Ni-Mo黏結劑含量對放電等離子燒結TiC0.7N0.3基金屬陶瓷力學性能的影響

黃梓鍵，羅展鵬，張 展，張 巖，郭偉明，林華泰

(廣東工業(yè)大學機電工程學院，廣州 510006)

0 引 言

Ti(C,N)基金屬陶瓷是以Ti(C,N)化合物為主要硬質組分，另外還會添加一些難熔金屬碳化物或者氮化物，并以鎳、鉬、鈷等為黏結劑，有時也會用鈷部分取代鎳的一種復合金屬陶瓷材料[1]。Ti(C,N)基金屬陶瓷具有較高的硬度以及良好的化學穩(wěn)定性，經(jīng)常用來制作金屬切削刀具[2]。與已經(jīng)發(fā)展比較成熟的硬質合金刀具相比，Ti(C,N)基金屬陶瓷刀具在加工鋼鐵零件時，零件表面粗糙度更低，且由于其優(yōu)良的耐磨性和可靠性，特別適合近凈成形和薄壁零件加工[3]。但是，由于Ti(C,N)基金屬陶瓷的斷裂韌性較差，其應用范圍受到了一定限制。因此，提高Ti(C,N)基金屬陶瓷的斷裂韌性成為迫切需要解決的問題。

目前，提高Ti(C,N)基金屬陶瓷斷裂韌性的方法主要包括改善燒結工藝，優(yōu)化成分[4]，添加氧化物顆粒、碳納米管、納米晶須等[5-6]，其中對金屬相成分進行優(yōu)化是最有效且成本較低的增韌方法。在傳統(tǒng)的真空或氣氛燒結中，由于燒結時間長，容易導致晶粒粗大，不利于提高Ti(C,N)基金屬陶瓷的力學性能。近年來，放電等離子燒結技術因具有升溫速率快、燒結時間短的特點，而在金屬陶瓷燒結中得到應用[7]，該技術可以大幅縮短燒結時間，抑制晶粒長大，從而改善材料的力學性能[8]。在Ti(C,N)基金屬陶瓷中加入鈷或鎳等黏結劑可以降低鈦在黏結劑中的固溶度，穩(wěn)定Ti(C,N)相，提高金屬陶瓷的強韌性[9-10]。研究[11]發(fā)現(xiàn)，鈷和鎳作為混合黏結劑時會細化Ti(C,N)基金屬陶瓷的晶粒尺寸，進一步提高其韌性。添加碳也可以起到細化晶粒，提高韌性的作用[12]。引入第二相碳化物(如WC、TaC、NbC)等可以強化晶界，提高Ti(C,N)基金屬陶瓷的韌性[13-14]。分析認為，在存在黏結劑的前提下添加第二相碳化物可以改善黏結劑對Ti(C,N)基金屬陶瓷的潤濕性，強化晶界，從而進一步提高金屬陶瓷的韌性。目前，有關提高Ti(C,N)基金屬陶瓷力學性能的研究主要集中在改變第二相的種類及含量方面，但是少見有關采用放電等離子燒結技術并引入適量的Ni-Mo黏結劑來提高Ti(C,N)基金屬陶瓷力學性能方面的報道。因此，作者以Ni-Mo作為黏結劑，并添加少量的WC和碳作為第二相，研究了黏結劑含量對放電等離子燒結TiC0.7N0.3基金屬陶瓷微觀結構與力學性能的影響，以期為高性能Ti(C,N)基金屬陶瓷的制備提供參考。

1 試樣制備與試驗方法

試驗原料包括TiC0.7N0.3粉(純度99%，平均粒徑1 μm)、WC粉(純度99.9%，平均粒徑0.3 μm)、碳粉(純度99.8%，平均粒徑20 nm)、鎳粉(純度99.99%，平均粒徑1 μm)和鉬粉(純度99.99%，平均粒徑4 μm)。按照表1中的組成稱取原料，3組試樣中Ni-Mo黏結劑的質量分數(shù)分別為0.2%,10%,將稱好的粉體裝入球磨罐中，以乙醇為球磨溶劑，以硬質合金球為磨球進行球磨混合，粉料與磨球質量比為1…5，粉料與乙醇質量比為1…3，球磨轉速為300 r·min-1，球磨時間為24 h。球磨完成后將粉體在80 ℃下干燥12 h，再用孔徑為0.15 mm的篩網(wǎng)進行過篩，得到混合粉體。將粉體放入石墨模具中，再放入FCT H-HP 10-FL型放電等離子燒結爐中，以150 ℃·min-1的速率升溫到1 300 ℃進行燒結，燒結壓力為30 MPa，保溫時間5 min，燒結氣氛為N2。

表1 Ti(C,N)基金屬陶瓷的原料組成

采用阿基米德法測定金屬陶瓷的實際密度，通過混合法則計算理論密度，實際密度與理論密度的比值為相對密度。采用D8 ADVANCE 型X射線衍射儀(XRD)對金屬陶瓷進行物相分析，采用銅靶，Kα射線，鎳片濾液，陶瓷X射線管功率為3 kW，分析的步長0.013 1°，掃描范圍為30°70°。用UHR SU8220型掃描電鏡(SEM)觀察金屬陶瓷的微觀結構。采用HXD-2000TM型顯微硬度計通過壓痕法測金屬陶瓷的斷裂韌度，壓痕載荷為98 N，保載時間為10 s；采用同一設備對金屬陶瓷的硬度進行測試，載荷為9.8 N，保載時間為10 s。

2 試驗結果與討論

2.1 物相組成

由圖1可以看出：金屬陶瓷的主相均為TiC0.7N0.3相，在Ni-Mo含量較高的TCN2和TCN10試樣中檢測到微量鎳相。XRD譜中未檢測出鉬、WC等其他物相，這是由于金屬陶瓷在燒結過程中存在溶解-析出機制，WC、鉬固溶到TiC0.7N0.3中形成(Ti,W,Mo)(C,N)[15]。(Ti,W,Mo)(C,N)與TiC0.7N0.3晶體結構都是面心立方結構，點陣常數(shù)幾乎相同[16]，因此通常在XRD譜中均只表現(xiàn)為 TiC0.7N0.3相的衍射峰。由于添加的碳含量很少，因此XRD譜中未檢測出碳的衍射峰。

圖1 不同金屬陶瓷試樣的XRD譜

2.2 相對密度與微觀結構

TCN0、TCN2、TCN10試樣的相對密度分別為89%，92%，97%，隨著Ni-Mo黏結劑含量的增加，金屬陶瓷的相對密度增大。Ni-Mo黏結劑對TiC0.7N0.3硬質相具有良好的濕潤性，一方面在燒結過程中黏結劑可充分填充到硬質相的晶界并形成毛細管，從而促進致密化，另一方面黏結劑促進了硬質相之間的溶解析出，改善了晶粒之間的擴散作用，從而促進致密化。

由圖2可以看出：隨著Ni-Mo黏結劑含量的增加，金屬陶瓷中氣孔數(shù)量減少，這與相對密度結果相吻合；所制備的金屬陶瓷具有典型的芯環(huán)結構[17]，其中芯為黑色的TiC0.7N0.3，環(huán)則為灰色(Ti,W,Mo)(C,N)。TCN0試樣芯環(huán)結構中的芯TiC0.7N0.3相對粗大，并且只有少數(shù)具有明顯的芯環(huán)結構，這些芯環(huán)結構是由球磨過程引入的WC-Co雜質與TiC0.7N0.3之間擴散固溶形成的。與TCN2試樣相比，TCN10試樣的芯相比例減少，環(huán)相厚度增加。隨著Ni-Mo黏結劑含量的增加，金屬陶瓷的TiC0.7N0.3硬質相顆粒尺寸減小，這是由于鉬固溶于鎳時，使得鈦在鎳中的固溶度降低，碳氮化合物的穩(wěn)定性提高，并促使富含鎳、鉬的環(huán)相先生成，從而抑制了TiC0.7N0.3顆粒的溶解再析出，導致硬質相顆粒的尺寸減小[18-20]。

圖2 不同金屬陶瓷試樣的微觀形貌

2.3 力學性能

由圖3可以看出，TCN0、TCN2、TCN10試樣的維氏硬度分別為12.11，17.05，17.14 GPa。隨著黏結劑的加入，金屬陶瓷的硬度升高，這是因為Ni-Mo黏結劑的加入提高了金屬陶瓷的相對密度，細化了顆粒，形成均勻分布的硬質相，從而提高了金屬陶瓷的硬度。由于黏結劑硬度較低，當其含量過多時，會降低金屬陶瓷的硬度，與相對密度提升帶來的硬度增加效果相互抵消，因此TCN2試樣與TCN10試樣的硬度差別不大。TCN0、TCN2、TCN10試樣的斷裂韌度分別為3.00，5.20，6.76 MPa·m1/2，這表明Ni-Mo黏結劑的加入可以顯著改善金屬陶瓷的斷裂韌性。Ni-Mo黏結劑的加入促使金屬陶瓷芯部周圍形成環(huán)相，環(huán)相可以改善黏結劑對TiC0.7N0.3顆粒的潤濕性，抑制TiC0.7N0.3顆粒的生長和聚集[21]，同時由于黏結劑是金屬相，具有一定的塑性變形能力，因此隨著黏結劑的增加，金屬陶瓷的斷裂韌性提高。綜上可知，含質量分數(shù)10%(Ni-Mo)黏結劑的TiC0.7N0.3基金屬陶瓷具有優(yōu)異的綜合力學性能。

圖3 金屬陶瓷試樣的維氏硬度與斷裂韌度隨Ni-Mo黏結劑含量的變化曲線

3 結 論

(1)隨著Ni-Mo黏結劑含量的增加，放電等離子燒結技術制備得到TiC0.7N0.3基金屬陶瓷的相對密度增大，氣孔數(shù)量減少；金屬陶瓷具有典型的黑芯-灰環(huán)結構，TiC0.7N0.3顆粒被(Ti,W,Mo)(C,N)相包裹，隨著Ni-Mo黏結劑含量的增加，金屬陶瓷的芯相比例降低，環(huán)相比例增加，TiC0.7N0.3顆粒尺寸減小。

(2)隨著Ni-Mo黏結劑含量的增加，金屬陶瓷的斷裂韌度增加，而硬度先升高后基本不變，含質量分數(shù)10%(Ni-Mo)黏結劑的TiC0.7N0.3基金屬陶瓷具有優(yōu)良的綜合力學性能，其硬度達到17.14 GPa，斷裂韌度達到6.76 MPa·m1/2。