1.1.1 预制体制备

实验以高纯Al₂O₃、Y₂O₃粉末(99.99%, 50 nm)为原料, 根据共晶相图^{[ 12]}, 按照共晶摩尔百分比 n(Al₂O₃): n(Y₂O₃)=81:19进行配制, 加入10%的PVA粘结剂置于PMQW型全方位行星式球磨机, 转速为100 r/min, 混合4 h, 并在25 MPa压力下压制成70 mm×9 mm×6 mm板状试样, 经1500℃烧结4 h以增加强度, 从而获得较致密的烧结预制体.

1.1.2 共晶陶瓷体制备

实验设备采用西北工业大学凝固技术国家重点实验室的Rofin-sinar850型5 kW连续CO₂激光器, 并配备有LMP-408型5轴4联动4坐标数据工作台. 为避免试样烧损及减少气孔, 在实验前首先将工作室抽真空, 并在实验过程中充入Ar气作为保护气体.另外, 为减少快速凝固过程中热应力产生的裂纹, 激光区熔前先将试样放置于SGQ₁₂-XYL型激光表面气氛加热炉中加热至600℃. 激光束首先完成对预制体的单面水平区熔, 然后将其翻转进行第二面的区熔, 从而使试样完全熔透获得表面光滑内部致密的板状Al₂O₃/YAG共晶自生复合陶瓷. 图1为激光双面区熔工作原理示意图, 表1列出了激光双面区熔的主要工艺参数.

图1

Fig. 1

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	图1 Al2O3/YAG共晶自生复合陶瓷激光双面水平区熔工作原理图Fig. 1 Schematic diagram of the double side laser zone remelting method applied for preparation of oxide eutectic ceramics

表1

Table 1

表1(Table 1)

表1 Al2O3/YAG共晶自生复合陶瓷激光双面区熔技术参数 Table 1 The processing parameters of the Al2O3/YAG eutectic ceramics by double side laser zone remelting method Laser processing Power p/W Scanning speedv/(μm·s-1) Diameter d/mm Parameters 200-1000 10-800 12

表1 Al2O3/YAG共晶自生复合陶瓷激光双面区熔技术参数 Table 1 The processing parameters of the Al2O3/YAG eutectic ceramics by double side laser zone remelting method

采用ISOMET™1000型金刚石精密切割机将试样分别沿激光扫描方向的中心线(纵截面)和横截面切割, 使用千分尺测量熔凝层的厚度, 根据阿基米德原理测量试样的密度, 采用Duramin-A300型硬度计测量共晶陶瓷Vickers硬度, 采用ZEISS Supra^TM 55型场发射扫描电子显微镜、D/MAX-2400 X型X射线衍射仪(XRD)及Oxford-INCA能谱仪对共晶凝固组织和相组成进行分析, 利用SISC IASV8.0金相图像分析软件测量并计算共晶层片间距.

图2(a)为激光功率450 W, 扫描速率100 μm/s条件下激光双面区熔获得Al₂O₃/YAG共晶自生复合陶瓷体的宏观照片. 从图2(a)可看出, 熔凝后的陶瓷材料呈乳白色, 表面光洁, 无裂纹. 经测量, 熔凝层的厚度为8.2 mm, 长度为65 mm. 依据熔凝试样各部位形状的不同将熔区分为三个部分: 初始熔区、稳定熔区和尾部熔区. 图2(b)是凝固试样的纵截面(上图)和横截面(下图)照片, 可以看出采用激光双面水平区熔法制备的共晶自生复合陶瓷材料内部致密, 熔凝层的横截面与纵截面平整并无裂纹和孔洞. 在纵截面图中Al₂O₃/YAG共晶陶瓷体中间有一条白色未熔透层, 在横截面中表现为椭圆形未熔区, 存在未熔区主要是由于激光功率较低或扫描速率较大未能将其完全熔透.

图2

Fig. 2

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	图2 激光区熔Al2O3/YAG的宏观照片Fig. 2 Macrographs of Al2O3/YAG eutectic ceramic(a) Solidified ceramics prepared by DSLZR; (b) Longitudinal and transverse section

由图3可知, 陶瓷烧结预制体由Al₂O₃、Y₂O₃、Y₃Al₅O₁₂(YAG)、YAlO₃(YAP)及Y₄Al₂O₉(单斜晶系)相组成, 为多晶复相陶瓷. 通常, Al₂O₃- Y₂O₃二元体系存在YAG、YAP与 Y₄Al₂O₉三种化合物, YAG与Y₄Al₂O₉是稳定化合物, YAP只有在高温区是稳定相^{[ 13, 14]}, 共晶粉体在1500℃下烧结4 h, 三种相同时存在, 当冷却到室温时, 部分YAP相发生分解生成YAG 与Y₄Al₂O₉. 而经激光区熔后, 当熔体温度达到1826℃时, YAG与Al₂O₃相同时结晶, 因此区熔共晶陶瓷XRD图谱中仅存在Al₂O₃相与Y₃Al₅O₁₂相衍射峰, 未出现其他物相的衍射峰, 表明激光区熔能够有效改善共晶陶瓷的微观相组成.

图3

Fig. 3

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	图3 激光双面区熔Al2O3/YAG共晶陶瓷与烧结预制体陶瓷的XRD图谱Fig. 3 XRD patterns of the sintered ceramic and the laser double side remelting Al2O3/YAG eutectic ceramic

由图4扫描电子显微照片(a)及能谱分析(b)可知:激光区熔后的共晶相由Al₂O₃相(黑色区域)和Y₃Al₅O₁₂相(白色区域)两相组成, 没有其他杂相. 共晶两相呈现典型的快速凝固层片状非规则共晶组织, 两相耦合交织生长, 消除了晶界, 与其他定向凝固方法制备的Al₂O₃/YAG^{[ 5]}及激光区熔Al₂O₃/YAG共晶陶瓷^{[ 15]}微观组织形貌特征大致相同.

图4

Fig. 4

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	图4 双面激光区熔Al2O3/YAG共晶陶瓷的微观组织形貌(a)和两相及界面处线扫描能谱分析(b)Fig. 4 Typical microstructure of Al2O3/YAG eutectic ceramic by DSLZR (a) and EDS patterns of the phase interface (b)

在激光区熔过程中, 激光功率与扫描速率对共晶自生复合陶瓷致密度以及熔凝层厚度具有重要的影响. 图5(a)是激光扫描速率为100 μm/s时, 共晶陶瓷试样相对致密度随激光功率变化的曲线图, 从图中可以看出, 共晶陶瓷试样致密度随激光功率的增加呈现先增大后减小的变化趋势. 当激光功率由450 W增加到600 W时, 高能量的激光产生低粘度的超高温熔体^{[ 16]}, 大幅度提高了气泡的排除速度, 有助于实现陶瓷的致密化, 同时熔区深度增加, 中间未熔凝区逐渐消失, 因此试样致密度增加, 试样相对致密度最高达到98.5%±1%. 当激光功率进一步增大到800 W时, 试样的相对致密度降低至88.4%, 一方面由于材料在高功率激光束的照射下通常易于气化并形成小孔^{[ 17, 18, 19, 20]}, 另一方面, 熔体在高温下气体溶解度增大, 在快速凝固的条件下溶解的气体来不及排除, 导致熔体凝固后出现长棒状的孔洞^{[ 19]}, 如图5(b)所示. 孔洞与未熔区是激光区熔共晶陶瓷内部的主要缺陷形式, 激光区熔定向凝固过程中当扫描速率为100 μm/s, 功率设为500~600 W时可有效消除内部缺陷, 获得高致密的Al₂O₃/YAG共晶陶瓷.

图5

Fig. 5

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	图5 (a)Al2O3/YAG共晶陶瓷试样相对致密度随激光功率变化的曲线图; (b)陶瓷内部缺陷类型Fig. 5 (a) Effects of the laser power on density and the cross section morphology of the Al2O3/YAG eutectic ceramic and (b) defect types

图6为单面激光区熔厚度随激光功率和扫描速率变化的曲线图. 从激光扫描速率与熔凝层厚度变化曲线看出, 当激光功率一定时, 熔凝层厚度随激光扫描速率的增加而降低. 当激光功率为450 W时, 激光扫描速率由10 μm/s增大至400 μm/s时, 熔凝层厚度从3.7 mm降低至2.2 mm. 并且当扫描速率一定时, 熔凝层厚度随激光功率增大而增大. 当激光扫描速率为100 μm/s时, 激光功率由200 W增加至600 W时, 区熔单面厚度由2.5 mm增大到4.1 mm. 根据以上结果并结合区熔工艺对致密度的影响, 实验发现在激光功率为500~600 W, 扫描速率为10~100 μm/s的条件下, 激光双面区熔可获得具有较高熔凝层厚度且内部致密的共晶陶瓷.

图6

Fig. 6

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	图6 熔凝层单面厚度随激光扫描速率和激光功率变化的曲线图Fig. 6 Curves of remelted depth as functions of laser scanning rate and power

共晶层片间距的减小通常能够显著提高共晶陶瓷材料的力学性能, 因而探究激光区熔工艺参数对共晶层片间距的影响规律具有重要意义^{[ 21]}.

图7(a)~(c)是激光双面区熔Al₂O₃/YAG共晶陶瓷在激光功率为450 W不同激光扫描速率下的微观组织. 由图7可看出, Al₂O₃/YAG共晶陶瓷微观组织均匀, 呈现出Al₂O₃、YAG两相彼此贯穿的非规则共晶结构. 随激光扫描速率的增大, 微观组织明显细化, 主要是由于扫描速率的提高, 使光束辐照时间缩短, 材料吸收的热能减少, 在基体同样的传热条件下, 冷速增快, 使得晶粒没有足够的时间长大就已结束凝固, 从而形成细化的组织. 通过金相图像分析软件对共晶层片间距进行测量, 如图7(d)所示, 共晶间距随着扫描速率的增大而减小, 10 μm/s扫描速度下共晶间距约为3.5 μm, 当凝固速度增大到100 μm/s, 共晶层片间距减小75%左右. 共晶间距( λ)与激光扫描速率( v)符合Jackson-Hunt公式 ( λ· ν^1/2=C)^{[ 22]}, 实验所获得 C值为(10.0±0.1) μm^3/2/s^1/2, 接近Elbaumu^{[ 23]}测量值10 μm^3/2/s^1/2和Patricia^{[ 20]}测量值10.6 μm^3/2/s^1/2.

图7

Fig. 7

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	图7 不同激光扫描速率下Al2O3/YAG共晶陶瓷的微观组织演化: (a) 10 μm/s, (b) 40 μm/s, (c) 100 μm/s, (d) 平均共晶层片间距与扫描速率之间的关系曲线Fig. 7 Microstructures of Al2O3/YAG eutectic ceramic grown at different laser scanning rates: (a) 10 μm/s, (b) 40 μm/s, (c) 100 μm/s, (d) relationship between the eutectic spacing and scanning rate

研究表明^{[ 24, 25]}, 激光区熔制备过程中, 液固界面前沿温度梯度的大幅度提高以及凝固速率显著加快是组织高度细化的主要原因. 图8为激光双面区熔Al₂O₃/YAG共晶陶瓷一次区熔与二次区熔界面结构图, 宏观条件下表现为弯曲界面, 微观条件下表现为平直界面, 由于一次区熔存在热影响区^{[ 22]}导致界面处产生粗大的共晶组织, 而在二次区熔的界面处共晶层片间距细小, 并且分布均匀, 通过图8(b)对微观界面处组织进一步放大, 可见界面处共晶组织生长具有连续性, 因此可以有效地提高界面的结合.此外, 双面区熔可明显细化熔区交界处的第二面区熔组织, 其原因是低温时气孔的热导率比任何固相的热导率都低, 对于分散在固体中的气孔来说, 随气孔的增加, 固体热导率近于线性降低, 而在高温下气孔的辐射传热虽然对传热有一定的贡献, 但是尺寸细小的气孔对辐射流存在屏蔽隔断的作用, 因此辐射传热作用有限^{[ 26]}, 经一次区熔后获得致密的陶瓷体, 气孔减少, 致使热导率增大, 因而二次区熔时在交界处可产生较高的温度梯度与凝固速率, 使得二次区熔的微观组织得到细化.

图8

Fig. 8

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	图8 激光双面区熔两面交界处的Al2O3/YAG共晶陶瓷凝固组织Fig. 8 Solidification microstructures of double side zone remelting interface of Al2O3/YAG eutectic ceramic(a) Macroscopic; (b) Microstructure

在陶瓷力学性能评价中, 压痕法是一种测量硬度简单而实用的方法, 且具有良好的重复性, 因此采用压痕法测量了材料的Vickers硬度. 实验压制载荷为4.9 N, 保载时间15 s. 图9(a)是Al₂O₃/YAG 共晶陶瓷的Vickers压痕形貌, 硬度计算公式为: HV= P/F=1.8544 P/d², 式中 P: 压制载荷, F: 压痕凹面面积, d: 压痕对角线长度的平均值, 测试结果表明, 材料的硬度高达(18.6±1.0) GPa, 高于Waku等^{[ 5]}采用Bridgman法定向凝固Al₂O₃/YAG 共晶陶瓷的硬度(16.3 GPa). 由于激光具有非常高的能量密度, 提高了固液界面前沿温度梯度, 有效地细化了共晶陶瓷的微观组织, 因而激光区熔法应用于Al₂O₃/YAG 共晶陶瓷的制备可进一步提高材料的力学性能.

图9

Fig. 9

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	图9 激光双面区熔Al2O3/YAG共晶陶瓷Vickers压痕形貌Fig. 9 Vickers indentation morphology of Al2O3/YAG eutectic ceramic