粉末冶金的优势范文篇1

1试验

将平均粒度为60μm的N2雾化Al粉配以0~15%(质量分数)的Cu、Mg、Si等合金化元素粉末,使用钢模以80MPa的压力在数显式工程陶瓷压缩强度试验机上压制成17mm×12mm×11mm的压坯,该压坯的相对密度约为78%。将其置于真空烧结炉中于520~570℃烧结4h,随炉自然冷却至室温,于90℃真空浸油30min。用同步差式扫描量热/热重分析测试仪分析烧结坯的局部熔化温度区间,用扫描电子显微镜观察烧结坯的显微结构,用SWX数显式万能强度试验仪测定烧结坯的压溃强度,用真空浸渍法测定烧结坯的含油率。

2结果与讨论

2.1烧结温度的优化选择

烧结温度的选择必须满足在此温度下烧结坯内存在较多的液相,但过多的液相将使坯体变形、坍塌,因此不同合金相应地有不同的最佳烧结温度[9]。为了选择较优的烧结温度,将样品置于N2保护下以10℃/min的速度加热,进行同步差式扫描量热-热重分析(DSC-TGA)测试。图1所示为Al-Cu系含油轴承合金样品的DSC-TGA测试结果。从图中热流变化曲线可以看出:加热温度为520℃时,样品开始吸热,但吸热量很小,表明此时微小局部熔化;温度升高到567℃时,吸热速度明显加快,表明此时熔化区域显著增大;温度升高到577℃时,吸热停止,表明此时熔化结束。从图中质量损失变化曲线可以看出:由室温到230℃,样品质量损失较快,该阶段失重主要是由于样品中吸附的气体和水的挥发;温度为570℃时,此时质量损失急剧增大,主要是因为样品内部熔化区域显著增大导致样品大量挥发造成的。图中热流变化曲线与质量损失变化曲线所对应的温度较为吻合,很好地反映了Al-Cu轴承合金样品随加热温度的变化情况。烧结温度对Al基含油轴承的性能起着决定性的作用,直接影响烧结坯的微观形貌及性能。为了使烧结坯能够获得良好的微观形貌、较高的尺寸精度和较好的力学性能,必须精确地控制烧结温度,使压坯在烧结过程中仅发生局部熔化,避免熔融现象的出现。因此,烧结温度应介于局部熔化开始温度与局部熔化结束温度之间。由Al-Cu系含油轴承合金样品的DSC-TGA图谱分析得出,其烧结温度应在520~570℃。

2.2烧结温度对压溃强度、含油率与微观形貌的影响

由于Al的化学性质比较活泼,极容易与O反应,其表面常覆盖一层致密的、化学性能稳定的、强度高的Al2O3薄膜。在Al烧结过程中,Al2O3薄膜阻碍了颗粒之间的直接接触和元素在烧结过程中的润湿和扩散,妨碍了烧结的进行[10-12]。烧结温度偏低,致密的Al2O3薄膜不易被破坏,Al粉的冶金结合比较困难,烧结坯强度很低;烧结温度偏高,烧结坯发生过烧及熔融,孔隙直径增大,孔隙数量急剧减少,含油率较低,收缩较大,尺寸精度较差,都不能满足使用要求。

表1所示为不同烧结温度下烧结坯的压溃强度、含油率与尺寸变化。可以看出,烧结坯的压溃强度随着烧结温度的上升而显著增大,超过最佳烧结温度550℃后又逐渐降低,含油率却随着烧结温度的上升而急剧下降。当烧结温度低于540℃时,烧结坯的压溃强度很低,承受很小的压力即碎,这主要是因为烧结温度较低时,致密的Al2O3薄膜不易被破坏,颗粒之间未产生明显的冶金结合,结合强度很低;当烧结温度高于550℃时,烧结坯的含油率较低,仅为15%左右,这主要是因为烧结温度过高促使烧结坯发生过烧及熔融,颗粒大量熔化,颗粒间的烧结颈迅速长大,相邻颗粒彼此熔结在一起,颗粒间间隙大大减少,孔隙直径显著增大,孔隙数量急剧减少;烧结温度为550℃时,烧结坯具有最佳的压溃强度和含油率,分别达到了198MPa和22%,这主要是因为在此温度下烧结坯内部产生了少量的液相,破坏了Al粉颗粒表面致密的Al2O3薄膜,粉末颗粒之间产生了良好的冶金结合,并且,烧结坯孔隙数量较多,孔隙大小适中,微观形貌良好。

图2所示为不同烧结温度下烧结坯的显微结构照片。从图2(a)可以看出,540℃烧结时,粉末颗粒之间未发生明显的冶金结合,大多数Cu颗粒仍保持粉末颗粒中的形貌,弥散分布在Al基体之中。这是由于烧结温度偏低,覆盖在Al颗粒表面的致密的Al2O3薄膜阻碍了物质之间的扩散迁移,使颗粒之间不能互相融合长大,进而不能产生良好的冶金结合。因此,烧结坯的塑性很差,稍微施加外力即被压溃,表现出了明显的“欠烧结状态”。从图2(b)可以看出,550℃烧结时,由于烧结温度略高于Al-Cu共晶合金的共晶点温度(548℃),烧结坯内部发生了微小局部熔化,产生的局部熔化破坏了颗粒之间致密的Al2O3薄膜,颗粒之间的物质迁移得以实现,彼此粘结,实现了冶金结合;并且,烧结坯中的液相在毛细管力的作用下,渗入Al粉颗粒之间,在产生液相的位置形成了数量众多、分布均匀、大小约为30μm的细小孔隙,因此,烧结坯具有较高的压溃强度和含油率,呈现出“最佳烧结状态”。从图2(c)和图2(d)可以看出,当烧结温度≥560℃时,粉末颗粒的局部熔化区间显著增大,产生大量的液相,烧结坯孔隙直径显著增大,孔隙数量急剧减少,烧结坯的含油率迅速降低;此外,烧结坯的尺寸收缩较大,达到了1.5%左右,尺寸精度较差,大直径孔隙对基体的割裂作用较大,严重影响烧结坯的塑性,其强度也呈下降趋势,已不能满足使用要求,烧结坯呈现出“过烧结”及“熔融”状态。

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【关键词】粉末冶金上盖;三点焊;振动试验;力学性能

【中图分类号】G64【文献标识码】B【文章编号】2095-3089(2014)27-0008-01

1.引言

材料与制造技术的进步使粉末冶金零件取代各种应用的铸锻零件日益有吸引力。有时往往需要将粉末冶金零件相互连接或与其它材料相连接,制成一体零件。鉴于粉末冶金的独特材料组成和能压制成为复杂几何形状,因此,粉末冶金零件生产的灵活性具有巨大经济优势。

压缩机设计的目标将集中在轻量化、改进结构整体性及减低制造与组装成本上。满足设计准则的能力需要制造技术与新材料可达到较高强度,较长耐久性,较好质量及较低成本。粉末冶金零件能全面满足这些要求,因此,粉末冶金零件正在不断地替代汽车制造中使用的各种其它生产方法[1]。现已采用压缩机中三点焊的连接方法,研究粉末冶金上盖与结构钢筒体之间的三点焊接性。

2.试验材料与方案

2.1材料与仪器

试验材料:LG粉末冶金上盖、铸铁上盖、GQ046Y4筒体、振动金属板。

试验仪器:气体保护焊机、UD?鄄T2000振动试验台(SAI90?鄄T2000?鄄53A?鄄ST)。

2.2试验方案

将粉末冶金上盖和铸铁上盖分别在GQ046Y4筒体中进行三点焊接。制备样件数量5个,其中编号2?鄄1、2?鄄3、2?鄄5为粉末冶金上盖,2?鄄2、2?鄄4为铸铁上盖。将样件用夹具固定于试验台,夹具与台面力矩要求88N/m,在水平方向按试验条件:频率200Hz,加速度20g,轴向水平,推力67KN进行持续4小时振动试验,每过1小时对样件焊点进行检查,查看焊点是否脱落,并记录数据。试验结束后,线切割样件焊点,通过光学显微镜对焊点进行金相分析。确认粉末冶金焊点的力学性能。

3.试验结果

3.1振动试验结果

振动试验是让样件承受一段给出频率的正弦振动或承受在一定的时间周期内处于离散的频率的正弦振动。是为了了解产品的耐振寿命和性能指标的稳定性,寻找可能引起破坏或失效的薄弱环节,对系统在模拟实际环境的振动、冲击条件下进行的考核试验。

振动试验后,对样件焊点沿中心线切割,分析结果见表1。

由上表数据可知,在持续4小时的振动试验后,只有粉末冶金2-5样件焊点未振脱,铸铁两样件全部振脱。可以初步确定粉末冶金三点焊接已达到可以接受的最低焊接强度。

试验结束后,除了确认焊点是否振脱外,还对样件的其他部位进行了检查,结果发现,编号2?鄄4样件中,铸铁上盖脖子中部已经断裂。由于在振动试验后才发现铸铁上盖振裂,所以无法判断焊点振脱和上盖振裂的先后顺序,但可以说明本次振动试验强度已达到压缩机所能承受的最大值。

4.结果分析与讨论

2?鄄1样件持续一个小时后焊点就振脱,主要是焊接工艺问题,焊偏导致焊缝未充满,未能与基体形成牢固的结合,而只是靠焊缝局部应力胶合,随着振动时间的增长,应力渐渐减弱,故造成很快脱落。

由于金属材料本身存在空隙或夹渣,加之焊接过程中焊料熔渣的影响(熔渣的氧化性增大时,有CO引起的气孔倾向增加;熔渣的还原性增大时,则氢气孔的倾向增加),所以任何材料在焊接过程中,焊点内部都会有或多或少的气孔形成,是不可避免的。

分析粉末冶金上盖焊接样件2?鄄3焊点振脱的原因:1.粉末冶金基体与焊缝界面存在气孔,气孔的存在减少了结合面的有效截面积,破环了焊点熔合区的致密性,降低了接头的疲劳性。焊点的熔合区是焊缝和基体金属的交接过渡区,焊缝和基体有良好的结合在很大程度上决定着焊接接头的性能。而气孔作为应力集中因素,在振动过程中只是加大了焊点脱落的可能性;2.三焊点中有一焊点出现烧穿现象。可能是由于操作者在焊接电流一定的情况下,焊接速度过慢造成的。焊缝中有穿孔会严重影响焊接接头的力学性能,也是该样件焊点振脱的主要原因。

振动试验后,粉末冶金三点焊2?鄄5样件焊点完好,2?鄄3样件焊点脱落,通过比较两者金相形貌,分析发现,焊缝-基体结合面的状态与粉末冶金焊接牢固性有一定关系,结合面无气孔,提高了焊接结合强度,延长了样件使用寿命。

综合考虑,振动样件焊点强度:2?鄄5>2?鄄2≥2?鄄3,2?鄄4>2?鄄1,表明粉末冶金上盖三点焊接性能等效于铸铁上盖三点焊接性能。

5.结论

(1)本次振动试验条件可以作为考核压缩机三点焊强度的参考标准。

(2)粉末冶金三点焊接力学性能等效于铸铁上盖三点焊接力学性能。

(3)通过本次试验可说明,粉末冶金上盖应用于压缩机三点焊是可行的,且具有良好的可靠性。

(4)粉末冶金基体与焊缝结合面存在少许气孔虽然可以达到本次试验要求,但对粉末冶金焊接件使用寿命影响较大。要尽量避免在结合面形成气孔,进一步提高焊接质量。

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【关键词】金属基复合材料性能关键技术

一、背景

20世纪60年代,美国航天飞机主舱体的主龙骨的支柱就采用了硼纤维增强铝基复合材料;20世纪80年代初期,逐渐强化对碳纤维增强铝基复合材料制备工艺技术研究力度,如压铸、半固态复合铸造以及喷射沉积和原位金属直接氧化法、反应生成法。80年中期开始加强对金属基复合材料界面稳定性研究。

二、金属基复合材料特征性能内容

高强度、高模量、低密度的增强纤维的加入,使MMC的比强度和比模量成倍地提高;良好的高温稳定性和热冲击性。金属基体的高温性能比聚合物高很多,加上增强材料主要为无机物,在高温下具有很高的强度和模量,因此MMC比基体金属具有更高的高温性能;热膨胀系数小、尺寸稳定性好;良好的导热性;不吸潮、不老化、气密性好。

三、MMC的制备工艺和制备方法研究

金属基复合材料的制备工艺研究主要包含以下几个方面:金属基体和增强物的结合方式和结合性;增强物在金属基体中的混合分布情况;降低成本,复合材料硬度、稳定性的提升;避免连续性纤维在制作中的出现伤损状况。

目前制备方法有固态法,液态法,喷涂喷射沉积,原位复合等。

(一)固态法。固态法指在制备过程中把纤维、颗粒等与金属基体按照原始设计要求,通过低温、高压条件将二者复合粘结,最终形成金属基复合材料。该制备方法整个工艺保持在低温环境下、且金属材料和纤维、颗粒等增强物状态呈现为固态、界面反应不严重。固态法制备工艺包含以下两个方面:

1.扩散结合。扩散结合是指金属材料在一定温度和压强下,把新鲜清洁表面的金属和增强材料,通过表面原子的互相扩散而连接在一起的固态化焊接技术。如图

2.粉末冶金。粉末冶金(PowderMetallurgy)适应范围广,对于长纤维、短纤维、颗粒性金属基增强材料的制备都适合,粉末冶金制作工艺是将金属材料和增强物(颗粒、纤维等)按照一定要求混合,并经过压制、烧结及后期一系列处理工艺制成金属基复合材料。在制备过程中,为提升该方法产品的压制性和烧制收缩率,可根据实际需要加入液相烧结组元,通过这种工艺制备的金属基复合材料可有效增强其室、常温条件下材料的硬度、耐磨度的部分。[1]粉末冶金法工艺过程如下图

(二)液态法。液态法包含压铸、半固态的符合铸造、搅拌法和无压渗透法等,根据其内容划分又称之为“熔铸法”。这些方法的共同持点是金属基体在制备复合材料时均处于液态。这种方法优点显著,成本低、基础设施要求不高,且只需要一次性即可完成,它的这些优势决定其可批量大规模进行生产。其中日本松下润二采用离心铸造法制造出AlSi基石墨增强复合材料[2]。

(三)喷涂与喷射沉积。喷涂沉积主要应用于纤维增强金属基复合材料的预制层的制备,亦可以作为获取层状复合材料坯料的方法。该工艺主要用作颗粒型金属复合材料的制作,其最大的优势在于对增强材料、金属润湿要求不高,接触时间较短且界面反应量少。

(四)原位复合。解决了增强材料与金属基体之间的相容性问题、即增强材料与金属基体的润湿性要求。解决了高温下的界面反应等。例如:

四、技术关键以及难点

主要是加工温度高,性能波动,成本高以及制造工艺中的金属基复合材料中的金属与增强物的相容性。

五、应用前景

金属基复合材料独特优势,决定其必然在将来得到广泛利用,并得到规模生产,且伴随着科技发展,其成本亦会变得越来越低。当前就工艺技术而言,铸造法和原位复合法得到广泛应用,前者工艺流程简易、且成本廉价,而后者具备优良工艺特征,具备极强发展前景。若将来可综合二者,金属基复合材料将会取得更为显著的成果。

参考文献: