Mo對Ti(C,N)金屬陶瓷組織結構和力學性能影響*

王 坤

(新沂市星辰新材料科技有限公司 江蘇 新沂 718100)

金屬陶瓷的正常組織是由陶瓷硬質相和金屬粘結相組成的兩相組織，陶瓷晶粒埋置在金屬相的基體內[1]。典型的金屬陶瓷的硬質相存在著一種芯/殼結構，芯部的成分是沒有完全熔解的Ti(C,N)顆粒，殼的形成是通過溶解-再析出機制新形成的復雜的碳氮化物固溶體[2]。有些金屬陶瓷的芯相還可以分為內殼層和外殼層兩個部分，其中內殼層是在固相燒結時形成的，富含Mo,W等重元素，而外殼層是在液相燒結時形成的，其Mo，W等重元素含量介于芯部和內殼層之間[3～5]。在Ti(C,N)基金屬陶瓷中加入WC、TaC、NbC、HfC、VC、AlN等添加劑，或以Co部分或全部代替Ni，不會從根本上改變Ti(C,N)基金屬陶瓷的這種微觀組織結構[6]。

Ti(C,N)基金屬陶瓷中加入N的主要作用，是N阻礙了Mo向Ti(C,N)的擴散和Ti通過Ni的擴散，從而就抑制了Rim相的發(fā)展，使金屬陶瓷的晶粒細化[7～8]。Ti(C,N)基金屬陶瓷中加入N可顯著影響(Ti，Mo)、(C，N)包覆相的生長過程及特征，隨著N含量的增加，可抑制包覆相的過度生長，從而細化碳化物相晶粒[9]；TiN和TiC都屬于面心立方點陣的氯化鈉型晶體結構，可以按照休莫-羅塞里法則形成連續(xù)固溶體[10]。同時，TiN也可以和TiC、TaC、NbC、ZrC、HfC等多種過渡金屬的碳化物形成類似的固溶體[11]。這為改善含氮金屬陶瓷的性質創(chuàng)造了有利的條件。

在TiC-Ni-Mo金屬陶瓷中，Ni含量的影響與Co對WC-Co合金的影響相似。金屬陶瓷的抗彎強度隨著Ni含量的增加而升高，硬度則下降[12]。Ni/Co是Ti(C,N)基金屬陶瓷基本的粘結劑。無Co的Ti(C,N)基材料有著較高的切削速度和加工光潔度,但脆性很大[13]；而含Co材料卻無上述缺點，并且硬度、紅硬性和高溫抗氧化能力都較高[14]。另外，Co的韌性比Ni更高，對硬質相的潤濕性更好，Mo、W等元素在Co中的溶解度也比Ni中高。因此，在現(xiàn)代的Ti(C,N)基金屬陶瓷研究和生產(chǎn)中，有著以Co部分或全部取代Ni作粘結相的趨勢。

加入Mo或者Mo2C可以顯著改善Ni對TiC的潤濕性，Mo2C存在于硬質相的包覆層中，從而避免了硬質相的直接接觸和聚集長大，從而細化了晶粒[15]。同時在一定范圍內增加Mo的含量可以提高材料的斷裂韌性[16]。加入WC可以改善金屬陶瓷的潤濕性和燒結性能。TaC,NbC的加入能夠提高金屬陶瓷刀具的斷續(xù)切削性能[17]，而VC的作用是抑制晶粒的長大。但是它們的加入會使粘結相對TiC的潤濕性降低，從而導致材料強度的下降[18]。

近年來Ti(C,N)基金屬陶瓷在刀具市場占有率逐年增加，但Ti(C,N)基金屬陶瓷也存在自身的缺陷，并不能完全滿足工業(yè)生產(chǎn)的需求。因此要對Ti(C,N)基金屬陶瓷進行改性。筆者研究的是通過制備Ti(C,N)基金屬陶瓷，對其試樣進行加工處理，再通過表征手段對其各種性能進行研究，以便對其配方進行調整，從而使金屬陶瓷的性能更優(yōu)。

筆者制備了多組試樣配方，通過各種表征方法來分析在何種配方下，且不改變金屬陶瓷的硬度和抗熱震能力的基礎上，盡量提高其硬度和其他力學性能。利用對Ti(C,N)基金屬陶瓷材料物理性能與力學性能的研究，探討Ti(C,N)基金屬陶瓷材料Mo成分的最佳配比。本次試驗的結果對實際生產(chǎn)具有很強的指導意義，對節(jié)約資源、降低成本都有很大的貢獻。這對促進Ti(C,N)基金屬陶瓷材料廣泛應用于切削加工領域具有理論和實驗指導意義。

1 實驗部分

1.1 實驗所用主要設備

實驗所用設備名稱、型號、生產(chǎn)廠家如表1所示。

表1 實驗設備名稱、型號、生產(chǎn)廠家

1.2 成分設計

在本實驗中確定的金屬陶瓷的基本成分配方為：TiC、TiN、Ni以及添加的C、Mo、WC。本實驗主要目的是研究不同鉬含量對Ti(C,N)金屬陶瓷組織和性能的影響，設計了4組成分，其中TiN、WC、C、Ni成分保持不變，Mo成分變化范圍為5wt%～15wt%，Mo和TiC添加量相互補充。其金屬陶瓷材料的化學成分配比如表2所示。

表2 不同鉬含量的Ti(C,N)金屬陶瓷材料的化學成分(質量%)

1.3 Ti(C,N)基金屬陶瓷的制備

本實驗以TiC，TiN， Ni-Ti，WC，Mo為基本原料，加入添加劑C粉，采用傳統(tǒng)的粉末冶金方法來制備金屬陶瓷試樣。Ti(C,N)基金屬陶瓷的制取工藝基本與WC硬質合金制備工藝相同，包括混合料的制備、成形、燒結等。制備的過程中，每一步工藝步驟都會對Ti(C,N)基金屬陶瓷的組織、性能產(chǎn)生影響，其主要工藝流程圖如圖1所示。

圖1金屬陶瓷制備工藝流程圖

根據(jù)表2成分設計將原始粉末WC、TiC、納米TiN、Mo和Co按材料的成分配方稱好后倒入尼龍球磨罐中，裝入直徑約為10 mm硬質合金球(YG8)，按固液質量比為2∶1加入無水乙醇，密封后置于QM-ISP04行星球磨機上以450 r/min轉速濕磨24 h。球磨后將粉料烘干，每100 g粉料加入7 mL濃度為8%的汽油橡膠溶液造粒5 h，將造粒后的粉料放入模具中，采用180 MPa壓力在萬能液壓機上模壓成形，然后放入80 ℃電烘箱中烘干1 h。坯塊烘干后放入真空爐中按一定的工藝脫膠，經(jīng)1 430 ℃真空燒結1 h，即得到燒結體材料。

1.3.1 脫膠工藝

在硬質合金中，由于作為基體成分的WC具有高硬度、高彈性模量、高抗彎強度的特性，其粉末在壓制過程中難以產(chǎn)生塑性變形，因而模壓成形前必須添加足夠數(shù)量的成形劑[19]。本系列試驗根據(jù)現(xiàn)有實驗條件及制品性能的要求，選用汽油橡膠溶液作成形劑，其濃度為8wt%，加入量為每100 g粉料加入7 mL進行造粒。

經(jīng)研究發(fā)現(xiàn)，在真空爐脫膠時，采用如圖2所示的脫膠工藝曲線圖，可將汽油橡膠溶液完全揮發(fā)且排除掉。

1.3.2 真空燒結工藝

燒結是硬質合金生產(chǎn)過程中的最后一道工序，即將粉末加熱到一定的溫度，并保持一定時間，然后冷卻從而得到所需性能的材料[20]。本系列試驗，根據(jù)現(xiàn)有實驗條件，采用真空燒結工藝，經(jīng)研究發(fā)現(xiàn)，根據(jù)如圖3所示燒結工藝進行真空燒結，可獲得致密度很高的燒結體。

圖3為真空燒結工藝曲線。

如圖3所示，在850 ℃以下，傳熱以對流為主，而在真空爐中幾乎沒有空氣對流，因此在600 ℃、800 ℃設立恒溫臺階有利于材料均溫熱透，減小材料的熱應力。此外，隨著加熱溫度的升高，爐內真空度下降很快，設立臺階有利于恢復真空度，充分滿足燒結需求，故在600 ℃、800 ℃設立恒溫臺階。在800 ℃以上時，試樣的C與O發(fā)生反應，生成CO等氣體，使爐內真空度下降，在1 000 ℃保溫，除對材料有保溫作用外，也有利于組織中氣體的揮發(fā)，提高真空爐內的真空度。1 220 ℃左右保溫，其主要目的是在組織中出現(xiàn)液相前，讓氣體盡可能多地揮發(fā)、排除，有利于后續(xù)燒結時材料致密度的提高。在1 430 ℃下進行燒結，Ni變成液相，而液相引起的物質遷移比固相擴散快，最終液相Co將填滿燒結體內的孔隙[21]，因此可獲得密度高、性能良好的燒結產(chǎn)品。

圖2 脫膠工藝曲線

圖3 真空燒結曲線

1.3.3 材料后處理

真空燒結后的試樣因各個方向收縮不均勻而有所翹曲，而且表面粗糙不平，必須要研磨到規(guī)定的尺寸和表面粗糙度才能進行各項力學性能的測試。

試樣的研磨可分為粗磨、細磨和拋光三步。粗磨在砂輪上進行，磨至表面無明顯凹凸感為止，然后用粒度分別為60目、80目、100目、120目、150目的剛玉砂布及0、1、2、3金相砂紙逐級進行細磨；最后用3.5金剛石研磨膏在研磨機上進行拋光，在基本上達到鏡面反射為止。

1.4 試樣性能測定

1.4.1 測量試樣的密度

通過下面公式可以計算出所設計的Ti(C,N)基金屬陶瓷材料各試樣的理論密度：

式中：ρ理——試樣的理論密度，g/cm3；

ma，mb——試樣中a，b組元的質量百分數(shù)，%；

ρa，ρb——試樣中a，b組元的理論密度，g/cm3。

表3 原料粉末中組元的理論密度(g/cm3)

金屬陶瓷試樣燒成后，首先用電子天平稱出燒結體的質量M；其次根據(jù)排水法用量筒測量燒結體的體積V，即可求出金屬陶瓷 Mo含量一定的范圍內(5wt%～15wt%)的實際密度：

ρ=M/V

式中：ρ——燒結體的實際密度，g/cm3；

M——燒結體的質量，g；

V——燒結體的體積，cm3。

1.4.2 XRD物相分析

本實驗所用的儀器為國產(chǎn)轉靶衍射儀，其測試條件為：工作電壓為30 kV；工作電流為20 mA；掃描范圍為30°～100°；掃描速度為3.6°/min；Cu靶輻射。把所得XRD圖譜與標準圖譜(PDF卡)對照，確定物相的組成。

將3組試樣都進行XRD的測量，比對每組樣品的XRD圖譜，還要通過PDF比對卡比對，判斷物相的組成。

1.4.3 觀察樣品的放大組織

試樣磨制成鏡面后，將磨好試樣的那一面在光學金相顯微鏡下放大400倍，觀察合金的孔隙分布，并查看燒結后的合金中是否有污垢、石墨夾雜以及分層、裂紋等缺陷的情況。

將拋光后的樣品置于金相顯微鏡下，觀察其表面形貌。采集其形貌照片，對出現(xiàn)異常現(xiàn)象的樣品進行分析。

1.4.4 硬度與韌性測試

硬度是材料的重要力學性能之一，它表征材料抵抗局部壓力而產(chǎn)生變形的能力。硬度不是一個單純的物理量，它是彈性、塑性、強度、韌性等一系列不同物理量的綜合性能指標[22]。硬度值的大小不僅取決于材料的成分和組織結構，而且還取決于測量的條件和方法。筆者采取維氏硬度計進行實驗。

本實驗采用型號為HV-10型維氏硬度儀，測試條件為10 kgf載荷，保壓時間為15 s。卸除載荷后，用維氏硬度儀上附帶的光學顯微鏡準確測量四方錐壓痕兩對角線的長度a1和a2以及壓痕四個頂角出的裂紋長度l1、l2、l3、l4，如圖4所示，取對角線長度的平均值2a=(2a1+2a2)/2，然后帶入維氏硬度計算公式和Shetty韌性計算公式分別得出HV和KIC：

式中：P——施加載荷值，N；

2a——壓痕對角線長度的平均值，m。

KIC=0.031 9P/(al1/2)

式中：P——壓痕實際荷載，N；

a——壓痕對角線半長，mm；

l——壓痕裂紋長度，mm。

圖4 壓痕示意圖

1.4.5 抗熱震性能測試

陶瓷材料抗熱震性能的常用測試方法為壓痕-急冷法。用維氏硬度計測量材料的硬度HV，并用壓痕法計算材料的斷裂韌性KIC[23]。

試樣尺寸是20 mm×20 mm×5 mm，經(jīng)磨樣、拋光成鏡面后，用維氏硬度計在其表面打4個壓痕，載荷為10 kg，產(chǎn)生16條裂紋。用5～12型箱氏電阻爐對試樣進行加熱，加熱溫度分別為300 ℃、400 ℃、800 ℃，加熱時間為10 min，以水作為冷卻介質，待試樣冷卻后，在拋光機上將試樣表面污漬清除掉，在HV-10型維氏硬度儀上(400倍)測量試樣裂紋長度，在CMM-33(400倍)型金相顯微鏡下觀察試樣缺口附近的表面形貌及裂紋擴展情況，對試樣進行如上重復操作。每個試驗點采用4個試樣，共8個壓痕32條裂紋，然后取其平均值。

材料的抗熱震性是熱學性質、力學性質的綜合表現(xiàn)。由于本試驗是通過觀察裂紋擴展情況來測試材料的抗熱震性能，因此，可以利用抗熱震斷裂性與抗熱震損傷性的統(tǒng)一理論——熱震裂紋的穩(wěn)定性參數(shù)Rst來表征其抗熱震性能：

Rst= (γf/Eα2)1/2

式中：γf——新生裂紋的斷裂表面能，可通過公式KIC=(2γfE)1/2來計算。

金屬陶瓷原料的物理性能，如表4所示。

表4 金屬陶瓷原料的物理性能

根據(jù)復合材料的各物理性能的計算公式可以計算出4組金屬陶瓷復合材料的物理性能:

E=E1φ1+E2φ2+…

ν=ν1φ1+ν2φ2+…

式中：φ——是原料的體積分數(shù)；

ω——質量分數(shù)；

ρ——密度，g/cm3；

K=E/3(1-2ν)為體積模量。

利用以上各式計算出材料的各物理性能參數(shù)，結合金屬陶瓷試樣的斷裂韌性，計算出4組試樣的熱震裂紋的穩(wěn)定性參數(shù)Rst。

2 實驗結果與討論

2.1 密度的測試

首先用電子天平稱出燒結體的質量G，根據(jù)排水法用量筒測量試樣的體積V，可求出試樣的實際密度以及相對密度如表5所示。

根據(jù)表5的Mo的不同含量與Ti(C,N)基金屬陶瓷相對密度的關系可以做出圖5，從而更加直觀的反映出Mo的添加量對Ti(C,N)基金屬陶瓷的相對密度的影響。

從圖5與表5可以看出，在Mo含量一定的范圍內(5wt%～10wt%)，材料的相對密度隨Mo含量的增加而提高。在Mo含量一定的范圍內(10wt%～15wt%)，材料的相對密度隨Mo含量的增加而降低，在Mo的含量10wt%時，金屬陶瓷的相對密度達到最大值。

圖5 不同Mo 含量的Ti(C,N)基金屬陶瓷的相對密度

表5 不同Mo含量的Ti(C,N)基金屬陶瓷的實際密度以及相對密度

不同Mo含量試樣的表面孔隙照片如圖6中的A，B，C所示。

(A) 5%Mo (B) 10%Mo (C)15%Mo

圖6不同Mo含量的金屬陶瓷的金相顯微鏡照片

由圖6可以看到，Mo含量在一定的范圍內(5wt%～10wt%)，隨著Mo含量的增加，金屬陶瓷的組織有變細的趨勢，而且組織變得更加均勻，相對密度增大；而當Mo添加量過大，Mo含量達到15wt%的金屬陶瓷時，Mo添加量的增加會使出現(xiàn)液相的溫度區(qū)間變大。當液相出現(xiàn)前的保溫時間不夠時，就會有氣孔被液相封閉而在以后的燒結過程中難以排除，使金屬陶瓷的密度較低，這與圖5與表5所得到的結論相一致。

2.2 金屬陶瓷的物相分析

圖7為所得3種金屬陶瓷的XRD衍射圖。

(A) 5wt% Mo (B) 10wt% Mo (C) 15wt% Mo

X射線衍射分析表明，盡管3種金屬陶瓷的原始成分中Mo的含量不同，但其衍射圖譜中都只含有TiC 和Ni的衍射峰，未發(fā)現(xiàn)單獨的WC和Mo2C衍射峰，這說明Mo和WC已完全熔解，以(Ti, W, Mo)C或(Ti, W, Mo)(C, N)固溶體的形式析出[24]。有研究發(fā)現(xiàn)，Mo與添加的C在大約1 000 ℃時反應生成Mo2C，生成的Mo2C又在約1 200 ℃時完全熔解[25]。同樣的，WC也在約1 300 ℃時從XRD衍射圖上完全消失。陶瓷相Ti(C,N)的三強衍射峰與PDF卡片對應的很好。

2.3 金屬陶瓷的力學性能研究

2.3.1 硬度和韌性的測定

1)根據(jù)維氏硬度計算公式，得出HV：

式中：HV——維氏硬度，MPa；

P——為施加載荷值，N；

2a——為壓痕對角線長度的平均值，mm。

表6 不同Mo 含量的Ti(C,N)基金屬陶瓷的維氏硬度

根據(jù)表6 Mo含量與Ti(C,N)基金屬陶瓷維氏硬度的關系可以做出圖8，從而更加直觀的反映出Mo的添加量對Ti(C,N)基金屬陶瓷維氏硬度的影響。

圖8為Ti(C,N)基金屬陶瓷的維氏硬度隨Mo含量的變化。

由圖8可見，隨著Mo含量的增加，金屬陶瓷的硬度先增大后降低，當Mo含量10wt%時金屬陶瓷的硬度達到最大。這是因為Mo含量增加時，碳化物相的硬度增加，即Mo使碳化物產(chǎn)生固溶強化作用[26]；同時由于Mo的加入使硬質相顆粒變細且更加均勻，也會使金屬陶瓷的硬度增加，這是因為Mo含量增加時，碳化物相的硬度增大，即Mo使碳化物產(chǎn)生固溶強化作用[27]；同時由于Mo的加入使硬質相顆粒變細且更加均勻，也會使金屬陶瓷的硬度增加[28]；而當Mo添加量太多，達到Mo含量為15wt%的金屬陶瓷時，Mo添加量的增加會使出現(xiàn)液相的溫度區(qū)間變大。當液相出現(xiàn)前的保溫時間不夠時，就會有氣孔被液相封閉，而在以后的燒結過程中難以排除使金屬陶瓷的密度較低，見表5、圖6和圖7為金屬陶瓷的金相顯微鏡照片?？梢钥闯?，其內部存在部分氣孔，導致其密度較低。綜合這三方面的因素，金屬陶瓷的硬度與Mo含量的關系出現(xiàn)了如圖8所示的規(guī)律。

圖8 不同Mo 含量的Ti(C,N)基金屬陶瓷的HV

2)根據(jù)Shetty的韌性計算公式，得出KIC：

KIC=0.0319P/(al1/2)

式中：P——壓痕實際荷載，N；

a——壓痕對角線半長，mm；

l——壓痕裂紋長度，mm。

根據(jù)表7的Mo含量與Ti(C,N)基金屬陶瓷斷裂韌性的關系可以做出圖9，從而更加直觀的反映出Mo的添加量對Ti(C,N)基金屬陶瓷斷裂韌性的影響。

隨著Mo含量的增加，Ti(C,N)基金屬陶瓷斷裂韌性降低。這是由于：在金屬陶瓷材料中，斷裂韌性與晶粒大小有關，斷裂源沿著晶界運動，當遇到粗大晶粒時，路徑變得曲折，從而消耗更多的斷裂功[29]。因此，斷裂韌性相對較高；反之，當斷裂源遇到細小晶粒時，路徑相對平滑，因此，斷裂韌性相對較低[30]。此外，過多的Mo會使包覆相過厚，而包覆相為脆性相，這些因素使得斷裂韌性逐漸降低。

表7 不同Mo 含量的Ti(C,N)基金屬陶瓷的KIC

圖9 添加Mo對材料斷裂韌性的影響

2.3.2 熱震測試

圖10 壓痕裂紋擴展示意圖

本試驗Vickers壓痕裂紋擴展示意圖與實際試樣表面裂紋分別如圖10和圖11所示。

裂紋長度擴展率的計算式為：

E=△C/C×100%

式中：C——裂紋初始平均長度，mm；

△C——熱震后裂紋擴展的平均長度，mm；

E——裂紋長度擴展率。

(A)熱震前 (B)熱震后

圖11樣品1熱震的壓痕光學顯微照片(×400)

圖12為不同溫度下裂紋長度與循環(huán)次數(shù)之間的關系。

由圖12可見，裂紋長度隨熱循環(huán)溫度的升高而增長：在低溫階段(T=300 ℃)，各組試樣的壓痕裂紋擴展的都很緩慢，溫度越高，裂紋擴展越快，低溫時熱循環(huán)5次裂紋擴展的很少，而高溫時(T=800 ℃)熱循環(huán)5次裂紋基本都擴展到試樣邊界。產(chǎn)生這種現(xiàn)象的主要原因可以由下面的公式來解釋:

σ=EαΔT/(1-ν)

式中：σ——熱應力，kg/mm2；

E——彈性模量，GPa；

α——熱膨脹系數(shù)，℃；

ΔT——熱循環(huán)溫差，℃；

ν——泊松比。

可見，當熱循環(huán)溫度上升時，材料內部的熱應力增大，裂紋也更易于擴展。此外，由Irwin方程可以計算出熱應力裂紋穩(wěn)定性參數(shù)Rst的值。計算結果如表8所示。

表8 金屬陶瓷抗熱震性能參數(shù)(Rst)的計算值

由表8可以看出，3組金屬陶瓷試樣1、2、3的熱應力裂紋穩(wěn)定性參數(shù)逐漸降低，理論計算結果與試驗結果也相吻合。

KIC=(2γE)1/2

Rst= [γf/(α2E)]1/2

式中，γf——表面能，N/m。

從圖12中還可以看出，裂紋長度隨熱循環(huán)次數(shù)的增加而增長，因為裂紋是通過孔洞的連通而形成的。隨著熱震次數(shù)的增加，材料內部孔洞的數(shù)量及尺寸也隨之增加或增大，孔洞的長大必然導致相鄰孔洞的相互連通。

圖13為相同溫度下裂紋與鉬含量之間的關系。

由圖13可見，裂紋因鉬含量的不同而擴展速度不同。當鉬含量較低時裂紋擴展速度較慢，此時陶瓷材料的抗熱震性能較好；而當鉬含量為15wt% 時，壓痕裂紋擴展較明顯。

3 總結與展望

3.1 總結

筆者通過制備多組配方的樣品，通過各種測試技術來分析在何種配方下，在不改變金屬陶瓷的硬度和抗熱震能力的基礎上，盡量提高其硬度和其他力學性能。筆者采用TiN、TiC 、C 等陶瓷粉體原材料，以Ni為粘結相，添加不同量的Mo，制備了Ti(C,N)基金屬陶瓷材料。研究了不同Mo含量的摻加對金屬陶瓷的顯微結構和力學性能的影響。得到以下結論：

1)在Mo含量一定的范圍內(5wt%～15wt%)，Mo的添加量能顯著的影響材料的顯微形貌。隨著Mo含量的增加，金屬陶瓷的組織有變細的趨勢，而且組織變得更均勻。材料的實際密度隨Mo含量的增加而提高；在Mo含量在(5wt%～10wt%)范圍內，材料的相對密度隨Mo含量的增加而提高，而在Mo含量在(5wt%～10wt%)范圍內，材料的相對密度隨Mo含量的增加而降低。在Mo含量為10wt%時金屬陶瓷的相對密度最高。

圖12不同金屬相的金屬陶瓷裂紋長度與熱震次數(shù)的關系曲線

2)在Mo含量一定的范圍內(5wt%～15wt%)，隨著Mo含量的增加，硬度先升高后降低，斷裂韌性降低，分別在10wt% Mo和5wt%Mo摻加時獲得最大的硬度和斷裂韌性。

圖13金屬陶瓷在不同溫度下裂紋長度與熱震次數(shù)的關系曲線

3)壓痕-急冷法測試結果表明，隨著熱震溫度的升高和熱循環(huán)次數(shù)的增加，金屬陶瓷中的裂紋延長；鉬含量較低的Ti(C,N)金屬陶瓷抗熱震性能較好，當鉬含量為15wt%時，壓痕裂紋擴展較明顯。

3.2 展望

筆者通過研究Mo含量對Ti(C,N)基金屬陶瓷的組織和性能的影響，可以為生產(chǎn)Ti(C,N)基金屬陶瓷刀具提供成分設計依據(jù)。這對促進Ti(C,N)基屬陶瓷材料廣泛應用于刀具領域具有理論和實驗指導意義。但是由于時間和多方面條件的限制，課題中尚存不完善之處，因此筆者認為在將來的研究工作中以下的幾個方面是需要進行進一步分析研究：

1)筆者只是依據(jù)單因素法研究了Mo的含量的變化對Ti(C,N)基金屬陶瓷的組織和性能的影響，還應該綜合考慮其他的因素(燒結溫度、燒結時間、預燒工藝、硬度測試方法、燒結工藝、密度測試方法等)對Ti(C,N)基金屬陶瓷的組織和性能的影響。

2)Ti(C,N)基金屬陶瓷試樣面不夠光滑會影響對Ti(C,N)基金屬陶瓷的組織的觀察和性能的測試。由于這次畢業(yè)設計的時間比較緊，在觀察Ti(C,N)基金屬陶瓷的組織和測試性能之前，并沒有將試樣磨的很光滑，而使得在觀察試樣顯微組織時不能完全將試樣的顯微組織看的很清晰；而在測試性能時也遇見了很多困難，使得最終的結果不是很精確。因此，在以后的研究中，一定要在磨試樣的工作上下功夫，這樣才能得到最精確的結果。

3)未來Ti(C,N)基金屬陶瓷的發(fā)展方向還是要不斷提高其強度和韌性，即研制和發(fā)展高強韌性、高可靠性的Ti(C,N)基金屬陶瓷復合材料。

4)SEM能夠更加清晰觀察Ti(C,N)基金屬陶瓷的顯微結構，因此在以后的研究中可以使用SEM來觀察試樣的表面形貌。