摘 要:以銅粉、鋁粉、鎳粉和銅包鐵粉為原料,采用粉末冶金工藝制備含不同質(zhì)量分?jǐn)?shù)(0, 1.6%,3.2%,4.8%,6.4%)鐵元素的Cu-10Al-4Ni合金,研究了鐵含量對(duì)合金顯微組織和性能的影 響。結(jié)果表明:未添加鐵元素的合金組織由κⅢ 相、α相和 Al4Cu9 相組成;當(dāng)添加質(zhì)量分?jǐn)?shù)1.6%的 鐵元素后,合金中的κⅢ 相增多,Al4Cu9 相減少;當(dāng)鐵元素質(zhì)量分?jǐn)?shù)達(dá)到3.2%時(shí),Al4Cu9 相進(jìn)一步 減少,合金中析出κⅠ 相和κⅡ 相;隨著鐵含量繼續(xù)增加,Al4Cu9 相消失,κⅠ相增多,而κⅢ相開(kāi)始減少。 隨著鐵含量的增加,合金的燒結(jié)密度減小,硬度先降低后增加再降低,當(dāng)鐵質(zhì)量分?jǐn)?shù)達(dá)到3.2%時(shí)硬度 最大;合金的屈服強(qiáng)度隨鐵含量增加呈波動(dòng)變化,當(dāng)鐵質(zhì)量分?jǐn)?shù)達(dá)到4.8%時(shí)屈服強(qiáng)度最大。
關(guān)鍵詞:粉末冶金;Cu-Al-Ni合金;銅包鐵;顯微組織;屈服強(qiáng)度
中圖分類號(hào):TG146.1 文獻(xiàn)標(biāo)志碼:A 文章編號(hào):1000-3738(2023)08-0018-05
0 引 言
鋁青銅具有優(yōu)良的力學(xué)性能和耐腐蝕性能,常 用于生產(chǎn)專用閥門(mén)、齒輪、蝸輪、軸套及螺旋槳等部 件[1]。鋁是鋁青銅中重要的合金元素,質(zhì)量分?jǐn)?shù)一 般在7.4%~15.6%;較高含量的鋁會(huì)使鋁青銅中生 成 Al4Cu9 相,導(dǎo)致延展性和耐腐蝕性能降低[2-3]。
在鋁青銅合金中加入鎳元素可擴(kuò)大α相區(qū),生成 NiAl相,從而抑制合金的緩冷脆性[4]。在鎳鋁青銅 合金中添加鐵元素可以進(jìn)一步細(xì)化合金組織,同時(shí) 鐵元素會(huì)與鎳、鋁結(jié)合形成富鐵 κ相,有效阻礙 Al4Cu9 相的形成,從而進(jìn)一步提升合金韌性[5];當(dāng) 鐵含量和鎳含量大致相等時(shí),κ相以細(xì)粒狀析出,對(duì) 合金的強(qiáng)度和耐腐蝕性能有利[6]。
的強(qiáng)度和耐腐蝕性能有利[6]。 粉末冶金工藝具有節(jié)約資源、節(jié)省材料、可優(yōu)化 產(chǎn)品性能等特點(diǎn),能夠直接生產(chǎn)形狀復(fù)雜、高精度、 高性能的粉末冶金產(chǎn)品,具有較大的社會(huì)價(jià)值和經(jīng) 濟(jì)效益,故而在材料科學(xué)和工程領(lǐng)域方面?zhèn)涫苤?視[7-8]。然而,采用粉末冶金工藝制備的 Cu-10Al4Ni鎳鋁青銅合金的強(qiáng)度相比于傳統(tǒng)鑄造合金降低 明顯[9-10]。為此,作者考慮通過(guò)添加鐵元素來(lái)提高 Cu-10Al-4Ni粉末冶金合金的強(qiáng)度。但是以鐵粉形 式引入鐵元素存在混料后鐵粉分布不均勻和κⅠ 相 粗大問(wèn)題,而采用銅包鐵粉的形式添加鐵元素,可以 在混料過(guò)程中抑制鐵粉顆粒之間的相互粘連和團(tuán) 聚,增加混合粉末的分散性,從而有效限制κⅠ 相長(zhǎng) 大,并且銅包鐵粉顆粒上的銅層可以增強(qiáng)鐵粉與銅 基體的界面結(jié)合[11-12]。
因此,作者采用銅包鐵粉的形式在 Cu-10Al4Ni合金中引入鐵元素,通過(guò)粉末冶金工藝制備不 同鐵含量的 Cu-10Al-4Ni合金,研究了鐵含量對(duì)合 金顯微組織和性能的影響,以期為 Cu-10Al-4Ni合 金的性能優(yōu)化提供依據(jù)。
1 試樣制備與試驗(yàn)方法
試驗(yàn)原料:電解銅粉,粒徑小于35μm,純度 99.90%;氣 霧 化 鋁 粉,粒 徑 小 于 25 μm,純 度 99.90%;羰基鎳粉,粒徑小于10μm,純度99.90%; 銅包鐵粉,銅質(zhì)量分?jǐn)?shù)20%,鐵質(zhì)量分?jǐn)?shù)80%,粒徑 小于74μm。按照化學(xué)成分(質(zhì)量分?jǐn)?shù)/%)為 Cu10Al-4Ni-xFe(x 分別取0,1.6,3.2,4.8,6.4)進(jìn)行配 料,置于GMS型罐磨機(jī)中攪拌3h,再用BY40型壓 片機(jī)壓制成型,壓力為570MPa,保壓時(shí)間為3min, 生坯為圓柱形,尺寸為?20mm×10mm。將生坯 置于 ZT-25-20Y 型真空熱壓燒結(jié)爐中,以5 ℃· min-1的升溫速率加熱至950℃,保溫60min燒結(jié), 隨爐冷卻得到合金試樣。
在合金燒結(jié)試樣上取樣,經(jīng)磨拋后用由3g FeCl3+5mLHCl+100mL蒸餾水組成的溶液腐 蝕后,采用RX50M 型光學(xué)顯微鏡(OM)觀察顯微組 織。采 用 KYKY-EM3200E 型 掃 描 電 子 顯 微 鏡(SEM)觀察微觀形貌。采用 MiniFlex600型 X射 線衍射儀(XRD)測(cè)試物相組成。用SGX-FA120型 天平測(cè)量試樣質(zhì)量,計(jì)算相對(duì)密度。采用310HBS3000型數(shù)顯布氏硬度計(jì)進(jìn)行硬度檢測(cè),壓頭選用直 徑2.5mm的硬質(zhì)合金鋼球,載荷為1837.5N,保載 時(shí)間為15s,測(cè)3點(diǎn)取平均值。根據(jù) GB/T7314- 2017,使用 HY-0580型材料試驗(yàn)機(jī)進(jìn)行壓縮試驗(yàn), 試樣尺寸為3 mm×3 mm×5 mm,位移速度為 0.5mm·min-1。
2 試驗(yàn)結(jié)果與討論
2.1 鐵含量對(duì)物相組成與顯微組織的影響
由圖1和圖3可見(jiàn):未添加鐵元素時(shí),試驗(yàn)合金 由α-Cu、Al4Cu9 和κⅢ (NiAl)相組成;添加質(zhì)量分?jǐn)?shù) 1.6%鐵元素后,在2θ為42.74°處的衍射峰強(qiáng)度明 顯降低,說(shuō)明 Al4Cu9 相減少;當(dāng)鐵質(zhì)量分?jǐn)?shù)大于 1.6%時(shí)合金由 α-Cu、κⅠ 、κⅡ 和 κⅢ 相組成,κⅠ 為 Fe3Al相,κⅡ 為 NiAl基體上的富鐵相[6,13-14]。
由圖2可以看出:未添加鐵元素時(shí),試驗(yàn)合金的 顯微組織由淺黃色α基體相、棕色網(wǎng)狀κⅢ 相和黑色 孔洞組成;添加質(zhì)量分?jǐn)?shù)1.6%鐵元素時(shí),棕色網(wǎng)狀 κⅢ相團(tuán)聚并增多,孔洞也增大;當(dāng)鐵質(zhì)量分?jǐn)?shù)達(dá)到 3.2%時(shí),棕色網(wǎng)狀κⅢ相消失,出現(xiàn)深灰色大顆粒狀κⅠ 相,直徑在20~50μm,同時(shí)出現(xiàn)了大量細(xì)小顆粒狀 κⅡ相;隨著鐵含量的持續(xù)增加,大顆粒狀深灰色κⅠ相 和孔洞數(shù)量增多,且κⅠ相尺寸增大。
結(jié)合圖1、圖2和圖3分析可知:未添加鐵元素 時(shí),試驗(yàn)合金由白色條狀和粒狀κⅢ 相、淺灰色α基 體相、深灰色 Al4Cu9 相和孔洞組成。根據(jù) Cu-AlNi三元相圖[15]:在950 ℃燒結(jié)時(shí),試驗(yàn)合金處于 α+β(Cu3Al)相區(qū),隨爐冷卻時(shí),當(dāng)溫度降到共析反 應(yīng) 溫度時(shí),β相開(kāi)始發(fā)生共析反應(yīng)生成α和κⅢ 相;當(dāng)溫度繼續(xù)降至560℃時(shí),剩余的β相發(fā)生另一個(gè) 共析反應(yīng)(β→α+ κⅢ +Al4Cu9),生成 Al4Cu9 相。 故未添加鐵元素時(shí)試驗(yàn)合金由α相、κⅢ 相和 Al4Cu9 相組成。
當(dāng)鐵質(zhì)量分?jǐn)?shù)達(dá)到1.6%時(shí),試驗(yàn)合金由κⅢ 相、 α基體相和 Al4Cu9 相組成,與未添加鐵元素相比 κⅢ 相明顯增多且發(fā)生細(xì)化。與 Cu-Al-Ni三元相圖 相比,Cu-Al-Ni-Fe四元相圖中的共析點(diǎn)(β→α+ κⅢ +Al4Cu9)右移[16],即添加鐵元素后試驗(yàn)合金成 分遠(yuǎn)離 Al4Cu9 相區(qū),故 Al4Cu9 相減少。在燒結(jié)冷 卻的過(guò)程中,鐵從基體相中析出,在晶界富集,從而 限制了晶粒的長(zhǎng)大[17]。
當(dāng)鐵質(zhì)量分?jǐn)?shù)達(dá)到3.2%時(shí),試驗(yàn)合金由κⅠ 相、 κⅡ 相、κⅢ 相、α相和 Al4Cu9 相組成,Al4Cu9 相很少; κⅠ 相為大顆粒狀,直徑在20~50μm,κⅡ 呈球狀,直 徑在2~5μm,與文獻(xiàn)[14]相符。κⅠ 相是DO3 型的Fe3Al金屬間化合物,含鐵量相對(duì)較高,一般位于α 相的中間[14],是燒結(jié)冷卻過(guò)程中在第一個(gè)共析溫度 下由β相分解形成的;當(dāng)溫度繼續(xù)下降時(shí),剩余的β 相又會(huì)發(fā)生共析反應(yīng)生成α+κⅡ +κⅢ 相[6,16]。κⅡ 相為 NiAl基體上的富鐵相,形貌與κⅠ 相相似但體 積較小,略呈球狀[13]。
當(dāng)鐵質(zhì)量分?jǐn)?shù)達(dá)到4.8%及以上時(shí),試驗(yàn)合金 中的 Al4Cu9 相消失,κⅠ 相增多,而κⅢ 相減少。這 是因?yàn)殍F含量的增加使得共析點(diǎn) (β→α+κⅢ + Al4Cu9)進(jìn)一步右移,合金成分位于α+κⅠ +κⅡ + κⅢ 相區(qū),故 Al4Cu9 相消失,κⅢ 相減少。
2.2 鐵含量對(duì)密度與力學(xué)性能的影響
由圖4可知,隨著鐵含量的增加,試驗(yàn)合金生坯 的相對(duì)密度變化不大,燒結(jié)后的相對(duì)密度卻逐漸減 小。這是因?yàn)殍F以銅包鐵粉的形式引入,在燒結(jié)時(shí) 包覆在鐵粉外的銅向鐵中發(fā)生固態(tài)擴(kuò)散,在銅原來(lái) 位置留下孔隙[18];隨著銅包鐵添加量的增加,孔洞 數(shù)量增加,燒結(jié)后相對(duì)密度下降。
由圖5(a)可知:隨著鐵含量增加,試驗(yàn)合金的 硬度呈先降后增再降的變化趨勢(shì)。分析可知:當(dāng)鐵 質(zhì)量分?jǐn)?shù)達(dá)到1.6%時(shí),試驗(yàn)合金中的孔洞數(shù)量相 比于未添加鐵元素合金有所增多,因此硬度有所降 低;當(dāng)鐵質(zhì)量分?jǐn)?shù)達(dá)到3.2%時(shí),試驗(yàn)合金孔洞數(shù)量 變化不大,對(duì)硬度影響較小,但由于試驗(yàn)合金中出現(xiàn) 了少量硬度遠(yuǎn)超基體[19]的κⅠ 和κⅡ 相,因此硬度提 高;繼續(xù)增加鐵含量時(shí),雖然κⅠ 相進(jìn)一步增多,但彌 散的κⅢ 相減少,孔洞數(shù)量明顯增加,故合金硬度逐 漸降低。
由圖5(b)可知:隨著鐵含量增加,試驗(yàn)合金的 屈服強(qiáng)度呈先增后略微下降再明顯增大后下降的變 化趨勢(shì)。當(dāng)鐵質(zhì)量分?jǐn)?shù)為1.6%時(shí),試驗(yàn)合金中的 κⅢ 相明顯增多且發(fā)生細(xì)化,因此屈服強(qiáng)度相比于未 添加鐵時(shí)增大;當(dāng)鐵質(zhì)量分?jǐn)?shù)為3.2%時(shí),試驗(yàn)合金中出現(xiàn)少量κⅠ 相和κⅡ 相,細(xì)小的κⅢ 相也減少,因 此合金屈服強(qiáng)度有所下降;當(dāng)鐵質(zhì)量分?jǐn)?shù)為4.8% 時(shí),κⅠ 相和κⅡ 相增加,合金的屈服強(qiáng)度達(dá)到最大, 約為310MPa;當(dāng)鐵質(zhì)量分?jǐn)?shù)為6.4%時(shí),κⅠ 相數(shù)量 增多且尺寸增大,同時(shí)孔洞數(shù)量增多,對(duì)合金性能產(chǎn) 生消極影響,屈服強(qiáng)度下降。
3 結(jié) 論
(1)未添加鐵元素的Cu-10Al-4Ni粉末冶金合 金由κⅢ 相、α相和 Al4Cu9 相組成;當(dāng)添加質(zhì)量分?jǐn)?shù) 1.6%的鐵元素后,試驗(yàn)合金中的κⅢ 相明顯增多且 發(fā)生細(xì)化,Al4Cu9 相減少;當(dāng)鐵質(zhì)量分?jǐn)?shù)達(dá)到3.2% 時(shí),Al4Cu9 相進(jìn)一步減少,合金中開(kāi)始析出κⅠ 相和 κⅡ 相;隨著鐵含量的繼續(xù)增加,Al4Cu9 相消失,κⅠ 相增多,而κⅢ 相開(kāi)始減少。
(2)隨著鐵含量增加,試驗(yàn)合金的燒結(jié)密度降 低,硬度呈先降低后增加再降低的變化趨勢(shì),當(dāng)鐵質(zhì) 量分?jǐn)?shù)達(dá)到3.2%時(shí)硬度最大;試驗(yàn)合金的屈服強(qiáng) 度隨鐵含量增加呈先增后略微下降再明顯增大后下 降的變化趨勢(shì),當(dāng)鐵質(zhì)量分?jǐn)?shù)達(dá)到4.8%時(shí)屈服強(qiáng) 度最大,約為310MPa。
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