高性能超细金属陶瓷刀具材料的研究.doc

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(C1-x，Nx)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)=4305-0070X。
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
aTi或TiH2的直接氮化时
Ti十N2——TiN
TiH2+N2——TiN十H2
b四***化钛气相反应氮化
TiC14+N2(NH3)——TiN+N2+HCI
cTiO2的碳热还原氮化
Ti02+N2+C——TiN+CO
Ti(C,N)的制备
a碳化钛和氮化钛的高温扩散
TiC+TiN——Ti(C，N) (l700℃x2h，氮气中)
b钛和碳化钛的高温氮化
Ti+TIC+N2——Ti(C，N) (1700℃X2h)
c二氧化钛的碳氮化
TiO2+C+N2(气流)——Ti(C，N) (600℃——900℃)
d四***化钛-***(或***)络合物的热分解
TiC14+H2NCH2CH2NH2+CC14——络合物——Ti(C，N)+C
e钛粉在800℃一1400℃下由甲***-氩混合气体的碳氮化
f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
aWO3、TiO2和碳黑混合物高温氮化
WO3+TiO2+C+N2——(W，Ti)(C，N)+CO
bWC、TiN和TiC混合后在N2中高温处理
WC+TiN+TiC+N2——(W，Ti)(C，N)
c(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10Vol%，碳化物晶粒尺寸多1-3μm。
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℃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，由子钻和镍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lmm;它是面心立方结构，根据Co/Ni比和合金元素的溶解量，其晶格常数在0353~0362nm之间变化。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/Ni比，C含量粘结相的l0wt%，Mo可以达到粘结相的6wt%。
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Ni3Ti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℃，它在Co-Ni合金中的溶解度低于03wt%。
在Ni粘结相中添加Cr和Al，由于固溶硬化作用，可以大大提高机械性能。
Mo及其润湿作用
添加Mo2C或Mo粉可以改善Ni对TiC的润湿性，原因是Mo2C较低的生成自由能在烧结过程中完全溶解形成易被Ni、Co润湿的(Ti，MO)C等