高性能超细金属陶瓷刀具材料的研究.docx

高性能超细金属陶瓷刀具材料的研究.docxTi(C,N)基金展陶瓷的主要成分是Ti(C,N),通常以C——Ni作为粘结剂,以WC、Mo2C、VC、ZrC、Cr3C2、HfC和AIN等破质和作为增强相,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,都属于而心立方点阵的***化钠型晶体结构,并可按照休莫■罗塞里(Hume-Rothery)法则形成连续I古I溶体。TiN的晶格常数比TiC稍小,因此Ti(Cg,NJ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)=-(C,N)基金属陶瓷吋,既可直接选用TiN与TiC作为原料混合加入,也可以Ti(C,N)固溶体或(W,Ti)(C,N)等复合固溶体的方式加入。TiN的制备Ti或TiH2的直接氮化吋Ti十N2——TiNTiH2+N2——TiN十H?四***化钛气相反应氮化TiC14+N2(NH3)——TiN+N2+HCITiO2的碳热还原氮化Ti02+N2+C——TiN+COTi(C,N)的甬备碳化钛和氮化钛的高温扩散TiC+TiN——Ti(C,N) (1700°Cx2h,氮气屮)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■***(或膳)络合物的热分解TiC14+14——络合物——Ti(C,N)+°C-1400°C下由甲***■***(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、床型、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屮高温处理WC+TiN+TiC+N?——(W,Ti)(C,N)(W,Ti)C和TIN在N2屮高温处理(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1450C吋也没有被溶解或改变,Ti(C,N)基金展陶瓷屮的Ti(C,N)芯在烧结时没有长大。环通常认为是液和烧结吋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Ostwaldripeningil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一•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屮总体晶粒的生长,这种生长被TIC屮添加的Mo2C阻碍,其机理解释为TiC屮粒子晶界流动性被溶解物阻碍。在许多金属陶瓷屮,环可以分成内环和外环。内环完全或部分包囤芯。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和粘结相屮。在固态烧结阶段,由子钻和鎳的存在促进界面间扩散和表面扩散而产生致密化现象。粘结相是烧结过程屮形成的液相残留物,主要由Co和/或Ni组成,连续的粘结相的晶粒度可以达到lmm;它是面心立方结构,根据Co/Ni比和合金元索的溶解量,〜。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。粘结相的同溶硬化对金属陶瓷的切削应用而言非金属陶瓷屮,视材料屮Mo含量,Co/Nith,C含量粘结相的lOwt%,Mo可以达到粘结相的6wt%o研究发现粘结相屮Ti的含量与Mo的添加量和总C含量有关。粘结相屮的Ti主含量过高,则会析出脆性的NisTi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,它在Co・%o在Ni粘结相屮添加Cr和