參考ticn一mo金屬陶瓷的制備與性能研究

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1、 第一章 緒 論 1.1 引言 人類文明是伴隨著新材料的發(fā)明和應(yīng)用而發(fā)展的。從早期的青銅器、鐵器，到現(xiàn)在的磁性材料、高分子材料、半導(dǎo)體材料以及先進(jìn)陶瓷材料，材料的發(fā)展無不起著改變時(shí)代的作用。陶瓷材料是繼金屬材料、高分子材料之后出現(xiàn)的第三大類材料，一般具有彈性模量大、極不容易變形、熱穩(wěn)定性好、高溫耐氧化能力強(qiáng)，以及重量輕、價(jià)格低廉等優(yōu)點(diǎn)，因此，深受人們的青睞。但是它有一個(gè)致命的缺點(diǎn)，那就是脆性大，限制了它的實(shí)際應(yīng)用。所以，陶瓷的韌化成為世界性范圍的陶瓷材料研究的核心課題[1]。而在陶瓷基體中引入金屬粒子，通過使用金屬粒子包覆陶瓷基體來達(dá)到增強(qiáng)增韌的方法促使了金屬陶瓷的出現(xiàn)和對它的研究。

2、金屬陶瓷既保持有陶瓷的高強(qiáng)度、高硬度、耐磨損、耐高溫、抗氧化和化學(xué)穩(wěn)定性等特性，又有較好的金屬韌性和可塑性，是一類非常重要的工具材料和結(jié)構(gòu)材料。其用途極其廣泛，幾乎涉及到國民經(jīng)濟(jì)的各個(gè)部門和現(xiàn)代技術(shù)的各個(gè)領(lǐng)域，對工業(yè)的發(fā)展和生產(chǎn)率的提高起著重要的推動作用，對金屬陶瓷的研究已成為材料研究領(lǐng)域中一個(gè)非常重要的研究課題。 近幾年來，我國刀具行業(yè)在面向國內(nèi)國際市場激烈競爭中，積極進(jìn)行重點(diǎn)技術(shù)改造，引進(jìn)國外先進(jìn)技術(shù)和設(shè)備，在提高企業(yè)的技術(shù)制造能力和市場競爭活力方面有了長足的進(jìn)步。但是，必須清醒地看到，國內(nèi)刀具行業(yè)在技術(shù)水平、生產(chǎn)工藝和制造設(shè)備等方面與國外工具企業(yè)相比，還存在較大差距，其刀具壽命、加工質(zhì)

3、量很難滿足用戶的要求。進(jìn)口刀具仍占主導(dǎo)地位，在一些大型汽車制造廠，國產(chǎn)化刀具只占總項(xiàng)目的10%左右。因此，Ti(C, N)基金屬陶瓷刀具材料在我國具有巨大的潛在市場。 1956年，Humenik等人發(fā)現(xiàn)向TiC-Ni金屬陶瓷中加入Mo或Mo2C后，可改善Ni對TiC的潤濕性，使TiC晶粒變細(xì)，材料強(qiáng)度大大提高[2, 3]。當(dāng)Mo以其它硬質(zhì)相制成的固溶體形式加入時(shí)，反而降低了粘結(jié)相對碳化物的潤濕性。此后，在Ti(C, N)基金屬陶瓷中，Mo元素成為不可或缺的組分。本文通過研究Mo含量對Ti(C, N)基金屬陶瓷的組織和性能的影響，可以為生產(chǎn)Ti(C, N)基金屬陶瓷刀具提供成分設(shè)計(jì)依據(jù)。這對促

4、進(jìn)Ti(C, N)基屬陶瓷材料廣泛應(yīng)用于切削加工領(lǐng)域具有理論和實(shí)驗(yàn)指導(dǎo)意義。 1.2 金屬陶瓷概述 1.2.1 金屬陶瓷的定義 金屬陶瓷(Cermet)是由陶瓷(Ceramics)中的詞頭Cer與金屬(Metal)中的詞頭Met 結(jié)合起來構(gòu)成[4]。所謂金屬陶瓷，是由一種或多種陶瓷相與金屬或合金組成的多相復(fù)合材料。美國標(biāo)準(zhǔn)試驗(yàn)方法（ASTM）陶瓷－金屬復(fù)合材料研究委員會給金屬陶瓷復(fù)合材料下的定義是：“一種由金屬或合金與同一種或多種陶瓷相組成的非均質(zhì)的復(fù)合材料，其中后者約占材料體積的15％～85％，同時(shí)在制備溫度下，金屬相與陶瓷相間的溶解度是極微弱的?！?按此定義，通過粉末冶金方

5、法制備的WC-Co系復(fù)合材料及TiC-TiN-Mo-Ni系復(fù)合材料都屬于金屬陶瓷。但人們習(xí)慣仍將WC-Co系復(fù)合材料稱為硬質(zhì)合金，而將Ni和（或）Mo粘結(jié)的TiC和TiN基合金材料稱為金屬陶瓷[5]。非金屬成分使金屬陶瓷具有所要求的強(qiáng)度、硬度、熱強(qiáng)性、耐腐蝕性和耐磨性；金屬相把金屬陶瓷中的固體顆粒組合在均一的物料中，使制品能保證必要的強(qiáng)度和可塑性。所以，金屬陶瓷的性能決定于金屬的性能、陶瓷的性能、兩者的體積比、兩者的結(jié)合性能以及相界面的結(jié)合強(qiáng)度[6]。 1.2.2 金屬陶瓷的發(fā)展歷史 金屬陶瓷的研制開始于1923年，當(dāng)時(shí)德國研制出了首批金屬材料的典型材料——硬質(zhì)合金，后來又研制了鐵－氧化鋁

6、的復(fù)合物。第二次世界大戰(zhàn)后，新型的金屬材料研制工作進(jìn)一步發(fā)展，出現(xiàn)了以碳化鈦為基體添加鈮、鉭的碳化物的用鈷和鎳做黏結(jié)劑的金屬陶瓷。后來，又由Kiffer提出和研制了以碳化鈦為基，添加碳化鈮和碳化鉭，并用鎳－鈷－鉻做黏結(jié)劑的金屬陶瓷，該金屬陶瓷被稱之為WZ－合金。后來Kieffer 等人發(fā)現(xiàn)[7]，在TiC-Mo-Ni系金屬陶瓷中添加TiN，不僅可顯著細(xì)化硬質(zhì)相晶粒，改善金屬陶瓷的室溫和高溫力學(xué)性能，而且還可大幅度地提高金屬陶瓷的高溫耐腐蝕和抗氧化性能。自20世紀(jì)80年代以來，Ti (C，N) 基金屬陶瓷獲得了迅速的發(fā)展，世界各國硬質(zhì)合金生產(chǎn)廠家先后推出了系列的Ti (C，N) 基金屬陶瓷刀具。

7、現(xiàn)在，金屬陶瓷的硬質(zhì)相主要由TiC/TiN構(gòu)成，粘結(jié)相由Ni/Co構(gòu)成。另外，大約20－40 mass%的Mo2C，WC，TaC，NbC，和VC被引入以提高材料的燒結(jié)性能和紅硬性[8]。Ti（C，N）基金屬陶瓷的發(fā)展可大致總結(jié)于下表[9]。 表1-1 金屬陶瓷的發(fā)展過程 Since Ceramic Phase Metal Binder Phase 1931 TiC Ni(Co, Fe) 1961 Ti(C, N) Ni(Co, Fe) 1970 Ti(C, N) Ni-Mo 1974 (Ti, Mo)(C,

8、N) Ni-Mo 1980-1983 (Ti, Mo, W)(C, N) Ni-Mo 1988 (Ti, Ta, Nb, V, Mo, W)(C, N) (Ni, Co)-Ti2AlN 1988 (Ti, Ta, Nb, V, Mo, W)(C, N) Ni-Co 1991 (Ti, Ta, Nb, V, Mo, W…)(C, N) Ni-Cr 研究金屬陶瓷的目的是要制取具有良好綜合性能的材料，而這些性能是僅用金屬或僅用陶瓷所不能得到的。WC-Co 基金屬陶瓷作為研究最早的金屬陶瓷，由于具有很高的硬度（HRA80～92），極高的抗壓強(qiáng)（600kg/mm2），已經(jīng)應(yīng)用

9、于許多領(lǐng)域。但是由于W和Co資源的短缺，促使了無鎢金屬陶瓷的研制與開發(fā)，迄今已歷經(jīng)三代。第一代是二戰(zhàn)期間，德國以Ni粘結(jié)TiC生產(chǎn)金屬陶瓷；第二代是60年代美國福特汽車公司發(fā)明的，它添加Mo到Ni粘結(jié)相中改善TiC和其它碳化物的潤濕性，從而提高材料的韌性；第三代金屬陶瓷則將氮化物引入合金的硬質(zhì)相，改單一相為復(fù)合相，又通過添加Co和其它元素改善了粘結(jié)相。近十年來，金屬陶瓷研制的一個(gè)新方向是硼化物基金屬陶瓷。硼化物陶瓷由于具有很高的硬度、熔點(diǎn)和優(yōu)良的導(dǎo)電性、耐腐蝕性，從而使硼化物基金屬陶瓷成為最有發(fā)展前途的金屬陶瓷。 為了使金屬陶瓷同時(shí)具有金屬和陶瓷的優(yōu)良特性，首先必須有一個(gè)理想的組織結(jié)構(gòu)，要達(dá)

10、到理想的組織結(jié)構(gòu)，就得注意以下幾個(gè)主要原則[10]：（1）金屬對陶瓷相的潤濕性要好。金屬與陶瓷顆粒間的潤濕能力是衡量金屬陶瓷組織結(jié)構(gòu)與性能優(yōu)劣的主要條件之一，潤濕力愈強(qiáng)，則金屬形成連續(xù)相的可能性愈大，金屬陶瓷的性能愈好。（2）金屬相與陶瓷相應(yīng)無劇烈的化學(xué)反應(yīng)。金屬陶瓷制備時(shí)如果界面反應(yīng)劇烈，形成化合物，就無法利用金屬相改善陶瓷抵抗機(jī)械沖擊和熱震動的性能。（3）金屬相與陶瓷相的膨脹系數(shù)相差不可過大。金屬陶瓷中的金屬相和陶瓷相的膨脹系數(shù)相差較大時(shí)，會造成較大的內(nèi)應(yīng)力，降低金屬陶瓷的熱穩(wěn)定性。 1.2.3 Ti(C，N)基金屬陶瓷分類: Ti(C,N)基金屬陶瓷是在TiC基金屬陶瓷基礎(chǔ)上發(fā)展起

11、來的一類新型工模具材料。按其組成和功能不同可分為： （1）成分為TiC Ni Mo等的TiC合金；Ni、Co、Cr、Al等元素一般作為粘結(jié)相加入，但是它們對金屬陶瓷的組織和性能也會產(chǎn)生很大的影響。Ni，Co的加入有助于提高金屬陶瓷的塑性，但Ni的含量過高，可能形成Ni，Mo脆性相，影響合金強(qiáng)度[11]。隨Ni含量的提高，Ti(C，N)基金屬陶瓷的耐腐蝕性降低，當(dāng)Ni的含量超過10wt％以后，耐腐蝕性急劇降低。由于Co具有比鎳更高的韌性，與硬質(zhì)相潤濕好，可減少合金孔隙度，故以Co部分或全部取代Ni作為粘結(jié)相，可使Ti(C，N)基金屬陶瓷具有高硬度和高強(qiáng)度的良好匹配，其綜合性能優(yōu)于純Ni材料

12、 [12]。 （2）添加其他碳化物（如WC TaC等）和金屬（如Co）的強(qiáng)韌TiC基合金；通常為了不同的目的，人們向Ti(C，N)基金屬陶瓷中加入碳化物如WC、TaC、NbC、VC、HfC、Z、Cr3C：、SiC來改善組織和提高性能；例如，WC的加入能提高，Ti(C，N)基金屬陶瓷的致密度和斷裂韌性；TaC、NbC的加入能提高金屬陶瓷的紅硬性、高溫抗沖擊性，進(jìn)而提高刀具的切削加工性能；HfC的加入能提高高溫強(qiáng)度和耐蝕性等等[13-14]。 （3）添加TiN的TiC TiN（或TiCN)基合金；文獻(xiàn)[15]報(bào)道，要使Ti(C，N)固溶體制備的合金性能好，必須使Ti(Cx，Ny)中的x,y之

13、和接近或等于l。x,y之和小于l，表示缺碳或缺氮，使游離鈦和鎳生成Ni相(脆性相)。同時(shí)碳、氮量多少也影響硬質(zhì)相和粘結(jié)相的成分和尺寸，因而造成合金性能不穩(wěn)定。當(dāng)N／C比為2.8～3.7時(shí)，合金具有良好的性能。XuShangzhi[16]等研究發(fā)現(xiàn)，要使Ti(C，N)基金屬陶瓷具有良好的性能，TiN／(TiC+TiN)的值應(yīng)小于0.5。 （4）以TiN為主要成分的TiN合金；N含量對Ti(C，N)基金屬陶瓷的室溫和高溫力學(xué)性能都會產(chǎn)生較大的影響。在添加有TiN的Ti(C，N)基金屬陶瓷中，由于有N存在，阻礙了Mo向Ti(C，N)的擴(kuò)散以及Ti通過Ni的擴(kuò)散，這樣就抑了包覆層的發(fā)展，使金屬陶瓷的

14、晶粒細(xì)化，但當(dāng)TiN的含量大于15wt％時(shí)，會有游離的TiN存在，使晶粒度有所增加 [17]。在高Ni的Ti(C，N)基金屬陶瓷中，TiN所占質(zhì)量分?jǐn)?shù)為0.12左右最佳。 1.3 Ti(C,N)基金屬陶瓷已有的研究基礎(chǔ) 1.3.1 Ti(C,N)基金屬陶瓷的制備 由于“金屬陶瓷”和“硬質(zhì)合金”兩個(gè)學(xué)科術(shù)語沒有明確的分界，所以具體材料也很難劃分界線，其制造原理和工藝基本相似。普通金屬陶瓷試樣制備工藝過程為：配料→濕磨→真空干燥→過篩→摻膠→干燥→過篩→制?！蹈伞鷫褐啤b舟→真空脫蠟→真空高溫?zé)Y(jié)（1400～1500℃，1～3h）→產(chǎn)品。制造TiC基金屬陶瓷最常用的工藝就是粉末冶金工藝，它

15、主要包括球磨、干燥、造粒、壓制、脫膠、燒結(jié)等幾個(gè)步驟。 1.3.2 Ti（C，N）基金屬陶瓷的組織 金屬陶瓷的正常組織是由陶瓷硬質(zhì)相（ceramic phase）和金屬粘結(jié)相（binder phase）組成的兩相組織，陶瓷晶粒埋置在金屬相的基體內(nèi)。典型的金屬陶瓷的硬質(zhì)相存在著一種芯/殼（core/rim）結(jié)構(gòu)，芯部的成分是沒有完全熔解的Ti（C, N）顆粒，殼的形成是通過溶解－再析出 （dissolution-reprecipitation）機(jī)制新形成的復(fù)雜的碳氮化物固溶體，其化學(xué)式可表示為：（Ti，W，Mo，Ta…）（C, N）。有些金屬陶瓷的rim相還可以分為內(nèi)殼層（inner rim

16、）和外殼層（outer rim）兩個(gè)部分，其中inner rim是在固相燒結(jié)時(shí)形成的，富含Mo, W等重元素，而outer rim是在液相燒結(jié)時(shí)形成的，其Mo，W等重元素含量介于core和inner rim之間[18-20]。圖1.1為典型的金屬陶瓷顯微組織示意圖[21]。Ti（C，N）基金屬陶瓷[22]中加入WC、TaC、NbC、HfC、VC、AlN等添加劑，或以Co部分或全部代替Ni，不會從根本上改變Ti（C，N）基金屬陶瓷的這種微觀組織結(jié)構(gòu)。 圖1.1 典型的金屬陶瓷顯微組織示意圖 1.3.3 Ti(C,N)基金屬陶瓷的性能 Ti（C，N）基金屬陶瓷的性能特

17、點(diǎn)如下： (a) 硬度很高　一般可達(dá)HRA91～93.5，有些可達(dá)HRA94～95，即達(dá)到非金屬陶瓷刀具硬度水平。 (b) 有很高的耐磨性和理想的抗月牙洼磨損能力，在高速切削鋼料時(shí)磨損率極低，其耐磨性可比WC基硬質(zhì)合金高3～4倍。 (c) 有較高的抗氧化能力　一般硬質(zhì)合金月牙洼磨損開始產(chǎn)生溫度為850～900℃，而Ti（C，N）基金屬陶瓷為1100～1200℃，高出200～300℃。TiC氧化形成的TiO2有潤滑作用，所以氧化程度較WC基合金低約10%。 (d) 有較高的耐熱性　Ti（C，N）基金屬陶瓷的高溫硬度、高溫強(qiáng)度與高溫耐磨性都比較好，在1100～1300℃高溫下尚能進(jìn)行切削。

18、一般切削速度可比WC基硬質(zhì)合金高2～3倍，可達(dá)300～400m/min，即使加工某些高硬度材料和難加工材料，切削速度也可達(dá)200m/min。 (e) 化學(xué)穩(wěn)定好　Ti（C，N）基金屬陶瓷刀具切削時(shí)，在刀具與切屑、工件接觸面上會形成Mo2O3，鎳鉬酸鹽和氧化鈦薄膜，它們都可以作為干潤滑劑以減少摩擦。Ti（C，N）基合金與鋼不易產(chǎn)生粘結(jié)，在700～900℃時(shí)也未發(fā)現(xiàn)粘結(jié)情況，即不易產(chǎn)生積屑瘤，加工表面粗糙度值較低[21]。 1.3.4 成分對Ti(C,N)基金屬陶瓷組織和性能的影響 碳量對材料的組織性能有著較大影響。C的加入量一方面要確保Mo2C和脫氧所需碳量，使燒結(jié)后的組織處于粘結(jié)相和硬

19、質(zhì)相兩相區(qū)內(nèi)；另一方面要使材料中碳化物有合適的碳含量，以獲得較高的韌性。C含量過少組織中會出現(xiàn)η相對性能有害，但C含量過多組織中又會出現(xiàn)游離態(tài)的石墨，同樣降低材料的性能。同時(shí)C含量的多少還可以控制W和Ti在粘結(jié)相中溶解量的大小[24-26]。 Ti（C，N）基金屬陶瓷中加入N的主要作用，是N阻礙了Mo向Ti（C，N）的擴(kuò)散和Ti通過Ni的擴(kuò)散，從而就抑制了Rim相的發(fā)展，使金屬陶瓷的晶粒細(xì)化。文獻(xiàn)[27]指出：Ti（C, N）基金屬陶瓷中加入N可顯著影響（Ti，Mo）（C，N）包覆相的生長過程及特征，隨N含量增加，可抑制包覆相的過度生長，從而細(xì)化碳化物相晶粒；TiN和TiC都屬于面心立方點(diǎn)陣

20、的氯化鈉型晶體結(jié)構(gòu)，可以按照休莫-羅塞里（Hume-Rothery）法則形成連續(xù)固溶體。同時(shí)，TiN也可以和TiC、TaC、NbC、ZrC、HfC等多種過渡金屬的碳化物形成類似的固溶體。這為改善含氮金屬陶瓷的性質(zhì)創(chuàng)造了非常有利的條件。 在TiC-Ni-Mo金屬陶瓷中，Ni含量的影響與Co對WC-Co合金的影響相似。金屬陶瓷的抗彎強(qiáng)度隨著Ni含量的增加而升高，硬度則下降。Ni/Co是Ti(C, N)基金屬陶瓷基本的粘結(jié)劑。無Co的Ti（C，N）基材料有著較高的切削速度和加工光潔度,但脆性很大；而含Co材料卻無上述缺點(diǎn)，并且硬度、紅硬性和高溫抗氧化能力都較高。另外，Co的韌性比Ni更高，對硬質(zhì)相

21、的潤濕性更好，Mo、W等元素在Co中的溶解度也比Ni中高。因此，在現(xiàn)代的Ti（C，N）基金屬陶瓷研究和生產(chǎn)中，有著以Co部分或全部取代Ni作粘結(jié)相的趨勢[28-29]。 加入Mo或者M(jìn)o2C可以顯著改善Ni對TiC的潤濕性，Mo2C存在于硬質(zhì)相的包覆層中，從而避免了硬質(zhì)相的直接接觸和聚集長大，從而細(xì)化了晶粒[30]。同時(shí)在一定范圍內(nèi)增加Mo的含量可以提高材料的斷裂韌性[31]。加入WC可以改善金屬陶瓷的潤濕性和燒結(jié)性能[32]。TaC, NbC的加入能夠提高金屬陶瓷刀具的斷續(xù)切削性能[33]，而VC的作用是抑制晶粒的長大。但是它們的加入會使粘結(jié)相對TiC的潤濕性降低，從而導(dǎo)致材料強(qiáng)度的下降。

22、 1.4 Ti(C,N)基金屬陶瓷的發(fā)展趨勢 21世紀(jì)是高科技世紀(jì)，高科技的發(fā)展將促進(jìn)金屬陶瓷復(fù)合材料的發(fā)展。Ti(C, N)基金屬陶瓷的未來研究主要集中在以下幾個(gè)方面[34]： 研究金屬陶瓷的目的主要是制備具有良好綜合性能的材料，而這些性能是僅用金屬或者僅用陶瓷所不能得到的。WC—Co基金屬陶瓷作為研究最早的金屬陶瓷，由于具有很高的硬度(HRAS0～92)，極高的抗壓強(qiáng)度(600MPa)，已經(jīng)應(yīng)用于許多領(lǐng)域。但是由于W和Co資源的短缺，促使了無鎢金屬陶瓷的開發(fā)與研制，迄今已歷經(jīng)了三代。 (1)硬質(zhì)相應(yīng)該向多樣化發(fā)展。主要致力于新型硬質(zhì)相和復(fù)合硬質(zhì)相 ，粘結(jié)金屬或合金的種類越來越多，

23、要以豐富的金屬資源代替資源短缺的金屬。 (2)超細(xì)及納米復(fù)合的研究。近幾年，國內(nèi)許多高校都在做這方面的研究 ，在粘結(jié)相不變的情況下，決定力學(xué)性能的關(guān)鍵因素是材料中硬質(zhì)相的晶粒度。超細(xì)及納米復(fù)合Ti(C，N)基金屬陶瓷具有更高的強(qiáng)度、韌性、 耐磨性等綜合性能。 (3)近年來，環(huán)境保護(hù)和資源利用意識的加強(qiáng)，Ti(C，N)基金屬陶瓷的回收再利用問題研究不斷的擴(kuò)大和深入，實(shí)現(xiàn)資源的充分利用和經(jīng)濟(jì)效益的統(tǒng)一已經(jīng)成為不可忽略的問題。 (4)理論研究的發(fā)展。限制Ti(C，N)基金屬陶瓷發(fā)展的主要問題在于相關(guān)的理論研究滯后，許多材料本質(zhì)問題沒有得到解決。如燒結(jié)理論，界面結(jié)構(gòu)研究，潤濕性問題等。

24、 高溫、重量輕等優(yōu)點(diǎn)， 但最大的弱點(diǎn)是脆性大，所以進(jìn)一步提高其斷裂韌性和抗彎強(qiáng)度仍是目前研究的熱點(diǎn)問題。 總之，未來Ti(C, N)基金屬陶瓷的發(fā)展方向還是要不斷提高其強(qiáng)度和韌性，即研制和發(fā)展高強(qiáng)韌性、高可靠性的Ti(C, N)基金屬陶瓷復(fù)合材料。隨著對其研究和開發(fā)的不斷深入，Ti(C, N)基金屬陶瓷的性能將不斷提高、應(yīng)用前景必將越來越廣闊。 1.5 實(shí)驗(yàn)研究的目的與意義 近年來Ti(C，N)基金屬陶瓷在刀具市場占有率逐年增加，但Ti(C，N)基金屬陶瓷也存在自身的缺陷，并不能完全滿足工業(yè)生產(chǎn)的需求。因此要對Ti(C，N)基金屬陶瓷進(jìn)行改性。本文研究的是通過制備Ti(C，N)基金屬

25、陶瓷，對其試樣進(jìn)行加工處理，再通過表征手段對其各種性能進(jìn)行研究，以便對其配方進(jìn)行調(diào)整，從而使金屬陶瓷的性能更優(yōu)。 本文通過制備多組配方的試樣，通過各種表征方法來分析在何種配方下，且不改變金屬陶瓷的硬度和抗熱震能力的基礎(chǔ)上，盡量提高其硬度和其他力學(xué)性能。利用對Ti(C,N)基金屬陶瓷材料物理性能與力學(xué)性能的研究，探討這種Ti(C,N)基金屬陶瓷材料Mo成分的最佳配比。本次試驗(yàn)的結(jié)果對實(shí)際生產(chǎn)具有很強(qiáng)的指導(dǎo)意義，對節(jié)約資源、成本都有很好的貢獻(xiàn)。這對促進(jìn)Ti(C, N)基屬陶瓷材料廣泛應(yīng)用于切削加工領(lǐng)域具有理論和實(shí)驗(yàn)指導(dǎo)意義。 第二章 實(shí)驗(yàn)方案設(shè)計(jì)及試樣制備

26、 2.1 實(shí)驗(yàn)研究內(nèi)容 采用常規(guī)粉末冶金方法添加Mo制備Ti(C,N)基金屬陶瓷材料；研究Mo含量對Ti(C,N)基金屬陶瓷微觀結(jié)構(gòu)和力學(xué)性能等的影響。實(shí)驗(yàn)的研究內(nèi)容有： (1) 粉體的制備 (2) 造粒 (3) 成型 (4) 預(yù)燒 (5) 燒結(jié) (6) 測試 a. 測量試樣的密度 b. XRD測試 c. 觀察樣品的放大組織 d. 硬度及韌性測試 e. 抗震性能的測試 2.2 實(shí)驗(yàn)方案與成分設(shè)計(jì) 2.2.1 實(shí)驗(yàn)方案 本實(shí)驗(yàn)以原始粉體作為原料,采用傳統(tǒng)的粉末冶金方法制備Ti(C, N)基金屬陶瓷，研究不同鉬含量對Ti(C, N)金屬陶瓷的顯微組織結(jié)構(gòu)和力學(xué)性能的影

27、響。 擬采用的方案為：根據(jù)設(shè)計(jì)成分配方，用傳統(tǒng)的粉末冶金方法按照優(yōu)選的工藝來制備一系列的金屬陶瓷試樣。對燒結(jié)試樣的表面進(jìn)行必要的處理，采用X-射線衍射(XRD)、金相顯微鏡、維氏硬度儀等表征方法研究了Mo含量對Ti(C, N )基金屬陶瓷組織結(jié)構(gòu)和力學(xué)性能的影響。 2.2.2 成分設(shè)計(jì) 在本實(shí)驗(yàn)中確定的金屬陶瓷的基本成分配方為：TiC、TiN、Ni以及添加的C、Mo、WC。本實(shí)驗(yàn)主要目的是研究不同鉬含量對Ti(C, N)金屬陶瓷組織和性能的影響，設(shè)計(jì)了四組成分，其中、TiN、WC、C、Ni成分保持不變，Mo成分變化范圍在5wt%到15wt%，Mo和TiC添加量相互補(bǔ)充。成分配比如表2.

28、1所示。 表2.1 不同鉬含量的Ti(C, N)金屬陶瓷材料的化學(xué)成分(wt%) 試樣編號 TiC TiN WC Mo Ni C 1 45.0 14 15 5 20 1.0 2 40.0 14 15 10 20 1.0 3 35.0 14 15 15 20 1.0 2.3 Ti(C,N)基金屬陶瓷的制備[35] 本實(shí)驗(yàn)以TiC，TiN， Ni-Ti，WC，Mo為基本原料，加入添加劑C粉，采用傳統(tǒng)的粉末冶金方法來制備金屬陶瓷試樣。Ti(C,N)基金屬陶瓷的制取工藝基本與WC硬質(zhì)合金制備相同，包括混合料的

29、制備、成型、燒結(jié)等。制備的過程中，每一步工藝步驟都會對Ti(C,N)基金屬陶瓷的組織、性能產(chǎn)生影響，其主要工藝過程如圖2.1所示。 原始粉末稱量，混粉 175 r/min 球磨24小時(shí) 在烘箱內(nèi)80 ℃烘干12小時(shí) 模壓成型，壓制壓力約170MPa 烘干試樣 1440℃真空燒結(jié) 加入成型劑造粒2小時(shí) 800℃脫膠，預(yù)燒 圖2.1 金屬陶瓷制備工藝流程圖 根據(jù)表2.1成分設(shè)計(jì)將原始粉末WC、TiC、納米TiN、Mo和Co按材料的成分配方稱好后倒入尼龍球磨罐中，裝入直徑約為10mm硬質(zhì)合金球（

30、YG8），按固液質(zhì)量比為2：1加入無水乙醇，密封后置于QM-ISP04行星球磨機(jī)上以450r/min轉(zhuǎn)速濕磨24h。球磨后將粉料烘干，每100g粉料加入7ml濃度為8%的汽油橡膠溶液造粒5h,將造粒后的粉料放入模具中，采用180MPa壓力在萬能液壓機(jī)上模壓成形，然后放入80℃電烘箱中烘干1小時(shí)。坯塊烘干后放入真空爐中按一定的工藝脫膠后經(jīng)1430℃真空燒結(jié)1h，即得到燒結(jié)體材料。 2.3.1 脫膠工藝[35] 在硬質(zhì)合金中，由于作為基體成分的WC具有高硬度、高彈性模量、高抗彎強(qiáng)度的特性，其粉末在壓制過程中難以產(chǎn)生塑性變形，因而模壓成型前必須添加足夠數(shù)量的成形劑，本系列試驗(yàn)根據(jù)現(xiàn)有實(shí)驗(yàn)條件及制

31、品性能的要求，選用汽油橡膠溶液作成形劑，其濃度為8wt%，加入量為每100g粉料加入7ml。 經(jīng)研究發(fā)現(xiàn)，在真空爐脫膠時(shí)，采用如圖2.2所示的脫膠工藝，可將汽油橡膠溶液完全揮發(fā)排除掉。 圖2.2 脫膠工藝曲線 2.3.2 真空燒結(jié)工藝[35] 燒結(jié)是硬質(zhì)合金生產(chǎn)過程的最后一道工序，即將粉末加熱到一定的溫度，并保持一定時(shí)間，然后冷卻從而得到所需性能的材料。本系列試驗(yàn)，根據(jù)現(xiàn)有實(shí)驗(yàn)條件，采用真空燒結(jié)工藝，經(jīng)研究發(fā)現(xiàn)，根據(jù)如圖2.4所示燒結(jié)工藝進(jìn)行真空燒結(jié)，可獲得致密度很高的燒結(jié)體。 圖2.3燒結(jié)工藝曲線，在850℃以下，傳熱以對流為主，而在真空爐中幾乎沒有空氣對流，因此在600、

32、800℃設(shè)立恒溫臺階有利于材料均溫?zé)嵬?，減小材料的熱應(yīng)力。此外，隨著加熱溫度升高，爐內(nèi)真空度下降很快，設(shè)立臺階有利于恢復(fù)真空度，充分滿足燒結(jié)需求，故在600、800℃設(shè)立恒溫臺階。800℃以上時(shí)，試樣的C與O發(fā)生反應(yīng)，生成CO等氣體，使?fàn)t內(nèi)真空度下降，在1000℃保溫，除對材料有保溫作用外，也有利于組織中氣體的揮發(fā)，提高爐內(nèi)的真空度。1220℃左右保溫，其主要目的是在組織中出現(xiàn)液相前，讓氣體盡可能多地?fù)]發(fā)、排除，有利于后續(xù)燒結(jié)時(shí)材料致密度的提高。在1430℃下進(jìn)行燒結(jié)，Ni變成液相，而液相引起的物質(zhì)遷移比固相擴(kuò)散快，最終液相Co將填滿燒結(jié)體內(nèi)的孔隙，因此可獲得密度高、性能好的燒結(jié)產(chǎn)品。

33、圖2.3 真空燒結(jié)曲線 2.3.3 材料后處理 真空燒結(jié)后的試樣因各個(gè)方向收縮不均而有所翹曲，而且表面粗糙不平，必須要研磨到規(guī)定的尺寸和表面粗糙度才能進(jìn)行各項(xiàng)力學(xué)性能的測試。 試樣的研磨可分為粗磨、細(xì)磨和拋光三步。粗磨在砂輪上進(jìn)行，磨至表面無明顯凹凸感為止然后用粒度分別為60目、80目、100目、120目、150目剛玉砂布及0、1、2、3金相砂紙逐級進(jìn)行細(xì)磨 ；最后用3.5金剛石研磨膏在研磨機(jī)上進(jìn)行拋光，基本上達(dá)到鏡面反射為止。 2.4 試樣性能測定 2.4.1 測量試樣的密度； 通過以下公式可以計(jì)算出所設(shè)計(jì)的Ti(C,N)基金屬陶瓷材料各試樣的理論密度：

34、 式(2.1) 式中： —試樣的理論密度(g/cm3)； ma%, mb%—試樣中a，b組元的質(zhì)量百分?jǐn)?shù)； ，—試樣中a，b組元的理論密度(g/cm3)。 表2.2 原料粉末中組元的理論密度 組元 Ni Mo TiC TiN WC C d (g/cm3) 8.9 10.2 4.9 5.4 15.8 3.5 金屬陶瓷試樣燒成后，首先用電子天平稱出燒結(jié)體的重量M。根據(jù)排水法用量筒測量燒結(jié)體的體積V。利用公式2.2可求出金屬陶瓷 Mo含量一定的范圍內(nèi)(5～15%）的實(shí)際密度：

35、 ρ=M/V 式（2.2） 式中： ρ─燒結(jié)體的實(shí)際密度（g/cm3）； M─燒結(jié)體的質(zhì)量（g）； V─燒結(jié)體的體積（cm3）。 2.4.2 XRD物相分析 本實(shí)驗(yàn)所用的儀器為國產(chǎn)轉(zhuǎn)靶衍射儀，其測試條件：工作電壓30KV；工作電流為20mA；掃描范圍為30~100o；掃描速度為3.6o/min；Cu靶輻射。把所得XRD圖譜與標(biāo)準(zhǔn)圖譜(PDF卡)對照，確定物相的組成。 將三組試樣都進(jìn)行XRD的測量，比對每組樣品的XRD圖譜，還要通過PDF比對卡，判斷物相

36、的組成。 2.4.3觀察樣品的放大組織 試樣磨制成鏡面后，將磨好試樣的那一面在光學(xué)金相顯微鏡下，放大400倍，觀察合金的孔隙分布，并查看燒結(jié)后的合金中是否有污垢、石墨夾雜以及分層、裂紋等缺陷及缺陷的情況。 將拋光后的樣品置于金相顯微鏡下，觀察其表面形貌。采集其形貌照片，對異常的現(xiàn)象進(jìn)行分析。 2.4.4 硬度與韌性測試； 硬度是材料的重要力學(xué)性能之一，它表征材料抵抗局部壓力而產(chǎn)生變形的能力。硬度不是一個(gè)單純的物理量，它是彈性、塑性、強(qiáng)度、韌性等一系列不同物理量的綜合性能指標(biāo)。硬度值的大小不僅取決于材料的成分和組織結(jié)構(gòu)，而且還取決于測量的條件和方法。本文采取維氏硬度計(jì)進(jìn)行試驗(yàn)。 本實(shí)

37、驗(yàn)采用型號為HV-10型維氏硬度儀，測試條件為10kgf載荷，保壓時(shí)間為15s。卸除載荷后，用維氏硬度儀上附帶的光學(xué)顯微鏡準(zhǔn)確測量四方錐壓痕兩對角線的長度a1和a2以及壓痕四個(gè)頂角出的裂紋長度l1、l2、l3、l4，如圖2.4所示，取對角線長度的平均值2a=(2a1+2a2)/2，然后帶入公式(2.3)的維氏硬度計(jì)算公式和式(2.4)的Shetty[37]的韌性計(jì)算公式分別得出HV和KIC： 式(2.3) 式中：P－施加載荷值(N)； 2a－壓痕對角線長度的平均值(m)。

38、 KIC=0.0319P/(al1/2) 式（2.4） 式中:P—壓痕實(shí)際荷載(N)； a—壓痕對角線半長(mm)； l—壓痕裂紋長度(mm)。 圖2.4 壓痕示意圖 2.4.5 抗熱震性能測試； 陶瓷材料的抗熱震性能的常用測試方法為壓痕一急冷法。用維氏硬度計(jì)測量材料的硬度HV，并用壓痕法計(jì)算材料的斷裂韌性。 試樣尺寸是20mmx20mmx5mm，經(jīng)磨樣、拋光成鏡面后，用維氏硬度計(jì)在其表面打四個(gè)壓痕

39、，載荷為10kg，產(chǎn)生16條裂紋。用5-12型箱氏電阻爐對試樣進(jìn)行加熱，加熱溫度分別為300℃、400℃、800℃，加熱時(shí)間為10min，以水作為冷卻介質(zhì)，待試樣冷卻后，在拋光機(jī)上將試樣表面污跡除去，在HV-10型維氏硬度儀上(400倍)測量試樣裂紋長度，在CMM一33(400倍)型金相顯微鏡下觀察試樣缺口附近的表面形貌及裂紋擴(kuò)展情況，對試樣進(jìn)行如上循環(huán)操作。每個(gè)試驗(yàn)點(diǎn)采用4個(gè)試樣，共8個(gè)壓痕32條裂紋，然后取平均值。 材料的抗熱震性是熱學(xué)性質(zhì)、力學(xué)性質(zhì)的綜合表現(xiàn)。由于本試驗(yàn)是通過觀察裂紋擴(kuò)展情況來測試材料的抗熱震性能，因此，可以利用抗熱震斷裂性與抗熱震損傷性的統(tǒng)一理論─熱震裂紋的穩(wěn)定性參數(shù)

40、 Rst [38]:來表征其抗熱震性能: Rst= (γ?/Eα2)1/2 式（2.5） 式中：γ?─新生裂紋的斷裂表面能，可通過公式KIC=（2γ?E）1/2 來計(jì)算。 表2.3 金屬陶瓷原料的物理性能 原料 E/GPa α/10-6K-1 υ ρ/（g/cm3） TiC 379 7.74 0.19 4.9 TiN 350 9.35 0.22 5.4 WC 731 3.84 0.2

41、2 15.8 Mo 336 6.20 0.32 10.2 Ni 197 13.2 0.29 8.9 C 690 2.1 0.2 3.5 根據(jù)復(fù)合材料的各物理性能的計(jì)算公式可以計(jì)算出四組金屬陶瓷復(fù)合材料的物理性能[40.41]: 式（2.6） 式（2.7） 式（2.8） 式中:φ ─ 是原料的體

42、積分?jǐn)?shù)； ω─質(zhì)量分?jǐn)?shù)； ρ─密度； K= E/3(1-2υ)為體積模量。 利用公式(2.6)～公式(2.8) ,計(jì)算出材料的各物理性能參數(shù),結(jié)合金屬陶瓷試樣的斷裂韌性翻,計(jì)算出四組試樣的熱震裂紋的穩(wěn)定性參數(shù)Rst。 2.5 實(shí)驗(yàn)主要儀器 本文中所用試驗(yàn)設(shè)備名稱、型號、生產(chǎn)廠家如下表所示： 表2.3 試驗(yàn)設(shè)備名稱、型號、生產(chǎn)廠家 設(shè)備名稱 型號 生產(chǎn)商 X射線衍射分析儀 Y-2000 遼寧丹東儀器有限公司 金相顯微鏡 CMM-33 北京杰偉世視音頻設(shè)備有限公司 電子天平 BS224S 賽多利斯科學(xué)儀器有限公司 箱式電阻

43、箱 5-12 杭州藍(lán)天化驗(yàn)儀器廠 拋光機(jī) AG-25TA 上海金相機(jī)械設(shè)備有限公司 維氏硬度儀 HV-10 上海高峰工具有限公司 真空燒結(jié)爐 HZSL-25 北京市華翔電爐技術(shù)公司 電熱干燥箱 202-2 上海市實(shí)驗(yàn)儀器總廠 行星式球磨機(jī) QM-ISP04 南京北京市華翔電爐技術(shù)公司大學(xué)儀器廠 第三章 實(shí)驗(yàn)結(jié)果與分析 3.1 基本性能測試 3.1.1 密度的測試 首先用電子天平稱出燒結(jié)體的重量G，根據(jù)排水法用量筒測量試樣的體積V，可求出試樣的實(shí)際密度以及相對密度如表3.1： 表3.1 不同Mo 含量的Ti(C, N)基金屬陶瓷的實(shí)際

44、密度以及相對密度 試樣編號 質(zhì)量(g) 體積 (ml) 實(shí)際密度(g/cm3) 理論密度(g/cm3) 相對密度(100%) 1 15.1105 2.7 5.79 5.98 96.8 2 14.9786 2.5 6.07 6.18 98.2 3 14.3149 2.3 6.22 6.39 97.4 根據(jù)表3.1Mo 含量與Ti(C, N)基金屬陶瓷相對密度的關(guān)系可以做出圖3.1，從而更加直觀的反映出Mo的添加對Ti(C, N)基金屬陶瓷的相對密度的影響。 圖 3.1 不同Mo 含量的Ti(C, N)基金屬陶瓷的相對密度

45、 從圖3.1與表3.1，可以看出，在 Mo含量一定的范圍內(nèi)(5~10%)，材料的相對密度隨 Mo 含量的增加而提高。在 Mo含量一定的范圍內(nèi)(10~15%)，材料的相對密度隨 Mo 含量的增加而下降，在 Mo的含量10%時(shí)，金屬陶瓷的相對密度達(dá)到最大值。 （A) (B) （C） （C) 圖3.2不同Mo含量的金屬陶瓷的金相顯微鏡照片 (A) 5%Mo, (B) 10

46、%Mo, (C)15%Mo 不同Mo含量試樣的表面孔隙照片分別如圖 3.2(A,B,C)所示， 由圖3.2可以看到，在 Mo含量一定的范圍內(nèi)(5~10%)，在Mo含量的增加，金屬陶瓷的組織有變細(xì)的趨勢，而且組織變得更均勻，相對密度增大;而當(dāng)Mo添加量太多，達(dá)到Mo含量15%的金屬陶瓷時(shí)，Mo添加量的增加會使出現(xiàn)液相的溫度區(qū)間變大。當(dāng)液相出現(xiàn)前的保溫時(shí)間不夠時(shí)，就會有氣孔被液相封閉而在以后的燒結(jié)過程中難以排除使金屬陶瓷3的密度較低[43],與圖3.1與表3.1所得到的結(jié)論相一致。 3.2 金屬陶瓷的物相分析 圖3.3為所得三種金屬陶瓷的XRD衍射圖。 X射線衍射分析表明，盡

47、管三種金屬陶瓷的原始成分中Mo的含量不同，但其衍射圖譜中都只含有TiC 和Ni的衍射峰，未發(fā)現(xiàn)單獨(dú)的WC和Mo2C衍射峰，這說明 Mo和WC已完全溶解，以 (Ti, W, Mo)C 或 (Ti, W, Mo)(C, N) 固溶體的形式析出。文獻(xiàn)[42] 的作者研究發(fā)現(xiàn)Mo與添加的C在大約1000℃時(shí)反應(yīng)生成Mo2C，生成的Mo2C又在約1200℃時(shí)完全溶解。同樣的，WC也在約1300℃時(shí)從XRD衍射圖上完全消失了。陶瓷相Ti(C, N)的三強(qiáng)衍射峰PDF卡片對應(yīng)的很好[35]。 圖3.3 不同Mo 含量的Ti(C, N)基金屬陶瓷的X 射線衍射圖 (A)

48、5% Mo, (B) 10% Mo, (C) 15% Mo, 3.3 金屬陶瓷的力學(xué)性能研究 3.3.1 硬度和韌性的測定 (1)根據(jù)維氏硬度計(jì)算公式(3.1)如得出HV (3.1) 式中:Hv─維氏硬度(MPa)； P─為施加載荷值(N)； 2a─為壓痕對角線長度的平均值(mm)。 表 3.2 不同Mo 含量的Ti(C, N)基金屬陶瓷的維氏硬度 試樣編號 對角線平均值2a(mm) HV(GPa) 1 0.135 9.97 2 0.113 14.23 3

49、0.126 11.95 根據(jù)表3.2 Mo含量與Ti(C, N)基金屬陶瓷維氏硬度的關(guān)系可以做出圖3.4，從而更加直觀的反映出Mo的添加對Ti(C, N)基金屬陶瓷維氏硬度的影響。 圖3.4 不同Mo 含量的Ti(C, N)基金屬陶瓷的HV 圖3.4為Ti(C, N)基金屬陶瓷的維氏硬度隨Mo含量的變化?？梢?，隨著Mo含量的增加，金屬陶瓷的硬度先增后降，當(dāng)Mo含量10%時(shí)金屬陶瓷的硬度最大。這是因?yàn)閇35]Mo含量增加時(shí)，碳化物相的硬度增加，即Mo使碳化物產(chǎn)生固溶強(qiáng)化作用；同時(shí)由于Mo的加入使硬質(zhì)相顆粒變細(xì)且更加均勻也會使金屬陶瓷的硬度增加，這是因?yàn)镸o含量增加時(shí)，

50、碳化物相的硬度增加，即Mo使碳化物產(chǎn)生固溶強(qiáng)化作用；同時(shí)由于Mo的加入使硬質(zhì)相顆粒變細(xì)且更加均勻也會使金屬陶瓷的硬度增加；而當(dāng)Mo添加量太多，達(dá)到Mo含量15%的金屬陶瓷時(shí)，Mo添加量的增加會使出現(xiàn)液相的溫度區(qū)間變大。當(dāng)液相出現(xiàn)前的保溫時(shí)間不夠時(shí)，就會有氣孔被液相封閉而在以后的燒結(jié)過程中難以排除使金屬陶瓷3的密度較低,見表3.1、圖3.1和圖3.2為金屬陶瓷3的金相顯微鏡照片，可以看出，其內(nèi)存在部分氣孔，導(dǎo)致其密度較低。綜合這三方面的因素，金屬陶瓷的硬度與Mo含量的關(guān)系出現(xiàn)了圖3.4所示的規(guī)律。 （2）根據(jù)Shetty[37]的韌性計(jì)算公式(3.2) 得出KIC

51、 KIC=0.0319P/(al1/2) 式（3.2） 式中：P—壓痕實(shí)際荷載(N)； a—壓痕對角線半長(mm)； l—壓痕裂紋長度(mm)。 表3.3 不同Mo 含量的Ti(C, N)基金屬陶瓷的KIC 試樣編號 對角線長度 2a(mm) 壓痕裂紋總長l (mm) KIC (MPa.m1/2) 1 0.135 0.0196 11.8 2 0.113 0.0243 11.0 3 0.1

52、26 0.0203 10.8 根據(jù)表3.3 Mo含量與Ti(C, N)基金屬陶瓷斷裂韌性的關(guān)系可以做出圖3.1，從而更加直觀的反映出Mo的添加對Ti(C, N)基金屬陶瓷斷裂韌性的影響。 圖3.5 添加Mo對材料斷裂韌性的影響 隨著Mo含量的增加，Ti(C, N)基金屬陶瓷斷裂韌性降低。這是由于：在金屬陶瓷材料中，斷裂韌性與晶粒大小有關(guān)，斷裂源沿著晶界運(yùn)動，當(dāng)遇到粗大晶粒時(shí)，路徑變得曲折，從而消耗更多的斷裂功，因此，斷裂韌性相對較高，反之，當(dāng)斷裂源遇到細(xì)小晶粒時(shí)，路徑相對平滑，因此，斷裂韌性相對較低。此外，過多的Mo 會使包覆相過厚，而包覆相為脆性相，這些因素使得斷裂韌性逐

53、漸降低[44]。 3.3.2 熱震測試 本試驗(yàn)Vickers壓痕裂紋擴(kuò)展示意圖與實(shí)際試樣表面裂紋分別如圖3.6和圖3.7所示。 圖3.6 壓痕裂紋擴(kuò)展示意圖 裂紋長度擴(kuò)展率的計(jì)算式: E = C/C*100% 式(3.3) 式中, C-裂紋初始平均長度, C-熱震后裂紋擴(kuò)展的平均長度, E-裂紋長度擴(kuò)展率。 (A)

54、 （B) 圖3.7樣品1熱震的壓痕光學(xué)顯微照片*400 (A) 熱震前 (B)熱震后 圖3.8為不同溫度下裂紋長度與循環(huán)次數(shù)之間的關(guān)系。 由圖可見，裂紋長度隨熱循環(huán)溫度的升高而增長：在低溫階段(T=300°C)，各組試樣的壓痕裂紋擴(kuò)展都很緩慢，溫度越高，裂紋擴(kuò)展越快，低溫時(shí)熱循環(huán)5 次裂紋擴(kuò)展的很少，而高溫時(shí)(T=800°C)熱循環(huán)5次裂紋基本都擴(kuò)展到試樣邊界。產(chǎn)生這種現(xiàn)象的主要原因可以由下面的公式[45]來解釋: σ = EαΔT /(1?ν ) 式(

55、3.4) 式中,σ 為熱應(yīng)力； E 為彈性模量； α 為熱膨脹系數(shù)； ΔT 為熱循環(huán)溫差； ν 為泊松比。 可見，當(dāng)熱循環(huán)溫度上升時(shí)，材料內(nèi)部的熱應(yīng)力增加，裂紋也更易于擴(kuò)展。此外，由Irwin方程(式3.5)可以計(jì)算出熱應(yīng)力裂紋穩(wěn)定性參數(shù)Rst (式3.6)的值。計(jì)算結(jié)果如表3.4 所示，可以看出，三組金屬陶瓷試樣1、2、3 的熱應(yīng)力裂紋穩(wěn)定性參數(shù)逐漸降低，理論計(jì)算結(jié)果與試驗(yàn)結(jié)果也相吻合。 KIC=(2γE)1/2 式(3.5)

56、 Rst = [γf /(α2E)]1/2 式(3.6) 其中，γf 為表面能。 表3.4 金屬陶瓷抗熱震性能參數(shù)(Rst)的計(jì)算值 Parameter 1 2 3 Rst (μm1/2·°C) 3068 3048 3008 （A） （B) (C) 圖3.8 不同金屬相的金屬陶瓷裂紋長度與熱震次數(shù)的關(guān)系曲線 (A) 5%Mo, (B) 10%Mo, (C)15%Mo 從圖3.8中還可以看出，

57、裂紋長度隨熱循環(huán)次數(shù)的增加而增長，因?yàn)榱鸭y是通過孔洞的連通而形成的。隨著熱震次數(shù)的增加，材料內(nèi)部孔洞的數(shù)量及尺寸也隨之增加，孔洞的長大必然導(dǎo)致相鄰孔洞的相互連通[39]。 （A） （B） （C） 圖3.9 金屬陶瓷在不同溫度下裂紋長度與熱震次數(shù)的關(guān)系曲線 (a) T=300 °C ; (b) T=400 °C ; (c) T=800 °C 圖3.9為相同溫度下裂紋與鉬含量之間的關(guān)系。由3.9可見, 裂紋因鉬含量的不同而擴(kuò)展速度不同。當(dāng)鉬含量較低時(shí)裂紋擴(kuò)展較慢, 此時(shí)陶瓷材料的抗熱震性能較

58、好；而當(dāng)鉬含量為15% 時(shí), 壓痕裂紋擴(kuò)展較明顯。 第四章 總結(jié)與展望 4.1 總 結(jié) 本文通過制備多組配方的樣品，通過各種測試技術(shù)來分析在何種配方下，在不改變金屬陶瓷的硬度和抗熱震能力的基礎(chǔ)上，盡量提高其硬度和其他力學(xué)性能。 本文采用TiN、TiC 、C 等陶瓷粉體原材料，以Ni為粘結(jié)相，添加不同量的Mo，制備了Ti(C, N)基金屬陶瓷材料。研究了不同Mo含量的摻加對金屬陶瓷的顯微結(jié)構(gòu)和力學(xué)性能的影響。得到以下結(jié)論： （1）在Mo含量一定的范圍內(nèi)(5~15%)，Mo的添加量能顯著的影響材料的顯微形貌。隨著Mo含量的增加，金屬陶瓷的組織有變細(xì)的趨勢，而且組

59、織變得更均勻。材料的實(shí)際密度隨Mo含量的增加而提高；在Mo含量在(5~10%)范圍內(nèi)，材料的相對密度隨Mo含量的增加而提高，而在Mo含量在(5~10%)范圍內(nèi)，材料的相對密度隨Mo含量的增加而降低。在Mo含量在10%時(shí)金屬陶瓷的相對密度最高。 （2）在Mo含量一定的范圍內(nèi)(5~15%)，隨著Mo含量的增加，硬度先升高后降低，斷裂韌性降低，分別在10wt% Mo和5 wt% Mo摻加時(shí)獲得最大的硬度和斷裂韌性。 (3) 壓痕-急冷法測試結(jié)果表明，隨著熱震溫度的升高和熱循環(huán)次數(shù)的增加, 金屬陶瓷中的裂紋增長; 鉬含量較低的Ti(C,N)金屬陶瓷抗熱震性能較好,當(dāng)鉬含量為15%時(shí),壓痕裂紋擴(kuò)展

60、較明顯。 4.2 展望 本文通過研究Mo含量對Ti(C, N)基金屬陶瓷的組織和性能的影響，可以為生產(chǎn)Ti(C, N)基金屬陶瓷刀具提供成分設(shè)計(jì)依據(jù)。這對促進(jìn)Ti(C, N)基屬陶瓷材料廣泛應(yīng)用于刀具領(lǐng)域具有理論和實(shí)驗(yàn)指導(dǎo)意義。但是由于時(shí)間和多方面條件的限制，課題中尚存不完善之處，因此作者認(rèn)為在將來的研究工作中以下的幾個(gè)方面是需要進(jìn)行進(jìn)一步分析研究： (1) 本文只是依據(jù)單因素法研究了Mo的含量的變化對Ti(C, N)基金屬陶瓷的組織和性能的影響，還應(yīng)該綜合考慮其他的因素（燒結(jié)溫度、燒結(jié)時(shí)間、預(yù)燒工藝、硬度測試方法、燒結(jié)工藝、密度測試方法等）對Ti(C,N)基金屬陶瓷的組織和性能的影響

61、。 (2)Ti(C, N)基金屬陶瓷試樣面不夠光滑會影響對Ti(C,N)基金屬陶瓷的組織的觀察和性能的測試。由于這次畢業(yè)設(shè)計(jì)的時(shí)間比較緊，在觀察Ti(C, N)基金屬陶瓷的組織和測試性能之前，并沒有將試樣磨的很光滑，而使得在觀察試樣顯微組織時(shí)不能完全將試樣的顯微組織看的很清晰；而在測試性能時(shí)也遇見了好多困難，使得最終的結(jié)果不是太精確。因此，在以后的研究中，一定要在磨試樣的工作上下功夫，這樣才能得到最精確的結(jié)果。 (3)未來Ti(C, N)基金屬陶瓷的發(fā)展方向還是要不斷提高其強(qiáng)度和韌性，即研制和發(fā)展高強(qiáng)韌性、高可靠性的Ti(C,N)基金屬陶瓷復(fù)合材料。 (4)SEM能夠更加清晰觀察Ti(

62、C,N)基金屬陶瓷的顯微結(jié)構(gòu)，因此在以后的研究中可以使用SEM來觀察試樣的表面形貌。 致 謝 經(jīng)過漫長的十余年的學(xué)生生涯，今天，終于完成了我的本科畢業(yè)論文?；厥讓W(xué)習(xí)生涯，感慨萬千。我是幸運(yùn)的，我不但擁有一直默默地支持我學(xué)習(xí)的勤勞的父母和姐姐弟弟，一路還遇到了很多良師益友，因?yàn)樗麄?，我才能走到今天。在本科論文付梓之時(shí)，借此薄薄的致謝來表達(dá)我對他們的無比尊重和深厚感激之情。 首先要感謝是導(dǎo)師李萍。本論文是在李老師的精心指導(dǎo)下完成的，其中浸透著李老師的心血和期盼。畢業(yè)設(shè)計(jì)的整個(gè)過

63、程中，本人得到了李老師的精心指導(dǎo)和耐心講解，李老師的嚴(yán)謹(jǐn)治學(xué)、求真務(wù)實(shí)、認(rèn)真負(fù)責(zé)、思維敏捷以及李老師大膽創(chuàng)新的教學(xué)態(tài)度使本人受益非淺。感謝李老師在半年時(shí)光中在學(xué)習(xí)中給予本人的關(guān)懷和幫助，值此論文即將完成之時(shí)，再次向李老師表示衷心的感謝，并致以誠摯的祝福。 然后要感謝與我一起做實(shí)驗(yàn)的陳小龍同學(xué)，謝謝他在半年時(shí)間內(nèi)給予我提供了大力幫助和支持，我在此深表謝意！還要感謝在這次畢業(yè)設(shè)計(jì)中給予我?guī)椭乃欣蠋?，如李燕老師、朱紹峰老師等。謝謝你們真切的幫助。在此，我還要感謝所有無機(jī)非金屬材料工程的老師們，謝謝你們四年之間對我的辛勤教導(dǎo)，并致以誠摯的祝福。 其實(shí)，內(nèi)心深處，尤其要感謝我最愛的父母。他們不辭

64、勞苦、披星戴月地在田間地頭的勞作，不遺余力地供我讀了 10 余年的書。感謝姐姐、弟弟對我這么多年的關(guān)心和支持。 衷心感謝所有關(guān)心支持作者的老師、同學(xué)和朋友！ 作者：李翠芳 參考文獻(xiàn) [1] 周玉. 陶瓷材料學(xué)[M]. 北京: 科學(xué)出版社, 2004 [2] M Humenik, N M Parikh. Cermets:I, fundamental concepts related to microstructure and phys

65、ical properties of cermet system [J]. J Am Ceram Soc, 1956, 39(2): 60-63. [3] N M Parikh, M J Humenik. Cermets: , Ⅱ wettability and microstructure studies in liquid phase sintering [J]. J Am Ceram Soc, 1957, 40(9): 315-320. [4] 王零森. 特種陶瓷[M]. 長沙: 中南工業(yè)大學(xué)出版社, 1996 [5] 陸慶忠, 張福潤, 余立新. Ti(C，N)基金屬陶瓷的

66、研究現(xiàn)狀及發(fā)展趨勢[J]. 武漢科技學(xué)院學(xué)報(bào). 2002, 15(5), 43-46 [6] 李榮久主編. 陶瓷-金屬復(fù)合材料[M]. 北京: 冶金工業(yè)出版社, 2004 [7] Moskowitz D., Termer L.. Ti(C, N) cermets and its application[J]. RM &HM, 1986, 3, 13 [8] Chen L. M., Walter L., Klaus D.. Advances in modern nitrogen-containing hardmetals and cermets[J]. Int. J. Refr. Hard Met., 2000, 18, 153-161 [9] 黃金昌. 碳氮化鈦基金屬陶瓷[J]. 稀有金屬與硬質(zhì)合金. 1994, 119, 43-49 [10]賀從訓(xùn)，夏志華，汪有明，等．Ti(C，N)基金屬陶瓷的研究，稀有金屬1999，(1)：4—12 [11]F．Qi，S．Kang．A study on microstructural changes in Ti(CN)一NbC—Ni c