Ti(C,N)基金屬陶瓷性能影響因素及發(fā)展趨勢(shì)*

馬調(diào)調(diào)

(長(zhǎng)慶油田第二采氣廠 陜西 榆林 718100)

前言

金屬陶瓷是一種由陶瓷硬質(zhì)相和金屬或合金粘結(jié)相組成的材料，其中，陶瓷相的體積比占15%～85%，它們埋置在金屬或合金粘結(jié)劑基體內(nèi)[1]。與金屬和陶瓷相比，金屬陶瓷具有質(zhì)量輕而機(jī)械強(qiáng)度高的突出優(yōu)點(diǎn)，普通硬質(zhì)合金的密度為12～15 g/cm3，而金屬陶瓷的密度卻只有6～7 g/cm3，甚至比鋼還輕[2]。金屬陶瓷還具有韌性好、熱導(dǎo)率高等特點(diǎn)。高的熱導(dǎo)率使服役時(shí)溫度梯度減小，從而降低熱應(yīng)力，減少熱裂紋的產(chǎn)生。所以用金屬陶瓷制作的刀具壽命長(zhǎng)，切削速度快，有希望成為性能相當(dāng)于甚至優(yōu)于WC-Co系合金的替代品。

然而，金屬陶瓷的致命弱點(diǎn)是脆性，使其應(yīng)用受到嚴(yán)重限制。20世紀(jì)50年代基于TiC-Ni基金屬陶瓷材料脆性大、強(qiáng)度低，在TiC-Ni基金屬陶瓷中添加Mo，則可在TiC顆粒周圍形成環(huán)型相，從而改善Ni與TiC的潤(rùn)濕性，使TiC顆粒變細(xì)，使合金強(qiáng)度大為提高[3]。這個(gè)重大的技術(shù)突破使得Ti(C，N)基金屬陶瓷成為目前最受重視、應(yīng)用前景最為看好的金屬陶瓷材料。

Ti(C，N)基金屬陶瓷的顯微結(jié)構(gòu)由碳氮化合物硬質(zhì)相和金屬粘結(jié)相組成，其主要特征為硬質(zhì)相顆粒邊緣形成一層包覆層，稱為環(huán)型相，包覆層由Mo、W、Ta、Nb等添加元素固溶于Ti(C，N)而形成。環(huán)型相與TiC的點(diǎn)陣結(jié)構(gòu)完全一樣，且點(diǎn)陣參數(shù)也很接近，與硬質(zhì)相芯部的位向關(guān)系完全一致。因此，位錯(cuò)可連續(xù)穿越環(huán)型相與硬質(zhì)相芯部界面[4]。環(huán)型相實(shí)際上是Mo、N等原子向TiC顆粒擴(kuò)散，在TiC表層形成包覆其表面的組織。這層包覆層極大地改善了陶瓷硬質(zhì)相與金屬粘接相之間的潤(rùn)濕性并阻止硬質(zhì)相之間的聚集和長(zhǎng)大。但是，包覆層本身仍然是脆性相，因此其厚度必須適當(dāng)。據(jù)報(bào)導(dǎo)，環(huán)型相平均厚度不能超過(guò)0.5 μm，否則就會(huì)造成材料抗彎強(qiáng)度的顯著下降。

Ti(C，N)基金屬陶瓷主要是采用粉末冶金法制備塊體刀具。由于WC-Co系合金中含有Co等稀有貴重金屬，采用原料成本更低的Ti(C，N)基金屬陶瓷來(lái)替代之已成為一種趨勢(shì)[5]。近年來(lái)又開發(fā)出自蔓延高溫合成法、放電等離子燒結(jié)、激光燒結(jié)等新工藝。隨著表面工程技術(shù)的進(jìn)步，采用氣相沉積法、熱噴涂法、激光熔覆法等，可以對(duì)刀具進(jìn)行表面改性，即直接在工件表面沉積或者涂覆Ti(C，N)基金屬陶瓷或者梯度涂層，不僅具有相同的機(jī)械性能而且節(jié)省了成本。從長(zhǎng)遠(yuǎn)看，這種表面改性方法也是金屬陶瓷的一種重要研發(fā)方向。

1 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)展起來(lái)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(duì)金屬陶瓷的組織和性能會(huì)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(guò)高，可能形成Ni、Mo脆性相，影響合金強(qiáng)度。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(guò)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(rùn)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[6]。

2)添加其它碳化物(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(lái)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。

3)添加TiN的TiC-TiN(或TiCN)基合金。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)[7]。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。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(duì)Ti(C，N)基金屬陶瓷的室溫和高溫力學(xué)性能都會(huì)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(guò)Ni的擴(kuò)散，這樣就抑制了包覆層的發(fā)展，使金屬陶瓷的晶粒細(xì)化，但當(dāng)TiN的含量大于15wt%時(shí)，會(huì)有游離的TiN存在，使晶粒度有所增加[8]。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。

2 Ti(C，N)基金屬陶瓷的性能

1) 硬度高、耐磨性好。根據(jù)實(shí)際使用需要，一般硬度可達(dá)HRA85～93，具有理想的抗月牙洼磨損能力，其耐磨性比WC硬質(zhì)合金高3～4倍。

2)高強(qiáng)度。抗彎強(qiáng)度一般可達(dá)1 300～2 800 MPa，斷裂韌性可達(dá)10～16 MPa·m1/2。

3)有較高的抗氧化能力和紅硬性。由于采用Ni或Ni+Co。作為粘結(jié)劑，其抗氧化能力比WC-Co硬質(zhì)合金有極大的提高，一般可達(dá)1 100 ℃以上，使得其具有較好的高溫硬度、高溫強(qiáng)度與高溫耐磨性。同時(shí)，Ti(C，N)基金屬陶瓷的氧化產(chǎn)物為TiO2，其具有自潤(rùn)滑作用，在高速切削時(shí)可以有效減小摩擦力。

4)良好的化學(xué)穩(wěn)定性。Ti(C，N)基金屬陶瓷刀具用作加工鋼材時(shí)不易產(chǎn)生積屑瘤，加工表面質(zhì)量較高，具有良好的耐酸堿腐蝕性能。

5)導(dǎo)電且導(dǎo)熱率高，可以進(jìn)行線切割加工。由于導(dǎo)熱率高,溫度梯度較低，熱應(yīng)力小，適合高速高效加工。

6)密度低，原料資源豐富，成本低。以地殼中最豐富的元素Ti為原料，大量節(jié)省了地球上稀缺的戰(zhàn)略貴重金屬W、CO等。

3 Ti(C，N)基金屬陶瓷的微觀結(jié)構(gòu)

Ti(C，N)基金屬陶瓷在燒結(jié)時(shí)，隨溫度的升高，WC、Mo2C、TiC等相互間發(fā)生擴(kuò)散，當(dāng)液相出現(xiàn)后，熔解和析出現(xiàn)象繼續(xù)進(jìn)行[9]。對(duì)于較大的硬質(zhì)相顆粒，在液相出現(xiàn)之前，大的TiC顆粒未完全溶解，于是，由于固溶在其周圍形成一層(W，Mo，Ti)C，繼續(xù)升溫，由于TiN分解而產(chǎn)生的N會(huì)替代部分C，表面層的(W，Mo，Ti)C變成(W，Mo，Ti) (C，N)，因而形成了具有黑色芯部并有明顯包覆層的結(jié)構(gòu)，黑色的芯部即為較粗的未完全溶解的TiC[10]。對(duì)于較細(xì)的TiC，情況正與之相反，在液相出現(xiàn)前，由于WC、Mo2C、TiC等相互發(fā)生擴(kuò)散，較小的硬質(zhì)顆粒都已完全溶解，形成固溶的(W，Mo，Ti)C，當(dāng)液相出現(xiàn)后，在其表面析出一層(W，Mo，Ti)C，繼續(xù)升溫，表面層變成(W，Mo，Ti)(C，N)。在固溶和液相階段分別形成的(W，Mo，Ti)C，差別較小，因而形成白色芯部，包覆層不明顯的結(jié)構(gòu)[11]。故Ti(C，N)基金屬陶瓷的顯微組織由芯部為黑色、具有明顯包覆層的陶瓷顆粒+芯部為白色、包覆層不明顯的陶瓷顆粒+粘結(jié)相組成。當(dāng)較大的硬質(zhì)相顆粒較多時(shí)，顯微組織中芯部為黑色、具有明顯包覆層的顆粒數(shù)量較多，粉末細(xì)化，可使材料的顯微組織變得均勻，并使具有白色芯部的顆粒的數(shù)量增加，最終使材料的硬度和抗彎強(qiáng)度提高。文獻(xiàn)[12]用背散射電子觀察了原始粉末為亞微粉和混合粉試樣的顯微組織，如圖1所示。

(a)主要硬質(zhì)相為亞微粉 (b) 主要硬質(zhì)相為復(fù)合粉

圖1不同粉末粒度的金屬陶瓷的顯微組織

由圖1可知，對(duì)于主要硬質(zhì)相為亞微粉的金屬陶瓷，經(jīng)過(guò)合適的真空燒結(jié)后，材料的顯微組織具有明顯的芯-殼結(jié)構(gòu)，絕大部分為“黑芯-白殼”，也存在少量小顆粒的“白芯一黑殼”。對(duì)于主要硬質(zhì)相為混合粉的金屬陶瓷，沒有明顯的Rim相小顆粒，且“白芯-黑殼”結(jié)構(gòu)小顆粒的數(shù)量大大增加，而具有“黑芯-白殼”結(jié)構(gòu)的大顆粒的數(shù)量沒有明顯的增加。

4 Ti(C，N)基金屬陶瓷力學(xué)性能的影響因素

4.1 化學(xué)成分對(duì)Ti(C，N)基金屬陶瓷力學(xué)性能的影響

4.1.1 Ni含量對(duì)Ti(C，N)基金屬陶瓷力學(xué)性能的影響

不同的化學(xué)成分和添加元素直接影響材料的性能。表2為不同粘結(jié)相含量的金屬陶瓷材料的性能。表3為不同粘結(jié)相含量在真空燒結(jié)(VS)及燒結(jié)一熱等靜壓(SH)條件下的性能。

由表2和表3可見，在其它成分相同及相同的工藝處理?xiàng)l件下，隨Ni含量降低，硬度升高，而彎曲強(qiáng)度及橫向斷裂強(qiáng)度降低。對(duì)Ti(C，N)基金屬陶瓷材料進(jìn)行耐腐蝕研究發(fā)現(xiàn)：室溫及沸點(diǎn)下，有極佳的耐堿(50% NaOH)腐蝕性能，隨Ni含量的增加，耐酸(5% HNO3)腐蝕率降低。

在Ti(C，N)基金屬陶瓷中分別添加0，3%，5%的NbC、TaC、(Nb，Ta)C，隨著添加量的增多，斷裂韌性單調(diào)下降，這主要是因?yàn)榻饘貼i對(duì)陶瓷相NbC、TaC、(Nb,Ta)C的潤(rùn)濕性差，隨著加入量的增多，基體中孔洞增加，材料密度降低，故使斷裂韌性KIc降低。

表2 不同粘結(jié)相含量的金屬陶瓷的機(jī)械性能

表3 不同Ni含量在VS和SH燒結(jié)條件下的性能

4.1.2 Mo含量對(duì)Ti(C，N)基金屬陶瓷力學(xué)性能的影響

隨著Mo含量的增加，金屬陶瓷的硬度先增大后降低，當(dāng)Mo含量10%時(shí)金屬陶瓷的硬度最大。這是因?yàn)镸o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[13]；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(huì)使金屬陶瓷的硬度增加。這是因?yàn)镸o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(huì)使金屬陶瓷的硬度增加；而當(dāng)Mo添加量過(guò)大，達(dá)到Mo含量15%的金屬陶瓷時(shí)，Mo添加量的增加會(huì)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(huì)有氣孔被液相封閉而在以后的燒結(jié)過(guò)程中難以排除使金屬陶瓷的密度。

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(dòng)，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(duì)較高，反之，當(dāng)斷裂源遇到細(xì)小晶粒時(shí)，路徑相對(duì)平滑，因此，斷裂韌性相對(duì)較低[14]。此外，過(guò)多的Mo 會(huì)使包覆相過(guò)厚，而包覆相為脆性相，這些因素使得斷裂韌性逐漸降低。

表4 不同Mo 含量的Ti(C,N)基金屬陶瓷的維氏硬度

表5 不同Mo 含量的Ti(C,N)基金屬陶瓷的KIC

4.1.3 C含量對(duì)Ti(C，N)基金屬陶瓷力學(xué)性能的影響

碳量對(duì)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)相和硬質(zhì)相兩相區(qū)內(nèi)[15]；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。

表6 不同成分金屬陶瓷的力學(xué)性能數(shù)據(jù)

C含量過(guò)少組織中會(huì)出現(xiàn)η相對(duì)性能有害；但C含量過(guò)多組織中又會(huì)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。

從表6可以看出，隨著WC添加量的增加，試樣的孔隙度呈線性下降趨勢(shì)。這是因?yàn)樵跓Y(jié)過(guò)程中隨著WC的添加及WC在燒結(jié)過(guò)程中的溶解一析出，使得硬質(zhì)相和金屬相之間的潤(rùn)濕性有所改善，提高金屬陶瓷的燒結(jié)性能，進(jìn)而提高燒結(jié)體密度，降低孔隙度，提高性能。

4.1.3.1 對(duì)強(qiáng)度和硬度的影響

圖2 金屬陶瓷抗彎強(qiáng)度隨WC添加量的變化趨勢(shì)

由表6及圖2可看出，隨著WC添加量的增加，Ti(C，N)基金屬的抗彎強(qiáng)度呈現(xiàn)先上升再下降的趨勢(shì)。在WC含量為15%時(shí)，抗彎強(qiáng)度達(dá)到最高，之后隨著WC含量的增加抗彎強(qiáng)度有所回落。首先，孔隙度的減少是抗彎強(qiáng)度增加的原因之一，并且隨著孔隙度的減少，陶瓷的彈性模量有所上升也致使抗彎強(qiáng)度上升[16]。其次抗彎強(qiáng)度的變化趨勢(shì)可由Griffith-Orowan公式解釋：

σ=(2EP/πL)1/2

式中:σ——臨界應(yīng)力;

E——彈性模量;

P——裂紋加強(qiáng)的塑性變形功;

L——裂紋長(zhǎng)度。

TiC的彈性模量為470 GPa，TiN的為590 GPa，WC的為720 GPa，(Ti，Mo，W)(C，N)的為450 GPa。一方面(Ti，Mo，W)(C，N)的出現(xiàn)提高了硬質(zhì)相和金屬粘結(jié)相的潤(rùn)濕性，使其的界面結(jié)合強(qiáng)度變高，另外由于加入WC后對(duì)組織的細(xì)化作用非常明顯，這兩者共同作用提高了金屬陶瓷的抗彎強(qiáng)度；但另一方面(Ti，Mo，W)(C，N)較低的彈性模量放緩了抗彎強(qiáng)度的增加速率[17]。當(dāng)WC含量超過(guò)15%時(shí)，這種復(fù)合固溶體顆粒的迅速長(zhǎng)大，使金屬陶瓷的抗彎強(qiáng)度較15%時(shí)有所降低。

圖3為金屬陶瓷維氏硬度隨WC添加量的變化趨勢(shì)。隨著WC含量的增加，材料的維氏硬度先增加后減小。當(dāng)WC添加量少于15%時(shí)，WC能改善金屬陶瓷的燒結(jié)性能增加潤(rùn)濕性，細(xì)化晶粒，且對(duì)降低孔隙率作用明顯。細(xì)化晶粒使得硬質(zhì)相和金屬粘結(jié)相接觸面積增大，粘結(jié)相連續(xù)性更好，平均自由程減小，從而提高了金屬陶瓷的硬度[18]。當(dāng)WC的添加量超過(guò)15%，硬質(zhì)相晶粒粗大，環(huán)形相變厚。并且在這種狀況下，WC在固溶體中的溶解度接近飽和，而WC的硬度又比TiC的硬度小，使得在WC含量超過(guò)15%時(shí)，材料的硬度急劇降低。

圖3 金屬陶瓷維氏硬度隨WC添加量的變化趨勢(shì)

4.1.3.2 對(duì)斷裂韌性的影響

斷裂韌性是強(qiáng)度和塑性的綜合體現(xiàn)。由表6可以得出，WC加入量增加，斷裂韌性增加，在15%時(shí)達(dá)到最大，并在20%時(shí)略微下降。首先由于WC的添加，金屬陶瓷的陶瓷相和粘結(jié)相之間的潤(rùn)濕性有所改善，使金屬陶瓷的斷裂韌性有所增加；另一方面由于WC的彈性模量高于TiC，彈性模量增加，斷裂韌性增加。但當(dāng)WC加入量增加，環(huán)形相增厚變脆，晶粒粗化，形狀變化易引發(fā)應(yīng)力集中，脆性斷裂，故KIC降低。

4.2 粉末粒度對(duì)Ti(C，N)基金屬陶瓷力學(xué)性能的影響

由表7可知，在相同工藝和粘結(jié)相含量不變的條件下，Ti(C，N)基金屬陶瓷的斷裂韌性隨硬質(zhì)相粒度的增大而減小。主要原因是：當(dāng)Ti(C，N)顆粒較粗時(shí)，極易發(fā)生穿晶斷裂，并且裂紋連續(xù)穿晶擴(kuò)展時(shí)不會(huì)發(fā)生明顯的偏轉(zhuǎn)，這與Ti(C，N)中存在較多的潛在滑移系有關(guān)。隨Ti(C，N)粒度的減小，沿晶斷裂的比例大大上升，導(dǎo)致裂紋在硬質(zhì)相晶界處發(fā)生偏轉(zhuǎn)以及裂紋在韌性粘結(jié)相中擴(kuò)展的幾率增大而增韌[19]。

表7 硬質(zhì)相粒度對(duì)維氏硬度和斷裂韌性的影響

金屬陶瓷配料中所用硬質(zhì)相粉末的粒度直接影響試料的液相點(diǎn)，粉末粒度越細(xì)，液相點(diǎn)越低；主要硬質(zhì)相TiC、TiN全為納米粉末時(shí)，其快速致密化過(guò)程開始得較早，但由于粉末中氧含量太高，最終無(wú)法使其達(dá)到較高的致密度。主要硬質(zhì)相TiC 、 TiN為混合粉和亞微粉的試樣最終都能完全燒結(jié)致密。粉末細(xì)化可使材料的顯微組織變得均勻，并使具有白色芯部的顆粒增加，最終使材料的硬度和抗彎強(qiáng)度得以提高。

4.3 燒結(jié)溫度對(duì)Ti(C，N)基金屬陶瓷力學(xué)性能的影響

在Ti(C，N)基金屬陶瓷中，由于不同的燒結(jié)溫度，溶解析出過(guò)程進(jìn)行的程度不同，使環(huán)形相的包覆程度和厚度不同，硬質(zhì)相顆粒大小有異，從而影響其力學(xué)性能。隨著燒結(jié)溫度的升高，Ti(C，N)基金屬陶瓷的抗彎強(qiáng)度和硬度隨之增加，顯微組織更加均勻。

不同燒結(jié)溫度對(duì)Ti(C，N)基金屬陶瓷的抗彎強(qiáng)度如圖4所示。

圖4 不同燒結(jié)溫度下Ti(C，N)基金屬陶瓷的抗彎強(qiáng)度

由圖4可知，在1 440 ℃的高溫?zé)Y(jié)條件下，材料的抗彎強(qiáng)度最高。這是因?yàn)榻M織分布均勻、環(huán)形相包覆完整且包覆厚度適中。

不同燒結(jié)溫度對(duì)Ti(C，N)基金屬陶瓷的硬度如圖5所示。

圖5 不同燒結(jié)溫度下Ti(C，N)基金屬陶瓷的硬度

由圖5可知，在1 440 ℃的高溫?zé)Y(jié)條件下，材料的硬度最高。這是由于在此溫度下燒結(jié)時(shí)，不斷熔解的小顆粒在大顆粒表面析出，導(dǎo)致硬質(zhì)相不斷聚集長(zhǎng)大，硬度增強(qiáng)。

不同燒結(jié)條件下Ti(C，N)基金屬陶瓷的顯微組織如圖6所示。

由圖6可知：當(dāng)試樣在1 420 ℃下保溫60 min時(shí)，顯微組織分布不均勻，硬質(zhì)相團(tuán)聚現(xiàn)象嚴(yán)重，且有些硬質(zhì)顆粒周圍的環(huán)形相包覆不完整。當(dāng)試樣在1 430 ℃下保溫60 min時(shí)，硬質(zhì)相小顆粒已經(jīng)有部分熔解到大顆粒中，大顆粒所占比例明顯增加，且在大硬質(zhì)顆粒周圍形成了包覆完整較薄的環(huán)形相[20]。當(dāng)試樣在1 440 ℃下保溫60 min時(shí)，硬質(zhì)相周圍的環(huán)形相包覆完整且厚度增加，顯微組織分布十分均勻，硬質(zhì)相顆粒的凸起部分熔解而逐漸球化，且在周圍形成了包覆完整的環(huán)形相。當(dāng)在1 450 ℃下試樣保溫60 min時(shí)，環(huán)形相厚度明顯增加。這是由于在1 450 ℃的高溫?zé)Y(jié)下，液相揮發(fā)加劇，尤其TiN在高溫下分解嚴(yán)重，產(chǎn)生了大量的N2，且很難完全排除干凈，從而會(huì)在材料內(nèi)部形成閉孔，導(dǎo)致環(huán)形相的厚度有所增加，這表明燒結(jié)溫度偏高。

4.4 燒結(jié)工藝對(duì)Ti(C,N)基金屬陶瓷性能的影響

4.4.1 燒結(jié)氣氛的影響

在Ti(C，N)基硬質(zhì)合金中要加進(jìn)TiN，燒結(jié)時(shí)由于爐內(nèi)氣氛不同會(huì)有吸氮和脫氮現(xiàn)象。吸氮會(huì)改變合金的組成，產(chǎn)生不均勻的結(jié)構(gòu)，嚴(yán)重影響合金性能；脫出氮?dú)鈺?huì)封閉在合金內(nèi)部，產(chǎn)生大量孔隙，會(huì)嚴(yán)重影響合金性能。Ti(C，N)基硬質(zhì)合金一般采用真空燒結(jié)。由于在真空燒結(jié)條件下，顆粒表面氧化物可在較低溫度下被爐內(nèi)碳?xì)膺€原，改善液相對(duì)硬質(zhì)相的濕潤(rùn)性，從而改變粘結(jié)相的分布均勻性，使燒結(jié)體致密，而且可減少氣相和固相之間反應(yīng)，工藝容易控制。但是，在真空燒結(jié)時(shí)，合金易于發(fā)生脫氮反應(yīng)，影響合金性能。本試驗(yàn)在減壓氮?dú)庵羞M(jìn)行燒結(jié)。鈴木壽等研究指出：對(duì)于TiC0.7N0.3和TiC0.5N0.5基合金具有最大強(qiáng)度時(shí)，氮?dú)鈮毫Ψ謩e為0.2 kPa和0.3 kPa。但是在氮?dú)庵袩Y(jié)會(huì)產(chǎn)生吸氮的問(wèn)題，需引起注意。

(a) 1 420 ℃×60 min (b) 1 430 ℃×60 min (c) 1 440 ℃×60 min (d)1 450 ℃×60 min

對(duì)4種Ti(C,N)基合金進(jìn)行真空燒結(jié)和氮?dú)夥諢Y(jié)的對(duì)比試驗(yàn)結(jié)果如表8所示。

表8 燒結(jié)氣氛對(duì)合金性能的影響

從表8看到，真空燒結(jié)的合金性能均比氮?dú)夥諢Y(jié)的好。這主要是試驗(yàn)中氮?dú)鈮毫刂萍巴ǖ獣r(shí)間控制都有困難，因而沒有達(dá)到預(yù)期的目的。

4.4.2 燒結(jié)工藝參數(shù)的影響

對(duì)56TiC-12TiN-13Mo-19Ni(B1)，42TiC-26TiN-13Mo-19Ni (B2) 和47.6TiC-10.2TiN-17.1Mo-25.1Ni(B3) 3種合金進(jìn)行真空燒結(jié)。在1 300～1 400 ℃合金均迅 速收縮，粘結(jié)相最多的B3合金在1 320 ℃就有了較大收縮，在該溫度區(qū)出現(xiàn)液相。在1450℃以后合金收縮率下降，這是由于TiN分解造成合金中的孔隙。其中TiN含量高的B2合金更明顯。因此，燒結(jié)溫度控制在1 450～1 500 ℃為好，在1 450 ℃燒結(jié)合金，保溫時(shí)間40～60 min就可以使合金致密。

5 Ti(C，N)基金屬陶瓷的發(fā)展趨勢(shì)

21世紀(jì)是高科技發(fā)展的世紀(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(lái)研究主要集中在以下幾個(gè)方面：

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(600 MPa)，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(wú)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(lái)越多，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(guó)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(lái)，環(huán)境保護(hù)和資源利用意識(shí)的加強(qiáng)，Ti(C，N)基金屬陶瓷的回收再利用問(wèn)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(wèn)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(wèn)題在于：相關(guān)的理論研究滯后，許多材料本質(zhì)問(wèn)題沒有得到解決。如燒結(jié)理論，界面結(jié)構(gòu)研究，潤(rùn)濕性問(wèn)題等。 高溫、質(zhì)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(wèn)題。

總之，未來(lái)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(duì)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(lái)越廣闊。