本文格式为Word版，下载可任意编辑第PAGE\*MERGEFORMAT4页共NUMPAGES\*MERGEFORMAT4页Ti基金属陶瓷烧结研究Mo/Ni为定值时金属陶瓷的烧结性能通常认为在TiCTiNNiMo系金属陶瓷中，当Mo/(Mo+Ni)为0.1～0.2时，对粘结相有最好的强化效果［11］。为了取得较好的强韧性组合，确定Ni含量后保持Mo/(Mo+Ni)为定值，同时硬质相C/N原子数之比保持定值，设计了1#～4#成分，如表2所示。图1所示为1430°C真空烧结1h后的1#～4#金属陶瓷烧结体的SEM组织。由图可见，Ti(C，N)基金属陶瓷具有典型的“芯－壳”包覆相的显微结构，并镶嵌于粘结相中［1］，硬质相颗粒周围都形成了完整的包覆相，包覆相是内层为白色外层为灰色的两层环形相;少量区域还出现了颗粒较小的“白芯－灰壳”的结构。黑色的芯部为未溶的Ti(C，N)或者TiN，内外两层的环形相和小颗粒的“白芯－灰壳”结构的形成机制可概括如下:细小的TiC、TiN颗粒，由于与WC和Mo2C等相互间发生扩散，在液相出现前形成固溶态的(W，Mo，Ti)(C，N);液相出现后，在其表面析出一层重元素Mo、W含量较前者低的(W，Mo，Ti)(C，N)固溶体，继而成为芯部白色、包覆层浅黑色的结构。由图1所示，随着Ni含量的降低，粘结相的体积分数明显降低，硬质相颗粒的体积分数增加，且硬质相颗粒在一定程度上细化。硬质相大颗粒表面包覆相生长完整，说明液相烧结已进行得较为充分。图1(d)所示粘结相Ni含量为20%的烧结体出现孔隙。Ti(C，N)基金属陶瓷在高温烧结时，TiN会发生分解［2，12］。粘结相Ni含量为20%的试样TiN含量较高，在热力学上促进了分解过程的进行，TiN分解所形成的N2被封闭在闭孔隙中，及N2逸出产生的气体通道等导致烧结体的孔隙度增加。且N的存在阻止Mo向Ti(C，N)的扩散及Ti向Ni的扩散，抑制了环形相的发展，而粘结相对TiN硬质相的润湿性极差，这些都造成了试样的不致密。Mo/Ni为定值时金属陶瓷的力学性能随粘结相Ni含量的变化曲线如图2所示。由图所示，Ni含量由32%降低到22%，粘结相体积分数降低，硬质相体积分数增加，金属陶瓷的强度降低，硬度升高。随着粘结相Ni含量进一步降低到20%，金属陶瓷的强度和硬度同时大幅度降低。由组织分析可以知道，20Ni的金属陶瓷由于TiN含量的升高造成烧结体不能完全致密，使得强度和硬度同时下降。可见Ti(C，N)基金属陶瓷原始成分配比中TiN的添加量过高超过12%的情况下，烧结体的致密度下降，同时材料的力学性能下降。TiN含量一定时金属陶瓷的烧结性能为进一步研究原始成分中Ni含量的降低对Ti(C，N)基金属陶瓷的性能的影响规律，同时考虑TiN的影响，固定原始成分配比中TiN的添加量为12%，其成分配比如表2的2#、3#、5#、6#成分。图3给出了TiN添加量为12%的金属陶瓷烧结体的SEM组织。图3(a)、(b)所示的金属陶瓷的Ni含量分别为18%、13%，可见硬质相大颗粒表面包覆相生长完整，具有明显的双层环形结构，证明低Ni含量的金属陶瓷在此烧结温度下的液相烧结过程亦进行充分，且烧结体致密无疏松。图4所示为TiN含量一定(12%)时金属陶瓷的抗弯强度和硬度随Ni含量的变化曲线。可以看出，粘结相Ni含量增加，烧结体的强度升高，硬度下降。说明通过粘结相和硬质相TiC含量的调整，可以得到不同强韧性组合的材料。Co的影响用Co部分代替Ni，配制粘结相成分(Ni+Co)含量为13%的TiCTiNNiMoCo系金属陶瓷，成分配制如表2的6#、7#、8#成分。烧结体的SEM组织分别示于图3(b)～(d)。图示可见，粘结相为NiMoCo系的金属陶瓷的硬质相仍然为芯壳结构，但硬质相颗粒表面的包覆层颜色随着Co含量的增加而变深，部分大颗粒硬质相的包覆层的内外两层环形相结构逐渐消失，呈现为灰色的单环结构。根据扫描电镜的背散射电子成像原理，背散射电子的发射强度与样品的平均原子序数有关，原子序数越大，成像颜色越浅。也就是说随着Co含量的增加，硬质相颗粒表面的包覆层中所包含的重元素Mo、W的含量就越少。图5给出了粘结相(Ni+Co)含量为13%时，随Co添加量的增加金属陶瓷烧结体的力学性能变化曲线。可以看出随着粘结相Co含量的增加，金属陶瓷的强度升高，硬度基本没有降低;而随着Co含量的进一步增加，抗弯强度略有降低，硬度有一定程度的提高。中的溶解度加大，减弱了这些原子从粘结相中扩散到碳化物颗粒周围形成Ti(或者W)、Mo的固溶体包覆层的外环结构的几率。因此Co的引入使得环形相中重元素含量降低，颜色加深，同时形成了部分灰色的单环包覆层结构。表4给出了白色的内环和灰色的单环区域的EDS能谱分析结果。