董洪峰，李文生，路 陽(yáng)，張 杰

(1.蘭州理工大學(xué)甘肅省有色金屬新材料國(guó)家重點(diǎn)實(shí)驗(yàn)室，蘭州 730050;2.重慶長(zhǎng)安汽車(chē)股份有限公司，重慶 401120)

金屬基金剛石復(fù)合材料工磨具具有生產(chǎn)效率高、近凈成型、自銳性好等優(yōu)點(diǎn)，日益成為陶瓷、石材、混凝土等脆硬材料加工業(yè)的首選［1］.為提高金剛石工磨具性能，許多學(xué)者采用Co、WC作為包鑲金剛石磨粒的胎體組成材料［2-3］.近年來(lái)，由于金剛石復(fù)合材料制品市場(chǎng)競(jìng)爭(zhēng)激烈，產(chǎn)品價(jià)格下跌，而傳統(tǒng)的Co基或WC基金剛石工磨具制品成本高，限制其應(yīng)用，因此人們熱衷于研究低成本工磨具，F(xiàn)e基金剛石工磨具由于制備成本低廉且性能優(yōu)良而得到廣泛應(yīng)用［4-5］.在金剛石復(fù)合材料工磨具技術(shù)指標(biāo)中，除力學(xué)性能、切削性能外，工磨具厚度也是非金屬脆硬材料特別是精細(xì)材料(如單晶硅、鐵氧體、半導(dǎo)體等)加工行業(yè)所關(guān)心的關(guān)鍵指標(biāo).工磨具厚度影響加工效率和精度，因此降低其厚度可提高原材料利用率和經(jīng)濟(jì)效益.由于金剛石超薄切鋸材料生產(chǎn)大多屬商業(yè)機(jī)密［6］，所以關(guān)于其制備工藝方面的研究鮮有報(bào)道.金屬基胎體性能決定工磨具使用性能，傳統(tǒng)的金剛石工磨具制備方法如熱壓燒結(jié)、熱等靜壓［7］、釬焊［8］等制備的工具多為大高徑比，且工具胎體合金化程度較低，制約工具使用范圍.

為降低工具厚度和生產(chǎn)成本，并提高工具胎體合金化程度，作者所在課題組［9-10］采用單軸模壓+熱壓燒結(jié)法，以無(wú)Co及無(wú)WC的Fe基單元素混合粉末為原材料，制備Fe基金剛石復(fù)合材料超薄切鋸胎體.本文研究單軸冷壓壓力對(duì)冷壓壓坯、燒結(jié)胎體的組織和性能影響，探討不同壓力冷壓坯的致密化機(jī)理以及燒結(jié)胎體的拉伸斷裂行為.

1 實(shí)驗(yàn)

1.1 試樣制備

Fe基金剛石超薄切鋸復(fù)合材料胎體成分如表1所示.Fe、Sn粉為水霧化粉，平均顆粒尺寸分別為53、37 μm，Cu、Ni粉為電解粉，平均顆粒尺寸 48 μm.

表1 Fe基金剛石超薄切鋸復(fù)合材料胎體成分

按表1成分稱(chēng)取粉末，在三維渦流混料機(jī)(TD-2)中混合1 h，將金屬混合粉中加入質(zhì)量分?jǐn)?shù)8.5%的液體成型劑，重新混合0.5 h.混合后裝入冷壓模具中，將混合粉在壓頭表面均勻鋪展，并在HT-1500KN壓樣機(jī)中單軸冷壓成型.冷壓坯脫模后在200℃惰性氣氛中恒溫5 min，以去除殘余成型劑.除氣后將壓坯裝入真空熱壓燒結(jié)機(jī)(RYJ-2000Z)燒結(jié)成型.冷壓模具材料是Cr12鋼，壓頭外徑尺寸85 mm、內(nèi)徑20 mm，壓頭表面粗糙度Ra=(0.43±0.02)μm.

冷壓加載速率 0.1 mm/min，壓制力 149、168、187、205 和224 MPa，保壓時(shí)間2 min.熱壓燒結(jié)工藝參數(shù)為:燒結(jié)溫度 700℃、燒結(jié)壓力18 MPa、保溫時(shí)間6 min.制備的Fe基金剛石復(fù)合材料胎體冷壓坯平均厚度為0.29 mm，熱壓燒結(jié)胎體平均厚度0.21 mm.冷壓模具裝配圖如圖1所示.

圖1 冷壓模具裝配圖

1.2 性能及結(jié)構(gòu)分析

用精度0.1 mg的分析天平稱(chēng)量冷壓壓坯，通過(guò)阿基米德原理測(cè)量壓坯真實(shí)密度，采用式(1)計(jì)算理論密度［11］:

式中，fi、ρi(i=1～n)分別是各胎體組成元素的質(zhì)量分?jǐn)?shù)和理論密度.

采用AG-10TA萬(wàn)能力學(xué)試驗(yàn)機(jī)測(cè)量燒結(jié)Fe基胎體的拉伸強(qiáng)度和彈性極限，加載速度為0.5 mm/min，實(shí)驗(yàn)結(jié)果取5個(gè)試樣性能的平均值.采用MEF3A金相顯微鏡、附帶能譜儀(EDX)的JSM-6700F場(chǎng)發(fā)射掃描電子顯微鏡和Rigaku D/Max-2400 X射線衍射儀觀察分析冷壓坯組織、燒結(jié)胎體元素分布、斷口形貌及物相.采用HVS-1000數(shù)顯顯微硬度計(jì)測(cè)量組成胎體的松裝單質(zhì)粉末和冷壓坯的顯微硬度，壓頭載荷25 g.圖2為Fe、Cu粉末形貌SEM和Fe粉截面及硬度壓痕光學(xué)照片，可見(jiàn)Fe粉形狀不規(guī)則，Cu粉是樹(shù)枝狀.

2 結(jié)果

2.1 冷壓坯密度

表2是Fe基金剛石超薄切鋸復(fù)合材料胎體理論密度、不同壓力冷壓坯測(cè)量密度和相對(duì)密度.由表2可以看出，在149～187 MPa內(nèi)胎體壓坯相對(duì)密度隨壓力升高而增大，187～205 MPa內(nèi)相對(duì)密度變化很小，205～224 MPa內(nèi)相對(duì)密度增大.

圖2 Fe、Cu粉末形貌SEM和Fe粉截面及硬度壓痕光學(xué)照片

表2 不同冷壓壓力下Fe基金剛石超薄切鋸胎體壓坯測(cè)量密度和相對(duì)密度

2.2 冷壓坯組織

圖3是不同冷壓壓力下Fe基金剛石超薄切鋸胎體壓坯受壓面的光學(xué)照片.

從圖3(a)可以看出:在149 MPa壓力下，胎體壓坯組織存在大量粉末脫落坑，Ni、Sn粉被Cu粉“包裹”起來(lái)，F(xiàn)e粉分散，如白色虛線所示;與149 MPa相比，168 MPa壓力下壓坯粉末脫落坑明顯減少，Cu粉發(fā)生大量變形，F(xiàn)e粉聚集、冷焊，如圖3(b)白色線所示;187 MPa壓力下壓坯組織粉末脫落坑較168 MPa增加，F(xiàn)e粉和Cu粉間孔隙尺寸增大，如圖3(c)所示;205 MPa壓力下壓坯組織Fe粉重新分散，Sn粉被Fe粉包圍，如圖3(d)所示;224 MPa壓力下壓坯組織致密，更多鐵粉發(fā)生冷焊現(xiàn)象，如圖3(e)所示.

圖3 不同冷壓壓力Fe基金剛石超薄切鋸胎體壓坯受壓面光學(xué)照片

2.3 燒結(jié)胎體組織結(jié)構(gòu)

圖4是不同冷壓壓力下熱壓燒結(jié)胎體組織的SEM照片.圖5是不同冷壓壓力下Fe基燒結(jié)胎體XRD譜圖.由能譜分析結(jié)果可知，深灰色顆粒為鐵相，淺灰色為富銅相，白色是富錫相，黑色為孔隙.圖4中，鐵相分布方式與圖3中Fe粉相似，孔隙主要分布在鐵相中，224 MPa胎體孔隙較多，均勻分布于鐵相界面.

圖4 不同冷壓壓力Fe基熱壓燒結(jié)胎體組織SEM照片

由圖5可知，不同壓力燒結(jié)胎體組織均以(Fe，Ni)、Fe、Fe1.3Sn、Cu40.5Sn11、Cu81Sn22為主相，主相所在衍射峰強(qiáng)弱順序?yàn)?2θ=42.76°位置，205 MPa＞187 MPa＞168 MPa＞149 MPa＞224 MPa;2θ=44.5°位置，224 MPa＞168 MPa＞205 MPa＞149 MPa＞187 MPa.(Fe，Ni)和Fe1.3Sn相晶體結(jié)構(gòu)為簡(jiǎn)單六方，Cu40.5Sn11和Cu81Sn22為面心立方結(jié)構(gòu)，F(xiàn)e是體心立方.

圖5 不同冷壓壓力Fe基燒結(jié)胎體XRD譜圖

2.4 燒結(jié)胎體力學(xué)性能和斷口形貌

圖6是不同壓力Fe基燒結(jié)胎體的力學(xué)性能.由圖6可知:149～168 MPa燒結(jié)胎體拉伸強(qiáng)度和彈性極限均升高;168～187 MPa胎體拉伸強(qiáng)度和彈性極限下降;187～205 MPa胎體拉伸強(qiáng)度基本不變，彈性極限下降;205～224 MPa胎體力學(xué)性能增強(qiáng).

圖6 不同冷壓壓力Fe基燒結(jié)胎體力學(xué)性能

不同壓力Fe基燒結(jié)胎體拉伸斷口形貌SEM照片如圖7所示.由圖7可知:149 MPa胎體斷口主要以沿鐵相顆粒脆性斷口和富銅、錫相解理斷口組成，見(jiàn)圖7(a);168 MPa胎體解理斷口減少，在富銅、錫相位置出現(xiàn)塑坑型斷口，見(jiàn)圖7(b);187 MPa胎體存在3種斷口:鐵相顆粒脆性斷口、富銅錫相解理斷口和塑坑型斷口，見(jiàn)圖7(c);205 MPa胎體斷口為鐵相和富銅錫相斷口的混合斷口，見(jiàn)圖7(d);224 MPa胎體的鐵相脆性斷口基本消失，主要為富銅錫相解理斷口和塑坑斷口.

3 分析與討論

3.1 冷壓壓力對(duì)Fe基胎體冷壓坯組織和致密化的影響

由粉末壓制理論可知，粉末體的冷壓致密化與粉末加工硬化性和尺寸有關(guān)［12］.為表征冷壓Fe基胎體粉末的加工硬化行為，分別測(cè)定Cu、Ni、Fe、Sn單質(zhì)松裝粉末及其冷壓坯的顯微硬度，結(jié)果如圖8所示.可知組成胎體壓坯Fe、Cu粉末顯微硬度均大于松裝粉末顯微硬度，而Ni、Sn顯微硬度基本無(wú)變化，說(shuō)明Fe、Cu粉末在冷壓條件下大量變形而產(chǎn)生加工硬化，Ni、Sn粉加工硬化不明顯，如圖3所示.

圖7 不同冷壓壓力Fe基燒結(jié)胎體拉伸斷口的SEM照片

圖8 不同壓制力Fe基金剛石超薄切鋸胎體壓坯的顯微硬度

粉末體的冷壓致密化主要包括兩個(gè)階段，粉末重排和變形，其貫穿冷壓的整個(gè)過(guò)程;而液體成型劑的存在減小了粉壁、粉間摩擦力，促進(jìn)顆粒重排使其快速進(jìn)入變形階段［13］.在149 MPa壓力下，Cu粉發(fā)生大量塑性變形，使其產(chǎn)生加工硬化而增大顯微硬度，如圖5所示，但Cu、Fe粉未發(fā)生粘著(冷焊)，見(jiàn)圖4(a)，使試樣在打磨拋光過(guò)程中胎體粉末發(fā)生大量脫落，如圖3(a)所示.當(dāng)壓力增大到168 MPa時(shí)，Cu、Fe的粉變形量均增加，使顯微硬度增大，促進(jìn)粉末冷焊，減少脫落坑，如圖3(b)所示.由圖3(c)、圖5可知，與168 MPa相比，187 MPa壓坯組織脫落坑增加，F(xiàn)e粉聚集、顯微硬度減小.這主要因?yàn)閱屋S模壓實(shí)驗(yàn)為連續(xù)升壓，而粉末塑性變形主要發(fā)生在保壓階段，又由于Fe粉變形性較Cu粉差，使得Cu粉快于Fe粉變形，促進(jìn)了Cu和Fe粉相對(duì)運(yùn)動(dòng)，使Fe粉聚集、冷焊并且增大粉壁和粉間摩擦力，從而抑制Fe粉變形，導(dǎo)致其顯微硬度減小.由圖2(d)、圖3(d)可知，205 MPa胎體Cu粉較187 MPa變形量增加，顯微硬度明顯增大，而Fe粉變化較小(圖5).這主要?dú)w因于:1)高壓下的易變形Cu粉發(fā)生大量塑性變形使其顯微硬度增大;2)Cu粉大量變形加速Fe粉聚集、冷焊，增大粉末尺寸和粉間、粉壁摩擦力且增加粉末進(jìn)一步加工硬化的阻力，抑制胎體致密化，使密度增大較少(表2).在224 MPa下，大壓制力使胎體Cu、Fe粉克服因聚集、冷焊造成的致密化阻力而產(chǎn)生大量塑性變形，促進(jìn)胎體致密化，組織更加致密，如表2、圖3、圖4、圖5所示.由于Fe、Sn粉具有相似的粉末形貌，使得在重排與變形過(guò)程中Sn隨Fe粉運(yùn)動(dòng)和變形，最終產(chǎn)生較高壓力下Fe粉“包裹”Sn粉的壓坯組織，如圖3(d)、(e)所示.

3.2 冷壓坯組織對(duì)熱壓燒結(jié)Fe基胎體組織結(jié)構(gòu)影響

在熱壓燒結(jié)條件下，由于低熔點(diǎn)Sn元素存在，使燒結(jié)體形成液相燒結(jié)模式.相比固相燒結(jié)，液相燒結(jié)是影響胎體組織和合金化的主導(dǎo)因素，其進(jìn)程受胎體粉末間毛細(xì)管力及粉末排布方式制約［12］.不同冷壓壓力下燒結(jié)Fe基胎體能譜分析結(jié)果如表3所示(所得結(jié)果為3點(diǎn)平均值)，可以看出:不同壓力燒結(jié)胎體 Cu、Ni、Sn元素?cái)U(kuò)散顯著，F(xiàn)e擴(kuò)散較少，使得鐵相排布方式與冷壓坯Fe粉排布相似;與149 MPa胎體相比，168 MPa胎體富銅相Fe元素含量較低、Sn含量增加，富錫相Fe、Ni元素含量增加，這是因?yàn)樵?68 MPa下胎體Fe顆粒聚集，限制Sn金屬液流動(dòng)范圍，使其主要存在Fe和Cu之間，并延長(zhǎng)金屬液與Cu、Fe界面元素?cái)U(kuò)散時(shí)間，促進(jìn) Cu、Sn和Fe、Ni合金化(如圖5所示，Cu、Sn化合物和(Fe，Ni)相衍射峰增強(qiáng));當(dāng)壓力增大到187 MPa時(shí)，胎體Cu粉變形較大，增大毛細(xì)管力，使金屬液主要存在Cu粉間隙，促進(jìn)Cu、Sn元素合金化而抑制Fe、Ni合金化(表3).187～224 MPa壓力下胎體Fe粉“包裹”Sn粉，減緩Cu、Sn元素?cái)U(kuò)散速度并促進(jìn)Fe、Sn合金化，如圖5所示.

表3 不同冷壓壓力燒結(jié)Fe基胎體能譜分析結(jié)果(質(zhì)量分?jǐn)?shù)/%)

3.3 燒結(jié)Fe基胎體組織結(jié)構(gòu)對(duì)其力學(xué)性能和斷裂行為的影響

胎體受拉伸載荷時(shí)，各相及相界面均承受載荷，因此相組成、相界面結(jié)合和孔隙影響胎體力學(xué)性能.由圖6可知，149～168 MPa壓力下胎體的力學(xué)性能提高，原因如下:1)胎體形成更多金屬化合物和固溶體，增大原子結(jié)合力，提高力學(xué)性能;2)如3.2小節(jié)所述，鐵相聚集促進(jìn)相界面合金化，增強(qiáng)了界面結(jié)合，而界面可看作為包圍鐵相的殼體，富銅錫相為基體.根據(jù)核殼增韌機(jī)制［15］，當(dāng)胎體受到外部應(yīng)力時(shí)，裂紋經(jīng)由基體擴(kuò)展到殼體處使其受到破壞，消耗外部應(yīng)力的一部分能量，如圖9所示.由圖9可知，殼體破壞后裂紋擴(kuò)展到鐵相顆粒，應(yīng)力沿顆粒和殼體間微裂紋繼續(xù)擴(kuò)展，使應(yīng)力分流和偏轉(zhuǎn).由此可見(jiàn)，強(qiáng)化界面可鈍化外部應(yīng)力，從而強(qiáng)化胎體.

當(dāng)壓力達(dá)到187 MPa時(shí)，胎體鐵相過(guò)于聚集，抑制元素?cái)U(kuò)散，弱化界面結(jié)合使其難以發(fā)揮增韌作用，降低力學(xué)性能.187～205 MPa壓力下，胎體Cu、Sn合金化程度下降，減小原子結(jié)合力，使力學(xué)性能降低.與205 MPa相比，224 MPa壓力下胎體相界面的合金化程度增大，使力學(xué)性能提高，但由于胎體中含有較多孔隙，導(dǎo)致其性能低于168和187 MPa壓力下的胎體.

由斷口學(xué)原理［14］，胎體斷裂行為受相界面、孔隙和相晶格類(lèi)型制約.149 MPa壓力下胎體合金化程度較低，使相界面結(jié)合差，斷口形貌主要是沿鐵相脆性斷口，見(jiàn)圖7(a);168 MPa胎體合金化程度較高，強(qiáng)化相界面、延性相(面心立方的Cu40.5Sn11和Cu81Sn22)增加，斷口形貌為塑坑型斷口和沿脆性相(簡(jiǎn)單六方(Fe，Ni)和Fe1.3Sn)形成的解理斷口，見(jiàn)圖7(b);187 MPa胎體延性相較168 MPa增加，脆性相減少，使塑坑斷口面積增加，并且富鐵相聚集增大了胎體脆性，形成較多沿鐵相脆性斷口，見(jiàn)圖7(c);205 MPa胎體主要為脆性斷口;224 MPa胎體鐵相高度聚集，大量孔隙殘留鐵相中，增大胎體脆性，產(chǎn)生脆性斷口，見(jiàn)圖7(e).

圖9 核殼增韌機(jī)制示意圖

4 結(jié)論

1)149、168 MPa壓坯組織Cu粉發(fā)生大量變形而Fe粉變形較小，Cu、Fe粉顆粒未發(fā)生冷焊;187、205 MPa壓坯組織中 Cu、Fe粉聚集、冷焊，使顆粒長(zhǎng)大、粉間和粉壁摩擦力增大，阻礙致密化;224 MPa高壓力克服了粉間、粉壁摩擦力，促使胎體粉末變形和致密化，胎體組織更致密;

2)燒結(jié) Fe基胎體組織以(Fe，Ni)、Fe1.3Sn、Cu40.5Sn11、Cu81Sn22和Fe為主相，鐵相排布與冷壓坯Fe粉相似，孔隙分布在鐵相中，224 MPa胎體孔隙較多且均勻分布;隨著冷壓壓力增大，燒結(jié)胎體的主相含量發(fā)生變化;

3)149～168 MPa燒結(jié)胎體拉伸強(qiáng)度和彈性極限均升高，168～187 MPa胎體拉伸強(qiáng)度和彈性極限下降，187～205 MPa胎體拉伸強(qiáng)度基本不變，彈性極限下降，205～224 MPa胎體力學(xué)性能增強(qiáng);不同壓力胎體拉伸斷口形貌主要包括塑坑斷口、解理斷口和沿鐵相顆粒的脆性斷口.

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