Nix(Ti0.6,W0.4)4C系η相的Ni含量對碳化合成(Ti0.6,W0.4)C-18Ni金屬陶瓷組織與性能的影響

文宇，熊慧文，李志友，黎澤豪

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Ni(Ti0.6,W0.4)4C系η相的Ni含量對碳化合成(Ti0.6,W0.4)C-18Ni金屬陶瓷組織與性能的影響

文宇，熊慧文，李志友，黎澤豪

(中南大學(xué) 粉末冶金國家重點(diǎn)實驗室，長沙 410083)

先采用高能活化–預(yù)燒結(jié)法合成TiC基金屬陶瓷(Ti0.6,W0.4)4C-Ni (為質(zhì)量分?jǐn)?shù)，%。=6，8，12，18)系η相粉末，然后再補(bǔ)碳燒結(jié)制備(Ti0.6,W0.4)C-18Ni金屬陶瓷。分析不同Ni含量的η相粉末的形貌與物相組成，并進(jìn)一步研究η相粉末的Ni含量對(Ti0.6,W0.4)C-18Ni金屬陶瓷組織與力學(xué)性能的影響。結(jié)果表明，隨(Ti0.6, W0.4)4C-Ni粉末的Ni含量增加，η相逐漸由Ni2W4C向Ni6W6C轉(zhuǎn)變；(Ti0.6,W0.4)4C-Ni粉末的Ni含量增加有利于燒結(jié)過程中WC的析出，當(dāng)=12%時，析出顆粒狀WC相，當(dāng)Ni含量增加至18%時，顆粒狀WC相轉(zhuǎn)變?yōu)榘鍡l狀，板條狀WC相的析出可更有效地提高(Ti0.6,W0.4)4C-Ni金屬陶瓷的抗彎強(qiáng)度和韌性。(Ti0.6,W0.4)C-18Ni金屬陶瓷的抗彎強(qiáng)度和斷裂韌性都隨η相粉末的Ni含量增加而提高，當(dāng)=18%時，抗彎強(qiáng)度和斷裂韌性分別為1 730 MPa和15.8 MPa·m1/2。

TiC基金屬陶瓷；η相；碳化；板狀WC；Ni6W6C

TiC和Ti(C，N)基金屬陶瓷具有高強(qiáng)度、高硬度、耐磨性好、化學(xué)穩(wěn)定性優(yōu)異和成本低等優(yōu)點(diǎn)，廣泛應(yīng)用于切削刀具領(lǐng)域，并有望成為比WC-Co硬質(zhì)合金更優(yōu)選的材料[1?2]。但與WC-Co相比，TiC基金屬陶瓷的韌性較差，在高進(jìn)給量或震動較大的工作環(huán)境下容易發(fā)生脆性斷裂，這是制約該材料推廣應(yīng)用的主要因素[2?3]。由于Ni的高溫抗氧化性能好，因此TiC和Ti(C,N)基金屬陶瓷中主要是Ni基固溶體。在TiC-Ni金屬陶瓷中引入第二相元素(W、Mo、Ta等)形成固溶體碳化物(Ti,M)C，可有效改善Ni對TiC的潤濕性，顯著提高材料的力學(xué)性能[4?6]。其中W在TiC-Ni金屬陶瓷中的作用主要是改善Ni對TiC晶粒的潤濕性，且(Ti,W)C固溶相中的W含量增加可提高TiC基金屬陶瓷的韌性[7?8]。KWON等[7]研究了Ti和W的原子比對(Ti,W)C-Ni金屬陶瓷組織與性能的影響，當(dāng)Ti和W的原子比為6:4時，出現(xiàn)板狀WC，金屬陶瓷的韌性為16.4 MPa·m1/2。傳統(tǒng)TiC基金屬陶瓷的制備主要分2步：先通過機(jī)械合金化[9]或碳熱還原[10]等方法合成 (Ti,M)C固溶體粉末；然后按照一定的比例加入金屬粉末，采用粉末冶金法制備TiC基金屬陶瓷。其中備受關(guān)注的機(jī)械球磨激活碳熱還原法可制備出超細(xì)單相(Ti,M)C固溶體粉末[11]，細(xì)小的(Ti,M)C在燒結(jié)過程中溶解速度較快而獲得無環(huán)芯相結(jié)構(gòu)的TiC基金屬陶瓷[8]。η相碳化法[12?14]制備WC-Co硬質(zhì)合金是將合成的η相(一種低碳中間相，主要有2種名義配比，Co3W3C(M6C)和Co6W6C(M12C))與碳反應(yīng)，η相碳化后的WC為板狀形貌，板狀WC帶來的裂紋偏轉(zhuǎn)效應(yīng)可顯著提高硬質(zhì)合金的斷裂韌性。目前通過η相碳化法制備TiC基金屬陶瓷的研究較少見。KIM等[13]采用η相碳化法制備WC-Co硬質(zhì)合金時，發(fā)現(xiàn)WC晶粒形貌與C和W在Co中的活性有關(guān)，孿晶WC相只有在碳活性高于一定值時才會析出。因此通過改變混合料中的粘結(jié)相含量可調(diào)控碳化物的碳化速率和形貌，有望獲得不同組織和性能的TiC基金屬陶瓷。以金屬Ti、W、Ni等與C通過高能活化–預(yù)燒結(jié)可制備TiC基金屬陶瓷混合粉末，而η相的碳化過程極大地影響金屬陶瓷中硬質(zhì)相的成份及形態(tài)?；诖?，本文作者通過機(jī)械球磨激活和預(yù)燒合成不同Ni含量的η相粉末，然后在η相粉末中補(bǔ)充C和Ni進(jìn)行碳化反應(yīng)，制備(Ti0.6,W0.4)C-18Ni系金屬陶瓷，研究η相粉末的Ni含量對TiC基金屬陶瓷組織和力學(xué)性能的影響，以期通過η相碳化后形成板狀WC來有效提高TiC-Ni金屬陶瓷的強(qiáng)度和韌性，從而為增韌TiC-Ni金屬陶瓷提供一種新方法。

1 實驗

1.1 樣品制備

1.1.1 η相粉末的合成

所用原料粉末如表1所列。按照(Ti0.6,W0.4)4C-Ni(為質(zhì)量分?jǐn)?shù)。=6%，9%，12%，18%)的名義成分稱量原料粉末，進(jìn)行混合高能球磨。先干磨后濕磨，干磨過程中硬質(zhì)合金球與原料粉的質(zhì)量比為30:1，轉(zhuǎn)速為250 r/min，球磨時間為24 h。然后在球磨罐中加入100 mL無水乙醇，轉(zhuǎn)速調(diào)整為200 r/min，繼續(xù)混料6 h，對得到的漿料進(jìn)行水浴加熱蒸發(fā)水分，然后在真空干燥箱中干燥8 h。將干燥后的粉末在GSL1600X管式爐中以5℃/min的速率升溫至1 200 ℃，保溫1 h，保護(hù)氣氛為氬氣，得到Ni含量(質(zhì)量分?jǐn)?shù)，下同)分別為6%，9%，12%和18%的4組(Ti0.6,W0.4)4C-Ni系η相粉末。

表1 原料粉末特性

1.1.2 TiC基金屬陶瓷的制備

在(Ti0.6,W0.4)4C-Ni(=6%，9%，12%，18%)系η相粉末中加入Ni和C，以形成(Ti0.6,W0.4)C-18Ni組分，表2所列為η相粉末、Ni和C的配比。將η相粉末、Ni和C進(jìn)行混合濕磨24 h，以無水乙醇作為球磨介質(zhì)，球料質(zhì)量比為10:1，球磨轉(zhuǎn)速為200 r/min。將得到的粉末漿料水浴加熱，水浴過程中加入2%石蠟，經(jīng)真空干燥8 h、過200目篩后模壓成形，成形壓力為150 MPa。壓坯在氫氣爐中400 ℃下保溫1 h脫脂。隨后將樣品在真空爐中以5 ℃/min的速率升至1 100 ℃，保溫1 h，然后以3 ℃/min升至1 350 ℃，保溫0.5 h，最后以1.5 ℃/min升至1 450 ℃，保溫1 h，得到表2中的4組(Ti0.6,W0.4)C-18Ni金屬陶瓷樣品，樣品尺寸為6.5 mm×5.25 mm×20 mm。

表2 (Ti0.6,W0.4)C-18Ni金屬陶瓷的原料組成

1.2 性能檢測

利用X射線衍射儀(Rigaku，D/max2550，Cu靶，Kα射線)對(Ti0.6,W0.4)4C-Ni系η相粉末和(Ti0.6,W0.4)C- 18Ni金屬陶瓷進(jìn)行物相分析。在掃描電子顯微鏡(SEM)(Quanta FEG250)下觀察金屬陶瓷的顯微組織，用美國Instron3369材料力學(xué)試樣機(jī)測定金屬陶瓷的抗彎強(qiáng)度(TRS)，測量方法按照國家標(biāo)準(zhǔn)GB/T3851—1983《硬質(zhì)合金橫向斷裂強(qiáng)度測定方法》進(jìn)行[15]。利用HVS?50型數(shù)顯維氏硬度計，采用壓痕法測量陶瓷材料的硬度，加載載荷為294 N，保載時間為15 s，并利用公式[16]IC=0.15(P·HV/Σ)1/2計算材料的斷裂韌性(式中：HV為維氏硬度，N/mm2；為加載載荷，N；Σ為裂紋總長度，mm)。

2 結(jié)果與討論

2.1 η相粉末

圖1所示為(Ti0.6,W0.4)4C-Ni混合粉末高能球磨后的XRD譜。由圖可見Ni含量對粉末的物相組成影響不大，均由BCC結(jié)構(gòu)的TiW1?x固溶體和少量WC組成，其中WC是來自硬質(zhì)合金球的磨削。圖中TiW1?x固溶體的峰形較寬，說明Ti，W已發(fā)生機(jī)械合金化，形成TiW1?x納米粉體，且結(jié)晶度低。圖2所示為球磨后的(Ti0.6,W0.4)4C-Ni粉末在GSL1600X管式爐中 1 200 ℃保溫1 h熱處理后所得η相粉末的XRD譜。由圖2可見當(dāng)Ni含量為=6%時，粉末中的主要相為TiW1?x固溶體、TiC和η相(Ni2W4C和Ni6W6C)。Ni含量增加至9%時，Ni2W4C和TiC的峰強(qiáng)增大，TiW1?x固溶體的峰強(qiáng)減弱。繼續(xù)增加Ni含量，η相的主要成分由Ni2W4C變?yōu)镹i6W6C，其它相無太大變化。當(dāng)=18%時，體系中主要以Ni6W6C為主，伴有少量固溶相和TiC相。圖3所示為低Ni含量(=6%)和高Ni含量粉末(=18%)的η相粉末形貌。從圖中看到粉末呈現(xiàn)燒結(jié)團(tuán)聚體形貌，顏色較深的大顆粒為固溶體TiW1?x，白色顆粒為η相；η相形貌均為不規(guī)則形狀；Ni含量為18%的粉末中η相顆粒數(shù)量更多。

圖1 (Ti0.6,W0.4)4C-xNi混合粉末球磨后的XRD譜

圖2 (Ti0.6,W0.4)4C-xNi系η相粉末的XRD譜

圖3 (Ti0.6,W0.4)4C-xNi系η相粉末的SEM 形貌

(a)=6%; (b)=18%

球磨過程中的高能量促使Ti、W和Ni形成Ti-W- Ni固溶體，為BCC結(jié)構(gòu)。因此球磨后，Ni含量只對固溶體的晶格參數(shù)有影響，物相組成不變。由于碳在固溶體中的溶解度較低，大部分C聚集分布在固溶體表層[17]。在1 200 ℃的熱處理過程中，Ti原子與C反應(yīng)生成TiC，而Ni、W和C則形成缺碳相，且部分固溶體顆粒達(dá)到過飽和度時析出TiC和η相。η相的合成主要受成分和溫度的影響。當(dāng)溫度一定時，隨碳含量增加，η相由M12C轉(zhuǎn)變?yōu)镸6C，且M6C的含量隨Ni含量增加呈增加趨勢[18]。因此當(dāng)(Ti0.6,W0.4)4C-Ni 系η相粉末的Ni含量較低時，其總體碳含量較高，析出的η相主要是高碳η相(Ni2W4C)；隨粉末中Ni含量升高，其碳含量相應(yīng)降低，固溶體中形成低碳η相(Ni6W6C)并在冷卻過程中析出。

2.2 (Ti0.6, W0.4)C-18Ni金屬陶瓷

2.2.1 形貌

圖4所示為在=6%和=18%的(Ti0.6,W0.4)4C-Ni系η相粉末中加入Ni粉和C粉，然后在不同溫度下 (1100，1 200，1 350) ℃燒結(jié)后所得(Ti0.6,W0.4)C-18Ni金屬陶瓷的SEM形貌。當(dāng)燒結(jié)溫度為1 100 ℃時，顆粒接觸并發(fā)生接觸性燒結(jié)，呈團(tuán)聚體形態(tài)，由于只存在顆粒間的固相擴(kuò)散燒結(jié)，燒結(jié)樣品不夠致密。該溫度下主要發(fā)生固態(tài)原子的傳質(zhì)和η相的碳化反應(yīng)，碳化過程較緩慢。當(dāng)燒結(jié)溫度為1 200 ℃時，元素間的擴(kuò)散加快，Ni中溶解的Ti，W等明顯增加；粘接相粘度降低，易于鋪展于硬質(zhì)相顆粒表面；局部已出現(xiàn)液相(Ni含量為40%時Ni-Ti共晶溫度為1 200 ℃)，η相的碳化明顯。粉末中Ni含量對高溫下的碳化反應(yīng)影響很大，由于低Ni含量的η相粉末中需要加入更多的Ni(見表2)，增加了η相碳化的傳質(zhì)距離，完全碳化需要更高的溫度或更長的時間。因此低Ni含量不利于η相的碳化，所得金屬陶瓷呈現(xiàn)不均勻的組織分布，從圖(c)中可見未碳化完的白色大塊η相。當(dāng)燒結(jié)溫度為1 350 ℃時，出現(xiàn)更多的液相，液相流動加快，原子擴(kuò)散速度顯著加快。對于Ni含量較低(=6%，8%)的η相粉末，在此溫度下η相周圍的C原子逐漸擴(kuò)散至其表面發(fā)生碳化反應(yīng)形成網(wǎng)狀η相，而Ni含量較高(=12%，18%)的粉末，η相完全碳化后的WC顆粒長大。

圖4 (Ti0.6,W0.4)4C-xNi系η相粉末在不同溫度下燒結(jié)后的SEM形貌

(a), (c), (e)=6%, sintering at 1 100, 1 200 and 1 350 ℃, respectively; (b), (d), (f)=18%, sintering at 1 100, 1 200 and 1 350 ℃, respectively

因此對于不同Ni含量的金屬陶瓷，燒結(jié)溫度升高都能促進(jìn)η相的碳化反應(yīng)，加快原子擴(kuò)散和液相流動，實現(xiàn)金屬陶瓷的致密化。由于初始Ni含量增加導(dǎo)致η相碳化速度加快，η相碳化完全所需要的溫度降低，因此Ni含量為18%的η相粉末在1 200 ℃碳化完全。

2.2.2 物相組成

圖5所示為(Ti0.6,W0.4)4C-Ni系η相粉末在1 450 ℃下補(bǔ)碳燒結(jié)后所得 (Ti,W)C-18Ni金屬陶瓷的XRD譜。從圖中看出，樣品A(=6%)的組織中存在Ni2W4C相、(Ti,W)C和Ni粘結(jié)相。樣品B(=8%)由(Ti,W)C相和Ni組成，樣品C和D(分別為12%和18%)的物相組成為WC、(Ti,W)C和Ni，WC的峰強(qiáng)隨Ni含量增加而增強(qiáng)。從樣品D(=18%)燒結(jié)前后的成分變化：燒結(jié)前的η相粉末中含Ni6W6C，經(jīng)1 200 ℃燒結(jié)后轉(zhuǎn)化為Ni2W4C，燒結(jié)溫度為1 450 ℃時，Ni2W4C全部轉(zhuǎn)化為WC，得出η相的碳化過程中成分變化為Ni6W6C?Ni2W4C?WC。試樣A-D的η相成分由燒結(jié)前的TiW1?x合金向M6C或M12C轉(zhuǎn)變，這對后續(xù)的η相碳化后的物相組成和組織形貌起決定性的作用。Ni含量為6%的η相粉末Ni含量最低，碳化過程中，其內(nèi)部形成的Ni-Ti-W共晶液相量最少，Ti，W，C的擴(kuò)散傳質(zhì)過程緩慢，導(dǎo)致燒結(jié)樣品A中仍然存在η相。隨η相粉末的Ni含量增加，有利于促進(jìn)η相的碳化反應(yīng)，樣品C中的η相已經(jīng)完全轉(zhuǎn)變，形成體系平衡態(tài)組織WC，(Ti,W)C和Ni。體系中出現(xiàn)非平衡態(tài)相WC是由于過高的Ni含量會形成低C型η相(M12C)，相比高C型M6C，M12C相的碳化所需的總C量增加。在碳化速率有限、時間較短的情況下，M6C碳化形成WC相，其來不及與TiC形成完全的(Ti,W)C固溶體相。

表3 (Ti0.6,W0.4)4C-xNi混合粉末在各個階段的物相組成

通過圖1，圖2，圖5和燒結(jié)后的能譜分析結(jié)果，得出不同Ni含量的(Ti0.6,W0.4)4C-Ni混合粉末在球磨、1 200 ℃/1 h熱處理以及在不同溫度下燒結(jié)后的物相組成，列于表3。從表3看出，=6%時，η相的碳化不完全，1 450 ℃燒結(jié)的樣品中仍存在Ni2W4C相；=12%和18%的η相粉末，燒結(jié)后η相完全碳化形成WC相。由此可以得出結(jié)論，Ni含量較低的η相粉末，燒結(jié)過程中的碳化轉(zhuǎn)變過程為：Ni6W6C+C?Ni2W4C, Ni2W4C+C?(Ti, W)C +Ni，且第二步反應(yīng)不完全；當(dāng)初始Ni含量較多時，碳化轉(zhuǎn)變過程為：Ni6W6C+C?Ni2W4C, Ni2W4C+C?(Ti,W)C+WC+Ni。

2.2.3 顯微結(jié)構(gòu)

圖6所示為(Ti0.6,W0.4)4C-Ni系η相粉末在1 450 ℃下燒結(jié)后所得(Ti,W)C-18Ni金屬陶瓷的SEM形貌。表4所列為圖6中白色相和灰色相的EDS分析結(jié)果。結(jié)合圖6和表4可知，金屬陶瓷樣品A和B中的白色相為η相，樣品C和D的白色相為WC，灰色相均為(Ti,W)C，(Ti,W)C相的 W含量隨η相粉末的Ni含量增加而增加。樣品A的η相經(jīng)XRD驗證為Ni2W4C，樣品B的組織與XRD結(jié)果不一致，這是由于B中η相分布不均勻且所占區(qū)域面積小，導(dǎo)致Ni2W4C相沒有被檢測出來。4組樣品的顯微形貌有較大差異：樣品A和B的η相分別為塊狀和島狀，(Ti,W)C相均有條狀和圓形顆粒狀；對比圖6(c)和(d)可看出樣品D中的WC的數(shù)量比樣品C中的數(shù)量多，且樣品C中的WC晶粒大部分為顆粒狀，而D的WC晶粒均為板狀。

表4 圖6中各相的EDX分析

圖6 在1 450 ℃燒結(jié)的(Ti,W)C-18Ni金屬陶瓷SEM形貌

(a) Sample A; (b) Sample B; (c) Sample C; (d) Sample D

典型的TiC基金屬陶瓷含有芯環(huán)結(jié)構(gòu)：芯相為燒結(jié)過程中未完全溶解的TiC顆粒，環(huán)形相為溶解析出的(Ti,M)C固溶體相。本實驗得到的金屬陶瓷沒有芯環(huán)結(jié)構(gòu)，原因在于高能球磨后的顆粒細(xì)小，經(jīng)過1 200 ℃/1 h熱處理后粉末中細(xì)小的TiC顆粒在燒結(jié)過程中溶解速率較快，加速了(Ti,M)C的溶解析出[14]，因而沒有生成(Ti,M)C環(huán)形相。由于合成η相的前期過程采用的是高能球磨，得到的粉末粒度較小，而在后續(xù)補(bǔ)充碳和Ni采用的是常規(guī)球磨，使得補(bǔ)充的Ni顆粒較大。W在顆粒較大的Ni中溶解的速度較慢，補(bǔ)充的Ni越多，W 在Ni中溶解的量越少。因此η相粉末的Ni含量較低時，析出的(Ti,W)C中W含量減少，碳含量增多。(Ti,W)C為非計量化合物，的值隨W原子減少而增大[19]，因此在析出的(Ti,W)C中W含量減少的情況下，更多的碳以(Ti,W)C形式存在，而沒有足夠的碳原子與η相進(jìn)行碳化反應(yīng)，導(dǎo)致最終顯微組織中存在η相。相反地，在η相粉末的Ni含量高的情況下，(Ti,W)C中W含量增多，碳含量降低，體系中有足夠的C與η相發(fā)生碳化反應(yīng)形成WC。

硬質(zhì)合金中η相的形態(tài)取決于碳含量和燒結(jié)溫度，在缺碳程度較高，即相圖中平衡組織為WC+L+η時，η相為不規(guī)則塊狀；當(dāng)缺碳程度較低，相圖中平衡組織為WC+L時，η相的形貌為樹枝狀或點(diǎn)狀[20]。本研究中η相的形貌不同是由于碳化速度不同而形成的。在η相粉末的Ni含量較低時，后續(xù)添加的Ni顆粒較多且粒度較粗，碳化速度慢，η相碳化程度不高，易形成塊狀晶粒；η相粉末的Ni含量較高時，后續(xù)添加的Ni少、且分布更均勻，碳化速度增加，碳化反應(yīng)沿著η相內(nèi)部逐漸進(jìn)行，易形成點(diǎn)狀分布。板狀WC的形成與W在(Ti,W)C固溶相中的含量有關(guān)[13]，W在Ni中溶解越充分，WC越容易在Ni中原位析出而形成板狀，原位析出過程中WC的{0001}面相對于{100}面表面能低而優(yōu)先生長。然而當(dāng)W在Ni中溶解不充分時，WC會在原有WC晶粒上延性生長而形成顆粒狀。因此由Ni含量較高的η相粉末制備的金屬陶瓷中析出板狀WC，而Ni含量較低粉末燒結(jié)后析出顆粒狀WC。

2.4 力學(xué)性能

圖7所示為(Ti0.6,W0.4)4C-Ni系η相粉末的Ni含量對(Ti,W)-18Ni系金屬陶瓷力學(xué)性能的影響。由圖可見，隨η相粉末的Ni含量從6%增加到18%，金屬陶瓷的硬度變化不明顯，抗彎強(qiáng)度從1 379 MPa增加到 1 730 MPa，主要原因為試樣A中的η相脆性大，而后續(xù)非平衡態(tài)WC與金屬Ni之間具有與(Ti,W)C之間更高的結(jié)合強(qiáng)度，進(jìn)一步提高了金屬陶瓷的強(qiáng)度。圖8所示為Ni含量分別為12%和18%的η相粉末制備的TiC基金屬陶瓷樣品C和D的裂紋擴(kuò)展和拉伸斷口形貌。如圖8(a)、(b)所示，隨Ni含量從12%增加至18%，WC晶粒的數(shù)量增加，裂紋長度顯著減小，并且裂紋大部分沿WC與粘結(jié)相之間的界面擴(kuò)展。從圖8(c)、(d)可見陶瓷顆粒脫粘后留下的凹坑以及平整的斷面，斷裂模式由沿晶斷裂和穿晶斷裂組成。同時從裂紋擴(kuò)展圖8(a)和(b)也看出樣品C和D的斷裂模式均由沿晶斷裂和穿晶斷裂組成。從圖8(c)、(d)中看到由陶瓷顆粒脫粘后留下的凹坑以及平整的斷面，圖中標(biāo)記的是板狀WC晶粒的平整斷面。隨著初始Ni含量從12%增加至18%，(Ti,W)C-18Ni金屬陶瓷的穿晶斷裂減少而沿晶斷裂增加，這表明更多的裂紋擴(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)相通過塑性變形耗散能量，從而提高金屬陶瓷的韌性。同時板狀WC在(Ti,W)C-18Ni金屬陶瓷中的出現(xiàn)對于抵抗裂紋擴(kuò)展也有積極的作用，從而提高金屬陶瓷的抗彎強(qiáng)度和韌性。

圖7 η相粉末的Ni含量對(Ti,W)C-18Ni金屬陶瓷力學(xué)性能的影響

(a) Hardness and transverse rupture strength; (b) Fracture toughness

圖8 (Ti,W)C-18Ni金屬陶瓷的拉伸裂紋拓展和斷口形貌

(a) Crack propagation of sample C; (b) Crack propagation of sample D; (c) Fractured surface of sample C; (d) Fractured surface of sample D

3 結(jié)論

1) 采用高能活化–預(yù)燒結(jié)法合成的(Ti0.6,W0.4)4C-Ni系η相粉末，隨Ni含量增加，η相由Ni2W4C逐漸轉(zhuǎn)變?yōu)镹i6W6C，η相的形貌為細(xì)小的不規(guī)則顆粒狀。

2) 隨(Ti0.6,W0.4)4C-Ni系η相粉末的Ni含量較低時，碳化速度慢，η相呈塊狀分布；=8%時，碳化速度加快， WC呈板狀析出，η相呈點(diǎn)狀分布。當(dāng)=12%時，WC相開始析出，且WC的形貌與W在Ni中的溶解過程有關(guān)。當(dāng)=18%時，W在Ni中溶解過程充分進(jìn)行，原位析出板狀WC，當(dāng)=12%時，溶解過程不充分，析出顆粒狀WC晶粒。

3) 板狀WC的析出能更有效地提高金屬陶瓷的抗彎強(qiáng)度和韌性，抗彎強(qiáng)度和斷裂韌性分別為1 730 MPa和15.8 MPa·m1/2。

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(編輯 湯金芝)

Effects of Ni content of Ni(Ti0.6,W0.4)4C-type η phase on the microstructure and properties of (Ti0.6,W0.4)C-18Ni cermets prepared by carbonization process

WEN Yu, XIONG Huiwen, LIZhiyou, LI Zehao

(State Key Laboratory of Powder Metallurgy, Central South University, Changsha 410083, China)

(Ti0.6,W0.4)4C-18Ni cermets were prepared by carbonization of η phase powders synthesized by high-energy activation and pre-sintering mixture powders with a composition of (Ti0.6,W0.4)4C-Ni(=6, 8, 12, 18 mass fraction). The effects of initial Ni content on the morphology and phase composition of η phase were studied, and the effects of η phase composition on the microstructure and mechanical properties of cermets were also investigated. The results indicate that the form of η phase changes from Ni2W4C to Ni6W6C with increasing Ni content. The increase of Ni content is beneficial to the precipitation of WC phase. The granular WC phase precipitates when the Ni content is 12%, and then transforms to plate-like WC with increasing Ni content to 18%. The precipitation of plate-like WC phase can improve the transverse rupture strength (TRS) and toughness of TiC-based cermets. The TRS and toughness of the carbonized (Ti0.6,W0.4)C-18Ni cermets both increase with increasing Ni content. When the initial content of Ni is 18%, the TRS and toughness are 1 730 MPa and 15.8 MPa?m1/2, respectively.

TiC-based cermets; η phase; carbonization; plate-like WC; Ni6W6C

中南大學(xué)粉末冶金國家重點(diǎn)實驗室自主課題

2017?03?14；

2017?07?18

李志友，教授，博士。電話：0731-88830464；E-mail: lizhiyou@csu.edu.cn

TF125

A

1673-0224(2017)06-791-09