一种金属陶瓷切削工具材料及其制备方法

摘要

本发明公开了一种金属陶瓷切削工具材料及其制备方法，由以下各组分原始粉末制成：Ti(C,N)-Ni-Mo-WC-Cr2C3-C，各个组分的添加量按照重量百分比计为：Ni13%~22%，Mo10%~16%，Cr2C3≤1.0%，C0.8%~1.5%，WC5%~12%，其余为Ti(C,N)，所述金属陶瓷切削工具材料原始粉末中各组分颗粒的粒径采用优化组合方式配比，制备过程中采用先期高真空烧结，烧结温度范围进行低压烧的方式烧制成型。通过本发明能够获得良品率高、质量稳定、综合性能好的金属陶瓷切削工具材料。

说明书

技术领域

本发明属于机械加工和粉末冶金领域，具体涉及一种基于粒径优化组合方式的金属陶瓷切削工具材料及其制备方法。

背景技术

Ti(C,N)基金属陶瓷刀具因具有较高的硬度、耐磨性、红硬性、优良的化学稳定性以及极低的摩擦系数而受到国内外的普遍关注，主要应用于钢材和铸铁的高速精加工。Ti(C,N)基金属陶瓷已显示了其作为传统的WC-Co硬质合金的升级替代材料的巨大潜力。其高温硬度优于高速钢和WC基硬质合金，韧性优于陶瓷和超硬材料刀具，在加工范围上也刚好填补了WC基硬质合金刀具与陶瓷刀具之间的空白。

近年来我国有关部门也投入大量力量并已研制出一些牌号的Ti(C,N)基金属陶瓷刀具，其产品在切削领域可以部分取代YG8、YT15等硬质合金刀具。但国内的硬质合金和金属陶瓷刀具的生产状况不容乐观，表现出来的特征是生产质量不稳定，无法与进口刀片相媲美。中国市场上正在试用的金属陶瓷刀具的综合性能明显低于日本市场上常用的金属陶瓷刀具的性能，且产品性能不稳定，特别是强韧性较差，因此金属陶瓷刀具基本上没有得到实际应用。目前中国刀具市场上大部分高档刀具均依赖进口，而进口刀具的成本相当昂贵，甚至还得配套进口机床，这使工件加工的成本大大增加。

国内现有已公开专利技术皆公布了具有表面硬度≥92.0HRA，抗弯强度≥2000Mpa的金属陶瓷切削工具材料的制备技术，但其制备技术大多过于繁复，过程控制难度较大，难于制备出稳定的高性能烧结体，实际所制备烧结体均匀性较差。且目前国内市场上也未见稳定的高性能国产的Ti（C,N）基金属陶瓷产业化产品。

发明内容

本发明的目的在于，提供一种良品率高、质量稳定、综合性能好的金属陶瓷切削工具材料及其制备方法。

本发明采用这样的技术方案来实现，本发明一种金属陶瓷切削工具材料，由以下各组分原始粉末制成：Ti(C,N)-Ni-Mo-WC-Cr₂C₃-C，各个组分的添加量按照重量百分比计为：Ni 13%~22%,Mo 10%~16%,Cr₂C₃≤1.0%,C 0.8%~1.5%,WC 5%~12%,其余为Ti(C,N)；

其中，原始粉末中各组分颗粒的粒径采用优化组合方式配比，各组分粉末颗粒按其粒径分布范围不同可以分为两级分布或三级分布；

进一步，所述三级分布为，原始粉末中各组分颗粒的粒径分布范围为2~3um,1~1.5um,0.4~0.8um，各组分中各级粒径分布范围的颗粒在该组分中的重量百分比分别为：50%~65%，25%~40%，10%~25%；

进一步，所述原始粉末中，C、N原子比为：2.5~3.2，Mo/(Mo+Ni)=0.20~0.35。

一种金属陶瓷切削工具材料的制备方法，包含以下步骤：

步骤一，配料

将原始粉末按照各组分的重量比，以粒径优化组合方式配制混合粉，用常规的混料方法将混合粉在球磨罐内采用湿混工艺充分混合，干燥后得混合料。

步骤二，成型

将步骤一中获得的混合料在模具内压制成形，压制压力为150~200Mpa。

步骤三，烧结

设定烧结升温曲线，将步骤二获得的压坯采用先期高真空烧结，烧结温度范围低压烧结的方法烧制成型，在烧结温度以下采用高真空烧结，在烧结温度区间内采用低压烧结。

步骤四，冷却

烧结完成后将材料冷却至室温。

其中，所述步骤三的烧结过程为：在400℃以下，真空度保持在10~10^-2Pa之间，以保证试样中所含的水分和酒精等有机物的有效挥发；温度高于400℃~1400℃，真空度保持在10^-210^-3Pa，便于试样在液相出现前，气体尽可能地挥发、排除，有利于后续烧结时材料致密度的提高；烧结温度在1400℃~1450℃区间，采用低压烧结方式，所充气体为氩气，气压为4~5MPa，进一步提高烧结体的致密度；

进一步，为提高烧结效率和降低烧结试样的内应力，防止试样弯曲开裂，所述步骤四的冷却方式，在1450~1050℃温度区间采用快冷-缓冷-快冷-炉冷相结合的方式；首先快冷，冷却速度5~9℃/min，冷却10~20min；缓冷，冷却速度2~0.5℃/min，冷却45~180min；再快冷，冷却速度15~25℃/min，冷却8~15min；1050℃以后为炉冷。

本发明所采用的技术方案具有以下有益效果：混合料原始粉末的粒径优化组合，有利于提高坯体的压实密度；先期高真空烧结、烧结温度范围低压烧结，所制备出的烧结体材料致密无气孔，其组织为硬质相成网状骨架连接，硬质相颗粒具有芯壳结构（图4）；再采用快冷缓冷和炉冷相结合的控制冷却工艺，获得了具有较高的硬度和韧性的匹配组合性能的匀质基体材料；该烧结体材料密度为6.4~6.6g/cm²，硬度为92.1~92.8HRA，抗弯强度为2000~2700Mpa；且制备过程容易控制，烧结体质量稳定，良率稳定在95%以上，可很好的适用于切削工具材料，各类模具材料，及其它相关需求制品用途。

附图说明

图1为本发明实施例的成型压制曲线。

图2为本发明实施例烧结工艺及真空度曲线图。

图3为本发明金属陶瓷切削工具材料的金相组织结构图。

图4为本发明实施例的金属陶瓷切削工具材料的微观组织结构图。

具体实施方式

下面结合实施例对本发明作进一步说明，并不将本发明限制在所述的实施例范围之内。

实施例1~9的配料方案采用本发明中原始粉末组成方案（表1）和各组分粒径优化组合方案（表2）进行。配料完成后，采用常规的湿混工艺在混料罐内充分混合，干燥后得制成粉。在一定的压力(160Mpa)下压制成形，压制曲线如图1所示。压坯放入真空炉内进行先期高真空烧结，在400℃以下，真空度保持在10~10^-2Pa之间，温度在400℃~1400℃，真空度保持在10^-210^-3Pa，然后冲入氩气进行低压烧结，烧结温度列于表3中，烧结时间1小时，气体压力为4MPa，烧结工艺如图2所示。烧结完成后，降温阶段设置在温度区间1420℃~1050℃为控制冷却阶段，采取先快冷后缓冷、再快冷的方法，第一阶段快速冷却速度7℃/min，冷却至1330℃，缓冷冷却速度1℃/min，冷却至1240℃，第二阶段快冷冷却速度21℃/min，冷却至1050℃；然后炉冷。

每个实施例随机选取10个样品进行性能测试，所得烧结体性能指标如表3所示。由表3可以看出，采用本发明技术方案获得的金属陶瓷切削工具材料烧结体硬度均在92HRA以上，抗弯强度均在2000Mpa以上，且数据稳定性非常好，偏差很小。

每个实施例随机选取2~3个样品进行金相和SEM组织测试，可以看出烧结体致密无明显气孔，烧结体的组织为硬质相成网状骨架连接，硬质相颗粒具有芯壳结构。其中实施例1样品的金相组织和微观组织结构分别如图3和图4所示。

表1金属陶瓷切削工具材料原始粉末组成方案

表2原始粉末中各组分粒径优化组合方案

表3本发明金属陶瓷切削工具材料烧结体的性能测试结果

实施例1~9分3批3炉次进行了烧结，标记为炉次1~3，每个炉次的烧结温度与表3对应。为了测试本发明金属陶瓷切削工具材料性能的稳定性以及数据重现性，将实施例1~9的实验过程重复进行两批次，分别对应编号分别为实施例1’~9’和实施例1”~9”，烧结炉次分别标记为炉次4~6和炉次7~9，按照炉次顺序，将各实施例按炉次的性能分布列于表4中。由表4可以看出，采用本发明技术方案获得的金属陶瓷切削工具材料，其性能参数指标具有良好的再现性，说明烧结体质量稳定，良品率高。

表4烧结体的炉次性能分布

进一步，采用对照测试组对本发明的技术方案和技术效果做出详细说明。

比较例1~3采用了本发明粒径优化组合的技术方案，烧结过程采用常规高真空烧结，未采用本发明液相烧结温度区间内低压烧结的技术方案，其余实施过程与本发明实施例相同；比较例4~6采用了本发明分步烧结法的技术方案，但未采用原料粉末粒径优化组合，其余实施过程与本发明实施例相同；比较例7~9既未采用本发明粒径优化组合的技术方案，也未采用分步烧结法的技术方案，仅使用了常规的高真空烧结方式，其余实施过程与本发明实施例相同。各比较例的实施方案以及测试结果列于表5之中。

由表5可以看出，未采用本发明技术方案的金属陶瓷切削工具材料烧结体（比较例7~9）综合性能较差，在硬度和抗弯强度上与本发明均有较大差距。部分采用本发明技术方案的金属陶瓷切削工具材料烧结体性能都得到了一定的提高，其中，比较例1~3由于原始粉末采用了粒径优化组合，坯体压实密度提高，使金属陶瓷切削工具材料烧结体的致密化得到增强，烧结体硬度稳定提高，且抗弯强度得到改善；比较例4~6由于在烧结温度区间内采用了低压烧结，促进烧结致密化过程充分进行，烧结体硬度和抗弯强度也得到了改善。

表5金属陶瓷切削工具材料烧结体的性能测试结果（对照测试组）