真空热压烧结（精选四篇）
真空热压烧结 篇1
为了适应工业的飞速发展,高频软磁材料及其相关产品迅速发展,其应用已深入到各个领域,品种越来越多,需求量急剧增加。Fe3Si合金具有高磁导率、低磁致伸缩系数、高频下低铁损等优异的磁性能。其低铁芯损失的性能,使得原有设备的超小型化成为可能;而其合金的低磁致伸缩系数能够降低设备使用过程中的噪音,Fe3Si合金有望成为环保、节能且性能优异的软磁材料[1,2,3]。Fe3Si合金还具有负的电阻温度系数,是一种有特殊性质的导体,有可能成为新型的电阻材料。此外,Fe3Si合金具有极好的抗腐蚀性能,因而也可用作结构材料[4,5]。另外,Fe、Si两种元素在地壳中的丰度很高,加工制备相对容易,Fe-Si合金体系也相应成为最具商业价值的二元合金体系之一。可见其在功能材料和结构材料领域均具有巨大的开发潜力和广阔的应用前景。然而其室温脆性一直是制约其发展和应用的不利因素[6,6],采用粉末冶金方法制备的Fe3Si可以避开这一不利因素,为Fe3Si的实用化提供了一条可能的途径。目前关于粉末冶金方法制备Fe3Si合金的研究多集中于先采用机械合金化方法制得α-(FeSi)固溶体粉末,再将其烧结成Fe3Si合金。
本实验以Fe3Si合金为研究对象,采用真空热压烧结方法直接烧结Fe、Si混合粉末制备Fe3Si合金,讨论了热压时间对合金微观结构及硬度的影响,以期为其制备工艺的优化提供参考。
1 实验
本实验采用市售还原铁粉(w(Fe)>99.1,300目)、硅粉(w(Si)>99.9,300目)作为原始粉末,按摩尔分数配制成Fe3Si混合粉末,在行星式球磨机上进行机械混粉,选用不锈钢罐和淬火钢球,球料比为10∶1,球磨机转速为200r/min,球磨30min。将混合均匀的粉末在950℃、22MPa下分别热压烧结0.5h、1h、2h、3h、4h。
采用Bruker AXS D8 Advance X射线衍射仪和KYKY-2008B 扫描电镜对不同烧结时间的热压烧结产物进行物相分析和形貌观测,采用排水法测量热压产物的密度,同时测量了产物的洛氏硬度。
2 结果与讨论
2.1 烧结产物的微观结构分析
热压烧结产物的XRD分析如图1所示。
950℃、0.5～4h热压均有超晶格结构的Fe3Si出现,随烧结时间的延长,Fe、Si单质的衍射峰强度逐渐减弱,Fe3Si衍射峰强度逐渐增强。但从3h开始,Fe3Si的衍射峰强度有所下降,超结构线逐渐减弱,这是由于随烧结时间的延长,原子进一步扩散,Fe3Si的有序度下降,形成了以Fe3Si为基的固溶体。此外,烧结时间为0.5h的XRD衍射花样中还含有少量α-(FeSi)固溶体,由Fe-Si系的亚稳自由曲线可知,α-(FeSi)固溶体并非位于能量的最低状态,而是亚稳的,在热压烧结过程中,随烧结时间的延长,由于外界传递的能量及本身储能的释放,可使其越过能量势垒,转变为更稳定的金属间化合物。
图2为不同烧结温度下合金的SEM图。在压力和高温的作用下,片状Fe和颗粒状Si结合面上的Fe原子和Si原子通过扩散形成合金相的核,经0.5h烧结,还有一定量的单质Fe、Si存在,且较均匀的球状Si颗粒均匀分布在单质Fe和Fe3Si基体的片层上。随烧结时间的延长,扩散激活能增加,Fe原子和Si原子进一步扩散均匀,合金相长大,当烧结时间为2h时,有大量的Fe3Si形成,而单质Fe和单质Si有所减少,这与图1结果一致。另一方面,在热压烧结过程中,Fe、Si颗粒间界面通过相互扩散和再结晶形成晶体,晶界将向两侧颗粒内移动,使颗粒合并,发生颗粒间聚集再结晶,进而使晶粒长大,因此,随烧结时间的延长,颗粒聚集再结晶现象加剧,晶粒也有所长大。
图3为热压2h烧结产物断口的SEM图。如图3所示,材料的断口为典型的脆性断口,除了由于Fe3Si具有较强的脆性外,α-Fe和Fe3Si的同时存在使得Fe3Si在α-Fe晶粒中阻止位错的运动,这也是合金脆性较大的原因。
2.2 烧结产物的硬度及密度
图4、图5分别为不同烧结时间对烧结烧结产物的密度和硬度的影响。随着烧结时间的延长,烧结产物的硬度有所上升,但当烧结时间超过2h后,合金的硬度又有所降低。
结合图1及图2分析可知,一方面,随烧结时间的延长, Fe粉与Si粉之间反应强度的增加,生成Fe3Si的量也有所增加,Fe3Si 为脆性相且具有较高的硬度,因此材料的硬度也有所增强。但当Fe3Si的有序度降低后,单胞变小,位错运动柏氏矢量随之减小,位错的滑移和交滑移相对容易进行,减少了应力集中和裂纹形核,合金的强度有所下降,从而使硬度也有所降低。另一方面,Fe粉和Si粉在反应合成过程中伴有体积的膨胀,但热压过程除了有化学反应外,还有力学变形的参与,压力可使粉末颗粒发生位移和重排,在一定程度上消除孔隙,使合金的硬度和密度都有所增加。但在外压的持续作用下,随烧结时间的延长,由Fe颗粒及Fe3Si产物形成的骨架会发生破碎和塑性变形,造成孔隙塌陷,合金的硬度降低。
3 结论
(1)30min机械混合后的Fe、Si粉末,经950℃、22MPa热压烧结0.5～4h均可得到高度有序的Fe3Si块体,且随烧结时间的延长,烧结产物中Fe3Si的含量有所增加,而单质Fe、Si的含量都有所减少。但当烧结时间超过2h时,Fe3Si的有序度有所降低。
(2)烧结产物的硬度和致密度均先随烧结时间的延长而有所增加,但当烧结烧结时间超过2h时,其硬度和致密度又有所下降。烧结时间为2h时,烧结产物具有最佳硬度和致密度,分别为90.7HRC和4.62g/m3。
(3)采用真空热压烧结方法直接烧结Fe、Si混合粉末可得到Fe3Si金属间化合物,要获得接近理论密度的Fe3Si,使Fe、Si完全合金化,生成单一的Fe3Si相,可能需要采用更高的烧结温度、施加更大的压力。
摘要：采用真空热压烧结工艺直接烧结Fe、Si混合粉末,制备了Fe3Si金属间化合物。研究了热压烧结时间对烧结产物微观结构、硬度及致密度的影响。结果表明,经950℃、22MPa热压烧结0.5～4h均可得到高度有序的Fe3Si块体,且随烧结时间的延长,烧结产物中Fe3Si的含量有所增加,但当烧结时间长于2h,Fe3Si的有序度有所降低。同时烧结产物的硬度和密度也有同样的变化规律,其中烧结时间2h时烧结产物具有最佳硬度和密度,分别为90.7HRC和4.62g/m3。
关键词：Fe3Si,金属间化合物,真空热压烧结,微观结构,硬度,密度
参考文献
[1] Arai K I,Ohmori K,Tsuya N.Effect of order-disordertransition on magnetic properties of high silicon-iron singlecrystal[J].J Appl Phys,1985,57(2):460
[2] Namikanwa M,Ninomiya H,Tanaka Y.Magnetic proper-ties of 6.5%sillicon steel sheets under PWN voltage excita-tion[J].IEEE Trans Magn,1988,34(4):1183
[3] Tanaka Y,Takand Y,Abe M,et al.Magnetic properties of
[6].5%Si-Fe sheet and its application[J].J Appl Phys,1990,83(1):375
[4]Zhou Qi(周琦),et al.The progress of research in Fe3Si-based intermetallic compounds(Fe3Si基金属间化合物的研究进展)[J].J Gansu Sci(甘肃科学学报),2007,19(4):29
[5] Ning Jiangtian,Yi Danqing.Study on Fe3Si intermetallicsby mechanical alloy[J].Hunan Nonferrous Metals,2000,16(6):21
热压烧结制备亚微米碳化钨材料 篇2
WC-Co硬质合金 (以Co作为粘结相) 由于具有高硬度、高耐磨性和高断裂韧性, 被广泛的用作刀具、 耐磨部件和模具[1]。 Co粘结相的存在不仅促进材料的致密化, 也提高了材料的断裂韧性, 然而, 粘结相的存在降低了材料的硬度、耐蚀性和抗氧化性, 限制它们在工业中的应用[2]。 通过减少材料中粘接剂含量, 可以解决上述问题, 因此, 近年来制备少或不含粘结相的WC硬质合金即无粘接剂WC硬质合金成为研究的热点。
目前, 无粘接剂WC硬质合金的研究主要是纯WC陶瓷[1,3,4,5,6,7]和以难熔金属碳化物 ( 如TiC和Mo2C) 为粘结相的WC硬质合金[8,9]。由于纯WC的熔点很高, 传统的烧结方法包括无压或低压烧结 (pressureless or low pressure sintering) , 热压 (Hot pressing, HP) 和热等静压 (Hot isostatic pressing, HIP) 等[10], 这些烧结方法由于烧结温度高, 保温时间较长, WC晶粒容易长大。刘芳等[7]采用热压烧结法在1200 ~ 1300 ℃ , 140 MPa, 10s的烧结工艺下, 固结未经球磨的亚微米 (0.5 ~ 1μm ) WC粉末, 得到的WC材料的相对密度仅为73.1%, 球磨后, 制备出相对密度为96.7%, 维氏硬度为22.48 GPa的WC材料, 然而球磨后的WC材料中检测到Fe3W3C杂质的衍射峰, 且由于其采用成型- 热压烧结的工艺, 工艺复杂。用传统的烧结方法很难获得高致密、晶粒细小的WC材料。因此, 无粘接剂WC硬质合金的烧结主要是采用一些新的快速烧结技术, 如高频感应加热烧结法 (High-frequency induction heated sintering, HFIHS) [6,8,9]和放电等离子烧结法 (Spark Plasma Sintering, SPS) [1,2,3,4,5]等。Cha S I等[3]采用SPS烧结法在1700 ℃ , 50 MPa的工艺下固结颗粒大小为0.57 μm的亚微米WC粉末, 制备的WC材料的相对密度约为95%。添加一定量的晶粒生长抑制剂可以有效的抑制WC晶粒的长大[11]。这些新的烧结方法加热速度快、保温时间短 ( 一般几分钟) 可以获得高致密、晶粒细小的WC材料, 然而由于其烧结材料的尺寸大小有限, 这限制其在工业中的应用。
真空热压烧结一般采用石墨模具, 其烧结温度可达2200 ℃, 是烧结制备高熔点陶瓷的常用方法, 如热压烧结制备高密度ZrB2陶瓷[12]和热压烧结SiCp/B4C复合陶瓷[13]等。本研究采用真空热压烧结法固结含有晶粒生长抑制剂的亚微米WC粉末, 研究烧结工艺对材料的致密化和晶粒尺寸的影响作用, 并对WC陶瓷的硬度、断裂韧性、相组成和显微组织进行了初步的分析研究。
1实验部分
1.1样品的制备
以亚微米 (0.53 μm) WC粉末 (含有0.33 wt%VC和0.54 wt% Cr3C2) 为原料, 采用真空热压烧结炉分别在1800 ℃, 1900 ℃和2000 ℃、28 MPa、30 min的烧结条件下制备出大块 (Ф60 mm×20 mm) WC材料。
1.2测试方法及仪器
试样的密度用Archimedes法在测定。物相分析采用X.Pert Pro-MPD型X射线衍射仪, 扫描范围为20 ~ 90°。采用Zeiss Axio Imager.A1m型光学显微镜对试样的抛光表面形貌进行观察。采用SM-7001F型场发射扫描电镜对WC断口形貌进行观察, 并用截线法[14]测量WC的晶粒大小。维氏硬度的测量采用HVS-30型数显维氏硬度计, 所用载荷为10 Kg, 保荷时间为15 s。断裂韧性 (KIC) 的大小, 通过测量起源于压痕四个角的裂纹的长度并由Anstis[15]公式计算得到:
其中, E是杨氏模量 (GPa) , Hv为维氏硬度 (kgf/ mm2) , P为载荷 (gf) , C为压痕中心到裂纹尖端的平均长度 (μm) 。
2结果与分析
2.1相对密度
在不同温度下烧结的WC的相对密度如表1所示, 由表可知, WC的相对密度随烧结温度的升高而增加, 在1800 ℃烧结的WC材料的相对密度仅为83.9%, 说明采用热压烧结法, 在烧结压力为28 MPa、保温30 min的烧结工艺下固结该亚微米WC粉末, 当烧结温度低于1800 ℃时, 不能制备出致密的WC材料。在1900 ~ 2000 ℃的烧结温度下, 可以制备出较致密的WC材料, 其相对密度为95.9 ~ 97.9%。然而, 尽管烧结温度已经高达2000 ℃, 仍未制备出全致密的WC材料, 表明WC很难烧结, 这与其共价键特性有关, 其共价键约占85%[16]。这还可能与材料中的残留孔隙有关, 随着烧结的进行, 孔隙由烧结中期的网络状的连通孔隙, 逐渐转变为烧结末期的孤立的闭孔隙, 这种孔隙的扩散缓慢, 在烧结完成后残留在材料晶粒交角处, 此外, 在晶粒长大过程还可能形成包裹气孔, 距离晶界较远的包裹气孔很难通过扩散排除, 因此得不到全致密的材料[17]。温度升高, 材料的密度增加, 是因为材料的扩散系数随温度升高呈指数增加, 相应的传质距离增加, 促进了材料在晶界处的扩散结合, 从而使材料的密度提高[18]。
2.2维氏硬度和断裂韧性
表1列出了不同温度下烧结的WC的维氏硬度和断裂韧性, 每个样品测试了5个点。通过对比发现, WC的维氏硬度随烧结温度的升高而增加。在1800 ℃烧结后的WC的硬度很低, 仅为13.13 GPa, 这是由于烧结材料未致密, 材料表面存在较多的孔隙, 使材料的承受载荷的有效面积减少, 从而使其硬度很低。对于基本致密的WC材料, 其硬度在22.95 ~ 24.15 GPa之间, 且随相对密度的增加而增加。由于测量硬度时所使用的载荷足够大, 在以压痕为中心, 沿着压痕的四个角方向产生的裂纹足够长, 因此可用压痕法评估并用Anstis公式[15]计算WC材料的断裂韧性, 其典型的形貌如图1所示。在1800 ℃ 烧结的WC材料未致密, 因而没有评估其断裂韧性。对于致密的WC材料, 其断裂韧性随烧结温度的升高而降低, 与硬度的变化趋势相反, 可能是由于温度升高, WC的晶粒长大, 从而使其断裂韧性降低。
2.3物相分析
图2为原料粉末和不同温度下烧结的WC的X射线衍射图谱。从原料粉末的X射线衍射图可知, WC的衍射峰很明显, 不含其它杂质相或缺碳相W2C, 表明原料为单相WC粉末。在不同温度烧结的WC材料中, 都观察到W2C的衍射峰, 但其衍射峰较低, 表明其含量很少。W2C的存在可能是由于粉末表面的氧化物在高温时与粉末中的C反应而还原, 消耗了原料中的C, 使其不能和W保持化学计量比, 从而形成了缺碳相W2C[3]。Sugiyama S等[19]的研究表明, W2C的存在会降低材料的硬度和断裂韧性, 然而, 当W2C的含量小于3.5 wt% 时, 对WC材料的性能影响不大。此外, 原料粉末和烧结的WC材料中都未观察到晶粒生长抑制的衍射峰, 这可能是由于其含量很少。
a The theoretical density of pure WC is 15.70 g/cm3.
2.4显微组织
2.4.1表面形貌
采用光学显微镜对粉末冶金试样的抛光表面进行形貌观察。不同温度烧结的WC的表面形貌如图3所示。 可见, 烧结的WC的孔隙分布都较均匀, 在1800 ℃烧结的WC的孔隙较多, 较大且孔隙形状不规则, 随着温度的升高, WC的表面孔隙逐渐减少, 变小且形状逐渐趋于圆形。由于材料的孔隙随温度的升高而减少, 从而使材料的密度和硬度随温度的升高而升高。
2.4.2 SEM形貌
WC粉末和不同温度下烧结的WC的SEM形貌如图4所示。由图4 (a) 可知, WC颗粒呈球状或平面状, 颗粒大小较均匀。由于表面能的作用, 一部分小颗粒自发的聚集在一起形成团聚体, 大部分颗粒的直径小于0.5μm, 个别晶粒的直径接近1μm。不同温度下烧结的WC的SEM形貌图4 (b) ~ (d) 所示, 1800 ℃烧结后, 发现WC晶粒呈球状或平面状, 同时还可以看到试样中存在各种类型的孔隙, 包括连通孔隙, 闭口孔隙以及包裹气孔 ( 如图4 (b) 箭头所示) 且以连通孔隙为主。在1900 ℃ 和2000 ℃烧结后, 发现WC晶粒呈平面状, 孔隙随温度的升高逐渐减少, 连通孔隙已经消失, 主要是闭孔隙以及少量的包裹气孔 ( 如图4 (d) 箭头所示) 。
(a) 1800 ℃ ; (b) 1900 ℃ ; (c) 2000 ℃ (a) 1800℃; (b) 1900℃; (c) 2000℃
(a) WC 粉末 ; (b) 1800 ℃ ; (c) 1900 ℃ ; (d) 2000 ℃ (a) WC粉末; (b) 1800℃; (c) 1900℃; (d) 2000℃
用截线法测得1800 ℃, 1900 ℃和2000 ℃的WC的平均晶粒大小分别为0.57 μm, 0.65 μm和0.73 μm。 说明烧结温度越高, WC晶粒越大, 但长大不明显, 这可能与粉末原料中掺杂的晶粒生长抑制剂有关。Poetschke J等[11]研究表明, 添加晶粒生长抑制剂可以有效的抑制WC晶粒的长大, 当Cr3C2的含量大于0.5 wt% 时, 能完全抑制晶粒的异常长大。本研究的原料粉末中含有0.33 wt% VC和0.54 wt% Cr3C2。因此, 尽管烧结温度高达2000 ℃, 晶粒长大也不明显, 且不存在异常长大的晶粒。对比1900 ℃和2000 ℃的烧结的WC的硬度和断裂韧性可知, WC的密度越高, 硬度越高, 断裂韧性越低。 由此可知, 密度是WC材料硬度的主要决定因素, 然而WC材料的断裂韧性, 还与WC晶粒的大小有关, 晶粒越细, WC的断裂韧性越高。 因此, 在尽可能低的温度下获得足够致密的WC材料, 是获得高性能WC的关键。
3结论
(1) 采用真空热压烧法, 成功制备出亚微米WC材料。烧结温度低于1800 ℃时, 不能获得致密的WC材料;烧结温度在1900 ~ 2000 ℃之间时, 可以获得致密的WC材料, 其相对密度为95.9 ~ 97.9%。
(2) 在热压烧结温度达到2000 ℃ , WC晶粒的平均尺寸为0.73 um, 不存在异常长大晶粒, 与WC原料粉末的0.53 um相比, 长大不明显, 表明原料粉末中含有的少量VC和Cr3C2起到了较好的限制WC晶粒长大的作用。
(3) 在2000 ℃、28 MPa & 30 min的热压烧结工艺下, 制备出的致密纯WC陶瓷的维氏硬度和断裂韧性分别为24.15±0.33 GPa和4.40±0.10 MPa·m1/2。
摘要：采用亚微米WC粉末及热压烧结工艺, 制备了大块无粘接剂WC硬质合金材料, 并对材料的相对密度、维氏硬度、断裂韧性、相组成以及显微组织进行了分析.结果表明, 在2000℃、28 MPa、30 min的烧结工艺下, 可制备相对密度为97.9%, 晶粒大小约为0.73μm, 维氏硬度和断裂韧性分别为24.15±0.33 GPa和4.40±0.10 MPa·m1/2的大块WC材料.
真空热压烧结 篇3
高硅铝基合金用于航空航天电子器件、汽车发动机、空调机等轻质、低膨胀高耐磨材料极具有前途,是国内外高性能铝硅合金的两大研究方向之一[1,2,3]。目前,高性能的高硅铝硅合金主要是通过喷射沉积、粉末冶金、半固态成形等方法制备[1,2,4,5,6]。喷射沉积形成的组织与其它制备方式相比, 初生硅相明显细化,呈均匀弥散分布,富Al相围绕硅相间隙网络分布。这种均匀弥散分布的结构有利于降低热膨胀系数。但喷射沉积过程中,雾化气体对破碎后的熔融金属快速冷却,形成固态微粒后,存在部分微粒未能沉积到接收盘内, 或撞击到接收盘后被弹出,将形成过喷粉末。如果不对这些过喷粉末加以利用,将产生较大的浪费。因此,本研究针对喷射沉积的过喷粉末,进行热压烧结铝硅合金的制备,观察分析了制备工艺对铝硅合金组织、致密度、密度及其摩擦磨损性能的影响,并分析了其摩擦磨损机制。
1实验
1.1Al50Si50合金的热压烧结和组织分析方法
利用Al50Si50合金喷射沉积过程中,部分固态微粒未能沉积到接收盘内或撞击到接收盘后被弹出所形成的过喷粉末,进行热压烧结制备Al50Si50合金。过喷粉末为近球形, 其平均粒径为32.5μm。
热压烧结设备选用ZT-40-20YA型真空热压炉,分别在不同温度、不同压力下烧结不同时间制备Al50Si50合金,具体烧结工艺参数见表1。
利用OLYMPUS GX51金相显微镜对热压烧结后的合金进行显微组织分析,并采用阿基米德排水法测算其密度和致密度。
1.2Al50Si50合金的摩擦磨损试验方法
选择“小销盘摩擦副试验方法”的模式,采用MMW-1型立式万能摩擦磨损试验机对试验合金进行摩擦磨损性能测试,图1为摩擦磨损测试原理示意图。
试验在室温(25 ℃)下进行,空气湿度约为60%RH。对磨盘选用热处理后的45# 钢,硬度为50~54HRC,尺寸为 φ29.5mm×10mm。Al50Si50合金试样销尺寸为φ4.8mm× 12.7mm。试样销和对磨盘经过精加工,表面粗糙度为Ra 1.6。每次实验时装夹3个同种工艺的试样销,试样销转速800r/min,试验力8N,试验力保持时间20min,对磨盘保持静止。
材料的磨损特性采用比磨损率来描述,即以试样的单位行程的体积变化来表示[7]。计算公式为:
式中:P为正向载荷,L为摩擦距离,ΔV是被磨去的试样体积。
摩擦磨损形貌使用JSM-5610LV型扫描电子显微镜进行观察分析。
2结果与分析
2.1显微组织
图2为不同热压烧结工艺条件下所制备的Al50Si50合金的金相显微组织形貌。表2为不同热压烧结工艺条件下所制备合金经过测算后的致密度和密度。
通过金相观察 可知,本试验工 艺下热压 烧结得到 的Al50Si50合金,其显微组织都由初生硅相、Al-Si共晶相和弥散析出的硅相及不同体积分数的孔隙组成,如图2所示。在22~30MPa烧结压力、470~520℃烧结温度和20~120min烧结时间的工艺范围内,改变烧结压力、烧结温度及烧结时间对于Al50Si50热压烧结合金显微组织中相及相分布影响不大,但是对于其中的孔隙的大小、孔隙的体积比例影响较大。对致密度和 密度的计 算结果表 明,在22~30 MPa、 470~520 ℃、20~120 min范围内,随着烧结 压力的增 大 (HP1、HP2、HP3、HP4和HP5试样 )、烧结温度 的升高 (HP5、HP6、HP7和HP8试样)、烧结时间 的延长 (HP8、 HP9、HP10、HP11和HP12试样),合金的致密度和密度都呈增大趋势。在30MPa压力、520℃和120min条件下热压烧结,可以获得致密度为99.76%、密度为2.514g/cm3的Al50Si50合金。而且对表2数据的分析认为,烧结压力和烧结温度对于合 金的致密 度和密度 影响较大;比较HP7和HP10可知,当烧结压力达到30 MPa,提高烧结温度到520 ℃,可以有效地缩短烧结时间。
2.2热压烧结Al50Si50合金的摩擦系数
热压烧结试样的摩擦系数见表3。图3依据表3的数据分析了烧结压力、烧结温度和烧结时间3种不同烧结参数对合金摩擦系数的影响。在烧结温度为500 ℃下,以不同烧结压力(22MPa、24MPa、26MPa、28MPa、30MPa)烧结120 min所得到的合金,其摩擦系数随着压力的增加而降低,见图3(a);在烧结压力为30 MPa,以不同烧结温度(470 ℃、480 ℃、500 ℃和520 ℃)烧结120min所得到的合金,其摩擦系数随着烧结温度的升高而降低,见图3(b);从图3(c)中可知, 随着烧结时间的延长所制备的合金的摩擦系数逐渐降低。
2.3热压烧结Al50Si50合金的比磨损率
Al50Si50合金的磨损性能用比磨损率来评价,单位是10-4mm2/N。对过喷粉末热压烧结制备的Al50Si50合金进行摩擦磨损实验,测定试样的体积减少量,并根据式(1)计算出试样的比磨损率。
表4是不同热压烧结工艺条件下试样的比磨损率。从表4中可以看到,在520 ℃、30 MPa和120min工艺条件下制备的烧结试样的比磨损率最小,为0.994 ×10-4mm2/N。 这说明其磨损性能最好,该试样的比磨损率低于用真空热压烧结法制备的40%SiCP/ZL101复合材料(2.26×10-4mm2/ N)[8]。
通过图4分析烧结压力、烧结温度和烧结时间对磨损率的影响规律,可以发现:在不同烧结压力工艺条件下,试样的比磨损率随着压力的增加而降低,见图4(a);在不同烧结温度工艺条件下,试样的比磨损率随着 烧结温度 的升高而 降低,见图4(b),特别是在470~480 ℃范围内其比磨损率急剧降低;在不同烧结时间工艺条件下,试样的比磨损率随烧结时间的延长呈线性降低趋势,见图4(c)。
2.4Al50Si50合金的摩擦磨损机理
图5是Al50Si50合金试样在试验力为8N,试样销转速为800r/min,时间为20min的室温干摩擦磨损条件下的磨损表面形貌。由图5可知,在摩擦力和载荷的反复作用下, 热压烧结Al50Si50合金在磨损表面(1区域)上出现了浅细的犁沟状条纹,这种犁沟状形貌是磨粒 磨损的主 要特征形 貌[9]。另外,在试样α-Al基体磨损表面(2区域)上也产生了明显的塑性变形区域,并且在平行于磨损表面出现较多的大块剥落坑,这表明磨损过程中还存在黏着磨损[2,4]。
Al50Si50合金中的初生Si相和Al-Si共晶相较硬,基体较软,在磨损中初生Si和共晶Al-Si会脱离基体,从而对合金表面造成磨粒磨损。当初生Si和共晶Al-Si脱离基体,会使基体直接与较硬的对磨块直接接触,在磨损过程中,基体发生塑性变形,与对磨块发生黏焊,从合金表面撕脱,形成表面剥落坑。
此外,从磨损表面形貌上可以观察到,磨损的表面主要部分都属于磨粒磨损,只有部分区域属于黏着磨损。分析认为,本研究工艺热压烧结制备的Al50Si50合金在磨损过程中同时存在着磨粒磨损和黏着磨损两种磨损机制,但磨粒磨损起主导作用。这是由于合金是采用热压烧结工艺制备的,通常会存在一些孔隙,这些孔隙是磨屑产生之源,在实验过程中,由于作用力的循环往复作用,孔隙边缘以破碎、撕裂、犁削等方式产生磨屑,相对运动时,这些磨屑与微凸体相互啮合,进一步的摩擦运动只有在这些凸起局部有破坏的条件下才有可能发生,而微凸体破坏必然给运动产生阻力,增大了材料的摩擦因数。这也是合金的摩擦系数随着致密度的改变而改变的原因[10]。
3结论
(1)在470~520 ℃、22~30 MPa下热压烧结20~120 min得到的Al50Si50合金,其显微组织都由初生硅相、Al-Si共晶相和弥散析出的硅相及不同体积分数的孔隙组成,随着烧结温度的升高、烧结压力的增大、烧结时间的延长,合金的致密度越来越大。
(2)在30MPa、520 ℃下热压烧结120min,可以获得致密度为99.76%、密度为2.514 g/cm3的最为致 密的Al50Si50合金;其摩擦系数较低,为0.508,比磨损率最小,为0.994 ×10-4mm2/N。
(3)热压烧结制备的Al50Si50合金在磨损过程中同时存在着磨粒磨损和黏着磨损两种磨损机制,但磨粒磨损起主导作用。
摘要：利用喷射沉积过喷粉热压烧结制备了Al50Si50合金,用MMW-1型立式万能摩擦磨损试验机来测试不同热压烧结工艺条件下所制备合金的摩擦磨损性能,用金相显微镜和扫描电镜观察其组织和磨损形貌,并分析其磨损机理。研究结果表明:随着烧结压力增加、温度升高、时间延长,热压烧结试样的密度和致密度增加,摩擦系数和比磨损率降低。试样的磨损过程中存在磨料磨损和黏着磨损两种机制,且由于摩擦磨损过程中Si相的存在导致材料以磨料磨损为主。
真空热压烧结 篇4
在功率芯片组装方面, 目前存在的主要问题是:组装后的芯片, 因底部空洞面积较多, 热阻较大, 工作时产生的大量热量无法通过有效途径传输到外壳, 从而导致工作时结温过高, 可靠性下降, 降低了功率器件的工作寿命, 甚至由于结温过高而被热击穿失效[1]。近几年来, 随着电子工业的高速发展, 真空烧结工艺开始得到广泛应用, 空洞率、热阻、连接强度、可靠性等得到显著改善, 或将成为功率芯片组装的关键技术之一。
1 烧结机理
两种不同的金属可在远低于各自熔点的温度下, 按一定比例形成共熔合金, 这个较低的温度即为它们的低共熔点。烧结工艺就是在芯片和载体 (基片或管壳) 之间放入一合金薄片 (焊料) , 在一定的真空或保护气氛中加热到合金共熔点使其熔融, 熔化成液态的合金浸润整个芯片衬底的焊接层金属和载体焊接面, 焊料与焊接层金属和载体焊接面的金属发生物理化学反应, 生成一定量的金属间化合物, 然后在冷却到共熔点以下的过程中, 通过焊料及金属间化合物将芯片与载体焊接在一起, 形成良好的欧姆接触, 从而完成芯片与载体的焊接[2]。
本文分别选用隧道烧结炉和真空烧结炉将芯片与DBC板进行焊接, 并通过X射线扫描对比分析两种工艺的空洞率, 证明真空烧结工艺的实际效果更好。
2 隧道炉烧结工艺试验
运用隧道炉加热, 在DBC板与芯片之间加入焊料片, 当焊料片受热熔化后, 借助于它对DBC板覆铜部分的相互熔融而形成金属间化合物, 实现新的合金面将芯片与DBC板牢靠地焊接在一起。试验结果如下:
图1 (a) 是隧道炉烧结温度控制曲线图;图1 (b) 是在图1 (a) 条件下, 隧道烧结炉完成的芯片背面X射线扫描图, 利用计算机得出芯片烧结后的空洞率为8.7%。
3 真空烧结炉工艺试验
试验所用真空烧结炉是一种带有快速退火功能的焊接回流炉, 是一个多用途“冷壁”工艺焊炉。腔室顶盖配有观察窗, 通过它可以对烧结过程的每一个阶段做到实时记录, 方便及时地调整温度曲线。
工艺控制过程:将芯片与DBC板置于密封良好的腔室内, 开启真空泵抽取空气 (真空度1×10-5mbar) ;然后充入氮气稀释残留的空气;再次开启真空泵抽取氮气;待真空度达到极限、腔室内基本没有残留的气体时, 充入氢气开始升温。在高温下利用氢气的还原作用, 将DBC板、焊料及芯片还原, 去除氧化物, 提高焊料的浸润率。经过一段时间的高温之后, 芯片与DBC板已经焊接在一起, 不过焊接面仍存在着不少气泡。第三次开启真空泵, 经过一段时间后, 就能将焊接面残留气泡尽可能地抽出, 从而使得芯片焊接的空洞减少, 空洞率也随之降低。
整个工艺过程可通过计算机进行编程控制, 每个程序段所用的时间、气体流量及温度都可以做到精确设定, 且操作方便。此外, 由于使用了焊料片, 做到了无助焊剂焊接, 使得烧结后的芯片可直接送至下道工序, 减少了清洗环节, 降低生产成本。试验结果如下:
图2 (a) 是真空烧结温度控制曲线图;图2 (b) 是在图2 (a) 条件下, 真空烧结完成的芯片背面X射线扫描图, 利用计算机得出芯片烧结后的空洞率只有0.52%。
4 结果分析
将上述两种不同烧结工艺的结果进行分析对比, 可以得出:
1) 烧结时间:真空烧结时间仅为隧道烧结炉时间的1/4, 大大提高了生产效率。
2) 烧结空洞率:真空烧结空洞率 (0.52%) 仅为隧道烧结炉空洞率 (8.7%) 的6%, 降低了16倍, 有效焊接面积得到显著提高。
由上述试验结果对比可知:真空烧结较隧道炉烧结工艺可获得更高质量的烧结结果, 生产效率和产品可靠性得到显著改善;且整个烧结过程完全由计算机编程做到精确控制, 避免人为操作带来的误差。
5 结束语
随着半导体生产制造工艺的不断改进, 真空烧结工艺及相关设备必将日益更新和完善, 取得更为广泛的认可和市场应用, 然而影响功率芯片烧结质量的因素还有很多, 有待我们去进一步认识和探索。
参考文献
[1]张世伟.真空烧结在电子组装中的应用技术[J].电子工艺技术, 2011 (3) :36-39.