權(quán)利要求

1.金屬陶瓷粉末冶金材料，其特征在于，包括以下質(zhì)量分?jǐn)?shù)的化學(xué)成分：TiC：60%～85%，W：0～5%，Co：5%～12%，Cr：2%～8%，Ni：3%～5%，F(xiàn)e：5%～15%，Re：0.10%～0.86%。2.根據(jù)權(quán)利要求1所述的金屬陶瓷粉末冶金材料，其特征在于，所述化學(xué)成分中，元素Co、Cr、Ni和Fe的總質(zhì)量分?jǐn)?shù)應(yīng)符合15%≤（Co+Cr+Ni+Fe）≤40%。 3.根據(jù)權(quán)利要求1所述的金屬陶瓷粉末冶金材料，采用球磨工藝制備粉末，其特征在于，包括以下步驟：將粉粒狀原料放進(jìn)球磨機(jī)進(jìn)行球磨，保護(hù)氣體為氬氣或氮?dú)?；將球磨后的粉末進(jìn)行篩選，獲得粒徑在100～250um的粉末；再置于120～200℃的真空爐中烘干1～5h，得到以TiC為硬質(zhì)相的粉末冶金材料。 4.根據(jù)權(quán)利要求3所述的金屬陶瓷粉末冶金材料，其特征在于，所述球磨的轉(zhuǎn)速為250～450r/min，球磨時(shí)間35～50h。 5.采用權(quán)利要求1所述的金屬陶瓷粉末冶金材料制作金屬陶瓷導(dǎo)衛(wèi)的方法，將所述粉末冶金材料裝入金屬陶瓷導(dǎo)衛(wèi)的制作模具中，壓制成坯料；再將該坯料進(jìn)行等離子熱壓燒結(jié)，其特征在于，所述熱壓燒結(jié)的步驟包括：（1）以200～230℃/h的速率加熱至600±10℃，保持恒溫8～15min；（2）繼續(xù)以200～230℃/h的速率加熱至800±10℃，再保持恒溫8～15min；（3）繼續(xù)以200～230℃/h的速度升溫，在1500～1600℃下淬火，然后保溫60～120min；（4）隨爐冷卻至1050～1250℃下保溫30～50min；再控制冷卻速率為2.5～7℃/s冷卻到300±10℃；（5）再以200～230℃/h的速率加熱，在450～550℃回火保溫100～150min；（6）隨爐冷卻至180～210℃，出爐空冷至室溫。 6.根據(jù)權(quán)利要求5所述的制作金屬陶瓷導(dǎo)衛(wèi)的方法，所述步驟（3）中淬火保溫溫度為1530～1580℃，所述步驟（3）中保溫溫度為1050～1200℃，冷卻速率為3.5～5.7℃/s。

說明書

技術(shù)領(lǐng)域

本發(fā)明屬于金屬陶瓷制品制造技術(shù)領(lǐng)域，特別涉及一種金屬陶瓷粉末冶金材料及制作金屬陶瓷導(dǎo)衛(wèi)的方法。

背景技術(shù)

高速線材軋機(jī)具有軋制的高速度、產(chǎn)品的高質(zhì)量、設(shè)備的高效率等特點(diǎn)，為產(chǎn)品的高產(chǎn)量和產(chǎn)品規(guī)格的大范圍提供了保證條件。因此，一出現(xiàn)即引起線材領(lǐng)域的革命性變化，在中國的線材生產(chǎn)領(lǐng)域也隨之崛起強(qiáng)勁的旋風(fēng)。從1986年底我國建設(shè)了第一條高速線材軋機(jī)開始，到2003年高速線材生產(chǎn)線已達(dá)產(chǎn)73條，中國已成為擁有高速線材生產(chǎn)線最多、產(chǎn)量最高的國家。

近年來，線材產(chǎn)線采用短應(yīng)力線軋機(jī)，走“高速、無扭、無張力”發(fā)展之路，研發(fā)無頭軋制和低溫軋制技術(shù)。線棒材產(chǎn)線產(chǎn)品規(guī)格也更加多樣化、小尺寸產(chǎn)品需求不斷增多、力學(xué)性能不斷提高，這就要求工器具的力學(xué)性能也隨之不斷提高。且高速線材產(chǎn)線實(shí)現(xiàn)全線低溫出爐、低溫控軋，所獲得產(chǎn)品的微觀組織、屈服強(qiáng)度與韌性同時(shí)提高。線材軋制工況逐漸惡劣，對轉(zhuǎn)向?qū)l(wèi)的力學(xué)性能提出了新的要求，原材質(zhì)的出口導(dǎo)衛(wèi)力學(xué)性能無法滿足低溫軋制的需要，因耐磨性不足、更換次數(shù)過多成為進(jìn)一步提高產(chǎn)能的瓶頸。這就要求出口導(dǎo)衛(wèi)的強(qiáng)韌性和耐磨性進(jìn)一步提高；因此，亟待開發(fā)具有耐磨性高、車削量小、單次上機(jī)使用壽命長等優(yōu)點(diǎn)的新材質(zhì)出口導(dǎo)衛(wèi)。

經(jīng)專利自檢索，涉及高速線材出口導(dǎo)衛(wèi)使用的材質(zhì)有復(fù)合材料、冷作模具鋼、鑄造合金等，使用金屬陶瓷材質(zhì)的專利不多。專利文獻(xiàn)CN95110580.9公開一種含碳纖維的陶瓷材料作為軋制導(dǎo)衛(wèi)板工作面的復(fù)合導(dǎo)衛(wèi)板，該陶瓷材料采用復(fù)合層結(jié)構(gòu)，上層為工作層，下層為焊接層，用黃銅將壓制的陶瓷塊纖焊在導(dǎo)衛(wèi)板的銅材或鑄鋼材基體上。該復(fù)合導(dǎo)衛(wèi)板具有熱導(dǎo)率高，減磨性好，抗熱沖擊韌性高，可焊性好等優(yōu)點(diǎn)，其使用壽命可達(dá)到高鉻鎳材質(zhì)的十倍以上，價(jià)格為高鉻鎳合金導(dǎo)衛(wèi)板的60％。專利文獻(xiàn)CN200910081430.X公開一種高硼鑄造合金導(dǎo)衛(wèi)及其熱處理方法，通過熔煉、鑄造、油冷淬火，回火處理等步驟，制備強(qiáng)度和硬度高，韌性、耐磨性好，成本低的高硼鑄造合金導(dǎo)衛(wèi)。專利文獻(xiàn)CN200510086688.0公開一種自增韌氮化硅陶瓷導(dǎo)衛(wèi)輥及其制備方法，使用壽命是耐熱鋼導(dǎo)衛(wèi)輥的7-8倍，能極大提高高速線材軋機(jī)的工作效率。專利文獻(xiàn)CN200610020923.9公開一種TiC-WC基合金導(dǎo)衛(wèi)輥及閥芯、閥座類制品，具有質(zhì)量輕、孔隙度低、強(qiáng)度及硬度高，高溫耐磨、耐腐蝕性及抗氧化性強(qiáng)，熱穩(wěn)定性好等特點(diǎn)。專利文獻(xiàn)CN200410010349.X公開一種雙金屬復(fù)合導(dǎo)衛(wèi)板及其制作方法，由基體和耐磨層構(gòu)成，其基體采用韌性好的中碳鋼或低合金鋼制作；耐磨層采用高釩高速鋼材料制作，因此芯部整體韌性，不易斷裂，導(dǎo)衛(wèi)工作層具有高硬度、高耐磨性。專利文獻(xiàn)CN200310104870.5公開一種粉末冶金軋鋼導(dǎo)衛(wèi)輥及其制造方法，通過材質(zhì)優(yōu)化設(shè)計(jì)和粉末冶金液相燒結(jié)技術(shù)，獲得了性能優(yōu)良的軋鋼導(dǎo)衛(wèi)輥；粉末冶金導(dǎo)衛(wèi)輥可以連續(xù)使用3-5個(gè)班次。專利文獻(xiàn)CN00136717.X公開一種復(fù)合合金材料導(dǎo)衛(wèi)板及其制作方法，導(dǎo)衛(wèi)板的工作面部分制作以冶金結(jié)合的合金材料層面，合金層可以是鉻鉬釩合金系列，也可以是鉻鎢合金系列，還可以是硼鉻釩合金系列，合金層亦可鑄包少量的Cr 3C 2、Al 2O 3、WC等高硬度金屬顆粒，合金層的厚度可根據(jù)使用要求和鑄件的厚度來確定。專利文獻(xiàn)CN98121315.4公開一種粉末冶金法生產(chǎn)的高速鋼件，通過復(fù)合添加W、Mo、V、Co等元素，獲得高硬度和高耐磨性的組合，尤其是高溫下具有高硬度和高耐磨性。專利文獻(xiàn)CN90103207.7公開一種低合金高速鋼，降低了合金元素，提高Si和增加N元素，提高了高速鋼的二次硬化性能，從而降低了生產(chǎn)成本，提高了高速鋼的各項(xiàng)性能。

以上專利所公布的導(dǎo)衛(wèi)使用情況提升方法，如焊接陶瓷等雙金屬復(fù)合、B或氮化硅陶瓷增韌、采用高速鋼材質(zhì)等，均不能滿足高速線材出口導(dǎo)衛(wèi)工況的使用要求，有的設(shè)計(jì)工藝相對復(fù)雜，反而增加成本，因此均不適合用于解決高線出口導(dǎo)衛(wèi)的問題。

傳統(tǒng)的合金設(shè)計(jì)理念以一種或兩種元素為主元，并通過添加微量元素的方式提高合金的力學(xué)性能；然而，隨著制造技術(shù)的不斷進(jìn)度，設(shè)備和零件的服役工況越來越惡劣，使得傳統(tǒng)合金強(qiáng)化的力學(xué)性能難以再滿足需求。

發(fā)明內(nèi)容

本發(fā)明的目的在于提供一種金屬陶瓷粉末冶金材料及制作金屬陶瓷導(dǎo)衛(wèi)的方法，以解決現(xiàn)有技術(shù)中存在的導(dǎo)衛(wèi)耐磨性不足、容易發(fā)生熱裂紋、斷裂等問題。

本發(fā)明通過以下技術(shù)方案來實(shí)現(xiàn)：

本發(fā)明的一種金屬陶瓷粉末冶金材料，其特征在于，包括以下質(zhì)量分?jǐn)?shù)的化學(xué)成分：

TiC：60％～85％，W：0～5％，Co：5％～12％，Cr：2％～8％，Ni：3％～5％，F(xiàn)e：5％～15％，Re：0.10％～0.86％；

優(yōu)選地，所述化學(xué)成分中，元素Co、Cr、Ni和Fe的總質(zhì)量分?jǐn)?shù)應(yīng)符合15％≤(Co+Cr+Ni+Fe)≤40％。

金屬陶瓷導(dǎo)衛(wèi)需要具有的高強(qiáng)度、高硬度、高耐磨、高溫抗軟化及抗氧化等性能，本發(fā)明采用高熵合金的設(shè)計(jì)理念，通過設(shè)計(jì)球磨工藝及金屬陶瓷材質(zhì)，TiC粉末中配置適量粘結(jié)元素Co、Cr、Fe、Ni，得到具有優(yōu)異性能的高熵粉末冶金材料。在所述的粉末冶金材料中，各化學(xué)元素的設(shè)計(jì)原理如下。

TiC：為金屬陶瓷導(dǎo)衛(wèi)的主要硬質(zhì)相；

W：本發(fā)明中，W元素作為基體的強(qiáng)化顆粒，與C元素形成的碳化物不易聚集長大，能細(xì)化金屬陶瓷導(dǎo)衛(wèi)的晶粒、在淬火時(shí)固溶于基體中，回火時(shí)析出細(xì)小彌散分布的碳化物，并在600℃時(shí)仍能保持碳化物細(xì)小彌散分布，即保持了基體的抗高溫軟化能力，從而起到提高軋輥的強(qiáng)韌性、紅硬性、耐磨性和抗熱裂性的作用。研究結(jié)果表明，當(dāng)W>0時(shí)，金屬陶瓷導(dǎo)衛(wèi)基體中形成足夠的WC，保證了該基體的高溫硬度、紅硬性和耐磨性；當(dāng)W>5時(shí)，將惡化導(dǎo)衛(wèi)的熱加工塑性和抗熱裂性，使得導(dǎo)衛(wèi)在制造和使用過程中容易產(chǎn)生裂紋。因此，W含量設(shè)計(jì)為0～5％。

Co：在本發(fā)明所述的金屬陶瓷導(dǎo)衛(wèi)，Co為主要的基體化學(xué)元素之一，其能夠?qū)τ操|(zhì)相起到粘接作用，可以有效提高基體強(qiáng)韌性，避免硬質(zhì)顆粒剝落。同時(shí)，Co元素還能夠形成穩(wěn)定的氧化物膜，提高導(dǎo)衛(wèi)的抗氧化和抗表面損傷能力。研究表明，當(dāng)Co元素含量小于5％時(shí)，不能很好的發(fā)揮耐磨和氧化膜形成能力；當(dāng)Co元素含量大于12％時(shí)，將影響其它合金元素的含量，降低基體的耐磨性。因此，為了確保材料的耐磨性和氧化膜形成能力，在本發(fā)明所述的金屬陶瓷導(dǎo)衛(wèi)中，將Co元素的質(zhì)量百分比控制在5％～12％之間。

Cr：在本發(fā)明所述的金屬陶瓷導(dǎo)衛(wèi)，Cr元素為強(qiáng)碳化物形成元素，部分可固溶于碳化物中，大部分固溶于基體中，起到固溶強(qiáng)化作用，同時(shí)可提高軋輥的淬透性、回火硬度和耐高溫性能。研究表明，隨著Cr元素含量的增加，基體中共晶組織含量增多，共晶組織形貌由蜂窩狀向片層狀轉(zhuǎn)變，可以使基體獲得更加穩(wěn)定的力學(xué)性能；同時(shí)，Cr元素能夠有效阻礙第二相的粗化，從而提高導(dǎo)衛(wèi)在高溫下的熱穩(wěn)定性。但Cr含量過大時(shí)，影響基體的熱塑性，基于此，將Cr元素的質(zhì)量百分含量控制在2％～8％之間。

Ni：Ni元素的原子半徑與Cr等元素較為相近，可擴(kuò)大γ相區(qū)，形成無限固溶體。此外，Ni元素可以降低鋼中各元素的擴(kuò)散速度，進(jìn)而有效細(xì)化晶粒，提高基體抗疲勞的性能。研究表明，在本發(fā)明所述的導(dǎo)衛(wèi)中，將Ni元素的質(zhì)量百分比控制在3％～5％時(shí)，Ni元素能夠與其它元素協(xié)同形成最佳力學(xué)性能。

Fe：Fe元素的熔點(diǎn)和半徑與Cr、Ni、Co等合金中元素的半徑接近，其有較好的相容性，并且不會(huì)產(chǎn)生較大的晶格畸變。此外，以Fe元素做為基體可以降低因加熱和冷卻速度過快所導(dǎo)致的硬質(zhì)相與粘結(jié)基體之間溫度梯度和熱膨脹系數(shù)差距較大所帶來的不利影響。由此，在本發(fā)明所述的技術(shù)陶瓷導(dǎo)衛(wèi)中，將Fe元素的質(zhì)量百分比控制在5％～15％之間。

Re：本發(fā)明的研究中，稀土元素以氧化物的形式加入，試驗(yàn)表明，當(dāng)Re含量為0.10％～0.86％時(shí)，可促進(jìn)共晶碳化物的分解、轉(zhuǎn)變，形成細(xì)小的碳化物，可抑制基體在淬火時(shí)晶粒長大，使基體在較高的溫度下淬火，從而保證淬火基體中固溶盡可能多的合金元素，從而在回火時(shí)產(chǎn)生最大的二次硬化效果，同時(shí)又保持有較細(xì)晶粒的組織和較好的韌性，因此對導(dǎo)衛(wèi)強(qiáng)韌性都有很好的作用。

本發(fā)明所述的金屬陶瓷粉末冶金材料，采用球磨工藝制備粉末，其特征在于，包括以下步驟：將粉粒狀原料放進(jìn)球磨機(jī)進(jìn)行球磨，保護(hù)氣體為氬氣或氮?dú)?；將球磨后的粉末進(jìn)行篩選，獲得粒徑在100～250um的粉末；再置于120～200℃的真空爐中烘干1～5h，得到以TiC為硬質(zhì)相的粉末冶金材料。

優(yōu)選地，所述球磨的轉(zhuǎn)速為250～450r/min，球磨時(shí)間35～50h。

采用本發(fā)明所述的粉末冶金材料制作金屬陶瓷導(dǎo)衛(wèi)的方法是，將所述粉末冶金材料裝入金屬陶瓷導(dǎo)衛(wèi)的制作模具中，壓制成坯料；再將該坯料進(jìn)行等離子熱壓燒結(jié)，其特征在于，所述熱壓燒結(jié)步驟包括：(1)以200～230℃/h的速率加熱至600±10℃，保持恒溫8～15min；(2)繼續(xù)以200～230℃/h的速率加熱至800±10℃，再保持恒溫8～15min；(3)繼續(xù)以200～230℃/h的速度升溫，在1500～1600℃下淬火，然后保溫60～120min；(4)隨爐冷卻至1050～1250℃下保溫30～50min；再控制冷卻速率為2.5～7℃/s冷卻到300±10℃；(5)再以200～230℃/h的速率加熱，在450～550℃回火保溫100～150min；(6)隨爐冷卻至180～210℃，出爐空冷至室溫。

優(yōu)選地，所述步驟(3)中淬火保溫溫度為1530～1580℃，所述步驟(3)中保溫溫度為1050～1200℃，冷卻速率為3.5～5.7℃/s。

在所述的等離子熱壓燒結(jié)過程中，由于前期升溫速度較快，燒結(jié)溫度較高時(shí)，短時(shí)的均溫保溫可以使輥坯體受熱更均勻；因此，本發(fā)明的步驟(1)和步驟(2)中在600±10℃和800±10℃時(shí)，進(jìn)行兩次均溫保溫。

步驟(3)中，1500～1600℃時(shí)熱壓燒結(jié)，1050～1250℃時(shí)進(jìn)行再次保溫，進(jìn)一步提升致密度，并使碳化物更加均勻球化，之后控制冷卻速度為3.5～5.7℃/s，冷卻至300±10℃，以獲得馬氏體，避免珠光體的產(chǎn)生，控制殘余奧氏體的含量。

本發(fā)明所述的金屬陶瓷導(dǎo)衛(wèi)，其基體中含有大量的高熔點(diǎn)碳化物，M 6C為W和Mo的碳化物，在1100～1350℃時(shí)固溶于奧氏體，M 6C相當(dāng)穩(wěn)定，不易聚集長大，可增加導(dǎo)衛(wèi)的硬度與耐磨性。Cr的碳化物為M 7C 3，是一次共晶碳化物或由奧氏體中析出的二次碳化物，增加耐磨性，降低摩擦系數(shù)。二次M 7C 3在960～1080℃溶入奧氏體中；M 23C 6是另一種Cr的碳化物，在溫度為1050～1150℃時(shí)開始固溶，完全固溶于奧氏體需1250～1300℃的溫度。另外，熱壓燒結(jié)工藝的目的是使導(dǎo)衛(wèi)組織致密，TiC熔點(diǎn)高，在燒結(jié)過程中保持物相不變，其顆粒需靠粘結(jié)相的包裹，提高結(jié)合強(qiáng)度；因此，必須采用較高的熱壓燒結(jié)溫度1500～1600℃。在該溫度下，一方面可以提高導(dǎo)衛(wèi)致密度，使致密度達(dá)到92％以上；另一方面可以保證導(dǎo)衛(wèi)基體完全奧氏體化，及較多的碳化物充分溶入基體中，基體合金元素的固溶度增加，又能保證芯部組織不受影響；加之較高的燒結(jié)溫度，可提高導(dǎo)衛(wèi)的強(qiáng)度和熱循環(huán)穩(wěn)定性。若保溫時(shí)間小于60min，導(dǎo)衛(wèi)的致密度不夠，且工作層的基體奧氏體化不充分，達(dá)不到最終組織要求，若保溫時(shí)間大于120min，工作層基體晶粒開始長大，同時(shí)工作層厚度將過大，芯部有效尺寸較小，韌性降低，增大導(dǎo)衛(wèi)斷裂風(fēng)險(xiǎn)。因此1500～1600℃時(shí)短時(shí)保溫最佳時(shí)間范圍為60～120min。

研究結(jié)果表明，設(shè)計(jì)1050～1200℃時(shí)短時(shí)保溫，有兩方面的作用，一是對具有尖端的小塊狀碳化物會(huì)有明顯的球化效果；當(dāng)碳化物呈彌散球狀時(shí)，不會(huì)成為裂紋的起源，裂紋擴(kuò)展至此也會(huì)在此偏轉(zhuǎn)，因此提高導(dǎo)衛(wèi)的抗熱裂紋的能力。二是，經(jīng)過計(jì)算，在該溫度區(qū)間，導(dǎo)衛(wèi)基體中原子擴(kuò)散能稍小于晶界遷移能，即在該溫度保溫，可使原子和氣孔移動(dòng)，從而進(jìn)一步提高致密度，但由于該溫度下不足以達(dá)到晶界遷移能，晶粒并不長大。試驗(yàn)研究表明，該階段保溫時(shí)間小于30min時(shí)，達(dá)不到對致密度的要求，當(dāng)保溫時(shí)間大于50min時(shí)，致密度達(dá)到98％以上，晶粒稍有長大的趨勢。因此1050～1200℃時(shí)短時(shí)保溫最佳時(shí)間范圍為30～50min。

高線出口導(dǎo)衛(wèi)要求具有較高的紅硬性、耐磨性和抗疲勞性，因此控制在基體形成馬氏體組織，試驗(yàn)研究表明，保溫結(jié)束后冷卻速度應(yīng)控制在3.5～5.7℃/s，方能獲得較好的綜合性能，避免珠光體的產(chǎn)生，并把奧氏體含量控制在3％～5％以內(nèi)。

步驟4)的特點(diǎn)為，以200～230℃/h的升溫速度加熱，從300℃升溫至450～550℃，并保溫110～120min，該步驟作用相當(dāng)于回火處理。增加該步回火工藝，可使導(dǎo)衛(wèi)基體中碳化物在冷卻過程中析出，產(chǎn)生二次硬化效應(yīng)，增加硬度與耐磨性，提高熱循環(huán)穩(wěn)定性和抗回火性能，滿足現(xiàn)場軋制工況的需求。當(dāng)回火溫度高于550℃時(shí)，會(huì)造成導(dǎo)衛(wèi)最終硬度較低，當(dāng)回火溫度低于450℃時(shí)，析出碳化物數(shù)量不足，會(huì)造成導(dǎo)衛(wèi)強(qiáng)度不足；因此，需保證該回火溫度在450～550℃之間，回火保溫時(shí)間控制在110～120min內(nèi)，以保證導(dǎo)衛(wèi)硬度滿足要求的同時(shí)，具有較高的強(qiáng)度、韌性和抗裂紋萌生性能。

采用本發(fā)明的粉末冶金材料制成的金屬陶瓷導(dǎo)衛(wèi)，適合在高線出口處使用，導(dǎo)衛(wèi)的硬度為55～62HRC，抗拉強(qiáng)度800～820MPa，沖擊功3～4J，高溫硬度達(dá)45～50HRC，基體微觀組織為馬氏體與碳化物和少量殘余奧氏體。

與現(xiàn)有技術(shù)相比，本發(fā)明以下有益效果：

本發(fā)明提供了一種用于制作金屬陶瓷輥的粉末冶金材料及制作金屬陶瓷輥的方法，通過優(yōu)化粉末冶金的配比，提高了導(dǎo)衛(wèi)的耐磨性能；利用球磨方法制備粉末，并采用粉末冶金的方法，制備導(dǎo)衛(wèi)成品，其耐磨性、抗氧化性和抗熱裂紋性能均更加優(yōu)異。本發(fā)明的粉末冶金材料還可用于制作其它的服役于惡劣環(huán)境的設(shè)備零件，可以延長這些設(shè)備零件使用壽命，具有十分良好的推廣前景和應(yīng)用價(jià)值。

附圖說明

圖1本發(fā)明的熱壓燒結(jié)工藝曲線。

具體實(shí)施方式

以下結(jié)合具體實(shí)施例，對本發(fā)明作進(jìn)一步說明。應(yīng)理解，以下實(shí)施例僅用于說明本發(fā)明而非用于限定本發(fā)明的范圍。

下列實(shí)施例中未注明具體條件的實(shí)驗(yàn)方法，通常按照常規(guī)條件，或廠商提供的條件進(jìn)行。

實(shí)施例1～3

實(shí)施例1～3的一種金屬陶瓷粉末冶金材料的化學(xué)成分列于表1中。采用不同的配比，采用球磨工藝制備粉末，包括以下步驟：將粉粒狀原料放進(jìn)球磨機(jī)進(jìn)行球磨40h，保護(hù)氣體為氬氣或氮?dú)?，球磨轉(zhuǎn)速為350r/min；將球磨后的粉末進(jìn)行篩選，獲得粒徑約200um的粉末；然后放在120℃下的真空爐中烘干2h；通過以上球磨過程，原料粉末得到充分的混合，粉末粒徑也得到細(xì)化，最終獲得以TiC為硬質(zhì)相的粉末冶金材料。

采用該粉末冶金材料制作金屬陶瓷導(dǎo)衛(wèi)的方法是，將所述粉末冶金材料裝入金屬陶瓷導(dǎo)衛(wèi)的制作模具中，壓制成坯料；再將該坯料進(jìn)行等離子熱壓燒結(jié)，熱壓燒結(jié)步驟包括：(1)以200℃/h的速率加熱至600℃，保持恒溫8min；(2)繼續(xù)以200℃/h的速率加熱至800℃，再保持恒溫8min；(3)繼續(xù)以200℃/h的速度升溫，在1550℃下熱壓燒結(jié)淬火，并在1550℃下保溫120min；(4)隨爐冷卻至1150℃，保溫50min；再控制冷卻速率為5℃/s冷卻到300℃；(5)再以200℃/h的速率加熱，在480℃回火保溫120min；(6)隨爐冷卻至200℃，出爐空冷至室溫，即可得到金屬陶瓷導(dǎo)衛(wèi)。

表1實(shí)施例1～5的成分配比，單位：wt％

實(shí)施例4

實(shí)施例4的金屬陶瓷的化學(xué)成分列于表1中，采用球磨工藝制備粉末，包括以下步驟：將粉粒狀原料放進(jìn)球磨機(jī)進(jìn)行球磨45h，保護(hù)氣體為氬氣，球磨轉(zhuǎn)速為320r/min；將球磨后的粉末進(jìn)行篩選，獲得粒徑約220um的粉末；然后放在150℃下的真空爐中烘干3h；通過以上球磨過程，原料粉末得到充分的混合，粉末粒徑也得到細(xì)化，最終獲得以TiC為硬質(zhì)相的粉末冶金材料。

采用該粉末冶金材料制作金屬陶瓷導(dǎo)衛(wèi)的方法是，將所述粉末冶金材料裝入金屬陶瓷導(dǎo)衛(wèi)的制作模具中，壓制成坯料；再將該坯料進(jìn)行等離子熱壓燒結(jié)，熱壓燒結(jié)步驟包括：(1)以220℃/h的速率加熱至600℃，保持恒溫10min；(2)以210℃/h的速率加熱至800℃，再保持恒溫10min；(3)繼續(xù)以210℃/h的速度升溫，在1580℃下熱壓燒結(jié)淬火，隨后在1550℃下保溫120min；(4)隨爐冷卻至1100℃，保溫50min；再控制冷卻速率為4.5℃/s冷卻到300℃；(5)再以210℃/h的速率加熱，在500℃回火保溫120min；(6)隨爐冷卻至205℃，出爐空冷至室溫，即可得到金屬陶瓷導(dǎo)衛(wèi)。

實(shí)施例5

實(shí)施例5的金屬陶瓷的化學(xué)成分列于表1中，采用球磨工藝制備粉末，包括以下步驟：將粉粒狀原料放進(jìn)球磨機(jī)進(jìn)行球磨50h，保護(hù)氣體為氮?dú)?，球磨轉(zhuǎn)速為300r/min；將球磨后的粉末進(jìn)行篩選，獲得粒徑約210um的粉末；然后放在200℃下的真空爐中烘干1.2h；通過以上球磨過程，原料粉末得到充分的混合，粉末粒徑也得到細(xì)化，最終獲得以TiC為硬質(zhì)相的粉末冶金材料。

采用該粉末冶金材料制作金屬陶瓷導(dǎo)衛(wèi)的方法是，將所述粉末冶金材料裝入金屬陶瓷導(dǎo)衛(wèi)的制作模具中，壓制成坯料；再將該坯料進(jìn)行等離子熱壓燒結(jié)，熱壓燒結(jié)步驟包括：(1)以220℃/h的速率加熱至600℃，保持恒溫15min；(2)繼續(xù)以220℃/h的速率加熱至800℃，再保持恒溫12min；(3)繼續(xù)以210℃/h的速度升溫，在1600℃下熱壓燒結(jié)淬火，然后在1550℃下保溫100min；(4)隨爐冷卻至1200℃，保溫40min；再控制冷卻速率為3.8℃/s冷卻到300℃；(5)再以205℃/h的速率加熱，在520℃回火保溫110min；(6)隨爐冷卻至190℃，出爐空冷至室溫；即可得到金屬陶瓷導(dǎo)衛(wèi)。

對實(shí)施例1～5得到的導(dǎo)衛(wèi)的力學(xué)性能進(jìn)行測試。采用JB06646T.93粉末冶金物理性能檢測規(guī)范中規(guī)定檢測方法，對粉末冶金導(dǎo)衛(wèi)力學(xué)性能進(jìn)行檢測。測試結(jié)果列于表2中。

表2實(shí)施例1～5的力學(xué)性能測試結(jié)果

從表2可以看出，實(shí)施例1～5中，實(shí)施例4的綜合力學(xué)性能最佳。

實(shí)施例4的金屬陶瓷導(dǎo)衛(wèi)與熱作模具材質(zhì)導(dǎo)衛(wèi)單次上機(jī)軋制天數(shù)對比列于表3中。采用實(shí)施例4金屬陶瓷導(dǎo)衛(wèi)單次上機(jī)天數(shù)為21天；采用原熱作模具鋼材質(zhì)導(dǎo)衛(wèi)，單次上機(jī)天數(shù)為7天；單次上機(jī)天數(shù)提高了3倍。

表3實(shí)施例4與熱作模具材質(zhì)導(dǎo)衛(wèi)單次上機(jī)軋制天數(shù)對比表

將實(shí)施例4的金屬陶瓷導(dǎo)衛(wèi)與原中材質(zhì)導(dǎo)衛(wèi)的常溫及高溫力學(xué)性能進(jìn)行對比，列于表4中。由表4可知，與原模具鋼材質(zhì)導(dǎo)衛(wèi)相比，實(shí)施例4的金屬陶瓷導(dǎo)衛(wèi)，強(qiáng)韌性和高溫硬度等力學(xué)性能均得到大幅提高，其中，抗拉強(qiáng)度提高了60％～64％，沖擊韌性提高了42.8％～90.5％，常溫硬度提高了10％～12.7％，高溫硬度提高了12.5％～25％。

表4本發(fā)明材質(zhì)與模具鋼力學(xué)性能對比

本發(fā)明的金屬陶瓷材質(zhì)導(dǎo)衛(wèi)，具有優(yōu)異的強(qiáng)韌性、耐磨性和抗熱裂性能，解決線材產(chǎn)線低溫軋制難題，具有較好的推廣應(yīng)用前景。

金屬陶瓷粉末冶金材料及制作金屬陶瓷導(dǎo)衛(wèi)的方法.pdf