第2章 新型TiB₂基陶瓷刀具材料的設計

2.1 TiB₂基陶瓷刀具材料的設計原則

在切削難加工材料的過程中，TiB₂基陶瓷刀具與其他刀具一樣，切削刃處承受著很大的切削力、沖擊力和摩擦力，尤其是在高速干切削條件下，由于摩擦力的作用，切削區的溫度將很高。因此，新型TiB₂基陶瓷刀具材料應具備高硬度、足夠的強度和斷裂韌度、高耐磨性和耐熱性、良好的導熱性、良好的工藝性和經濟性。TiB₂基陶瓷刀具材料本身具有很高的硬度、高的耐磨性和耐熱性，以及其較高的熱導率可保證刀具具有良好的導熱性，其良好的導電性可保證其易加工成型，但其抗彎強度和斷裂韌度較低。因此，在設計新型TiB₂基陶瓷刀具材料的組分時應遵循以下原則^[113，121]：

1）向TiB₂中加入添加相后應有利于材料抗彎強度和斷裂韌度的提高，且對材料的硬度不會產生不利影響。

2）添加的金屬相應與TiB₂和增強相間具有良好的潤濕性。

3）添加相和基體相間應具有良好的物理化學相容性。

4）復合粉體應易于制備，且應具有良好的經濟性。

2.1.1 金屬相的選擇原則

為了實現TiB₂基陶瓷材料的致密化，且能在低溫下進行燒結，常將金屬與TiB₂和增強相進行復合，實現TiB₂基陶瓷材料的液相燒結。為了保證液相燒結的順利進行，在選擇適宜的金屬相時，需分析金屬相與TiB₂和增強相間的潤濕性、金屬相與TiB₂的共晶點、金屬相與TiB₂和增強相間的物理相容性，以及獲得高性能TiB₂基陶瓷刀具材料所需添加的金屬相含量。

1．金屬與TiB₂和增強相間的潤濕性

潤濕性是指液相在表面分子力的作用下在固相表面的流散能力，常用潤濕角來衡量液固兩相間的潤濕性。圖2-1所示為由固、氣、液三相組成的系統。

當液相在固相表面達到平衡時，有以下關系：

式中 γ_SG——固氣兩相間的表面張力（N/m）；

γ_SL——固液兩相間的表面張力（N/m）；

γ_LG——液氣兩相間的表面張力（N/m）；

θ——切線與液-固界面間的夾角，即潤濕角（°）。

當θ=0°時，液相完全潤濕固相；當θ＜90°時，液相部分潤濕固相；θ=90°是液相是否潤濕固相的臨界點；當θ＞90°時，液相將不潤濕固相。

θ＜90°是實現TiB₂基陶瓷材料液相燒結的潤濕條件，也是實現TiB₂基陶瓷材料致密化的重要條件。這是因為只有當液相完全潤濕或部分潤濕TiB₂和增強相時，液相才能滲入顆粒間使材料致密化。

2．金屬-TiB₂的共晶點

在TiB₂基陶瓷材料的液相燒結過程中，為了控制液相燒結的最低溫度，需要分析金屬與TiB₂間的共晶點，其共晶點可通過金屬和難熔化合物熔點間的關系式進行預測。金屬和難熔化合物熔點間的關系式^[16]如下：

式中 T_e——金屬與難熔化合物間的共晶點（℃）；

T_M——金屬的熔點（℃）；

T_H——難熔化合物的熔點（℃）。

3．金屬與TiB₂和增強相間的物理相容性

在TiB₂基陶瓷刀具材料燒結的冷卻階段，陶瓷TiB₂晶粒和增強相晶粒以及包裹在其周圍的金屬相都會發生收縮。當金屬相收縮量大于陶瓷相和增強相時，金屬相將會對陶瓷相和增強相產生壓應力。如果壓應力大于陶瓷相或增強相所能承受的最大許用應力時，材料內部將會出現微裂紋，這將不利于TiB₂基陶瓷刀具材料性能的提高。文獻[121]建立了金屬相全包覆硬質相時線脹系數、晶粒尺寸、溫度與材料許用體積應力間的關系式：

式中 k——金屬相的厚度與晶粒尺寸的比值；

α_c——硬質相的線脹系數（10^-6/K）；

α_Me——金屬相的線脹系數（10^-6/K）；

[p_c]——硬質相的許用體積應力；

K_c——硬質相的體積模量（MPa）；

a——硬質相晶粒的尺寸（m）；

ΔT——溫度差（K）。

由式（2-3）可知，當硬質相的許用體積應力一定時，即硬質相不被破壞時，硬質相晶粒尺寸a越小，金屬相和硬質相間的線脹系數差異就可以越大；同樣，當硬質相不被破壞時，采用緩慢冷卻方式進行冷卻時，金屬相和硬質相間的線脹系數差異也可越大。

4．金屬的含量

Cu、Ni、Ni、Fe等金屬都可以降低TiB₂基陶瓷材料的燒結溫度和提高材料的致密度，但其含量的多少影響著TiB₂基陶瓷材料的微觀組織和力學性能。當Cu的質量分數由0增加到70%時，TiB₂-Cu陶瓷材料的抗彎強度和硬度先增大后減小；當Cu的質量分數超過20%時，材料的硬度逐漸下降；當Cu的質量分數大于40%時，材料的抗彎強度將減小^[122]。當Ni的質量分數由4%增大到12%時，TiB₂基陶瓷刀具材料的力學性能先增大后減小，當Ni的質量分數為8%時，TiB₂基陶瓷刀具材料的力學性能最好，其微觀組織中的微孔洞和粗大晶粒等缺陷也最少^[123]。當Ni與Fe的體積比為0時，TiB₂-B₄C復合陶瓷刀具材料呈疏松多孔狀；隨著Ni與Fe的體積比增大，材料中的氣孔逐漸減少；當Ni與Fe的體積比為1∶20時，TiB₂-B₄C復合陶瓷刀具材料可獲得較好的力學性能^[54]。對于TiB₂基陶瓷刀具材料來說，金屬相含量的多少關系到刀具最終切削性能的好壞。為了控制TiB₂基陶瓷刀具材料中的金屬含量，保證TiB₂獲得良好的力學性能和微觀組織，文獻[121]建立了金屬相全包覆硬質相晶粒模型，獲得了實現金屬相全包覆陶瓷晶粒或增強相晶粒時，不同大小晶粒和金屬相厚度所對應金屬相的體積分數范圍；同時考慮到金屬相過多或過少都不利于陶瓷刀具材料力學性能的提高，以致影響陶瓷刀具的切削性能，最終確定了TiB₂基陶瓷刀具材料中金屬相的體積分數一般為3.5%～13%。

2.1.2 增強相的選擇原則

1．增強相與TiB₂的物理相容性

在多相陶瓷刀具材料的設計中，添加相與基體相間的物理匹配性影響著材料的力學性能，其中它們之間的線脹系數差異對材料性能的影響最大。TiB₂基陶瓷材料作為一種新型的陶瓷刀具材料，其也不例外，在設計中也應考慮基體相TiB₂與增強相間的物理相容性。文獻[124]建立了球形顆粒在無限大基體中的殘余應力場模型，得出了線脹系數、溫度差與應力間的關系：

式中 ν_m——基體的泊松比；

ν_p——增強相的泊松比；

σ_r——徑向正應力（MPa）；

σ_τ——切向正應力（MPa）；

R——基體中的點到顆粒中心的距離（mm）；

r₂——增強相顆粒的半徑（mm）；

α_m——基體的線脹系數（10^-6/K）；

α_p——增強相的線脹系數（10^-6/K）；

E_m——基體的彈性模量（MPa）；

E_p——增強相的彈性模量（MPa）；

ΔT——溫度差（K）。

由式（2-4）和式（2-5）可知，當增強相的線脹系數大于基體相的線脹系數時，增強相處于拉應力狀態，而基體徑向受拉應力，切向受壓應力，增強相和基體相間的界面結合力將被削弱，在殘余應力的作用下，材料內部易形成微裂紋，這不利于提高材料的強韌性；當增強相的線脹系數小于基體相的線脹系數時，增強相處于壓應力狀態，而基體徑向受壓應力，切向受拉應力，材料內部同樣會形成微裂紋，這將影響材料的承載能力，也不利于提高材料的強韌性；在冷卻階段，當冷卻速度較快時，溫度變化大即溫度差較大，增強相與基體相間將產生較大的殘余應力，易導致材料內部形成微裂紋等缺陷，同樣不利于提高材料的強韌性。因此，當增強相與基體相的線脹系數差異較小且冷卻速度較慢時，增強相可起到較好的提高材料強韌性的作用。

2．增強相的含量

對于陶瓷刀具材料來說，增強相的含量起著關鍵的作用，其含量的多少影響著陶瓷刀具材料的微觀組織和力學性能。Al₂O₃、WC、SiC等作為增強相都可以提高TiB₂陶瓷材料的力學性能。當Al₂O₃的體積分數從0增大到40%時，TiB₂-Al₂O₃陶瓷刀具材料的相對密度不斷增大，抗彎強度先增大后減小，維氏硬度不斷減小，斷裂韌度不斷增大；當Al₂O₃的體積分數為30%時，TiB₂-Al₂O₃陶瓷刀具材料具有良好的綜合力學性能^[10]。當WC的質量分數由10%增加到25%時，TiB₂-TiC-WC陶瓷刀具材料的抗彎強度、維氏硬度和斷裂韌度先升高后降低；當WC的質量分數為20%時，陶瓷刀具材料具有良好的綜合力學性能；而當WC的質量分數小于或大于20%時，陶瓷刀具材料中存在的微裂紋、粗大晶粒等缺陷較多^[57]。當SiC的質量分數由10%增大到20%時，TiB₂-SiC陶瓷刀具材料的抗彎強度先降低后增大，維氏硬度不斷降低，而斷裂韌度不斷增大，TiB₂晶粒逐漸變小；當SiC的質量分數為10%時，TiB₂晶粒比較粗大；當SiC的質量分數為15%時，TiB₂-SiC材料具有良好的綜合力學性能^[41]。這些研究結果表明：當增強相的含量過少時，其作用有可能減弱；當增強相的含量過多時，增強相可能引起裂紋、團聚、微孔洞等缺陷，起不到增韌補強的作用；增強相在陶瓷刀具材料中的含量應小于基體相的含量，其質量分數一般小于50%。如果考慮添加金屬相時，增強相含量的上限取值會更小。對于TiB₂基陶瓷刀具材料來說，為了不削弱基體相的性能，同時又充分發揮金屬相和增強相的作用，一般來說，增強相的質量分數為10%～40%。

2.1.3 添加相與基體相間的化學相容性

在燒結陶瓷刀具材料的過程中，材料各組分之間是否發生反應，反應的程度如何，以及反應后生成何種產物，這些對燒結后陶瓷刀具材料的微觀組織和力學性能都具有重要的影響。在燒結陶瓷刀具材料的過程中，添加相與基體相間的輕微化學反應有利于改善相間的結合界面，強化界面結合力，提高材料的強韌性；劇烈的反應會惡化相間的結合界面，削弱界面結合力，不利于陶瓷刀具材料強韌性的提高^[16，125]。

在TiB₂基陶瓷材料的制備過程中，常有固溶體和其他化合物的生成，由于其性能不同，對復合材料產生的影響也不同。固溶體Ti_xZr_yB₂能夠有效降低TiB₂-ZrB₂-SiCw復合陶瓷材料燒結過程中晶界的遷移速度，起到細化晶粒、優化材料力學性能的作用^[38]，而固溶體B₄MoTi不利于TiB₂-TiC陶瓷刀具材料抗彎強度的提高^[126]。化合物W₂CoB₂和Co₂B會導致Co的過度消耗，使TiB₂-WC-Co陶瓷材料內部形成孔洞；化合物Ti₅Si₃、Mo₅Si₃會削弱TiB₂-MoSi₂陶瓷材料晶界間的結合強度。這些都不利于TiB₂基陶瓷刀具材料力學性能的提高^[3，58]。而化合物BN和TiN可以抑制TiB₂-Si₃N₄陶瓷材料中TiB₂晶粒生長^[14]，高溫下SiO₂液相可填充晶粒間的孔隙，提高材料的致密度^[35]。因此，有必要對陶瓷刀具材料各組分間的化學反應進行分析，提前預知各相間化學反應的狀況，以提高新型陶瓷刀具材料研制的成功率和減少資源的浪費。這就需要借助熱力學原理研究不同燒結溫度范圍內，添加相與基體相間可能存在的化學反應。

依據熱力學原理，在等溫等壓封閉體系中，當吉布斯自由能改變量ΔG＞0時，各相間的反應不能進行；當ΔG=0時，各相間的反應以可逆方式進行；當ΔG＜0時，各向相間的反應以不可逆方式自發進行。為了便于計算不同溫度下，陶瓷刀具材料各相間是否發生反應，文獻[127]給出了燒結溫度與吉布斯自由能改變量間的關系：

式中——不同溫度下吉布斯自由能改變量（kJ/mol）；

T——熱力學溫度（K）；

A₁～A₆——物質的熱容溫度系數；

——吉布斯方程的積分常數。

依據相關熱力學手冊^[127，128]可查得A_i參數的值，由式（2-6）可以獲得任一化學反應在298K至溫度T的值。結合上述判據，可判斷陶瓷刀具材料各相在298K至溫度T范圍內是否發生反應。