CN115369300A - 一种含AlN和TiB2的Ti(C,N)基金属陶瓷刀具材料及其制备方法 - Google Patents

一种含AlN和TiB2的Ti(C,N)基金属陶瓷刀具材料及其制备方法 Download PDF

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Abstract

本发明公开一种含AlN和TiB2的Ti(C,N)基金属陶瓷刀具材料及其制备方法，材料包括以下质量百分比组分的原料：Ti(C0.5,N0.5)：40％～60％；WC：15％～35％；Mo2C：0.5％～10％；TaC或NbC或(Ta,Nb)C：2％～10％；TiB2：0～5％；AlN：0～5％；Co：0～15％；Ni：0～15％。制备方法包括湿磨、干燥制粒、模压成型和烧结，其中烧结过程分四段：低温段真空烧结、中温段N2分压烧结、高温段混合气体高压烧结、高温段真空烧结。所得的Ti(C,N)基金属陶瓷刀具材料具有优异的韧性、强度、耐磨性和抗氧化性，能显著提高刀具的切削稳定性和使用寿命。

Description

一种含AlN和TiB2的Ti(C,N)基金属陶瓷刀具材料及其制备 方法
技术领域
本发明属于粉末冶金领域，涉及一种金属陶瓷刀具材料及其制备方法，尤其涉及一种金属切削用Ti(C,N)基金属陶瓷刀具材料及其制备方法。
背景技术
金属切削工程中，刀具与被加工件之间相对高速运动，接触面温度高。金属陶瓷具有高硬度、高耐磨性、高红硬性、好的高温抗软化能力和抗氧化能力，因而非常适合于用作金属加工用刀具材料。作为切削刀具，Ti(C,N)基金属陶瓷具有摩擦系数小、抗金属粘着性能好等传统硬质合金刀具不具备的特点，在钢件和不锈钢件的精加工、半精加工领域占有显著优势。
但它也有不足之处，比如抗破损性能差、韧性和强度低、抗崩刃性差，在切削时会发生突发性失效。因此，如何提高金属陶瓷刀具的韧性、强度、切削稳定性一直是技术提升的方向。单纯通过提高粘结相的含量，可以提高韧性，但同时会降低刀具的硬度、抗塑性变形能力、耐磨性，最终缩短刀具寿命。因此，仅提高粘结相的含量难以达到硬度、韧性、强度等综合性能提高的效果。
目前，Ti(C,N)基金属陶瓷主要以Ti(C,N)粉或TiC与TiN的混合粉为硬质相主要原料，以WC、TaC、NbC、Mo2C、VC、Cr3C2等第4族、第5族和第6族过渡族金属碳化物或它们的固溶体为第二硬质相原料，以Co、Ni、Mo等金属为粘接相原料。为了提高Ti(C,N)基金属陶瓷的硬度、断裂性和抗弯强度，一是从成分上做改变，二是从结构上进行优化。
中国专利公开号CN 112779450 A公开了一种不锈钢加工用金属陶瓷材料及制备方法，该TiCN基金属陶瓷在成分上做了改变，特别是对粘结剂进行了强化。在其配方中，添加了0～2％金属间化合物以及0.5～5％Ru，这对粘结剂的强度、高温硬度、抗粘着磨损能力均能大幅提升，还可以显著的改善合金烧结过程中晶粒间的烧结活化和物相之间的结合强度，从而提高材料整体的抗崩性能。但所用金属间化合物为纳米级且Ru价格昂贵，增加了原料成本。
中国专利公开号CN 110373592 A公开了一种Ti(C,N)基金属陶瓷刀具材料及其制备方法，提出通过控制金属陶瓷在制备过程中的工艺特别是烧结过程中的氮的浓度，从而控制环形相的厚度及碳氮化物的晶粒，进而提升Ti(C,N)基金属陶瓷的结构和性能。
中国专利公开号CN 104264026 B，公开了一种TiCN基金属陶瓷及其制备方法，引入了AlN这种原料，其质量百分比含量3％～6％。发明者指出，烧结过程中，AlN与TiC0.7N0.3在结合面上生成TiAlN化合物，有效隔绝硬质相中Ti、N、C原子向外的扩散的作用，从而有效抑制Ti、N、C原子在粘接相中的溶解和析出，降低了碳氮化钛在粘接相中的溶解度，减少碳氮化钛在粘接相中溶解析出再长大导致的N分解，增强碳氮化钛的稳定性，使碳氮化钛晶粒得到细化，提高金属陶瓷的硬度和强韧性。同时，AlN对金属陶瓷有纤维增强的作用，可进一步提高金属陶瓷的强度和韧性。
上述Ti(C,N)基金属陶瓷刀具材料的抗破损性能差、韧性和强度低，因此，有必要提供一种新的金属切削用Ti(C,N)基金属陶瓷刀具材料及其制备方法来克服上述问题。
发明内容
本发明针对上述问题，本发明的目的在于提供一种对成分、结构均有改进且生产成本较低的金属切削用Ti(C,N)基金属陶瓷刀具材料及其制备方法。
为实现上述目的，本发明采用以下技术方案：一种含AlN和TiB2的Ti(C,N)基金属陶瓷刀具材料，所述金属陶瓷刀具材料由以下质量百分比组分的原料制备：Ti(C0.5,N0.5)：40％～60％；WC：15％～35％；Mo2C：0.5％～10％；TaC或NbC或(Ta,Nb)C：2％～10％；TiB2：0～5％；AlN：0～5％；Co：0～15％；Ni：0～15％。
具体的，所述金属陶瓷刀具材料由以下质量百分比组分的原料制备：Ti(C0.5,N0.5)：40％～60％；WC：15％～35％；Mo2C：0.5％～10％；TaC或NbC或(Ta,Nb)C：2％～10％；TiB2：0.5～2.5％；AlN：0～2.5％；Co：0.5～12％；Ni：4.5～15％。
具体的，所述金属陶瓷刀具材料由以下质量百分比组分的原料制备：Ti(C0.5,N0.5)：40％～58％；WC：20～30％；Mo2C：3.5％～5％；TaC或NbC或(Ta,Nb)C：3％～6％；TiB2：0.5％～1％；AlN：0.5％～1％；Co：8％～10％；Ni：6.5～7％。
另外，所述金属陶瓷刀具材料由以下质量百分比组分的原料制备：Ti(C0.5,N0.5)：48％；WC：20％；Mo2C：2.5％；TaC或NbC或(Ta,Nb)C：8％；TiB2：2.5％；AlN：2.5％；Co与Ni共计：16.5％，其中Co与Ni含量之比介于0.5与3.5之间。
为实现上述目的，本发明还提供一种上述含AlN和TiB2的Ti(C,N)基金属陶瓷刀具材料的制备方法，包括如下步骤：
(1)湿磨：按比例称取各种原料，再称取3～6wt.％的成型剂，将原料和成型剂依次投入卧式球磨机后，加入物料重量30％～45％的湿磨介质，再加入物料重量7～11倍的硬质合金球磨球，在临界转速40％～65％的转速下混合50～90小时；
(2)干燥制粒：将步骤(1)所得的料浆喷雾干燥，得到近球形的混合料；
(3)模压成型：将步骤(2)所得的混合料在1.5～3.0T/cm2的压力下模压成型，得到刀具材料压坯；
(4)烧结：将步骤(3)所得的刀具材料压坯在烧结炉中脱除成型剂后进一步烧结，得到刀具毛坯，烧结过程分四段：低温段真空烧结、中温段N2分压烧结、高温段混合气体高压烧结、高温段真空烧结；
低温段真空烧结：在真空下以6℃/min的速度从450℃升温至1100℃～1200℃，在1100℃～1200℃保温30～60min，接着以5℃/min的速度从1100℃～1200℃升温至1350℃，在1350℃保温30～60min；
中温段N2分压烧结：在1350℃保温结束后，通入N2至设定分压压力，以1.5～4℃/min的速度从1350℃升温至烧结温度；
高温段混合气体高压烧结：温度达到烧结温度时，向烧结炉中通入Ar和N2，使总压力达到5bar以上，在烧结温度保温30～60min；
高温段真空烧结：高压烧结结束后，开始真空烧结，在烧结温度保温30～60min；
上述烧结步骤中，分压烧结的N2分压压力为20～150mbar，高压烧结的总压力为5～50bar，烧结温度为1450℃～1550℃。
本发明中，Ti(C0.5,N0.5)作为第一硬质相，提供基本的硬度、耐磨性；第二硬质相是碳化物TaC或NbC或(Ta,Nb)C，用来提高刀具的高温红硬性和抗塑性变形能力；WC和Mo2C用来改善硬质相与粘结剂的结合强度；AlN溶入粘结相中改善其高温硬度和抗氧化能力；TiB2与硬质相形成固溶体，可改善环形结构，细化碳氮化钛晶粒，提高金属陶瓷的硬度和强韧性。
在Ti(C0.5,N0.5)基金属陶瓷中引入AlN，除了与TiC0.5N0.5在结合面上生成TiAlN化合物，抑制Ti、N、C原子扩散的作用外，高温烧结时AlN溶于液相中与Ni发生反应生成耐高温的金属间化合物Ni3Al，对粘结相起到强化的作用。此外，冷却过程中Al原子与W、Ta等原子同时析出，改变了环形相的晶格参数，提高环形相的结合强度。
AlN+3Ni→Ni3Al+N，其中N原子溶于液相中与其他金属元素反应。
AlN+TiC0.5N0.5+WC+TaC(NbC)+Mo2C→(Ti,W,Ta,Nb,Mo,Al)(C,N)
在Ti(C0.5,N0.5)基金属陶瓷中引入TiB2，充分利用了TiB2高硬度、高熔点的特性，可在不降低韧性的情况下提高金属陶瓷的硬度和耐磨性，同时高温烧结时部分TiB2溶于液相中，冷却过程中B原子与C、N等原子同时析出，填充在金属原子的间隙中，对环形相起到固溶强化的作用。
TiB2+TiC0.5N0.5+WC+TaC(NbC)+Mo2C→(Ti,W,Ta,Nb,Mo)(C,N,B)
在烧结过程中，低温段真空烧结，有利于促进氧化还原反应，排除CO及其他挥发性气体。中温段N2分压烧结，此时温度较高，出现较多的液相，这会造成氮化物分解，挥发出N2，使得材料内部留下孔隙，因此通入N2抑制氮化物分解；高温段高压烧结，是为了获得更为致密的金属陶瓷材料，提高材料的强度；后续的高温段真空烧结，是为了获得更好的表面光洁度，有利于降低切削时的摩擦力。
综上所述，通过优化原始成分中的各种原料的比例，并引入AlN和TiB2，可以提高粘结相的高温性能、固溶强化粘结相和环形相，从而提高了金属陶瓷的综合性能。通过调整烧结过程的气氛和工艺参数，可调整金属陶瓷刀具材料的结构、提高致密化程度，进一步提高材料的结合强度，从而提高刀具材料的切削稳定性和使用寿命。
与现有技术相比，本发明的上述方案有如下的优点：
1.本发明通过优化原始成分并引入AlN，既对粘结相进行了强化，也对硬质相的结合强度进行了优化，使Ti(C,N)基金属陶瓷材料的高温性能、强度、韧性得到提升，提高了刀具的稳定性。
2.本发明引入TiB2，优化了环形相的结构，提高了粘结相与硬质相的结合强度，且其自身的高硬度进一步提升了合金的硬度和耐磨性。
3.本发明提供的制备方法制得的Ti(C,N)基金属陶瓷刀具材料具有很高的致密度和表面光洁度，有利于降低切削阻力、提高切削寿命。
附图说明
图1是本发明实施例1中的金属陶瓷组织扫描电镜图。
图2是本发明实施例2中的金属陶瓷组织扫描电镜图。
图3是本发明实施例3中的金属陶瓷组织扫描电镜图。
图4是本发明实施例4中的金属陶瓷组织扫描电镜图。
具体实施方式
以下结合说明书附图和具体优选的实施例对本发明作进一步说明，但并不因此而限制本发明的保护范围。
本发明为一种含AlN和TiB2的Ti(C,N)基金属陶瓷刀具材料，所述金属陶瓷刀具材料由以下质量百分比组分的原料制备：Ti(C0.5,N0.5)：40％～60％；WC：15％～35％；Mo2C：0.5％～10％；TaC或NbC或(Ta,Nb)C：2％～10％；TiB2：0～5％；AlN：0～5％；Co：0～15％；Ni：0～15％。
更具体的，所述金属陶瓷刀具材料由以下质量百分比组分的原料制备：Ti(C0.5,N0.5)：40％～60％；WC：15％～35％；Mo2C：0.5％～10％；TaC或NbC或(Ta,Nb)C：2％～10％；TiB2：0.5～2.5％；AlN：0～2.5％；Co：0.5～12％；Ni：4.5～15％。
另外，所述金属陶瓷刀具材料由以下质量百分比组分的原料制备：Ti(C0.5,N0.5)：40％～58％；WC：20～30％；Mo2C：3.5％～5％；TaC或NbC或(Ta,Nb)C：3％～6％；TiB2：0.5％～1％；AlN：0.5％～1％；Co：8％～10％；Ni：6.5～7％。
TaC、NbC、(Ta,Nb)C的性能差别不大，在实施过程中，三者任选其一。
实施例1
提供一种Ti(C,N)基金属陶瓷刀具材料，其原料质量百分比组分为：Ti(C0.5,N0.5)：40％；WC：30％；Mo2C：5％；TaC：6％；TiB2：1％；AlN：1％；Co：10％；Ni：7％。
如图1所示是本发明实施例的金属陶瓷组织扫描电镜图，其中黑色芯是TiCN，灰色环形相为(Ti,W,Ta,Nb,Mo)(C,N,B)，白色芯是WC含量较高的固溶体。
一种上述本实施例的Ti(C,N)基金属陶瓷刀具材料的制备方法，
(1)湿磨：按比例称取各种原料，再称取3.5wt.％的PEG4000，加入物料重量35％的湿磨介质，球料比8:1，在临界转速45％的转速下混合70小时；
(2)干燥制粒：将步骤(1)所得的料浆喷雾干燥，得到近球形的混合料；
(3)模压成型：将步骤(2)所得的混合料在1.8T/cm2的压力下模压成型，得到刀具材料压坯；
(4)烧结：将步骤(3)所得的刀具材料压坯在烧结炉中脱除成型剂后，在真空下以6℃/min的速度从450℃升温至1100℃，在1100℃保温30min，接着以5℃/min的速度从1100℃升温至1350℃，在1350℃保温40min后，通入N2至50mbar，以3℃/min的速度从1350℃升温至1460℃，向烧结炉中通入Ar至总压力为7bar，保温30min后再在1460℃真空烧结，保温40min后随炉冷却降温。
表1实施例1所制备的Ti(C,N)基金属陶瓷刀具材料的性能
HRA HV30 D(g/cm3) Hc σs K1C TRS
91.2 1420 7.36 79 5.9 9.5 2088
该Ti(C,N)基金属陶瓷具有较好的韧性和强度，可用于钢和不锈钢的半精加工。
实施例2
一种Ti(C,N)基金属陶瓷刀具材料，其原料质量百分比组分为：Ti(C0.5,N0.5)：58％；WC：20％；Mo2C：3.5％；TaNbC：3％；TiB2：0.5％；AlN：0.5％；Co：8％；Ni：6.5％。
如图2所示是本发明实施例的金属陶瓷组织扫描电镜图，其中黑色芯是TiCN，灰色环形相为(Ti,W,Ta,Nb,Mo)(C,N,B)，白色芯是WC含量较高的固溶体。
一种上述本实施例的Ti(C,N)基金属陶瓷刀具材料的制备方法，
(1)湿磨：按比例称取各种原料，再称取4wt.％的石蜡，加入物料重量45％的湿磨介质，球料比9:1，在临界转速50％的转速下混合80小时；
(2)干燥制粒：将步骤(1)所得的料浆喷雾干燥，得到近球形的混合料；
(3)模压成型：将步骤(2)所得的混合料在2.2T/cm2的压力下模压成型，得到刀具材料压坯；
(4)烧结：将步骤(3)所得的刀具材料压坯在烧结炉中脱除成型剂后，在真空下以6℃/min的速度从450℃升温至1200℃，在1200℃保温30min，接着以5℃/min的速度从1200℃升温至1350℃，在1350℃保温40min后，通入N2至80mbar，以3℃/min的速度从1350℃升温至1500为℃，向烧结炉中通入Ar和N2至总压力为40bar，保温40min后再在1460℃真空烧结，保温40min后随炉冷却降温。
表2实施例2所制备的Ti(C,N)基金属陶瓷刀具材料的性能
HRA HV30 D(g/cm3) Hc σs K1C TRS
91.7 1470 6.79 112 6.9 8.5 2300
该Ti(C,N)基金属陶瓷具有较高的硬度和强度，可用于钢和不锈钢的精加工。
实施例3
一种Ti(C,N)基金属陶瓷刀具材料，其原料质量百分比组分为：Ti(C0.5,N0.5)：48％；WC：20％；Mo2C：2.5％；NbC：8％；TiB2：2.5％；AlN：2.5％；Co：12％；Ni：4.5％。
如图3所示是本发明实施例的金属陶瓷组织扫描电镜图，其中黑色芯是TiCN，灰色环形相为(Ti,W,Ta,Nb,Mo)(C,N,B)，白色芯是WC含量较高的固溶体。
一种上述本实施例的Ti(C,N)基金属陶瓷刀具材料的制备方法，
(1)湿磨：按比例称取各种原料，再称取5wt.％的石蜡，加入物料重量40％的湿磨介质，球料比10:1，在临界转速60％的转速下混合90小时；
(2)干燥制粒：将步骤(1)所得的料浆喷雾干燥，得到近球形的混合料；
(3)模压成型：将步骤(2)所得的混合料在2.5T/cm2的压力下模压成型，得到刀具材料压坯；
(4)烧结：将步骤(3)所得的刀具材料压坯在烧结炉中脱除成型剂后，在真空下以6℃/min的速度从450℃升温至1100℃，在1100℃保温30min，接着以5℃/min的速度从1100℃升温至1350℃，在1350℃保温60min后，通入N2至100mbar，以3℃/min的速度从1350℃升温至1520为℃，向烧结炉中通入Ar和N2至总压力为50bar，保温60min后再在1520℃真空烧结，保温60min后随炉冷却降温。
表3实施例3所制备的Ti(C,N)基金属陶瓷刀具材料的性能
HRA HV30 D(g/cm3) Hc σs K1C TRS
91.5 1450 6.96 160 8.8 10.3 2500
该Ti(C,N)基金属陶瓷具有较高的硬度、强度、韧性，可用于钢和不锈钢的精加工及半精加工。
实施例4
一种Ti(C,N)基金属陶瓷刀具材料，其原料质量百分比组分为：Ti(C0.5,N0.5)：46.5％；WC：35％；Mo2C：0.5％；NbC：2％；TiB2：0.5％；AlN：0％；Co：10％；Ni：5.5％。
如图4所示是本发明实施例的金属陶瓷组织扫描电镜图，其中黑色芯是TiCN，灰色环形相为(Ti,W,Ta,Nb,Mo)(C,N,B)，白色芯是WC含量较高的固溶体。
一种上述本实施例的Ti(C,N)基金属陶瓷刀具材料的制备方法，
(1)湿磨：按比例称取各种原料，再称取4.5wt.％的石蜡，加入物料重量40％的湿磨介质，球料比11:1，在临界转速65％的转速下混合50小时；
(2)干燥制粒：将步骤(1)所得的料浆喷雾干燥，得到近球形的混合料；
(3)模压成型：将步骤(2)所得的混合料在2.0T/cm2的压力下模压成型，得到刀具材料压坯；
(4)烧结：将步骤(3)所得的刀具材料压坯在烧结炉中脱除成型剂后，在真空下以6℃/min的速度从450℃升温至1100℃，在1100℃保温30min，接着以5℃/min的速度从1100℃升温至1350℃，在1350℃保温60min后，通入N2至150mbar，以3℃/min的速度从1350℃升温至1550为℃，向烧结炉中通入Ar和N2至总压力为30bar，保温30min后再在1550℃真空烧结，保温50min后随炉冷却降温。
表4实施例4所制备的Ti(C,N)基金属陶瓷刀具材料的性能
HRA HV30 D(g/cm3) Hc σs K1C TRS
91.2 1420 6.76 99 6.8 10.5 2400
该Ti(C,N)基金属陶瓷具有较高的强度和韧性，可用于钢和不锈钢的半精加工和轻断续加工。
实施例5
按照实施例4的制备方法，一种Ti(C,N)基金属陶瓷刀具材料，其原料质量百分比组分为：Ti(C0.5,N0.5)：60％；WC：15％；Mo2C：2％；NbC：10％；TiB2：0.5％；AlN：0.5％；Co：5％；Ni：7％。
实施例6
按照实施例4的制备方法，一种Ti(C,N)基金属陶瓷刀具材料，其原料质量百分比组分为：Ti(C0.5,N0.5)：50％；WC：20％；Mo2C：10％；NbC：3％；TiB2：1％；AlN：0.5％；Co：0.5％；Ni：15％。
经过检测，实施例5、实施6的Ti(C,N)基金属陶瓷刀具材料的性能与实施例4的性能相当。粘结相与硬质相的结合强度，且其自身的高硬度进一步提升。
实施例7
按照实施例1的制备方法，一种Ti(C,N)基金属陶瓷刀具材料，其原料质量百分比组分为：Ti(C0.5,N0.5)：60％；WC：30％；Mo2C：5％；NbC：5％；TiB2：0％；AlN：0％；Co：0％；Ni：0％。
实施例8
按照实施例7的制备方法，一种Ti(C,N)基金属陶瓷刀具材料，其原料质量百分比组分为：Ti(C0.5,N0.5)：60％；WC：30％；Mo2C：5％；NbC：5％；TiB2：0％；AlN：0％；Co：0％；Ni：0％。
通过测试，确认实施例7、实施例8金属陶瓷刀具材料的高温性能、强度、韧性得到提升，提高了刀具的稳定性。
尽管已经示出和描述了本发明的实施例，对于本领域的普通技术人员而言，可以理解在不脱离本发明的原理和精神的情况下可以对这些实施例进行多种变化、修改、替换和变型，本发明的范围由所附权利要求及其等同物限定。

Claims (7)

1.一种含AlN和TiB2的Ti(C,N)基金属陶瓷刀具材料，其特征在于，所述金属陶瓷刀具材料由以下质量百分比组分的原料制备：Ti(C0.5,N0.5)：40％～60％；WC：15％～35％；Mo2C：0.5％～10％；TaC或NbC或(Ta,Nb)C：2％～10％；TiB2：0～5％；AlN：0～5％；Co：0～15％；Ni：0～15％。
2.根据权利要求1所述的含AlN和TiB2的Ti(C,N)基金属陶瓷刀具材料，其特征在于，所述金属陶瓷刀具材料由以下质量百分比组分的原料制备：Ti(C0.5,N0.5)：40％～60％；WC：15％～35％；Mo2C：0.5％～10％；TaC或NbC或(Ta,Nb)C：2％～10％；TiB2：0.5～2.5％；AlN：0～2.5％；Co：0.5～12％；Ni：4.5～15％。
3.根据权利要求1所述的含AlN和TiB2的Ti(C,N)基金属陶瓷刀具材料，其特征在于，所述金属陶瓷刀具材料由以下质量百分比组分的原料制备：Ti(C0.5,N0.5)：40％～58％；WC：20～30％；Mo2C：3.5％～5％；TaC或NbC或(Ta,Nb)C：3％～6％；TiB2：0.5％～1％；AlN：0.5％～1％；Co：8％～10％；Ni：6.5～7％。
4.根据权利要求1所述的含AlN和TiB2的Ti(C,N)基金属陶瓷刀具材料，其特征在于，所述金属陶瓷刀具材料由以下质量百分比组分的原料制备：Ti(C0.5,N0.5)：48％；WC：20％；Mo2C：2.5％；TaC或NbC或(Ta,Nb)C：8％；TiB2：2.5％；AlN：2.5％；Co与Ni共计：16.5％，其中Co与Ni含量之比介于0.5与3.5之间。
5.一种如权利要求1～4任意一项所述的含AlN和TiB2的Ti(C,N)基金属陶瓷刀具材料的制备方法，其特征在于，包括如下步骤：
(1)湿磨：按比例称取各种原料，再称取3～6wt.％的成型剂，将原料和成型剂依次投入卧式球磨机后，加入物料重量30％～45％的湿磨介质，再加入物料重量7～11倍的硬质合金球磨球，在临界转速40％-65％的转速下混合50～90小时；
(2)干燥制粒：将步骤(1)所得的料浆喷雾干燥，得到近球形的混合料；
(3)模压成型：将步骤(2)所得的混合料在1.5～3.0T/cm2的压力下模压成型，得到刀具材料压坯；
(4)烧结：将步骤(3)所得的刀具材料压坯在烧结炉中脱除成型剂后进一步烧结，得到刀具毛坯，烧结过程分四段：低温段真空烧结、中温段N2分压烧结、高温段混合气体高压烧结、高温段真空烧结；
低温段真空烧结：在真空下以6℃/min的速度从450℃升温至1100℃～1200℃，在1100℃～1200℃保温30～60min，接着以5℃/min的速度从1100℃～1200℃升温至1350℃，在1350℃保温30～60min；
中温段N2分压烧结：在1350℃保温结束后，通入N2至设定分压压力，以1.5～4℃/min的速度从1350℃升温至烧结温度；
高温段混合气体高压烧结：温度达到烧结温度时，向烧结炉中通入Ar和N2，使总压力达到5bar以上，在烧结温度保温30～60min；
高温段真空烧结：高压烧结结束后，开始真空烧结，在烧结温度保温30～60min。
6.根据权利要求5所述的一种含AlN和TiB2的Ti(C,N)基金属陶瓷刀具材料的制备方法，其特征在于，步骤(4)中分压烧结的N2分压压力为20～150mbar，高压烧结的总压力为5～50bar。
7.根据权利要求5所述的一种含AlN和TiB2的Ti(C,N)基金属陶瓷刀具材料的制备方法，其特征在于，烧结温度为1450℃～1550℃。
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