李佑福，李志友，滕 浩，曾海卒，周科朝

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Cu3P對(duì)復(fù)壓復(fù)燒Fe-2Ni-1Cu-0.6C合金組織與性能的影響

李佑福，李志友，滕 浩，曾海卒，周科朝

(中南大學(xué)粉末冶金國(guó)家重點(diǎn)實(shí)驗(yàn)室，長(zhǎng)沙 410083)

采用復(fù)壓復(fù)燒法制備粉末冶金Fe-2Ni-1Cu-0.6C合金。考察Cu3P添加劑對(duì)合金組織和性能的影響，并通過(guò)調(diào)節(jié)預(yù)燒溫度進(jìn)行預(yù)燒工藝優(yōu)化。結(jié)果表明：由于Cu3P對(duì)Fe-2Ni-1Cu-0.6C復(fù)壓復(fù)燒合金具有促進(jìn)燒結(jié)，使珠光體組織均勻化，產(chǎn)生較強(qiáng)的固溶強(qiáng)化等幾個(gè)方面的作用，少量Cu3P的加入可提高合金的抗彎強(qiáng)度和硬度；預(yù)燒溫度的優(yōu)化能有效控制Cu3P添加導(dǎo)致的合金復(fù)壓復(fù)燒密度和沖擊韌性的降低，從而使含Cu3P合金的性能得到進(jìn)一步提高。其中，720 ℃預(yù)燒?復(fù)壓復(fù)燒的Fe-2Ni-0.5Cu-0.58Cu3P-0.6C合金的抗彎強(qiáng)度和硬度達(dá)到最大值，分別為1 354 MPa和85.5 HRB，其沖擊韌度為8.61J·cm?2。

粉末冶金；Cu3P；預(yù)燒溫度；復(fù)壓復(fù)燒；顯微組織；沖擊韌性

粉末冶金低合金鋼具有低成本，高強(qiáng)度，高硬度和一定的延性等優(yōu)點(diǎn)，適于作結(jié)構(gòu)材料，因此被廣泛應(yīng)用于民用工業(yè)和國(guó)防工業(yè)中，尤其在汽車(chē)、摩托車(chē)、工程機(jī)械、槍械和家電行業(yè)中占有重要地位[1]。粉末冶金低合金鋼的最終性能與密度、孔隙結(jié)構(gòu)、顆粒間結(jié)合狀態(tài)密切相關(guān)，通過(guò)改善材料制備工藝提高材料密度，和添加燒結(jié)助劑進(jìn)行強(qiáng)化燒結(jié)，是制備高性能粉末冶金低合金鋼的有效方法[2?3]。提高粉末冶金零件密度的常用成形工藝有：復(fù)壓復(fù)燒、高速壓制、溫壓成形、粉末鍛造及表面致密化等[4?8]其中復(fù)壓復(fù)燒工藝具有不需要增添新的設(shè)備，技術(shù)難度不大，工藝過(guò)程比較容易控制，質(zhì)量比較穩(wěn)定，適合于大批量生產(chǎn)等特點(diǎn)[9?10]，且對(duì)于較軟的材料，這種工藝尤為有 效[11]。粉末冶金鐵基材料通常應(yīng)用的燒結(jié)強(qiáng)化元素有硼(B)、硅(Si)、磷(P)等[12?14]，其中，磷化物作為一種典型的燒結(jié)助劑，具有幾個(gè)方面的作用：磷元素與多種金屬元素(如鐵、鎳、銅等)可產(chǎn)生低溫的共晶液相，起到液相燒結(jié)的作用；磷元素有擴(kuò)大α-Fe相區(qū)的作用，提高相同燒結(jié)溫度下Fe的自擴(kuò)散系數(shù)；磷元素對(duì)材料基體有較強(qiáng)的固溶強(qiáng)化作用[15]。因此，磷化物在高合金不銹鋼和高速鋼的液相強(qiáng)化燒結(jié)工藝的研究中已有較多的應(yīng)用[13?17]，而這種液相含量較高的燒結(jié)工藝由于產(chǎn)品變形較大，在尺寸精度要求較高的粉末冶金低合金鐵基結(jié)構(gòu)材料中的應(yīng)用有所限制。在特殊成形方法制備出高密度材料的基礎(chǔ)上，使用少量或微量磷化物進(jìn)行輔助燒結(jié)并發(fā)揮磷元素對(duì)鐵基材料的強(qiáng)化作用，可能成為提高粉末冶金低合金鋼性能的有效途徑。

本研究采用不同預(yù)燒溫度的復(fù)壓復(fù)燒工藝制備Fe- 2Ni-1Cu-0.6C粉末冶金低合金鐵基材料，其中部分銅元素以超細(xì)Cu3P粉的形式添加，目的是研究少量Cu3P添加劑及預(yù)燒溫度對(duì)粉末冶金Fe-2Ni- 1Cu-0.6C復(fù)壓復(fù)燒材料組織與性能的影響，以期為合金元素磷及磷的化合物在高性能粉末冶金低合金鐵基材料制備中的應(yīng)用提供實(shí)驗(yàn)依據(jù)。

1 實(shí)驗(yàn)

1.1 實(shí)驗(yàn)材料

采用萊鋼集團(tuán)粉末冶金有限公司牌號(hào)為100.29 H的水霧化鐵粉、羰基鎳粉、Cu3P粉、電解銅粉以及膠體石墨為原料，霧化鐵粉平均粒徑100 μm，鎳粉的粒徑2~10 μm，銅粉粒徑≤40 μm，Cu3P粉通過(guò)高能球磨破碎制得、其粒徑范圍為0.2~10 μm，潤(rùn)滑劑為EBS，添加量為原料總質(zhì)量的0.5%(質(zhì)量分?jǐn)?shù))。

1.2 樣品制備

采用復(fù)壓復(fù)燒法制備Fe-2Ni-Cu-1.16(1?)Cu3P- 0.6C(=0，0.25，0.5，0.75，1)材料(Cu元素總質(zhì)量分?jǐn)?shù)1%)。將按設(shè)計(jì)比例配好的粉末原料裝入載有ZrO2球、1 000 mL容量的聚四氟乙烯混料罐中，于立式行星混料機(jī)中混料2 h。采用600 MPa初壓，在氫氣氛燒結(jié)爐中以2 ℃/min升溫至450 ℃保溫0.5 h脫脂后，以5 ℃/min分別升溫至680/720/760 ℃保溫1 h預(yù)燒，水冷出爐后以800 MPa復(fù)壓，復(fù)燒采用1 120 ℃保溫1 h，完成后推入水冷區(qū)冷卻0.5 h出爐。同時(shí)制備一次壓制燒結(jié)樣品作為對(duì)比。一次壓制燒結(jié)采用 600 MPa壓制，在氫氣氛燒結(jié)爐中以2 ℃/min升溫至450 ℃保溫0.5 h脫脂，再以5 ℃/min升至1 120 ℃保溫 1 h燒結(jié)，完成后推入水冷區(qū)冷卻0.5 h。

1.3 樣品檢測(cè)

采用DSC404C/6/GD型熱分析儀在Ar氣條件下測(cè)定Fe-Ni-Cu-P體系的DSC曲線，溫度范圍為室溫～1 000 ℃，升溫速率為10 ℃/min。測(cè)量壓坯的質(zhì)量和體積，計(jì)算得到壓坯的密度。用阿基米德排水法(ASTM C373-88 (1999))測(cè)試燒結(jié)試樣的體積密度。采用德國(guó)LEICA公司的6532-01金相顯微鏡對(duì)樣品進(jìn)行孔隙和金相組織觀察，試樣的腐蝕劑為FeCl3酒精溶液。表觀硬度和顯微硬度測(cè)試分別在HR-150型洛氏硬度儀和T2500型顯微硬度儀上進(jìn)行。根據(jù)國(guó)家標(biāo)準(zhǔn)GB/T 5319-2002制成扁條狀試樣，在美國(guó)Instron 3369型電子萬(wàn)能材料試驗(yàn)機(jī)上測(cè)試燒結(jié)合金的抗彎強(qiáng)度。根據(jù)國(guó)家標(biāo)準(zhǔn)GB/T 9096-2002制成帶U型缺口的長(zhǎng)條狀試樣，在JB3/6型材料試驗(yàn)機(jī)上測(cè)試合金的沖擊韌性。采用JSM-6360LV型掃描電鏡觀察試樣的顯微組織與斷口形貌。

2 結(jié)果與討論

2.1 Cu-P共晶反應(yīng)與預(yù)燒溫度的選擇

圖1是Fe-Ni-Cu-Cu3P體系的DTA分析曲線，從圖中可以看出，在點(diǎn)A處(約714 ℃)與點(diǎn)B處(約 874 ℃)有兩個(gè)放熱峰，根據(jù)Cu-P二元合金相圖、Ni-P二元合金相圖及文獻(xiàn)[18]的結(jié)果分析可知，放熱峰A為Cu-P最低共晶反應(yīng)溫度，放熱峰B為Ni-P最低共晶反應(yīng)溫度，F(xiàn)e-Ni-Cu-Cu3P分別在710~720 ℃和870~ 880 ℃左右產(chǎn)生Cu-P共晶液相與Ni-P共晶液相，這些液相可分別在材料的預(yù)燒和復(fù)燒過(guò)程中起到一定的組織調(diào)控和促進(jìn)燒結(jié)作用。

在常規(guī)復(fù)壓復(fù)燒工藝中，預(yù)燒結(jié)的作用主要有：消除內(nèi)應(yīng)力，軟化材料，燒除潤(rùn)滑劑，以便二次壓制時(shí)提高密度[11]。預(yù)燒溫度越高，一方面可更好地消除鐵基體的加工硬化和殘余應(yīng)力而提高壓縮性，另一方面預(yù)燒溫度升高會(huì)使合金元素的擴(kuò)散速度提高，卻又導(dǎo)致鐵基體因固溶強(qiáng)化使壓縮性降低。作者之前的研究中[18]發(fā)現(xiàn)在800 ℃下進(jìn)行預(yù)燒時(shí)，由于Cu-P共晶液相促進(jìn)Cu、P、Ni等合金元素?cái)U(kuò)散進(jìn)入鐵基體產(chǎn)生的固溶強(qiáng)化及Cu-P液相與Fe、Ni共同作用產(chǎn)生的脆性相，使材料預(yù)燒后壓縮性降低而導(dǎo)致復(fù)壓密度降低，通過(guò)調(diào)節(jié)預(yù)燒溫度，進(jìn)而提高含Cu3P材料的復(fù)壓密度為進(jìn)一步提升材料的性能提供了可能。預(yù)燒溫度的選擇需要兼顧和平衡Cu-P共晶液相的組織調(diào)控作用、鐵基體的退火軟化作用及固溶強(qiáng)化的硬化作用等因素，故選擇680、720、760 ℃三個(gè)溫度進(jìn)行預(yù)燒工藝優(yōu)化的研究。

圖1 Fe-Ni-Cu-Cu3P體系DSC曲線

2.2 預(yù)燒坯顯微結(jié)構(gòu)

對(duì)合金預(yù)燒坯進(jìn)行金相顯微鏡觀察，結(jié)果如圖2所示。

由圖2可以看出，Cu3P添加量為0.58%的樣品在680 ℃預(yù)燒后(圖2(a))以及未添加Cu3P的樣品在 720 ℃預(yù)燒后(圖2(d))，其坯體鐵基顆粒的結(jié)合情況均較差，原始邊界明顯，不規(guī)則的粗大孔隙周?chē)盎w中分布著較多的細(xì)長(zhǎng)孔隙(圖中箭頭所示)。而加入0.58%的Cu3P粉樣品在720 ℃和760 ℃預(yù)燒后(圖2(b)、(c))，材料的組織結(jié)合強(qiáng)度升高，細(xì)長(zhǎng)孔隙明顯減少，部分孔隙趨于圓化(圖中圓圈所示)。這是由于在720 ℃以上預(yù)燒Cu-P的共晶液相在孔隙內(nèi)通過(guò)毛細(xì)管力和晶界滲透作用形成流動(dòng)和鋪展的結(jié)果。細(xì)長(zhǎng)孔隙的消失和粗孔的圓化有利于后續(xù)燒結(jié)過(guò)程中燒結(jié)頸的形成，對(duì)于燒結(jié)擴(kuò)散過(guò)程有一定的促進(jìn)作用。

2.3 合金密度

不同溫度預(yù)燒后的樣品再經(jīng)800 MPa復(fù)壓的壓坯密度及經(jīng)1 120 ℃燒結(jié)1 h后燒結(jié)坯密度如圖3所示。

由圖3可見(jiàn)，材料在燒結(jié)后(曲線(d)、(e)、(f))基本保留了復(fù)壓坯(曲線(a)、(b)、(c))的密度規(guī)律，但整體密度較復(fù)壓后有所降低，這可能是復(fù)燒時(shí)升溫速度過(guò)快、復(fù)壓坯變形儲(chǔ)能的釋放以及合金元素的固溶等多種因素共同作用的結(jié)果。不同溫度預(yù)燒的樣品在800 MPa復(fù)壓后，復(fù)壓坯的密度隨Cu3P添加量的增加而降低，且預(yù)燒溫度越高，密度降低的趨勢(shì)越大。Cu3P含量較低時(shí)(＜0.58%)，720 ℃預(yù)燒-復(fù)壓樣品密度高于680 ℃預(yù)燒-復(fù)壓和760 ℃預(yù)燒-復(fù)壓樣品的密度，這可能是由于在較低Cu3P含量的材料中，預(yù)燒后材料的壓縮性主要取決于Ni、Cu、P、C等合金元素的固溶強(qiáng)化和鐵基體退火軟化的共同作用，680 ℃預(yù)燒材料的鐵基體退火軟化作用較小，760 ℃預(yù)燒材料的固溶強(qiáng)化作用較強(qiáng)，導(dǎo)致了它們較720 ℃預(yù)燒材料的壓縮性低。當(dāng)Cu3P含量繼續(xù)增加時(shí)(0.58%~1.16%)，720 ℃預(yù)燒?復(fù)壓和760 ℃預(yù)燒?復(fù)壓的樣品密度繼續(xù)大幅度降低，680 ℃預(yù)燒?復(fù)壓樣品的密度降低幅度較小，這是因?yàn)殡SCu3P含量增加，在720 ℃及以上溫度預(yù)燒時(shí)，Cu-P共晶液相的增多加快了元素的擴(kuò)散固溶導(dǎo)致材料的壓縮性降低。因此預(yù)燒溫度越高，隨Cu3P添加量增加，復(fù)壓坯密度的降低趨勢(shì)越明顯。

圖2 不同溫度預(yù)燒后預(yù)燒坯的顯微結(jié)構(gòu)

圖3 復(fù)壓坯與復(fù)燒坯密度曲線

(a)—Double pressed blanks, pre-sintered at 680 ℃; (b)—Double pressed blanks, pre-sintered at 720 ℃; (c)—Double pressed blanks, pre-sintered at 760 ℃; (d)—Double pressed-double sintered blanks, pre-sintered at 680 ℃; (e)—Double pressed-double sintered blanks,pre-sintered at 720 ℃; (f)—Double pressed-double sintered blanks, pre-sintered at 760 ℃

2.4 合金的顯微組織

對(duì)未添加Cu3P和Cu3P添加量為0.58%的復(fù)燒材料進(jìn)行金相組織觀察，結(jié)果分別如圖4(a)和圖4(b)所示，圖4(c)、(d)分別為圖4(a)、(b)的放大圖片。

從圖4可以看出，燒結(jié)坯組織除孔隙和石墨外，由白色塊狀鐵素體(圖4(c)、(d)中箭頭所示)、灰色片層狀珠光體和黑色團(tuán)狀珠光體組成。黑色團(tuán)狀珠光體的形成可能是冷卻速度過(guò)快造成的，這是因?yàn)橹楣怏w轉(zhuǎn)變是由奧氏體晶界向晶內(nèi)進(jìn)行，較快的冷卻速度使得奧氏體晶粒內(nèi)部過(guò)冷度增加導(dǎo)致形成的珠光體片層過(guò)細(xì)[19]，經(jīng)侵蝕后在光學(xué)顯微鏡下無(wú)法觀察片層結(jié)構(gòu)，呈現(xiàn)一片黑色，而在掃描顯微下能分辨出間距約為150~250 nm的片層結(jié)構(gòu)(圖略)，稱(chēng)為索氏體。

由圖4還可以看出，未添加Cu3P的材料組織含有較多的索氏體和塊狀先共析鐵素體，在添加Cu3P后，材料組織中的鐵素體和索氏體減少，并形成較均勻連續(xù)的片層珠光體結(jié)構(gòu)，這可能對(duì)提高材料強(qiáng)度和塑性有一定作用。因?yàn)殍F素體的強(qiáng)度較低，而珠光體的強(qiáng)度較高，且其強(qiáng)度隨片層間距減小而增大，當(dāng)鐵素體和不同片層間距的珠光體同時(shí)大量存在時(shí)，在外力作用下將引起不均勻塑性變形，并導(dǎo)致應(yīng)力集中，從而使強(qiáng)度和塑性下降。因此，為提高強(qiáng)度和塑性，常采用等溫處理以獲得片層厚度均勻的珠光體[20]。

在添加Cu3P后，材料組織中的鐵素體減少，可能是因?yàn)镻是奧氏體晶界偏聚元素，其在奧氏體晶界的偏聚可造成晶界能降低[21]，阻礙鐵素體在晶界形核，使析出先共析鐵素體的孕育期增長(zhǎng)，析出速度減慢。隨著連續(xù)冷卻過(guò)程的進(jìn)行，鐵素體在較低溫度下形核，這時(shí)碳原子擴(kuò)散速率降低，而鐵素體的形核和長(zhǎng)大都需要碳原子的擴(kuò)散，從而抑制了大塊狀先析鐵素體的形成。而添加Cu3P后材料組織中索氏體的減少可能與珠光體轉(zhuǎn)變中碳原子的分布和擴(kuò)散有關(guān)。由于上述含Cu3P材料的先析鐵素體減少，珠光體轉(zhuǎn)變過(guò)程中由奧氏體晶界附近向晶粒內(nèi)部擴(kuò)散的碳原子隨之減少，當(dāng)珠光體轉(zhuǎn)變由奧氏體晶界向晶內(nèi)進(jìn)行時(shí)，奧氏體成分在較大區(qū)域內(nèi)保持亞共析狀態(tài)，亞共析成分的奧氏體會(huì)析出較多量的鐵素體，這可能對(duì)珠光體的片層間距縮小有一定的限制作用，因此，片層間距極小的索氏體含量降低。另外，Cu3P的加入在材料預(yù)燒和燒結(jié)中形成的共晶液相[16]有助于C和其他合金元素的擴(kuò)散，對(duì)組織的均勻化有一定促進(jìn)作用。

對(duì)兩種材料進(jìn)行不同組織的顯微硬度平均值的測(cè)定，結(jié)果如表1所列，單位為HV。

圖4 不同溫度預(yù)燒?復(fù)壓復(fù)燒坯顯微組織

表1 不同組織顯微硬度

由表1可知，在添加0.58%Cu3P后，鐵素體和珠光體的顯微硬度得到了很大程度的提高，這是因?yàn)槲⒘苛自卦阼F素體中的固溶具有很高的強(qiáng)化作用，其固溶強(qiáng)化作用甚至優(yōu)于很多金屬合金元素[22]，另外，其珠光體顯微硬度的升高主要也是由于珠光體中的鐵素體片層得到強(qiáng)化所致。

2.5 合金的力學(xué)性能

對(duì)復(fù)壓?復(fù)燒法制備的鐵基合金的抗彎強(qiáng)度與硬度進(jìn)行測(cè)試，結(jié)果如圖5所示。由圖5可以看出，在不同溫度預(yù)燒?復(fù)壓復(fù)燒后，材料的抗彎強(qiáng)度(曲線(a)、(b)、(c))和硬度(曲線(d)、(e)、(f))隨Cu3P添加量的增加呈先增加后降低的趨勢(shì)，材料在Cu3P含量較低時(shí)強(qiáng)度和硬度增加，一方面是由于P的固溶強(qiáng)化和對(duì)珠光體的均勻化作用，另一方面是由于少量Cu3P對(duì)材料復(fù)壓復(fù)燒密度的降低程度很小，而Cu3P含量較高時(shí)，材料密度降低程度過(guò)大，限制了硬度和強(qiáng)度的提高。Cu3P含量小于0.87%時(shí)，經(jīng)720 ℃預(yù)燒材料的復(fù)燒坯抗彎強(qiáng)度和硬度最高(曲線(b)、(e))。這是幾個(gè)因素共同作用的結(jié)果：(1) 在P含量較低時(shí)720 ℃預(yù)燒的材料復(fù)壓復(fù)燒后密度最高。(2) 720 ℃及以上溫度預(yù)燒過(guò)程中產(chǎn)生的液相消除了部分細(xì)長(zhǎng)孔隙，促進(jìn)復(fù)壓后的燒結(jié)過(guò)程和元素?cái)U(kuò)散，從而提高材料的性能。在Cu3P含量為0.58%時(shí)經(jīng)720 ℃預(yù)燒的材料抗彎強(qiáng)度和硬度達(dá)到最大值，分別為1 354 MPa和85.5 HRB。

圖5 復(fù)壓復(fù)燒材料的抗彎強(qiáng)度與硬度

2.6 合金的沖擊韌性與斷口形貌

對(duì)不同預(yù)燒溫度下復(fù)壓復(fù)燒材料的沖擊韌性與一次壓制燒結(jié)材料進(jìn)行對(duì)比，結(jié)果如表2所列。

由表2可知復(fù)壓復(fù)燒工藝制備的Fe-2Ni-Cu-0.6C沖擊韌性較一次壓制燒結(jié)的有較大程度提高。隨Cu3P含量增加，各工藝制備的Fe-2Ni-Cu-0.6C材料的沖擊韌性均呈降低趨勢(shì)，可見(jiàn)Cu3P的加入對(duì)合金的韌性有降低作用。這種降低作用一方面是由于磷元素極易偏聚在原奧氏體晶界附近，并可能在燒結(jié)后的降溫過(guò)程中在晶界上析出Fe3P薄膜，晶界處磷的偏析和Fe3P的存在引起晶界脆性的顯著增加[23]，另一方面是由于Cu3P的加入導(dǎo)致了材料復(fù)壓復(fù)燒密度的降低，即孔隙度的增大，使斷裂過(guò)程中應(yīng)力集中點(diǎn)增多，降低復(fù)壓復(fù)燒材料的韌性。而720 ℃預(yù)燒材料燒結(jié)后的沖擊韌性較800 ℃預(yù)燒有明顯改善，可能是因?yàn)闊Y(jié)溫度的降低減小了Cu3P對(duì)復(fù)壓復(fù)燒密度的負(fù)面作用。

為觀察添加Cu3P對(duì)材料承受沖擊載荷時(shí)斷裂形式的影響，對(duì)預(yù)燒?復(fù)壓復(fù)燒工藝制備的不同Cu3P含量的沖擊試樣斷口進(jìn)行SEM觀察，結(jié)果如圖6。

從圖6可以看出：未添加Cu3P的材料沖擊斷口以韌窩為主，多數(shù)韌窩較深，且尺寸較大，同時(shí)還有少量沿晶斷口和脆性穿晶斷裂的解理斷口(圖6(a))。在Cu3P含量為0.58%的材料斷口中，韌窩明顯減少，斷口以解理斷口和沿晶斷口為主(圖6(b))。韌窩的減少和解理斷口是斷裂過(guò)程中塑性變形明顯減少的表現(xiàn)，說(shuō)明Cu3P含量的增加導(dǎo)致材料的脆性增大，而沿晶斷裂特征的增多也證實(shí)了添加Cu3P可導(dǎo)致材料晶界強(qiáng)度降低，這與前述Cu3P含量對(duì)Fe-2Ni-Cu-0.6C燒結(jié)合金沖擊韌性的影響是一致的。

對(duì)預(yù)燒溫度為720 ℃的Cu3P含量分別為0%、0.58%和1.16%的復(fù)壓復(fù)燒材料沖擊斷口的各斷裂特征區(qū)用能譜進(jìn)行元素分析，例如圖8(a)中所示，A區(qū)域?yàn)榻饫頂嗫诘牧鸭y源區(qū)，B區(qū)域?yàn)檠鼐嗫?，C區(qū)域?yàn)閿嗔秧g窩，D區(qū)域?yàn)榻饫頂嗝?，每種斷裂特征區(qū)取多個(gè)面進(jìn)行測(cè)試并計(jì)算平均值以顯示元素分布的大致趨勢(shì)。各斷裂特征區(qū)的元素組成如表3所示。

表2 不同工藝制備材料的沖擊韌性

圖6 復(fù)壓復(fù)燒坯沖擊斷口形貌

表3 沖擊斷口組織能譜分析結(jié)果

由表3可知，與0.58%Cu3P的材料相比，未添加Cu3P的材料在4個(gè)不同斷裂特征區(qū)中Ni、Cu元素的含量差別很大，即合金元素的偏析程度較高，說(shuō)明Cu3P的加入促進(jìn)了合金元素的均勻化，是前述Cu3P在預(yù)燒和燒結(jié)過(guò)程中形成的共晶液相促進(jìn)物質(zhì)遷移的結(jié)果；在Cu3P含量為0.58%和1.16%的材料中，P元素在沿晶斷口和解理斷口的裂紋源區(qū)的含量要明顯高于韌窩斷口和解理斷面，表明P元素在晶界和原始顆粒邊界具有偏聚傾向，P在晶界的偏聚會(huì)導(dǎo)致晶界強(qiáng)度降低[23]，在受到應(yīng)力作用時(shí)晶界易發(fā)生脫離形成沿晶斷口。脫離的晶界由于應(yīng)力集中作用形成裂紋源，在沖擊載荷下裂紋可迅速擴(kuò)展形成解理斷口，從而促進(jìn)脆性斷裂的產(chǎn)生。

3 結(jié)論

1) 微量Cu3P的添加對(duì)Fe-2Ni-1Cu-0.6C復(fù)壓復(fù)燒材料有一定的液相輔助燒結(jié)、固溶強(qiáng)化和促進(jìn)形成均勻片層的珠光體組織等作用，在Cu3P含量為0.58%~ 0.87%時(shí)材料得到較好的力學(xué)性能。

2) 隨Cu3P添加量增加，由于P元素的固溶強(qiáng)化作用和Cu-P共晶液相對(duì)合金元素固溶擴(kuò)散的促進(jìn)作用可導(dǎo)致材料復(fù)壓密度降低，限制材料性能的進(jìn)一步提高。另外，Cu3P的加入使材料的沖擊韌性出現(xiàn)降低。

3) 合適的預(yù)燒溫度可提高含Cu3P復(fù)壓復(fù)燒材料的密度和力學(xué)性能，還可控制沖擊韌性的降低。當(dāng)預(yù)燒溫度為720 ℃時(shí)，F(xiàn)e-2Ni-0.5Cu-0.58Cu3P-0.6C復(fù) 壓復(fù)燒材料抗彎強(qiáng)度和硬度達(dá)到最大值，分別為1 354 MPa和85.5 HRB，其沖擊韌性為8.61J·cm?2，具有良好的綜合性能。

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(編輯 高海燕)

Effece of Cu3P on microstructure and mechanical properties of Fe-2Ni-1Cu-0.6C double pressed/double sintered materials

LI You-fu, LI Zhi-you, TENG Hao, ZENG Hai-Zu, ZHOU Ke-chao

(State Key Laboratory of Powder Metallurgy, Central South University, Changsha 410083, China)

Powder metallurgical Fe-2Ni-1Cu-0.6C alloy was prepared by double press/double sinter (DP/DS) processing. The effect ofCu3P additive on microstructure and mechanical properties of the iron-based alloy was investigated, as well as the optimizing of pre-sintering process was carried out by adjusting the pre-sintering temperature. The results show that: the bending strength and hardness of the Fe-2Ni-1Cu-0.6C double pressed/double sintered alloy are improved by adding minor Cu3P due to the sinter assisting, pearlite structure homogenizing and significant solution strengthening generated by phosphorus. Optimizing of pre-sintering temperature can reduce the losing of double-pressed density and impact toughness caused by the addition of Cu3P，which leads to a further increase of mechanical properties of the Cu3P contained alloys. The maximum values of bending strength and Rockwell hardness can be obtained in Fe-2Ni-0.5Cu-0.58Cu3P-0.6C alloy with pre-sintering temperature of 720 ℃are 1 354 MPa and 85.5 HRB, respectively, in addition, the impact energy of the alloy is 8.61J·cm?2.

powder metallurgy; Cu3P; pre-sintering temperature; double press/double sinter; microstructure; impact toughness

TG142.1

A

1673-0224(2015)1-38-08

國(guó)家高技術(shù)研究發(fā)展計(jì)劃(863計(jì)劃)資助項(xiàng)目(2013AA031102)

2014-03-07；

2014-04-24

李志友，教授，博士。電話(huà)：0731-88836264；E-mail: zhoukc2@mail.csu.edu.cn