高性能超细金属陶瓷刀具材料的研究.doc

Ti（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），—，0。2—-Ni，—0。2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(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)=-.
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
a。Ti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
c。TiO2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)

Ti+TIC+N2——Ti(C，N） （1700℃X2h)

TiO2+C+N2(气流）——Ti(C,N) （600℃—-900℃）
***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
（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）,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
a。WO3、TiO2和碳黑混合物高温氮化
WO3+TiO2+C+N2-—(W，Ti）（C,N）+CO
b。WC、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,,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 ，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，。内环可能形成于固态烧结阶段，达到共晶温度、，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0。353～，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