高性能超细金属陶瓷刀具材料的研究.doc

高性能超细金属陶瓷刀具材料的研究.docTi(C,N)基金属陶瓷的主要成分是Ti(C,N),通常以C——Ni作为粘结剂,以WC、Mo2C、VC、ZrC、Cr3C2、HfC和AIN等硬质和作为增强相,形成(Ti、V、W、Nb、Zr)(C,N)固溶相,以固溶强化机制强化硬质相。Ti(C,N)基金属陶瓷的化学成分一般为(质量分数):・(C,N),-,--Ni,-。TiC和TiN作为构成Ti(C,N)的基础,都属于面心立方点阵的***化钠型晶体结构,并可按照休莫■罗塞里(Hume-Rothery)法则形成连续固溶体。TiN的晶格常数比TiC稍小,因此,Ti(CwNx)固溶体的晶格常数随氮含量x的增加而线性减小,通过计算可得出两者之间存在以下关系:a(A)=。在制备Ti(C,N)基金属陶瓷时,既可直接选用TiN与TiC作为原料混合加入,也可以Ti(C,N涸溶体或(W,Ti)(C,N)等复合固溶体的方式加入。TiN的制备Ti或TiH2的直接氮化时Ti十N2——TiNTiH2+N2——TiN十H2四***化钛气相反应氮化TiC14+N2(NH3)——TiN+N2+HCITiCh的碳热还原氮化Ti02+N2+C——TiN+COTi(C,N)的面备碳化钛和氮化钛的高温扩散TiC+TiN——Ti(C,N) (1700°Cx2h,氮气中)钛和碳化钛的高温氮化Ti+TIC+N2——Ti(C,N)(1700°CX2h)二氧化钛的碳氮化TiO2+C+N2(气流)——Ti(C,N)(600°C——900°C)四***化钛.***(或腊)络合物的热分解TiC14+14——络合物——Ti(C,N)+C钛粉在800°C-—1400°C下由甲***.***混合气体的碳氮化钛粉和碳黑的高温自蔓延反应合成(SHS)该工艺采用Ti粉、炭黑和稀释剂为原料,经预处理、混合配料、压型、SHS合成、筛分破碎制取Ti(C,N)粉末。与普通的碳氮化工艺相比,该工艺具有生产效率高、能耗小、工艺简单等优点。(W,Ti)(C,N)复合固溶体的制备WCh、TiCh和碳黑混合物高温氮化WO3+TQ2+C+N2——(W,Ti)(C,N)+COWC、TiN和TiC混合后在N2中高温处理WC+TiN+TiC+N2——(W,Ti)(C,N)(W,Ti)C和TIN在N2中高温处理(W,Ti)C+TiN+N2——(W,Ti)(C,N)Ti(C,N)基金属陶瓷的显微组织通常由粘结相、硬质相和包覆相(Surrounding-structure)组成,而硬质相和包覆相又构成典型的芯/环(Core/Rim)结构,环可分为内环和外环,外环常富集更重的元素。金属陶瓷典型的粘结相占体积分数为lOVol%,碳化物晶粒尺寸多l-3|imo芯通常由纯TiC或Ti(C,N)组成,认为是未溶解原料的残留物。也有认为是烧结期间形成的。它保持了由于湿磨的颗粒表面锯齿形貌,一直到1450°C时也没有被溶解或改变,Ti(C,N)基金属陶瓷中的Ti(C,N)芯在烧结时没有长大。环通常认为是液相烧结时由溶解一析出过程产生,并生长在芯上面晶粒长大的驱动力是晶界能的减小。质量从小颗粒向大颗粒转移,由Ostwaldripening过程决定。一些学者研究认为晶粒长大由聚结机理决定,另外的学者认为是由于扩散控制的溶解一析出控制,还有的研究认为是由于反应控制的溶解-•析出机理决定。也有结论认为,邻近的碳化物晶界阻止了合金中总体晶粒的生长,这种生长被TIC中添加的Mo2C阻碍,其机理解释为TiC中粒子晶界流动性被溶解物阻碍。在许多金属陶瓷中,环可以分成内环和外环。内环完全或部分包围芯。内环可能形成于固态烧结阶段,达到共晶温度、形成熔融态之前。例如,已经证明Mo2C在低于共晶温度时完全溶解并与TiC形成混合碳化物。Ta以WC和部分TiN在固态烧结阶段,也溶解于TiC和粘结相中。在固态烧结阶段,由子钻和镣的存在促进界面间扩散和表面扩散而产生致密化现象。粘结相是烧结过程中形成的液相残留物,主要由Co和/或Ni组成,连续的粘结相的晶粒度可以达到1mm;它是面心立方结构,根据Co/Ni比和合金元素的溶解量,〜。Co和Ni在芯和环的立方晶格中不溶解,但是有大量的Ti、Mo和W溶解在粘结相中。粘结相的固溶硬化对金属陶瓷的切削应用而言非金属陶瓷中,视材料中Mo含量,Co/Nith,C含量粘结相的lOwt%,Mo可以达到粘结相的6wt%o研究发现粘结相中Ti的含量与Mo的添加量和总C含量有关。粘结相中的Ti主含量过高,则会析出脆性的NigTi金属间硬质相。C的溶解度比金属元素的溶解度低得多,在1000°C,%o在Ni粘结相中添加Cr和Al,由于