CN109972014A - 一种TiCN基金属陶瓷 - Google Patents

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Abstract

本发明提供了一种特殊结构的TiCN基金属陶瓷，包括硬质相和粘结相，通过对TiCN基金属陶瓷进行X射线衍射测量得到原始谱图，原始谱图包括在布拉格角2θ为47°‑49.7°出现的衍射峰A和在布拉格角2θ为132.1°‑139.7°出现的衍射峰B；衍射峰A的峰边宽0.92°‑1.48°，衍射峰B的峰边宽0.84°‑2.0°；衍射峰A进行峰形拟合得到分峰图谱，分峰图谱中所述衍射峰A分峰数量为1个‑3个；衍射峰A分峰中最强峰的峰面积占所述衍射峰A各分峰峰面积之和的80.3％‑91.6％，定量化控制并优化微观结构，从而在保证硬度的前提下显著提升TiCN基金属陶瓷韧性，延长其作为切削工具的使用寿命。

Description

一种TiCN基金属陶瓷
技术领域
本发明属于金属陶瓷材料，具体涉及一种TiCN基金属陶瓷。
背景技术
TiCN基金属陶瓷因具有红硬性好、耐磨性高、热膨胀系数小、优良的化学稳定性、极低的摩擦系数以及主要原料资源丰富、成本低等优点而受到国内外的普遍关注，成为一类极具潜力的材料。TiCN基金属陶瓷与WC-Co硬质合金相比，高温硬度较高，而相比于Al2O3等陶瓷刀具材料其韧性更好，综合两者优势，应用前景巨大。近年来随着切削装置的高性能发展，对制造切削刀具的材料提出了更高的要求，TiCN基金属陶瓷虽可借助表面涂层处理或梯度功能材料等方式短时提升切削性能，但作为基体的TiCN基金属陶瓷继承陶瓷材料的易崩损性，即材料韧性较差，在面对较大加工量(中重切削)、被加工材质较硬(淬硬模具钢等)、难加工材料(不锈钢的加工硬化、复合材料的复杂组成)或断续加工时，易发生刀刃处的突然崩损失效、刀刃与工件表面交接处的沟槽磨损失效等问题，在使用范围及加工领域均受到了较大限制。
目前文献及报道中，普遍认为造成TiCN基金属陶瓷韧性较低的主要原因为合金的主要组成TiCN与合金粘结相之间较差的润湿性，即两者无法形成较强力的化学结合或其他结合方式，应力易在晶界处集中，并沿着结合力较差的TiCN/粘结相界面处释放，易形成裂纹并迅速扩展，从而产生失效。
而改善金属陶瓷韧性主要是通过：1)调整配方，添加碳化物或TiCN固溶体；2)添加纳米硬质相，控制粉末粒度；3)工艺参数的调整。但单纯提高TiCN基金属陶瓷韧性，往往会降低材料的硬度，也就是耐磨性的降低，即失去金属陶瓷材料本身的最大优势；另一方面，上述方法未从真正核心的微观组织入手，添加物的选取、配方的调整和工艺参数的制定无明确方向性指导，有一定随意性，反复试验，工作量大，效果不佳，产品整体性能提升难以得到有效保障。因此，如要解决材料应用上的问题，必须结合材料的微观结构，在保证足够硬度的前提下，提高材料的韧性和抗崩损能力，即提高材料的强韧性。
目前未见通过X射线衍射测量(XRD)方式测定并优化相组成来实现TiCN基金属陶瓷强韧性提升的报道。
发明内容
鉴于上述情况，本发明提供了一种特殊结构的TiCN基金属陶瓷，在保证硬度的前提下高效显著提升金属陶瓷韧性和抗崩损能力，延长其作为切削工具的使用寿命。
为实现上述目的，本发明采用以下技术方案：
一种TiCN基金属陶瓷，包括硬质相和粘结相，其特征在于，对TiCN基金属陶瓷进行Co靶作为射线源的X射线衍射测量，得到原始谱图，所述原始谱图包括在布拉格角2θ为47°～49.7°出现的衍射峰A和在布拉格角2θ为132.1°～139.7°出现的衍射峰B；所述衍射峰A的峰边宽WA为0.92°-1.48°，所述衍射峰B的峰边宽WB为0.84°-2.0°；所述衍射峰A进行峰形拟合得到分峰图谱，所述分峰图谱中所述衍射峰A分峰数量为1个-3个，所述分峰图谱中衍射峰A分峰中最强峰的峰面积占所述衍射峰A各分峰峰面积之和的80.3％～91.6％。
与WC-Co硬质合金由两种成分构成的两相结构不同，TiCN基金属陶瓷的成分极为复杂，且组织结构由粘结相、硬质相(芯相、内环相和外环相)构成。在内环相、外环相及芯相间又存在大量的复杂界面。由于成分及物性参数的差异，在烧结后，这些复杂界面上产生复杂的界面应力。因而相组成及其分布显著影响TiCN基金属陶瓷材料的性能。
本发明通过XRD相成分分析，首先对以TiCN为主体的TiCN基金属陶瓷组织中衍射峰峰边宽进行限定。峰边宽是指XRD图谱(以X轴为2θ角，Y轴为强度)中可见峰形中峰强度最高位置所对应2θ角至左侧背底水平位置段最靠近上述峰强度最高位置的点的X轴上宽度值。发明人经过长期研究，首次认识到通过定义并且量化峰边宽，可反映硬质相的结晶度，由于金属陶瓷存在复杂的成分组成，硬质相一般不为单一的纯物质，若添加的硬质相成分较为单一，峰边宽低于限定值，韧性可能难以得到有效提升，而若添加的硬质相成分差异较大，即在金属陶瓷制备过程中因成分添加或工艺制定的问题产生了其他杂相，峰形异常宽化，将显著影响材料强韧性。本发明以TiCN为主体，采用多种添加物作为硬质相，其峰边宽通常较高，本发明有选择的采用0.92°≤WA≤1.48°和0.84°≤WB≤2.0°。
为进一步优化组织结构，本发明对衍射峰峰形进行限定。由于TiCN金属陶瓷中TiCN颗粒与其他添加物颗粒存在一定的相似性，在合适的组成比例范围内，其峰形会相互叠加，而呈现类似单峰的状态，但此单峰的状态与纯物质的单峰存在明显的不同，通过对XRD原始谱图进行峰形拟合，该衍射峰会分峰，软件可采用Jade、origin或Maud等。因此单纯限定峰边宽难以保证金属陶瓷硬质相成分和固溶体壳层组成达到要求。TiCN基金属陶瓷存在复杂的成分组成，通过峰形的限定还可在有效保证金属陶瓷硬度的同时，增强材料韧性。若分峰数量多于3个，硬质相存在多种组成，也即是存在较多杂相，这也会显著地降低合金的韧性。在分峰数量多于3个时，XRD原始谱图峰形趋于呈现马鞍状双峰结构。
本发明还对拟合后分峰计算的最强峰峰面积占比进行限定。峰面积占比配合峰形限定，以保证金属陶瓷中具备一定量的TiCN颗粒或掺杂TiCN颗粒，同时具备足够量的与所添加硬质相形成的固溶体壳层，从而确保改善芯相与粘结相的润湿性。两者缺一不可，比例的失调均会造成强韧性的降低。
综上所述，本发明通过对以上设定指标/参数的控制，可以在兼顾硬度的同时，获得强韧性显著提升的TiCN基金属陶瓷，制成工具后切削效果优异，使用寿命长。
本发明的另一目的在于提供一种TiCN基金属陶瓷。
一种TiCN基金属陶瓷，包括硬质相和粘结相，所述硬质相包括第一硬质相、第二硬质相和第三硬质相，所述第一硬质相占所述硬质相的50wt％以上，所述第二硬质相占所述硬质相的20.05wt％-40wt％，所述第三硬质相占所述硬质相的3.41wt％-25wt％；所述硬质相中C含量为7.8wt％-12.0wt％，所述硬质相中N含量为3.5wt％-8.7wt％。第一硬质相质量占比可影响材料硬度，随着成分中如WC、Mo2C、NbC添加量增多，金属陶瓷韧性升高，但过量后韧性提升不明显，反而导致金属陶瓷硬度下降；硬质相中C含量较低时，金属陶瓷韧性显著降低；硬质相中N含量较高时，金属陶瓷韧性降低。
在推荐的实施方式中，所述硬质相占TiCN基金属陶瓷总量的72wt％以上。72wt％以上的硬质相占比的含量范围是本行业的常规选择，因此，在实施例中，没有对硬质相占比的含量范围加以试验和验证。
本发明中提及的强韧性为硬度和韧性。
本发明中提及的wt％为重量百分比。
本发明的又一目的在于提供一种切削工具。
一种切削工具，其特征在于，使用上述的TiCN基金属陶瓷。
需要说明的是，本发明中公布的所有数字范围包括这个范围内的所有点值。
附图说明
图1是本发明实施例5中TiCN基金属陶瓷的XRD图谱。
图2是示意WA的本发明实施例5中TiCN基金属陶瓷的XRD局部图谱。
图3是示意WB的本发明实施例5中TiCN基金属陶瓷的XRD局部图谱。
图4是本发明实施例5中衍射峰A拟合分峰图谱。
具体实施方式
为使本发明的上述目的、特征和优点能够更加明显易懂，下面结合具体实施方式对本发明做进一步详细的说明，但本发明的保护范围不限于下述的实施例，下列实施例中未注明具体条件的实验方法，通常按照常规条件。
XRD测量：
1)对样品进行XRD扫描，采用Co靶作为射线源，连续式扫描方式，步长0.033°，扫描速度1°/min，扫描范围25°-150°，得到原始衍射图；
2)对原始衍射图使用最小二乘法对衍射峰进行寻峰，初步获得分峰数量，记录肉眼可见的峰形；将原始衍射图数据导入峰形拟合软件，扣除基线，采用P-VII法对衍射峰进行峰形拟合，确定分峰数量；
3)观察原始衍射图，记录在布拉格角2θ为47°～50°和在布拉格角2θ为132°～140°出现的衍射峰的峰位，分别定义为衍射峰A和衍射峰B；分别记录衍射峰A和衍射峰B的峰边宽；峰形拟合后记录衍射峰A分峰数量；拟合后定义衍射峰A最强峰为S1，计算S1峰面积占衍射峰A各分峰峰面积之和的比例；分峰图谱中S1半高宽值为FA，衍射峰B半高宽值为FB，测得FA和FB的值。
性能测试：
1、硬度测试参照GB/T 7997-2014《硬质合金维氏硬度试验方法》。
2、韧性测试参照GB/T 33819-2017《硬质合金巴氏韧性试验》。
3、刀具切削试验：进行表1的切削对比实验。通常刀具切削试验切削长度超过25m，并且后刀面磨损未超过110μm视为刀具合格，即金属陶瓷强韧性满足需要；崩刃是指刀具刃口出现小于110μm的缺口，也属刀具失效，但不会对工件产生较大影响；断刀是指刀具出现折断，或较大尺寸的刀刃缺失，会对工件产生明显影响，严重时可能对设备也产生影响，属严重不可接受现象。
表1切削实验参数
在推荐的实施方式中，所述硬质相包括第一硬质相、第二硬质相和第三硬质相，所述第一硬质相为TiCN颗粒或掺杂TiCN颗粒，所述第二硬质相由WC颗粒和Mo2C颗粒组成，所述第三硬质相选自元素周期表中第四族、第五族或第六族金属元素的碳化物颗粒、氮化物颗粒或碳氮化物颗粒中的至少一种。第一硬质相是材料硬度的来源，第二硬质相和第三硬质相则影响峰形，改进材料性能，第二硬质相是韧性提升的客观条件，第三硬质相中碳化物的加入可使金属陶瓷WA值增大，硬度显著提升，高温性能明显改善，但韧性可能略微下降。
在推荐的实施方式中，所述峰形拟合采用P-VII(Pearson-VII)法。原始谱图峰形拟合法包括Gauss、Lorentz、Pearson-IV和Pearson-VII，根据XRD指标设定，优选P-VII。
在推荐的实施方式中，所述原始谱图包括在布拉格角2θ为48.1°-49.7°出现的衍射峰A和在布拉格角2θ为132.1°-138.5°出现的衍射峰B。当硬质相成分占比中包含较多的重金属元素时(如W、Ta等)，TiCN相占比下降，衍射峰峰形将呈现整体的向左偏移，材料硬度可能出现显著衰减，而韧性提升可能不明显，从而导致切削使用性能的大幅下降。在优选的布拉格角2θ范围内出现的衍射峰A和衍射峰B更利于添加物硬质相的限定。
在推荐的实施方式中，所述分峰图谱中定义所述衍射峰A中最高峰半高宽值为0.3°-0.447°，所述衍射峰B中最高峰半高宽值为0.86°-1.2°。半高宽值(FWHM)是反映材料结晶度标准方法，由于TiCN基金属陶瓷通常具有特殊的壳层结构，固溶体壳层的结晶度、成分组成比例等都会显著影响到材料烧结过程中的均匀化和致密化，FWHM可以保证硬质相中固溶体壳层有足够的时间和条件获得充分的结晶，使TiCN基金属陶瓷具有更佳的强韧性。
在推荐的实施方式中，所述分峰图谱中所述衍射峰A分峰数量为2个。
在推荐的实施方式中，所述分峰图谱中所述衍射峰A分峰数量为3个。
在推荐的实施方式中，所述第一硬质相占所述硬质相的50wt％以上，所述第二硬质相占所述硬质相的20.05wt％-40wt％，所述第三硬质相占所述硬质相的3.41wt％-25wt％，所述硬质相中C含量为7.8wt％-12.0wt％，所述硬质相中N含量为3.5wt％-8.7wt％。第一硬质相质量占比可影响材料硬度，随着成分中如WC、Mo2C、NbC添加量增多，金属陶瓷中FA和FB增大，金属陶瓷韧性升高，但过量后导致金属陶瓷硬度下降；硬质相中C含量较低时，金属陶瓷WA及WB增大，衍射峰A分峰数量可能超过3个，金属陶瓷韧性显著降低；硬质相中N含量较高时，金属陶瓷WA及WB增大，拟合后最强峰的峰面积占比值下降，金属陶瓷韧性降低，严重时原始谱图中衍射峰峰形呈明显马鞍状双峰结构。
制备工艺：对根据本实施方式所述的TiCN基金属陶瓷的制备方法没有特别地限制，然而，从有效地制备所述切削工具并且具有优异强韧性的TiCN基金属陶瓷的观点出发，该方法优选以下工艺，其包括粉末配制，湿磨，压制，烧结。
TiCN基金属陶瓷包括硬质相和粘结相，对于所述粉末配制没有特别地限制，然而，从有效地制备所述TiCN基金属陶瓷的观点出发，优选硬质相平均粒径0.5μm-2μm，粘结相平均粒径1μm-2μm。
对于粉末配制后混合的所述湿磨没有特别地限制，然而，从有效获得分布均匀相成分稳定的观点出发，混合方法优选湿式球磨法进行混合。所述湿式球磨法适合的溶剂没有特殊限制，实施例包括采用乙醇溶剂及石蜡成型剂，其中石蜡的添加量为物料总重的2-5％，充分混合50h-70h。
对于所述压制没有特别地限制，并且可以根据本领域技术人员的目的而适当选择。例如，可以选用干式加压成形进行压制，以及冷等静压成形进行压制，或者注射成形进行压制。压制的压力优选为100MPa。
对于所述烧结没有特别地限制，并且可以根据本领域技术人员的目的而适当选择。所述烧结适合的实施例包括采用250-300℃脱蜡、真空烧结和气氛烧结步骤，其中气氛优选为氮气或氩气之类的惰性气体，烧结温度优选1470℃～1500℃，保温时间优选为1-5h。
实施例一
实施例1-6和对比例1-2的TiCN基金属陶瓷由硬质相和粘结相构成，其中硬质相由第一硬质相、第二硬质相和第三硬质相构成，以质量百分比wt％配制。硬质相各成分的平均粒径均为1μm，粘结相平均粒径为1.5μm。各实施例和对比例的成分配比如表2所示。
表2实施例和对比例成分配比(wt％)
通过计算可以得知实施例1-6：第一硬质相占硬质相的50wt％以上，第二硬质相占硬质相的20.05wt％-40wt％，第三硬质相占硬质相的3.41wt％-25wt％，硬质相中C含量为7.8wt％-12.0wt％，硬质相中N含量为3.5wt％-8.7wt％。
详细工艺如下所示：
步骤1：湿磨
将上述粉末在乙醇溶剂及石蜡成型剂中湿磨制成料浆，其中石蜡的添加量为物料总重的2.5％，充分混合50h，经干燥获得RTP料粒。
步骤2：压制
将步骤1的RTP料粒经100MPa压力压制获得标准的D6mm*50mm的圆棒。
步骤3：烧结
将步骤2的圆棒经250℃脱蜡、真空烧结和气氛烧结步骤，并于1470℃温度段保温5h，经降温后即可获得金属陶瓷材料。
各实施例和对比例制成的TiCN基金属陶瓷进行XRD测量及性能测试，将样品制成D6mm*50mm四刃平头铣刀进行切削性能测试。各实施例和对比例XRD测得的参数和性能评价结果如表3、表4、表5所示。
表3实施例和对比例XRD测得参数
表4实施例和对比例硬度和韧性评价情况
表5实施例和对比例切削性能评价情况
从表3结合表4和表5可以看出，实施例1-6通过相成分和XRD各指标控制，所制得的刀具切削长度均超过25m，后刀面磨损均未超过110μm，刀具合格，即金属陶瓷强韧性满足需要。
对比例1中，XRD中峰边宽不符合，峰面积比较高，进一步地，第二硬质相和第三硬质相占硬质相比例过低，因此导致金属陶瓷中硬质相与粘结相润湿性大幅下降，韧性显著降低，使用性能极差。
对比例2中，衍射峰峰位略微左移，但金属陶瓷硬度显著降低，导致使用性能较差。
作为结论我们可以得出：
对于在布拉格角2θ为47°-49.7°出现衍射峰A和在布拉格角2θ为132.1°-139.7°出现衍射峰B的TiCN基金属陶瓷来说，强韧性和切削性能有所改善，而对于在布拉格角2θ为48.1°-49.7°出现衍射峰A和在布拉格角2θ为132.1°-138.5°出现衍射峰B的TiCN基金属陶瓷来说，强韧性和切削性能提升更为显著。
对于峰边宽WA为0.92°-1.48°和峰边宽WB为0.84°-2.0°的TiCN基金属陶瓷来说，强韧性和切削性能提升更为显著。
对于S1峰面积比为80.3％-91.6％的TiCN基金属陶瓷来说，强韧性和切削性能提升更为显著。
同时可以看出，即使FA满足0.3°-0.447°，FB满足0.86°-1.2°，但峰位、峰边宽或S1峰面积比任一项不符合限定，TiCN基金属陶瓷硬度和韧性无法同时改善，切削性能难以满足要求。
实施例二
实施例7-9和对比例3的TiCN基金属陶瓷由硬质相和粘结相构成，其中硬质相由第一硬质相、第二硬质相和第三硬质相构成，以质量百分比wt％配制。硬质相各成分的平均粒径均为1.5μm，粘结相平均粒径为1.5μm。各实施例和对比例的成分配比如表6所示。
表6实施例和对比例成分配比(wt％)
通过计算可以得知实施例7-9：第一硬质相占硬质相的50wt％以上，第二硬质相占硬质相的20.05wt％-40wt％，第三硬质相占硬质相的3.41wt％-25wt％，硬质相中C含量为7.8wt％-12.0wt％，硬质相中N含量为3.5wt％-8.7wt％。
详细工艺如下所示：
步骤1：湿磨
将上述粉末在乙醇溶剂及石蜡成型剂中湿磨制成料浆，其中石蜡的添加量为物料总重的2％，充分混合55h，经干燥获得RTP料粒。
步骤2：压制
将步骤1的RTP料粒经100MPa压力压制获得标准的D6mm*50mm的圆棒。
步骤3：烧结
将步骤2的圆棒经300℃脱蜡、真空烧结和气氛烧结步骤，并于1500℃温度段保温1h，经降温后即可获得金属陶瓷材料。
各实施例和对比例制成的TiCN基金属陶瓷进行XRD测量及性能测试，将样品制成D6mm*50mm四刃平头铣刀进行切削性能测试。各实施例和对比例XRD测得的参数和性能评价结果如表7、表8、表9所示。
表7实施例和对比例XRD测得参数
表8实施例和对比例硬度和韧性评价情况
表9实施例和对比例切削性能评价情况
从表7结合表8和表9可以看出，实施例7-9通过相成分和XRD各指标控制，所制得的刀具切削长度均超过25m，后刀面磨损均未超过110μm，刀具合格，即金属陶瓷强韧性满足需要。
对比例3，衍射峰峰位略微左移，金属陶瓷硬度显著降低，进一步地，可以看出其第一硬质相低于硬质相的50wt％，表现出硬度及韧性不足，反映在切削性能上即是切削长度短，存在崩刃现象，切削寿命差。后端面磨损超出会造成加工表面粗糙度上升，一般后端面超出110μm后即认为刀具寿命到限。
作为结论我们可以得出：
对于在布拉格角2θ低于47°出现衍射峰A和在布拉格角2θ低于132.1°出现衍射峰B的TiCN基金属陶瓷来说，强韧性不足，切削性能难以达到要求。
对于第一硬质相占硬质相50wt％以上的TiCN基金属陶瓷来说，强韧性和切削性能提升更为显著。
实施例三
实施例10-12和对比例4的TiCN基金属陶瓷由硬质相和粘结相构成，其中硬质相由第一硬质相、第二硬质相和第三硬质相构成，以质量百分比wt％配制。第一硬质相的平均粒径为1.0μm、第二硬质相和第三硬质相的平均粒径为1.5μm，粘结相的平均粒径为1.5μm。各实施例和对比例的成分配比如表10所示。
表10实施例和对比例成分配比(wt％)
通过计算可以得知实施例10-12：第一硬质相占硬质相的50wt％以上，第二硬质相占硬质相的20.05wt％-40wt％，第三硬质相占硬质相的3.41wt％-25wt％，硬质相中C含量为7.8wt％-12.0wt％，硬质相中N含量为3.5wt％-8.7wt％。
详细工艺如下所示：
步骤1：湿磨
将上述粉末在乙醇溶剂及石蜡成型剂中湿磨制成料浆，其中石蜡的添加量为物料总重的3％，充分混合60h，经干燥获得RTP料粒。
步骤2：压制
将步骤1的RTP料粒经100MPa压力压制获得标准的D6mm*50mm的圆棒。
步骤3：烧结
将步骤2的圆棒经280℃脱蜡、真空烧结和气氛烧结步骤，并于1480℃温度段保温3h，经降温后即可获得金属陶瓷材料。
各实施例和对比例制成的TiCN基金属陶瓷进行XRD测量及性能测试，将样品制成D6mm*50mm四刃平头铣刀进行切削性能测试。各实施例和对比例XRD测得的参数和性能评价结果如表11、表12、表13所示。
表11实施例和对比例XRD测得参数
表12实施例和对比例硬度和韧性评价情况
表13实施例和对比例切削性能评价情况
从表11结合表12和表13可以看出，实施例10-12通过相成分和XRD各指标控制，所制得的刀具切削长度均超过25m，后刀面磨损均未超过110μm，刀具合格，即金属陶瓷强韧性满足需要。
对比例4，峰面积比低于80.3％，进一步地，可以看出其第二硬质相低于硬质相的20.05wt％，表现出韧性不足，反映在切削性能上即是切削长度短，易崩刃断刀。
作为结论我们可以得出：
对于S1峰面积比低于80.3％的TiCN基金属陶瓷来说，强韧性不足，切削性能难以达到要求。
对于第二硬质相占硬质相20.05wt％以上、40wt％以下的TiCN基金属陶瓷来说，强韧性和切削性能提升更为显著。
实施例四
实施例13-15和对比例5的TiCN基金属陶瓷由硬质相和粘结相构成，其中硬质相由第一硬质相、第二硬质相和第三硬质相构成，以质量百分比wt％配制。第一硬质相的平均粒径为0.5μm、第二硬质相的平均粒径为1.5μm、第三硬质相的平均粒径为1.0μm和粘结相的平均粒径为2μm。各实施例和对比例的成分配比如表14所示。
表14实施例和对比例成分配比(wt％)
通过计算可以得知实施例13-15：第一硬质相占硬质相的50wt％以上，第二硬质相占硬质相的20.05wt％-40wt％，第三硬质相占硬质相的3.41wt％-25wt％，硬质相中C含量为7.8wt％-12.0wt％，硬质相中N含量为3.5wt％-8.7wt％。
详细工艺如下所示：
步骤1：湿磨
将上述粉末在乙醇溶剂及石蜡成型剂中湿磨制成料浆，其中石蜡的添加量为物料总重的5％，充分混合70h，经干燥获得RTP料粒。
步骤2：压制
将步骤1的RTP料粒经100MPa压力压制获得标准的D6mm*50mm的圆棒。
步骤3：烧结
将步骤2的圆棒经300℃脱蜡、真空烧结和气氛烧结步骤，并于1500℃温度段保温1h，经降温后即可获得金属陶瓷材料。
各实施例和对比例制成的TiCN基金属陶瓷进行XRD测量及性能测试，将样品制成D6mm*50mm四刃平头铣刀进行切削性能测试。各实施例和对比例XRD测得的参数和性能评价结果如表15、表16、表17所示。
表15实施例和对比例XRD测得参数
表16实施例和对比例硬度和韧性评价情况
表17实施例和对比例切削性能评价情况
从表15结合表16和表17可以看出，实施例13-15通过相成分和XRD各指标控制，所制得的刀具切削长度均超过25m，后刀面磨损均未超过110μm，刀具合格，即金属陶瓷强韧性满足需要。
对比例5，峰面积比高于91.6％，进一步地，可以看出其第三硬质相低于硬质相的3.41wt％，虽然硬度高，但表现出韧性不足，反映在切削性能上即是切削长度短，存在断刀现象，切削寿命差。
作为结论我们可以得出：
对于在布拉格角2θ为138.5°以上、139.7°以下出现衍射峰B的TiCN基金属陶瓷来说，强韧性和切削性能有所改善，而对于在布拉格角2θ为48.1°-49.7°出现衍射峰A和在布拉格角2θ为132.1°-138.5°出现衍射峰B的TiCN基金属陶瓷来说，强韧性和切削性能提升更为显著。
对于S1峰面积比80.3％以上、91.6％以下的TiCN基金属陶瓷来说，强韧性和切削性能提升更为显著。
对于第三硬质相占硬质相3.41wt％以上、25wt％以下的TiCN基金属陶瓷来说，强韧性和切削性能提升更为显著。
在满足上述条件下，对于FA为0.3°-0.447°、FB为0.86°-1.2°的TiCN基金属陶瓷来说，强韧性和切削性能提升更为显著。
上述实施例仅用于对本发明所提供的技术方案进行解释，并不能对本发明进行限制，凡是依据本发明的技术实质对以上实施例所作的任何简单修改、等同变化与修饰，均落入本发明技术方案的保护范围内。

Claims (10)

1.一种TiCN基金属陶瓷，包括硬质相和粘结相，其特征在于，对所述TiCN基金属陶瓷进行Co靶作为射线源的X射线衍射测量，得到原始谱图，所述原始谱图包括在布拉格角2θ为47°-49.7°出现的衍射峰A和在布拉格角2θ为132.1°-139.7°出现的衍射峰B；所述衍射峰A的峰边宽WA为0.92°-1.48°，所述衍射峰B的峰边宽WB为0.84°-2.0°；所述衍射峰A进行峰形拟合得到分峰图谱，所述分峰图谱中所述衍射峰A分峰数量为1个-3个，所述衍射峰A分峰中最强峰的峰面积占所述衍射峰A各分峰峰面积之和的80.3％-91.6％。
2.根据权利要求1所述一种TiCN基金属陶瓷，其特征在于，所述硬质相包括第一硬质相、第二硬质相和第三硬质相，所述第一硬质相为TiCN颗粒或掺杂TiCN颗粒，所述第二硬质相由WC颗粒和Mo2C颗粒组成，所述第三硬质相选自元素周期表中第四族、第五族或第六族金属元素的碳化物颗粒、氮化物颗粒或碳氮化物颗粒中的至少一种。
3.根据权利要求1所述一种TiCN基金属陶瓷，其特征在于，所述峰形拟合采用P-VII法。
4.根据权利要求1所述一种TiCN基金属陶瓷，其特征在于，所述原始谱图包括在布拉格角2θ为48.1°-49.7°出现的衍射峰A和在布拉格角2θ为132.1°-138.5°出现的衍射峰B。
5.根据权利要求1或4所述一种TiCN基金属陶瓷，其特征在于，所述分峰图谱中所述衍射峰A分峰数量为2个。
6.根据权利要求1或4所述一种TiCN基金属陶瓷，其特征在于，所述分峰图谱中所述衍射峰A分峰数量为3个。
7.根据权利要求1所述一种TiCN基金属陶瓷，其特征在于，所述衍射峰A分峰中最强峰半高宽值为0.3°-0.447°，所述衍射峰B中最强峰半高宽值为0.86°-1.2°。
8.根据权利要求2所述一种TiCN基金属陶瓷，其特征在于，所述第一硬质相占所述硬质相的50wt％以上，所述第二硬质相占所述硬质相的20.05wt％-40wt％，所述第三硬质相占所述硬质相的3.41wt％-25wt％，所述硬质相中C含量为7.8wt％-12.0wt％，所述硬质相中N含量为3.5wt％-8.7wt％。
9.一种TiCN基金属陶瓷，包括硬质相和粘结相，其特征在于，所述硬质相包括第一硬质相、第二硬质相和第三硬质相，所述第一硬质相占所述硬质相的50wt％以上，所述第二硬质相占所述硬质相的20.05wt％-40wt％，所述第三硬质相占所述硬质相的3.41wt％-25wt％，所述硬质相中C含量为7.8wt％-12.0wt％，所述硬质相中N含量为3.5wt％-8.7wt％。
10.一种切削工具，其特征在于，使用权利要求1至权利要求4任一项所述的TiCN基金属陶瓷。
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