（机械制造及其自动化专业论文）Allt2gtOlt3gtTiCWC纳米复合陶瓷刀具的研制及切削性能.pdf

摘要 摘要 本文在微米级越2 0 3 基体中添加纳米t i c 和微米w c 作为增强相，通过调整 复合陶瓷材料中基体和增强相的含量、优化烧结工艺参数，成功制备出性能良好 的a 1 2 0 3 t i c w c 纳米复合陶瓷刀具材料，并对其力学性能、微观结构、压痕裂 纹扩展形态进行了研究。将新研制的纳米复合陶瓷刀具材料制成刀片进行切削实 验，研究了刀具的切削性能和失效机理。 通过合理选择分散剂及其用量、采用合适的分散工艺，较好的解决了纳米t i c 颗粒团聚的问题。确定了纳米复合粉体的制备工艺，制备出了混合均匀、分散效 果良好的纳米复合粉体。 当基体灿2 0 3 的体积含量为5 9 、增强相t i c 和w c 的体积含量分别为2 4 和1 6 时，在烧结温度1 7 0 0 、烧结压力3 0 m p a 、保温时间1 0 m i n 的工艺条 件下烧结，可获得综合力学性能良好的复合陶瓷刀具材料，抗弯强度为8 4 0 m p a 、 硬度为2 0 g p a 、断裂韧度为5 3 2m p a m 忱。 微观结构观察发现，a 1 2 0 3 t i c w c 纳米复合陶瓷刀具材料为晶内型和晶间型 的混合结构，舢2 0 3 基体以部分粒径较小的纳米t i c 颗粒为核生长形成晶内型结 构，其余粒径较大的t i c 颗粒和所有w c 颗粒镶嵌在舢2 0 3 基体晶粒之间形成晶 间型结构。在a 1 2 0 3 和t i c 晶粒中观察到的位错以及在舢2 0 3 晶粒中观察到的微 裂纹说明，在复合陶瓷刀具材料内部存在较大的残余应力场，残余应力增韧是该 复合陶瓷刀具材料的一种增韧机制。在a 1 2 0 3 t i c w c 纳米复合陶瓷刀具材料压 痕裂纹扩展路径上观察到大量的裂纹偏转、桥联和裂纹分叉现象，上述裂纹扩展 方式有助于提高材料的断裂韧性。 连续切削淬火4 5 钢时，在不同速度下，删v l r 刀具的寿命都明显高于s g 4 刀具。l w t 刀具的磨损形态为前刀面的月牙洼磨损、后刀面磨损和边界磨损。磨 损机理为磨粒磨损和粘结磨损。 连续切削淬火t i o a 时，在较低的速度( v = 1 0 0 m m i n ) 下，l w t 刀具的寿命 高于s g 4 ；速度较高( v - - 1 6 0 m m i n ) 时，l w t 刀具的寿命不如s g 4 。较低速度 下，l w t 刀具的磨损形态以前刀面的月牙洼磨损、后刀面磨损和边界磨损为主， 并伴随有轻微的微崩刃；随着切削速度的提高，崩刃、碎断等破损成为刀具的主 i x 山尔大学硕十学位论文 要失效形式。机械疲劳和热疲劳是造成刀具破损的原因。 断续切削淬火4 5 钢时，在较低的切削速度下，l w t 刀具的抗冲击能力低于 s g 4 ；当切削速度提高时，l w t 刀具的抗冲击能力优于s g 4 刀具。两种刀具的 破损形态都是前刀面的剥落和切削刃上的碎断。 关键词纳米复合；陶瓷刀具；力学性能；微观结构；失效机理 木本课题得到全国优秀博士学位论文作者专项资金( 2 0 0 2 3 1 ) 及高等学校博士学 科点专项科研基金( 2 0 0 5 0 4 2 2 0 3 3 ) 资助 x a b s t r a c t a b s t r a c t n a n o - s c a l et i ca n dm i c r o n s c a l ew c p a r t i c l e sw e r ea d d e di n t oa 1 2 0 3m a t r i x b y a d j u s t i n gt h ec o n t e n t so ft i c ，w ca n da 1 2 0 3a n do p t i m i z i n gt h es i n t e r i n gp a r a m e t e r s ， a na 1 2 0 3 t i c w cn a n o - c o m p o s i t ec e r a m i cc u t t i n gt o o lm a t e r i a lw i t hg o o dm e c h a n i c a l p r o p e r t i e sw a sf a b r i c a t e ds u c c e s s f u l l y t h em e c h a n i c a lp r o p e r t i e s ，m i c r o s t r u c t u r ea n d f r a c t u r ee x t e n s i o np a t t e r no ft h ec e r a m i c sw e r ec o n s e q u e n t l ys t u d i e d t h ec u t t i n g p e r f o r m a n c ea n df a i l u r em o d e sa n dm e c h a n i s m so ft h en e w l yd e v e l o p e dc e r a m i ct o o l w e r ei n v e s t i g a t e dv i aas e r i e so fc u t t i n ge x p e r i m e n t s t h ep r o b l e mo fa g g l o m e r a t i o no ft h en a n op a r t i c l e sw a ss o l v e ds a t i s f a c t o r i l yb y s e l e c t i n gt h ea p p r o p r i a t ed i s p e r s i n gm e d i u ma n dt h er i g h td i s p e r s i o np r o c e d u r e t h e p r e p a r a t i o np r o c e d u r e o ft h e n a n o - c o m p o s i t ep o w d e r s w a se s t a b l i s h e da n d w e l l - d i s p e r s e dp o w d e r sw e r ep r e p a r e d w h e nt h ev o l u m ec o n t e n t so fa 1 2 0 3 ，t i ca n dw ca r e5 9 ，2 4 a n d1 6 ，a c e r a m i cw i t hs t r e n g t ho f8 4 0 m p a ，h a r d n e s so f2 0 g p aa n dt o u g h n e s so f5 3 2 m p a m 1 尼 c a l lb eo b t a i n e db yh o t - p r e s ss i n t e r i n gu n d e rt h et e m p e r a t u r eo f1 7 0 0 c ，p r e s s u r eo f 3 0 m p aa n dh o l d i n gt i m eo f1 0m i n u t e s t h em i c r o s t r u c t u r eo ft h ea 1 2 0 3 t i c w c l l a n o - c o m p o s i t e c e r a m i ci s c h a r a c t e r i z e db yam i x t u r eo fi n t r a g r a n u l a ra n di n t e r g r a n u l a rs t r u c t u r e s o m eo ft h e t i cp a r t i d e si ns m a l ls c a l ea r ee n w r a p p e db ya 1 2 0 3m a t r i xa n dt h e ni n t r a g r a n u l a r s t r u c t u r ei sf o r m e d o t h e rt i cp a r t i c l e sa n da l lt h ew c p a r t i c l e se m b e db e t w e e nt h e a 1 2 0 3b o u n d a r i e st of o r mi n t e r g r a n u l a rs t r u c t u r e t h ed i s l o c a t i o n si n , a 1 2 0 3a n dt i c g r a i n sa n dt h em i c r oc r a c k si na 1 2 0 3w e r eo b s e r v e d ，w h i c hi n d i c a t et h ee x i s t e n c eo f r e s i d u a ls t r e s s e si nt h ea 1 2 0 3 t i c w cn a n o c o m p o s i t ec e r a m i c r e s i d u a ls t r e s sp l a y sa r o l eo ft o u g h e n i n gi nt h ec e r a m i c t h ec r a c kd e f l e c t i o n ，c r a c kb r i d g i n ga n dc r a c k b r a n c h i n gi nt h ec r a c ke x t e n s i o np a t ha l s oc o n t r i b u t et oi m p r o v i n gt h et o u g h n e s so ft h e c e r a m l c t h et o o ll i f eo fl w tt o o lw a s s u p e r i o rt ot h a to fs g 一4t o o l i nd i f f e r e n tc u t t i n g s p e e d sw h e nm a c h i n i n gh a r d e n e d4 5s t e e l t h ef a i l u r em o d e so fl w tt o o la r er a k e x i 山尔人学硕十学位论文 w e a r , f l a k ew e a ra n dn o t c hw e a rc a u s e db ya b r a s i v ea n da d h e s i v ew e a l a sf o r t h em a c h i n i n go fh a r d e n e dt 1 0 as t e e l t h et o o ll i f eo fu ti sl o n g e rt h a n t h a to fs g 一4u n d e rl o w e rs p e e d ( v - - 1 0 0 m m i n ) ，b u ts h o r t e rt h a nt h a to fs g 一4u n d e r h i g h e rs p e e d t h ef a i l u r em o d e so fu tt o o la r er a k ew e a lf l a k ew e a ra n dn o t c hw e a r w i t hc h i p p i n gi nt h ec u t t i n ge d g ei nl o w e rs p e e d ，b u tf r a c t u r eb e c o m e st h em a i nf a i l u r e m o d ew h e ns p e e di sh i g h m e c h a n i c a la n dt h e r m a lf a t i g u ei st h em a i nm e c h a n i s m sf o r t h et o o lf a i l u r e t h et o o ll i f eo fl w ti ss h o r t e ra tl o w e rs p e e db u tl o n g e ra th i g hs p e e dt h a nt h a to f s g 一4w h e ni n t e r m i t t e n tm a c h i n i n gh a r d e n e d4 5s t e e l t h ef a i l u r em o d e so fb o t ht o o l s a r ef l a k i n gi nr a k ef a c ea n df r a c t u r ei nc u t t i n ge d g e k e yw o r d sn a n o c o m p o s i t e ；c e r a m i ct o o lm a t e r i a l s ；m e c h a n i c a lp r o p e r t i e s ； m i c r o s t r u c t u r e ；f a i l u r em o d e s 木t h i st h e s i si ss u p p o r t e db yt h ef a n e d d ( 2 0 0 2 3 1 ) a n ds r f d p ( 2 0 0 5 0 4 2 2 0 3 3 ) x i i 原创性声明 本人郑重声明：所呈交的学位论文，是本人在导师的指导下， 独立进行研究所取得的成果。除文中已经注明引用的内容外，本 论文不包含任何其他个人或者集体已经发表或撰写过的科研成 果。对本文的研究做出重要贡献的个人和集体，均已在文中以明 确方式标明。本人完全意识到本声明的法律责任由本人承担。 论文作者签名：童兰：! 薹日期：坦星垒丝 关于学位论文使用授权的声明 本人完全了解山东大学有关保留、使用学位论文的规定，同 意学校保留或向国家有关部门或机构送交论文的复印件和电子 版，允许论文被查阅和借阅；本人授权山东大学可以将本学位论 文的全部或部分内容编入有关数据库进行检索，可以采用影印、 缩印或其他复制手段保存论文和汇编本学位论文。 ( 保密论文在解密后应遵守此规定) 论文作者签名：苤主：f 蒸导师签名： 第1 章绪论 第1 章绪论 1 1 陶瓷刀具材料的研究现状 现代陶瓷刀具材料多为复相陶瓷，系采用各种超细的氧化物、碳化物、氮化 物和硼化物等为基本组分，根据不同的增韧补强机理进行微观结构设计，添加一 定比例的一种或者几种增强相后烧结而成。按其基本组分的不同大致可以分为氧 化物系和非氧化物系，氧化物系主要有氧化铝( a 1 2 0 3 ) 系、氧化锆( z r 0 2 ) 系， 非氧化物系有氮化硅( s i 3 n 4 ) 系、碳化硅( s i c ) 系、硼化钛、碳氮化物以及碳 硼化物系几类。其中，氧化铝系和氮化硅系是最主要的两类陶瓷刀具材料。而增 强相主要有：t i c 、t i n 、t i b 2 、s i c p 、s i c w 、h f c 、( w , t i ) c 、t i ( c n ) 、w c 、m 0 2 c 、 7 - - j 0 2 、b 4 c 、z r b 2 、t i ( b n ) 等。 目前，国内外已经开发成功并商品化的陶瓷刀具有上百种。其中，国外形成 商品化的舢2 0 3 系陶瓷刀具达3 0 余种【1 】；s i 3 n 4 系陶瓷刀具在美国、德国和日本发 展较快，形成了2 0 多个品种1 2 1 。在国内，山东大学、清华大学、成都工具研究所、 上海硅酸盐研究所等单位在陶瓷刀具的研究方面处于领先地位，开发了多种 a 1 2 0 3 系和s i 3 n 4 烈3 “】陶瓷刀具，比较典型的牌号有l t 5 5 、s g 4 、j x 1 、j x 2 、 l p 1 、l p 2 、f g 1 、f g 2 、s m 、f t 8 0 等【5 一。 陶瓷刀具材料具有良好的化学稳定性，与金属的亲和力小，扩散磨损小，与 所加工材料的摩擦系数较低，从而减少了切削力和切削热，切削过程中不易产生 积屑瘤：硬度和耐磨性能高，高温性能好，从而被广泛应用于高速切削领域。表 1 - 1 列出了几种主要的陶瓷刀具材料及其性能和使用范围【9 1 3 1 。 但是，强度低、韧性差、断续切削能力差、抗热震性能不高仍然是陶瓷材料 最大的缺点，制约着陶瓷刀具的发展。 1 2 陶瓷刀具材料的增韧补强机理 陶瓷刀具材料所固有的脆性限制了其实际应用范围，改善陶瓷刀具材料的脆 山尔大学硕十学位论文 性，提高其强度，增大其在实际应用中的可靠性已成为其能否广泛应用的关键。 围绕改善陶瓷刀具材料的脆性和提高其强度，近年来各国学者提出了多种增韧补 强机理，制备了多种高性能的陶瓷刀具材料。 表1 - 1 陶瓷刀具材料的种类、性能及其使用范围 陶瓷刀具材料种类性能使用范围 纯氧化铝 耐磨性好，但抗弯强度低，抗切削灰铸铁 热震性及断裂韧度差，切削时 陶瓷 易崩刃 氧 氧化铝 t i c 的加入提高了a 1 2 0 3 基体切削淬硬钢和各种耐磨铸铁 化 ( a 1 2 0 3 ) p u 2 0 3 + t i c 的抗弯强度和断裂韧度 物 系 a 1 2 0 3 + z r 0 2良好的抗弯强度与耐磨性，断应用于断续切削及粗车、铣 系 a l ：0 3 + 裂韧度也比纯氧化铝陶瓷好削和钻孔等工序中，适于加 工镍基合金、高硬度铸铁和 s i c w 淬硬钢等材料 具有良好的断裂韧度和抗弯 用作玻璃纤维、磁带、纺织 氧化锆( z r 0 2 ) 系 强度，但硬度低品切刀 硬度高，红硬性好，与碳和金 切削铸铁、高温合金和镍基 属元素化学反应较小，摩擦系合金等材料，尤其适用于大 氮化硅系 数较低。但切削长屑金属时会进给量或断续切削 产生月牙洼磨损 非 很高的抗弯强度和断裂韧度，适用于加工铸铁和镍基合金 氧 赛隆( s i a l o n ) 陶瓷其冲击强度接近于涂层硬质等高温合金 化 合金刀具 物 硬度、抗弯强度、断裂韧度均 系 较高，具有极好的化学稳定性 硼化钛系以及优良的导热、导电、耐磨 等性能，较强的抗月牙洼磨损 和抗粘着的能力 钢料的车削，钢及铸铁的铣 碳氮化钛系 削加工 1 2 1 颗粒弥散增韧 颗粒弥散增韧主要是在陶瓷基体中加入高弹性模量的第二相粒子，颗粒在基 体材料拉伸时阻止横向截面的收缩。要达到和基体相同的横向收缩，必须增加纵 向拉应力，从而具有强化效果。增加外界拉应力就使材料消耗更多的能量，因而 具有增韧效果。此外，颗粒对裂纹的钉扎作用和使裂纹产生的偏转效应，也都能 起到增韧作用。颗粒弥散增韧不受温度影响，因此可作为一种高温增韧机制。像 2 第l 章绪论 2 0 3 t i c ，a 1 2 0 a t i n ，s i 3 n 4 t i c 等陶瓷刀具材料均采用了颗粒弥散增韧来提高材 料的断裂韧性，其增韧幅度不大【1 4 1 6 1 。这类陶瓷刀具是开发最早、年消耗量最大 的陶瓷刀具材料，由于其制造工艺简单、性能优良、价格较低，便于推广应用。 在国内外已开发出了能满足不同加工要求的几十个牌号的颗粒增韧陶瓷刀具材料 品种。 1 2 2 相变增韧 相变增韧陶瓷刀具材料的增韧机理主要包括应力诱导相变增韧和微裂纹增 韧，其中应力诱导相变增韧主要利用四方z r 0 2 马氏体相变来改善陶瓷材料的韧 性，目前研究较多，可以表达为【1 7 】： 崛= a e c e r v 4 w ( 1 - 1 ) 式中，出0 应力诱导相变增韧大小； 彳小于1 的常数； e c 一加入z r 0 2 后复合材料的弹性模量； 占r - z r 0 2 在自由状态的相变应变； 卜可产生应力诱导相变t - z r 0 2 体积分数； 形一相变宽度。 该增韧机制的主要特点是增韧幅度大，可使材料的断裂韧性提高2 - 5 倍，但 增韧效果随温度的升高而急剧下降，约在8 0 0 以上完全失效。 微裂纹增韧主要是利用z r 0 2 相变产生的的体积膨胀在基体内产生微裂纹或 微裂纹区。当主裂纹进入微裂纹作用区后，诱发一系n d , 裂纹，产生新的断裂表 面，从而吸收主裂纹扩展的能量。微裂纹增韧效果为【1 7 】： 蝇c = 4 2 e m d ( 1 2 ) 式中，l 裂纹面密度； d 微裂纹区的大小； e ，y 分别为复合材料弹性模量和断裂表面能。 3 山尔人学硕十学何论文 微裂纹增韧同时伴随着强度的降低，关键是控制微裂纹的尺寸，使之不能超 过材料所允许的临界裂纹尺寸，否则将成为宏观裂纹。微裂纹增韧不受温度的影 响。 相对于颗粒增韧陶瓷刀具材料来说，相变增韧陶瓷刀具材料的增韧幅度大， 但硬度低，制造工艺复杂，价格较高。并且由于应力诱导相变增韧的增韧效果随 温度的升高而急剧下降，因而该类陶瓷刀具不适于高速切削的场合，其应用范围 受到了一定的限制。目前该类陶瓷刀具材料在国内外都得到了开发，但并没有得 到广泛应用【1 8 2 0 1 。 1 2 3 晶须增韧 晶须增韧陶瓷刀具材料的增韧机理主要有：拔出效应、桥接增韧、裂纹偏转 增韧和微裂纹增训4 锄】。 拔出效应是指晶须在外界载荷作用下，从基体中拔出，因界面摩擦消耗外界 的能量而达到增韧的目的。增韧效果受晶须和基体界面滑动阻力的影响。晶须和 基体界面必须有足够的结合力，以使外载能有效地传递给晶须，但结合力不能太 大，以保证足够的拔出长度。当晶须与基体不存在热胀失配时，拔出效应不随温 度升高而变化，因而是一种高温增韧机制。 桥接增韧是指在基体断裂后，晶须承受外界载荷并在断开的裂纹面之间桥接。 桥接的晶须在基体中产生使裂纹闭合的应力而消耗外界载荷所做的功，从而提高 了材料韧性。桥接增韧也是一种高温增韧的重要机制。 裂纹偏转增韧是考虑裂纹非平面断裂效应的一种增韧机理。当裂纹尖端遇到 弹性模量比基体大的第二相时，裂纹偏离原来前进的方向沿两相界面或在基体内 扩展。这种非平面断裂有着比平面断裂更大的断裂表面，因而能吸收更多的能量， 从而起到增韧的作用。在基体内加入高弹性模量的晶须及颗粒，均存在裂纹偏转 增韧机制，该增韧机制也是高温增韧的有效方法之一。 4 第1 章绪论 1 2 4 各种增韧机理的协同作用 像a 1 2 0 3 t i c z r 0 2 陶瓷刀具材料，其增韧机制为颗粒增韧与相变增韧的协同 作用【1 9 f2 2 】；s i 3 n 4 t i c s i c w 、a 1 2 0 3 t i b 2 s i c w 和a 1 2 0 3 s i c j t i c 等陶瓷刀具材料其 增韧机制均为颗粒增韧与晶须增韧的协同作用【6 2 3 纠；a 1 2 0 3 z r o z s i c - 。陶瓷刀 具材料其增韧机制为相变增韧和晶须增韧的协同作用【舀2 6 1 。以上这些陶瓷刀具材 料均采用了多种增韧机理，其断裂韧性较单一增韧机制的陶瓷刀具材料要提高许 多，并且具有很好的综合物理机械性能，是陶瓷刀具材料的发展方向，目前在国 内外已开发的品种不多。 1 2 5 纳米增韧 1 2 5 1 增韧机理 由于表面效应、尺寸效应、量子效应和界面效应，纳米陶瓷材料可以大幅度 提高其硬度和强度【2 7 2 8 1 。目前，纳米陶瓷及纳米复合陶瓷刀具已成为高技术陶瓷 材料研究开发的一个前沿领域。 表面效应 纳米材料的表面效应是指纳米粒子的表面原子数与总原子数之比随粒径的变 小而急剧增大后所引起的性质上的变化。当纳米粒子表面原子数增加时，引起表 面原子配位数不足，使纳米粒子具有很高的表面化学活性。 尺寸效应 由于颗粒尺寸变小引起的宏观物理性质的变化称为尺寸效应。尺寸效应会使 材料的光学、热学、磁学、力学、超导电性、介电性能、声学性能及化学性能发 生显著变化。 体积效应 由于纳米粒子体积极小，所包含的原子数很少，因此，许多现象如与界面状 态有关的吸附、催化、扩散、烧结等物理、化学性质与大颗粒传统材料的特性相 比将有显著不同，就不能用通常有无限个原子的块状物质的性质加以说明，这些 特殊的现象通常称之为体积效应。 5 山尔人学硕十学位论文 量子效应 介于原子、分子与大块固体之问的纳米颗粒，将大块材料中连续的能带分裂 成分立的能级，能级间的间距随颗粒尺寸减小而增大。当热能、电场能或磁能比 平均的能级问距还小时，就会呈现一系列与宏观物体截然不同的反常特性，即量 子效应。 上述的纳米效应不但大大降低了纳米陶瓷的烧结温度，而且极大的增强了纳 米陶瓷的强度和韧性。 具体来说，纳米复合陶瓷材料的强度和断裂韧度之所以较基体有大幅度提高 主要得益于纳米增强颗粒的如下作用【2 9 1 ： 细化基体组织结构，抑制晶粒异常长大； 在复合材料内部产生微裂纹，提高复合材料的断裂韧度； 在晶粒内产生亚晶界，使基体再细化而产生增强作用； 产生残余应力，使穿晶断裂成为主要破坏形式； 高温时阻止位错运动，提高了耐高温性能； 纳米颗粒与基体形成共格关系而牢固结合，强化了晶界； 控制弹性模量、热膨胀系数等参数可提高材料强度和韧性； 控制晶界成分、结构和晶界应力以获得高强度的界面。 1 2 5 2 纳米增强颗粒对基体的烧结、晶粒生长及断裂方式的影响 在纳米复合陶瓷中，纳米增强相的引入对材料的烧结和显微结构产生了极大 的影响。首先对于难烧结的碳( 氮) 化物纳米颗粒增强氧化物基陶瓷来说，纳米碳 ( 氮) 化物颗粒的引入通常导致基体烧结温度大幅度提高。其次，由于纳米增强粒 子在烧结过程中对基体晶界的钉扎作用，使得基体晶粒尺寸在随纳米增强粒子含 量的提高而大幅度降低的同时基体粒径分布明显变窄。另外，由于纳米增强粒子 的粒径小，根据z e n e r - p i n n i n g 原理，在相同体积含量的情况下，纳米粒子相对 于微米或亚微米粒子更有利于抑制基体晶粒的生长。 在纳米碳( 氮) 化物颗粒增强氧化物基纳米复合陶瓷中，低热膨胀系数的碳 ( 氮) 化物纳米颗粒的引入通常导致基体材料断裂方式的改变，使基体晶粒由沿晶 断裂向穿晶断裂转变。通常认为这是由于纳米粒子与基体材料存在较大的热失配， 6 第1 章绪论 当纳米粒子进入基体晶粒内部后，给基体晶界施加了一个压应力，从而使基体晶 界得到强化进而诱发基体晶粒发生穿晶断裂。 1 3 存在的问题 虽然各国学者围绕着如何改善材料脆性、增强韧性和提高强度提出了多种增 韧补强机理，使陶瓷刀具材料的强度和韧性有了明显提高，但仍然无法彻底解决 陶瓷的脆性问题。近年来出现的纳米陶瓷具有高断裂韧度和低温超塑性，为解决 上述问题带来了新的希望【m3 1 1 。 纳米复合陶瓷材料在烧结过程中，基体颗粒以纳米颗粒为核形成晶粒，将纳 米颗粒包裹在基体晶粒内部，形成“内晶型”结构。同时由于纳米颗粒的存在，可 以抑制基体晶粒长大，使组织结构均匀化，从而改善材料的力学性能。各国学者 的研究成果都表明在陶瓷基体中引入纳米增强相，可使材料的力学性能得到极大 改善：( 1 ) 大幅度提高断裂强度；( 2 ) 显著提高断裂韧性；( 3 ) 明显改善耐高温 性能。同时纳米复合陶瓷还提高了材料的硬度、弹性模量和抗高温蠕变性能，而 且降低了烧结温度，使材料在较低温度下烧结就能致密化【3 2 矧。 但是，对于纳米复合陶瓷材料的研究仍存在很多问题： ( 1 )纳米颗粒化学活性高，极易发生团聚，因此需要进一步研究纳米颗粒 的分散工艺和纳米复合粉体的制备工艺； ( 2 )纳米增强颗粒对于材料的强韧化机理不同于微米级颗粒，但是目前尚 无统一的理论加以解释，需要进一步研究； ( 3 )刀具材料的微观结构及强韧化机理对其切削性能有重要影响，需要进 一步研究纳米复合陶瓷刀具材料的强韧化与切削性能的关系。 1 4 本课题研究的目的、意义及主要内容 1 4 1 本课题研究的目的和意义 切削加工是机械加工中应用最广泛的加工技术，大多数机械零件的最终形状 是通过切削加工的方法获得的【3 5 1 。现代制造技术向着高效率、高精度、高柔性和 7 山东人学硕+ 学位论文 绿色化的方向发展，高速切削加工技术以其很高的材料切除率、加工精度和表面 质量被公认为现代制造技术的一大突破，成为先进制造技术的最重要的共性技术 之一。高速切削的发展主要取决于高速切削刀具和高速切削机床的发展，其中， 高速切削刀具材料起决定性作用。随着航空航天工业、动力工业、国防工业、模 具制造业等的发展，迫切需要研制适合高速切削加工黑色金属及难加工材料( 包 括高硬度钢、铸铁及其合金、模具钢、高温合金、钛合金等) 的新型刀具材料。 刀具切削加工时要承受很高的温度( 8 0 0 - - 一1 0 0 0 以上) 和很大的应力；断续 加工或者加工余量不均匀时要承受周期性冲击载荷；刀具表面受到工件中的硬质 点和切削过程中形成的金属间化合物的磨损；在较高温度下，刀具表面的原子容 易与工件材料中的原子发生化学作用，容易被空气中的氧化介质氧化。因此，刀 具材料必须具有较高的硬度和耐磨性，足够的强度和韧性，高的耐热性，良好的 化学稳定性，较高的抗粘结、抗扩散、抗氧化性能和耐热冲击性能。 目前，用于高速切削的刀具材料主要有六种【”j ：t i c ( n ) 基硬质合金( 金属陶 瓷) 、硬质合金涂层、立方氮化硼( c b n ) 、陶瓷、金刚石、超细晶粒硬质合金。 其中，c b n 刀具在高速切削领域有其突出的优点，但是它不宜于加工以铁素 体为主的工件、h r c 5 0 以下的钢及合金钢、合金铸铁、耐热合金等。金刚石刀具 不适合加工黑色金属。而且金刚石和c b n 刀具价格昂贵，难于大范围推广。涂 层刀具具有比基体材料高的耐磨性，可以在较高速度下切削，但是涂层容易产生 裂纹而导致刀具破损。硬质合金刀具的抗热震性能高于2 0 3 基陶瓷刀具，但其 耐热性、高温性能差。t i c ( n ) 金属陶瓷中含有大量的粘结金属，降低了其硬度和 耐磨性。 陶瓷刀具具有很高的硬度、耐磨性能及良好的高温力学性能，与金属的亲和 力小，不易与金属产生粘结，并且化学稳定性好。陶瓷刀具适合干切削，节省了 使用切削液的费用，避免了切削液对环境的污染和对操作人员的伤害，符合绿色 制造的理念。同时，陶瓷刀具材料使用的主要原料是自然界中含量最丰富的铝、 硅等元素，开发和使用陶瓷刀具可以节约战略性贵重金属( 主要是钨) 的消耗。 但是，陶瓷刀具材料的强度和韧性较低、热膨胀系数较高、导热性和抗热震 性较差，导致其应用范围受到限制。而且，陶瓷的烧结温度很高，设备贵、能耗 8 第l 章绪论 大。因此研究如何提高陶瓷材料的抗弯强度、断裂韧性和抗冲击性能，以及如何 在较低的温度下完成陶瓷材料的烧结，成为亟待解决的问题。 1 4 2 本课题研究的主要内容 ( 1 ) 研制新型a 1 2 0 3 t i c w c 纳米复合陶瓷刀具材料。 ( 2 ) 研究纳米t i c 粉末的分散工艺和纳米复合粉体的制备工艺。 ( 3 ) 研究纳米t i c 、w c 含量对越2 0 3 t i c w c 纳米复合陶瓷刀具材料力学性能 的影响。对陶瓷刀具材料组分进行优化设计，优化烧结工艺。 ( 4 ) 研究纳米碳化钛增韧氧化铝基陶瓷刀具材料的增韧补强机理。 ( 5 ) 研究纳米碳化钛增韧氧化铝基陶瓷刀具的切削性能和失效机理。 9 第2 章a 1 2 0 3 基纳米复合陶瓷刀具材料的设计及研究方法 第2 章舢2 0 3 基纳米复合陶瓷刀具材料的设计及研究 方法 材料设计( m a t e r i a l sd e s i g n ) ，是指通过理论与计算预报新材料的组分、结构 和性能，或者说，通过理论设计来“订做 具有特定性能的新材料。由于凝聚态 物理学、量子化学等相关基础学科的深入发展，以及计算机能力的空前提高，使 得材料研制过程中理论和计算的作用越来越大。1 9 9 5 年美国国家科学研究委员会 ( n a t i o n a lr e s e a r c hc o u n c i l ，缩写为n r c ) 邀请众多专家经过调查分析，编写了 材料科学的计算与理论技术【矧这一专门报告，其中说“m a t e r i a l sb yd e s i g n ( 设计材料) 一词正在变为现实，它意味着在材料研制与应用过程中理论的份量 不断增长，研究者今天已处在应用理论和计算来“设计 材料的初期阶段。 2 1a 1 2 0 3 基纳米复合陶瓷刀具材料体系的确定 2 1 1 陶瓷刀具材料的设计原则 2 1 1 1 化学相容性原则 增强粒子与基体之间必须有良好的化学相容性，确保材料在整个烧结和使用 过程中不发生任何的化学反应，否则必将大大降低或完全丧失增强相对基体的增 韧补强作用。 可以通过考察复合材料体系在制备和使用过程中整个温度区间上的热力学方 程式来判断各组分之间是否会相互发生反应。根据最小自由焓原理，若存在化学 反应，则【3 7 】： y 1 ，i e ；0 ( 2 1 ) 么一 式中，局为任一物质，n 为计量方程中置的化学计量数，对反应物取负值，对生 成物取正值。 以g 罗表示物质最的吉布斯自由能( j ) ，根据系统吉布斯自由能判据，若： 山东人学硕十学何论文 a g 9 ( 丁) = ，群 o 时，t a y a 4 7 】认为残余应力场和裂纹偏转为主要的增韧机理，而残余应 力场增韧效果约为裂纹偏转增韧的4 倍，因此可用残余应力场增韧机理推导复相 材料的极限体积含量。关于裂纹偏转增韧的研究可参阅文献【4 8 ，4 9 1 。 由于颗粒复合材料中周期性残余应力的存在，复合材料的断裂韧度为【4 7 】： k f c ：k 1 0 + 2 q 丝 ( 2 - 1 0 ) y w i l e 式中，飚d 为基体的应力强度因子，口为局部残余压应力，d 为压应力区的长度。 根据弹性理论与断裂力学的基本原理和微裂纹不贯穿的极限条件，可得到增 强相的极限体积含量表达式，具体结果可参看文献【1 4 】，以下给出几点结论： 1 极限体积含量受增韧幅度及颗粒尺寸的影响。要求增韧幅度越大，则极限 体积含量越高；在一定范围内，颗粒尺寸越大，达到相同增韧量时所需要的极限 体积含量越小。但是当粒径大于5um 时，达到不同增韧量所要求的极限体积含 1 4 第2 章a 1 2 0 3 基纳米复合陶瓷刀具材料的设计及研究方法 量基本为一定值，因此对于一给定系统，增强相的含量存在极大值。 2 在一定范围内，增大增强相的颗粒尺寸可提高材料的断裂韧度。但是存在 一临界尺寸值，当大于该值时，会在粒子与基体的界面处产生白发微裂纹。 上述分析没有考虑基体的晶粒尺寸对热残余应力增韧效果的影响，而这种影 响不能忽略。这是因为热残余应力最终将分配到每个晶界而形成晶界应力，减少 基体晶粒尺寸则晶界总和增加，从而可降低分配到每个晶界上的晶界应力，最终 提高增韧幅度。基于此，杨云鹏【5 0 】等提出了修正的表达式，其预测值与试验结果 较为吻合。以上分析仅考虑了残余应力场增韧而没有考虑微裂纹偏转的影响，而 综合考虑几种增韧机制协同作用下增强相的极限体积含量的计算也有待进一步研 究。 2 1 1 4 晶粒生长速度差异原则 在烧结温度下，纳米增强相颗粒相对基体颗粒的生长速度越慢越有利于纳米 复合结构的形成，所以应该选择较基体材料更难以烧结或晶粒生长被基体抑制的 材料作为添加相。 2 1 1 5 原料粉体最细原则 对于所有纳米复合陶瓷材料来说，其纳米增强相的原始粉体的一次粒子直径 都应在纳米尺度内。而对于基体原始粉料，有研究表明其粒度对材料力学性能提 高的影响不大，所以没有必要一定选用价格相对较高的超细粉末作为基体原料。 对于多晶陶瓷，晶粒越小强度越高。但从力学观点来看，粒径小于0 1l im 时，不易产生力学效应【5 ，而粒径过大时，由于残余应力的作用会产生微裂纹。 1 ) a a 2 不产生 宏观裂纹的临界颗粒尺寸为【1 4 ，5 2 1 ： 一新 ( 2 1 1 ) 式中，硒踟为基体材料的断裂韧性，口朋为基体强度，口d 为界面残余应力，厶、 y 肌分别为基体的弹性模量和断裂能。 1 5 山尔人学硕十学位论文 颗粒尺寸小于r 州甜时，基体内将产生微裂纹。由于径向力的作用和微裂纹增 韧机制的存在，材料的强度和韧性会同时提高，所以理想的颗粒尺寸是接近并略 小于“。 2 ) a a o e v a n s 和f a b e r 4 8 】推导了增强相颗粒的最大粒径和最小粒径r m 伽，分别如 式( 2 1 2 ) ( 2 1 3 ) 所示： r m a x 2 崭 他21 。2e t e ” r m 。；2 等汀 l 。) m l i ”精 21 3e t e 。= 靠 (-) 。1 厂 式中，e t 为因热胀系数不同而引起的应变，e t ；3 a a a t ，y 加，为与微开裂相关的 断裂能。当厂 时，材料从烧结温度冷却到室温时会产生自发微开裂，而r r m 细 时，外加应力不能在裂纹尖端诱发微开裂。为便于计算，文献【5 3 】给出了更直接 的公式： 厂m 。2 水忌 l + v 。e 。q 一2 v pj 2 e p ( e m a c b m z ) 2 ( 2 1 4 ) 式中，k 1 c 为微开裂区的断裂韧度，刀为2 8 范围内的常数，一般取值为2 。 以上都是针对烧成后的晶粒进行分析，由于晶粒尺寸受烧结工艺及材料本身 性能的影响，所以不宜由原始的粉料粒径来预测晶粒尺寸。根据经验，一般烧结 后的晶粒尺寸为原始粉料粒径的2 - - - ，6 倍【5 4 l 。 2 1 2 舢2 0 3 基纳米复合陶瓷刀具材料配方的确定 本课题拟采用2 0 3 作为基体材料，选择t i c ( 基于其高硬度) 和w c ( 基于 其高弹性模量和低热胀系数) 作为增强相，通过合理选择各组分的含量、颗粒尺 寸，制备一种性能优异的复合陶瓷刀具材料。表2 - 1 为实验所用材料的物理力学 性能。 文献【1 4 】利用化学相容性计算公式( 2 3 ) ，通过编程方法计算了a 1 2 0 3 t i c w c 1 6 第2 章a 1 2 0 3 基纳米复合陶瓷刀具材料的设计及研究方法 三种物质两两之间在不同温度下的吉布斯自由能变化后得出结论，在温度低于 2 0 0 0 k 时，a 1 2 0 棚c w c 两两之间不发生化学反应，具有良好的化学相容性。 表2 1 实验所用材料的物理性能 弋数稚黼碱h v 搬融龇艇淞比瓢融 材料( 咖m 3 ) ( ) ( g p a )( 1 0 。6k 1 ) ( g p a ) v ( w ( m k ) ) 4 0 00 2 63 0 2 4 6 0 7 1 0 0 1 92 4 2 8 o 2 02 9 3 2 1 2 1w c 极限体积含量的确定 由表2 - 1 知，w c 的热胀系数小于舢2 0 3 ，可以用式( 2 5 ) 、( 2 6 ) 计算w c 的极限体积含量。公式中各参数的取值从表2 - 1 中获得，4 丁取1 5 0