分享：MoSi2 添加量对放电等离子烧结α-Sialon陶瓷 性能的影响

摘 要:以 Y2O3 为烧结助剂,采用放电等离子烧结技术制备了以 MoSi2 为第二相的 α-Sialon陶瓷,研究了 MoSi2 添加量(0~10%,质量分数)对陶瓷微观结构和性能的影响。 结果表明:添加 MoSi2 后,陶瓷中α-Sialon晶粒从等轴状变为长棒状,且随着 MoSi2 添加 量的增多,长棒状α-Sialon晶粒显著增多,长径比增大,当 MoSi2 质量分数为10%时,晶 粒尺寸呈现显著的双峰分布;当 MoSi2 质量分数从0增加到10%时,陶瓷的相对密度由 99.0%增加到99.7%,硬度由21.12GPa降低到20.44GPa,断裂韧度由4.80 MPa·m1/2 增加到6.13MPa·m1/2;在干切削镍基高温合金时,添加质量分数10% MoSi2 的陶瓷刀具 在达到磨损标准时的切削长度是未添加 MoSi2 陶瓷刀具的1.5倍,可见该刀具切削性能 优异,其主要磨损形式为后刀面磨损和沟槽磨损,主要磨损机理为黏着磨损和磨粒磨损。

关键词:α-Sialon陶瓷;MoSi2;力学性能;切削性能 

中图分类号:TQ174.75 文献标志码:A 文章编号:1000-3738(2022)05-0047-06

0 引 言 

α-Sialon陶瓷具有高硬度、高强度、良好的 耐热性、优良的耐热化学腐蚀性能和优异的耐 磨性等,在耐磨材料、金属切削工具和耐火材料 方面都得到了广泛应用[1-4]。但是,因陶瓷中α- Sialon晶粒形貌为等轴状,陶瓷韧性较差,在切 削工 具 方 面 的 应 用 受 限[5]。研 究[6]表 明,α- Sialon陶瓷的断裂韧度可以通过添加韧性相, 如金属和金属化合物而得到提高。MoSi2 作为 陶瓷基复合材料的增韧相,是 Mo-Si二元合金 系金属化合物中含硅量最高的一种中间相,具 有金属与陶瓷的双重特性,与多种陶瓷强化相 具有良好的化学相容性[7-8],且具有优异的抗高 温氧化性、高熔点(2030 ℃)和良好的导热性, 可在室温下提高陶瓷的韧性。

放电等离子烧结技术具有升温速率和降温 速率快、烧结时间短等特点,可以有效地抑制晶 粒长大,有利于低温烧结细粒径陶瓷,提升陶瓷 的性能。JONES等[9]研究发现,细长α-Sialon 晶粒有助于提高放电等离子烧结α-Sialon陶瓷 的断裂韧度。SARKAR 等[10]通过放电等离子 烧结技 术 制 备 了 质 量 分 数 40% α-Sialon/WC 陶瓷复合材料,发现复合材料的硬度和断裂韧 度比 WC陶瓷增加了30%~33%,并获得了细 长的α-Sialon晶粒。刘茜等[11]研究发现,制约 Sialon基陶瓷韧性的主要因素是基体相与第二 相的界面结合状态及第二相颗粒临界粒径。目 前有关α-Sialon陶瓷的研究主要集中在不同烧 结方式下烧结助剂、第二相对α-Sialon陶瓷微 观结构和力学性能的影响方面,但是未见有关 MoSi2 添加量对放电等离子烧结 组织与性能影响的报道。因此,作α-S者ial以onM陶oSi瓷2 为α-Sialon陶瓷的第二相,通过放电等离子烧 结技术制备出α-Sialon陶瓷,研究 MoSi2 添加 量对陶瓷的物相构成、微观结构、力学性能和切 削性能的影响。

1 试样制备与试验方法

试 验 材 料 包 括 Si3N4 粉 (纯 度 不 低 于 95%,平均粒径 0.3μm)、Al2O3 粉(纯度 99. 9%,平均粒径0.1μm)、Y2O3 粉(纯度99.9%, 平均粒径5μm)、AlN 粉(纯度99.9%,粒径1 ~3μm)、MoSi2 粉(纯度 99.0%,平均粒径 5 μm),均为市售。按照表1中的配方称取粉体, 同时另外称取质量分数2% Y2O3 作为烧结助 剂。将粉体放入球磨罐中,先按照料球质量比 1∶5放入硬质合金球,再按照粉体与乙醇质量比 1∶3加入无水乙醇,将球磨罐放在旋转式球磨机 上旋转球磨24h。球磨完成后对悬浮液进行 旋转蒸发,蒸发温度为60 ℃,旋转蒸发后得到 干燥的粉体,将粉体置于高温(不低于100 ℃) 保温 箱 中 保 温 12h,进 行 二 次 去 除 无 水 乙 醇 后,过 孔 直 径 为 0.15mm 的 筛 网 后 得 到 混 合 粉。将混合粉放入直径30mm 的石墨模具中, 再放置于 FCT H-HP型放电等离子烧结炉中, 以50 ℃·min-1的加热速率升温到1700 ℃进 行 烧 结,烧 结 压 力 为 30MPa,保 温 时 间 为 5 min,烧结气氛为 N2。

采用 阿 基 米 德 排 水 法 测 定 陶 瓷 的 密 度, 并计算相对密度。用 D8ADVANCE 型 X 射 线衍射仪(XRD)对 陶 瓷 进 行 物 相 分 析,采 用 铜靶,电压为40kV,电流为40mA,扫描范围 为10°~120°,扫描速率为5(°)·min-1。陶瓷 经 热 碱 腐 蚀、 清 洗 后, 用 HITACHI TM4000Plus型扫 描 电 镜 (SEM)观 察 陶 瓷 的 微观 结 构。采 用 HXD-2000TM 型 显 微 硬 度 计进行压 痕 试 验 以 测 定 断 裂 韧 度,压 痕 载 荷为98N,保载时间为10s。采用 扫 描 电 镜 观 察陶 瓷 表 面 裂 纹 形 貌 以 及 断 口 形 貌。 采 用 HXD-2000TM 型显微硬度计测陶瓷的硬度,载 荷为9.8N,保载时间为10s。 

选择力学性能最优的添加 MoSi2 陶瓷和未 添 加 MoSi2 陶 瓷 加 工 成 ISOSNGN120408T02020 标 准 车 刀 片,在 ETC3650H 型数控车床上进行干式切削试验。 切削加工的工件为镍基高温合金,其抗拉强度为 965MPa,屈服强度为550MPa,硬度为363HB。 轴向切削长 度 为 40 mm,用 OLYMPUSSZ61 型光学显微镜在磨损过程中测量刀具后刀面的 磨损量(竖直划痕长度)和沟槽磨损量。当后刀 面磨损量达到600μm 时,说明刀具达到磨损 标准,即停止车削试验,切削长度即为刀具寿 命。采用扫描电镜观察刀具后刀面的磨损形 貌,并用附带的能谱仪(EDS)对磨损区域进行 元素面扫描。

2 试验结果与讨论 

2.1 物相组成、相对密度和微观结构

由图 1 可 以 发 现,添 加 不 同 质 量 分 数 MoSi2 陶 瓷 均 由 主 相 α-Sialon 和 MoSi2 相 组 成, 没 有 其 他 物 相 生成。添加质量分数0,2.5%,5%,10%MoSi2陶 瓷 的 相 对 密 度 分 别 为 99.0%,99.3%,99.3%, 99.7%,说 明 随 着 MoSi2 添 加 量 的 增 加,α- Sialon陶瓷的相对密度稍有提高。通常引入第 二相会导致晶界区域的质量传输受到限制,从 而阻碍基体材料的致密化,但是 MoSi2 颗粒具 有极高的电阻率(约21μΩ·cm)和中等热导率 (室温 和 1400 ℃ 下 分 别 约 50,28 W·m-1· K-1),这些特性促进了α-Sialon/MoSi2 复相陶 瓷的致密化[12]。 

由图2可以看出:MoSi2 质量分数为0,即 未添加 MoSi2 时,陶 瓷 结 构 致 密;添 加 MoSi2 后,陶瓷基本完全致密,未观察到大量气孔存 在,白色 MoSi2 颗粒均匀分散在α-Sialon基体 中。

由 图 3 可 以 看 出:未 添 加 MoSi2 时,α- Sialon晶粒 基 本 为 等 轴 状,仅 有 少 量 的 长 径 比较小 的 棒 状 晶 粒;随 着 MoSi2 的 加 入,长 棒状α-Sialon晶粒显著增加,并且随着 MoSi2 添 加 量 的 增 加,棒 状 α-Sialon晶 粒 的 长 径 比 变 大;当 MoSi2 质 量 分 数 达 到 10% 时, α-Sialon晶粒 尺 寸 呈 现 显 著 的 双 峰 分 布。 随 着 MoSi2 添加量 的 增 加,在 烧 结 过 程 中 液 相 增多,促进晶粒长 大,因 此 α-Sialon晶 粒 长 径 比增大。 

2.2 力学性能

由图4可以看出,随着 MoSi2 质量分数从 0增加到10%,陶瓷的维氏硬度从21.12GPa 降低到20.44GPa,断裂韧度从4.8 MPa·m1/2 显著增加到6.13 MPa·m1/2,断裂韧度增加了 约28%。α-Sialon陶瓷的硬度一般为 19~21 GPa,MoSi2 硬度一般为10GPa[2,13-15]。因此, MoSi2 的添加导致α-Sialon陶瓷的硬度略微降 低。

由图5 可以看出:未添加 MoSi2 时,陶瓷 断裂形式为沿晶和穿晶混合断裂,随着 MoSi2 的添加,陶瓷中长棒状α-Sialon晶粒被拔出,断 裂形式主要为沿晶断裂;未添加 MoSi2 时,陶 瓷表面压痕裂纹较平直,添加 MoSi2 后压痕裂 纹较曲折,这是由于裂纹沿 MoSi2 晶粒发生偏 转。MoSi2 的热膨胀系数(8.5×10-6 K-1)和 α-Sialon基体的热膨胀系数(3.5×10-6 K-1)相 差较大[16],添加 MoSi2 后陶瓷会出现残余应力增韧现象;同时引入 MoSi2 增加了细长棒状α- Sialon晶粒的含量:这些因素共同导致了陶瓷 断裂韧度的提高。 

2.3 切削性能

由图6可知,未添加 MoSi2 陶瓷刀具在切 削长度约400m 时便已经达到了后刀面的磨 损标准(磨损量600μm),添加质量分数10% MoSi2 陶瓷刀具在切削长度约600 m 时达到 磨损标 准,其 切 削 长 度 为 未 添 加 MoSi2 陶 瓷刀具的1.5 倍。2 种 刀 具 的 后 刀 面 磨 损 量 随 切削长度的增加整体呈线性增加趋势。在后 刀面磨损达到标准值时,未添加 MoSi2 陶瓷刀具 沟槽磨损量已经达到了900μm,是后刀面磨损 量的1.5倍左右,而添加质量分数10% MoSi2 陶瓷刀具在达到后刀面磨损标准时的沟槽磨 损量仅 为 450μm 左 右。在 高 速 切 削 镍 基 高 温合金时,沟 槽 磨 损 的 出 现 主 要 是 由 于 工 件 表面的加工硬化层对刀具切削刃边界的摩擦 与冲击。边界沟槽磨损对刀具切削性能的影 响较小,但是当沟槽磨损过大时,刀具容易出 现崩刃与断裂,从而出现非正常破损[17-18]。

由图7可以看出,切削后刀具的主要磨损 是后刀面磨损和沟槽磨损,刀具均出现轻微崩 刃现象,其中未添加 MoSi2 陶瓷刀具的崩刃情 况更严重。添加质量分数10% MoSi2 陶瓷刀 具后刀面出现明显的沟纹,且沟纹中存在黑色 小颗粒,未添加 MoSi2 陶瓷刀具后刀面上也存 在少量黑色颗粒,说明此时的磨损为磨粒磨损。 镍基高温合金属于时效沉淀硬化材料,在切削 过程中高温高压的作用下会有硬质点颗粒在后 刀面磨出沟纹,形成磨粒磨损。在2种刀具后 刀面上均存在较多黏着物,其中未添加 MoSi2 陶瓷刀具的黏着现象更严重。通过 EDS能谱 分析可知,后刀面含有大量的钛、铬、铁、镍等元 素,而这些元素正是镍基高温合金的组成元素, 说明刀具磨损表面存在黏着磨损。在刀具进行 切削时的高温高压作用下,刀具表面会产生黏 着层,黏着层不断脱落和产生,导致刀具材料被 工件或者切屑带走。黏着层在沟槽、后刀面以 及刀尖处普遍存在,因此黏着磨损也是这2种刀具 的 主 要 磨 损 机 理。 由 此 可 知,未 添 加 MoSi2 陶瓷刀具和添加质量分数 10% MoSi2 陶瓷刀具均发生后刀面磨损和沟槽磨损,磨损 机理为黏着磨损与磨粒磨损,且未添加 MoSi2 陶瓷刀具的黏着磨损程度更严重。MoSi2 颗粒 在高温下快速氧化,在干摩擦过程中于基体表 面除了形成非晶态Si(OH)4 薄摩擦层外,还形 成了较 厚 的 SiO2 保 护 层[15],从 而 提 高 了 α- Sialon陶瓷刀具的抗黏着磨损性能,因此添加 质量分数10% MoSi2 陶瓷刀具有更长的切削 长度。 

3 结 论 

(1)添加 MoSi2 后采用放电等离子烧结得 到的 致 密 α-Sialon 陶 瓷 中 除 了 含 有 主 相 α- Sialon,还存在 MoSi2 相;随着 MoSi2 质量分数 由0增加到10%,α-Sialon陶瓷的相对密度由 99.0%增加到99.7%,相对密度略微提高,长棒 状α-Sialon晶粒显著增多,且其长径比增大,当 MoSi2 质量分数为10%时,晶粒尺寸呈显著的 双峰分布。 (2)随 着 MoSi2 质 量 分 数 从 0 增 加 到 10%,α-Sialon陶瓷的 维 氏 硬 度 从 21.12GPa 降低到 20.44GPa,维 氏 硬 度 变 化 不 大,断 裂 韧度从4.8 MPa·m1/2 提高到6.13 MPa·m1/2, 增加幅度约为28%。 (3)干式切削镍基高温合金时,添加质量 分数10% MoSi2 的 α-Sialon陶瓷刀具具有更 好的切削性能,在后刀面磨损达到标准值(磨损 量为600μm)时的切削长度是未添加 MoSi2 陶 瓷刀具切削长度的1.5倍;未添加 MoSi2 陶瓷 刀具和添加质量分数10% MoSi2 陶瓷刀具的主 要磨损形式为沟槽磨损和后刀面磨损,主要磨损 机理为磨粒磨损和黏着磨损,且未添加 MoSi2 陶 瓷刀具的黏着磨损程度更严重。

参考文献: 

[1] ABO-NAFS M,DULIAS U,SCHNEIDER J,etal. MechanicalandtribologicalpropertiesofNd-and Yb- SiAlON compositessintered by hotisostaticpressing [J].JournalofMaterialsProcessingTechnology,2007, 183(2/3):264-272. [2] REISP,FILHO V,DAVIMJP,etal.Wearbehavioron advancedstructuralceramics:α-Sialonmatrixreinforced withβ-sialonfibers[J].Materials & Design,2005,26 (5):417-423. [3] TIANX H,ZHAOJ,ZHAOJB,etal.Effectofcutting speedoncuttingforcesand wearmechanismsinhigh- speedface millingofInconel718 withSialonceramic tools [J].The International Journal of Advanced Manufacturing Technology,2013,69 (9/10/11/12): 2669-2678. [4] BUCKLEY D H,MIYOSHI K.Frictionand wearof ceramics[J].Wear,1984,100(1/2/3):333-353. [5] 张丽.Y-α-Sialon透明 陶 瓷 的 低 温 制 备 工 艺 研 究 [D]. 大连:大连海事大学,2010. ZHANG L. The research of the preparation an low temperatureof Y-α-Sialonceramics[D].Dalian:Dalian MaritimeUniversity,2010. [6] YANG J Z,HUANG Z H,FANG M H,et al. Preparation and phase analysis of Fe-SiAlON-MoSi2 composites[J].KeyEngineeringMaterials,2008,368/369/ 370/371/372:1123-1125.张 展,等:MoSi2 添加量对放电等离子烧结α-Sialon陶瓷性能的影响 [7] MESCHTER P J,SCHWARTZ D S.Silicide-matrix materialsforhigh-temperatureapplications[J].JOM,1989, [ 41(11):52-55. 8] GAOPZ,CHENGL,YUANZ,etal.Hightemperature mechanical retention characteristics and oxidation behaviors of the MoSi2 (Cr5Si3 )-RSiC composites preparedviaaPIP-AAMIcombinedprocess[J].Journal ofAdvancedCeramics,2019,8(2):196-208. [9] JONESA H,DOBEDOE R S,LEWIS M H,etal. Sialon/TiB2ceramiccomposites:Synthesis,properties, andtribology[J].BritishCeramicTransactions,2013, 98(6):274-281. [10] SARKARS,BISWASM ,HALDERR,etal.Spark plasmasintering processedα-Sialon bondedtungsten carbide: Densification, microstructure and tribomechanicalproperties[J]. Materials Chemistry andPhysics,2020,248:122955. [11] 刘茜,许钫钫,阮美玲,等.Sialon基陶瓷材料制备工艺 及显微结构 变 化 对 力 学 性 能 的 影 响[J].无 机 材 料 学 报,1999,14(6):900-908. LIU Q,XU F F,RUAN M L,etal.Influenceof processingandmicrostructureonmechanicalproperties in Sialon-based ceramics[J].Journal ofInorganic Materials,1999,14(6):900-908. [12] KUMARS,SAIRAM K,SONBERJK,etal.Hot pressing of MoSi2 reinforced B4C composites[J]. CeramicsInternational,2014,40(10):16099-16105. [13] 李斯,张宇,周颖,等.纳米 Al2O3 增韧 MoSi2 复合陶 瓷的性能及机理研究[J].郑 州 大 学 学 报 (工 学 版), 2019,40(1):20-26. LIS,ZHANG Y,ZHOU Y,etal.Propertiesand mechanismofnano-Al2O3toughened MoSi2composite [J].JournalofZhengzhou University (Engineering Science),2019,40(1):20-26. [14] CAO G Z,METSELAAR R.α'-Sialonceramics:A review[J].Chemistry of Materials,Chemistry of Materials,1991,3(2):242-252. [15] KALYANWATA S,SARKARS,BISWAS M,etal. Spark plasma-sintered MoSi2-reinforced Y-α-SiAlON ceramics:Mechanicalandhightemperaturetribological properties[J].JournaloftheAustralianCeramicSociety, 2020,56(1):265-272.

< 文章来源>材料与测试网 > 机械工程材料 > 46卷 >