本发明公开了一种具有优异的综合力学性能的Ti(C,N)基金属陶瓷,以及采用该金属陶瓷的切削工具和能够增强增韧的Ti(C,N)基金属陶瓷的制备方法。本发明的金属陶瓷包括:硬质相,所述硬质相由选自周期表第4族、第5族和第6族金属的碳化物、氮化物、碳氮化物及碳氮化物固溶体中的一种或多种化合物构成,且构成这些化合物的金属元素主要为Ti;粘接相,所述粘接相主要由铁族金属构成;以及强化相,所述强化相包括AlN纳米线以及形成于所述AlN纳米线与硬质相化合物结合面上的TiAlN化合物;所述AlN纳米线以及TiAlN化合物中的Al元素的总重量占每单位金属陶瓷重量的比例>0%且≤5%。该金属陶瓷在硬度、抗弯强度和断裂韧性上均得以提高,达到优异的综合力学性能。
1.金属陶瓷,包括:硬质相,所述硬质相由选自元素周期表第4族、第5族和第6族金属的碳化物、氮化物、碳氮化物及碳氮化物固溶体中的一种或多种化合物构成,且构成这些化合物的金属元素主要为Ti;粘接相,所述粘接相主要由铁族金属构成;以及强化相,所述强化相包括AlN纳米线以及形成于所述AlN纳米线与硬质相化合物结合面上的TiAlN化合物,所述AlN纳米线以及TiAlN化合物中的Al元素的总重量占每单位金属陶瓷重量的比例>0%且≤5%。
2.如权利要求1所述的金属陶瓷,其特征在于:所述AlN纳米线以及TiAlN化合物中的Al元素的总重量占每单位金属陶瓷重量的2%~4%。
3.如权利要求1或2所述的金属陶瓷,其特征在于:所述铁族金属选自Co、Ni、Fe、Cu中的一种或几种。
4.切削工具,具有金属陶瓷基体,所述金属陶瓷基体包括:硬质相,所述硬质相由选自元素周期表第4族、第5族和第6族金属的碳化物、氮化物、碳氮化物及碳氮化物固溶体中的一种或多种化合物构成,且构成这些化合物的金属元素主要为Ti;粘接相,所述粘接相主要由铁族金属构成;以及强化相,所述强化相包括AlN纳米线以及形成于所述AlN纳米线与硬质相化合物结合面上的TiAlN化合物,所述AlN纳米线以及TiAlN化合物中的Al元素的总重量占每单位金属陶瓷重量的比例在5%以下。
5.如权利要求4所述的切削工具,其特征在于:所述AlN纳米线以及TiAlN化合物中的Al元素的总重量占每单位金属陶瓷基体重量的2%~4%。
6.如权利要求4或5所述的切削工具,其特征在于:所述铁族金属选自Co、Ni、Fe、Cu中的一种或几种。
7.金属陶瓷的制备方法,包括的步骤为:1)制备粉末混合物原料的组份及配比(重量百分比)Ti(C,N)粉:40%~60%铁族金属:xa0xa0xa0xa010%~20%AlN纳米线:xa0xa0xa03%~6%过渡族金属碳化物:其余按照上述组份及配比,将Ti(C,N)粉、铁族金属以及过渡族金属碳化物进行粉碎并混合,然后加入AlN纳米线,混合制得粉末混合物;2)成型通过压力成型将上述粉末混合物制成压坯;3)烧结将上述压坯置于真空或保护气氛中进行烧结,烧结时在1380°C~1480°C下保温1小时~3小时,冷却后即得到所述金属陶瓷。
8.如权利要求7所述的金属陶瓷的制备方法,其特征在于:所述铁族金属选自Co、Ni、Fe、Cu中的一种或几种。
9.如权利要求7或8所述的金属陶瓷的制备方法,其特征在于:所述过渡族金属碳化物选自WC、TaC、NbC、Mo₂C中的一种或几种。
10.如权利要求9述的金属陶瓷的制备方法,其特征在于:所述所述过渡族金属碳化物由WC、TaC、NbC和Mo₂C组成,其中,WC、TaC和NbC重量之和占所述粉末混合物的10%~20%,其余为WC。技术领域
本发明主要涉及金属陶瓷及其制备方法,尤其涉及Ti(C,N)基金属陶瓷及其制备方法。
背景技术
Ti(C,N)基金属陶瓷是一类以Ti(C,N)粉或TiC与TiN的混合粉为硬质相主要原料,以Co、Ni、Mo等金属为粘接相原料,且通常还加入有WC、TaC、NbC、Mo₂C、VC、Cr₃C₂等过渡族金属碳化物为添加剂经过粉碎、混合—模压—烧结所形成的复合材料,主要用于制造切削工具。其中,粘接相金属的选择范围较宽,如CN102046823A(申请人:住友电气工业株式会社)的专利文献中就提出可在铁族金属中任意选取。实际上,进一步结合该专利文献,可以将Ti(C,N)基金属陶瓷中的硬质相概括为:是由选自元素周期表第4族、第5族和第6族金属的碳化物、氮化物、碳氮化物及碳氮化物固溶体中的一种或多种化合物构成,且构成这些化合物的金属元素主要为Ti。目前,为了提高Ti(C,N)基金属陶瓷的硬度、断裂韧性和抗弯强度,本领域的研究方向主要集中在过渡族金属碳化物的添加方面。参考文献1-“添加AlN对Ti(C,N)基金属陶瓷力学性能和显微组织的影响,刘宁等,理化检验-物理分册,1997”中指出,在Ti(C,N)基金属陶瓷添加AlN微米粉后,粘接相中将产生Y′[Ni₃(Al,Ti)]相,Y′相增大了位错运动的阻碍,从而使粘接相得到强化,由此可提高金属陶瓷的强度和硬度。参考文献2-“纳米TiN改性Ti(C,N)基金属陶瓷抗热振性能,张晓波等,硬质合金,第24卷第3期,2007年9月”中指出,在Ti(C,N)基金属陶瓷中添加纳米TiN可显著提高金属陶瓷综合力学性能,主要原因在于1、纳米TiN在粘接相中的溶解占位而降低了硬质相在粘接相中的溶解度,由此使硬质相的晶粒得到细化;2、纳米TiN颗粒对错位起钉扎作用,增大了位错运动的阻碍;3、纳米TiN易在粘接相中溶解,其Ti对粘接相金属起固溶强化作用。
发明内容
本发明旨在提供一种具有优异的综合力学性能的Ti(C,N)基金属陶瓷,以及采用该金属陶瓷的切削工具和能够增强增韧的Ti(C,N)基金属陶瓷的制备方法。为此,本发明的金属陶瓷包括:硬质相,所述硬质相由选自周期表第4族、第5族和第6族金属的碳化物、氮化物、碳氮化物及碳氮化物固溶体中的一种或多种化合物构成,且构成这些化合物的金属元素主要为Ti;粘接相,所述粘接相主要由铁族金属构成;以及强化相,所述强化相包括AlN纳米线以及形成于所述AlN纳米线与硬质相化合物结合面上的TiAlN化合物;所述AlN纳米线以及TiAlN化合物中的Al元素的总重量占每单位金属陶瓷重量的比例>0%且≤5%。研究发现,烧结过程中形成于AlN纳米线与硬质相化合物结合面上的TiAlN化合物为一种高温下稳定的化合物,其具有有效隔绝硬质相中Ti、N、C原子向外的扩散的作用,从而有效抑制Ti、N、C原子在粘接相中的溶解和析出,降低了碳氮化钛在粘接相中的溶解度,减少碳氮化钛在粘接相中溶解析出再长大导致的N分解,增强碳氮化钛的稳定性,使碳氮化钛晶粒得到细化,提高金属陶瓷的硬度和强韧性。同时,AlN纳米线对金属陶瓷有纤维增强的作用,可进一步提高金属陶瓷的强度和韧性。基于这样的机理,本发明的Ti(C,N)基金属陶瓷在硬度、抗弯强度和断裂韧性上均得以提高,达到优异的综合力学性能。然而,试验也表明,若AlN纳米线以及TiAlN化合物中的Al元素的总重量占每单位金属陶瓷重量的比例大于5%时,材料中脆性相增多将致使材料的抗弯强度和断裂韧性降低至不可接受的程度。在本发明的Ti(C,N)基金属陶瓷中,所述AlN纳米线以及TiAlN化合物中的Al元素的总重量最好占每单位金属陶瓷重量的2%~4%。试验表明,当AlN纳米线以及TiAlN化合物中的Al元素的总重量处于上述区间范围内时,Ti(C,N)基金属陶瓷在硬度、抗弯强度和断裂韧性方面均明显优于现有金属陶瓷;若Al含量低于2%,则增强增韧的作用并不十分明显,若Al含量高于4%,脆性相的增多将导致材料的抗弯强度和断裂韧性降低。本发明的切削工具,具有金属陶瓷基体,所述金属陶瓷基体包括:硬质相,所述硬质相由选自周期表第4族、第5族和第6族金属的碳化物、氮化物、碳氮化物及碳氮化物固溶体中的一种或多种化合物构成,且构成这些化合物的金属元素主要为Ti;粘接相,所述粘接相主要由铁族金属构成;以及强化相,所述强化相包括AlN纳米线以及形成于所述AlN纳米线与硬质相化合物结合面上的TiAlN化合物,所述AlN纳米线以及TiAlN化合物中的Al元素的总重量占每单位金属陶瓷重量的比例小于5%。基于已陈述的理由,在本发明的切削工具中,所述AlN纳米线以及TiAlN化合物中的Al元素的总重量最好占每单位金属陶瓷基体重量的2%~4%。一种金属陶瓷的制备方法,包括的步骤为:1)制备粉末混合物原料的组份及配比(重量百分比)Ti(C,N)粉:xa0xa0xa0xa040%~60%铁族金属:xa0xa0xa0xa0xa0xa0xa0xa010%~20%AlN纳米线:xa0xa0xa0xa0xa0xa0xa03%~6%过渡族金属碳化物:其余按照上述组份及配比,将Ti(C,N)粉、铁族金属以及过渡族金属碳化物进行粉碎并混合,然后加入AlN纳米线,混合制得粉末混合物;2)成型通过压力成型将上述粉末混合物制成压坯;3)烧结将上述压坯置于真空或保护气氛中进行烧结,烧结时在1380°C~1480°C下保温1小时~3小时,冷却后即得到所述金属陶瓷。经检验,通过上述制备方法,AlN纳米线与硬质相化合物结合面上将形成的TiAlN化合物。并且,在制备得到的Ti(C,N)基金属陶瓷中,所述AlN纳米线以及TiAlN化合物中的Al元素的总重量占每单位金属陶瓷重量的2%~4%。具体的,所述铁族金属选自Co、Ni、Fe、Cu中的一种或几种。具体的,所述过渡族金属碳化物选自WC、TaC、NbC、Mo₂C中的一种或几种。进一步的,所述所述过渡族金属碳化物由WC、TaC、NbC和Mo₂C组成,其中,WC、TaC和NbC重量之和占所述粉末混合物的10%~20%,其余为WC。压力成型可以选择模压、等静压、挤压和轧制等方法。相比于参考文件1,本发明的Ti(C,N)基金属陶瓷中所形成的强化相的位置、形态及结构均不相同,且对Ti(C,N)基金属陶瓷的强化机理也有所不同。另外,从本说明书下面将要给出的具体实施中也可以看出,本发明的Ti(C,N)基金属陶瓷在硬度和抗弯强度上均明显高于参考文件1中Ti(C,N)基金属陶瓷的硬度和抗弯强度。相比于参考文件2,本发明的Ti(C,N)基金属陶瓷是通过形成于AlN纳米线与硬质相化合物结合面上的TiAlN化合物隔绝硬质相中Ti、N、C原子向外的扩散来达到细化硬质相晶粒的目的,而参考文件2则是通过纳米TiN在粘接相中的溶解占位来达到细化硬质相晶粒的目的,故两者亦存在本质差异。
附图说明
图1为本申请试验例1-8的材料硬度对Al纳米线添加量的变化曲线图。图2为本申请试验例1-8的材料抗弯强度对Al纳米线添加量的变化曲线图。图3为本申请试验例1-8的材料抗弯强度对Al纳米线添加量的变化曲线图。图1的纵轴单位为HRA,图2的纵轴单位为Mpa,图3的纵轴单位为Mpam^1/2。图1、图2及图3中横轴单位为重量百分比。
具体实施方式
<试验例>制造Ti(C,N)基金属陶瓷,然后对这些Ti(C,N)基金属陶瓷的硬度、断裂韧性和抗弯强度进行检测。试验的基本步骤为:1)制备粉末混合物按设定的组份及配比称取原料,在滚筒式球磨机中以球料比(6~8):1,20~40转/分钟的速度,进行60~90小时的混合球磨,制备得到粉末混合物。AlN纳米线的加入安排在球磨的最后10小时的起始时间完成。2)成型在粉末混合物中加入石蜡、PEG等成型剂,搅拌均匀,过筛后在模具中模压制成压坯,模压压力为100Mpa~300Mpa。3)烧结将上述压坯置于真空或保护气氛中进行烧结,烧结时在1380°C~1480°C下保温1小时~3小时,冷却后得到Ti(C,N)基金属陶瓷。[表1]原料的组份及配比(重量百分比)。表1 ntent="drawing" img-format="tif" inline="no" orientation="portrait" wi="700"/> 说明:1、试验编号1-8分别与下面各表中的试验编号1-8相对应。2、编号1-8的试验中AlN纳米线的加入量从0%依次递增1%,最终达到7%。3、为便于比较,编号1-8的试验中过渡族金属碳化物均选自WC、NbC和Mo₂C。但本领域技术人员显然能够确定除此之外,诸如TaC、VC、Cr₃C₂等其他过渡族金属碳化物均可作为添加剂。4、为便于比较,编号1-8的试验中粘接相原料均选自Co、Ni。但本领域技术人员显然能够确定除Co、Ni外,诸如Fe、Cu等铁族金属均可作为粘接相金属。5、编号1-8的试验中各组分的含量均在本发明限定的区间内选取。6、上述表中Ti(C,N)粉、WC粉、NbC粉、Mo₂C粉、Co粉、Ni粉以及AlN纳米线均来自市售产品。[表2]滚筒式球磨机操作参数表2 ntent="drawing" img-format="tif" inline="no" orientation="portrait" wi="700"/> [表3]烧结条件表3 ntent="drawing" img-format="tif" inline="no" orientation="portrait" wi="700"/> [表4]试验结果表4 ntent="drawing" img-format="tif" inline="no" orientation="portrait" wi="700"/> 并且,通过X射线光电子能谱(XPS)检测发现,在试验编号1-3、5-8的试样中,AlN纳米线与硬质相化合物结合面上形成有TiAlN化合物。试验说明:1、经计算,编号4的试验所得金属陶瓷中AlN纳米线以及TiAlN化合物中的Al元素的总重量占每单位金属陶瓷重量的比例约为2%;编号7的试验所得金属陶瓷中AlN纳米线以及TiAlN化合物中的Al元素的总重量占每单位金属陶瓷重量的比例约为4%,编号8的试验所得金属陶瓷中AlN纳米线以及TiAlN化合物中的Al元素的总重量占每单位金属陶瓷重量的比例约为4.6%。2、图1中,编号6的试验所得金属陶瓷的硬度突然下降,这与Ti(C,N)粉添加量降低有关;图3中,编号5的试验所得金属陶瓷的断裂韧性突然下降,这与粘接相金属的添加量降低有关。排除这些因素的影响,在AlN纳米线的加入量从0%递增5%的过程中,材料的硬度、抗弯强度和断裂韧性均呈升高趋势。本发明优选的AlN纳米线的加入量为3%~6%,在这段区间内,材料的硬度、抗弯强度和断裂韧性明显优于现有金属陶瓷。