金剛石含量與粒度對鈦鋁氮結合劑/金剛石復合材料組織的影響

王艷芝，徐世帥，張旺璽，梁寶巖

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金剛石含量與粒度對鈦鋁氮結合劑/金剛石復合材料組織的影響

王艷芝，徐世帥，張旺璽，梁寶巖

(中原工學院材料與化工學院，鄭州 450007)

采用Ti、Al、TiN、石墨和金剛石粉體為原料，通過自蔓延高溫燒結制備Ti2AlN結合劑/金剛石復合材料，研究金剛石顆粒的含量和粒度對該復合材料的物相組成與顯微形貌的影響。結果表明，原料粉末發(fā)生自蔓延反應，生成Ti2AlN基體相，同時亦生成TiN、AlN和Al3Ti相，金剛石表面生成致密的TiC或Ti2AlC。當金剛石粒度較粗(30/40，80/100目)時，金剛石表面反應程度較差，形成不連續(xù)的TiC與Ti2AlC組織，基體的主相為Ti2AlN。當金剛石粒度較細(W20)時，金剛石表面C元素與Ti充分反應生成TiC，基體主相變成TiC和TiN，未形成Ti2AlN。當金剛石粒度為170/200目時，隨金剛石含量增加，金剛石與基體元素的反應程度增加，基體中TiC和Al含量隨之增加，而Ti2AlN含量相應減少。

Ti2AlN；金剛石；組織

陶瓷結合劑/金剛石砂輪[1]是目前發(fā)展較迅速的一種超硬材料磨具，強度高，并具有耐熱性能好、切削鋒利、磨削效率高和不易堵塞等優(yōu)點。但由于目前陶瓷結合劑主要采用低熔點的氧化物，具有脆性較大和耐沖擊性差等缺點，導致國內金剛石磨具沒有得到廣泛應用。為了使現(xiàn)有的金剛石磨具性能有所突破，需要研制新型的高性能陶瓷材料替代低性能的傳統(tǒng)陶瓷結合劑。三元層狀化合物Ti2AlN是一種重要的新型陶瓷材料[1?3]，具有金屬與陶瓷的許多優(yōu)良性能：同金屬一樣，有良好的導電性和導熱性，對熱沖擊不敏感，高溫下有良好的塑性行為；同傳統(tǒng)陶瓷一樣，具有良好的抗氧化性和較高的熔點；而且Ti2AlN具有較高的斷裂韌性，還具有良好的可加工性。因此，在民用和軍工領域均有廣泛的應用前景[4]，許多研究者開展了對該材料制備及表征的工作。采用高溫熱壓可制備致密的Ti2AlN塊體材料[5?6]，溫度達到1 300～1 400 ℃，而常規(guī)的制備陶瓷結合劑/金剛石復合材料的燒結溫度要求低于1 000 ℃(制備金剛石/陶瓷磨具是在空氣氣氛下進行燒結制備的，通常需要保溫幾小時甚至更長時間，而金剛石在空氣中石墨化并氧化的起始溫度為800 ℃)。自蔓延高溫燒結(self- propagation high temperature sintering, SHS)是一種新型的燒結技術，具有反應溫度高、能耗低和反應時間極短等優(yōu)勢[7?8]。已有人采用SHS技術合成了MAX系的材料，如Ti3SiC2[9]和Ti3AlC2[10]，但到目前為止，還沒有采用SHS技術制備Ti2AlN結合劑/金剛石復合材料的報道。

本文作者首次采用Ti、Al、TiN和金剛石粉體為原料，通過自蔓延高溫合成技術制備Ti2AlN結合劑/金剛石復合材料，研究金剛石的粒度和含量對該復合材料的顯微結構與物相組成的影響，探討相關合成機制。把Ti2AlN和金剛石結合起來制備高性能Ti2AlN結合劑金剛石復合材料，是一種全新的結合劑類型，拓寬了金剛石磨具的使用范圍，具有重要的理論意義和工程應用價值。

1 實驗

1.1 材料制備

實驗原料為Ti粉(純度>99.36%，粒度為53 μm)，Al粉(純度>99.0%，粒度為53 μm)，石墨粉(純度>99.36%，粒度為53 μm)，TiN粉(純度>99%，平均粒度為2 μm)，金剛石顆粒的粒度為30/40目(420/590 μm)、80/100目(150/178 μm)、120/140(104/124 μm)、170/200目(74/89 μm)和W20(20/μm)。前期研究發(fā)現(xiàn)采用(Ti):(Al):(TiN)=1:1:1的原料配比時Ti2AlN含量較低，產物中有較多的TiN、AlN以及Al3Ti雜相，降低TiN含量可顯著增加Ti2AlN的含量，最佳原料配比為(Ti):(Al):(TiN)=1:1:0.7。按此比例稱量Ti粉、Al粉和TiN粉，放入瑪瑙研缽中手工混料1 h，然后添加適量金剛石，再繼續(xù)研磨1 h，使其混合均勻。將混合粉末倒入直徑為10 mm的鋼質模具中，在100 MPa壓力下壓制成厚度約5 mm的坯體。用激光器點燃坯體，使其發(fā)生自蔓延反應，得到Ti2AlN結合劑/金剛石復合材料樣品。研究金剛石粒度的影響時，金剛石添加量(質量分數(shù))為10%；研究金剛石含量影響時，金剛石添加量分別為10%、20%和30%，金剛石粒度為170/200目。

1.2 分析與檢測

用Rigaku Ultima IV轉靶XRD儀(采用CuK輻射)對合成的Ti2AlN結合劑/金剛石復合材料進行物相分析。用老虎鉗掰斷試樣，得到新鮮的試樣斷口，通過VEGA3 TESCAN型掃描電鏡結合能譜儀觀察和分析材料的顯微組成和微區(qū)成分。

2 結果與討論

2.1 物相組成

圖1所示為在Ti/Al/0.7TiN混合粉末中添加10%(質量分數(shù))不同粒度金剛石后，高溫自蔓延合成制備的陶瓷結合劑/金剛石復合材料的XRD譜。由圖1可知，添加較粗粒度金剛石(30/40、80/100和120/140目)時Ti/Al/0.7TiN原料發(fā)生SHS反應后，生成Ti2AlN、TiN、AlN和Al3Ti等多種相，金剛石的衍射峰強度較弱，極有可能是金剛石與基體發(fā)生化學反應，形成過渡層包裹金剛石，導致金剛石的衍射峰較弱。并且金剛石的粒度對SHS產物的XRD譜基本沒有影響，與未添加金剛石的XRD譜基本一樣，這表明添加較粗粒度金剛石不會改變結合劑的物相組成。這3個樣品的XRD譜的細微區(qū)別在于金剛石粒度越粗，則Al3Ti相的衍射峰越弱，更接近未添加金剛石的XRD譜，這表明金剛石粒度越粗，越有利于生成Ti2AlN。在金剛石粒度較細(W20)的情況下，Ti2AlN峰消失，出現(xiàn)較強的Al衍射峰和非常強的TiC衍射峰，所以采用細粒度金剛石有助于金剛石的石墨化，石墨較多地參與化學反應，形成大量TiC，從而抑制Ti2AlN的合成。

圖1 添加不同粒度金剛石制備的Ti2AlN結合劑/金剛石復合材料的XRD譜

2.2 金剛石粒度的影響

圖2所示為在Ti/Al/0.7TiN混合粉末中添加10%的W20細金剛石制備的Ti2AlN結合劑/金剛石復合材料的斷口形貌。從圖2(a)可看到材料基本上由顆粒狀組織構成。有一些金剛石顆粒鑲嵌在基體中，與基體結合非常緊密。但金剛石的粒度縮小了約一倍(圖2(b))，尺寸約10 μm，其邊緣有大量TiC顆粒，這一結果與XRD結果基本一致。

圖2 添加1%的W20金剛石的復合材料SEM斷口形貌

圖3所示為金剛石粒度為120/140目的金剛石制備的復合材料斷口形貌，其中圖3(a)是金剛石區(qū)域的典型形貌，可觀察到金剛石表面被一層板條狀顆粒緊密包裹。圖3(b)是個別存在表面組織局部脫落的金剛石區(qū)域形貌。通過對圖3(b)中圓圈內區(qū)域放大的形貌(圖3(c))可看到金剛石表面形成大量板條狀顆粒，長約5 μm，寬約1 μm。根據(jù)EDS分析結果確認其為Ti2AlC。需要說明的是由于試樣多孔，致密度不夠，同時金剛石與基體之間的硬度差異極大，無法通過離子減薄制得TEM試樣。一般采用典型的板條狀形貌與能譜結合的方法來確認MAX(如Ti3SiC2、Ti3AlC2等)相。雖然不如TEM準確，但較簡便與直接。從圖3觀察到金剛石表面形成了由板條狀Ti2AlC顆粒組成的過渡層，但這一過渡層組織很薄，厚度約為5 μm，而金剛石的粒度約為120 μm，表明金剛石的反應程度很小，Ti2AlC層含量低于XRD所能檢測的精度，因此XRD上觀察不到Ti2AlC相。

圖3 金剛石粒度為120/140目的復合材料SEM形貌

圖4所示為金剛石原料粒度分別為80/100目和30/40目(添加量為10%)時所得結合劑/金剛石復合材料的斷口形貌。這2種材料的共同特點是金剛石表面形成的組織不連續(xù)，沒有很好地包裹金剛石顆粒。從圖4(b)可看到金剛石表面局部區(qū)域的組織與金剛石顆粒間呈現(xiàn)出開裂的狀態(tài)。從圖4(d)看到金剛石表面形成大量細小的TiC顆粒及一些針片狀Ti2AlC顆粒。圖1中金剛石顆粒為80/100目和30/40目的材料中，沒有TiC，也沒有Ti2AlC。當樣品中金剛石的質量分數(shù)相同時，金剛石粒度較粗的材料中含有的金剛石數(shù)量遠少于粒度較細的金剛石。粗略估計含W20金剛石的樣品中金剛石數(shù)量約為含較粗金剛石材料中金剛石(30/40目)的2 500倍。一方面大顆粒金剛石數(shù)量比細粒度金剛石數(shù)量少很多，另一方面粗粒度金剛石表面形成的TiC和Ti2AlC組織也較少，這2個因素綜合導致含粗顆粒金剛石的復合材料XRD分析中顯示不出TiC和Ti2AlC。

圖4 金剛石粒度對復合材料斷口形貌的影響

2.3 金剛石含量的影響

圖5所示為粒度為170/200目的金剛石添加量分別為10%、20%和30%的復合材料XRD譜?？梢娺@些材料均由Ti2AlN、TiN、TiC、AlN、Al和Al3Ti相與金剛石等物相組成。從圖2可知，添加10%粒度為170/200目金剛石制備的材料，其物相組成介于用W20和120/140目的金剛石制備的材料之間。從圖5看出，隨金剛石含量增加，Ti2AlN的衍射峰強度逐漸變弱，而Al和TiC衍射峰強度逐漸增強。這些結果都直接表明金剛石參與原料的化學反應，顯著影響復合材料的物相組成，一方面使TiC的含量增加，另一方面也抑制Ti2AlN的合成。

圖5 金剛石含量對復合材料XRD譜的影響

圖6所示為分別添加10%、20%和30%粒度為(170/200目)的金剛石制備的復合材料SEM形貌。從圖6(a)可觀察金剛石添加量為10%時，基體主要由大量的TiN顆粒及板條狀Ti2AlN組織構成(經EDS確認)。金剛石緊密地鑲嵌在基體中。并且從圖6(b)可清晰觀察到該材料的金剛石表面生長著一些Ti2AlC板條狀顆粒(經EDS確認)，發(fā)育良好。隨金剛石含量增加，可觀察到圖6(c)、(e)中基體的燒結程度顯著變差，孔隙數(shù)量急劇減少。這主要是由于金剛石的燒結性較差，一般在燒結試樣中金剛石類比于大的氣孔，會劣化材料的燒結性能。從圖6(e)、(f)中的金剛石區(qū)域形貌可觀察到金剛石表面包裹著良好的生成相。從圖6(f)中可見金剛石表面存在大量TiC顆粒，以及在TiC上生長著許多Ti2AlC顆粒。

圖6 金剛石含量對復合材料形貌的影響

通過以上研究可知，金剛石的粒度和含量都顯著影響復合材料的物相組成與微觀形貌。

對于Ti-Al-TiN-金剛石體系，TiN和金剛石的化學鍵結合都很強(金剛石的化學鍵是原子鍵，TiN的化學鍵是共價鍵)，很難斷裂而發(fā)生化學反應，因此該體系的SHS反應首先以Ti-Al的反應開始。Ti-Al的反應是典型SHS反應之一[11]，該反應體系放出大量的熱，所產生的高溫使Ti和Al熔化，并形成Ti–Al共晶液相，分別包裹TiN和金剛石，從而形成Ti-Al(液相)-TiN和Ti-Al(液相)-金剛石2個體系，前一體系反應后構成復合材料的基體部分，后一體系反應后形成金剛石及其表面組織。這2個反應體系相互作用、相互影響。

對于Ti-Al-TiN-金剛石SHS體系來說，由于反應時間極短，因此Ti-Al液相很難完全轉變成Ti2AlN和Ti2AlC，不可避免地形成少量Al3Ti相。Al3Ti相的硬度、耐磨性、熱穩(wěn)定性和抗氧化性能均低于Ti2AlN，在一定程度上劣化復合材料的性能。因此在以后的研究中，需認真研究如何通過調控原料配比或SHS后續(xù)熱處理的方式消除或盡量減少產物中的Al3Ti相。

許多研究者對于Ti-Al-石墨體系形成的SHS機理進行了研究[10,12]。文獻[12]指出Ti與Al先反應生成TiAl金屬間化合物，釋放出大量的熱，引燃自蔓延反應。隨體系溫度進一步升高，Ti顆粒和先前生成的TiAl發(fā)生熔化形成Ti-Al熔體并開始在C顆粒表面鋪展。碳元素溶解到Ti-Al熔體中形成TiC0.67，TiC0.67再與Al反應形成鈦鋁碳。對于Ti-Al-金剛石的SHS反應體系，金剛石原子間鍵合很強，很難參與化學反應。因此C源并不是金剛石，而是金剛石表面轉變成的石墨元素。SHS反應產生的絕熱溫度通常在 1 800 ℃以上[9?10]，金剛石表面發(fā)生一定程度的石墨化[13?14]，由石墨引入的C元素與Ti-Al反應形成TiC或Ti2AlC。因此，實際上Ti-Al-金剛石的SHS反應體系嚴格意義上說，是Ti-Al-金剛石-石墨(金剛石表面轉變成的石墨)體系。顯然金剛石表面石墨化決定了金剛石表面的組織結構，在一定程度上也影響Ti-Al(液相)-TiN體系形成Ti2AlN結合劑的過程。因此，下面從金剛石表面石墨化來討論金剛石粒度和含量對結合劑/金剛石復合材料的影響。

1) 當金剛石粒度很大時，由于金剛石具有極高的熱導率，金剛石對于其表面的Ti-Al液相包裹體，相當于一個大的散熱器，對于形成鈦鋁碳的反應起到淬熄作用。從圖4(d)可看到大顆粒的金剛石表面的組織不連續(xù)，而且表面形成的TiC顆粒非常細小，同時TiC顆粒表面形成大量針片狀的鈦鋁碳材料。在金剛石含量相同的情況下，試樣中大顆粒金剛石的數(shù)量少很多，加之表面形成的組織阻礙基體中的Ti元素與金剛石反應形成TiC，從而減少基體微區(qū)域成分的偏差，因此容易得到Ti2AlN為主相的基體。

需要注意的是SHS形成鈦鋁碳或鈦硅碳的溫度并不是越高越好，溫度過高導致鈦鋁碳和鈦硅碳分解，因此通常存在一個最佳的形成溫區(qū)，大約為1300～ 1 450 ℃[9?10]。隨金剛石粒度減小，金剛石對其表面組織的淬熄降溫達到適宜鈦鋁碳形成的溫度時，金剛石表面獲得良好的鈦鋁碳組織(如圖3所示)，并得到以Ti2AlN為主相的基體組織。但隨金剛石粒度繼續(xù)減小到W20時，由于金剛石的比表面積增大，化學活性更高，石墨化程度相應加劇， C元素擴散到Ti-Al液相中，與Ti反應形成大量TiC (圖1)。此時金剛石粒度很小，淬熄作用顯著減弱，TiC迅速形核并長大，但由于SHS反應時間極短，這些TiC還沒來得及與Al充分反應形成Ti2AlC，反應已終止。當溫度降至室溫時即形成圖2所示的金剛石-TiC二元結構。實際上這也是金剛石表面C元素對Ti的擇優(yōu)吸附，在一定程度上減少了TiN表面Ti-Al液相中Ti的含量，不利于合成Ti2AlN，所以用W20金剛石制備的復合材料中沒有Ti2AlN。

2) 金剛石含量增加，導致TiC和Al含量增加。這主要是由于金剛石數(shù)量增加，轉變成的石墨數(shù)量急劇增加，故形成的TiC相增多。然后在金剛石表面形成的大量TiC之上形成少量的鈦鋁碳。同時金剛石對Ti的擇優(yōu)吸附作用對基體的影響也很明顯，同上述金剛石粒度減小(W20)的影響相似。金剛石含量成倍增加導致形成大量TiC，同時還導致適宜Ti2AlN形成的原料組分嚴重偏析，從而形成圖5所示的物相組成。

根據(jù)以上分析，可以描繪出Ti-Al-TiN-金剛石體系的自蔓延反應過程，如圖7所示。當反應體系加熱到一定溫度后，Ti和Al首先發(fā)生化學反應，生成Al3Ti。反應放出大量的熱，產生很高的溫度，從而形成Ti-Al液相，Ti-Al液相包裹住金剛石和TiN，致使金剛石表面石墨化(圖7(b))。金剛石表面轉變的石墨與Ti反應形成TiC，TiN與周圍的Ti-Al液相不斷反應形成Ti2AlN(圖7(c))。最后，金剛石表面形成鈦鋁碳組織，Ti2AlN發(fā)育長大并聚集在一起成為基體的主相(圖7(d))。

圖7 Ti-Al-TiN-金剛石體系的SHS反應過程

3 結論

1) Ti/Al/TiN/金剛石體系發(fā)生自蔓延反應，主要生成Ti2AlN相，同時亦生成TiN、AlN和Al3Ti相。

2)當金剛石粒度較粗(30/40和80/100目)時，基體的主相為Ti2AlN。金剛石表面形成不連續(xù)的TiC與Ti2AlC組織。當添加的金剛石粒度為170/200目時，基體的主相仍為Ti2AlN，金剛石表面包覆著致密的Ti2AlC相。金剛石粒度較細(W20)時，金剛石表面的C元素充分地與Ti反應生成TiC，同時基體主相變成TiC和TiN，沒有Ti2AlN形成。

3)當采用120/140目金剛石為原料時，基體的主相為Ti2AlN，同時含有一定量的TiN、TiC、AlN、Al和Al3Ti相。隨金剛石含量增加，基體中Al和TiC含量相應增加，Ti2AlN含量逐漸減少。金剛石表面均包覆著良好的TiC與Ti2AlC組織。

4) Ti-Al-TiN-金剛石體系的自蔓延反應機制為Ti和Al首先發(fā)生化學反應生成Al3Ti并放出大量的熱，形成Ti-Al液相，Ti-Al液相包裹住金剛石和TiN，同時金剛石表面石墨化。之后，金剛石表面轉變的石墨與Ti反應形成TiC，TiN與周圍的Ti-Al液相不斷反應形成Ti2AlN。最后，金剛石表面形成Ti2AlC，基體主相為Ti2AlN。

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(編輯 湯金芝)

Effects of diamond content and particle size on microstructure of Ti2AlN ceramic bonded/diamond composites

WANG Yan-zhi, XU Shi-shuai, ZHANG Wang-xi, LIANG Bao-yan

(School of Materials and Chemical Engineering, Zhongyuan University of Technology, Zhengzhou 450007, China)

Ti2AlN ceramic boned diamond composites were fabricated by self-propagation high temperature sintering (SHS) using Ti, Al, TiN and diamond powders as raw materials, and the effects of diamond content and particle size on phase composition and microstructure of the Ti2AlN ceramic bonded/diamond composites were studied. The results show that Ti2AlN mainly phase, TiN, AlN and Al3Ti phases are produced from Ti, Al, TiN and diamond powders by SHS. Diamond content and particle size have a significant impact on the state of diamond and the composition of matrix in composites. The dense TiC or Ti2AlC coatings are produced on the surface of the diamond by SHS. When diamond particle size is larger (30/40mesh, 80/100mesh), the reaction on diamond surface is mild, discontinuous TiC and Ti2AlC coatings will be formed on the diamond surface, and the matrix composition is Ti2AlN phase mainly. When the diamond particle size is finer (W20), C element on diamond surface reacts sufficiently with Ti to form TiC, resulting in the main phase composition of matrix being TiC and TiN, and no Ti2AlN phase. When the adding diamond particle is 170/200 mesh, the diamond content is higher, the reaction degree of diamond is more serious. According TiC and Al content in the products increases, leading to Ti2AlN content decreasing.

Ti2AlN; diamond; microstructure

TG146.642

A

1673-0224(2015)6-865-08

河南省教育廳重點項目(13A430132)；河南省基礎與前沿技術研究計劃資助項目(132300410164)；河南省省院科技合作項目(122106000051，142106000193)；河南省教育廳自然科學研究計劃資助項目(12A430024，13A430128，14A430007)

2014-11-27；

2015-03-30

張旺璽，教授，博士。電話：13653825752；E-mail: zwx91zwx@163.com