VC对微米级Ti_CN_基金属陶瓷微观结构和力学性能的影响
烧结气氛对Ti(CN)基金属陶瓷饱和磁化强度的影响
烧 结 气 氛 对 Ｔ （ 基 金 属 陶 瓷饱 和 磁 化 强 度 的影 响 ｉ ＣＮ）
周 书助 ，王社 权 ２ ，王零森 ，胡茂 中 ２
（ ．中 南大 学 粉 末 冶 金 国家 重 点 实验 室 ，湖 南 长 沙 ４ ０ ８ ） １ １ ０ ３ （．株 洲 钻 石切 削刀 具 股 份 有 限 公 司 ，湖 南 株 洲 ４ ２ ０ ） ２ １ ０ ７
２ 实 验
２ １ 金属 陶瓷合 金 的制 备 ． 首先将 原料粉 末 按 ４ Ｔ（ Ｎ） ｉ ，１ＭｏＣ， ５（ ｉ Ｃ ，ＴＣ） ０ ，
１ （ｉ Ｔ ） ５Ｔ－ ａＣ，１ － ５ Ｃ，１－ ０ ＋ ｏ的 比例 （ 量 Ｗ－ ０ １Ｗ ５ ２ ＮｉＣ 质
分 数 ，％）配成 ５种 混合 料 。配制好 的混 合粉末 进行 球 磨和混 合 ，球 料 比 ５１ ：，球 磨介 质为无 水 乙醇 ，球磨 时间 ７ － ６ 。混 合料 浆经 干燥 、过筛 。将 加入粘 结 ２ ９ ｈ ｈ 剂 的混合 料压 制成 试块 。 多气氛 脱胶． 结一体 炉对 用 烧 试块 分别 进行 真空烧 结 （ ４ ０Ｃ，保 温 １ｈ １６ ￣ ）和 Ｎ 气 ， 烧 结 （４ ０ １６ ￣ Ｃ，保温 １ｈ ，Ｎ２ 力 ８ｋ ａ ；用 压力烧 压 Ｐ ） 结炉对 试 块进行 Ａ ｒ气压 力烧 结（４ ０Ｃ，保温 １ｈ １６ ￣ ， Ａｒ 压力 ６ ａ 。 气 ＭＰ ）
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第 ３ ５卷 ２０ ０ ６年
第 ８期
８月
稀 有 金 属 材 料 与工 程
ＲＡ ＲＥ Ｍ ＥＴ Ｌ ＭＡＴＥＲＩ ． Ａ ＡＩＳＡＮＤ ＥＮＧ１ ＥＥＲ１ Ｇ Ｎ Ｎ
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TiN，TiC和Ti（C，N）涂层的性能及影响因素研究
TiN，TiC和Ti（C，N）涂层的性能及影响因素研究TiN,TiC和Ti(C,N)涂层的性能及影响因素研究唐达培.高庆,江晓禹(西南交通大学应用力学与工程系,l~tJiI成都610031)[摘要]TiN和TiC同属于NaC1形式的晶体结构,是同构互溶性的.Ti(C,N)是两者的固溶体.TiN和TiC及Ti(C,N)涂层具有优良的力学和摩擦学性能,作为硬质耐磨涂层,已用于切削刀具,钻头和模具等场合,具有广泛的应用前景.综述了国内外关于这3种涂层的研究成果.研究了影响其性能的若干因素,比较了它们的性能差异,为进一步优化涂层的性能及合理地选用涂层提供了参考.进一步的研究方向是高,低温及恶劣环境下涂层的性能以及更大载荷下涂层的摩擦学性能等.一些重要结果如下:(1)对TiN涂层而言,用CAPD比用CAIP制备时,涂层的摩擦因数小,结合强度大,硬度小;脉冲电压从550V增大到750V时,涂层脆性增加,结合强度减小;在多弧离子镀工艺中,500℃是最佳沉积温度,此时涂层的硬度和结合强度均最大.(2)对用反应磁控溅射制备的TiC涂层而言,用CH比用CH制备时,涂层的硬度大;CH分压在0.02～0.04Pa范围内为最佳,此时TiC涂层的硬度和弹性模量最大,分别是30.9GPa和343.0GPa.(3)对Ti(C,N)涂层而言,随CH:N或CH:N流量比的增大,其硬度增大;CH:N分压比对摩擦因数和磨损量的影响还与载荷的大小有关;TiCN涂层的硬度和弹性模量随值而变化,当为0.6左右时,硬度取最大值45GPa,当值为0.43左右时,弹性模量取最大值630GPa.[关键词]涂层;TiN;TiC;Ti(C,N);性能;影响因素;硬度;摩擦因数[中图分类号]TG174[文献标识码]A[文章编号]1001—1560(2005)03—0042—05 0引言TiN涂层具有硬度高,韧性好,结合强度高,摩擦因数小和化学性能稳定等优点,作为涂层用于加工刀具大大提高了其使用寿命和被加工产品的质量¨.但是,随着机械制造业要求的提高,切削刀具存在高温抗氧化性不足,硬度不够高等缺点.在各种新的涂层材料中,TiC涂层具有较好的综合性能,并且硬度比TiN更高,已成为主要选择之一.20世纪90年代通过多组元涂层,多层涂层,复合涂层提高了TiN涂层工模具的性能,取得了相当大的进展.TiN,TiC同属于NaC1形式的晶体结构,两者的晶格常数相差不大,是同构互溶性的.Ti(C,N)是TiN和TiC的固溶体,具有两者的特性和优点,Ti(C,N)与TiN相比有更好的抗粘着磨损和抗磨粒磨损性能,更低的摩擦因数,可以进一步提高切削刀具的生产效率和使用寿命.Ti(C,N)涂层的基本性能如形貌,结构和[收稿日期]2004—10—26[基金项目]教育部优秀青年教师基金成分在20世纪80年代已开始研究,mj.迄今为止,对于TiN,TiC及Ti(C,N)涂层的性能进行了大量研究,发现涂层的组分,厚度及工艺条件(如沉积温度,速度,压力等)对涂层性能有较大的影响,涂层的使用工况(如温度,速度,气氛,载荷等)对涂层摩擦磨损等性能有较大的影响.本工作对3种涂层的性能研究进行了评述,重点研究影响其性能的各种因素,同时比较了3种涂层性能的差异, 为涂层的合理选用和设计提供了依据,最后提出了进一步的研究方向.1影响涂层性能的因素1,1制备工艺用于制备TiN,TiC及Ti(C,N)涂层的工艺有物理气相沉积,化学气相沉积及各种复合工艺,如等离子体化学气相沉积,射频溅射沉积,离子束增强沉积,空心阴极离子镀,阴极电弧等离子沉积,阴极电弧离子镀,直流反应磁控溅射等.工艺不同,涂层的性能也可能不同.用CAPD比用CAIP制备TiN,TiC和Ti(C,N)涂层的性能及影响因素研究的TiN涂层的摩擦因数要低¨,可是若TiN涂层下有Ti作为夹层时,这2种工艺制备的TiN涂层的摩擦因数无明显差异;用CAPD制备的TiN涂层的磨损率随滑动速度增加而增加,而用CAIP制备的TiN涂层则有相反的结论;用CAPD比用CAIP 制备的TiN涂层的结合强度要大,但硬度要小. 1.2择优取向TiN涂层因制备的方法不同,取向也有所不同,如PVD方法制备的TiN涂层取向一般为(111),(200),而CVD制备的TiN涂层为(200), (220)取向.涂层择优取向对其质量和性能有影响,具有强烈TiN(111)择优取向的涂层表面光亮,硬度高,耐磨性好,与基体有较高的结合强度¨.对TiC涂层而言,用CH气体沉积时择优取向为(111),而用C:H:气体沉积时却朝着(111)和(220)取向竞争生长,TiC涂层的高硬度取决于TiC(220)峰的峰度.Ti(C,N)涂层的取向主要是(111),(200), (220).由于择优取向本身也受多种因素(基体温度,沉积速度,气体组分与压强以及外加电压等)的影响.一般来讲,提高温度有利于获得好的择优取向,而沉积速率越大,晶粒中的择优取向愈不明显. 因此,为了获得好的择优取向,基体温度和沉积速率之间应有一个最佳配合.气体组分与压强会影响原子在基体表面上的粘附系数和表面迁移率,而外加电压也会影响到达基体表面的粒子行为,因为它们都影响择优取向的类型及程度.1.3沉积电压,气压,气体配比,化学组分提高沉积电压可以细化TiN涂层的柱状晶结构,增加TiN涂层的显微硬度和沉积速率.脉冲偏压幅值在500～1700V,脉宽比在125～25的范围内,沉积温度低于250℃时膜层组织主要由Ti,N和TiN相构成,随脉冲偏压幅值和脉宽比的增大,晶面的择优取向由Ti:N(200)向(002)转变,柱状晶生长减弱;膜层具有较高的显微硬度和耐磨性,但在过高的脉冲偏压和脉宽比的沉积条件下,膜层性能有下降的趋势¨.随脉冲电压在550～750V之间逐渐增大,TiN晶粒增大,膜层脆性增加,沉积速率提高, 但膜基结合强度下降;在650V以下膜基界面有一伪扩散层出现,超过650V后伪扩散层消失,这是改善膜基结合强度的关键因素Ⅲ.TiC的反应溅射可采用各种含碳气体,如甲烷,乙炔等.高活性的乙炔气体可得到高硬度的TiC薄膜,但工艺和质量的重复性较差.甲烷等化学稳定的碳源气体能够保证工艺过程的良好控制,但常常达不到硬质膜所必需的化学计量比,致使镀层性能达不到要求.在这些沉积方法中,反应气体的分压将对所形成薄膜的相组成,微结构和力学性能产生重要作用.低的甲烷分压下,制备的薄膜样品中含有钛相,薄膜的硬度和弹性模量较低; 甲烷分压提高到0.02～0.04Pa时,薄膜内形成晶粒细小的单相TiC,并获得最高的硬度30.9GPa和弹性模量343GPa;进一步提高甲烷分压,薄膜呈现非晶态,其硬度和弹性模量亦随之降低¨引.在用PCVD法沉积TiC膜的过程中,TiC1和CH的流量是重要的控制参数,在一定的范围内可以提高TiC膜的硬度和沉积速率,但过多的TiC1和CH 会给TiC膜的结合强度带来不利的影响,氩气虽然可以提高TiC膜的沉积速率,但同时也降低了膜基的结合强度.制备Ti(C,N)涂层时,反应气体通常用CH与N:按一定比例混合,或者C:H:与N:按一定比例混合,其混合比例对Ti(C,N)涂层性能有一定的影响.随CH:N:或C:H::N:流量比的增大,膜的硬度增大,膜表面的针孔变小变少,膜呈现较强的(111)择优取向,且随流量比的增大而下降,(220)取向有轻微上升¨.CH:N:分压比对Ti(C,N)涂层性能也有影响,随CH:N:分压比的增加,粗糙度增加,即从TiN到TiC,粗糙度变大,TiC涂层的粗糙度最大;CH:N:分压比对摩擦因数和磨损量的影响还与载荷有关,在低载荷(10 N)下,分压比对摩擦因数和磨损量的影响很小,且摩擦因数和磨损量均很低,但在中等载荷(15N)或较高载荷(25N)下,摩擦因数和磨损量随CH-N:分压比的增加而减小,尤其是当CH-N:分压比在0.8:1.0以上时,Ti(C,N)涂层的摩擦因数都较低,当CH-N分压比为1:0时摩擦因数和磨损量最低,并且摩擦因数受载荷的影响最小.Ti(C, N)涂层中C,N组分对涂层性能的影响较大,在WC一6%Co基体上电弧沉积了TiCxN.一x(0≤≤1)涂层,图1为TiCN一中值对硬度,弹性模量的影响曲线,从图1可知,在z≤0.6时,TiCN一的硬度随值增大而增大,在I>0.6时,TiN,TiC和Ti(C,N)涂层的性能及影响因素研究硬度随值增大而减小,在为0.6附近硬度取最大值45GPa,比TiN(即为0时)的硬度28GPa和TiC(即为1时)的硬度36GPa都大;弹性模量在为0.6时约为610GPa,在为0或1时,弹性模量分别约为610GPa和540GPa,在约为0.43时,出现最大值630GPa.凸_图1电弧沉积的TiCN一涂层中值对硬度和弹性模量的影响日据翅案1.4温度在气相沉积过程中,沉积温度是一个重要的工艺参数.如果沉积温度超过淬硬钢的回火温度,沉积后淬硬钢就会软化,若低于某一沉积温度,涂层的性能就会受到影响.研究不同沉积温度下TiN 涂层的性能,对确定最佳沉积温度,提高TiN涂层性能是很有意义的.孙伟等研究了多弧离子镀沉积温度对TiN涂层性能的影响,得出500℃附近是最佳沉积温度,当低于500℃时,TiN涂层的硬度和结合强度均随沉积温度升高而增大,超过500℃后,硬度和结合力则迅速减小,对涂层的性能不利.赵程等采用先沉积后热处理'J,发现对PCVD.TiN涂层进行热处理时,随热处理温度的提高,涂层的结晶度得到大幅度的改善,使其显微结构向有利于提高涂层性能的方向发展,热处理温度对涂层的硬度有较大影响,但在900℃时,PCVD. TiN涂层的显微硬度有一个最低值.宋人娟对多弧离于镀TiN低温涂层进行了研究,得出低温涂层硬度在2000HV以上,比高温涂层的硬度低, 但低温TiN涂层具有低的摩擦因数,高的耐磨性和膜基结合强度.对PVD硬涂层来说,热稳定性是重要的影响因素.在不锈钢上用PVD沉积了TiN涂层,研究了热处理对其摩擦特性的影响,结果表明,TiN的硬度和摩擦因数在450℃前基本无变化.Tamu. ra等的研究表明,Ti(C,N)涂层经500℃焖火后,仍保持其硬度,而TiC涂层经400℃焖火后其硬度快速下降.对以热作模具钢3Cr2W8V为基体的气相沉积的Ti(c,N)和TiN硬质镀层的热磨损性能进行了试验研究J,结果表明,Ti(C,N)和TiN镀层都具有良好的高温耐磨性,在850℃以上的高温条件下,几种有镀层试样的热冲击磨损量都明显地比无镀层3Cr2W8V试样的磨损量低;镀层的高温软化和氧化都不明显;只有当模基界面结合不良或模基体系的承载能力不足时,才会发生镀层的剥落或碎裂.1.5涂层厚度,层数,涂层顺序TiN涂层厚度对涂层结合强度有影响,若涂层太薄(≤1.5m),在外力作用下涂层容易变形剥落,若涂层太厚(I>4.7m),涂层应力增加,其抗变形,抗剥落能力也会下降,涂层厚度在2.5—3.5 m为最佳.对单层和双层涂层及其厚度对涂层性能作了研究,结果表明,对单层TiN涂层来说,其结合强度随厚度的增加而减小,但对有下层Ti膜存在的Ti/TiN双层涂层来说,当上层的TiN 涂层的厚度从1m变到5m时,未见结合强度减小,然而极厚的下层Ti涂层也会引起上层TiN 结合强度的减小;在较高的滑动速度下,增加下层Ti膜的厚度会导致试样的硬度变小,增加上层TiN 膜的厚度会导致试样的硬度变大,上下两层厚度的变化对试样的摩擦因数影响很有限.加J.用Ti(C,N)作为上层涂层比用TiN作为上层涂层时,其厚度对结合强度的影响,前者要小;Ti (C,N)涂层厚度对其硬度的影响极大,当下层Ti厚度不变时,微硬度随上层Ti(C,N)厚度的增加而增加,当上层Ti(C,N)厚度不变时,微硬度随下层Ti厚度的增加而减小.涂层的厚度及层数主要取决于工况条件,不一定是层数越多性能愈好,膜层过厚会处于高的应力状态,涂层变脆,使其寿命缩短,通常单一硬质PVD或CVD涂层的厚度在1—10m之间,多层涂层的单层厚度一般不超过5m.研究表明,以TiN为顶层的Ti/Ti(C,N)/TiN多层膜,其自身的硬度及与基体的复合硬度均比以Ti(C,N)为顶层的Ti/,TiN/Ti(C,N)多层膜的高;但前者的临界摩擦力比后者小;前者的微凸体的数量随涂层厚度的增加而增加,而后者的微凸体的数量随涂层厚度的增加而减少.1.6基体涂层使用性能的好坏不仅取决于涂层本身的性能,而且还和基体材料的性能有关,尤其是基体TiN.TiC和Ti(C,N)涂层的性能及影响因素研究材料的硬度,只有建立在比较坚硬的基体材料上, 硬质涂层才能发挥出其优越的耐磨性能.基体材料硬度不同,则TiN涂层与基体的结合强度亦不同,基体硬度越大,TiN涂层与基体的结合越好圳,在实际应用中,要尽量使基体材料在沉积温度下保持高的硬度以提高涂层质量.基体表面粗糙度越小,涂层与基体的结合强度越高,基体表面粗糙度以抛光为佳.同样组分的TiCN涂层,在基体Si(100)上比在基体Ti-0.2Pd上其硬度和弹性模量都要高.高速钢W.Mo-V+si上的TiN和Ti(C,N)涂层比普通的烧结钢ASP23, ASP30上的涂层的结合性能要好.1.7载荷,滑动速度法向荷载对摩擦和磨损都有影响,随着法向荷载的增大,摩擦因数和磨损量都相应增大,其增大的幅度随碳含量的增多而减小L2.滑动速度的增加会导致摩擦因数和磨损率的减小.2展望研究更大载荷范围内涂层的摩擦,磨损及力学性能;进一步研究高/低温,恶劣环境下涂层的性能;涂层的影响因素较多,且很复杂,许多因素又存在相互影响,需系统地研究涂层的结构,界面特性及沉积工艺,参数对涂层的力学性能及摩擦学性能等的影响,为设计性能优良的涂层提供数据和理论依据;从微观方面上研究涂层的摩擦学特性及摩擦磨损机理,注重摩擦学特性与功能性的有机结合; TiN,TiC及Ti(C,N)3种涂层作为硬质耐磨涂层已显示出其优越性,应在保持其优良的摩擦学,力学性能的基础上,进一步研制与其他涂层的复合,扩大其应用范围;开发新的涂层试验研究方法,为涂层性能检测和微观形貌,结构及成分分析提供有力的支持;进一步开发新的涂层制备工艺和设备,以便更好地控制涂层的结构和组成.目前评价涂层摩擦磨损性能的好坏大多是做对比性试验研究,缺乏统一的标准.因此,对现象, 数据进行深人分析,从微观角度研究其基本的理论模型,为涂层的摩擦磨损建立起总体的,普遍适用的理论已成为一个亟待解决的课题.[参考文献][1]DiserensM,PatscheiderJ,LevyF.MechanicalProp—ertiesandOxidationResistanceofNanocompositeTiN.穗SiNxPhysica1.V apor.DepositedThinFilms[J].Sur- faceandCoatingTechnology,1990(120/121):158～165.SproulWD.TurningTestsofHighRateReactively Sputter.CoatedT.15HSSInserts[J].Surfaceand CoatingTechnology,1987,3(133):1～4. 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搅拌球磨制备亚微米晶粒Ti(C,N)基金属陶瓷
Ｔｉ（ ，Ｎ）基 金 属 陶 瓷 是 以 Ｔｉ Ｃ Ｃ、Ｔｉ 硬 质 相 颗 Ｎ 粒 为 主 体 ，添 加 少 量 Ｗ Ｃ、Ｔａ Ｃ、Ｎｂ Ｃ、Ｈｆ ＶＣ、Ａｌ Ｃ、 Ｎ 等 添 加 剂 中 的 一 种 或 几 种 ，并 以 Ｎｉ Ｍ ｏ或 Ｃｏ作 粘 结 、 剂 ， 通 过 粉 末 冶 金 方 法 制 备 的 新 型 颗 粒 复 合 硬 质 材
ｍ ｉｌｎｇ，ａ ｕｂｍ ｉ ｏｎ Ｔｉ（ ，Ｎ ）－ ａ ｅ ｅｒ ｌｉ ｎｄ ｓ ｃ Ｃ ｂ ｓ ｄ ｃ ｍｅｔ ｖ ｅ ｎ ｓｎｔ ｒ ｄ ｗｉｈ ｔ ｏｓ ｏｍ ｐ ｉｅ ｐｏ ｓ ｈａ ｅ ｂ ｅ ｉ ｅ ｅ ｔ ｈ ｅ ｃ ｏｓ ｔ ｗｄｅ ． ｒ
Ｍ ａ ｕｆ ｃ ｕｒ ｄ ｂｙ Ａ ｔ ｒｔ ｉｌｎ ｎ ａ ｔ ｅ ｔ ｉｏｒ Ｍ ｌｉ ｇ
余 立 新 ，熊 惟 皓 ，李 晨 辉 ，郑 勇 ，董 敬 文 。
（ １华 中 科 技 大 学 模 具 技 术 国 家 重 点 实 验 室 ， 武 汉 ４ ０ ７ ； ２ 江 钻 股 份 有 限 公 司 ， 潜 江 ４ ３ ２ ） ３０ ４ ３ １ ４
中 图 分 类 号 ：ＴＦ１ ５ １ ．３ ２
文 献 标 识 码 ：Ａ
文 章 编 号 ： １ ０ — ３ １ （ ０ ２ ０ —０ ２０ ０ １４ ８ ２ ０ ） ７０ １－ ４
Ａ ｂ ｔ ａ ｔ： Ｓｕｂｍ ｉｒ ｎ Ｔ Ｔ Ｉ — Ｃ— ｏ Ｎ ｉＣ ｏｍ ｐｏ ｉｅ ｐ ｓｒｃ ｃｏ ｉ Ｃ— Ｎ Ｗ Ｍ — — ｃ ｓ ｔ ｏｗ ｄｅ ｖ ｅ ａ ｒ ｈａ ｅ ｂｅ ｎ ｍ ｎｕｆ ｃ ｕ ｅ ｔ ｒｔ ａ ｔ ｒ ｄ ｂｙ ａ ｔ ｉｏｒ
Ti(C,N)基金属陶瓷研究的最新进展
典 型 的金属 陶 瓷 均形 成 芯 一 结 构 ，有 的环形 环
结构 有 内环 和外环 。认 为环 形结 构形 成 的三个 主要 机理 有 ： ） （ 溶解 和析 出 ； ） 稳相 的 ； ） ａ （ 亚 ｂ （ 扩散 。Ｔ－ Ｃ ｉ
２２ 环 形结构 形成 的 影响 因素 － 随 着 ＷＣ Ｔ（，） ／ ｉ Ｎ 比的增 加 ， ｉ ，） 金属 陶瓷 Ｃ Ｔ（ Ｎ 基 Ｃ 的硬 度增 加 ， ＷＣ Ｔ（， ） 当 ／ ｉ Ｎ 比超 过 ０３ Ｃ ．０时 ， 由于环 形相 厚度 的增加 ， 属陶瓷 的抗 弯强 度明 显下 降 。 金 当 Ｃ ， 等于 ２０时 ， 现 出高 的抗 弯 强度 和 硬 度 。Ｎ ｏ Ｎｉ ． 表
１ 前 言
Ｔ（ Ｎ 基金 属 陶 瓷在 高速 切 削 条件 下 显示 出很 ｉ ） Ｃ 好 的 红硬 性和 优异 的抗 月牙 洼磨 损能力 ，是钢 材高 速加 工和 半精 加工较 为理 想 的刀 具材 料 。在金 属 陶
瓷的 成分 配方 ， 制备 工艺 、 织结 构和 切削 性能 等方 组
维普资讯
第 ３期
周 书助 ， 海 宇 ， 茂 卓 胡
：ｉ ，） 金 属 陶 瓷 研 究 的 最 新 进 展 Ｔ（ Ｎ 基 Ｃ
的 体积 分 数 减 小 ， Ｎ （＋ ） 在 ／ Ｎ 比的接 近 ０５时 ， 于 Ｃ ． 由
此 时 Ｔ（ ，） ｉ Ｎ 的溶 解 度 最 小 ， 阻碍 Ｍｏ向 Ｔ（Ｎ 中 Ｃ Ｎ ｉ ） Ｃ
的应 力增 加 。通过 加入一 定量 的 ＷＣ Ｔ Ｃ等其 它碳 、ａ 化物 ， 可以形成 不连 续分 布 的内环 相 ， 以便 芯 部部 分 地 暴露 于金属 粘 结相 ，这 样 有 利 于芯 一 之 间 的应 环 力 分布 的改变 和 降低嘲 。
陶瓷材料的微观结构与力学行为研究
陶瓷材料的微观结构与力学行为研究陶瓷是一种被广泛应用于各个领域的材料，具有优异的耐热、耐磨和绝缘性能。
然而，陶瓷的脆性使得它在受力时容易发生断裂，限制了其在某些场合的应用。
为了解决这一问题，科学家们对陶瓷材料的微观结构和力学行为进行了深入研究。
在研究中，科学家们发现，陶瓷材料的微观结构与其力学性能有着密切的关系。
陶瓷材料的微观结构主要由晶格结构和晶粒尺寸组成。
晶格结构决定了陶瓷材料的基本性质，如硬度和强度。
晶格结构中的缺陷会对材料的力学性能产生重要影响。
晶粒尺寸是指陶瓷材料中晶粒的平均尺寸。
较大的晶粒会使材料的强度降低，因为晶界是陶瓷材料的弱点。
晶界是相邻晶粒之间的边界，由于晶界的存在会导致能量聚集，易于引发断裂。
因此，控制晶粒尺寸可以改善陶瓷材料的力学性能。
另外，陶瓷材料的力学行为也与其组成元素有密切关系。
陶瓷材料通常由氧化物或非氧化物组成，如氧化铝、氮化硅等。
这些组成元素的不同性质会影响材料的硬度、断裂韧性等力学性能。
因此，选择适合的组成元素对于研究陶瓷材料的力学行为至关重要。
在研究中，科学家们还发现了经典力学理论无法完全解释陶瓷材料的力学行为。
由于陶瓷材料的脆性，其断裂行为常常是一个复杂的过程，涉及到微观裂纹扩展和能量释放等多个过程。
因此，科学家们提出了一些新的力学模型来描述陶瓷材料的力学行为，如弹性裂纹力学、断裂力学等。
弹性裂纹力学是研究材料断裂的重要方法之一。
根据弹性裂纹力学理论，断裂的起始和扩展可以通过裂纹尖端的应力场和应变场来描述。
当裂纹尖端应力达到材料的断裂强度时，裂纹就会开始扩展。
在裂纹扩展过程中，应力场和应变场会发生变化，影响裂纹的扩展速度和路径。
断裂力学是一种通过理论和实验研究材料断裂行为的方法。
断裂力学可以分为线性弹性断裂力学和非线性断裂力学。
线性弹性断裂力学主要研究小裂纹的扩展行为，而非线性断裂力学则更适用于大裂纹的扩展行为。
通过断裂力学的研究，科学家们可以更好地理解陶瓷材料的断裂行为，并提出改善材料强度和韧性的方法。
微观结构控制下的陶瓷强度提升
微观结构控制下的陶瓷强度提升一、微观结构与陶瓷强度的基本关系陶瓷材料在现代工业和科技领域中具有重要地位，其强度性能是关键指标之一。
微观结构在很大程度上决定了陶瓷的强度。
陶瓷的微观结构包括晶体结构、晶粒尺寸、晶界相以及孔隙等多个方面。
晶体结构对陶瓷强度有着基础性的影响。
不同的晶体结构具有不同的化学键合方式和原子排列规律。
例如，具有紧密堆积结构的陶瓷晶体往往具有较高的强度。
这是因为紧密堆积结构使得原子间的距离相对固定且键合较为稳定，能够更好地抵抗外力的作用。
而一些具有开放结构的晶体可能在受力时更容易发生原子的位移和键的断裂，从而导致强度降低。
晶粒尺寸也是影响陶瓷强度的重要因素。
一般来说，较小的晶粒尺寸有助于提高陶瓷的强度。
当晶粒尺寸较小时，晶界面积相对较大。
晶界在陶瓷中起到了阻碍位错运动的作用。
位错是晶体中原子排列的一种缺陷，当外力作用于陶瓷时，位错会在晶体中移动，从而导致材料的变形和最终的断裂。
较大的晶界面积可以更多地阻止位错的移动，使得陶瓷能够承受更大的外力而不发生断裂。
相反，如果晶粒尺寸较大，晶界面积相对较小，位错更容易在晶粒内部移动，降低了陶瓷的强度。
晶界相在陶瓷微观结构中同样不可忽视。
晶界相的性质和含量会影响晶界的强度和陶瓷整体的性能。
合适的晶界相可以改善晶界的结合力，增强陶瓷的强度。
例如，一些晶界相可以填充晶界处的空隙，使得晶界更加致密，从而提高陶瓷对裂纹扩展的抵抗能力。
然而，如果晶界相的含量过高或者其性质不佳，可能会导致晶界弱化，反而降低陶瓷的强度。
孔隙是陶瓷微观结构中常见的缺陷之一。
孔隙的存在会严重影响陶瓷的强度。
孔隙会在陶瓷内部形成应力集中点，当外力作用时，这些应力集中点会首先发生破坏，从而引发裂纹的产生和扩展。
即使是微小的孔隙，也可能对陶瓷的强度产生显著的影响。
因此，减少孔隙率是提高陶瓷强度的重要途径之一。
二、微观结构控制的方法为了提升陶瓷的强度，需要对其微观结构进行有效的控制。
碳氮化钛结构
碳氮化钛（Titanium carbonitride，简称TiCN）是一种硬质涂层材料，具有优异的物理化学性质，主要以其高强度、高硬度、高耐磨损性和良好的耐热性著称。
其晶体结构根据不同形式可能会有所不同：
1.纯碳氮化钛（TiCN）：
o TiCN分子式为TiCN，是一种化合物，其结构类似于TiC和TiN的混合物，但并非简单的物理混合，而是形成了固溶体结构。
o层状结构：碳氮化钛在微观结构上可能表现为层状结构，这是由于其独特的晶体结构特点，有利于提高其抗切削磨损性能。
2.Ti(C,N)：
o这是一种含有碳和氮的钛基金属陶瓷材料，其基础组成单元TiC和TiN具有面心立方（FCC）的NaCl型结构，这意味着TiC和TiN晶
格能够相互嵌入，形成连续的固溶体结构。
3.纳米结构或超细结构：
o在粉末形态或作为涂层材料时，碳氮化钛粉末往往呈现出纳米级别的颗粒，这些颗粒在沉积或烧结过程中能够紧密堆积，形成致密的涂
层。
总体来说，碳氮化钛的结构特点是结合了碳化钛和氮化钛的优势，具有高的硬度（通常高于TiC和TiN单独的硬度），并且在高温下有更好的热稳定性。
它在工业上广泛应用，如作为切削工具、模具表面涂层，以及在航空航天、石油化工、汽车工业等领域的耐磨耐蚀零部件的表面强化处理。
碳氮化钛基硬质合金（金属陶瓷）简介
碳氮化钛基硬质合金金属陶瓷简介BRIEF INTRODUCTION OF CERMETS CUTTING TOOL TiCN基金属陶瓷具有良好的使用性能与WC基硬质合金相比它具有低密度、高硬度、对钢的摩擦系数小加工中显示出较高的红硬性、相近的强度、较低的腐蚀性和导热性切削时抗粘结磨损和抗扩散磨损在相同切削条件下TiCN基金属陶瓷刀具具有较高的寿命或在寿命相同的情况下可采用较高的切削速度被加工件有较好的光洁度。
因此TiCN基金属陶瓷在许多加工场合下可成功取代WC基硬质合金填补了WC基硬质合金和陶瓷之间的空白特别适用于钢材的半精加工和精加工及耐磨耐蚀零件。
TiCN substrate cermets cutting tool has very good application. Compared with tungsten carbide cutting tool cermets cutting tool has advantages of lower density harder much lower friction for machining steel better thermal stability when machining close toughness lower causticity and heat conduction better wear-resistance. Working in the same condition TiCN based cermets cutting tool has longer using life and can be used under faster cutting speed. We can get more finish work-piece with smoother surface using cermets cutting tool. From above we have used TiCN based cermets cutting tool to replace WC based carbide cutting tool in some fields successfully. It fills up the gap between WC based carbide and ceramic. It is suitable for semi-finishing and finishing machining of steel and wear part specially. TiCN基金属陶瓷采用精制高纯原料通过严格控制各个工艺环节而制备的具有优异特性的陶瓷制品具有高强度、高硬度、轻质抗腐蚀、抗氧化耐热性好等优异性能。
Cr元素引入对TiAlN涂层性能影响的研究现状
Cr元素引入对TiAlN涂层性能影响的研究现状冯彬;彭如恕【摘要】总结了含Cr过渡层(CrN/Cr层)以及TiAlCrN涂层中Cr元素引入对TiAlN涂层相关性能的影响规律,为制备性能优异的(Ti,Al,Cr)N涂层提供参考.最后分析和展望了TiAlN基涂层的发展方向.【期刊名称】《机械工程师》【年(卷),期】2018(000)003【总页数】3页(P36-38)【关键词】TiAlN涂层;Cr元素;TiAlCrN涂层;CrN/Cr过渡层【作者】冯彬;彭如恕【作者单位】南华大学机械工程学院,湖南衡阳421001;南华大学机械工程学院,湖南衡阳421001【正文语种】中文【中图分类】TE9510 引言涂层技术的产生及发展顺应了现代工业生产快速发展的步伐，使得各类工模具和耐磨损零部件对硬度、抗磨损性能、抗氧化性能等性能的要求得到满足。
氮化物涂层因具有良好的综合性能，应用颇广。
TiN涂层出现较早，在切削工具、摩擦（轴承和齿轮）、装饰和光学领域得到普遍应用[1-2]。
但随着对TiN涂层应用的不断加深，发现其在高温抗氧化性能等方面的表现，满足不了工业生产要求。
TiN涂层开始氧化是在温度超过450℃时，并生成TiO2，温度为600℃时，涂层表面开始出现局部氧化皮；到了800℃时，涂层大块剥落，裸露出基材，从而使涂层失效[3]。
具有NaCl型Ti1-xAlxN涂层因其优异的力学、热学和摩擦学性能被广泛应用于先进加工和其他高温应用中[4]。
由于引入Al元素，TiAlN涂层起始氧化温度达到750℃，这主要得益于TiAlN涂层表面形成的Al2O3保护膜，该保护膜致密、连续，能够阻碍氧原子向氧化膜/涂层界面进行扩散，从而阻止了涂层的进一步氧化[5]。
通过引入第四种合金元素Cr来优化TiAlN涂层，以满足高温下的零部件的性能要求，正引起人们的极大关注。
本文主要总结了含Cr过渡层（CrN/Cr层）以及TiAlCrN涂层中Cr元素对TiAlN涂层相关性能的影响规律，为制备性能优异的（Ti，Al，Cr）N涂层提供参考。
微量元素C和Mg对一种镍基高温合金组织和力学性能的影响
第26卷 第4期2006年8月 航 空 材 料 学 报JOURNAL OF AERONAUTI CA L MATER I ALSVol .26,No .4Aug ust 2006微量元素C 和M g 对一种镍基高温合金组织和力学性能的影响余 乾(北京航空材料研究院先进高温结构材料国防科技重点实验室,北京100095)摘要:通过对微量元素C ,M g 含量的调整,来研究C,M g 元素对一种镍基合金组织及性能的影响,结果表明:C 含量不足时,合金组织中碳化物数量少,在合金组织中分布不均匀,合金持久性能较低;而适量提高C 含量,碳化物均匀分布,持久寿命明显提高。
M g 元素含量低时,不影响合金的组织,合金的力学性能没有明显改变;而当M g 含量过高时,晶界碳化物粗大,合金冲击韧性a K 值较低,拉伸塑性也降低;当加入最佳Mg 含量时,碳化物得到充分细化,晶界碳化物呈粒状分布,合金的a K 值和拉伸延伸率δ值显著提高。
关键词:高温合金;微量元素;组织;性能中图分类号:T G132.32 文献标识码:A 文章编号:100525053(2006)0420011203收稿日期5225;修订日期62626作者简介余乾(6—),女,工程师,主要从事铸造高温合金研究。
N i 基铸造高温合金,主要用于制造发动机的一般高温结构件,使用温度在600℃以下。
在研制一种镍基高温合金的过程中,发现合金持久寿命较低,室温拉伸延伸率及冲击韧性较好。
调整浇注工艺参数后,仍不见改善。
观察拉断试样组织,发现碳化物分布极不均匀,部分区域没有碳化物存在,因而增加C 含量以增加碳化物数量,结果持久强度显著提高,但合金的拉伸塑性、冲击韧性显著降低。
众所周知,Mg 具有提高合金持久性能、拉伸塑性和室温冲击韧性的作用。
因此在该合金中加入微量的Mg,来调整合金的显微组织,以提高合金的综合力学性能。
本工作主要研究C,Mg 元素对合金组织及性能的影响。
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*四川省科技支撑计划资助项目(项目编号:07G G002-006)收稿日期:2008年3月VC 对微米级Ti(CN)基金属陶瓷微观结构和力学性能的影响*望 军1 吕 凌2 孙晓燕2 刘 颖1 任 强2 叶金文1 涂铭旌11四川大学2成都工具研究所摘 要:VC 对于制备微米级的Ti(C N)基金属陶瓷,能够起到控制T i(CN)晶粒长大的作用,并且能够使烧结体中晶粒粒度分布变得均匀。
在液相烧结过程中,由于瓦尔德熟化效应使Ti(CN)晶粒长大,Ti(CN)晶粒的长大又分为连续长大和不连续长大。
关于VC 的抑制机理,目前还没有明确的结论,但有三种比较有代表性的说法:吸附机制、溶解机制和偏析机制。
随着VC 添加量的增加,T i(CN)基金属陶瓷的抗弯强度呈现先升后降的趋势;VC 的加入使材料的硬度减小。
关键词:T i(CN)基金属陶瓷, VC, 晶粒抑制剂, 微观结构, 力学性能Effect of VC on Microstructure and Mechanical Propertiesof Micrometer Grade Ti(CN)-based C ermetsWang Jun Lv Ling Sun Xiaoyan et alAbstract:VC can also control the grains growth of micrometer grade Ti(CN)-based cermets.And the grains sizes become average because of the addition of VC.Ti(CN)grains grows by Ostwald ripening at the s tage of liquid sintering.There are two types of growing way of the grains.One i s continuous growth and the other is discontinuous growth.About the i nhibiting mecha -nism of VC,there are three main opinions:adsorption mechanis m,dissolution mechanism and segregation mechani sm.The trans -verse rupture strength (TRS)of cermets increased first and then decreased with increasing the con ten t of VC.T he addi tion of VC resulted in the hardness of cermets decreasing.Keywords:Ti(CN)-based cermets, VC, grain growth inhibitor, microstructure, mechanical properties1 引言Ti(C N)基金属陶瓷刀具材料具有较好的耐磨性和高温性能[1],理想的抗月牙洼磨损能力,以及优良的抗氧化能力和化学稳定性[2],再加上地壳中Ti 资源储量丰富,Ti(C N)已成为WC-Co 基硬质合金的主要代替品之一[3,4],并因而成为研究的热点。
在制备纳米或超细Ti(C N)基金属陶瓷材料及硬质合金的过程中,VC 经常被用作晶粒长大抑制剂来控制晶粒的大小[5~7]。
然而,到目前为止,还没有看到关于VC 对微米级Ti(CN)基金属陶瓷材料影响的研究报道,因此,本文研究了VC 对微米级Ti(C N)基金属陶瓷材料的影响。
2 实验方法和过程2.1 实验原料本实验所用原料的粒度和氧含量见表1,Ti (C N)粉末的形貌见图1。
表1 实验用原料的性能参数粉料Ti(C 0.7N 0.3)Mo 2CWC TaC Ni Co VC FSSS(L m)120.8221.30.5O(wt%)0.320.400.230.050.730.440.61图1 Ti(CN)粉末的SEM 照片2.2 实验过程将上述粉料按一定比例混合,然后湿磨80小时后烘干;掺橡胶成形剂;在100MPa 左右的压力下压制成型,制得四组试样A 、B 、C 和D;再在1450e 下烧结60分钟,并在保温阶段充入2MPa 的氩气。
对合金试样检测其物理机械性能,用扫描电镜观察微观组织结构。
14工具技术表2 试样的名义成分试样Ti(C 0.7N 0.3)Mo 2C TaC Ni Co WCVC A 678555100B 66.58555100.5C 668555101D6485551033 结果与讨论四组试样烧结后的微观组织结构见图2,其物理机械性能见图3和图4。
(a) (b)(c) (d)图2 不同VC 添加量对Ti(CN)基金属陶瓷材料微观结构的影响如图2所示,随着VC 添加量的增加,试样中Ti (C N)晶粒开始减小,试样C 、D 的晶粒相对于试样A 已有了明显的细化且分布均匀。
可见,VC 对微米级的Ti(C N)基金属陶瓷也能起到抑制晶粒长大的作用。
在超细WC-Co 硬质合金生产过程中,作为晶粒生长抑制剂的VC 在烧结过程中抑制WC 晶粒的长粗机理,应该说还没有完全研究清楚。
一般认为抑制剂在液相烧结过程中,优先溶解在粘结相中,抑制了WC 晶粒的溶解;抑制剂存在于WC 晶粒的界面,也认为是抑制了WC 的析出。
由于Ti(CN)基金属陶瓷的成分更为复杂,烧结冶金反应和合金的组织结构也很复杂,所以其机理的分析也比较困难[8]。
一般认为Ti(C N)基金属陶瓷晶粒长大的驱动力是瓦尔德熟化效应[9]。
它是由于颗粒较细的Ti (C N)在粘结相Ni-Co 相中具有较高溶解度,因此优先在粘结相中溶解,继而再析出在较大Ti(CN)颗粒上,从而引起Ti(CN)晶粒长大。
Ti(CN)晶粒长大分为连续性长大和非连续性长大。
连续性长大是指Ti(CN)晶粒平均尺寸增加;非连续性长大则是某些Ti(CN)晶粒的疯长,此处往往形成裂纹源。
非连续性长大主要是由于一些工艺控制不当造成的,必须通过改善工艺才能有效避免。
Ti(CN)基金属陶瓷晶粒的连续长大却是必然的。
原因在于在液相烧结时Ti(CN)颗粒及其它碳化物逐渐溶解于液态粘结相中,并在一定温度下达到溶解)析出过程的动态平衡。
各个硬质相颗粒在液相中的溶解度与温度、颗粒的形状、大小及表面状态有关。
在不考虑温度和固)液表面能等因素影响的情况下,随颗粒半径的减小,其溶解度增加。
即小颗粒与大颗粒尺寸相差愈大,则二者在液相中的饱和溶解度相差越大,这种差别则构成了烧结过程中Ti(CN)基金属陶瓷晶粒长大的驱动力。
通常Ti(C N)及其它碳化物粉都有一个晶粒度分布,这种分布主要受粉末生产方法的影响,而且也要受到硬质合金生产中球磨条件的影响,于是在液相烧结的过程中小颗粒优先溶解,在小颗粒溶解于粘结相的同时,粘结相中Ti(C N)及其它碳化物的含量越来越高,处于过饱和状态,进而一部分溶质转移到大颗粒周围,在大颗粒Ti(CN)表面析出,使之长大。
图3 VC 添加量对Ti(CN)基金属陶瓷抗弯强度的影响图4 VC 添加量对Ti(CN)基金属陶瓷硬度的影响关于VC 抑制机理,目前众说纷纭,比较有代表性的有三种[10]:¹吸附说:认为抑制剂优先溶解在粘结相中,其元素吸附在Ti(C N)颗粒的表面,降低了Ti(C N)的表面能,从而降低了Ti(CN)在液相中的152008年第42卷l 8溶解速度。
º溶解说:认为抑制剂在液态粘结相中的优先溶解,会大大降低粘结相中Ti(C N)的溶解度,从而减缓Ti(CN)通过液相重结晶长大。
»偏析说:抑制剂沿Ti(C N)/Ti(CN)界面偏聚,阻碍了Ti (C N)界面的迁移,防止Ti(CN)颗粒发生聚集长大。
从图3可以看出,在微米级Ti(C N)基金属陶瓷体系中,随着VC添加量的增加,材料的抗弯强度呈现先升后降的趋势。
在合金中加入VC可以起到抑制晶粒长大,细化晶粒的作用,这能够提高材料的抗弯强度。
但是添加VC在细化Ti(CN)晶粒的同时,也会使得烧结温度下液相流动困难,从而导致合金产生孔隙的几率变大,因而强度下降,另外,抑制剂VC带来的脆性相也是引起抗弯强度下降的原因。
从图4可以看出,添加VC后,Ti(CN)基金属陶瓷的硬度比没添加VC的要低,这可能是因为VC的添加改变了各种金属元素如W、Mo、Ti等在粘结相和环形相中的溶解数量,其具体原因还有待进一步研究。
4结语(1)VC对微米级Ti(C N)基金属陶瓷也能起到抑制晶粒长大的作用,并且使晶粒大小的分布变得均匀。
(2)关于VC的抑制机理,有三种比较有代表性的观点:¹吸附说:认为抑制剂优先溶解在粘结相相中,其元素吸附在Ti(CN)颗粒的表面,降低了Ti (C N)的表面能,从而降低了Ti(CN)在液相中的溶解速度。
º溶解说:认为抑制剂在液态粘结相中的优先溶解,会大大降低粘结相中Ti(C N)的溶解度,从而减缓Ti(C N)通过液相重结晶长大。
»偏析说:抑制剂沿Ti(C N)/Ti(C N)界面偏聚,阻碍了Ti(CN)界面的迁移,防止Ti(C N)颗粒发生聚集长大。
(3)随着VC添加量的增加,Ti(CN)基金属陶瓷的抗弯强度呈现先升后降的趋势;添加了VC的硬质合金其硬度要比没添加的低。
参考文献1S Bolognini,G Feusier,D M ari et al.TiMoCN-based cermets: high-temperature deformation.International Journal of Refractory Metals&Hard Materials,2003,21(1-2):19~292Y J Park,S W Kim,S Kang.The formation of a solid solution band at the surface of T i(CN)-based cermets.Materials Science and Engineering,2000,A291(1-2):198~2063J Joardar,S W Kim,Shinhoo Kang.GI-XRD studies on sur-face structure of ultrafine Ti(C0.5N0.5)-WC-Ni cermets at high temperature.Wear,2006,261(3-4):360~3664范畴,熊惟皓,魏京等.纳米粉改性Ti(C,N)基金属陶瓷制备的研究.材料导报,2005,19(12):124~1265邱友绪,李宁,张伟等.WC-Co超细晶硬质合金晶粒长大抑制剂及其机理的研究.硬质合金,2006,23(4): 254~2576邱智海.抑制剂对WC-15%Co硬质合金性能的影响.硬质合金,2005,22(2):90~927P Feng et al.J.Alloys Compd.(2007),doi:10.1016/j.jal-l com.2007.05.0918周书助.超细Ti(C,N)基金属陶瓷粉末成形性能及刀具材料的研究.长沙:中南大学出版社,2006,106~1079Y Kang,G H Lee,S Kang.Growth of ultrafine Ti(CN)part-i cles in Ti(CN)-Ni cermets.Scrip t Materialia,2007,56:133 ~13610吴恩熙,雷贻文.超细硬质合金中晶粒生长抑制剂的作用.硬质合金,2002,19(3):136~13911范景莲,李志希等.超细/纳米硬质合金及晶粒长大抑制剂的研究.粉末冶金技术,2004,22(5):259~265第一作者:望军,博士研究生,四川大学,610051成都市Author:Wang Jun,Ph. D.,Sichuan Univarsity,Chengdu 610051,China北京正负电子对撞机重大改造工程完成7月19日,北京正负电子对撞机重大改造工程(BEPCII)加速器与北京谱仪联合调试对撞成功,观察到了正负电子对撞产生的物理事例。