吳祖驥，范佳鋒，李京懋，朱德智，屈盛官，李小強(qiáng)

(華南理工大學(xué) 國家金屬材料近凈成形工程技術(shù)研究中心，廣州 510640)

硬質(zhì)合金是由硬質(zhì)金屬碳化物(WC，TiC，VC等)和黏結(jié)金屬(Co，Ni，F(xiàn)e等)通過粉末冶金方法制造的具有高硬度和高耐磨性的材料[1-2]。目前常見的硬質(zhì)合金為WC-Co，但因其含金屬Co以致高溫硬度、抗氧化性和耐腐蝕性較差[3]，制約了WC-Co類硬質(zhì)合金在惡劣工作環(huán)境下的廣泛應(yīng)用。為解決WC-Co類硬質(zhì)合金的上述問題，國內(nèi)外研究者開展了大量的研究，其中采用優(yōu)良的高溫性能和耐腐蝕性能的金屬間化合物Ni3Al作為黏結(jié)相替代Co等金屬在硬質(zhì)合金中的黏結(jié)作用頗有效果[4-5]。龍堅戰(zhàn)等[6]在WC粉末中添加Ni，Al元素粉末，通過液相燒結(jié)反應(yīng)合成Ni3Al，制備WC-Ni3Al硬質(zhì)合金，其高溫抗氧化性能比WC-30(Co-Ni-Cr)硬質(zhì)合金提高了1個數(shù)量級。Katou等[7]則通過真空燒結(jié)制備了致密度，硬度和抗彎強(qiáng)度分別為99%，1330HV和2.18 GPa的WC-Ni3Al硬質(zhì)合金。張民愛[8]通過放電等離子燒結(jié)制備了硬度為20.4 GPa的WC-10(質(zhì)量分?jǐn)?shù)/%，下同)Ni3Al材料，但因在燒結(jié)過程中形成了長桿狀A(yù)l2O3(長約幾微米至數(shù)十微米)以致其斷裂韌度僅為10.5 MPa·m1/2。因此，目前WC-Ni3Al硬質(zhì)合金由于斷裂韌度的不足制約了其實際應(yīng)用。

在提高WC-Co類硬質(zhì)合金力學(xué)性能方面，研究者們通常采用添加第二相的方式細(xì)化WC晶粒來進(jìn)行優(yōu)化[9]。而關(guān)于WC-Ni3Al方面的研究，陳健[10]發(fā)現(xiàn)WC-Ni3Al硬質(zhì)合金生成的Al2O3會隨著Ni3Al含量的增加而增加，Al2O3的形成量較多時甚至?xí)F(tuán)聚長大從而惡化力學(xué)性能。其產(chǎn)生原因可能是球磨過程中引入的O元素以及燒結(jié)過程中環(huán)境存在的少量空氣使Al在高溫下發(fā)生氧化。同時，Su等[11]在WC-8Co中添加0.5%的納米Al2O3，使硬質(zhì)合金的硬度和斷裂韌度分別提高約6%和8%。鑒于此，WC-Ni3Al硬質(zhì)合金原位自生的Al2O3以納米尺寸存在能提高硬質(zhì)合金的力學(xué)性能似乎是可行的。綜上所述，嘗試提高WC-Ni3Al硬質(zhì)合金的力學(xué)性能的方法可分為兩個方向進(jìn)行：一是細(xì)化WC晶粒；二是減少WC-Ni3Al中的長桿狀A(yù)l2O3形成且Al2O3以納米級尺寸存在。

本研究針對提高WC-Ni3Al力學(xué)性能的問題，采用化學(xué)活性與Al相當(dāng)并且在常溫不易氧化的單質(zhì)金屬Ti作為摻雜元素，擬在球磨過程和燒結(jié)過程中使其先與O元素反應(yīng)氧化以抑制Al2O3的生成和細(xì)化Al2O3晶粒，并且在燒結(jié)過程中形成TiC以起到抑制WC晶粒生長的效果[12]，以提高WC-Ni3Al的力學(xué)性能；同時在研究過程中，討論Ti摻雜對WC-Ni3Al硬質(zhì)合金的微觀結(jié)構(gòu)和力學(xué)性能的影響。

1 實驗材料與方法

1.1 實驗材料制備

實驗中Ni3Al粉末按照Ni-10.6Al-11Fe-8.19Cr-0.21B成分比例由元素混合粉末通過機(jī)械合金化制備。WC粉末(≈0.8 μm，純度>99.9%，廈門金鷺特種合金有限公司)、Ti粉末(10 μm，純度>99.5%，中諾新材北京科技有限公司)以及Ni3Al粉末(≈75 μm)按表1比例配置在行星式球磨機(jī)(QM3SP4)上球磨24 h，球磨時采用直徑為10 mm的硬質(zhì)合金球為磨球，球料質(zhì)量比為3∶1，球磨罐為250 mL的硬質(zhì)合金罐，球磨介質(zhì)為環(huán)己烷，球磨轉(zhuǎn)速為250 r/min，每次球磨30 min暫停18 min，再反向運行，如此循環(huán)48個周期后停止球磨。將球磨粉末置于70 ℃下進(jìn)行真空干燥，再過100目篩以去除團(tuán)聚粉。然后將粉末填充到內(nèi)徑為φ20 mm、外徑為φ50 mm的石墨模具中，再置于放電等離子燒結(jié)爐(Dr. Sinter model SPS-825)內(nèi)進(jìn)行真空燒結(jié)(≤6 Pa)。燒結(jié)壓力為30 MPa，以100 ℃/min的升溫速率加熱至1380 ℃并保溫?zé)Y(jié)5 min。采用紅外測溫儀進(jìn)行實時測溫，測溫盲孔位于模具外壁距樣品5 mm處。燒結(jié)時模具外包裹一層石墨氈以減少熱輻射。燒結(jié)結(jié)束后隨爐冷卻至室溫。

表1 不同Ti添加量的復(fù)合粉末化學(xué)成分(質(zhì)量分?jǐn)?shù)/%)Table 1 Chemical composition of composite powder with different Ti addition amount (mass fraction/%)

1.2 材料表征方法

對燒結(jié)試樣橫截面進(jìn)行打磨與拋光，采用維氏硬度計(THVP-30)進(jìn)行硬度測試，打點位置圖如圖1所示。載荷為294 N，保載時間為15 s。每個樣品按圖1所示進(jìn)行取點測試。利用硬度測試留下的壓痕及裂紋計算試樣的斷裂韌度，并通過Shetty公式[13]算出平均值：

(1)

式中：H為維氏硬度，N/mm2；P為載荷，N；∑L為四個角的表觀裂紋的總長度，mm。

通過X射線衍射儀(XRD，X’pert Powder)檢測試樣的相組成。試樣橫截面的顯微組織形貌和維氏硬度壓痕裂紋路徑通過高分辨掃描電子顯微鏡(HRSEM，Nova Nano 430)進(jìn)行觀察。采用透射電子顯微鏡(TEM, Talos F200X)分析相界面結(jié)構(gòu)。

2 結(jié)果與分析

2.1 Ti添加量對WC-Ni3Al硬質(zhì)合金微觀組織的影響

圖2為WC-Ni3Al-Ti復(fù)合粉末及燒結(jié)試樣的XRD圖譜。在燒結(jié)前的復(fù)合粉末中檢測到了WC，Ni3Al和Ti的衍射峰，并且Ti添加量越多其衍射峰峰值越高。經(jīng)放電等離子燒結(jié)后，Ti衍射峰消失，(Ti,W)C衍射峰出現(xiàn)，且其衍射峰強(qiáng)度隨Ti添加量的增加而升高。XRD圖譜的結(jié)果與前述推測的Ti元素的添加形成了新相是一致的。

圖1 維氏硬度打點位置 (a)實物；(b)示意圖Fig.1 Positions of Vickers hardness test (a)material object；(b)sketch map

圖2 WC-Ni3Al-Ti復(fù)合粉末(a)和燒結(jié)試樣(b)XRD圖譜Fig.2 XRD patterns of WC-Ni3Al-Ti composite powder(a) and sintered specimen(b)

圖3為添加不同Ti含量的WC-Ni3Al燒結(jié)試樣的背散射圖。由圖3(a)可知，不含Ti的燒結(jié)試樣主要為白色基體相與黑色相，且黑色相尺寸較粗大甚至有些呈長桿狀。圖3(b)～(e)為添加Ti的燒結(jié)樣品，主要有暗灰色相、黑色點狀相以及白色基體相。暗灰色相形狀上偏向于橢圓形或者長條形，當(dāng)Ti添加量為3%(質(zhì)量分?jǐn)?shù))時，暗灰色相的分布較為彌散。而黑色點狀相多分布于暗灰色塊狀相周圍，當(dāng)Ti添加量大于3%(質(zhì)量分?jǐn)?shù))的燒結(jié)樣品尤為明顯。黑色相的尺寸隨著Ti添加量的增加呈現(xiàn)減小趨勢。

圖3 WC-10Ni3Al-xTi燒結(jié)試樣背散射圖 (a)x=0;(b)x=2;(c)x=3;(d)x=4;(e)x=5Fig.3 BSE images of sintered WC-10Ni3Al-xTi specimens (a)x=0;(b)x=2;(c)x=3;(d)x=4;(e)x=5

圖4為WC-10Ni3Al-3Ti燒結(jié)試樣截面的元素分布圖。W元素和C元素分布較均勻，且W元素出現(xiàn)的位置同時存在C元素的分布，這主要是WC分布的位置。Al元素覆蓋了所有O元素分布的位置，結(jié)合能譜分析(如圖5和表2所示)可知，BSE圖中的黑色點狀相為Al2O3。在Ni存在的位置同時也存在Al，主要彌散在W元素分布的間隙處，結(jié)合圖1(b)，可推斷是Ni3Al相的位置。值得注意的是，Ti元素分布的位置同時存在著W，C元素，結(jié)合XRD圖譜可知，Ti元素分布的位置形成了(Ti,W)C。另外，由圖3，4可知，添加Ti粉不僅使WC-Ni3Al硬質(zhì)合金中原位自生的Al2O3尺寸大幅減小(如圖3所示)，還使得生成的Al2O3多分布于(Ti,W)C周圍，這與圖4中大多數(shù)Al元素分布在Ti元素周圍是一致的。其形成原因是Ti粉在球磨作用下較為均勻分布于混合粉末中，燒結(jié)時O元素先與彌散分布的Ti元素反應(yīng)形成Ti的氧化物，剩余的O元素與Al結(jié)合形成少量的Al2O3，從而減少Al2O3的形成以及減小Al2O3的晶粒尺寸。之后，Ti的氧化物在更高溫度下與WC作用轉(zhuǎn)變?yōu)門iC并固溶形成(Ti,W)C相，最終呈現(xiàn)出(Ti,W)C相周圍或內(nèi)部較少分布有Al2O3的現(xiàn)象。

圖4 WC-10Ni3Al-3Ti燒結(jié)試樣橫截面的元素分布Fig.4 Cross-section element distribution of WC-10Ni3Al-3Ti sintered specimen

圖5 WC-10Ni3Al-3Ti燒結(jié)試樣的BSE圖Fig.5 BSE image of WC-10Ni3Al-3Ti sintered specimen

表2 圖5中的點分析EDS結(jié)果(原子分?jǐn)?shù)/%)Table 2 EDS analysis results of points in fig.5(atom fraction/%)

圖6為不同Ti添加量燒結(jié)試樣的WC晶粒尺寸分布圖?？梢钥闯觯?dāng)Ti添加量少于3%(質(zhì)量分?jǐn)?shù))時，WC平均晶粒尺寸隨著Ti添加量的增加而逐漸減?。划?dāng)Ti添加量超過3%(質(zhì)量分?jǐn)?shù))時，WC晶粒尺寸有所增大，這表明少量Ti的添加是有利于抑制WC晶粒長大的。其可歸因于(Ti,W)C的原位生成并較為彌散分布增加了WC的平均自由程，阻礙了燒結(jié)過程中WC在黏結(jié)相中的溶解-析出過程。而當(dāng)Ti添加量超過3%(質(zhì)量分?jǐn)?shù))時，(Ti,W)C生成量較多且發(fā)生聚集，導(dǎo)致了WC與WC晶粒間Ni3Al含量相對增加。這使得WC晶粒間在燒結(jié)過程中形成了相對更多的液相，促進(jìn)了WC溶解-析出過程以及削弱了對WC晶粒生長的抑制作用，從而使WC晶粒發(fā)生長大。有研究表明，原位生成的碳化物形成量較多且無法及時均勻分布時，不能有效地起到抑制晶粒長大的作用[14]。

圖6 不同Ti添加量燒結(jié)樣品的WC晶粒尺寸統(tǒng)計 (a)0%;(b)2%;(c)3%;(d)4%;(e)5%;(f)變化曲線Fig.6 Statistics of WC grain size of sintered samples with different Ti additions(a)0%;(b)2%;(c)3%;(d)4%;(e)5%;(f)change curve

為觀察原位生成的(Ti,W)C與WC的界面結(jié)合，對WC-10Ni3Al-3Ti燒結(jié)試樣進(jìn)行了TEM檢測，如圖7所示。圖中區(qū)域A的傅里葉變換表明其為WC相，對應(yīng)的晶面間距為0.2190 nm；區(qū)域B的傅里葉變換表明其為具有面心立方結(jié)構(gòu)的(Ti,W)C，其與TiC的晶體結(jié)構(gòu)相似，對應(yīng)的(200)晶面間距為0.2165 nm。

圖7 WC-10Ni3Al-3Ti燒結(jié)試樣 (a)WC/(Ti,W)C界面的HRTEM圖；(b)A區(qū)的FFT圖像；(c)B區(qū)的FFT圖像Fig.7 WC-10Ni3Al-3Ti sintered specimen(a)HRTEM image of WC/(Ti,W)C interface；(b)FFT patterns corresponding to A region；(c)FFT patterns corresponding to B region

經(jīng)計算兩個晶面之間的錯配度約為1.14%，小于5%。這說明(Ti,W)C與WC形成了良好的界面結(jié)合，有利于斷裂韌度的提高。另外，從圖5可以清晰觀察到，部分WC晶粒處于原位生成的(Ti,W)C晶粒簇之中。這主要是由于本研究在將Ti粉、WC粉和Ni3Al粉混合球磨時的轉(zhuǎn)速并不高，使Ti粉沒有直接向Ni3Al擴(kuò)散或與其發(fā)生固溶。這與球磨后粉末的XRD圖譜中仍能觀察到Ti的衍射峰是一致的。而球磨后Ti會分布于WC粉末之間甚至WC粉末嵌入Ti粉中。在燒結(jié)過程中部分Ti消耗O元素發(fā)生氧化，其氧化物之后與WC反應(yīng)形成TiC，進(jìn)而形成(Ti,W)C，或者部分Ti直接與WC反應(yīng)生成(Ti,W)C[15]。因此(Ti,W)C相出現(xiàn)于原Ti和WC相鄰的位置，當(dāng)Ti反應(yīng)生成(Ti,W)C相且與Ti相鄰的WC有剩余時，則出現(xiàn)了(Ti,W)C晶粒簇中存在WC晶粒的現(xiàn)象。這也較好地解釋W(xué)C與(Ti,W)C之間具有良好的界面結(jié)合。

2.2 Ti添加量對WC-Ni3Al硬質(zhì)合金力學(xué)性能的影響

圖8顯示了Ti添加量對WC-Ni3Al燒結(jié)試樣硬度和斷裂韌度的影響。添加Ti后燒結(jié)試樣的硬度總體上有所提高，呈現(xiàn)先上升后下降的趨勢，其中添加量為3%(質(zhì)量分?jǐn)?shù))時燒結(jié)試樣硬度達(dá)到最大值，為(19.29±0.18) GPa。這主要是由于Ti的添加使燒結(jié)試樣中原位生成了比WC更硬的(Ti,W)C相，且(Ti,W)C形成量隨Ti添加量的增加而增多，此外Ti添加也抑制了Al2O3的形成并減小了其尺寸，從而提高了燒結(jié)試樣的整體硬度。這與Wang等[16]在WC-Co中添加適量(Ti,W)C提高了硬質(zhì)合金的硬度是一致的。但是當(dāng)Ti添加量超過3%后，燒結(jié)試樣中的(Ti,W)C聚集程度明顯增大，因而也導(dǎo)致WC與WC晶粒間的Ni3Al含量相對增加反而使整體硬度隨著Ti添加量的增加而有所降低。添加Ti粉后的燒結(jié)試樣的斷裂韌度總體上呈現(xiàn)先上升后下降的變化趨勢。當(dāng)Ti添加量為3%(質(zhì)量分?jǐn)?shù))時燒結(jié)試樣的斷裂韌度達(dá)到最大值(13.14±0.24) MPa·m1/2。這可歸因于(Ti,W)C的彌散分布、WC和Al2O3尺寸的細(xì)化以及WC與WC晶粒間Ni3Al含量的增加。但當(dāng)Ti添加量超過3%(質(zhì)量分?jǐn)?shù))時，(Ti,W)C形成量過多并形成集聚時則會使斷裂韌度有所下降。

圖8 不同含量Ti的WC-Ni3Al-Ti燒結(jié)塊體的力學(xué)性能 (a)維氏硬度;(b)斷裂韌度Fig.8 Mechanical properties of WC-Ni3Al-Ti sintered blocks with different Ti additions(a)Vickers hardness;(b)fracture toughness

而關(guān)于WC-Ni3Al燒結(jié)材料斷裂韌度的提高，可結(jié)合燒結(jié)試樣的表面維氏硬度壓痕形成的裂紋進(jìn)行分析。圖9為WC-10Ni3Al-3Ti燒結(jié)試樣的維氏硬度壓痕及裂紋擴(kuò)展路徑。可以看到，WC晶粒較為均勻細(xì)小，裂紋路徑以沿晶斷裂為主，當(dāng)裂紋經(jīng)過大晶粒時發(fā)生穿晶斷裂。如圖9(a)所示，Al2O3對裂紋擴(kuò)展有橋接作用，增大了裂紋擴(kuò)展的阻力。從圖9(b)，(c)中則能觀察到裂紋在不同相間的界面處發(fā)生偏轉(zhuǎn)，對于提高硬質(zhì)合金的斷裂韌度也有一定作用。而在圖9(d)中能觀察到(Ti,W)C對裂紋擴(kuò)展有橋接作用，這是因為當(dāng)裂紋擴(kuò)展到WC晶粒與(Ti,W)C界面時，在裂紋尖端應(yīng)力的作用下，WC基體與(Ti,W)C彈性模量和熱膨脹系數(shù)的失配使兩者產(chǎn)生的應(yīng)變量不相等，應(yīng)變量的差異導(dǎo)致裂紋的局部鈍化，從而產(chǎn)生裂紋的閉合效應(yīng)，引發(fā)橋接現(xiàn)象，因此裂紋進(jìn)一步擴(kuò)展就需要更大的外力[17-19]。此外，分布于(Ti,W)C內(nèi)部的WC，可在一定程度上阻礙裂紋直接穿過(Ti,W)C，阻礙了裂紋的擴(kuò)展，最終提高試樣的斷裂韌度。Ti添加量為3%(質(zhì)量分?jǐn)?shù))的燒結(jié)試樣因其原位生成的Al2O3和(Ti,W)C尺寸較為細(xì)小，分布較為均勻，而且WC晶粒尺寸僅為0.69 μm，裂紋擴(kuò)展路徑曲折且裂紋偏轉(zhuǎn)、橋接明顯，因而獲得了較為優(yōu)異的斷裂韌度。

圖9 WC-10Ni3Al-3Ti燒結(jié)試樣的維氏硬度壓痕的裂紋擴(kuò)展路徑(a)裂紋1;(b)裂紋2;(c)裂紋3;(d)裂紋4Fig.9 Vickers hardness indentation crack propagation paths of WC-10Ni3Al-3Ti sintered specimen(a)crack 1;(b)crack 2;(c)crack 3;(d)crack 4

2.3 斷裂韌度的Weibull分布

基于建立的數(shù)學(xué)模型來評估材料性能的穩(wěn)定性愈發(fā)常見，其中Weibull分布是描述材料力學(xué)性能常用的評估模型。因此，本研究嘗試引入Weibull分布以評估所制備試樣斷裂韌度的穩(wěn)定性。一般地，斷裂性能的雙參數(shù)Weibull分布的方程表達(dá)式為[20]：

(2)

式中：P(x)為累計概率密度函數(shù)；x為實驗測得的數(shù)據(jù)；m為Weibull分布的形狀參數(shù)，即Weibull模量，反映了分布的分散度；η為累計概率為63.2%時的特征值。

將式(2)取對數(shù)并化簡可得：

ln[-ln(1-P(x))]=m[lnx-lnη]

(3)

式(3)的m值求解可通過數(shù)學(xué)期望值方法建立P(x)與x的關(guān)系曲線獲取。將每種試樣測試所得的12個斷裂韌度值按照升序排列，在樣本數(shù)小于50的情況下，第i個測試值的累計密度P(xi)為：

(4)

式中：n為測試值的總個數(shù)。

圖10給出了WC-10Ni3Al-xTi燒結(jié)試樣斷裂韌度的Weibull分布。其中圖10(b)～(d)的ln[-ln(1-P(KⅠC))]與lnKⅠC具有良好的線性關(guān)系(殘差平方R2≥0.95)。由于m值的大小代表著測試值的分散性，m越大，則測試值的分散性越小，材料的性能越穩(wěn)定，從圖10可知，添加3%(質(zhì)量分?jǐn)?shù))Ti的燒結(jié)試樣的m值最高，達(dá)到了35.19，表明其斷裂韌度較穩(wěn)定，過少或過多添加Ti粉，造成原位生成的(Ti,W)C過少或者過多、WC晶粒相對粗化等，則會增加材料斷裂韌度的不穩(wěn)定性。

圖10 WC-10Ni3Al-xTi燒結(jié)試樣斷裂韌度Weibull分布(a)x=2;(b)x=3;(c)x=4;(d)x=5Fig.10 Weibull distribution of fracture toughness of WC-10Ni3Al-xTi sintered specimens(a)x=2;(b)x=3;(c)x=4;(d)x=5

3 結(jié)論

(1)以WC，Ni3Al和Ti的混合粉末作為原始粉末，采用放電等離子燒結(jié)方法在1380 ℃下保溫5 min，制備了Ti摻雜的WC-10Ni3Al硬質(zhì)合金。Ti粉摻雜減少了Al2O3的形成以及減小Al2O3晶粒的尺寸。其原因為Ti的添加使復(fù)合粉末中O元素先與其發(fā)生反應(yīng)，消耗了部分O元素。

(2)形成的小尺寸Al2O3和原位生成的(Ti,W)C以及WC晶粒的細(xì)化提高了Ti摻雜的WC-Ni3Al硬質(zhì)合金的硬度。斷裂韌度的提高則歸因于WC與(Ti,W)C之間有較好的界面結(jié)合，使裂紋經(jīng)過原位生成的小尺寸(Ti,W)C時發(fā)生了橋接和偏轉(zhuǎn)。其中Ti添加量為3%(質(zhì)量分?jǐn)?shù))時，燒結(jié)試樣獲得較好的綜合力學(xué)性能。

(3)對不同Ti添加量的燒結(jié)試樣進(jìn)行了斷裂韌度的Weibull分布評估。通過計算發(fā)現(xiàn)，3%(質(zhì)量分?jǐn)?shù))的Ti添加量使燒結(jié)試樣的斷裂韌度較為穩(wěn)定，為最佳添加量。