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)基金属陶瓷的主要成分是Ti(C, N),通常以 Co——Ni 作为粘结剂，以 WC、Mo2C、VC、ZrC、Cr3C2、 HfC和AIN等硬质相作为增强相，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, - 其他碳化物。
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(C“，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)=-
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)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TiH?的直接氮化时
Ti 十 N2 TiN
TiH2+N2 TiN 十出
四***化钛气相反应氮化
TiC 14+N2(NH3) T1N+N2+HCI
TiOz的碳热还原氮化
Ti(C,N)的制备
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-***(或月青)络合物的热分解
TiC 14+H2NCH2CH2NH2+CC14—— 络合物 ——Ti(C , N)+C
钛粉在800°C- 1400°C下由甲***-氮混合气体的碳氮化
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
WO3> TiO2和碳黑混合物高温氮化
WO3+TiO2+C+N2 (W, Ti)(C, N)+CO
WC、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-3nmo
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Ostwald ripening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 阻止了合金中总体晶粒的生长，这种生长被TIC中添加的 M02C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，由子钻和银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lnini;它是面心 立方结构，根据Co/Ni比和合金元素的溶解量，其晶格常数 〜。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/N