王 坤

(新沂市星辰新材料科技有限公司 江蘇 新沂 718100)

金屬陶瓷的正常組織是由陶瓷硬質(zhì)相和金屬粘結(jié)相組成的兩相組織，陶瓷晶粒埋置在金屬相的基體內(nèi)[1]。典型的金屬陶瓷的硬質(zhì)相存在著一種芯/殼結(jié)構(gòu)，芯部的成分是沒(méi)有完全熔解的Ti(C,N)顆粒，殼的形成是通過(guò)溶解-再析出機(jī)制新形成的復(fù)雜的碳氮化物固溶體[2]。有些金屬陶瓷的芯相還可以分為內(nèi)殼層和外殼層兩個(gè)部分，其中內(nèi)殼層是在固相燒結(jié)時(shí)形成的，富含Mo,W等重元素，而外殼層是在液相燒結(jié)時(shí)形成的，其Mo，W等重元素含量介于芯部和內(nèi)殼層之間[3～5]。在Ti(C,N)基金屬陶瓷中加入WC、TaC、NbC、HfC、VC、AlN等添加劑，或以Co部分或全部代替Ni，不會(huì)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)[6]。

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(guò)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[7～8]。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(zhǎng)過(guò)程及特征，隨著N含量的增加，可抑制包覆相的過(guò)度生長(zhǎng)，從而細(xì)化碳化物相晶粒[9]；TiN和TiC都屬于面心立方點(diǎn)陣的氯化鈉型晶體結(jié)構(gòu)，可以按照休莫-羅塞里法則形成連續(xù)固溶體[10]。同時(shí)，TiN也可以和TiC、TaC、NbC、ZrC、HfC等多種過(guò)渡金屬的碳化物形成類(lèi)似的固溶體[11]。這為改善含氮金屬陶瓷的性質(zhì)創(chuàng)造了有利的條件。

在TiC-Ni-Mo金屬陶瓷中，Ni含量的影響與Co對(duì)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[12]。Ni/Co是Ti(C,N)基金屬陶瓷基本的粘結(jié)劑。無(wú)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[13]；而含Co材料卻無(wú)上述缺點(diǎn)，并且硬度、紅硬性和高溫抗氧化能力都較高[14]。另外，Co的韌性比Ni更高，對(duì)硬質(zhì)相的潤(rùn)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(shì)。

加入Mo或者M(jìn)o2C可以顯著改善Ni對(duì)TiC的潤(rùn)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(zhǎng)大，從而細(xì)化了晶粒[15]。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[16]。加入WC可以改善金屬陶瓷的潤(rùn)濕性和燒結(jié)性能。TaC,NbC的加入能夠提高金屬陶瓷刀具的斷續(xù)切削性能[17]，而VC的作用是抑制晶粒的長(zhǎng)大。但是它們的加入會(huì)使粘結(jié)相對(duì)TiC的潤(rùn)濕性降低，從而導(dǎo)致材料強(qiáng)度的下降[18]。

近年來(lái)Ti(C,N)基金屬陶瓷在刀具市場(chǎng)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(mǎn)足工業(yè)生產(chǎn)的需求。因此要對(duì)Ti(C,N)基金屬陶瓷進(jìn)行改性。筆者研究的是通過(guò)制備Ti(C,N)基金屬陶瓷，對(duì)其試樣進(jìn)行加工處理，再通過(guò)表征手段對(duì)其各種性能進(jìn)行研究，以便對(duì)其配方進(jìn)行調(diào)整，從而使金屬陶瓷的性能更優(yōu)。

筆者制備了多組試樣配方，通過(guò)各種表征方法來(lái)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(duì)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(duì)實(shí)際生產(chǎn)具有很強(qiáng)的指導(dǎo)意義，對(duì)節(jié)約資源、降低成本都有很大的貢獻(xiàn)。這對(duì)促進(jìn)Ti(C,N)基金屬陶瓷材料廣泛應(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 實(shí)驗(yàn)部分

1.1 實(shí)驗(yàn)所用主要設(shè)備

實(shí)驗(yàn)所用設(shè)備名稱(chēng)、型號(hào)、生產(chǎn)廠家如表1所示。

表1 實(shí)驗(yàn)設(shè)備名稱(chēng)、型號(hào)、生產(chǎn)廠家

1.2 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(duì)Ti(C,N)金屬陶瓷組織和性能的影響，設(shè)計(jì)了4組成分，其中TiN、WC、C、Ni成分保持不變，Mo成分變化范圍為5wt%～15wt%，Mo和TiC添加量相互補(bǔ)充。其金屬陶瓷材料的化學(xué)成分配比如表2所示。

表2 不同鉬含量的Ti(C,N)金屬陶瓷材料的化學(xué)成分(質(zhì)量%)

1.3 Ti(C,N)基金屬陶瓷的制備

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(lái)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)合金制備工藝相同，包括混合料的制備、成形、燒結(jié)等。制備的過(guò)程中，每一步工藝步驟都會(huì)對(duì)Ti(C,N)基金屬陶瓷的組織、性能產(chǎn)生影響，其主要工藝流程圖如圖1所示。

圖1金屬陶瓷制備工藝流程圖

根據(jù)表2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(chēng)好后倒入尼龍球磨罐中，裝入直徑約為10 mm硬質(zhì)合金球(YG8)，按固液質(zhì)量比為2∶1加入無(wú)水乙醇，密封后置于QM-ISP04行星球磨機(jī)上以450 r/min轉(zhuǎn)速濕磨24 h。球磨后將粉料烘干，每100 g粉料加入7 mL濃度為8%的汽油橡膠溶液造粒5 h，將造粒后的粉料放入模具中，采用180 MPa壓力在萬(wàn)能液壓機(jī)上模壓成形，然后放入80 ℃電烘箱中烘干1 h。坯塊烘干后放入真空爐中按一定的工藝脫膠，經(jīng)1 430 ℃真空燒結(jié)1 h，即得到燒結(jié)體材料。

1.3.1 脫膠工藝

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(guò)程中難以產(chǎn)生塑性變形，因而模壓成形前必須添加足夠數(shù)量的成形劑[19]。本系列試驗(yàn)根據(jù)現(xiàn)有實(shí)驗(yàn)條件及制品性能的要求，選用汽油橡膠溶液作成形劑，其濃度為8wt%，加入量為每100 g粉料加入7 mL進(jìn)行造粒。

經(jīng)研究發(fā)現(xiàn)，在真空爐脫膠時(shí)，采用如圖2所示的脫膠工藝曲線圖，可將汽油橡膠溶液完全揮發(fā)且排除掉。

1.3.2 真空燒結(jié)工藝

燒結(jié)是硬質(zhì)合金生產(chǎn)過(guò)程中的最后一道工序，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[20]。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3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3為真空燒結(jié)工藝曲線。

如圖3所示，在850 ℃以下，傳熱以對(duì)流為主，而在真空爐中幾乎沒(méi)有空氣對(duì)流，因此在600 ℃、800 ℃設(shè)立恒溫臺(tái)階有利于材料均溫?zé)嵬福瑴p小材料的熱應(yīng)力。此外，隨著加熱溫度的升高，爐內(nèi)真空度下降很快，設(shè)立臺(tái)階有利于恢復(fù)真空度，充分滿(mǎn)足燒結(jié)需求，故在600 ℃、800 ℃設(shè)立恒溫臺(tái)階。在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1 000 ℃保溫，除對(duì)材料有保溫作用外，也有利于組織中氣體的揮發(fā)，提高真空爐內(nèi)的真空度。1 220 ℃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1 430 ℃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(mǎn)燒結(jié)體內(nèi)的孔隙[21]，因此可獲得密度高、性能良好的燒結(jié)產(chǎn)品。

圖2 脫膠工藝曲線

圖3 真空燒結(jié)曲線

1.3.3 材料后處理

真空燒結(jié)后的試樣因各個(gè)方向收縮不均勻而有所翹曲，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(cè)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(wú)明顯凹凸感為止，然后用粒度分別為60目、80目、100目、120目、150目的剛玉砂布及0、1、2、3金相砂紙逐級(jí)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，在基本上達(dá)到鏡面反射為止。

1.4 試樣性能測(cè)定

1.4.1 測(cè)量試樣的密度

通過(guò)下面公式可以計(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：

式中：ρ理——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)，%；

ρa(bǔ)，ρb——試樣中a，b組元的理論密度，g/cm3。

表3 原料粉末中組元的理論密度(g/cm3)

金屬陶瓷試樣燒成后，首先用電子天平稱(chēng)出燒結(jié)體的質(zhì)量M；其次根據(jù)排水法用量筒測(cè)量燒結(jié)體的體積V，即可求出金屬陶瓷 Mo含量一定的范圍內(nèi)(5wt%～15wt%)的實(shí)際密度：

ρ=M/V

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。

1.4.2 XRD物相分析

本實(shí)驗(yàn)所用的儀器為國(guó)產(chǎn)轉(zhuǎn)靶衍射儀，其測(cè)試條件為：工作電壓為30 kV；工作電流為20 mA；掃描范圍為30°～100°；掃描速度為3.6°/min；Cu靶輻射。把所得XRD圖譜與標(biāo)準(zhǔn)圖譜(PDF卡)對(duì)照，確定物相的組成。

將3組試樣都進(jìn)行XRD的測(cè)量，比對(duì)每組樣品的XRD圖譜，還要通過(guò)PDF比對(duì)卡比對(duì)，判斷物相的組成。

1.4.3 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(duì)出現(xiàn)異?，F(xiàn)象的樣品進(jìn)行分析。

1.4.4 硬度與韌性測(cè)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)[22]。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(cè)量的條件和方法。筆者采取維氏硬度計(jì)進(jìn)行實(shí)驗(yàn)。

本實(shí)驗(yàn)采用型號(hào)為HV-10型維氏硬度儀，測(cè)試條件為10 kgf載荷，保壓時(shí)間為15 s。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(cè)量四方錐壓痕兩對(duì)角線的長(zhǎng)度a1和a2以及壓痕四個(gè)頂角出的裂紋長(zhǎng)度l1、l2、l3、l4，如圖4所示，取對(duì)角線長(zhǎng)度的平均值2a=(2a1+2a2)/2，然后帶入維氏硬度計(jì)算公式和Shetty韌性計(jì)算公式分別得出HV和KIC：

式中：P——施加載荷值，N；

2a——壓痕對(duì)角線長(zhǎng)度的平均值，m。

KIC=0.031 9P/(al1/2)

式中：P——壓痕實(shí)際荷載，N；

a——壓痕對(duì)角線半長(zhǎng)，mm；

l——壓痕裂紋長(zhǎng)度，mm。

圖4 壓痕示意圖

1.4.5 抗熱震性能測(cè)試

陶瓷材料抗熱震性能的常用測(cè)試方法為壓痕-急冷法。用維氏硬度計(jì)測(cè)量材料的硬度HV，并用壓痕法計(jì)算材料的斷裂韌性KIC[23]。

試樣尺寸是20 mm×20 mm×5 mm，經(jīng)磨樣、拋光成鏡面后，用維氏硬度計(jì)在其表面打4個(gè)壓痕，載荷為10 kg，產(chǎn)生16條裂紋。用5～12型箱氏電阻爐對(duì)試樣進(jìn)行加熱，加熱溫度分別為300 ℃、400 ℃、800 ℃，加熱時(shí)間為10 min，以水作為冷卻介質(zhì)，待試樣冷卻后，在拋光機(jī)上將試樣表面污漬清除掉，在HV-10型維氏硬度儀上(400倍)測(cè)量試樣裂紋長(zhǎng)度，在CMM-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(duì)試樣進(jìn)行如上重復(fù)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，然后取其平均值。

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(guò)觀察裂紋擴(kuò)展情況來(lái)測(cè)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)Rst來(lái)表征其抗熱震性能：

Rst= (γf/Eα2)1/2

式中：γf——新生裂紋的斷裂表面能，可通過(guò)公式KIC=(2γfE)1/2來(lái)計(jì)算。

金屬陶瓷原料的物理性能，如表4所示。

表4 金屬陶瓷原料的物理性能

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4組金屬陶瓷復(fù)合材料的物理性能:

E=E1φ1+E2φ2+…

ν=ν1φ1+ν2φ2+…

式中：φ——是原料的體積分?jǐn)?shù)；

ω——質(zhì)量分?jǐn)?shù)；

ρ——密度，g/cm3；

K=E/3(1-2ν)為體積模量。

利用以上各式計(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，計(jì)算出4組試樣的熱震裂紋的穩(wěn)定性參數(shù)Rst。

2 實(shí)驗(yàn)結(jié)果與討論

2.1 密度的測(cè)試

首先用電子天平稱(chēng)出燒結(jié)體的質(zhì)量G，根據(jù)排水法用量筒測(cè)量試樣的體積V，可求出試樣的實(shí)際密度以及相對(duì)密度如表5所示。

根據(jù)表5的Mo的不同含量與Ti(C,N)基金屬陶瓷相對(duì)密度的關(guān)系可以做出圖5，從而更加直觀的反映出Mo的添加量對(duì)Ti(C,N)基金屬陶瓷的相對(duì)密度的影響。

從圖5與表5可以看出，在Mo含量一定的范圍內(nèi)(5wt%～10wt%)，材料的相對(duì)密度隨Mo含量的增加而提高。在Mo含量一定的范圍內(nèi)(10wt%～15wt%)，材料的相對(duì)密度隨Mo含量的增加而降低，在Mo的含量10wt%時(shí)，金屬陶瓷的相對(duì)密度達(dá)到最大值。

圖5 不同Mo 含量的Ti(C,N)基金屬陶瓷的相對(duì)密度

表5 不同Mo含量的Ti(C,N)基金屬陶瓷的實(shí)際密度以及相對(duì)密度

不同Mo含量試樣的表面孔隙照片如圖6中的A，B，C所示。

(A) 5%Mo (B) 10%Mo (C)15%Mo

圖6不同Mo含量的金屬陶瓷的金相顯微鏡照片

由圖6可以看到，Mo含量在一定的范圍內(nèi)(5wt%～10wt%)，隨著Mo含量的增加，金屬陶瓷的組織有變細(xì)的趨勢(shì)，而且組織變得更加均勻，相對(duì)密度增大；而當(dāng)Mo添加量過(guò)大，Mo含量達(dá)到15wt%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，使金屬陶瓷的密度較低，這與圖5與表5所得到的結(jié)論相一致。

2.2 金屬陶瓷的物相分析

圖7為所得3種金屬陶瓷的XRD衍射圖。

(A) 5wt% Mo (B) 10wt% Mo (C) 15wt% Mo

X射線衍射分析表明，盡管3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(shuō)明Mo和WC已完全熔解，以(Ti, W, Mo)C或(Ti, W, Mo)(C, N)固溶體的形式析出[24]。有研究發(fā)現(xiàn)，Mo與添加的C在大約1 000 ℃時(shí)反應(yīng)生成Mo2C，生成的Mo2C又在約1 200 ℃時(shí)完全熔解[25]。同樣的，WC也在約1 300 ℃時(shí)從XRD衍射圖上完全消失。陶瓷相Ti(C,N)的三強(qiáng)衍射峰與PDF卡片對(duì)應(yīng)的很好。

2.3 金屬陶瓷的力學(xué)性能研究

2.3.1 硬度和韌性的測(cè)定

1)根據(jù)維氏硬度計(jì)算公式，得出HV：

式中：HV——維氏硬度，MPa；

P——為施加載荷值，N；

2a——為壓痕對(duì)角線長(zhǎng)度的平均值，mm。

表6 不同Mo 含量的Ti(C,N)基金屬陶瓷的維氏硬度

根據(jù)表6 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8，從而更加直觀的反映出Mo的添加量對(duì)Ti(C,N)基金屬陶瓷維氏硬度的影響。

圖8為T(mén)i(C,N)基金屬陶瓷的維氏硬度隨Mo含量的變化。

由圖8可見(jiàn)，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10wt%時(shí)金屬陶瓷的硬度達(dá)到最大。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[26]；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)，碳化物相的硬度增大，即Mo使碳化物產(chǎn)生固溶強(qiáng)化作用[27]；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[28]；而當(dāng)Mo添加量太多，達(dá)到Mo含量為15wt%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較低，見(jiàn)表5、圖6和圖7為金屬陶瓷的金相顯微鏡照片?？梢钥闯?，其內(nèi)部存在部分氣孔，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)了如圖8所示的規(guī)律。

圖8 不同Mo 含量的Ti(C,N)基金屬陶瓷的HV

2)根據(jù)Shetty的韌性計(jì)算公式，得出KIC：

KIC=0.0319P/(al1/2)

式中：P——壓痕實(shí)際荷載，N；

a——壓痕對(duì)角線半長(zhǎng)，mm；

l——壓痕裂紋長(zhǎng)度，mm。

根據(jù)表7的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9，從而更加直觀的反映出Mo的添加量對(duì)Ti(C,N)基金屬陶瓷斷裂韌性的影響。

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(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[29]。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[30]。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7 不同Mo 含量的Ti(C,N)基金屬陶瓷的KIC

圖9 添加Mo對(duì)材料斷裂韌性的影響

2.3.2 熱震測(cè)試

圖10 壓痕裂紋擴(kuò)展示意圖

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10和圖11所示。

裂紋長(zhǎng)度擴(kuò)展率的計(jì)算式為：

E=△C/C×100%

式中：C——裂紋初始平均長(zhǎng)度，mm；

△C——熱震后裂紋擴(kuò)展的平均長(zhǎng)度，mm；

E——裂紋長(zhǎng)度擴(kuò)展率。

(A)熱震前 (B)熱震后

圖11樣品1熱震的壓痕光學(xué)顯微照片(×400)

圖12為不同溫度下裂紋長(zhǎng)度與循環(huán)次數(shù)之間的關(guān)系。

由圖12可見(jiàn)，裂紋長(zhǎng)度隨熱循環(huán)溫度的升高而增長(zhǎng)：在低溫階段(T=300 ℃)，各組試樣的壓痕裂紋擴(kuò)展的都很緩慢，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 ℃)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來(lái)解釋:

σ=EαΔT/(1-ν)

式中：σ——熱應(yīng)力，kg/mm2；

E——彈性模量，GPa；

α——熱膨脹系數(shù)，℃；

ΔT——熱循環(huán)溫差，℃；

ν——泊松比。

可見(jiàn)，當(dāng)熱循環(huán)溫度上升時(shí)，材料內(nèi)部的熱應(yīng)力增大，裂紋也更易于擴(kuò)展。此外，由Irwin方程可以計(jì)算出熱應(yīng)力裂紋穩(wěn)定性參數(shù)Rst的值。計(jì)算結(jié)果如表8所示。

表8 金屬陶瓷抗熱震性能參數(shù)(Rst)的計(jì)算值

由表8可以看出，3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

Rst= [γf/(α2E)]1/2

式中，γf——表面能，N/m。

從圖12中還可以看出，裂紋長(zhǎng)度隨熱循環(huán)次數(shù)的增加而增長(zhǎng)，因?yàn)榱鸭y是通過(guò)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或增大，孔洞的長(zhǎng)大必然導(dǎo)致相鄰孔洞的相互連通。

圖13為相同溫度下裂紋與鉬含量之間的關(guān)系。

由圖13可見(jiàn)，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)展速度較慢，此時(shí)陶瓷材料的抗熱震性能較好；而當(dāng)鉬含量為15wt% 時(shí)，壓痕裂紋擴(kuò)展較明顯。

3 總結(jié)與展望

3.1 總結(jié)

筆者通過(guò)制備多組配方的樣品，通過(guò)各種測(cè)試技術(shù)來(lái)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。筆者采用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(duì)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)(5wt%～15wt%)，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(shì)，而且組織變得更均勻。材料的實(shí)際密度隨Mo含量的增加而提高；在Mo含量在(5wt%～10wt%)范圍內(nèi)，材料的相對(duì)密度隨Mo含量的增加而提高，而在Mo含量在(5wt%～10wt%)范圍內(nèi)，材料的相對(duì)密度隨Mo含量的增加而降低。在Mo含量為10wt%時(shí)金屬陶瓷的相對(duì)密度最高。

圖12不同金屬相的金屬陶瓷裂紋長(zhǎng)度與熱震次數(shù)的關(guān)系曲線

2)在Mo含量一定的范圍內(nèi)(5wt%～15wt%)，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5wt%Mo摻加時(shí)獲得最大的硬度和斷裂韌性。

圖13金屬陶瓷在不同溫度下裂紋長(zhǎng)度與熱震次數(shù)的關(guān)系曲線

3)壓痕-急冷法測(cè)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，金屬陶瓷中的裂紋延長(zhǎng)；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15wt%時(shí)，壓痕裂紋擴(kuò)展較明顯。

3.2 展望

筆者通過(guò)研究Mo含量對(duì)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(duì)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，因此筆者認(rèn)為在將來(lái)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)筆者只是依據(jù)單因素法研究了Mo的含量的變化對(duì)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(cè)試方法、燒結(jié)工藝、密度測(cè)試方法等)對(duì)Ti(C,N)基金屬陶瓷的組織和性能的影響。

2)Ti(C,N)基金屬陶瓷試樣面不夠光滑會(huì)影響對(duì)Ti(C,N)基金屬陶瓷的組織的觀察和性能的測(cè)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(cè)試性能之前，并沒(méi)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(cè)試性能時(shí)也遇見(jiàn)了很多困難，使得最終的結(jié)果不是很精確。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(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。

4)SEM能夠更加清晰觀察Ti(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(lái)觀察試樣的表面形貌。