摘要：采用特殊工藝進(jìn)行了金屬陶瓷材料原料粉體的氮化處理，并對粉體的氮化效果進(jìn)行了SEM、XRD和EDS能譜分析，檢測氮化制備出的（Ti，W，Mo）（C，N）固溶體粉末的固溶效果.采用該氮化預(yù)固溶粉體，17%Ni粉，8%Mo粉的添加方式進(jìn)行了金屬陶瓷刀片的燒結(jié)，并對燒結(jié)后的刀片斷口形貌、組成成分、相關(guān)物理和力學(xué)性能進(jìn)行了分析.結(jié)果表明，采用此氮化工藝燒結(jié)的Ti（C，N）基金屬陶瓷材料，呈現(xiàn)出典型“芯—環(huán)”殼層結(jié)構(gòu)，其“芯”部富含Ti元素，“環(huán)”部富Mo和W元素.該殼層結(jié)構(gòu)顯著提高了金屬陶瓷材料的強(qiáng)韌性.因此，采用此氮化工藝燒結(jié)的Ti（C，N）基金屬陶瓷料性能超過傳統(tǒng)Ti（C，N）基金屬陶瓷材料性能.

關(guān)鍵詞：氮化處理；固溶體；金屬陶瓷；微觀組織結(jié)構(gòu)；環(huán)形相

中圖分類號：TG148文獻(xiàn)標(biāo)志碼：A

0引言

將碳化物和粘結(jié)相（Co、Ni和Fe）復(fù)合硬質(zhì)材料使用陶瓷生產(chǎn)工藝方法制造所得的合金稱為金屬陶瓷［1］.Ti（C，N）基金屬陶瓷刀片具有較高的室溫硬度、高溫強(qiáng)度、良好的耐磨性、抗高溫氧化性與化學(xué)穩(wěn)定性，同時還具有與金屬材料之間摩擦因數(shù)低的特點(diǎn)［2］.與WC-Co硬質(zhì)合金相比，Ti（C，N）基金屬陶瓷材料耐磨耐腐蝕性強(qiáng)，但由于粘結(jié)相Ni/Co與Ti（C，N）間潤濕性差，導(dǎo)致其強(qiáng)韌性較低［3］，限制了應(yīng)用范圍.因此，改善Ti（C，N）基金屬陶瓷強(qiáng)韌性是當(dāng)前的主要研究方向［4］.

大量研究表明，通過添加碳化物WC、TaC、NbC、Mo和Mo2C能夠在燒結(jié)階段增加液相含量，提高金屬陶瓷中粘結(jié)相和硬質(zhì)相之間的潤濕性，抑制碳化物晶粒的生長，有利于燒結(jié)制品的致密化，顯著提高Ti（C，N）基金屬陶瓷的韌性［5］.在以Ni為粘結(jié)相的金屬陶瓷中，通常加入Mo2C或者M(jìn)o改善液態(tài)Ni對TiC的潤濕性［6］.目前制備Ti（C，N）基金屬陶瓷的方式［7］主要有以下2種：1）TiN+TiC+Mo2C+Ni/Co+WC，TiN、TiC單獨(dú)添加，混合后燒結(jié)制備；2）Ti（C，N）+Mo2C+Ni/Co +WC，Ti（C，N）固溶體添加，混合后燒結(jié)制備.以第一種方式添加碳化物原料，在液相燒結(jié)階段會發(fā)生粘結(jié)劑金屬Ni/Co對硬質(zhì)相WC+TiN+TiC之間的溶解—析出反應(yīng)和硬質(zhì)相之間的固溶反應(yīng).燒結(jié)溫度通常會在1 450 ℃左右，固溶反應(yīng)時間短不充分，潤濕性不好，合金孔隙度較多.固溶反應(yīng)時間長，陶瓷合金內(nèi)部晶粒又會長大，導(dǎo)致燒結(jié)的金屬材料強(qiáng)韌性不好.以第二種方式添加碳化物原料，在液相燒結(jié)階段同樣會發(fā)生粘結(jié)金屬Ni/Co對硬質(zhì)相WC+Ti（C，N）之間的溶解—析出反應(yīng)和硬質(zhì)相之間的固溶反應(yīng)，固溶反應(yīng)同樣會發(fā)生時間短反應(yīng)不充分，潤濕性不好，合金孔隙度較多，時間長晶粒長大，材料的抗彎強(qiáng)度和橫向斷裂強(qiáng)度較低.研究表明，采用預(yù)固溶處理技術(shù)，使碳化物預(yù)先復(fù)合，得到多元單相固溶體粉末，再將固溶體粉末與Ni/Co等金屬粘結(jié)相混合，經(jīng)過壓制和燒結(jié)，可獲得類似于WC-Co硬質(zhì)合金的雙相結(jié)構(gòu)金屬陶瓷，從而實現(xiàn)其強(qiáng)韌化［8］.

鑒于此，本研究為了解決Ti（C，N）基金屬陶瓷強(qiáng)韌性較低的問題.嘗試采用氮化處理，先以TiC、W和Mo 為原料，經(jīng)球磨混合、壓制并在一定溫度下與N2反應(yīng)，實現(xiàn)合金混合粉的預(yù)固溶，制備外部富W/Mo（W/Mo與Ni潤濕性較好），內(nèi)部富Ti非均勻結(jié)構(gòu)（Ti，W，Mo）（C，N）固溶體粉末；然后再以（Ti，W，Mo）（C，N）固溶體粉末作為硬質(zhì)相原料，以Ni作為粘結(jié)劑制備雙相結(jié)構(gòu)的金屬陶瓷材料.并通過調(diào)節(jié)添加比例、球磨時間、燒結(jié)工藝和氣氛條件等參數(shù)，進(jìn)一步優(yōu)化工藝方法，制備出高強(qiáng)韌性金屬陶瓷刀片.

1材料與方法

1.1儀器

X′Pert Pro型X射線衍射儀（XRD）（飛利浦公司），QUANTA200型環(huán)境掃描電鏡（SEM）、Sirion 200型場發(fā)射掃描電鏡（FE-SEM）（美國FEI公司），HR-1500DT型洛氏硬度計（上海聯(lián)爾試驗設(shè)備有限公司），WE-100B型萬能材料試驗機(jī)（獻(xiàn)縣鼎盛路達(dá)實驗儀器設(shè)備廠），PART2型300低壓燒結(jié)爐（自貢長城裝備技術(shù)有限公司）.

1.2材料

TiC粉（平均粒徑1.5～2.5 μm），Mo粉（平均粒徑1.5～2.0 μm），W粉（平均粒徑為2.0～2.5 μm），Ni粉（平均粒徑1～1.5 μm），均購自廈門金鷺特種合金有限公司.

1.3檢測

采用XRD對預(yù)固溶進(jìn)行物相分析，檢測其氮化效果；采用SEM和FE-SEM對預(yù)固溶粉末和燒結(jié)后的金屬陶瓷進(jìn)行形貌分析；采用FE-SEM自身配置的能譜分析儀（EDS）對預(yù)固溶粉末和金屬陶瓷進(jìn)行微區(qū)成分分析；采用硬度計測定金屬陶瓷的硬度；采用萬能材料試驗機(jī)測量橫向斷裂強(qiáng)度；采用阿基米德排水法按GB/T3850—1983測量密度.

1.4金屬陶瓷試樣制備工藝

1.4.1（Ti，W，Mo）（C，N）固溶體粉末的制備

原料粉末TiC粉63%，Mo粉22%，W粉15%.采用高能球磨，無球磨介質(zhì)，干混4 h.將原料粉末裝入石墨盒，壓實、打孔，放入真空爐通 N2進(jìn)行氮化處理，氮化完成后，將氮化料塊經(jīng)打料機(jī)破碎6 h，經(jīng)80目篩網(wǎng)過篩（孔徑0.180 mm），制得非均勻結(jié)構(gòu)（Ti，W，Mo）（C，N）固溶體原料粉體.

其中，磨球材質(zhì)為WC-Co硬質(zhì)合金，直徑分別為5 mm和 8 mm.球料比10∶1，采用可傾式滾筒球磨機(jī)，轉(zhuǎn)速為58 r/min.氮化工藝為：爐內(nèi)初始真空度在達(dá)到1 400 ℃以前一直保持在10 Pa以下，排除吸附氣體、氧化物及低沸點(diǎn)的物質(zhì).勻速升溫3 h到達(dá)1 400 ℃.在1 400 ℃通入N2，N2壓力為200～800 Pa，1 400 ℃保持1 h，0.3 h內(nèi)快速升溫到1 550 ℃，然后保溫4 h.氮化工藝曲線如圖1所示.

1.4.2金屬陶瓷試樣的燒結(jié)

原料粉末 （Ti，W，Mo）（C，N）固溶體原料粉體75%，Ni 粉17%，Mo粉8%.粉料置于可傾式球磨機(jī)中.球磨好的混合料漿經(jīng)325目篩網(wǎng)（孔徑0.045 mm）過篩后，在Z型混合干燥器中真空狀態(tài)下于90 ℃進(jìn)行真空干燥.干燥好的料經(jīng)過60目篩網(wǎng)（孔徑0.25 mm）擦篩，放置于可傾式制粒機(jī)（傾斜度45°）進(jìn)行制粒，制備Mo-（Ti，W，Mo，）（C，N）-Ni混合料.然后將混合料置于模具中在壓機(jī)下雙向磨壓成型，壓坯在氬氣氛圍下通過碳熱還原低壓燒結(jié)合成金屬陶瓷合金.制備尺寸13 mm×13 mm×5 mm 樣塊用于物理和力學(xué)性能分析，制備型號TNGG160408-C車刀片用于切削加工實驗.

其中，球磨為WC-Co硬質(zhì)合金球，填充系數(shù)為0.45～0.475，球料比為4∶1，液固比為1∶2，球磨介質(zhì)為溶劑汽油，設(shè)定球磨轉(zhuǎn)速為240 r/min，球磨時間為72 h，成型劑采用52#石蠟.燒結(jié)工藝為：燒結(jié)壓力4 MPa，溫度1 450 ℃，保溫時間100 min.

2結(jié)果與分析

2.1（Ti，W，Mo）（C，N）固溶體粉末氮化效果

圖2為制備的預(yù)固溶（Ti，W，Mo）（C，N）混合粉末的形貌.預(yù)固溶體結(jié)構(gòu)清晰完整，顆粒粒度小，大致為1.0～ 1.5μm.

圖3（A）為未氮化的原料TiC、W和Mo 混合粉末XRD分析圖譜，圖3（B）為經(jīng)氮化工藝處理后的混合粉末XRD分析圖譜.

根據(jù)從實驗試樣得到的衍射數(shù)據(jù)（或圖譜）與各碳化物標(biāo)準(zhǔn)X射線衍射數(shù)據(jù)（圖譜）進(jìn)行對比可知，未氮化混合粉末衍射線僅僅只是對各種物相衍射線的簡單疊加.由圖3（A）可以看出，在未氮化原料混合粉末中，W粉和Mo粉的衍射峰很明顯，這是由于W粉和Mo粉在標(biāo)準(zhǔn)衍射圖譜中峰位出現(xiàn)的位置在40～42°之間，二者位置相距很近，所以在圖3（A）未氮化原料混合粉末中W粉和Mo粉二者衍射峰疊加，導(dǎo)致衍射峰強(qiáng)度最大.未氮化原料混合粉末第二大峰位和第三峰位出現(xiàn)的位置與TiC粉標(biāo)準(zhǔn)X射線衍射數(shù)據(jù)（圖譜）出現(xiàn)峰位的位置相符合，處于36°和42°的位置上.未氮化原料混合粉末其余小峰出現(xiàn)的位置均和TiC粉、W粉和Mo粉標(biāo)準(zhǔn)X射線衍射數(shù)據(jù)（圖譜）峰位出現(xiàn)的位置相對應(yīng)，說明未經(jīng)過氮化工藝處理的原料混合粉末中只包含有TiC、W和Mo 3種單獨(dú)的晶體粉末.而圖3（B）是經(jīng)過氮化工藝處理后的混合粉末XRD分析圖譜，主峰和第二大峰位出現(xiàn)的位置為36.2 °和41.9 °的位置上，與TiC和Ti（C，N）標(biāo)準(zhǔn)X射線衍射數(shù)據(jù)（圖譜）出現(xiàn)峰位的位置相基本相符，說明氮化工藝處理后形成新物質(zhì)，形成的新物質(zhì)具有與TiC和Ti（C，N）相類似的晶體結(jié)構(gòu).氮化處理后的粉末峰位與TiC和Ti（C，N）標(biāo)準(zhǔn)X射線衍射數(shù)據(jù)（圖譜）出現(xiàn)峰位的位置吻合，W粉和Mo粉的衍射峰消失，說明氮化工藝處理后，原料粉末中W和Mo原子被固溶進(jìn)TiC中，取代了TiC中的部分C原子，混合粉末中沒有游離的W和Mo存在了.由于（Ti，W，Mo）C、（Ti，W，Mo）（C，N）、Ti（C，N）與TiC具有相同的晶體結(jié)構(gòu)，他們的晶格常數(shù)差異較小，因此在XRD譜上均表現(xiàn)為TiC和Ti（C，N）的衍射峰，故可以得出氮化后混合粉末形成了與Ti（C，N）晶體結(jié)構(gòu)類似的（Ti，W，Mo）（C，N）固溶體.

對氮化處理后混合粉末顆粒表面成分含量進(jìn)行微區(qū)EDS點(diǎn)譜分析和線譜分析.其取點(diǎn)位置如圖4所示，各點(diǎn)微區(qū)成分含量見表1.

表1顯示EDS點(diǎn)譜分析氮化處理后混合粉末顆粒的表面含有Mo最多為13.49%，W最多為7.7%，其含量均少于初始添加量Mo22%、W15%，說明部分W和Mo固溶進(jìn)TiC/Ti（C，N）中.檢測Ti元素含量，表1中最大值為55.5%，與初始加入TiC 63%相比，其含量有明顯地降低，表明固溶體環(huán)形相中原屬Ti原子的晶格位置部分被W和Mo原子所取代.W和Mo等原子向TiC/Ti（C，N）顆粒擴(kuò)散，在顆粒表層形成了圍繞表面1圈的組織，即（Ti，W，Mo）（C，N）固溶體外環(huán)，其反應(yīng)過程是逐漸由表面向心部擴(kuò)散.

對氮化處理后的1顆晶粒的剖面進(jìn)行線譜分析和點(diǎn)譜分析.如圖5（A）所示從芯部向外部做線掃描，Ti元素的含量分布曲線可明顯觀察到Ti含量呈現(xiàn)從高到低的下降趨勢，Mo元素呈現(xiàn)從低到高的上升趨勢.C元素有小幅下降趨勢.圖5（B）和表2為（Ti，W，Mo）（C，N）固溶體晶粒剖面EDS點(diǎn)譜分析結(jié)果.固溶體晶粒剖面Ti 中心點(diǎn)為39.87%，邊緣點(diǎn)為28.05%，Ti元素從芯部向外部遞減.W和Mo元素中心點(diǎn)和邊緣點(diǎn)分別為4.45%、10.68%和6.95%、20.23%，W和Mo元素從芯部向外部遞增加.圖5（B）和表2表明氮化后的混合粉末顆粒形成了芯部富Ti，表層富W和Mo的（Ti，W，Mo）（C，N）固溶體.由于表層的W/Mo與Ni潤濕性較好，為高性能金屬陶瓷刀具的制備創(chuàng)造了條件.

2.2金屬陶瓷材料的結(jié)構(gòu)

圖6為金屬陶瓷斷口SEM 形貌.從圖中可見，斷口中陶瓷晶粒組織均勻性較好.陶瓷合金中晶粒棱角發(fā)生了溶解消除，晶粒邊緣更加圓滑，使陶瓷合金在應(yīng)用時不易出現(xiàn)應(yīng)力過分集中現(xiàn)象.金屬陶瓷斷口的形貌主要由硬質(zhì)相顆粒脫落所形成的凹坑和粘結(jié)相塑性變形并開裂所產(chǎn)生的撕裂棱，以及硬質(zhì)相顆粒的解理斷面組成.金屬陶瓷的斷裂模式主要為沿晶斷裂，在圖6中并未看見明顯的穿晶斷裂裂紋.這表明裂紋擴(kuò)展與增殖發(fā)生在塑性較好的金屬粘結(jié)相中，而金屬粘結(jié)相通過塑性變形消耗了能量，從而提高了金屬陶瓷的韌性，這也證明了有重金屬元素在液相燒結(jié)階段溶進(jìn)了粘結(jié)相中，產(chǎn)生了有利于提高晶體強(qiáng)度的固溶強(qiáng)化，進(jìn)而提高了金屬陶瓷的抗彎強(qiáng)度.

研究表明，在Ti（C，N）和Ti（C，N）-NbC-Ni合金體系中具有典型的“芯—環(huán)”結(jié)構(gòu)［9］.根據(jù)相對原子質(zhì)量較大的元素在背散射模式下成像更亮［10］的理論，Ti相對原子質(zhì)量為47.867，Mo相對原子質(zhì)量為95.94，W相對原子質(zhì)量184，Ni相對原子質(zhì)量為58.69.所以理論上在背散射模式下成像，黑色的為硬質(zhì)相，未完全溶解的Ti（C，N），灰色的為溶解析出Mo和W固溶進(jìn)去的包覆相，白色的為粘結(jié)相.

圖7為顯微組織中觀察到金屬陶瓷合金內(nèi)部呈現(xiàn)的“黑芯—灰環(huán)”結(jié)構(gòu).由圖可知，硬質(zhì)相和粘結(jié)相存在著互相擴(kuò)散現(xiàn)象.圖8和表3為金屬陶瓷試樣的EDS能譜分析結(jié)果.由表3可知，黑芯組織含Ti、N和C元素較多（表3譜圖1、2和3 點(diǎn)），C/N比均值為2.22，硬質(zhì)相的芯部主要物質(zhì)很可能為Ti（C0.7N0.3）/TiC，黑芯組織呈現(xiàn)大小不同的橢圓形顆粒狀，顆粒結(jié)構(gòu)完整.環(huán)形相—灰色部分含Ti、Mo、W、C和Ni元素較多（表3譜圖4、6和7點(diǎn)），液相燒結(jié)階段，金屬元素Mo和W溶解于TiC/Ti（C、N）硬質(zhì)相，并在其表面析出形成包覆層即環(huán)形相，以（Ti，W，Mo）（C，N）復(fù)合型固溶體形式包覆于硬質(zhì)相表面，從而改善了硬質(zhì)相與粘結(jié)相的潤濕性，使金屬陶瓷的抗彎強(qiáng)度與韌性得以提高.對于切削工具材料而言，切削性能的好壞不僅取決于材料的抗彎強(qiáng)度和韌性，還對高溫性能（又稱紅硬性）有較高要求［11］.通過對亮白色的粘結(jié)相的點(diǎn)譜分析，發(fā)現(xiàn)亮白色粘結(jié)相中Ni含量最多（表3圖譜5和8點(diǎn)），但同時在粘結(jié)相中的也發(fā)現(xiàn)Ti含量分別有22.30%（5點(diǎn)）、17.24%（8點(diǎn)），Mo含量分別有16.77%（5點(diǎn)）、16.32%（8點(diǎn)），W 含量分別有7.85%（5點(diǎn)）、6.84%（8點(diǎn)）（表3圖譜5和8 點(diǎn)），這說明硬質(zhì)相在粘結(jié)相中也存在著一定的溶解度，這些元素溶解在Ni粘結(jié)相中不僅起到了增強(qiáng)粒子的作用，即阻礙晶體中位錯的運(yùn)動，同時也能夠起到細(xì)化晶粒的作用.而且，由于是重金屬元素的固溶，還產(chǎn)生了有利于提高晶體強(qiáng)度的固溶強(qiáng)化.

從圖7和圖8還可以得出，燒結(jié)的金屬陶瓷環(huán)形晶粒尺寸為1～1.5 μm左右，在液相燒結(jié)階段其顆粒并沒有顯著長大，晶粒得到了細(xì)化.原因是Mo和W在液相燒結(jié)階段中的溶解，并圍繞未溶解的Ti（C，N）顆粒表面析出，在其周圍形成了包覆環(huán)形相結(jié)構(gòu)，阻止了Ti（C，N）顆粒之間相互靠攏聚集長大，從而使晶粒得到細(xì)化.

圖9為金屬陶瓷合金一個“黑芯—灰環(huán)”完整顆粒EDS線譜分析，通過觀察各元素的曲線可以發(fā)現(xiàn)，Ti含量從黑芯部到外部逐漸減少，Mo含量從黑芯部到外部逐漸增多，Ni在白色粘結(jié)相處出現(xiàn)了峰值，W的含量比較少，在線譜分析差別不大，但從表3可以得出W的含量從芯部到外部也是逐漸增多，線譜分析也說明燒結(jié)得到的金屬陶瓷刀片形成了內(nèi)部富Ti元素，外部富Mo和W元素具有典型“芯—環(huán)”結(jié)構(gòu)的梯度金屬陶瓷合金.

總之，燒結(jié)的金屬陶瓷合金顆粒組織致密、均勻，包覆相作為過渡相，其厚度適中，硬質(zhì)相與包覆相界面分明，Mo和W溶解在粘結(jié)相與包覆相中，改善Ni對內(nèi)環(huán)硬質(zhì)相的潤濕性，提高金屬陶瓷的燒結(jié)性能，進(jìn)而提高燒結(jié)體的致密度，減少孔隙，使得該硬質(zhì)合金硬度與強(qiáng)度高于傳統(tǒng)混合粉末制備的硬質(zhì)合金.

2.3金屬陶瓷材料的性能

表4為氮化粉體燒結(jié)的金屬陶瓷的物理性能.可以看出，該金屬陶瓷的洛氏硬度更高為91 HRA，橫向斷裂強(qiáng)度更強(qiáng)為2 500 MPa，密度更輕為6.4 g/mm2，均達(dá)到或超過了以傳統(tǒng)方式添加碳化物燒結(jié)的Ti（C，N）的金屬陶瓷.

通過將制備的金屬陶瓷TNGG160408-C車刀片1#與傳統(tǒng)金屬陶瓷TNGG160408-C車刀片2#進(jìn)行對比切削實驗，進(jìn)一步考察所制得的刀片的最終使用效果.采用CA6140普通車床進(jìn)行刀片磨損和耐用度切削，實驗材料為304不銹鋼，硬度為HB200，材料直徑150 mm，長500 mm.切削參數(shù)：進(jìn)給量F=0.3 mm/r，切削速度V=64 m/min，切削深A(yù)p=3 mm.刀片后刀面磨損情況見圖10和表5.

由表5可知，1#和2#后刀面磨損量相差不大.2個試樣在切削加工到10 min時，均出現(xiàn)了崩刃現(xiàn)象，雖然崩刃量差別不大.但是由圖10可知，1#刀片刃口保存要相對完整一些.因此采用以氮化工藝預(yù)固溶的方式添加碳化物制備的金屬陶瓷材料的性能超過傳統(tǒng)金屬陶瓷材料.

3結(jié)論

1）采用TiC、W粉和Mo粉為原料，經(jīng)球磨混合、壓制，并在一定溫度與時間下與N2 反應(yīng)后實現(xiàn)合金混合粉末的氮化，制備得到結(jié)構(gòu)完整，顆粒分布均勻，顆粒粒度小，芯部富Ti，表層富W和Mo殼層結(jié)構(gòu)的（Ti，W，Mo）（C，N）固溶體粉末.

2）以（Ti，W，Mo）（C，N）固溶體粉末+Ni粉+Mo粉的添加方式制備的Ti（C，N）基金屬陶瓷刀片，具有典型“芯—環(huán)”結(jié)構(gòu)，材質(zhì)呈現(xiàn)內(nèi)部富Ti，外部富Mo和W的梯度金屬陶瓷合金.此種結(jié)構(gòu)的合金既保持了原有的耐磨性，又提高了合金的強(qiáng)度和韌性，可以在一定程度上取代WC基硬質(zhì)合金，節(jié)約稀缺資源W.

3）制備的高性能Ti（C，N）陶瓷合金硬度91 HRA，橫向斷裂強(qiáng)度2 500 MPa，密度6.4 g/mm2，采用該氮化工藝生產(chǎn)的金屬陶瓷材料能超過傳統(tǒng)金屬陶瓷材料的性能.

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（責(zé)任編輯：伍利華）

The Research on Preparation and Microstructure of

High Performance Ti（C，N） Based Cermet

RAN Longjiao1，ZHOU Liming1，F(xiàn)U Chaokun2，LI Menghua1，TANG Zhiqi1，CHEN Shunhong1（ 1.School of Mechanical Engineering，Chengdu University，Chengdu 610106，China;

2.Sichuan Kun Tian Cemented Carbide Co.，Ltd.，Yibin 644001，China）Abstract：The nitrogenization treatment for raw powder of metal ceramic material was carried out by special processing，and the nitriding effect of the powder was analyzed by SEM，XRD and EDS.Also the solid solution effect of （Ti，W，Mo） （C，N） solid solution prepared by nitriding treatment was detected.The sintering of the cermet metal blade was carried out by using the nitrided powder with 17% Ni powder and 8% Mo powder.And then the paper analyzed the fracture morphology，composition，related physical properties and mechanical properties of the blades after sintering.The results show the Ti（C，N） based ceramic material sintered by nitriding treatment has a typical core-ring phase，and the prepared cermet metal ceramic alloy exhibits a shell structure because the inside of the alloy is rich in Ti，while the outside is rich in Mo and W.Thus this structure improves the strength and toughness of cermet material.Briefly the results show that the robustness of the metal ceramic material sintered by the nitrided processing can achieve the level of the traditional Ti（C，N） based metal ceramic materials or even exceed it.

Key words：nitrogen treatment;solid-solution;cermet;microstructure;core-rim phase