本技術涉及金屬陶瓷合金材料，尤其涉及彌散分布微納雙晶結構高沖擊韌性碳氮化鈦基金屬陶瓷合金及其制備方法。
背景技術：
1、ti(c,n)基金屬陶瓷因具有密度低、摩擦系數低、耐磨性高及耐酸堿腐蝕性和良好高溫抗蠕變、抗氧化性能、且與鋼材間低的摩擦系數等特性，被廣泛用于制造高速高效金屬精密干式切削刀具及耐高溫和耐磨零部件，成為了模具、軋輥、軸承、閥門等的理想耐磨損、耐腐蝕及耐高溫特性的備選材料。但是，ti(c,n)基金屬陶瓷與ni/co粘結相的潤濕性較wc體系存在明顯差距，其強韌性較差。同時金屬陶瓷熱導率(10~15wm-1·k-1)與熱膨脹系數(9.1~9.5×10-6?k-1)的不匹配性，會加劇材料加工過程中熱應力集中現象，進而誘發微裂紋擴展降低韌性。ti(c,n)基金屬陶瓷微觀組織包括陶瓷芯相、環形界面相和粘結相，界面相之間的晶體結構、電子鍵合、熱膨脹系數及彈性模量等物理性能存在明顯差異，從而導致界面間存在較大的內應力，這大大降低了金屬陶瓷的韌性、熱穩定性和綜合力學性能。金屬陶瓷界面的微觀結構直接影響界面的物理性質，而由界面間應力引起金屬陶瓷“脆性大”的仍是主要問題，這成為ti(c,n)基金屬陶瓷取代wc基硬質合金的最大障礙。當前，為了消除或克服因ti(c,n)基金屬陶瓷內部相界面結合的不匹配性而導致低韌性這一難題，需要彌散分布微納雙晶結構設計及制備金屬陶瓷材料。
技術實現思路
1、有鑒于此，本技術提供彌散分布微納雙晶結構高沖擊韌性碳氮化鈦基金屬陶瓷合金及其制備方法，旨在改善現有的ti(c,n)?基金屬陶瓷韌性不足，合金產品表現為“脆性大”的問題。
2、本技術實施例是這樣實現的，彌散分布微納雙晶結構高沖擊韌性碳氮化鈦基金屬陶瓷合金，所述金屬陶瓷合金包括：
3、硬質相粉末，所述硬質相粉末包括ticn粉末、tic粉末及wc粉末；
4、粘結相粉末，所述粘接相粉末包括fe粉末、ni粉末、co粉末；
5、碳氮平衡粉末，所述碳氮平衡粉末包括含碳mo-fe粉末。
6、可選地，粘結相粉末還包括mo粉末。
7、可選地，按質量百分比計，所述金屬陶瓷合金包括：
8、10%～30%ticn粉末；
9、2%～15%tic粉末；
10、2%～15%wc粉末；
11、25%～50%fe粉末；
12、2%～15%ni粉末；
13、2%～15%co粉末；
14、0%～5%mo粉末；
15、1.5%～8%含碳mo-fe粉末。
16、可選地，按質量百分比計，含碳mo-fe粉末包括50%~70%?mo，0.5%~8.5%碳，余量鐵。
17、可選地，ticn粉末fsss粒度為不大于4.0微米；和/或
18、tic粉末fsss粒度為不大于6.0微米；和/或
19、wc粉末fsss粒度為不大于4.5微米；和/或
20、fe粉末fsss粒度為不大于50.0微米；和/或
21、ni粉末fsss粒度為不大于4.0微米；和/或
22、co粉末fsss粒度為不大于4.0微米；和/或
23、mo粉末fsss粒度為不大于4.0微米；和/或
24、mo-fe粉末fsss粒度為不大于50.0微米。
25、相應地，本技術實施例還提供彌散分布微納雙晶結構高沖擊韌性碳氮化鈦基金屬陶瓷合金的制備方法，包括如下步驟：
26、提供混合粉末，所述混合粉末包括硬質相粉末、粘結相粉末和碳氮平衡粉末；
27、向混合粉末中加入分散劑、成型劑，混合均勻后得預備原料；
28、將預備原料球磨獲得混合料漿；
29、將混合料漿干燥，壓制獲得坯料；
30、將坯料燒結，獲得金屬陶瓷合金。
31、可選地，所述分散劑包括十二烷基苯璜酸、硬質酸或乙索敏；和/或
32、所述成型劑包括橡膠、石蠟或peg；和/或
33、將預備原料裝入球磨機的研磨硬質合金或不銹鋼球磨罐內，加入溶劑并進行球磨后獲得混合料漿，其中，溶劑包括汽油、乙二醇或己烷；和/或
34、將混合料漿干燥后過n目濾篩或噴霧制粒，將過濾篩或噴霧制粒后的粉末直接裝入模具中壓制成坯料。
35、可選地，所述分散劑占混合粉末總量的質量分數為0.3%~0.8%；和/或
36、所述成型劑占混合粉末總量的質量分數為2.5%~8%；和/或
37、溶劑與混合粉末的體積質量比為250?ml/kg~600?ml/kg；和/或
38、球磨機為滾動型球磨機，球磨機內硬質合金球的球徑為5.5?mm～12?mm，球料比為3.5～8：l，球磨機的轉速為38轉/分鐘～80轉/分鐘，球磨時間為24?h～80?h；和/或
39、混合料漿干燥的溫度為70℃~85℃；和/或
40、混合料漿干燥的時間為1.5h~2.5h；和/或
41、n目為40目~120目；和/或
42、壓制的壓強為150?mpa~250?mpa；和/或
43、保壓時間為2?min~30?min。
44、可選地，將坯料裝入燒結爐并依次進入加熱脫脂階段、固相燒結階段、液相燒結階段，液相燒結結束后進入隨爐冷卻階段，然后出爐取出金屬陶瓷合金；其中，加熱脫脂階段按預熱、抽真空、升溫及保溫工序進行，預熱至t1溫度，保溫t1時間；抽真空至p1以下，升溫至t2溫度；升溫速度為v1，在t3溫度下保溫t2時間；固相燒結階段中，升溫速度不超過v2，加熱溫度由t3升溫至t4，保溫t3；升溫速度不超過v3，加熱溫度由t4升溫至t5，保溫t4；升溫速度不超過v4，加熱溫度由t5升溫至t6，保溫t5；升溫速度不超過v5，加熱溫度由t6升溫至t7，保溫t6；固相燒結階段完成后進入液相燒結階段時，以v6的升溫速率將溫度升高至t8，保溫t7同時通入壓力為p2的氬氣氣體。
45、可選地，所述t1為180℃~250℃；和/或
46、所述t1為60?min?~240?min；和/或
47、所述t2為380?℃~450?℃；和/或
48、所述v1為3?℃/min?~5?℃/min；和/或
49、所述t3為450?℃~600?℃；和/或
50、所述t2為60?min?~240?min；和/或
51、所述v2不超過10?℃/min；和/或
52、所述t4為750?℃~850?℃；和/或
53、所述t3為60?min?~180?min；和/或
54、所述v3不超過10?℃/min；和/或
55、所述t5為1000?℃~1100?℃；和/或
56、所述t4為60?min?~240?min；和/或
57、所述v4不超過10?℃/min；和/或
58、所述t6為1200?℃~1250?℃；和/或
59、所述t5為120?min?~300?min；和/或
60、所述v5不超過5?℃/min；和/或
61、所述t7為1300?℃~1350?℃；和/或
62、所述t6為60?min?~240?min；和/或
63、所述v6不超過5?℃/min；和/或
64、所述t8為1350?℃~1550?℃；和/或
65、所述t7為60?min?~300?min；和/或
66、所述p1為0.05?pa?~10pa；和/或
67、所述p2為1?mpa～5?mpa。
68、有益效果：本發明基于雙峰晶粒調控：采用梯度燒結工藝——低溫段（1300?℃~1350?℃）保溫促進亞微米細晶（0.2μm–0.5μm）析出，高溫段（1350?℃~1550?℃）短時燒結控制微米粗晶（1μm–5μm）生長，實現細晶/粗晶體積比的雙峰分布。細晶抑制晶界滑移，粗晶阻礙裂紋擴展，協同提升強韌性。將納米、亞微米級碳化物（wc、mo2c等）與微米級ti(c,n)粉末球磨混合，在1450–1550?℃真空燒結，原位生成(ti,me)c固溶體殼層（厚度0.5μm–1μm），包覆ti(c,n)核心。此殼層隔絕液態金屬與ti(c,n)的直接接觸，顯著抑制燒結脫氮（傳統工藝脫氮率>15%），提升界面結合強度。微觀組織上多尺度韌化機制，以構建微納雙晶結構的金屬陶瓷基體，利用納米復合粉的分散特性和界面反應，析出具有多級高密度、均勻細小的納米結構；裂紋偏轉與橋聯：微米級粗晶迫使裂紋路徑迂曲，亞微米細晶通過晶界滑移耗能；高熵合金（heas）粘結相的高熵效應延緩裂紋尖端的應力集中，使斷裂韌性提升。結合不同摻雜元素的界面調控機制，彌散相釘扎效應：稀土元素及化合物彌散相抑制再結晶，阻礙晶界遷移，提升抗蠕變性能，基于細晶強化和第二相強化等機制共同作用，通過粉末冶金技術氮氣分壓燒結工藝制備微納雙晶結構強韌化的ti(c,n)基金屬陶瓷，實現改善金屬陶瓷基體相界面之間的結合強度。