CN102011041A - Yt15硬质合金渗氮烧结工艺 - Google Patents
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Abstract
本发明公开了一种YT15硬质合金渗氮烧结工艺,其要点在于包括以下步骤:选材,选用由粉末冶金工艺制备的牌号为YT15硬质合金样品;脱胶,将所选的YT15硬质合金样品放入真空脱脂烧结一体炉中进行脱胶,脱胶完成后,将真空脱脂烧结一体炉抽真空至绝对压强为10Pa,然后通入高纯度氮气,该氮气的纯度大于等于99.999%,再将真空脱脂烧结一体炉加热至1450±5℃,并在温度1450±5℃之间保温80~100分钟,然后在温度1200±5℃之间保温150~210分钟,然后随炉冷却至室温后出炉;本发明合理选择参数对YT15硬质合金进行渗氮烧结,提高了YT15硬质合金的各项性能。
Description
技术领域
本发明涉及一种YT15硬质合金渗氮烧结工艺。
背景技术
材料的使用性能受材料本体和表面性质的影响,而材料本体和表面性质又受到材料化学成分和微观组织的影响。在实际应用中,材料的微观组织,尤其是表面的微观组织,对其使用性能有着更为重要和直接的影响。 渗氮烧结可以改变含Ti硬质合金表面的微观组织。Hashe N. G等人分别研究了渗氮烧结对WC-VC-Co合金(Hashe N. G, Norgren S, Andrén H. –O, Neethling J. H, Berndt P. R. Int J Refract Met Hard Mat[J], 2009, 27(1): 20)和WC-VC-TiC-Co合金(Hashe N. G, Neethling J. H, Andrén H. –O, Norgren S, Berndt P. R. Int J Refract Met Hard Mat[J], 2008, 26(5): 404)表面微观组织的影响,结果显示,对于WC-VC-Co合金,渗氮烧结形成了(W, V)(C, N),此碳氮化物分为两相:一相富含V元素,另一相缺乏V元素;渗氮烧结使合金表面形成了一个大约50 μm的梯度层,此区域只含有WC相和粘结相,不含立方相,并且此区域的WC晶粒明显细化。对于WC-VC-TiC-Co合金,渗氮烧结形成了(Ti, V, W)(C, N),此碳氮化物也分为两相:一相富含Ti元素,另一相富含W和V元素;渗氮烧结使合金表面形成了一个大约6 μm的梯度层,此区域只含(Ti, V, W)(C, N)立方相和粘结相,不含WC相。Barbatti C. F等人研究了渗氮对(W, Ti)C-(Ta, Nb)C-Co/Ni合金表面微观组织和性能的影响(Barbatti C, Garcia J, Sket F, Kostka A, Pyzalla A. R. Surf Coat Technol[J], 2008, 202(24): 5962,Barbatti C, Sket F, Garcia J, Pyzalla A. R. Surf Coat Technol[J], 2006, 201(6): 3314),研究表明,渗氮可以改变合金表面的微观组织,使Ti、Ta和Nb元素向表面迁移,由于Ti元素与N元素的结合力较强,Ti元素优先向表面迁移,而W元素与N元素的结合力较弱没有发生迁移。
YT15是一种通用合金牌号,红硬性、耐磨性好,但强度较差。YT15主要用于加工各种钢材,既可用于断续切削又可用于连续切削,既适用于半精加工又适用于精加工,它在钢材加工刀具中占主导地位。据不完全统计,YT15合金占全国YT类合金总消耗量的近50%,所以提高YT15合金质量具有十分重大的意义。
发明内容
本发明的目的是提供一种利用Ti元素和N元素之间较强的结合力,通过改变烧结气氛来改变合金表面的微观组织,以达到提高YT15合金综合性能的目的的YT15硬质合金渗氮烧结工艺。
为达到上述目的,本发明的技术方案是:一种YT15硬质合金渗氮烧结工艺,其要点在于包括以下步骤:
(1)选材,选用由粉末冶金制备的牌号为YT15硬质合金样品;
(2)脱胶,将步骤(1)所选的YT15硬质合金样品放入真空脱脂烧结一体炉中,采用机械泵将炉内真空抽至绝对压强100Pa后,打开施片真空泵继续抽真空至绝对压强10Pa以下,再升温至250±5℃保温120~180分钟,升温速度为10~30℃/分钟,最后再升温至350~390℃保温240~900分钟,升温速度为8~20℃/分钟,完成脱胶;
(3)渗氮烧结,脱胶完成后,将真空脱脂烧结一体炉抽真空至绝对压强为10 Pa以下,升温至1200~1270℃保温120~240分钟,然后通入高纯度氮气,该氮气的纯度大于等于99.999%,再将真空脱脂烧结一体炉加热至1450±5℃,并在温度1450±5℃之间保温80~100分钟,然后降温至1200±5℃并保温150~210分钟,渗氮烧结后的YT15硬质合金随炉冷却至室温;
(4)出炉,将渗氮烧结后的YT15硬质合金取出。
作为优选:所述步骤(3)渗氮烧结中温度从500℃上升至烧结温度1450±5℃的时间为350分钟,并该升温过程分为三个阶段,第一阶段温度从500℃上升至1210℃,时间为110分钟,第二阶段在温度1210℃保温130分钟,第三阶段温度从1210℃上升至1450℃,时间为110分钟。
本发明在渗氮烧结过程中,Ti元素与N元素之间表现出较强的结合趋势,在氮气氛下烧结YT15硬质合金时,样品含有Ti元素而不含N元素,炉内的烧结气氛则含有N元素而不含Ti元素,这就造成了两种元素之间浓度的梯度差,二者之间强烈的结合力会促使靠近合金表面区域的Ti元素向表面迁移;同时,炉内的N元素与合金表面的Ti元素反应生成Ti(C, N)并向合金内部迁移,从而在合金表面形成一个梯度层。Ti元素向表面迁移会留下空位,此空位必须由其它元素来填充。由于硬质合金的烧结为液相烧结,在烧结温度下,Co相为液相,流动性最好,所以会造成Co元素向合金内部定向迁移以填充Ti元素迁移所造成的空位,形成Co元素的浓度梯度。过渡区域的Co含量高而Ti含量低,此特点有利于WC晶粒通过溶解-析出过程长大,造成过渡区域含有大量粗大的WC晶粒。而W元素与N元素之间的结合力较弱,所以W元素的浓度变化不明显。由于表面区域的Ti含量高而Co含量低,并生成了大量的Ti(C, N)相,不利于表面区域的WC晶粒长大,(W, Ti)C固溶体的含量相对较少,从而使得合金内部的微观组织几乎没有受到渗氮烧结的影响。
有益效果:本发明合理选择参数对YT15硬质合金进行渗氮烧结,改变了YT15硬质合金表面的微观组织,发生了Ti元素向外和Co元素向内的定向迁移,形成了一个富含Ti(C, N)相的表面梯度层,从而提高了YT15硬质合金的各项性能;进一步验证了合金表面微观组织发生改变、形成梯度层的根本原因是Ti元素和N元素之间存在较强的结合力这一结论。
附图说明
图1为本发明的工艺流程图;
图2为本发明中步骤(3)中YT15硬质合金的渗氮烧结工艺过程图;
图3为本发明YT15硬质合金渗氮烧结后表面区域的微观组织图a;
图4为图3的进一步放大图b;
图5为本发明YT15硬质合金渗氮烧结后表面区域的线扫描分析图;
图6为本发明YT15硬质合金渗氮烧结后的XRD衍射图a;
图7为本发明YT15硬质合金渗氮烧结后的XRD衍射图b;
图8为本发明的热力学分析图。
具体实施方式:
下面结合附图对本发明作进一步的说明。
实施例1:
请参见图1和图2:所示的YT15硬质合金渗氮烧结工艺,其特征在于包括以下步骤:
(1)选材,选用由粉末冶金工艺制备的牌号为YT15硬质合金样品,并该YT15硬质合金样品中所用粉末粒径和碳含量如下:
Materials | WC | (W, Ti)C | Co |
FSSS /μm | 2.0 | 2.36 | 1.18 |
C Content /wt% | 5.96 | 9.80 | 0.0110 |
(2)脱胶,将步骤(1)所选的YT15硬质合金样品放入真空脱脂烧结一体炉中,采用机械泵将炉内真空抽至绝对压强100Pa后,打开施片真空泵继续抽真空至绝对压强10Pa以下,再升温至245℃保温120分钟,升温速度为10℃/分钟,最后再升温至350℃保温240分钟,升温速度为8℃/分钟,完成脱胶;
(3)渗氮烧结,脱胶完成后,将真空脱脂烧结一体炉抽真空至绝对压强为10 Pa以下,升温至1200℃保温120分钟,然后通入高纯度氮气,该氮气的纯度大于等于99.999%,再将真空脱脂烧结一体炉加热至1445℃,并在温度1445℃之间保温80分钟,然后降温至1195℃并保温150分钟,渗氮烧结后的YT15硬质合金随炉冷却至室温;
(4)出炉,将渗氮烧结后的YT15硬质合金取出。
请参见图2:所述步骤(4)渗氮烧结中温度从500℃上升至烧结温度1445℃的时间为350分钟,并该升温过程分为三个阶段,第一阶段温度从500℃上升至1210℃,时间为110分钟,第二阶段在温度1210℃保温130分钟,第三阶段温度从1210℃上升至1445℃,时间为110分钟。
实施例2:
请参见图1和图2:所示的YT15硬质合金渗氮烧结工艺,其特征在于包括以下步骤:
(1)选材,选用由粉末冶金工艺制备的牌号为YT15硬质合金样品,并该YT15硬质合金样品中所用粉末粒径和碳含量如下:
Materials | WC | (W, Ti)C | Co |
FSSS /μm | 2.0 | 2.36 | 1.18 |
C Content /wt% | 5.96 | 9.80 | 0.0110 |
(2)脱胶,将步骤(1)所选的YT15硬质合金样品放入真空脱脂烧结一体炉中,采用机械泵将炉内真空抽至绝对压强100Pa后,打开施片真空泵继续抽真空至绝对压强10Pa以下,再升温至250℃保温150分钟,升温速度为20℃/分钟,最后再升温至370℃保温600分钟,升温速度为14℃/分钟,完成脱胶;
(3)渗氮烧结,脱胶完成后,将真空脱脂烧结一体炉抽真空至绝对压强为10 Pa以下,升温至1235℃保温180分钟,然后通入高纯度氮气,该氮气的纯度大于等于99.999%,再将真空脱脂烧结一体炉加热至1450℃,并在温度1450℃之间保温90分钟,然后降温至1200℃并保温180分钟,渗氮烧结后的YT15硬质合金随炉冷却至室温;
(4)出炉,将渗氮烧结后的YT15硬质合金取出。
请参见图2:所述步骤(4)渗氮烧结中温度从500℃上升至烧结温度1450℃的时间为350分钟,并该升温过程分为三个阶段,第一阶段温度从500℃上升至1210℃,时间为110分钟,第二阶段在温度1210℃保温130分钟,第三阶段温度从1210℃上升至1450℃,时间为110分钟。
实施例3:
请参见图1和图2:所示的YT15硬质合金渗氮烧结工艺,其特征在于包括以下步骤:
(1)选材,选用由粉末冶金工艺制备的牌号为YT15硬质合金样品,并该YT15硬质合金样品中所用粉末粒径和碳含量如下:
Materials | WC | (W, Ti)C | Co |
FSSS /μm | 2.0 | 2.36 | 1.18 |
C Content /wt% | 5.96 | 9.80 | 0.0110 |
(2)脱胶,将步骤(1)所选的YT15硬质合金样品放入真空脱脂烧结一体炉中,采用机械泵将炉内真空抽至绝对压强100Pa后,打开施片真空泵继续抽真空至绝对压强10Pa以下,再升温至255℃保温180分钟,升温速度为30℃/分钟,最后再升温至390℃保温900分钟,升温速度为20℃/分钟,完成脱胶;
(3)渗氮烧结,脱胶完成后,将真空脱脂烧结一体炉抽真空至绝对压强为10 Pa以下,升温至1270℃保温240分钟,然后通入高纯度氮气,该氮气的纯度大于等于99.999%,再将真空脱脂烧结一体炉加热至1455℃,并在温度1455℃之间保温100分钟,然后降温至1205℃并保温210分钟,渗氮烧结后的YT15硬质合金随炉冷却至室温;
(4)出炉,将渗氮烧结后的YT15硬质合金取出。
请参见图2:所述步骤(4)渗氮烧结中温度从500℃上升至烧结温度1455℃的时间为350分钟,并该升温过程分为三个阶段,第一阶段温度从500℃上升至1210℃,时间为110分钟,第二阶段在温度1210℃保温130分钟,第三阶段温度从1210℃上升至1455℃,时间为110分钟。
对本发明中所得到的YT15硬质合金进行验证:
由于渗氮烧结所影响的合金表面层会很薄,不容易检测,因此,样品的检测方法与常规检测方法相比略有不同。对于扫描电镜(SEM)样品,只选取样品的一个侧面进行磨削、抛光并进行腐蚀,然后利用JSM-6460LV型SEM观察其表面区域,并利用带有的能谱仪(EDS)分析其成分;对于X射线衍射(XRD)样品,将其放入无水乙醇(纯度为99.99%)中,进行超声波振荡10 mins,去除表面的附着物等杂质,不进行磨削而直接对样品表面进行检测。
1、表面区域的微观组织
请参见图3和图4:可以看出其微观组织发生了变化,具体可以分为两个部分:表面是一个厚约6 μm的区域,此区域表面粗糙,出现了环-芯型组织和少量孔隙,多数WC晶粒较圆滑;紧接着是一个厚约4 μm的过渡层,此区域的特点是出现了大量粗大的WC晶粒,而(W, Ti)C固溶体的含量相对较少。合金内部的微观组织几乎没有受到渗氮烧结的影响,与传统真空烧结工艺所得样品的微观组织一致。
2、表面区域的成分分析
请参见图5:可以看出,合金表面区域的Ti含量偏高,过渡区域的Ti含量偏低;Co含量的变化趋势则正好相反:即表面区域偏低而过渡区域偏高;W含量的变化则不是十分明显。
合金表面区域的Ti元素富集主要与氮气氛有关,Ti元素和N元素之间存在强烈的结合力。在氮气氛下烧结YT15硬质合金时,样品含有Ti元素而不含N元素,炉内的烧结气氛则含有N元素而不含Ti元素,这就造成了两种元素之间浓度的梯度差,二者之间强烈的结合力会促使靠近合金表面区域的Ti元素向表面迁移;同时,炉内的N元素与合金表面的Ti元素反应生成Ti(C, N)并向合金内部迁移,从而在合金表面形成一个梯度层。
Ti元素向表面迁移会留下空位,此空位必须由其它元素来填充。由于硬质合金的烧结为液相烧结,在烧结温度下,Co相为液相,流动性最好,所以会造成Co元素向合金内部定向迁移以填充Ti元素迁移所造成的空位,形成Co元素的浓度梯度。过渡区域的Co含量高而Ti含量低,此特点有利于WC晶粒通过溶解-析出过程长大,造成过渡区域含有大量粗大的WC晶粒。
由于W元素与N元素之间的结合力较弱[7],所以W元素的浓度变化不明显。由于表面区域的Ti含量高而Co含量低,并生成了大量的Ti(C, N)相,不利于表面区域的WC晶粒长大,由图2b可以看出靠近表面区域的WC晶粒多数更加细小。
3、合金的相组成
请参见图6和图7:其中图6为合金表面的衍射图,图7为磨削后合金内部的衍射图。由图6可以看出,合金表面的主相为Ti(C, N),其余为WC相,没有检测到TiC相和Co相;由图7可以看出,合金内部为WC、TiC、Co三相,与传统真空烧结样品的相组成一致,证明合金内部的相组成没有受到渗氮烧结的影响。XRD分析结果与扫描电镜分析结果相吻合。
4、热力学分析
请参见图8:在热力学中,化合物的生成吉布斯自由能(Gibbs free energy of formation, ΔfG)可以用来表征其稳定性,其数值越低,则表示该化合物越稳定。在渗氮烧结过程中,Ti元素与N元素之间表现出较强的结合趋势,而这正是表面梯度层形成的必要条件,图8为TiC、TiN、WC、WN和Co3N五种化合物在不同温度下的ΔfG。从图8中可以看出,从室温到烧结温度1450 ℃,TiN的ΔfG最低,这意味着生成TiN最稳定,即Ti和N之间的结合趋势最强;同时,温度的升高会使TiN的ΔfG升高,即升温不利于生成TiN。由WN的ΔfG可以看出,其随温度的变化趋势与TiN相反,即升高温度有利于生成WN。Co3N的ΔfG为正值,表示其很难生成。WC和TiC的ΔfG均为负值,且随温度的变化较小,相同温度下,TiC的数值更低;在烧结温度以内,二者均比相应氮化物的ΔfG值高。综上所述可知:在实验温度范围内,Ti元素和N元素之间的结合趋势最强。
以上所述仅为本发明的较佳实施例而已,并不以本发明为限制,凡在本发明的精神和原则之内所作的任何修改、等同替换和改进等,均应包含在本发明的保护范围之内。
Claims (2)
1.一种YT15硬质合金渗氮烧结工艺,其特征在于包括以下步骤:
(1)选材,选用由粉末冶金制备的牌号为YT15硬质合金样品;
(2)脱胶,将步骤(1)所选的YT15硬质合金样品放入真空脱脂烧结一体炉中,采用机械泵将炉内真空抽至绝对压强100Pa后,打开施片真空泵继续抽真空至绝对压强10Pa以下,再升温至250±5℃保温120~180分钟,升温速度为10~30℃/分钟,最后再升温至350~390℃保温240~900分钟,升温速度为8~20℃/分钟,完成脱胶;
(3)渗氮烧结,脱胶完成后,将真空脱脂烧结一体炉抽真空至绝对压强为10 Pa以下,升温至1200~1270℃保温120~240分钟,然后通入高纯度氮气,该氮气的纯度大于等于99.999%,再将真空脱脂烧结一体炉加热至1450±5℃,并在温度1450±5℃之间保温80~100分钟,然后降温至1200±5℃并保温150~210分钟,渗氮烧结后的YT15硬质合金随炉冷却至室温;
(4)出炉,将渗氮烧结后的YT15硬质合金取出。
2.根据权利要求1所述的YT15硬质合金渗氮烧结工艺,其特征在于:所述步骤(3)渗氮烧结中温度从500℃上升至烧结温度1450±5℃的时间为350分钟,并该升温过程分为三个阶段,第一阶段温度从500℃上升至1210℃,时间为110分钟,第二阶段在温度1210℃保温130分钟,第三阶段温度从1210℃上升至1450℃,时间为110分钟。
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CN (1) | CN102011041B (zh) |
Cited By (5)
Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
---|---|---|---|---|
CN104060143A (zh) * | 2014-04-25 | 2014-09-24 | 厦门钨业股份有限公司 | 一种低压渗氮法制备富氮功能梯度金属陶瓷的方法 |
CN105296840A (zh) * | 2015-11-03 | 2016-02-03 | 合肥海源机械有限公司 | 汽车发动机凸轮轴制备方法 |
CN106513670A (zh) * | 2016-11-10 | 2017-03-22 | 株洲硬质合金集团有限公司 | 一种超细硬质合金的烧结方法 |
CN110125418A (zh) * | 2019-07-03 | 2019-08-16 | 江苏精研科技股份有限公司 | 一种提高表面耐磨性的mim钛合金制备方法 |
CN110306092A (zh) * | 2019-08-13 | 2019-10-08 | 广东工业大学 | 一种梯度结构硬质合金及其制备方法和应用 |
Citations (4)
Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
---|---|---|---|---|
JPH07233433A (ja) * | 1994-02-23 | 1995-09-05 | Central Glass Co Ltd | 二ホウ化チタン系サーメット焼結体及びその製造方法 |
US5470372A (en) * | 1992-06-22 | 1995-11-28 | Sandvik Ab | Sintered extremely fine-grained titanium-based carbonitride alloy with improved toughness and/or wear resistance |
JPH0971835A (ja) * | 1995-09-01 | 1997-03-18 | Toshiba Tungaloy Co Ltd | 高耐摩耗性および耐食性超硬合金 |
CN1410575A (zh) * | 2002-12-02 | 2003-04-16 | 株洲硬质合金集团有限公司 | 一种金属陶瓷及其制备方法 |
-
2010
- 2010-12-24 CN CN 201010604538 patent/CN102011041B/zh not_active Expired - Fee Related
Patent Citations (4)
Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
---|---|---|---|---|
US5470372A (en) * | 1992-06-22 | 1995-11-28 | Sandvik Ab | Sintered extremely fine-grained titanium-based carbonitride alloy with improved toughness and/or wear resistance |
JPH07233433A (ja) * | 1994-02-23 | 1995-09-05 | Central Glass Co Ltd | 二ホウ化チタン系サーメット焼結体及びその製造方法 |
JPH0971835A (ja) * | 1995-09-01 | 1997-03-18 | Toshiba Tungaloy Co Ltd | 高耐摩耗性および耐食性超硬合金 |
CN1410575A (zh) * | 2002-12-02 | 2003-04-16 | 株洲硬质合金集团有限公司 | 一种金属陶瓷及其制备方法 |
Non-Patent Citations (1)
Title |
---|
《第七届中国功能材料及其应用学术会议论文集(第6分册)》 20101015 姜爱民等 氮气氛烧结WC-TiC-Co硬质合金时Ti在表面的富集现象研究 第191-196 1,2 , 2 * |
Cited By (6)
Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
---|---|---|---|---|
CN104060143A (zh) * | 2014-04-25 | 2014-09-24 | 厦门钨业股份有限公司 | 一种低压渗氮法制备富氮功能梯度金属陶瓷的方法 |
CN104060143B (zh) * | 2014-04-25 | 2016-08-24 | 厦门钨业股份有限公司 | 一种低压渗氮法制备富氮功能梯度金属陶瓷的方法 |
CN105296840A (zh) * | 2015-11-03 | 2016-02-03 | 合肥海源机械有限公司 | 汽车发动机凸轮轴制备方法 |
CN106513670A (zh) * | 2016-11-10 | 2017-03-22 | 株洲硬质合金集团有限公司 | 一种超细硬质合金的烧结方法 |
CN110125418A (zh) * | 2019-07-03 | 2019-08-16 | 江苏精研科技股份有限公司 | 一种提高表面耐磨性的mim钛合金制备方法 |
CN110306092A (zh) * | 2019-08-13 | 2019-10-08 | 广东工业大学 | 一种梯度结构硬质合金及其制备方法和应用 |
Also Published As
Publication number | Publication date |
---|---|
CN102011041B (zh) | 2012-05-23 |
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PB01 | Publication | ||
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SE01 | Entry into force of request for substantive examination | ||
C14 | Grant of patent or utility model | ||
GR01 | Patent grant | ||
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