制备的Ti-48Al-2Nb-2Cr合金显微组织拥有板条状、块状等多种形态的γ-TiAl相集束[39]。SEBM技术制备的Ti-6Al-4V显微组织以片状α相为主,片层之间有少量β相[40]。Safdar等[41]试验表明SEBM技术制备的Ti-6Al-4V的粗糙度Ra值随成形件高度和光斑直径增加而增加,随扫描速度和焦点补偿的减小而减小。Karlsson等[42,43]42[42,43]43[42,43]采用SEBM制备的Ti-6Al-4V成形件侧面附着有更多的未熔颗粒,顶面由于重熔效应而相对光滑。

SEBM采用超高动能电子束高速轰击金属球形粉末,如图3所示,当电子束部分动能直接转化为粉末动能时,容易引发粉末溃散现象,即粉末颗粒会被电子束“推开”而形成炊粉现象[44]。目前,防止炊粉的基本原则是提高粉床的稳定性,从而克服电子束推力,措施包括:选择适宜的粉末粒度和流动性、预热粉末和基板、优化电子束扫描策略。Hrabe等[46]预先加热基板从而有效防止粉末溃散现象,并获得显微组织均匀、力学性能相近的不同高度成形件。表3为不同SEBM钛合金成形件的力学性能,表明SEBM钛合金依然具有力学各向异性。

EL:Elongation;HT:Heat treatment;HIP:Hot isostatic pressing;RA:Reduction of area

2 粉末钛合金3D打印应用进展

近年来,3D打印设备和金属粉末制备技术的持续发展,不断推进3D打印粉末钛合金成形件在医疗、航空航天等领域的市场化应用。表4对比研究了LMD、SLM、EBM三种3D打印技术的参数特点。LMD设备利用千瓦级激光器,成形效率高,易于获得全致密的显微组织,通常情况下用于制备大尺寸钛合金结构件,例如,2001年美国AeroMet公司的钛合金翼根吊环、近几年国产大客机C919的钛合金中央翼梁和歼31的主承力钛合金加强框构件。但是,成形件尺寸精度低、机加工余量大、高功率激光易氧化是制约LMD技术进一步发展的主要因素。SLM设备光斑直径小、单层厚度低、粉末粒度小,因此具有最优的表面质量,适于制备多孔材料、几何结构复杂的小型钛合金部件等净成形零件,如图4所示。

图4空客A350-XWB的SLM钛金属支架(a);EOS公司制备的SLM Ti-6Al-4V人工脊柱植入物(b);LEAP发动机燃料喷嘴(c)Fig.4 SLM titanium alloy bracket applied to Airbus A350-XWB(a);SLM Ti-6Al-4Vspinal implantsprepared by EOSGmbh(b);fuel nozzles in LEAP aero-engines(c)

但是,SLM成形效率低、金属粉末成本高昂是该工艺亟待解决的技术难点。SEBM设备能力介于LMD与SLM两者之间,既有较好的表面质量,又有较高的成形效率,是目前医疗领域、航空领域的主要制备技术,如图5所示。

表5列出了不同3D打印设备的成形件尺寸和能量源功率,可以看到,SLM和SEBM的设备能量源功率和成形件尺寸均小于LMD设备,因此,LMD具备打印大型成形件的能力。图6为近年来金属粉末3D打印设备研发进展情况,可以看到高功率能量源的研发不再是设备的主要关注点,反而大尺寸成形件、高精度光斑、恒定能量源是未来3D打印设备的主要发展趋势。

图6 EOS、Arcam、Concept Laser设备研究进展[48]:成形件尺寸(a);能量源功率(b);光斑直径(c)Fig.6 The development of metal 3Dprinting equipment[48]:build size(a);beam power(b);beam spot size(c)

3 结语

粉末合金 第2篇

镍基粉末冶金FGH95高温合金的拉伸及低周疲劳性能研究

摘要：在420～650℃的温度范围内,研究了PM FGH95高温合金在应变率0.0001～0.01 s-1范围内的拉伸性能及在不同应力比R=-1及R=0下的低周疲劳性能.拉伸试验结果表明:在此温度范围内,应变率对弹性模量、拉伸屈服强度及塑性模量的影响可以忽略不计;并且应变率自0.0001 s-1增大至0.01 s-1时,弹性模量、拉伸屈服强度及塑性模量受温度的影响也不明显.PM FGH95合金受材料微结构的影响很大,材料含有的微缺陷对其力学性能有非常不利的影响.LCF试验结果表明:PM FGH95合金是循环硬化材料.当应力比R=-1时,温度对LCF寿命的.影响很小;但在应力比R=0时,LCF寿命受温度的影响很大,且随着温度的增加材料的低周疲劳寿命减小.SEM断口扫描发现,断裂表面有很多的解理面,但没有疲劳条带,且此断裂模式下没有明显的塑性变形,所以FGH95合金的低周疲劳寿命几乎是由裂纹萌生阶段决定的.Abstract：The tensile behavior of a nickel-base powder metallurgy(PM)FGH95 superalloy was studied in the temperature range from 420℃ to 650℃ with strain rate from 0.0001 s-1 to 0.01 s-1.The low cycle fatigue(LCF)behavior of this superalloy was investigated in the temperature range from 420℃ to 650℃ under push-pull mode(R=-1)and pull mode (R=0)at strain rate of 0.001 S-1.The results of tensile testing show that the effect of strain rate on the Youngs modulus,tensile yield strength,and plastic modulus can be neglected in the experimental temperature range.And the influence of temperature on the Youngs modulus,tensile yield strength,and plastic modulus is not obvious in the strain rate range from 0.000 1 s-1 to O.01 s-1.The PM FGH95 is sensitive to the micro-defect.which has a significant deleterious effect on FGH95 material mechanical behavior.The results of LCF reveal that the PM FGH95 is the cyclic hardening material.For mode R=-1.the effect of temperature on LCF life can be neglected;but for mode R=0,the temperature has profound influence on the LCF life.At this case,the LCF life decreases drastically with the temperature increasing.The SEM investigation of LCF specimens shows that there are a lot of cleavages on fracture surface,fatigue striations are absent,and this fracture mode may not involve significant plastic deformation.So the LCF life of PM FGH95 is almost determined by the crack initiation stage. 作者： 崔伟华万建松岳珠峰杨治国 Author： Cui Weihua  Wan Jiansong  Yue Zhufeng  Yang Zhiguo 作者单位： 西北工业大学,陕西西安,710072 期 刊： 稀有金属材料与工程   ISTICEISCIPKU Journal： RARE METAL MATERIALS AND ENGINEERING 年，卷(期)： , 36(12) 分类号： V256 V250.3 关键词： 镍基粉末冶金FGH95合金    拉伸性能    低周疲劳    应变率影响    温度效应    断裂模式    Keywords： nickel-base powder metallurgy superalloy FGH95    tensile property    low cycle fatigue    strain rate effect    temperature effect    fracture mode    机标分类号： TG5 TQ3 机标关键词： 镍基粉末冶金    高温合金    拉伸屈服强度    低周疲劳    性能研究    Powder Metallurgy    Nickel base    temperature range    strain rate    yield strength    温度的影响    influence of temperature    plastic deformation    mechanical behavior    应力比    应变率    powder metallurgy    low cycle fatigue    温度范围    塑性模量 基金项目： 国家自然科学基金，Chinese Aviation Research Foundation

钛合金拉伸试棒粉末温压成形研究 第3篇

钛合金具有比强度高、抗蚀性好、生物相容性优异等优点,在航空、航天、车辆工程、生物医学工程等领域得到了广泛的应用[1],其中以Ti6Al4V合金最为典型。作为一种近净成形技术,粉末冶金温压工艺能以低成本的代价得到较高致密度零件,因此用该技术来成形钛合金件时可以进一步地扩大钛合金的应用范围。

目前国内外温压成形技术在铁基材料方面取得了很大的成就,甚至已实现产业化[2,3],在其他材料的研究方面也有了一些初步的成果[4],可是对钛合金的温压成形技术研究较少。德国的Fraunhofer研究所在温压的基础上开发出流动温压工艺[5],使钛合金生坯密度达到了4.1g/cm3,可由于加大了润滑剂的含量而使烧结变得更为复杂。国内目前的研究因考虑钛合金在烧结环节活性很高易受污染的因素,主要限于钛合金粉末直接压制,也有用少量润滑剂或模壁润滑进行的压制实验。何世文等[6]利用模壁润滑压制钛合金粉末(理论密度4.63g/ cm3,名义成分为Ti-6.8Mo-4.5Al-1.5Fe),最大生坯密度为3.78g/cm3;周洪强等[7]采用内润滑剂温压得到最大相对密度为99.56%的钛合金烧结件。但是,由于受到大装粉高度加剧模壁摩擦现象的制约,温压成形侧压系数[8](侧压面积与压制面积之比)大于10的钛合金零件不多见。

本实验采用模壁润滑方式,往钛合金粉末中加入适当细粉,并合理选择内润滑剂类型和用量将钛合金粉末双向压制成拉伸试棒,探讨并验证大侧压系数条件下,温压成形高致密度钛合金压坯的可行性。

1 实验

本实验选用西安宝德粉末冶金有限责任公司生产的牌号分别为TC4P100-1(粒度为150μm)和TC4P325-1(粒度为45μm)粗细两种钛合金粉末(名义成分为Ti-6Al-4V,理论密度为4.43g/cm3),化学成分见表1。

温压成形过程:将上述粗细钛合金粉末按4∶1的比重配制好,加入0.6%(质量分数)以新型聚合物为主要成分的专用润滑剂,在双锥搅拌器中混粉40min;混合粉末经真空加热箱预热后加入到已加温的钢模中,在700MPa压力下压制成形。粉末预热温度为80～130℃,模具温度低于粉末温度20℃,两者温差均可控制在±2℃以内;每次压制前用新型润滑剂的乳化液均匀地喷涂到阴模的内壁,形成均匀的模壁润滑层。温压实验装置和压制示意图分别见图1、图2。

钛合金粉末在700MPa压力下被压制成拉伸试棒(ISO2740-1999)。质量用精度为0.01g的电子天秤称量,直径和长度用千分卡尺测量。压坯密度为

$\rho =\frac{4000m}{\text{π}D{}^{2}L}$

式中,ρ为试棒密度,g/cm3;m为试棒质量,g;D为试棒直径,mm;L为试棒长度,mm。

同一温度下压制三个试棒,取它们密度的平均值作为该温度下的试棒密度数据值。

2 实验结果与分析

2.1润滑剂类型对压坯成形的影响

图3、图4分别是常规润滑剂(硬脂酸锌、硬脂酸锂、EBS等)和新型润滑剂在同一压制过程和条件下得到的试棒压坯。显而易见:采用常规润滑剂难以压制出合格的钛合金试棒,容易断裂成段;使用新型润滑剂成形试棒顺利,但有些也存在表面光洁度不佳、飞边和端面圆周边掉粉现象。

(常规润滑剂)

(新型润滑剂)

不同类型的润滑剂因分子结构、分子量等的差异具有不同的摩擦因数和流动性,因而润滑效果也有差别。图3、图4中显著的压坯差异表明:新型润滑剂的润滑性能比常规润滑剂的润滑性能要好。因为试棒断碎多是压坯不够密实而强度不高或与模壁黏结严重难以脱模等原因造成的,但是加入润滑性能好的润滑剂可以更大程度地降低钛合金粉末颗粒间的摩擦,从而增加压制时的有效压力,使钛合金粉末更密实而顺利成形;同时,也能减轻模壁黏结而容易脱模。所以,从成形的效果看,新型润滑剂是该实验理想的润滑剂。同样也说明,根据温压具体要求的不同选择合适的润滑剂类型显得至关重要。

观察发现,表面光洁度欠佳的试棒出现在压制的后期阶段。这主要是因为模具形腔表面随着压制次数的增加难免会因磨损而加大其表面粗糙度,使粉末颗粒与模壁的摩擦加剧从而导致压坯表面光洁度变差。经验得出:只要保证钢模形腔表面粗糙度Ra值不大于0.4μm,压坯表面质量都令人满意。飞边和端面周边掉粉主要是模具锁紧力不够以及冲模压力传递不够所造成的。

2.2温度对压坯密度的影响

图5所示是使用新型润滑剂压制钛合金试棒得到的体现温压温度与压坯密度之间关系的温压压缩性曲线。从该曲线可以看出:在700MPa压力下,压坯密度随着粉末温度的升高而增大,出现最大值,随着温度进一步的升高,其值又减小。压坯密度在粉末温度为110℃时达到最大值4.0g/cm3。

上述现象主要是由润滑剂的润滑效果随温度的变化而发生变化造成的。随着温度升高,润滑剂分子间距离增大,分子间摩擦力减小,流动阻力减小,使黏度降低。黏度低,内摩擦小,流动性就好,摩擦因数就小。但是,黏度低到一定程度后,会减小粉末颗粒间和粉末颗粒与模壁间润滑膜厚度,结果降低了润滑效果。所以压坯密度最大值会因为最佳润滑性能也有一个合适的温度,如本实验为110℃。另外,压坯密度减小还与弹性后效和压坯的应力释放有关[9]:当压坯密度超过某个值时,压制试件的弹性后效会显著增大,导致压坯密度减小。

图6所示是钛合金粉末110℃时温压(润滑剂为新型润滑剂)成形试棒过程中上冲模的压力-位移曲线。在压制过程中,随着压力的增加,粉末的变形过程平稳,但仍可以根据曲线的斜率变化特点分为三个阶段。

其实这也是钛合金粉末温压致密化的过程:开始压制时(OA段),此段粉末变形量占整个变形量近50%,说明细粉的加入使其在较小压力下更容易地填充到粗粉颗粒之间,粉末重排因此得到改进而更加充分,粉末达到最密集的堆积状态;压力为32～380MPa(AB段)时,钛合金粉末随压力的增加出现了弹塑性变形,接触面积因此而不断增大,加压的能量主要消耗在粉末颗粒的变形上;380MPa以后(BC段),粉末在继续的塑性变形中部分因应力超过屈服极限而发生断裂和破碎,最终在粉末之间产生机械啮合而成形。在整个过程中,润滑剂和温度分别起了促进粉末重排和增加粉末塑性的重要作用。

三个阶段的变形量分别为50%、35%和15%,其中OA、AB段占整个变形量的85%而贡献最大。这说明粉末重排和弹塑性变形是钛合金粉末致密化的主要机理。另外,结合图5提供的信息来看,随着温度的升高,钛合金在温压温度范围内塑性呈线性增加,但在110℃时,压坯密度反而变小。此现象说明,润滑剂在较高温时的润滑性能大幅下降是阻碍压坯进一步致密化的制约因素。

2.3大侧压系数压制的可行性

为了描述压坯的几何形状对钛合金试棒压制时的有效性影响,本文引入文献[8]中侧压系数的概念。对圆柱形试棒来说,侧压系数有如下定义:

β=4h/d

式中,β为侧压系数;h为试棒长度,mm;d为试棒直径,mm。

即对圆柱形试棒来说,侧压系数是长度与直径比值的4倍。表2是钛合金粉末110℃时温压成形(润滑剂为新型润滑剂)得到的随机三根试棒的相关数据。

对于铁基粉末温压成形情形来说,当侧压系数β≥24时压坯密度随温度升高而减小,甚至小于室温压制密度[8]。从表2可知,在保证最低压密度3.83g/cm3的同时,钛合金试棒压制时的侧压系数均超过24,最大的达到28.56。

原因可能是:①利用润滑性能较好的新型润滑剂作模壁润滑,可极大地减小大侧压系数压制带来的剧烈模壁摩擦,增加了压制的有效压力;②采用双向压制,理论上相当于单向压制一半的长度,从而有效地缩小了长度较大试棒的端部和中部的密度差,也相应地提高了整体密度。

3 结论

(1)新型润滑剂在试棒压制过程具有比常规润滑剂更佳的润滑性能,是一种理想的钛合金粉末温压成形润滑剂;为了得到表面质量满意的压坯,模具的粗糙度Ra最好控制在0.4μm以内。

(2)温度对钛合金粉末压坯密度具有明显影响:在700MPa压力作用下,钛合金粉末生坯密度随着温压温度的升高而增大,而后又减小,温度为110℃时密度达到最大;粉末致密化是粉末重排和塑性变形的结果,润滑剂和温度起了促进的作用。

(3)模壁润滑和双向压制是实现大侧压系数压制可行性的关键。

摘要：研究了钛合金拉伸试棒粉末温压成形过程。在双向压制方式下,采用一种新型聚合物作模壁润滑剂,并在用其作内润滑剂主要成分的情况下使经过特殊配制的钛合金粉末温压达到拉伸试棒的要求。实验结果表明:在700MPa压力和模具粗糙度Ra值不大于0.4μm的情况下,长径比超过6的钛合金试棒在110℃时压坯密度达到最高值4.0g/cm3,温度高于或低于110℃时,密度均减小。

关键词：钛合金,拉伸试棒,温压,致密化过程

参考文献

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[8]果世驹,林涛.侧压系数及压坯高径比对温压有效性的影响[J].粉末冶金工业,1998,8(4):7-10.

粉末合金 第4篇

本工作以TiH2粉末、Al-V合金粉末为基本原料, 通过球磨混合、压制成型和烧结制备钛合金, 研究TiH2粉末球磨过程粒度和形貌变化规律, 研究TiH2粉末压坯、TiH2-Al-V粉末压坯的烧结致密化特性, 并对合金的组织形貌进行观察。该项研究工作为探索低成本钛或钛合金的制造新工艺, 扩大钛的应用领域打下了一定基础。

1 实验方法

实验用TiH2粉末、Al-V合金粉末为外购, 粉末粒度均为-325目, 粉末化学成分如表1, 2所示。分别将TiH2粉末、TiH2粉末和Al-V合金粉末 (按Ti-6Al-4V比例) 球磨 (混合) 后, 压制成不同密度的压坯;将压坯在不同烧结工艺条件下进行烧结实验。用扫描电镜观察TiH2粉末球磨过程粒度和形貌的变化, 测定TiH2粉末的TGA曲线并分析其脱氢特性, 在烧结过程中用热膨胀仪动态跟踪测量粉末坯体的烧结收缩, 用排水法测定压坯和烧结坯密度, 并用扫描电镜观察烧结坯的组织形貌。

2 实验结果与讨论

2.1 球磨TiH2粉末的粒度和形貌

图1是原料TiH2粉末和Al-V合金粉的SEM图, 粒度是40μm左右 (-325目) , 图2所示为用高能球磨机球磨不同时间所得到的TiH2粉末粒度和形貌图。

从图1看出, TiH2粉末形貌和Al-V合金粉末的形貌比较接近, 呈不规则形状。从图2可以看出, 球磨时间对TiH2粉末粒度的影响很大。TiH2粉末球磨时很容易破碎, 球磨5min TiH2粉末便迅速细化, 粒度从约40μm变为5~10μm, 呈不规则形状。随球磨时间延长, 粒度细化效果较明显, 30min时粒度达到1μm或更小。球磨60min时在SEM下观察粉末粒度, 粒度较球磨30min似乎有所增加, 经过XRD分析和计算表明, 实际上粒度较球磨30min的变得更细了, 约20nm左右。此时在扫描电镜下观察粉末粒度和形貌, 因粉末太细难分散、成团聚状。在整个球磨过程中, 可观察到粉末颗粒形貌由不规则形状逐渐变成等轴状, 最后成团聚的絮状。

图1粉末原料的SEM图 (a) TiH2粉末; (b) Al-V合金粉Fig.1 SEM micrograph of as-received powder (a) TiH2; (b) Al-V alloy powder

(a) 5min; (b) 10min; (c) 30min; (d) 60min (a) 5min; (b) 10min; (c) 30min; (d) 60min

图3为用SEM所测试的TiH2-Al-V粉末压坯断口形貌及Ti, Al, V元素分布情况。实验中主要研究了球磨混粉时间对TiH2-Al-V粉末混合均匀性的影响。实验结果表明, 随球磨时间延长, 粉末逐渐均匀。通过观察混合粉末压坯断口可以看到, 球磨混合8h后, Ti, Al, V元素分布变得均匀, 表明粉末已经混合均匀。

(a) 断面; (b) Ti; (c) Al; (d) V (a) fracture surface; (b) Ti; (c) Al; (d) V

2.2 TiH2粉末的脱氢规律与烧结收缩特性

图4所示为实验过程中测定的TiH2粉末的TGA曲线, 共分析了8种不同条件。从TGA曲线可观察到, TiH2粉末在加热过程中温度达到400℃左右开始脱氢, 粉末经过球磨后其脱氢曲线和未球磨处理的原始粉末脱氢曲线相比有所改变, 球磨时间不同, 脱氢曲线有所不同。即随球磨时间的变化, TiH2粉末的起始放氢温度、放氢结束温度和放氢量, 都有所变化。可以看到, 随着球磨时间的延长, 放氢曲线有左移的趋势, 球磨时间较长的粉末, 放氢起始温度略有降低, 放氢结束温度也略有下降。球磨60min的TiH2粉末, 放氢开始温度为350℃左右, 结束温度为600℃左右;球磨45min TiH2粉末, 放氢开始温度在350~400℃之间, 结束温度为600℃左右;球磨30minTiH2粉末放氢开始温度略高于球磨45minTiH2粉末, 结束温度接近600℃, 未经过球磨的TiH2粉末脱氢开始温度略高于400℃, 但结束温度接近750℃。所以, 球磨2, 5, 10, 15, 30, 45, 60min的TiH2粉末, 与没有经过球磨的粉末比较, 其放氢开始温度和放氢结束温度都有所下降, 且球磨时间越长放氢开始温度越低, 放氢结束温度相差不是太大, 但是低于未经过球磨的TiH2粉末。在SEM下对粉末粒度和形貌进行观察, 发现球磨后TiH2粉末变细, 球磨时间越长, 粉末粒度越细。引起该现象的主要原因可以理解为:球磨过程增加了粉末的储能, 球磨时间越长, 粉末内部储存的能量越高, 主要是机械变形带来的能量增加和表面能的增加, 由此增强了粉末的活性, 使粉末脱氢温度降低。

图5所示为TiH2细粉压坯与粗粉压坯在热膨胀仪中加热烧结时测定的粉末坯体长度方向尺寸随温度变化的曲线。横坐标代表温度, 纵坐标是线收缩率, 即线收缩率随温度的变化。从图5可看出, 球磨30min的粉末即细粉的烧结收缩提前于未经过球磨处理的TiH2粗粉, 相同温度下前者收缩的速率大于后者, 这也进一步说明球磨过的TiH2粉末更易脱氢, 和TGA分析结果吻合。图5中, 烧结脱氢过程的线收缩率在几个温度点发生改变, 球磨30min的粉末转折温度点分别为224, 413.6, 546.6, 646.4℃, 原始TiH2粉末转折温度点分别为275.8, 486.4, 768.1, 1028.4℃。对应图4中TiH2粉末的TGA曲线, 整个脱氢主要发生在温度350~750℃之间, 图5中的分析结果也表明TiH2粉末坯体的线收缩率在这个温度范围最大, 说明烧结收缩主要在该温度段发生。

一般情况下, TiH2的吸氢和脱氢是一可逆过程。当钛与氢发生反应时, 先形成间隙固溶体Ti2H, 继续反应后生成非计量假氢化物TiH2, 该过程使金属钛的晶格发生严重岐变, 体积比金属钛膨胀约15%[6]。反之, 当TiH2发生脱氢反应时, 随着氢的逸出, 钛的晶格同样发生很大的变化, 即体积收缩过程。脱氢过程一般受扩散控制, 直接与物料的松散状态有关。脱氢的速率与氢气压力平方根成反比, 所以氢气压力控制很重要。试验过程中, 采用的是真空烧结, 并控制一定的真空度, 有利于氢气的快速脱除。

2.3 烧结工艺参数对TiH2粉末压坯烧结密度的影响

烧结是制备粉末冶金材料的第三道基本工序, 该过程是一个很复杂的综合作用过程, 对材料的性能起着决定性的作用。影响烧结过程的工艺参数主要有烧结温度, 烧结保温时间, 烧结升温速率, 压坯密度等。烧结过程中, 粉末颗粒之间发生粘接, 烧结体的强度增加, 密度提高, 烧结条件控制得当, 材料可达到所需的物理和力学性能。粉末冶金钛材的传统加工方法是以TiH2粉末还原得到的钛粉 (或其他方法获得的钛粉) 为原料, 经过混合 (球磨) 后, 压制成型、烧结得到粉末钛或钛合金。该实验中直接采用TiH2粉末为原料, 经过混合 (球磨) 、压制成型、烧结, 制备钛或钛合金, 和传统钛粉末合金制备过程有很大区别, 在该过程中必须保证TiH2粉末中氢的脱除并同时完成烧结。采用该工艺流程, 烧结脱氢的同时可以获得新鲜、清洁、活性高的表面, 有利于烧结的进行。实验中通过对TiH2粉末脱氢特性的研究, 选择了烧结的基本流程和参数并主要对升温速率、烧结温度对烧结密度的影响进行研究。

图6为球磨30minTiH2粉末压坯在1500℃烧结时升温速率对烧结坯密度的影响, 分别在4种不同的速率下进行烧结实验。由图6可见:升温速率为10, 20, 30℃/min时烧结, 粉末坯体相对密度 (烧结密度与理论密度之比) 分别为101.55%, 101.10%, 100.20%, 坯体完全致密 (烧结坯相对密度大于100%是实验误差所致) ;而升温速率为40℃/min时烧结坯相对密度为98.15%, 没有完全致密。可见, 较低升温速率下粉末压坯烧结后均可以达到致密, 但随烧结升温速率逐渐增大, 烧结坯密度有所下降, 但下降幅度不是太大。

图7为球磨30minTiH2粉末压坯在升温速率为30℃/min时烧结温度对烧结坯密度的影响情况, 分别在800, 1000, 1200, 1400℃进行了烧结实验, 对应的相对密度为91.33%, 97.76%, 99.36%, 100.01%。由图7可以看出, 当其他烧结条件相同时, 随着烧结温度的升高, 烧结坯密度增大。当温度低于1200℃时, 烧结坯都没有致密, 在800℃烧结, 相对密度仅达到91.33%。

表3是TiH2和TiH2-Al-V (Ti-6Al-4V) 压坯在不同烧结条件得到的实验结果。与图6, 7的实验样品相比, 表3中所用样品尺寸略大, 并用管式烧结炉进行烧结。所有样品的烧结升温速率均为10℃/min, 但是1#, 2#样品分台阶升温, 升温制度为T=400℃t=0.5h, T=500℃t=0.5h, T=650℃t=1.0h, T=1000℃, t=0.5h, T=1200℃, t=4h。比较1#和2#样品结果看出, 相同条件下, TiH2粉末压坯比TiH2-Al-V混合粉末压坯容易烧结致密。对比3#, 4#样品发现, 烧结温度和保温时间同样会影响烧结密度, 但一般烧结温度比烧结时间对烧结密度的影响更显著。

图8所示为烧结TiH2和TiH2-Al-V合金样品的SEM形貌, 图9为烧结TiH2-Al-V合金样品的断面SEM形貌及元素分布图。从图8可以观察到, TiH2烧结后的样品为典型的等轴状纯钛组织;TiH2-Al-V烧结样品为典型Ti-6Al-4V合金的α+β层片状组织, 观察其Ti, Al, V元素分布, 比较均匀, 如图9所示。

综合比较以上实验结果还可以看出, TiH2粉末烧结时比较容易达到完全致密状态, 即其相对密度可以很容易达到99%以上, 获得纯钛;而TiH2-Al-V粉末压坯相对不容易完全致密, 这个结果也可以从TiH2粉末和TiH2-Al-V粉末压坯烧结后的SEM组织形貌中观察到。

图8钛及钛合金SEM组织形貌 (a) Ti; (b) Ti-6Al-4VFig.8 SEM microstructures of titanium and titanium alloys (a) Ti; (b) Ti-6Al-4V

(a) 断面; (b) Ti; (c) Al; (d) V (a) fracture surface; (b) Ti; (c) Al; (d) V

3 结论

(1) TiH2粉末球磨后迅速细化, 40μm左右的TiH2粉末球磨60min后其粒度可以达到20nm;TiH2粉末球磨后脱氢温度降低, 球磨时间越长 (粉末越细) , 开始脱氢的温度越低。

(2) TiH2粉末压坯在烧结过程很容易致密, 并获得相对密度约99%坯体, 相比之下TiH2-Al-V (Ti-6Al-4V) 粉末压坯烧结过程中没有单纯TiH2粉末压坯容易致密。

(3) 烧结工艺参数对烧结致密过程有较大影响, 其中烧结温度、升温速率对压坯烧结密度的影响较为显著。

粉末合金 第5篇

1 实验方法

解剖了北京钢铁研究总院提供的直接热等静压成形+最终热处理的FGH97盘件, 进行化学成分、高低倍组织观察、相分析、力学性能测试和试样断口分析。

2 实验结果

2.1 化学成分

FGH97盘件的化学成分 (质量分数, %) 分析结果为:C-0.052, Cr-8.8, Co-15.5, Mo-3.9, W-5.5, Al-4.86, Ti-1.7, Nb-2.5, Mg-0.01, Hf-0.2, B-0.011, Zr-0.014, Mn-0.02, Si-0.1, Fe-0.4, S-0.0005, P<0.015, Ce<0.01。

2.2 组织及相分析

采用硫酸铜溶液对盘件的表面进行低倍腐蚀检查。可见盘件表面无目视可见的孔洞和裂纹等冶金缺陷。

采用卡林试剂对盘件外缘、1/2R、中心三处部位进行高倍组织检查。不同部位的晶粒度均分布在6~7级, 未见原始粉末颗粒边界 (PPB) 等冶金缺陷。

扫描电镜观察的FGH97盘件γ′相和碳化物。 存在3 种 γ ′相, 一次γ ′相呈方形分布在晶界上, 尺寸为800nm~1300nm, 二次γ′相呈方形和碟形主要分布在晶内, 尺寸为200nm~600nm, 三次γ′相分布在晶内, 尺寸为40nm~100nm。晶界处γ′相尺寸大于晶内γ′相。

碳化物为主要为MC, 并有少量的M6C, M23C6和M3B2, 其中MC分布在晶内和晶界上, M6C, M23C6和M3B2分布在晶界上。

2.3 力学性能

按技术条件对FGH97盘件的力学性能进行了测试, 结果见表1~表4。

FGH97盘件具有良好的综合力学性能。750℃拉伸强度、持久和抗蠕变性能较650℃下降较为明显, 但未发现有关文章中提到的750℃具有持久敏感性。

3 讨论

3.1 合金化学成分及相分析

FGH97合金是镍基粉末高温合金, 其中主要强化相γ′相的数量、大小、间距和分布直接影响着合金的强化效应。该合金中加入了铬、钼、钨、铌、钛等难熔合金元素, 钴的质量分数为15%以上, 以保证获得稳定的高合金化γ′相。该合金的γ′相完全溶解的温度为1185℃, 决定了它在较高的温度下仍具有强化作用。

该合金中含有硼、锆、镁、铪等微量元素。微量的硼在晶界偏聚, 形成局部合金化, 改变了晶界状态, 减缓了元素在晶界的扩散过程从而强化了晶界。同时硼化物的析出减少了晶界大块MC碳化物的形成。具有大原子半径的镁作为溶质进入基体时引起较大的晶格畸变, 为保持最低的自由能, 镁偏聚于晶界, 并分布在M2B3、MC和M6C的相界, 起着分散和细化碳化物、硼化物的作用, 从而改善了高温持久、蠕变强度和塑性。

3.2 盘件制造工艺对组织及性能的决定性

FGH97粉末高温合金盘的技术路线:真空感应冶炼母合金→母合金棒料加工→PREP法制备粉末→粉末筛分和静电处理→粉末装套→热等静压成形→去除包套皮→热处理→精加工→探伤→发货。

文章中FGH97合金盘件的热处理制度采用标准中规定的固溶1200℃×4h/AC+三级时效 (910℃~700℃) ×27h/AC。该盘件的性能与不同热处理产生的γ′强化相和碳化物的形貌、尺寸、分布有着直接的关系。该合金的γ′相完全溶解温度为1180℃~1190℃, 将固溶处理的加热温度选择在1200℃的单相区, 其目的是保证最大数量的强化相溶入基体, 获得过饱和固溶体及适合的晶粒度。在1200℃保温4h后空冷析出一次γ′相, 然后在不同温度进行三级时效, 补充析出不同尺寸的γ′相, 细小的γ′相分布在大γ′相之间。900℃以上高温时效使淬火析出的γ′相发生聚集, 同时在晶界析出细长的M6C碳化物, 并有少量的MC析出, 起到了强化晶界的作用。在空冷中析出超细的γ′相分布在大γ′相之间, 二次和三次低温时效补充析出细小γ′相。相对较小的γ′相和晶界碳化物的匹配决定了FGH97合金有很好的综合力学性能。

结论

(1) FGH97粉末高温合金盘件的晶粒度为6~7级, 未见原始粉末颗粒边界 (PPB) 。低倍组织均匀、致密, 无宏观偏析。

(2) FGH97合金试样中晶内γ′相多数为方形和多边形, 少量田字花瓣形;晶界为长条形, 周围析出较多球状小γ′相。晶内方形MC碳化物;晶界长条M6C。

(3) FGH97粉末高温合金盘件的综合力学性能良好, 尤其是强度、持久及疲劳性能。观察其各项实验的断口, 未见粉末颗粒间断裂形貌。

(4) FGH97盘件750℃高温性能方面, 抗拉强度随温度升高下降, 屈服强度下降较慢;持久性能仍能达到100h以上而未见缺口敏感性;蠕变残余变形增大较为明显, 达到5%左右。总体来说, 随温度升高, 该合金晶界强化作用减弱, 综合性能显著降低。

(5) 采用PREP法制粉+热等静压成形+热处理制备工艺的FGH97盘件组织性能达标。

摘要：本文对特定制造工艺及热处理制度下的FGH97镍基高温合金盘件进行组织性能分析。主要强化相γ′相、碳化物的形态、尺寸和分布以及相互匹配是该合金具有良好综合力学性能的原因。通过系列力学性能试验及相应断口形貌分析, 反映出了采用该工艺制造的盘件的组织性能特点。

关键词：FGH97,组织形貌,力学性能

参考文献

[1]邹金文.粉末高温合金盘件[J].有色金属, 1999 (12) .

[2]张莹, 张义文, 陶宇.俄罗斯EP741NP粉末高温合金的研究[J].钢铁研究学报, 2006.

粉末合金 第6篇

晶粒细化是提高镁合金强度并改善其塑性的最佳途径。目前细化镁合金晶粒的方法主要有铸造过程中进行变质处理[7]、半固态成型[8]或挤压铸造[9]、剧烈塑性变形[10]等,但是这些方法只能将镁合金的晶粒细化到0.5～1μm左右,很难细化到纳米级大小。HDDR(氢化-歧化-脱氢-再结合)工艺[11]是一种制备超细晶稀土永磁粉末材料的氢处理新技术。由于镁与氢气反应可以生成氢化镁,并且该反应可逆[12],因此可以应用HDDR工艺来处理镁合金来达到细化晶粒的目的。但是,常规HDDR工艺生成MgH2的反应需要在较高的温度和压力下进行[13],实验条件要求较高,而且温度的升高会导致晶粒粗化。因此,本工作提出在常温下利用机械球磨产生的机械力代替热能作为驱动力,使Mg与H2反应生成MgH2,并对镁合金粉末在氢气氛下机械球磨过程中的组织演变进行研究,目的在于制备出纳米晶MgH2粉末,使其成为一条制备高性能超细晶镁合金材料的工艺途径。

1 实验方法

实验材料为AZ31镁合金铸锭(99.5%,质量分数,下同),其杂质元素总含量0.5%,其性质如表1所示。机械球磨实验在室温下进行,所用设备为QM-ISP4型行星式球磨机,每次装粉量为5g,磨球为ϕ5和ϕ10的不锈钢球,装入球磨罐中的球料质量比为120∶1,球磨机的转速设定为400r/min。

球磨实验操作过程:首先将AZ31镁合金铸锭破碎成粉末,用天平定量称取粉末,按照球料质量比要求配备一定数量的磨球,放入球磨罐中。密封后将球磨罐抽真空,然后充入高纯氢气,使压力达到0.5MPa,并重复操作2～3次,确保球磨罐内氢气氛的纯度。然后,设定球磨机转速,进行球磨实验,每间隔一定时间向球磨罐中补充氢气,使罐中氢压维持在0.4～0.5MPa,同时取出粉末样品,进行组织结构分析。为了防止粉末样品氧化,粉末取样操作过程均在氩气手套箱中进行。

不同球磨时间后的粉末样品的相组成通过X射线衍射(XRD)测试,所用仪器为日本RIGAKV公司生产的D/MAX-RB型X射线衍射仪,采用Cu阳极及石墨单色器,加速电压50kV,电流50mA,选用CuKα辐射,波长0.154056nm,2θ扫描常数2(°)/min。粉末形貌观察采用日立S-570扫描电镜,加速电压20kV。粉末的微观组织结构分析采用Philips EM420透射电镜,加速电压100kV。

2 结果与讨论

2.1 XRD分析

图1为AZ31镁合金粉末在氢气氛下不同球磨时间后的XRD图谱。从图1可以看到,机械球磨20h后AZ31镁合金粉末的衍射峰与原始粉末相比,不仅强度下降,而且半峰宽变宽,同时衍射峰位置向2θ减小的方向偏移。强度下降和半峰宽变宽说明在机械球磨过程中粉末晶体缺陷不断增加同时晶粒尺寸逐渐细化,衍射峰位置发生偏移说明H原子进入Mg的晶格间隙之中形成的固溶体α相导致了镁的晶格膨胀,晶面间距d值变大,根据半峰宽公式sinθ=nλ/2d,d值变大则θ值变小。从图1中还可以看到,机械球磨20h出现微量MgH2的衍射峰,这说明已经有少量MgH2形成。机械球磨40h,Mg相衍射峰强度显著下降,且Mg相衍射峰位置不再偏移,同时MgH2相的衍射峰强度明显增加,这说明机械球磨20h已经形成了固溶体α相,此后,随着机械球磨时间的增加固溶体α相逐渐转化形成MgH2,材料中的固溶体α相含量相应减少,MgH2含量迅速增加,直至球磨80h时,完全形成了MgH2。而继续延长球磨时间物相组成不会发生改变,如图1中球磨100h的XRD图谱所示。

图2是MgH2微观应变、晶粒尺寸与球磨时间的关系曲线。取无应变的MgH2为标样,分别测量计算出标样和不同球磨时间试样低角区和高角区晶面衍射半峰宽,利用微观应变增宽高斯函数[14],计算出MgH2在不同球磨时间后的微观应变。从图2中可以看出,MgH2的微观应变随着球磨时间的增加而增加,球磨至80h微观应变达到1.4%,这说明MgH2发生了严重的晶格畸变,晶粒已经非常细小。根据XRD衍射结果和谢乐公式,对经不同球磨时间获得的MgH2相的晶粒尺寸进行估算,所得结果如图2中晶粒尺寸变化曲线所示。可以发现,球磨20h获得的MgH2相均具有典型的纳米晶组织,之后随着球磨时间的增加,晶粒细化现象并不明显(100h晶粒尺寸为10nm),这说明机械力驱动作用下镁合金粉末发生氢化反应生成了纳米晶MgH2,并在后续球磨过程中不发生组织长大现象,机械球磨的作用是提供氢化反应所需的驱动力,而对已形成的MgH2相的晶粒细化作用并不明显。

利用标样进行试样衍射峰2θ的校正,测定MgH2粉末在不同球磨时间高角区和晶面的衍射角2θ,经过衍射峰位校正后,利用最小二乘法[14]求得不同球磨时间MgH2粉末的晶格常数,如图3所示。可以看到,MgH2粉末的两个晶格常数a和c都随着球磨时间的增加而增大,这也同样说明MgH2粉末在机械球磨的作用下晶格发生了严重的变形,晶粒逐渐被细化。

2.2 粉末形貌观察

图4为氢气氛下机械球磨AZ31镁合金粉末不同时间后的扫描电镜(SEM)照片。比较图4a与4b可以看出,球磨20h后,绝大部分粉末颗粒被碾压成扁平状片层结构,粉末颗粒尺寸与未球磨的原始粉末(0h)相差不大,表明机械力驱动生成Mg(H)固溶体即α相的过程中,粉末颗粒的破碎并不明显。当球磨时间增加到40h时,由于生成了大量的MgH2相,一方面,MgH2的塑性很差、脆性大,另一方面,当Mg转变为MgH2时,晶格体积膨胀高达30% 以上,内应力极大[15],因此形成的MgH2相极易粉化成超细粒子而脱离原始Mg(H)粉末颗粒,此时粉末形貌特征为非常细小的MgH2颗粒与尺寸相对粗大的Mg(H)颗粒的混合组织,其中大部分Mg(H)颗粒被细小的MgH2颗粒所覆盖(见图4c)。当球磨时间为60～100h时,由于生成MgH2相的反应已完成,因此材料中不再存在粗大的Mg(H)颗粒,获得了颗粒细小均匀的全MgH2粉末,其平均颗粒尺寸为1～3μm,与原始粉末相比显著细化(见图4d-f)。从图4d-f还可看出,反应球磨60h生成的MgH2颗粒尺寸与经过100h球磨后获得的MgH2粉末尺寸相差不大,这表明球磨生成的MgH2颗粒已属于超细粉末的范畴,因此MgH2相生成后进一步球磨对其颗粒尺寸的细化作用并不明显。

2.3 TEM观察

图5是氢气氛下机械球磨AZ31镁合金粉末80h获得的MgH2粉末的TEM照片(暗场像)及电子衍射花样。从图5中可以看到,MgH2晶粒大小比较均匀,大部分晶粒尺寸在10nm左右,TEM的观察结果,与文中所述XRD分析结果是一致的。这些结果可以证明,本文在氢气氛下机械球磨制备的MgH2是纳米晶材料。

3 结论

(1)常温氢气氛下机械球磨镁合金粉末,利用机械力驱动可使镁合金粉末发生氢化反应,制备纳米晶MgH2粉末材料。

(2)球磨过程中镁合金粉末首先被碾压成扁平状片层结构,即生成Mg(H)固溶体即α相,粉末破碎不明显;然后粉末开始粉化成超细粒子脱离α相,生成MgH2将α相覆盖;最后粉末完全生成细小颗粒MgH2,一旦进入超细颗粒范畴,球磨对颗粒的细化作用并不明显。

粉末合金 第7篇

Mo-Cu合金因其具有优良的导热、导电性能,以及与陶瓷基片良好匹配的热膨胀系数而被广泛应用于热沉材料和电子封装材料,并受到国内外工作者们的关注和研究[1,2,3,4]。 Mo-Cu合金是由膨胀系数低的Mo和热导率高的Cu通过粉末冶金方法制得的一种假合金。Mo、Cu在常规条件下润湿性很差。Mo的熔点高达2622 ℃,而且Mo、Cu在高温下极易氧化,用熔炼的方法制备Mo-Cu合金极其困难,并且所制得的材料常存在微观组织分布不均匀等问题[5,6,7],不能充分发挥该材料的优点。本研究旨在寻求高致密化和高性能的Mo-Cu合金的制备工艺,通过采用粉末冶金法制备Mo-Cu复合合金材料,探讨了不同烧结工艺对合金材料的显微组织和性能的影响。

1实验

实验原料为纯度大于99%的铜粉和钼粉,将粉末按质量比75%Mo-25%Cu混合置入行星球磨机中,装入不锈钢球, 在球料比10∶1,球磨机转速220r/min(固定转速)下球磨。 在球磨过程中为防止粉末粘壁和粘球可加入少许控制剂无水乙醇。将磨好的粉末放入模具中在压机上以100 MPa的压力压制成形。压制好的生坯在真空烧结炉中进行烧结,采用固相烧结和液相烧结相结合的烧结方案,烧结温度分别为1100 ℃、1150 ℃、1200 ℃、1250 ℃,保温时间分别为1h、1.5 h、2h、2.5h、3h,制得不同Mo-Cu合金。将烧结后的样品进行粗磨、细磨和抛光后,用JSM-6510LA扫描电镜分析样品组织形貌,利用阿基米德排水法分别测量样品的密度。样品的抗弯性能在万能材料试验机上用三点弯曲法测得。利用欧姆定律测得样品的电阻,然后求出电阻率。样品的热导率测试是在热导率测试仪上进行的。

2结果与分析

2.1烧结温度对烧结体密度和力学性能的影响

由图1可以看出,Mo-Cu粉末烧结体的密度随着烧结温度的升高而增大。这是因为随着烧结温度的升高,Mo、Cu两相之间的润湿性获得提高,物质迁移速度增加,因此,烧结致密化过程进行得更加充分,烧结密度不断增大[8]。但是当烧结温度达到1250 ℃时,烧结体密度降低。这可能是由于当温度等于1250 ℃时,由于铜的渗漏以及Mo骨架软化,导致致密化过程不能正常进行,所以烧结体的致密度降低。在本次实验过程中,烧结温度为1200 ℃时致密度最好。

图2为合金的硬度及抗弯强度与烧结温度的关系曲线。 由图2可以看出,抗弯强度和硬度都随着烧结温度的升高而增加,当烧结温度1200 ℃时,试样的抗弯强度和硬度达到最大,分别为554MPa和56HRA。进一步升高烧结温度,抗弯强度和硬度呈下降趋势。造成Mo-18Cu合金的相对密度、 抗弯强度和硬度下降的主要原因是烧结温度过高使得液相Cu挥发,晶粒长大。由此可知,Mo-Cu合金的最佳烧结温度为1200 ℃。

2.2保温时间对Mo-Cu力学性能的影响

图3为在1200℃烧结条件下Mo-Cu合金的保温时间与抗弯强度及硬度的关系曲线。

由图3可知,随着保温时间的延长,合金的抗弯强度和硬度不断增加。当保温时间为2h,合金的抗弯强度和硬度达到最大,分别为554MPa和56HRA。当保温时间超过2h后,合金的抗弯强度和硬度均呈下降趋势。造成Mo-Cu合金的相对密度、抗弯强度和硬度下降的主要原因是高温情况下保温时间的延长加剧了液相Cu的挥发及Mo颗粒的长 大。由此可知,Mo-Cu合金的最佳烧结时间为2h。

2.3烧结温度对Mo-Cu合金电阻率和热导率的影响

合金的电阻率和热导率主要受合金密度的影响,任何能改变合金密度的因素如烧结温度和烧结时间等,都能对合金的电阻率产生比较大的影响。图4为烧结温度与Mo-Cu合金电阻率和热导率的关系曲线。由图4可以看出,Mo-Cu合金的电阻率随烧结温度的升高而 不断减小,当烧结温 度为1200℃时合金的相对密度达到最大值7.41g/cm3,合金的电阻率达到最小值3.7×10-8Ω·m,进一步升高烧结温度,由于液相Cu的挥发造成合金的相对密度下降,所以合金的电阻率增加。因此,提高Mo-Cu合金的致密度有利于降低合金的电阻率,从而提高合金的导电性能。

在烧结初期,随着烧结温度的升高,合金的热导率迅速升高。当烧结温度为1200 ℃时,Mo-Cu合金的热导率达到最高值138 W·m-1·K-1,随着烧结温度的继续上升,合金的热导率反而急剧下降。研究发现烧结温度对热导率产生影响的关键是烧结密度,随着合金密度的上升,其热导率不断增加,在1200 ℃材料完全烧结至近全致密,绝大部分孔隙消除,铜液流动形成 连通网络 结构,更有利于 热量的传 导。 当烧结温度超过1200 ℃,由于温度过高加快了液相Cu的损失,因此合金的密度下降,从而合金的导热性能也降低[9]。

图5为不同烧结温度下Mo-Cu合金的显微组织。从图5可以看出,低温烧结时Mo颗粒团聚严重,Cu相分布不均匀,网络连通性差。随着温度的升高,Cu相分布逐渐均匀。 当烧结温度达到1200 ℃时,Cu相分布的均匀性和连通性达到最佳,孔隙极少。由于液相烧结时固相和液相间的润湿主要由固液之间的界面能决定,只有当固相与液相表面能之和大于固液界面能时,液相才能润湿固相表面,随着烧结温度的升高,固液之间的润湿性增加,从而有利于液相Cu在Mo颗粒之间流动,促进合金的致密化[10]。在烧结过程中,随着液相的出现和烧结温度的升高,铜相成分由于重力场的影响在材料内部沿重力方向呈梯度变化,严重时发 生坍塌和 变形,导致尺寸精度控制失效,相成分发生改变。引起材料密度、热导率、电导率、硬度等性能偏离设计初衷。当烧结温度为1200 ℃时,液相Cu对Mo的浸润性更好,如继续升高烧结温度,Cu的流动性也更强,导致一部分Cu沿着Mo颗粒间的间隙流到合金的表面,从而使合金内部Mo和Cu的体积比升高,造成合金内部留下明显的大量孔洞,这一点可以从合金在1250℃烧结后表面出现少量渗Cu得到证实。

3结论

本工作主要利用 粉末冶金 的方法制 备了致密 的Mo 25Cu合金,研究了烧结工艺对Mo-25Cu合金组织和性能的影响,最终获得综合性能良好的Mo-25Cu合金。Mo-Cu粉末烧结体致密化程度与烧结温度密切相关。随着烧结温度的提高,烧结体密度增大,但当烧结温度为1250 ℃时烧结体的密度又有所下降,这是由于有少量的渗铜现象。所以最佳的烧结工艺为,烧结温度1200 ℃和保温时间2h。合金的抗弯强度和硬度分别为554 MPa和56HRA,电阻率为3.7× 10-8Ω·m,热导率为138 W·m-1·K-1。

摘要：Mo-Cu合金具有优良的导热、导电性能,与陶瓷基片良好匹配的热膨胀系数,被广泛用作热沉材料和电子封装材料。采用粉末冶金法制备了Mo-Cu合金材料,研究了烧结工艺对Mo-25Cu合金组织和性能的影响。结果表明,Mo-25Cu合金最佳烧结工艺为烧结温度1200℃和保温时间2h。合金的抗弯强度和硬度分别为554 MPa和56HRA,电阻率为3.7×10-8Ω·m,热导率为138 W·m-1·K-1。