賀毅強(qiáng),徐虎林,錢晨晨, 馮立超,喬 斌,尚 峰,李化強(qiáng)

(1 淮海工學(xué)院 機(jī)械與海洋工程學(xué)院，江蘇 連云港 222005； 2江蘇省海洋資源開發(fā)研究院，江蘇 連云港 222005)

Cu/Al2O3復(fù)合材料因?qū)嵝院蛯?dǎo)電性能好、強(qiáng)度高和耐熱性高等優(yōu)勢而備受研究人員關(guān)注，且通過在Al2O3基體中添加Cu顆粒，不僅可改善陶瓷的燒結(jié)性能，且可阻礙裂紋在陶瓷基體中的擴(kuò)展，提高陶瓷材料的抗彎強(qiáng)度和斷裂韌度。研究人員主要通過混合燒結(jié)法[1]、熱壓法[2]、擠壓-熔鑄法[3]和原位反應(yīng)復(fù)合法[4]等制備Cu/Al2O3復(fù)合材料，與同種條件下所得的純氧化鋁陶瓷相比，Cu/Al2O3復(fù)合材料的抗彎強(qiáng)度與斷裂韌度均有一定提高。但現(xiàn)有的Cu/Al2O3復(fù)合材料的制備方法成本較高，且難以生產(chǎn)體積小、尺寸精度高和形狀復(fù)雜的零部件。因此探索工藝簡單可行、成本低廉、操作簡便的金屬/陶瓷復(fù)合材料零件制備技術(shù)是目前國內(nèi)外的研究熱點(diǎn)之一。

陶瓷注射成形(ceramic injection molding,CIM)是一種高精度和高效率的陶瓷成形技術(shù)，克服了傳統(tǒng)粉末冶金技術(shù)制備陶瓷基復(fù)合材料的成本高、工藝復(fù)雜、難以制備體積小和形狀復(fù)雜零件的問題。隨著陶瓷注射技術(shù)的發(fā)展，其應(yīng)用范圍越來越廣泛，目前世界上有超過300家公司從事粉末注射成形的研發(fā)，其中超過1/4的公司從事CIM的研發(fā)[5]。如瑞士的陶瓷手表表殼、日本的氧化鋯光纖接頭、美國的氧化硅發(fā)動機(jī)零部件已采用CIM生產(chǎn)；新加坡的Zhang等采用CIM制備了具有孔隙梯度的AR7845陶瓷復(fù)合材料元件[6]。國內(nèi)清華大學(xué)在20世紀(jì)80年代采用CIM生產(chǎn)氧化鋯、氧化鋁、碳化硅等精密陶瓷產(chǎn)品。

然而目前采用CIM制備金屬增韌陶瓷基復(fù)合材料時(shí)，因混煉工藝的局限，導(dǎo)致注射成形喂料中存在金屬顆粒在陶瓷基體中的團(tuán)聚和分布不均勻的問題。Cu/Al2O3復(fù)合材料注射成形件顯微組織的均勻性很大程度上取決于注射成形喂料的均勻性，最終影響復(fù)合材料的性能。為獲得高性能的復(fù)合材料，金屬顆粒的細(xì)小彌散以及在陶瓷基體中的均勻分布尤為重要[7]。機(jī)械合金化是一種獲得細(xì)小晶粒且成分均勻材料的簡單且適用的方法[8]。機(jī)械合金化制備陶瓷基復(fù)合材料，金屬顆粒在陶瓷基體中分布均勻、彌散，有利于提高復(fù)合材料性能。機(jī)械合金化在室溫下可使材料的新鮮表面之間發(fā)生固態(tài)反應(yīng)，因此可用于制備傳統(tǒng)的熔融與鑄造技術(shù)難以獲得的合金與化合物[9]。同時(shí)機(jī)械合金化也是一種能有效改善增強(qiáng)顆粒分布的方法，不僅可制備微米復(fù)合材料[10]，也可制備納米復(fù)合材料[11]。機(jī)械合金化工藝主要分為3步：(1) 磨球之間的粉末受到磨球的撞擊；(2)粉末發(fā)生塑性變形且粉末之間冷焊占主導(dǎo)地位；(3)粉末產(chǎn)生加工硬化并破碎為小粒度顆粒，冷焊與破碎之間達(dá)到平衡，延長合金化時(shí)間將不再對顆粒的尺寸、形狀和組織有明顯影響[12]。目前機(jī)械合金化主要應(yīng)用于傳統(tǒng)粉末冶金制備陶瓷基復(fù)合材料的粉料準(zhǔn)備過程[13]，少有研究將機(jī)械合金化用于實(shí)現(xiàn)注射成形陶瓷基復(fù)合材料喂料中增韌金屬顆粒的彌散和均勻化上。因此采用機(jī)械合金化可實(shí)現(xiàn)Cu顆粒在Al2O3基體中的均勻、彌散分布，此外通過固態(tài)反應(yīng)還能提高Cu顆粒與Al2O3基體之間的融合，對于提高注射成形Cu/Al2O3復(fù)合材料的性能將具有重要作用。

本工作利用機(jī)械合金化、陶瓷注射成形技術(shù)制備Cu/Al2O3復(fù)合材料，通過系統(tǒng)研究機(jī)械合金化及混合粉末的混煉、注射、脫脂、燒結(jié)等工藝過程，優(yōu)化復(fù)合材料的機(jī)械合金化工藝與注射成形制備工藝；通過觀察Cu/Al2O3復(fù)合材料的顯微組織和測試力學(xué)性能，分析Cu的形貌與分布對Al2O3復(fù)合材料強(qiáng)度和韌度的影響，并分析Cu/Al2O3復(fù)合材料的增韌機(jī)制，為提高Cu/Al2O3的韌度和成形性能、擴(kuò)大Cu/Al2O3復(fù)合材料的應(yīng)用范圍提供理論依據(jù)和實(shí)踐經(jīng)驗(yàn)。

1 實(shí)驗(yàn)材料與方法

1.1 原料及成分設(shè)計(jì)

本實(shí)驗(yàn)所用的氧化鋁粉為富世新(廈門)貿(mào)易有限公司提供的AL-160SG-3型超微粒度低堿Al2O3，平均粒度為1.4μm。所用的Cu粉為上海關(guān)金粉體材料有限公司提供的CNPC-Cu99.7%型Cu粉，近球形，平均粒徑10μm。所用Al2O3粉和Cu粉形貌如圖1所示，復(fù)合粉末名義成分為10%(體積分?jǐn)?shù)，下同)Cu/ Al2O3。

1.2 注射成形、脫脂與燒結(jié)

采用QM12行星式球磨機(jī)對10%Cu/Al2O3混合粉末進(jìn)行機(jī)械合金化，轉(zhuǎn)速為500r/min，采用真空不銹鋼球罐與不銹鋼磨球，磨球直徑為3～10mm，球料質(zhì)量比為10∶1，采用C2H5OH為過程控制劑進(jìn)行濕磨。選用石蠟基黏結(jié)劑體系，由石蠟(PW)、低密度聚乙烯(LDPE)和硬脂酸(SA)3種成分組成，低熔點(diǎn)組元PW與SA分別作為主填充劑和表面活性劑，高熔點(diǎn)組元LDPE起到支撐骨架的作用。黏結(jié)劑配比為75%PW+20%LDPE+5%SA，按熔點(diǎn)由高到低的順序分步加入HAAKE PolyLab QC密煉機(jī)中。黏結(jié)劑熔融后將機(jī)械合金化后的混合粉末加入密煉機(jī)中混合均勻后制粒，粉末裝載量為55%，混煉工藝為溫度150℃、轉(zhuǎn)速60r/min、時(shí)間2h。采用HAAKE MiniJet Ⅱ微型注射成形儀進(jìn)行注射成形，采用WZDS-20型燒結(jié)爐在氬氣氣氛下進(jìn)行熱脫脂與燒結(jié)。

圖1 實(shí)驗(yàn)用粉末的SEM形貌 (a)Al2O3粉末;(b)Cu粉末Fig.1 SEM morphologies of powder used in the experiment (a)Al2O3 powder;(b)Cu powder

1.3 檢測方法

采用CMT-5205電子萬能試驗(yàn)機(jī)三點(diǎn)彎曲實(shí)驗(yàn)測定燒結(jié)試樣的抗彎強(qiáng)度，跨距為20mm，加載速率為0.02mm/min。采用XJL-03金相顯微鏡(optical microscope,OM)觀察金相樣品。彎曲試樣斷口經(jīng)過丙酮清洗干凈，采用JSM-6700F型掃描電鏡(scanning electron microscope,SEM)觀察與分析彎曲試樣斷口、復(fù)合粉末的形貌、Cu在Al2O3基體中的形貌與分布，電壓為15kV，電流為20μA。采用DHV-1000型維氏硬度計(jì)測量燒結(jié)試樣的維氏硬度，載荷為98N。采用X’Pert Powder型X射線衍射儀分析燒結(jié)件的成分。燒結(jié)試樣的斷裂韌度KIC通過維氏硬度測試的壓痕斷裂(indentation fracture,IF)來確定，KIC通過公式(1)計(jì)算：

KIC=0.16Hva2c-3/2

(1)

式中：a為壓痕對角線長度的1/2；c為壓痕中心到裂紋終端的長度。

2 結(jié)果與分析

2.1 顯微組織

2.1.1 機(jī)械合金化時(shí)間對復(fù)合粉末顯微組織的影響

圖2為10%Cu/Al2O3復(fù)合粉末經(jīng)機(jī)械合金化不同時(shí)間后的形貌。從圖2(a)可以看到經(jīng)合金化20min后，部分粉末之間發(fā)生了團(tuán)聚，團(tuán)聚體直徑約為30μm，Cu粉末尚未與Al2O3均勻混合。當(dāng)機(jī)械合金化時(shí)間延長至2h時(shí)，粉末團(tuán)聚嚴(yán)重(圖2(b))，部分團(tuán)聚的Cu顆粒受磨球的撞擊變?yōu)楸馄綘畹腃u片，厚度為1～3μm，長度為5～30μm；機(jī)械合金化時(shí)間延長至10h(圖2(c))，扁平的Cu片因加工硬化破碎為細(xì)小的Cu顆粒，與Al2O3均勻混合，Cu粒度為0.5～3μm；當(dāng)合金化時(shí)間延長至14h(圖2(d))，細(xì)小的Cu粉末無明顯冷焊，但有部分混合粉末團(tuán)聚為松散體，團(tuán)聚體直徑達(dá)30μm。

圖2 不同機(jī)械合金化時(shí)間下10%Cu/Al2O3復(fù)合粉末的顯微組織(a)20min;(b)2h;(c)10h;(d)14hFig.2 Microstructures of 10%Cu/Al2O3 composite powder as-mechanical alloyed for different time(a)20min;(b)2h;(c)10h;(d)14h

Cu/Al2O3作為一種延性組分和脆性組分的混合粉末，在機(jī)械合金化過程中，延性組元Cu粉存在微鍛變平、加工硬化和破碎斷裂過程，而脆性組元Al2O3則很快被破碎。第一階段，在機(jī)械合金化過程中，首先產(chǎn)生Cu粉的團(tuán)聚；第二階段，磨球與粉末之間的碰撞使塑性Cu粉成為片狀或餅狀，脆性Al2O3則發(fā)生破碎；第三階段，片狀延性Cu粉和硬脆的Al2O3粉末形成層狀復(fù)合組織，Al2O3粉末集中在兩層Cu粉之間。第四階段，隨著球磨過程的繼續(xù)，Cu片產(chǎn)生加工硬化，反復(fù)焊合、斷裂，片狀組織彎曲、斷裂和細(xì)化，Cu粉和Al2O3粉末之間越來越接近，最終混合均勻。由于Al2O3粉末與Cu粉不相溶，則導(dǎo)致Al2O3粉末的進(jìn)一步細(xì)化且彌散分布。彌散質(zhì)點(diǎn)間距和冷焊間距相當(dāng)，片間距一般為0.5μm，經(jīng)過長時(shí)間的機(jī)械合金化后，最小片間距可達(dá)0.01μm[14]。當(dāng)機(jī)械合金化時(shí)間達(dá)10h后，Cu粉尺寸穩(wěn)定，隨機(jī)械合金化時(shí)間的延長不再產(chǎn)生明顯變化，但機(jī)械合金化時(shí)間的延長將導(dǎo)致粉末污染的加劇。Zawrah等[13]研究Al2O3-20%(質(zhì)量分?jǐn)?shù))Cu復(fù)合材料的機(jī)械合金化時(shí)發(fā)現(xiàn)，粉末的晶粒和顆粒隨機(jī)械合金化時(shí)間的延長迅速細(xì)化，當(dāng)機(jī)械合金化時(shí)間達(dá)10h后再繼續(xù)延長時(shí)，晶粒和顆粒尺寸細(xì)化緩慢，復(fù)合材料硬度因晶粒的細(xì)化隨機(jī)械合金化時(shí)間的延長而降低，且斷裂韌度隨機(jī)械合金化時(shí)間的延長也降低，這是因?yàn)殡S著機(jī)械合金化時(shí)間的延長導(dǎo)致卷入的Fe2O3等雜質(zhì)含量增加。

Chandrasekhar等[15]采用兩步機(jī)械合金化法混合Cu-1%(質(zhì)量分?jǐn)?shù))Al2O3粉末，首先采用空氣充當(dāng)機(jī)械合金化過程控制劑，機(jī)械合金化12h時(shí)，因?yàn)镃u粉之間的冷焊，Cu粉的粒度由23μm長大至125μm，且晶粒細(xì)化，這與Madavali等的研究結(jié)果一致[16]。Chandrasekhar等[15]將以空氣作為機(jī)械合金化過程控制劑合金化12h后的粉末再以酒精為過程控制劑機(jī)械合金化12h，因磨球?qū)浜阜勰┑淖矒?，粉末團(tuán)聚體破碎為細(xì)小粉末。因此以酒精為機(jī)械合金化過程控制劑有助于獲得Cu粉在Al2O3基體中的彌散細(xì)小分布。

2.1.2 混煉、注射、脫脂過程中的顯微組織

圖3為10%Cu/Al2O3復(fù)合粉末在混煉、注射和脫脂過程中的顯微組織。如圖3(a)所示，經(jīng)機(jī)械合金化10h后的10%Cu/Al2O3復(fù)合粉末與黏結(jié)劑混煉，經(jīng)150℃，60r/min混煉2h后，可以看出混煉使顆粒團(tuán)聚體持續(xù)分解，液態(tài)黏結(jié)劑通過毛細(xì)作用進(jìn)入粉末顆粒團(tuán)聚體使粉末顆粒得到潤滑，黏結(jié)劑包裹粉末，有利于注射成形。因注射成形過程中的剪切作用，Cu/Al2O3復(fù)合粉末分布進(jìn)一步均勻(圖3(b))。圖3(c)為溶劑脫脂后坯體內(nèi)部顆粒間形成的連通孔隙，這種孔隙有利于熱脫脂過程中分解氣體的排除，網(wǎng)狀物為LDPE，它使坯體在黏結(jié)劑中的大部分PW被溶劑脫除后仍能保持形狀。

圖3 混煉、注射、脫脂過程中Cu/Al2O3復(fù)合材料的顯微組織 (a)混煉;(b)注射;(c)溶劑脫脂;(d)熱脫脂F(xiàn)ig.3 Microstructures of Cu/Al2O3 composite in the process of mixing (a), injection (b), solvent degreasing (c) and thermal degreasing (d)

熱脫脂時(shí)采用較低的加熱速率有利于黏結(jié)劑的裂解速率與擴(kuò)散速率達(dá)到平衡，減少鼓泡等缺陷。LDPE在熱脫脂階段中分解并排除，熱脫脂后的組織如圖3(d)所示，坯料中的網(wǎng)狀LDPE消失，粉末顆粒間以點(diǎn)接觸為主，脫脂率可達(dá)96.1%，過高的脫脂率將導(dǎo)致零件的生坯強(qiáng)度低，以致崩塌。

2.1.3 燒結(jié)溫度對顯微組織的影響

采用熱脫脂后直接燒結(jié)，圖4為熱脫脂-燒結(jié)工藝曲線， 600℃保溫之前為熱脫脂。在1100℃下進(jìn)行預(yù)燒結(jié)，此時(shí)的主要驅(qū)動力是表面擴(kuò)散，經(jīng)機(jī)械合金化后具有高表面能的小顆粒會發(fā)生聚縮，并將大顆?！昂附印逼饋韀17]，有助于孔隙中氣體的逸出和孔隙的彌合。如直接進(jìn)行高溫?zé)Y(jié)，則導(dǎo)致顆粒間孔隙快速閉合，孔隙難以消除。在1100℃下，Al2O3顆粒之間的Cu呈熔融狀態(tài)，隨著保溫時(shí)間的延長，液態(tài)Cu在Al2O3基體中擴(kuò)散并將Al2O3顆粒包覆，使Cu在Al2O3之間均勻分布。隨著燒結(jié)溫度的提高，Al2O3顆粒之間實(shí)現(xiàn)冶金結(jié)合，而Cu分布于Al2O3晶界上。

圖4 Cu/Al2O3復(fù)合材料的熱脫脂-燒結(jié)工藝曲線Fig.4 Thermal degreasing-sintering process curves of Cu/Al2O3 composite

Cu/Al2O3燒結(jié)溫度與材料的顯微組織、致密性、斷裂性能密切相關(guān)。采用經(jīng)機(jī)械合金化10h的粉末作為原材料，機(jī)械合金化時(shí)間的延長使粉末粒度減小，粉末的表面能增加，因此有利于復(fù)合材料燒結(jié)性能和燒結(jié)密度的提高[18]。

燒結(jié)溫度對晶粒的影響可通過圖5中不同燒結(jié)溫度下試件的斷面形貌看出。由圖5可見，Cu/Al2O3復(fù)合材料在彎曲過程中主要斷裂方式是沿晶斷裂，裂紋從晶界處形核。此外從斷面上可以看到Cu相在斷裂過程中發(fā)生塑性變形后被拉斷或拔出。當(dāng)燒結(jié)溫度為1500℃時(shí)，晶粒細(xì)小，為1.8～2μm(圖5(a))，燒結(jié)時(shí)顆粒間由點(diǎn)接觸變?yōu)槊娼佑|，連通孔變?yōu)榉忾]孔，因燒結(jié)溫度較低時(shí)，晶界上的原子擴(kuò)散到封閉孔隙處的能力差，因此顆粒間存在較多小孔隙。當(dāng)燒結(jié)溫度提高到1550℃時(shí)(圖5(b))，晶粒尺寸增長至3μm左右，同時(shí)因燒結(jié)溫度提高導(dǎo)致原子擴(kuò)散能力提高，封閉孔隙消失，孔隙率降低。Cu/Al2O3復(fù)合材料經(jīng)1550℃燒結(jié)后，其相組成如圖6所示，XRD圖說明燒結(jié)態(tài)復(fù)合材料主要由Cu和Al2O3組成，沒有明顯的CuO或Cu2O生成。燒結(jié)溫度提高到1600℃時(shí)(圖5(c))，晶粒粗化至5～8μm，同時(shí)孔隙率增加，這是因?yàn)楫?dāng)燒結(jié)溫度過高，會造成顆粒邊界移動速率與驅(qū)動力大，顆粒邊界移動速率大于氣孔移動速率，氣孔被包在原顆粒界面處，使孔隙增加。

圖5 不同燒結(jié)溫度下燒結(jié)件斷口形貌 (a)1500℃;(b)1550℃;(c)1600℃Fig.5 Fracture morphologies of parts sintered at different temperatures (a)1500℃;(b)1550℃;(c)1600℃

如圖5所示，金屬Cu非連續(xù)分布在Al2O3基體中，裂紋在Al2O3晶界形核并擴(kuò)展，當(dāng)裂紋擴(kuò)展至Cu顆粒時(shí)，出現(xiàn)兩種情況：(1)因?yàn)镃u與Al2O3基體之間形成界面，產(chǎn)生裂紋橋聯(lián)，Cu粒子發(fā)生塑性變形或被拔出、裂紋偏轉(zhuǎn)吸收能量；(2)Cu顆粒被拉伸或壓縮，發(fā)生塑性變形，吸收外加載荷，裂紋移位或發(fā)生偏轉(zhuǎn)，消耗裂紋尖端的能量，提高Cu/Al2O3復(fù)合材料的強(qiáng)度和韌度。因此，Cu與Al2O3基體之間的界面強(qiáng)度是影響Cu/Al2O3復(fù)合材料斷裂韌度的關(guān)鍵因素，提高Cu與Al2O3基體之間的界面強(qiáng)度將提高復(fù)合材料的斷裂韌度。而Cu與Al2O3基體之間的潤濕性能差，提高Cu與Al2O3基體之間的潤濕性能可采取通過機(jī)械合金化減小復(fù)合材料組分的粒度，提高Cu在Al2O3中的分散度，增加顆粒表面的缺陷和表面活性，從而提高兩相間的潤濕性。

圖6 10%Cu/Al2O3復(fù)合材料1550℃下燒結(jié)后的相組成Fig.6 Phase compositions of 10%Cu/Al2O3 composite sintered at 1550℃

2.1.4 機(jī)械合金化時(shí)間對燒結(jié)態(tài)復(fù)合材料顯微組織的影響

經(jīng)不同時(shí)間機(jī)械合金化后的Cu/Al2O3復(fù)合材料在氬氣氣氛下、1550℃時(shí)燒結(jié)2.5h后的顯微組織如圖7所示。圖7中淺色區(qū)域?yàn)镃u，深色區(qū)域?yàn)锳l2O3，Al2O3晶粒細(xì)小，Cu分布在Al2O3顆粒邊界上，同時(shí)也能看到孔隙(黑色區(qū)域)分布在晶粒間?？梢钥闯觯S著混合粉末機(jī)械合金化時(shí)間的延長，Cu顆粒的分布趨于均勻，同時(shí)Cu顆粒的尺寸減小，顆粒聚集的程度減小，且顆粒的表面活性增強(qiáng)，燒結(jié)性能提高，燒結(jié)件孔洞減少。此外還可以看出，Cu彌散分布在Al2O3基體中，因機(jī)械合金化減小Cu與Al2O3組分的粒度，提高了Cu在Al2O3中的分散度。且因合金化時(shí)間延長，顆粒表面活性增大，也提高了Cu與Al2O3之間的潤濕性，Cu與Al2O3之間結(jié)合良好。如前所述，Cu與Al2O3之間的潤濕性良好是決定Cu增韌Al2O3基復(fù)合材料的關(guān)鍵因素之一，因此通過機(jī)械合金化提高Cu與Al2O3之間的潤濕性是實(shí)現(xiàn)Cu增韌Al2O3基復(fù)合材料的關(guān)鍵；此外，隨著機(jī)械合金化時(shí)間從20min延長到10h，燒結(jié)態(tài)Cu/Al2O3復(fù)合材料中的Al2O3晶粒也減小。

圖7 不同機(jī)械合金化時(shí)間下10%Cu/Al2O3復(fù)合材料的顯微組織 (a)20min;(b)2h;(c)10hFig.7 Microstructures of 10%Cu/Al2O3 composite as-mechanical alloyed for different time (a)20min;(b)2h;(c)10h

2.2 力學(xué)性能

2.2.1 燒結(jié)溫度對力學(xué)性能的影響

燒結(jié)溫度影響原子間的擴(kuò)散能力和粉末顆粒間的結(jié)合能力，且影響燒結(jié)材料的晶粒尺寸和孔隙率，從而影響燒結(jié)件的力學(xué)性能。表1為10%Cu/Al2O3復(fù)合粉末機(jī)械合金化10h后經(jīng)不同燒結(jié)溫度下燒結(jié)的力學(xué)性能。

由表1可知，當(dāng)燒結(jié)溫度由1500℃升高到1550℃時(shí)，試件的抗彎強(qiáng)度、斷裂韌度與維氏硬度升高；當(dāng)燒結(jié)溫度由1550℃升高到1600℃時(shí)，抗彎強(qiáng)度由532MPa降低到475MPa，斷裂韌度也隨之下降。

結(jié)合圖5分析可知，當(dāng)燒結(jié)溫度低于1550℃時(shí)，由于燒結(jié)溫度低造成孔隙率高，因此復(fù)合材料的強(qiáng)度、硬度、斷裂韌度低；而當(dāng)燒結(jié)溫度高于1550℃時(shí)，晶粒粗化、孔隙增多，造成復(fù)合材料強(qiáng)度與斷裂韌度降低?？紫堵屎途Я３叽缡怯绊懱沾刹牧狭W(xué)性能的重要因素之一，從圖5可知，Cu/Al2O3復(fù)合材料主要是通過沿晶斷裂的方式失效，因此晶界上的孔隙成為復(fù)合材料中重要裂紋源，對材料的抗彎強(qiáng)度和斷裂韌度影響顯著，過低或過高的燒結(jié)溫度都會造成Cu/Al2O3復(fù)合材料的孔隙率上升，降低材料的抗彎強(qiáng)度與斷裂韌度。此外，過高的燒結(jié)溫度會造成復(fù)合材料中Al2O3與Cu的晶粒粗化，降低復(fù)合材料的抗彎強(qiáng)度與斷裂韌度。

表1 不同燒結(jié)溫度下10%Cu/Al2O3燒結(jié)件的力學(xué)性能Table 1 Mechanical properties of 10%Cu/Al2O3 parts sintered at different temperatures

Al2O3基體中加入Cu顆粒的作用有兩個(gè)方面：(1)Cu顆粒聚集在基體晶界處，抑制了Al2O3晶粒的長大，起到細(xì)化基體晶粒的作用，提高復(fù)合材料的強(qiáng)度和韌度；(2)由于Cu的強(qiáng)度和硬度遠(yuǎn)低于Al2O3基體，因此Cu的加入導(dǎo)致復(fù)合材料的強(qiáng)度和硬度降低，且Cu顆粒尺寸越大，體積分?jǐn)?shù)越高，強(qiáng)度和硬度越低。當(dāng)Cu顆粒較為彌散細(xì)小，細(xì)化晶粒的作用強(qiáng)于對基體的割裂作用時(shí)，材料的強(qiáng)度升高，且韌度明顯提高。

2.2.2 機(jī)械合金化時(shí)間對力學(xué)性能的影響

表2為脫脂后的10%Cu/Al2O3復(fù)合材料在1550℃下燒結(jié)2.5h后的性能參數(shù)，可以看出，隨著機(jī)械合金化時(shí)間的延長，復(fù)合材料的抗彎強(qiáng)度和硬度提高，斷裂韌度則下降。結(jié)合圖7可知，隨機(jī)械合金化時(shí)間的延長，復(fù)合材料的Cu與Al2O3晶粒細(xì)化，Cu與Al2O3之間的潤濕性能提高，有助于材料強(qiáng)度與硬度的升高。而斷裂韌度隨機(jī)械合金化時(shí)間的延長而下降，則有可能起因于機(jī)械合金化時(shí)間延長導(dǎo)致如Fe2O3,SiO2等雜質(zhì)含量升高。

表2 不同機(jī)械合金化時(shí)間下10%Cu/Al2O3燒結(jié)件的性能參數(shù)Table 2 Performance parameters of 10%Cu/Al2O3 sintered parts for different mechanical alloying time

Cu/Al2O3復(fù)合材料具有良好的斷裂韌度，可歸因于以下方面：(1)通過機(jī)械合金化，使Cu粉與Al2O3粉細(xì)化，增加Cu粉末與Al2O3粉末的接觸面積，此外Cu粉與Al2O3粉經(jīng)機(jī)械合金化后其表面缺陷增加，表面能提高，提高了二者之間的反應(yīng)活性和潤濕性能，從而提高了二者之間的結(jié)合強(qiáng)度；(2)機(jī)械合金化后Cu粉彌散分布在Al2O3的晶界上，在燒結(jié)過程中阻礙Al2O3晶界的移動，抑制Al2O3晶粒的長大；(3)裂紋在擴(kuò)展過程中遇到Cu，裂紋尖端上尚未斷裂的Cu顆粒在裂紋上下表面起橋聯(lián)作用，阻礙裂紋的張開，或隨著裂紋的張開而發(fā)生塑性變形或被拔出，消耗裂紋尖端的能量，即裂紋橋聯(lián)的增韌機(jī)制；(4)Al2O3基體的裂紋擴(kuò)展過程中裂紋遇到Cu而不能穿過時(shí)發(fā)生傾斜和偏轉(zhuǎn)，從而吸收更多的能量使Al2O3增韌。

3 結(jié)論

(1)機(jī)械合金化10h后注射成形制備的10%Cu/Al2O3復(fù)合材料具有良好的抗彎強(qiáng)度和斷裂韌度，分別為532MPa和4.97MPa·m1/2。

(2)燒結(jié)溫度低于1550℃時(shí)，10%Cu/Al2O3復(fù)合材料因擴(kuò)散能力不足造成孔隙過多，燒結(jié)溫度高于1550℃時(shí)則因晶界移動速率大于孔隙逸出速率使孔隙增加及晶粒粗化，復(fù)合材料的強(qiáng)度和韌度下降。

(3)機(jī)械合金化時(shí)間延長使10%Cu/Al2O3復(fù)合材料晶粒細(xì)化、Cu與Al2O3之間的潤濕性能和結(jié)合強(qiáng)度提高，材料的強(qiáng)度和硬度提高，但機(jī)械合金化時(shí)間延長使雜質(zhì)含量升高而使斷裂韌度下降。

(4)Cu粉末彌散分布在Al2O3基體中，抑制燒結(jié)過程中Al2O3晶粒粗化，且裂紋擴(kuò)展過程中遇到延性的Cu產(chǎn)生裂紋橋聯(lián)和偏轉(zhuǎn)，提高材料的韌度。