張 展，譚大旺，羅嗣春，郭偉明，林華泰

(廣東工業(yè)大學(xué)機(jī)電工程學(xué)院，廣州 510006)

0 引 言

α-Sialon陶瓷具有高硬度、高強(qiáng)度、良好的耐熱性、優(yōu)良的耐熱化學(xué)腐蝕性能和優(yōu)異的耐磨性等，在耐磨材料、金屬切削工具和耐火材料方面都得到了廣泛應(yīng)用[1-4]。但是，因陶瓷中α-Sialon晶粒形貌為等軸狀，陶瓷韌性較差，在切削工具方面的應(yīng)用受限[5]。研究[6]表明，α-Sialon陶瓷的斷裂韌度可以通過添加韌性相，如金屬和金屬化合物而得到提高。MoSi2作為陶瓷基復(fù)合材料的增韌相，是Mo-Si二元合金系金屬化合物中含硅量最高的一種中間相，具有金屬與陶瓷的雙重特性，與多種陶瓷強(qiáng)化相具有良好的化學(xué)相容性[7-8]，且具有優(yōu)異的抗高溫氧化性、高熔點(diǎn)(2 030 ℃)和良好的導(dǎo)熱性，可在室溫下提高陶瓷的韌性。

放電等離子燒結(jié)技術(shù)具有升溫速率和降溫速率快、燒結(jié)時(shí)間短等特點(diǎn)，可以有效地抑制晶粒長(zhǎng)大，有利于低溫?zé)Y(jié)細(xì)粒徑陶瓷，提升陶瓷的性能。JONES等[9]研究發(fā)現(xiàn)，細(xì)長(zhǎng)α-Sialon晶粒有助于提高放電等離子燒結(jié)α-Sialon陶瓷的斷裂韌度。SARKAR等[10]通過放電等離子燒結(jié)技術(shù)制備了質(zhì)量分?jǐn)?shù)40% α-Sialon/WC陶瓷復(fù)合材料，發(fā)現(xiàn)復(fù)合材料的硬度和斷裂韌度比WC陶瓷增加了30%33%，并獲得了細(xì)長(zhǎng)的α-Sialon晶粒。劉茜等[11]研究發(fā)現(xiàn)，制約Sialon基陶瓷韌性的主要因素是基體相與第二相的界面結(jié)合狀態(tài)及第二相顆粒臨界粒徑。目前有關(guān)α-Sialon陶瓷的研究主要集中在不同燒結(jié)方式下燒結(jié)助劑、第二相對(duì)α-Sialon陶瓷微觀結(jié)構(gòu)和力學(xué)性能的影響方面，但是未見有關(guān)MoSi2添加量對(duì)放電等離子燒結(jié)α-Sialon陶瓷組織與性能影響的報(bào)道。因此，作者以MoSi2為α-Sialon陶瓷的第二相，通過放電等離子燒結(jié)技術(shù)制備出α-Sialon陶瓷，研究MoSi2添加量對(duì)陶瓷的物相構(gòu)成、微觀結(jié)構(gòu)、力學(xué)性能和切削性能的影響。

1 試樣制備與試驗(yàn)方法

試驗(yàn)材料包括Si3N4粉(純度不低于95%，平均粒徑0.3 μm)、Al2O3粉(純度99.9%，平均粒徑0.1 μm)、Y2O3粉(純度99.9%，平均粒徑5 μm)、AlN粉(純度99.9%，粒徑1～3 μm)、MoSi2粉(純度99.0%，平均粒徑5 μm)，均為市售。按照表1中的配方稱取粉體，同時(shí)另外稱取質(zhì)量分?jǐn)?shù)2% Y2O3作為燒結(jié)助劑。將粉體放入球磨罐中，先按照料球質(zhì)量比1…5放入硬質(zhì)合金球，再按照粉體與乙醇質(zhì)量比1…3加入無水乙醇，將球磨罐放在旋轉(zhuǎn)式球磨機(jī)上旋轉(zhuǎn)球磨24 h。球磨完成后對(duì)懸浮液進(jìn)行旋轉(zhuǎn)蒸發(fā)，蒸發(fā)溫度為60 ℃，旋轉(zhuǎn)蒸發(fā)后得到干燥的粉體，將粉體置于高溫(不低于100 ℃)保溫箱中保溫12 h,進(jìn)行二次去除無水乙醇后，過孔直徑為0.15 mm的篩網(wǎng)后得到混合粉。將混合粉放入直徑30 mm的石墨模具中，再放置于FCT H-HP型放電等離子燒結(jié)爐中，以50 ℃·min-1的加熱速率升溫到1 700 ℃進(jìn)行燒結(jié)，燒結(jié)壓力為30 MPa，保溫時(shí)間為5 min，燒結(jié)氣氛為N2。

表1 陶瓷的原料配方

采用阿基米德排水法測(cè)定陶瓷的密度，并計(jì)算相對(duì)密度。用D8 ADVANCE型X射線衍射儀(XRD)對(duì)陶瓷進(jìn)行物相分析，采用銅靶，電壓為40 kV，電流為40 mA，掃描范圍為10°120°，掃描速率為5(°)·min-1。陶瓷經(jīng)熱堿腐蝕、清洗后，用HITACHI TM4000Plus型掃描電鏡(SEM)觀察陶瓷的微觀結(jié)構(gòu)。采用HXD-2000TM型顯微硬度計(jì)進(jìn)行壓痕試驗(yàn)以測(cè)定斷裂韌度，壓痕載荷為98 N，保載時(shí)間為10 s。采用掃描電鏡觀察陶瓷表面裂紋形貌以及斷口形貌。采用HXD-2000TM型顯微硬度計(jì)測(cè)陶瓷的硬度，載荷為9.8 N，保載時(shí)間為10 s。

選擇力學(xué)性能最優(yōu)的添加MoSi2陶瓷和未添加MoSi2陶瓷加工成ISOSNGN120408T02020標(biāo)準(zhǔn)車刀片，在ETC3650H型數(shù)控車床上進(jìn)行干式切削試驗(yàn)。切削加工的工件為鎳基高溫合金，其抗拉強(qiáng)度為965 MPa，屈服強(qiáng)度為550 MPa，硬度為363 HB。軸向切削長(zhǎng)度為40 mm，用OLYMPUSSZ61型光學(xué)顯微鏡在磨損過程中測(cè)量刀具后刀面的磨損量(豎直劃痕長(zhǎng)度)和溝槽磨損量。當(dāng)后刀面磨損量達(dá)到600 μm時(shí)，說明刀具達(dá)到磨損標(biāo)準(zhǔn)，即停止車削試驗(yàn)，切削長(zhǎng)度即為刀具壽命。采用掃描電鏡觀察刀具后刀面的磨損形貌，并用附帶的能譜儀(EDS)對(duì)磨損區(qū)域進(jìn)行元素面掃描。

2 試驗(yàn)結(jié)果與討論

2.1 物相組成、相對(duì)密度和微觀結(jié)構(gòu)

由圖1可以發(fā)現(xiàn)，添加不同質(zhì)量分?jǐn)?shù)MoSi2陶瓷均由主相α-Sialon和MoSi2相組成，沒有其他物相生成。添加質(zhì)量分?jǐn)?shù)0，2.5%，5%，10% MoSi2陶瓷的相對(duì)密度分別為99.0%，99.3%，99.3%，99.7%，說明隨著MoSi2添加量的增加，α-Sialon陶瓷的相對(duì)密度稍有提高。通常引入第二相會(huì)導(dǎo)致晶界區(qū)域的質(zhì)量傳輸受到限制，從而阻礙基體材料的致密化，但是MoSi2顆粒具有極高的電阻率(約21 μΩ·cm)和中等熱導(dǎo)率(室溫和1 400 ℃下分別約50，28 W·m-1·K-1)，這些特性促進(jìn)了α-Sialon/MoSi2復(fù)相陶瓷的致密化[12]。

圖1 添加不同質(zhì)量分?jǐn)?shù)MoSi2陶瓷的XRD譜Fig.1 XRD pattern of ceramics adding differentmass fraction of MoSi2

由圖2可以看出：MoSi2質(zhì)量分?jǐn)?shù)為0，即未添加MoSi2時(shí)，陶瓷結(jié)構(gòu)致密；添加MoSi2后，陶瓷基本完全致密，未觀察到大量氣孔存在，白色MoSi2顆粒均勻分散在α-Sialon基體中。

圖2 添加不同質(zhì)量分?jǐn)?shù)MoSi2陶瓷的SEM形貌Fig.2 SEM morphology of ceramics with different mass fractions of MoSi2

由圖3可以看出：未添加MoSi2時(shí)，α-Sialon晶粒基本為等軸狀，僅有少量的長(zhǎng)徑比較小的棒狀晶粒；隨著MoSi2的加入，長(zhǎng)棒狀α-Sialon晶粒顯著增加，并且隨著MoSi2添加量的增加，棒狀α-Sialon晶粒的長(zhǎng)徑比變大；當(dāng)MoSi2質(zhì)量分?jǐn)?shù)達(dá)到10%時(shí)，α-Sialon晶粒尺寸呈現(xiàn)顯著的雙峰分布。隨著MoSi2添加量的增加，在燒結(jié)過程中液相增多，促進(jìn)晶粒長(zhǎng)大，因此α-Sialon晶粒長(zhǎng)徑比增大。

圖3 添加不同質(zhì)量分?jǐn)?shù)MoSi2陶瓷的微觀結(jié)構(gòu)Fig.3 Microstructures of ceramics with with different mass fractions of MoSi2

2.2 力學(xué)性能

由圖4可以看出，隨著MoSi2質(zhì)量分?jǐn)?shù)從0增加到10%，陶瓷的維氏硬度從21.12 GPa降低到20.44 GPa，斷裂韌度從4.8 MPa·m1/2顯著增加到6.13 MPa·m1/2，斷裂韌度增加了約28%。α-Sialon陶瓷的硬度一般為1921 GPa，MoSi2硬度一般為10 GPa[2,13-15]。因此，MoSi2的添加導(dǎo)致α-Sialon陶瓷的硬度略微降低。

圖4 陶瓷的硬度與斷裂韌度隨MoSi2添加量的變化曲線Fig.4 Curves of hardness and fracture toughness vs the additionof MoSi2 of ceramics

由圖5可以看出：未添加MoSi2時(shí)，陶瓷斷裂形式為沿晶和穿晶混合斷裂，隨著MoSi2的添加，陶瓷中長(zhǎng)棒狀α-Sialon晶粒被拔出，斷裂形式主要為沿晶斷裂；未添加MoSi2時(shí)，陶瓷表面壓痕裂紋較平直，添加 MoSi2后壓痕裂紋較曲折，這是由于裂紋沿MoSi2晶粒發(fā)生偏轉(zhuǎn)。MoSi2的熱膨脹系數(shù)(8.5×10-6K-1)和α-Sialon基體的熱膨脹系數(shù)(3.5×10-6K-1)相差較大[16]，添加MoSi2后陶瓷會(huì)出現(xiàn)殘余應(yīng)力增韌現(xiàn)象；同時(shí)引入MoSi2增加了細(xì)長(zhǎng)棒狀α-Sialon晶粒的含量：這些因素共同導(dǎo)致了陶瓷斷裂韌度的提高。

圖5 添加不同質(zhì)量分?jǐn)?shù)MoSi2陶瓷的壓痕斷口形貌及表面裂紋擴(kuò)展形貌Fig.5 Indentation fracture morphology (a, c) and surface crack growth morphology (b, d) of ceramics with adding different mass fraction of MoSi2

2.3 切削性能

由圖6可知，未添加MoSi2陶瓷刀具在切削長(zhǎng)度約400 m時(shí)便已經(jīng)達(dá)到了后刀面的磨損標(biāo)準(zhǔn)(磨損量600 μm)，添加質(zhì)量分?jǐn)?shù)10% MoSi2陶瓷刀具在切削長(zhǎng)度約600 m時(shí)達(dá)到磨損標(biāo)準(zhǔn)，其切削長(zhǎng)度為未添加MoSi2陶瓷刀具的1.5倍。2種刀具的后刀面磨損量隨切削長(zhǎng)度的增加整體呈線性增加趨勢(shì)。在后刀面磨損達(dá)到標(biāo)準(zhǔn)值時(shí)，未添加MoSi2陶瓷刀具溝槽磨損量已經(jīng)達(dá)到了900 μm，是后刀面磨損量的1.5倍左右，而添加質(zhì)量分?jǐn)?shù)10% MoSi2陶瓷刀具在達(dá)到后刀面磨損標(biāo)準(zhǔn)時(shí)的溝槽磨損量?jī)H為450 μm左右。在高速切削鎳基高溫合金時(shí)，溝槽磨損的出現(xiàn)主要是由于工件表面的加工硬化層對(duì)刀具切削刃邊界的摩擦與沖擊。邊界溝槽磨損對(duì)刀具切削性能的影響較小，但是當(dāng)溝槽磨損過大時(shí)，刀具容易出現(xiàn)崩刃與斷裂，從而出現(xiàn)非正常破損[17-18]。

圖6 添加質(zhì)量分?jǐn)?shù)0,10% MoSi2陶瓷制成刀具的后刀面和溝槽磨損量隨切削長(zhǎng)度的變化曲線Fig.6 Curves of wear amount vs cutting length of flank (a) and groove (b) of cutting tools prepared by ceramics with 0, 10wt% MoSi2

由圖7可以看出，切削后刀具的主要磨損是后刀面磨損和溝槽磨損，刀具均出現(xiàn)輕微崩刃現(xiàn)象，其中未添加MoSi2陶瓷刀具的崩刃情況更嚴(yán)重。添加質(zhì)量分?jǐn)?shù)10% MoSi2陶瓷刀具后刀面出現(xiàn)明顯的溝紋，且溝紋中存在黑色小顆粒，未添加MoSi2陶瓷刀具后刀面上也存在少量黑色顆粒，說明此時(shí)的磨損為磨粒磨損。鎳基高溫合金屬于時(shí)效沉淀硬化材料，在切削過程中高溫高壓的作用下會(huì)有硬質(zhì)點(diǎn)顆粒在后刀面磨出溝紋，形成磨粒磨損。在2種刀具后刀面上均存在較多黏著物，其中未添加MoSi2陶瓷刀具的黏著現(xiàn)象更嚴(yán)重。通過EDS能譜分析可知，后刀面含有大量的鈦、鉻、鐵、鎳等元素，而這些元素正是鎳基高溫合金的組成元素，說明刀具磨損表面存在黏著磨損。在刀具進(jìn)行切削時(shí)的高溫高壓作用下，刀具表面會(huì)產(chǎn)生黏著層，黏著層不斷脫落和產(chǎn)生，導(dǎo)致刀具材料被工件或者切屑帶走。黏著層在溝槽、后刀面以及刀尖處普遍存在，因此黏著磨損也是這2種刀具的主要磨損機(jī)理。由此可知，未添加MoSi2陶瓷刀具和添加質(zhì)量分?jǐn)?shù)10% MoSi2陶瓷刀具均發(fā)生后刀面磨損和溝槽磨損，磨損機(jī)理為黏著磨損與磨粒磨損，且未添加MoSi2陶瓷刀具的黏著磨損程度更嚴(yán)重。MoSi2顆粒在高溫下快速氧化，在干摩擦過程中于基體表面除了形成非晶態(tài)Si(OH)4薄摩擦層外，還形成了較厚的SiO2保護(hù)層[15]，從而提高了α-Sialon陶瓷刀具的抗黏著磨損性能，因此添加質(zhì)量分?jǐn)?shù)10% MoSi2陶瓷刀具有更長(zhǎng)的切削長(zhǎng)度。

圖7 添加質(zhì)量分?jǐn)?shù)0,10% MoSi2陶瓷制成刀具的后刀面磨損形貌及磨損表面元素分布結(jié)果Fig.7 Wear morphology of flank surface (a,c) and element distribution results on worn surface (b, d) of cutting tools made fromceramics with adding 0 (a-b) and 10wt% (c-d) MoSi2

3 結(jié) 論

(1) 添加MoSi2后采用放電等離子燒結(jié)得到的致密α-Sialon陶瓷中除了含有主相α-Sialon，還存在MoSi2相；隨著MoSi2質(zhì)量分?jǐn)?shù)由0增加到10%，α-Sialon陶瓷的相對(duì)密度由99.0%增加到99.7%，相對(duì)密度略微提高，長(zhǎng)棒狀α-Sialon晶粒顯著增多，且其長(zhǎng)徑比增大，當(dāng)MoSi2質(zhì)量分?jǐn)?shù)為10%時(shí)，晶粒尺寸呈顯著的雙峰分布。

(2) 隨著MoSi2質(zhì)量分?jǐn)?shù)從0增加到10%, α-Sialon陶瓷的維氏硬度從21.12 GPa降低到20.44 GPa，維氏硬度變化不大，斷裂韌度從4.8 MPa·m1/2提高到6.13 MPa·m1/2，增加幅度約為28%。

(3) 干式切削鎳基高溫合金時(shí)，添加質(zhì)量分?jǐn)?shù)10% MoSi2的α-Sialon陶瓷刀具具有更好的切削性能，在后刀面磨損達(dá)到標(biāo)準(zhǔn)值(磨損量為600 mm)時(shí)的切削長(zhǎng)度是未添加MoSi2陶瓷刀具切削長(zhǎng)度的1.5倍；未添加MoSi2陶瓷刀具和添加質(zhì)量分?jǐn)?shù)10% MoSi2陶瓷刀具的主要磨損形式為溝槽磨損和后刀面磨損，主要磨損機(jī)理為磨粒磨損和黏著磨損，且未添加MoSi2陶瓷刀具的黏著磨損程度更嚴(yán)重。