CN111979464B - 一种具有双尺度双形态硬质相晶粒的Mo2FeB2基金属陶瓷及其制备方法 - Google Patents
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Abstract
本发明公开了一种具有双尺度双形态硬质相晶粒的Mo2FeB2基金属陶瓷及其制备方法，该金属陶瓷包括两种不同尺度和形态的硬质相颗粒和Fe基粘接相，两种硬质相颗粒分别为细近等轴状颗粒和粗板状颗粒，细近等轴状颗粒具有芯环结构，其核心为Mo2FeB2，环形相为Mo2(Fe,Cr,W)B2，粗板状颗粒为Fe3(W,Mo)3C固溶体；该金属陶瓷制备方法如下：首先以Mo粉、FeB粉、Fe粉为原料配制混合粉料，经预烧结得到中间反应产物；再以所得中间反应产物粉末、Fe粉、WC粉、Cr粉、Ni粉和石墨粉为原料配制成金属陶瓷混合料，经球磨、成型、真空烧结，得到所述具有双尺度双形态硬质相晶粒的Mo2FeB2基金属陶瓷，具有较高的综合力学性能。
Description
技术领域
本发明涉及一种具有双尺度双形态硬质相晶粒的Mo2FeB2基金属陶瓷及其制备方法，属于粉末冶金技术领域。
背景技术
Mo2FeB2基金属陶瓷具有密度低、导电性好、红硬性高、耐磨性好、化学稳定性高、与钢相近的热膨胀系数等优点，在刀具、模具、耐磨涂层等领域拥有广阔的应用前景。然而，目前所制备的Mo2FeB2基金属陶瓷在拥有高强韧性的同时并不能保持相对较高的硬度，使其从理论上来说并没有发挥硼化物基金属陶瓷所具有的高硬度。
为了制备出综合力学性能较好的Mo2FeB2基金属陶瓷，一些研究者通过引入 SiCW晶须在一定程度上实现了金属陶瓷的增强增韧，但是硬度不升反降，且金属陶瓷的致密度明显降低。此外，SiCW晶须不仅价格昂贵，还难以在混合料中分布均匀，在批量生产时，无法保证产品质量的一致性。另外，也有研究者研发具有长条状的粗晶粒Mo2FeB2基金属陶瓷，可以使材料的硬度和韧性得到一定程度的提高，但是又会明显降低金属陶瓷的强度。反之，制备出近等轴状的细晶粒金属陶瓷，使材料的强度和硬度可以得到一定程度的提高，但是又会明显降低金属陶瓷的韧性。
申请人早期专利“一种高强韧性Mo2FeB2基金属陶瓷及其制备方法”(公开号：CN110218928A)，由该方法所制备的金属陶瓷，其强度和韧性得到显著提高，但硬度仍然偏低(<89HRA)，该专利首先制备了呈近等轴状的以Mo2FeB2硬质相为主的中间反应产物，然后将其与其它原料一起配置了混合料，在烧结过程中，通过溶解-析出机制形成具有芯-环结构的硬质相颗粒，改善了陶瓷相和金属粘结相之间的界面结合，增强了相界面的结合强度，从而使材料具有较好的强韧性。但该方法制备的Mo2FeB2基金属陶瓷中硬质相颗粒的尺寸和形态都是单一的，因而使得材料在保持高强韧性的同时，不可能具有较高的硬度。
因此如果制备出一种具有双尺度双形态硬质相晶粒的Mo2FeB2基金属陶瓷，使其兼具两种不同尺度和形态的金属陶瓷的性能优势，使材料在保持高强韧性的同时可以获得较高的硬度，已成为本领域亟待解决的技术难题。
发明内容
鉴于上述问题，本发明目的是提供一种具有双尺度双形态硬质相晶粒的 Mo2FeB2基金属陶瓷及其制备方法，解决了现有Mo2FeB2基金属陶瓷综合力学性能不高的问题。
具体而言，本申请是通过如下技术方案实现的：
本申请首先提供了一种具有双尺度双形态硬质相晶粒的Mo2FeB2基金属陶瓷，该金属陶瓷包括两种不同尺度和形态的硬质相颗粒和Fe基粘接相；所述两种硬质相颗粒分别为细近等轴状颗粒和粗板状颗粒；所述细近等轴状颗粒具有芯环结构，其核心为Mo2FeB2，环形相为Mo2(Fe,Cr,W)B2；所述粗板状颗粒为 Fe3(W,Mo)3C固溶体；其中所述细近等轴状颗粒的粒径为0.3～1.7μm，所述粗板状颗粒的等效粒径为2.5～5.0μm，长厚比为1.4～2.6；
所述Mo2FeB2基金属陶瓷材料的质量份数的组份为：Mo：40.72～48.64，B： 4.59～5.48，Fe：36.62～43.17，W：2.47～5.38，Cr：2.5～3.4，Ni：2.84～3.41， C：0.23～0.55。
进一步的，本申请提供的具有双尺度双形态硬质相晶粒的Mo2FeB2基金属陶瓷所述成分配比中，Mo由Mo粉引入，Fe由FeB粉和Fe粉引入,B由FeB粉引入，C由石墨粉和WC粉引入，Cr由Cr粉引入，Ni由Ni粉引入,W由WC粉引入；其中Mo粉末的粒度为3.5～4.0μm，FeB粉末的粒度为45.0～50.0μm，Fe粉末的粒度为3.0～3.5μm，Cr粉末的粒度为4.5～5.0μm，Ni粉末的粒度为3.0～3.5μ m，WC粉的粒度为0.5～1.5μm，石墨粉末的粒度为3.0～4.0μm。
其次，本发明还提供了上述具有双尺度双形态硬质相晶粒的Mo2FeB2基金属陶瓷的制备方法，包括以下步骤：
(1)以Mo粉、FeB粉、Fe粉为原料配制混合料，所述混合料质量份数的组份为：Mo：43.85～51.76，Fe：42.41～51.21，B：4.94～5.83；
(2)将上述混合粉料经球磨混料、75℃烘干、80目过筛后在真空烧结炉中进行预烧结，得到以Mo2FeB2硬质相为主的中间反应产物；
(3)将步骤(2)获得的中间反应产物粉碎，得到以Mo2FeB2硬质相为主的中间反应产物粉末；
(4)将步骤(3)获得的中间反应产物粉末、Fe粉、Cr粉、Ni粉、WC粉和石墨粉混合获得金属陶瓷混合粉料，该金属陶瓷混合粉料中，以质量份计：Mo： 40.72～48.64，B：4.59～5.48，Fe：36.62～43.17，W：2.47～5.38，Cr：2.5～3.4， Ni：2.84～3.41，C：0.23～0.55；
(5)将金属陶瓷混合粉料经球磨混料、压制成型后在真空度高于1.0× 10-2Pa(含1.0×10-2Pa)的真空烧结炉中进行最终烧结，得到具有双尺度双形态硬质相晶粒的Mo2FeB2基金属陶瓷；
所述真空烧结过程为：首先将压坯升温至950～1010℃，保温0.5～1h；随后升温至1080～1150℃，保温1～2h；然后升温至1200～1250℃，不保温；最后以30℃ /min的冷却速度快速降至1000℃以下(含1000℃)，随炉冷却，即获得所述具有双尺度双形态硬质相晶粒的Mo2FeB2基金属陶瓷。
进一步的，上述制备方法中，步骤(2)中球磨混料在行星式球磨机中进行，球料比为6:1，球磨机转速为250～350rpm，球磨时间为16～24h。
进一步的，上述制备方法中，步骤(2)中预烧结在真空度高于1.0×10-2Pa(含 1.0×10-2Pa)的真空烧结炉中进行，烧结温度为1000℃，保温时间为1～2h。
进一步的，上述制备方法中，所述步骤(3)中粉碎是在振动式磨矿机中进行，振动频率为16.0～20.0Hz，振幅为8.0～12.0mm，粉碎时间为3～5min，获得中间反应产物粉末。
进一步的，上述制备方法中，所述步骤(5)中混料工序在行星式球磨机中进行，球料比为5:1～7:1，球磨机转速为220～300rpm，球磨时间为24～32h。
进一步的，上述制备方法中，所述步骤(5)中压制成型所用压力为260～320 MPa。
上述制备过程的反应原理如下：步骤(1)所配置的混合料在预烧结过程中， FeB粉、Fe粉，Mo粉之间依次会发生如下固相反应：Fe+FeB→Fe2B；2Mo+2FeB →Mo2FeB2；2Mo+2FeB→Mo2FeB2+Fe；2Mo+2Fe2B→Mo2FeB2+3Fe，从而得到以Mo2FeB2硬质相为主的中间反应产物。随后，步骤(3)对中间反应产物进行粉碎，获得以 Mo2FeB2硬质相为主的中间反应产物粉末，再与WC粉以及其它组分配料混合得到金属陶瓷混合料。在后续烧结阶段，一方面，混合料中的近等轴状Mo2FeB2颗粒通过溶解-析出机制进行生长，并在未溶解的Mo2FeB2颗粒表面析出一层成分为 Mo2(Fe,Cr,W)B2(W、Cr含量相比芯部较高)的环形相，从而形成具有芯-环结构的细近等轴状颗粒。另一方面，溶解的W、Mo、Fe、C发生反应原位生成Fe3(W,Mo)3C 固溶体，并在Fe基粘接相中直接析出，由于该种固溶体颗粒是以界面反应控制的二维形核机制进行快速生长，因此最终发育成粗板状颗粒。所获得的具有双尺度双形态硬质相晶粒的Mo2FeB2基金属陶瓷中，细近等轴状颗粒(粒径为0.3～ 1.7μm)可以保证材料的高硬度和高强度，而粗板状颗粒(等效粒径为2.5～5.0 μm，长厚比为1.4～2.6)可以提高材料的断裂韧性。
同时，步骤(5)的真空烧结分为四个阶段，首先将压坯升温至950～1010℃，保温0.5～1h；随后升温至1080～1150℃，保温1～2h；然后升温至1200～1250℃，不保温；最后以30℃/min的冷却速度快速降至1000℃以下，随炉冷却。在 950～1010℃，保温0.5～1h是为了让混合料中残留的Mo和FeB进一步通过硼化反应生成Mo2FeB2；随后升温至1080～1150℃，保温1～2h是为了在L1液相烧结阶段基本完成烧结体的致密化，并且使溶解析出过程更充分，促进两种颗粒的发育长大；然后升温至1200～1250℃，不保温是为了使金属陶瓷进入L2烧结阶段，完成烧结体的致密化和组织均匀化，同时避免硬质相颗粒过分长大；最后以30℃/min 的冷却速度快速降至1000℃以下，随炉冷却，是为了防止陶瓷硬质相在液相阶段停留时间过长通过溶解-析出机制过分长大。
与现有技术相比，本发明有益效果在于：
(1)本发明提供的双尺度双形态硬质相晶粒的Mo2FeB2基金属陶瓷，具有较高的综合力学性能，并且通过调整成分和工艺，可以改变金属陶瓷中两不同硬质相颗粒的大小、体积分数以及分布，从而调整其硬度、抗弯强度和断裂韧性。
(2)本发明只需常规设备，可降低生产成本并有利于工业推广应用。
附图说明
图1为实施例1制备的具有双尺度双形态硬质相晶粒的Mo2FeB2基金属陶瓷的SEM图。
图中，1、细近等轴状颗粒；2、粗板状颗粒；3、粘结相。
具体实施例
以下结合实例进一步说明本发明的技术效果。
以下实施例中，振动式磨矿机购自南昌市力源矿冶设备有限公司，型号为 GJ-IA型振动式磨矿机；
行星式球磨机购自长沙米淇仪器设备有限公司，型号为YXQM-4L型行星式球磨机；
真空炉购自上海晨华电炉有限公司，型号为ZY-40-20Y型真空热压炉；
压制成型所使用的仪器为电动粉末压片机，购自天津市天津市科器高新技术公司，型号为DY-40型电动粉末压片机。
以下实例所采用的原料为：Mo粉、FeB粉、Fe粉、Cr粉、Ni粉、WC粉、石墨粉。Mo粉末的粒度为3.5～4.0μm，FeB粉末的粒度为45.0～50.0μm，Fe粉末的粒度为3.0～3.5μm，Cr粉末的粒度为4.5～5.0μm，Ni粉末的粒度为3.0～3.5 μm，WC粉末的粒度为0.5～1.5μm，石墨粉末的粒度为3.0～4.0μm。
表1四种成分配方的预烧结混合料
| 成分 | Mo | Fe | B |
| 1<sup>#</sup> | 43.85 | 51.21 | 4.94 |
| 2<sup>#</sup> | 46.24 | 48.55 | 5.21 |
| 3<sup>#</sup> | 49.33 | 45.11 | 5.56 |
| 4<sup>#</sup> | 51.76 | 42.41 | 5.83 |
表2四种成分配方的金属陶瓷混合料
| 成分 | Mo | Fe | B | Cr | Ni | W | C |
| 1<sup>#</sup> | 40.72 | 43.17 | 4.59 | 2.5 | 3.41 | 5.38 | 0.23 |
| 2<sup>#</sup> | 43.22 | 40.89 | 4.87 | 2.8 | 3.23 | 4.63 | 0.36 |
| 3<sup>#</sup> | 46.35 | 38.31 | 5.22 | 3.1 | 3.07 | 3.52 | 0.43 |
| 4<sup>#</sup> | 48.64 | 36.62 | 5.48 | 3.4 | 2.84 | 2.47 | 0.55 |
表1是4种不同组份配方的预烧结混合粉料，表2是4种不同组份配方的金属陶瓷混合粉料。表1和表2中各成分均以重量份计，分别采用实施例1-3的3 种不同工艺参数将其制备成Mo2FeB2基金属陶瓷。采用洛氏硬度仪测定了金属陶瓷的洛氏硬度；采用万能试验机测定了金属陶瓷的抗弯强度；采用显微硬度计并依据国标GB/T4340.1-2009测定了金属陶瓷的palmqvist断裂韧性。采用截线法并依据国标GB/T3488.2-2018测定了硬质相颗粒的粒径分布。
实施例1
本实施例金属陶瓷制备步骤如下：
(1)以Mo粉、FeB粉、Fe粉为原料，按照表1配制4种预烧结混合粉料；
(2)混料：将混合粉料置于行星式球磨机中进行混合，球磨机转速为 250rpm，球料比为6:1，时间为24h；
(3)预烧结：在真空度高于1.0×10-2Pa的真空炉中进行，烧结温度为 1000℃，保温时间为1h，得到以Mo2FeB2硬质相为主的中间反应产物；
(4)粉碎：将步骤(3)获得的中间反应产物置于振动式磨矿机中进行粉碎，振动频率为16.0Hz，振幅为12.0mm，粉碎时间为5min，获得以Mo2FeB2硬质相为主的中间反应产物粉末；
(5)以步骤(4)所得中间反应产物、Fe粉、WC粉、Cr粉、Ni粉和石墨粉为原料，按照表2配制4种金属陶瓷混合粉料；
(6)混料：将混合粉料置于行星式球磨机中进行混合，球磨机转速为 300rpm，球料比为5:1，时间为32h；
(7)压制成型：压制成型所用的压力为260MPa；
(8)最终烧结：在真空烧结炉中进行，真空度高于1.0×10-2Pa。真空烧结分为四个阶段，过程为：首先将压坯升温至950℃，保温1h；随后升温至1080℃，保温2h；然后再升温至1250℃，不保温；最后以30℃/min的冷却速度使炉温快速降至1000℃以下，即获得具有双尺度双形态硬质相晶粒的Mo2FeB2基金属陶瓷。
本实施例获得的金属陶瓷SEM图如图1所示，图1中，1为细近等轴状颗粒，2为粗板状颗粒，3为Fe基粘接相；由图1可见，该金属陶瓷包括两种不同尺度和形态的硬质相颗粒和Fe基粘接相3；两种硬质相颗粒分别为细近等轴状颗粒1 和粗板状颗粒2；细近等轴状颗粒1具有芯环结构，其核心为Mo2FeB2，环形相为 Mo2(Fe,Cr,W)B2；粗板状颗粒2为Fe3(W,Mo)3C固溶体；Fe基粘接相3则位于细近等轴状颗粒1和粗板状颗粒2外围。进一步经测量可知，细近等轴状颗粒的粒径范围为0.3～1.7μm；粗板状颗粒的等效粒径范围为2.5～5.0μm，粗板状颗粒长厚比为1.4～2.6。
对本实施例获得的材料进行性能检测，检测结果如表3所示。
表3采用实施例1制备出的不同金属陶瓷力学性能
实施例2
本实施例金属陶瓷制备步骤如下：
(1)以Mo粉、FeB粉、Fe粉为原料，按照表1配制4种预烧结混合粉料；
(2)混料：将混合粉料置于行星式球磨机中进行混合，球磨机转速为 300rpm，球料比为6:1，时间为20h；
(3)预烧结：在真空度高于1.0×10-2Pa的真空炉中进行，烧结温度为 1000℃，保温时间为1.5h，得到以Mo2FeB2硬质相为主的中间反应产物；
(4)粉碎：将步骤(3)获得的中间反应产物置于振动式磨矿机中进行粉碎，振动频率为18.0Hz，振幅为10.0mm，粉碎时间为4min，获得以Mo2FeB2硬质相为主的中间反应产物粉末；
(5)以步骤(4)所得中间反应产物、Fe粉、WC粉、Cr粉、Ni粉和石墨粉为原料，按照表2配制4种金属陶瓷混合粉料；
(6)混料：将混合粉料置于行星式球磨机中进行混合，球磨机转速为 260rpm，球料比为6:1，时间为28h；
(7)压制成型：压制成型所用的压力为280MPa；
(8)最终烧结：在真空烧结炉中进行，真空度高于1.0×10-2Pa。真空烧结分为四个阶段，过程为：首先将压坯升温至980℃，保温1h；随后升温至1100℃，保温1.5h；然后再升温至1230℃，不保温；最后以30℃/min的冷却速度使炉温快速降至1000℃以下，即获得具有双尺度双形态硬质相晶粒的Mo2FeB2基金属陶瓷。
对本实施例获得的材料进行性能检测，检测结果如表4所示。
表4采用实施例2制备出的不同金属陶瓷的力学性能
| 成分 | 1<sup>#</sup> | 2<sup>#</sup> | 3<sup>#</sup> | 4<sup>#</sup> |
| 抗弯强度σ<sub>b</sub>(MPa) | 2361 | 2132 | 1996 | 1837 |
| 硬度(HRA) | 89.5 | 90.0 | 90.2 | 90.5 |
| 断裂韧性(MN·m<sup>-3/2</sup>) | 28.7 | 26.5 | 24.3 | 22.8 |
实施例3
本实施例金属陶瓷制备步骤如下：
(1)以Mo粉、FeB粉、Fe粉为原料，按照表1配制4种预烧结混合粉料；
(2)混料：将混合粉料置于行星式球磨机中进行混合，球磨机转速为 350rpm，球料比为6:1，时间为16h；
(3)预烧结：在真空度高于1.0×10-2Pa的真空炉中进行，烧结温度为 1000℃，保温时间为2h，得到以Mo2FeB2硬质相为主的中间反应产物；
(4)粉碎：将步骤(3)获得的中间反应产物置于振动式磨矿机中进行粉碎，进行粉碎，振动频率为20.0Hz，振幅为8.0mm，粉碎时间为3min，获得以Mo2FeB2硬质相为主的中间反应产物粉末；
(5)以步骤(4)所得中间反应产物、Fe粉、WC粉、Cr粉、Ni粉和石墨粉为原料，按照表2配制4种金属陶瓷混合粉料；
(6)混料：将混合粉料置于行星式球磨机中进行混合，球磨机转速为 220rpm，球料比为7:1，时间为24h；
(7)压制成型：压制成型所用的压力为320MPa；
(8)最终烧结：在真空烧结炉中进行，真空度高于1.0×10-2Pa。真空烧结分为四个阶段，过程为：首先将压坯升温至1010℃，保温0.5h；随后升温至 1150℃，保温1h；然后再升温至1200℃，不保温；最后以30℃/min的冷却速度使炉温快速降至1000℃以下，即获得具有双尺度双形态硬质相晶粒的Mo2FeB2基金属陶瓷。
对本实施例获得的材料进行性能检测，检测结果如表5所示。
表5采用实施例3制备出的不同金属陶瓷的力学性能
| 成分 | 1<sup>#</sup> | 2<sup>#</sup> | 3<sup>#</sup> | 4<sup>#</sup> |
| 抗弯强度σ<sub>b</sub>(MPa) | 2289 | 2098 | 1934 | 1791 |
| 硬度(HRA) | 89.6 | 90.2 | 90.4 | 90.6 |
| 断裂韧性(MN·m<sup>-3/2</sup>) | 28.4 | 26.2 | 24.0 | 22.5 |
在本权利书取值范围内，第二步烧结过程后三个阶段的工艺参数对力学性能影响相对较大，只有当此阶段的烧结温度和保温时间搭配合理时，上述阶段的致密化过程才能更好的完成，上述各成分配方的金属陶瓷才可获得相对较好的综合力学性能。总之，在本权利书取值范围内，上述工艺因素对金属陶瓷的性能影响有限。
上述实施例只是用于对本发明的内容进行阐述，而不是限制，因此在和本发明的权利要求书相当的含义和范围内的任何改变，都应该认为是包括在权利要求书的范围内。
本发明具体应用途径很多，以上所述仅是本发明的优选实施方式，应当指出，对于本技术领域的普通技术人员来说，在不脱离本发明原理的前提下，还可以作出若干改进，这些改进也应视为本发明的保护范围。
Claims (7)
1.一种具有双尺度双形态硬质相晶粒的Mo2FeB2基金属陶瓷，其特征在于：所述Mo2FeB2基金属陶瓷包括硬质相颗粒和Fe基粘接相；
所述硬质相颗粒包括细近等轴状颗粒和粗板状颗粒；
所述细近等轴状颗粒为芯环结构，其核心为Mo2FeB2，环形相为Mo2(Fe,Cr,W)B2；
所述粗板状颗粒为Fe3(W,Mo)3C固溶体；
所述Mo2FeB2基金属陶瓷中，以质量份计，其组份为：Mo：40.72~48.64，B：4.59~5.48，Fe：36.62~43.17，W：2.47~5.38，Cr：2.5~3.4，Ni：2.84~3.41，C：0.23~0.55；
所述细近等轴状颗粒的粒径为0.3~1.7μm；所述粗板状颗粒的等效粒径为2.5～5.0μm，长厚比为1.4～2.6。
2.如权利要求1所述的一种具有双尺度双形态硬质相晶粒的Mo2FeB2基金属陶瓷的制备方法，其特征在于，包括以下步骤：
(1) 以Mo粉、FeB粉、Fe粉为原料配制混合料，所述混合料质量份数的组份为：Mo：43.85~51.76，Fe：42.41~51.21，B：4.94~5.83；
(2) 将混合粉料经球磨混料、烘干、过筛后在真空烧结炉中进行预烧结，得到中间反应产物；
(3) 将步骤(2)获得的中间反应产物粉碎，得到中间反应产物粉末；
(4) 将步骤(3)获得的中间反应产物粉末、Fe粉、Cr粉、Ni粉、WC粉和石墨粉混合，获得金属陶瓷混合粉料；所述混合料质量份数的组份为：Mo：40.72~48.64，B：4.59~5.48，Fe：36.62~43.17，W：2.47~5.38，Cr：2.5~3.4，Ni：2.84~3.41，C：0.23~0.55；
(5) 将金属陶瓷混合粉料经球磨混料、压制成型后在真空度高于1.0×10-2Pa的真空烧结炉中进行真空烧结，即获得所述具有双尺度双形态硬质相晶粒的Mo2FeB2基金属陶瓷；
所述真空烧结是指：首先升温至950~1010℃，保温0.5~1h；随后升温至1080~1150℃，保温1~2h；然后升温至1200~1250℃，不保温；最后以30℃/min的冷却速度快速降至1000℃以下，随炉冷却。
3.根据权利要求2所述的一种具有双尺度双形态硬质相晶粒的Mo2FeB2基金属陶瓷的制备方法，其特征在于：步骤(2)所述球磨混料是指：球料比为6:1，球磨机转速为250~350rpm，球磨时间为16~24h。
4.根据权利要求2所述的一种具有双尺度双形态硬质相晶粒的Mo2FeB2基金属陶瓷的制备方法，其特征在于：步骤(2)所述预烧结是指，在真空度高于1.0×10-2Pa的真空烧结炉中进行烧结，烧结温度为1000℃，保温时间为1~2h。
5.根据权利要求2所述的一种具有双尺度双形态硬质相晶粒的Mo2FeB2基金属陶瓷的制备方法，其特征在于：步骤(3)所述粉碎是指，将中间反应产物置于振动式磨矿机中，振动频率为16.0~20.0Hz，振幅为8.0~12.0mm，粉碎时间为3~5min。
6.根据权利要求2所述的一种具有双尺度双形态硬质相晶粒的Mo2FeB2基金属陶瓷的制备方法，其特征在于：步骤(5)所述球磨混料是指，球料比为5:1~7:1，球磨机转速为220~300rpm，球磨时间为24~32 h。
7.根据权利要求2所述的一种具有双尺度双形态硬质相晶粒的Mo2FeB2基金属陶瓷的制备方法，其特征在于：步骤(5)所述压制成型的压力为260~320 MPa。
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