粉末冶金技术案例 现代粉末冶金技术 教学课件

※亚结构（或细晶）强化机制
※热错配位错强化
Cu-TiB2合金由热挤压温度冷却下来时，因TiB2与Cu间的 热膨胀系数差异，会产生应力，会以位错形核的方式（当 T<0.5Tm时）得到松弛。在550-250℃温度范围，可在基体 中形成位错，继续冷却将不能形成位错，而是在基体中形 成残余热应力。若在550-250℃温度范围产生的所有热应变 全部以形成位错的方式松弛，扩散过程引起的松弛将不发 生。TiB2颗粒与Cu间的热膨胀系数差导致的热错配δ为
dCT
热错配以向基体中释放位错环方式松弛，由此在每个颗粒 周围产生的位错数为
N dCT
b
b
热错配产生的强化
CTE
Gb12Cfv bd
1/ 2
此项较小忽略不计
各种强化机制对Cu-0.5 TiB2铜合金材料屈服强度的相对贡献
从表中数据可以看出，由各种强化机制预测的屈服强度的 总和与材料的实测值基本保持一致。虽然如此，但是实测 值还是略低于理论的预测值，这种偏差可能是由于合金在 双溶体原位反应制备过程中产生了TiB2粒子聚集长大，从 而降低了弥散强化效果。
混合，在密闭容器中加热进行内氧化，溶质元 素随A后l被将表复合面粉扩末散在渗氢入气的中氧还优原先，氧除化去生残成余Al的2O3， C成u形2O，, 然大后型将坯粉材末的包致套密、化抽则真可空通、过挤热压等或静热压锻来
完成。由于内氧化的时间取决于氧在铜基体中
的扩散速率，即扩散反应的时间与氧在铜基体
中完成扩散反应所通过的距离的平方成正比，
※ 载荷传递强化
一般指微米级及以下的增强颗粒，载荷由基 体传递 给颗粒，颗粒有效承担载荷，由于载荷传递产生 的屈服应力的增加可表达为：
ΔσLT＝σm（1/2*fv） 式中σm为基体的屈服应力；fv为增强颗粒 的体积分数。退火态纯铜基体的屈服强度为 45MPa, 取其中间值，则ΔσLT为0.8MPa,此项可 忽略不计
3、制备Cu/TiB2合金的性能
3.1 制备Cu/0.25wt%TiB2合金电导率
双熔体紊流混合原位反应-快速凝固法制备的Cu-0.25wt%TiB2 合金锭坯(反应条件：S0/(S1+S2)=1.0，L0/D0=12，θ=75°,温度 1400℃，2.5个大气压) ，经不同冷拉变形量冷拉后，在900℃氢 气保护下退火0.5小时，其电导率测量结果
因此为适应生产的要求，保证弥散粒子的尺寸
细小和合理分布，扩散距离不应太大。因此氧
化物弥散强化铜合金一般采用粉末冶金方法制 备。
• 内氧化法：Cu-Al合金粉制备→内氧化→ 还原→压型→烧结→ 致密化加工成型
所需要的基本装备
纳米弥散强化铜合金抗高温软化特性
产品照片
二、机械合金化/粉末冶金制备铜基形状记忆合金
粉末冶金/机械合金化制备Cu-Al-Ni-Mn合金的形状记忆效应
二、双熔体混合原位反应制备Cu/TiB2 合金的热力学
标准生成自由能—反应温度关系
三、Cu-TiB2纳米弥散强化铜合金的强化机制
※ Orowan位错强化
a
b
0.2μm
0.2μm
弥散强化铜合金中形成的Orowan位错环 (a)位错绕过粒子TiB2留下Orowan位错环 (b) TiB2粒子对位错的钉扎
粉末冶金技术案例
高强高导高耐热弥散强化铜合金 制备方法与研究现状
• 弥散强化铜合金是一类具有优良综合物理性能 和力学性能的新型结构功能材料，它兼具高强 高导性能和良好的抗高温软化能力。其弥散强 化相粒子多为熔点高、高温稳定性好、硬度高 的氧化物、硼化物、氮化物、碳化物。这些弥 散相粒子以纳米级尺寸均匀弥散分布于铜基体 内，它们与析出强化型铜合金时效析出的金属 间化合物粒子不同，在接近于铜基体熔点的高 温下也不会溶解或粗化，因此可以有效地阻碍 位错运动和晶界滑移，提高合金的室温和高温 强度，同时又不明显降低合金的导电性，且耐 磨耐蚀性也较高。弥散强化铜合金的出现不仅 丰富了铜合金的种类，而且扩大了其使用的温 度范围。
• 由于Al2O3等陶瓷粒子与铜熔体的润湿性 很差，而且二者的比重相差较大，细小 的陶瓷粒子易产生偏析和聚集，因此用 传统的熔铸法制备这种材料较为困难。 而采用内氧化法获得的Al2O3粒子尺寸细 小，仅为10－20nm，而且分布均匀，制 备的Cu-Al2O3合金综合性能优异。
• 其具体制备工艺如下：将成分合适的Cu-Al合 金熔炼后，气体雾化喷粉，再与适量的氧化剂
从图中可以发现：经 过真空热压、气体保 护热挤压、热轧后的 淬火态样品，颗粒之 间为冶金化结合，没 有发现空洞和裂纹， 晶粒平均尺寸为1-3μ但 在局部区域也出现了 晶粒长大的现象，而 且在其中出现了自协 调组态的马氏体，各 种元素在基体中的分
布是均匀的。
3.3 机械合金化/粉末冶金制备Cu-Al-Ni-Mn合金 形状记忆效应
3.2 制备Cu/0.25wt%TiB2合金的力学性能
不同冷拉变形量的样品在900℃氢气保护下退火0.5小时后，合 金的各种性能均有所回复，δ变化于30~35%之间，随变形量 的增大，σ0.2的回复程度稍有增加，这可能与加工储能的增大 有关。因为冷加工量越大，储能越高，在相同退火条件下，回 复驱动力相对越高。
四、原位颗粒增强铜基复合材料导电机制
TiB2弥散强化铜合金的电导率除了与基体铜有关以外， 还与TiB2含量的多少及与基体之间的结合有关。由于 弥散相TiB2粒子细小，含量少，Cu- TiB2材料可按基 体型计算.
1
1 c 3
c 0
1 0
0 1 1
1
1 c
0
0
1
1 3
2.1 合金成份为：Cu-12Al-5Ni-2Mn(wt%) 2.2 机械合金化过程中粉末结构变化
不同球磨时间Cu-12Al-5Ni-2Mn (wt%)合金粉末的X射线衍射谱
• 球磨过程中混合粉末中Cu组元的晶粒大小与内 应力的变化
• 球磨过程中混合粉末中Cu组元的晶格参数与峰 位的变化
三、机械合金化/粉末冶金制备Cu-Al-NiMn合金的结构
将经球磨45小Βιβλιοθήκη Cu-12Al-5Ni-2Mn(wt%)
合金粉末经真空热压
成坯锭后，再在气体 保护下，于900℃热 挤成φ10mm棒材， 并进一步热轧成片材 ，片材经800℃固溶 10分钟后，水淬。淬 火态样品X-射线衍射 谱以M18R马氏体衍 射峰为主，兼有少量 的α相和β1相的衍射
峰。
3.2 扫描电镜观察
（2）双熔体原位反应过程中形成的TiB2会对电导 率产生影响。 计算模型导出的条件是圆形粒子在基体中作均匀 分布，没有考虑粒子的大小、形状、分布等的影 响。实际上，弥散粒子的形状、大小对电导率有 一定的影响。球形粒子的比表面积最小，对电子 的散射作用也最小。
内氧化法(Internal Oxidation)
(c,d) S0/(S1+S2)=0.5 ， L0/D0=15 ， θ=75°, 温 度 1300℃ ， 2 个 大 气 压
(e,f) 反 应 条 件 ：
S0/(S1+S2)=1.0
，
L0/D0=12 ， θ=75°, 温
度 1400℃ ， 2.5 个 大 气
压
原位复合材料XRD分析
原位复合材料TEM照片 (a 和b)明场像，（c）衍射花样 基体中存在40nm左右的球状弥散粒子
• 弥散强化铜合金已被广泛应用于电阻焊 电极、大规模集成电路引线框架、灯丝 引线、电触头材料、大功率微波管结构 材料、连铸机结晶器、直升机启动马达 的整流子及浸入式燃料泵的整流子、核 聚变系统中的等离子作用部件、燃烧室 衬套、先进飞行器的机翼或叶片前缘等。
反应喷射成形装置 接触反应装置示意图 示意图
3.1 X-射线衍射分析
淬火态Cu-Al-Ni-Mn合金X-射线衍射谱 1-M，2-202M，3-0018 M（220β1），4-M 5-208 M，6-1210 M（M），7-M （2014M），8-222β1，9-M，10-2020M , 11-400β1，12-040M，13-320M，14-， 15-M（422β1）
式中ε为Cu- TiB2材料的电导率；ε0和ε1分别为基体Cu 和弥散相TiB2的电导率，其值分别为5.86×104Ω1mm-1和9.0×10-4Ω-1mm-1；c和1-c分别为Cu- TiB2 材料中TiB2和基体的体积含量。
造成差值Δε的主要原因如下： （1）残余的溶质元素Ti和B会影响材料的电导率。
液液方应法制备DS 青铜示意图
一、纳米弥散强化Cu-TiB2合金的组织与性能
1、装置工作原理示意图
熔体混合原位反应——快速凝固装置工 作原理示意图
2、制备Cu/TiB2合金的结构
不 同 条 件 下 获 得 的 Cu-
TiB2 合 金 SEM 照 片 ， (a,b) S0/(S1+S2)=0.5 ， L0/D0=20 ， θ=75°, 温 度 1300℃ ， 1 个 大 气 压