WC含量對TiB2基金屬陶瓷微觀組織與力學性能的影響

王帥，汪建英，婁嘉，汪炯，張翔，楊海林

WC含量對TiB2基金屬陶瓷微觀組織與力學性能的影響

王帥1，汪建英1，婁嘉2，汪炯1，張翔1，楊海林1

(1. 中南大學 粉末冶金國家重點實驗室，長沙 410083；2. 湘潭大學 材料科學與工程學院，湘潭 411105)

采用粉末冶金法制備(WC)為0～20%的TiB2-WC-0.8Cr3C2-20(Co/Ni) (質量分數，%)金屬陶瓷，研究WC含量對TiB2基金屬陶瓷微觀組織與力學性能的影響。結果表明，隨WC含量增加，TiB2在黏結相中的溶解度降低，TiB2/黏結相界面減少，使得TiB2基金屬陶瓷晶粒細化，晶粒尺寸更加均勻。此外，添加WC可顯著改善TiB2基金屬陶瓷的力學性能。當(WC)為15%時，金屬陶瓷的性能最佳，硬度(HRA)、抗彎強度以及相對密度分別達到92.6±0.2、(1256±30) MPa和(99.65±0.20)%。但添加過量WC((WC)=20%)時部分WC相發生團聚并生成脫碳相W2C，使得TiB2基金屬陶瓷的力學性能降低。

力學性能；微觀組織；TiB2基金屬陶瓷；WC添加；晶粒細化

二硼化鈦(TiB2)具有高熔點、高硬度和高彈性模量，以及優良的導電導熱性能、耐磨性能和耐腐蝕性能，是一種綜合了各種優異性能的陶瓷材料[1]，在刀具、耐磨件、高溫結構材料、中子吸收劑和輕質抗沖擊裝甲材料等領域受到廣泛的關注[2?4]。然而至今都難以獲得高致密度的TiB2材料，導致該材料的熱抗震性能抗彎強度和斷裂韌性低，從而限制其更廣泛的應用[5]。由于TiB2的熔點高、自擴散系數低，導致其燒結性能差，在無壓燒結條件下，2 200 ℃燒結的TiB2單相材料相對密度不到95%[6?7]。此外，TiB2顆粒表面氧化物(B2O3和TiO2)的存在也會降低TiB2金屬陶瓷的燒結密度[8]。因此，要獲得近全致密的TiB2材料通常需要較高的燒結溫度(>2 000 ℃)和壓力。但高溫高壓燒結會導致TiB2晶粒異常長大，從而使材料的力學性能下降[9?10]。

為了提高TiB2基金屬陶瓷的致密度，國內外對其燒結制備技術進行了大量研究，如：放電等離子燒結(spark plasma sintering，SPS)、熱壓(hot press，HP)和熱等靜壓(hot isostatic pressing，HIP)等[11?14]。NGUYEN等[11]在1 500 ℃溫度和40 MPa壓力下進行SPS，獲得相對密度約為97%的純TiB2材料。YAN等[13]采用熱壓法制備單相TiB2陶瓷的相對密度為96%，加入15%(體積分數)的SiC顆?？墒固沾傻南鄬γ芏冗M一步提高至98.2%。盡管采用這些先進的燒結技術可提高TiB2基陶瓷的致密度和力學性能，但由于成本和材料尺寸的限制，目前難以實現大規模工業化生產。許多研究者通過添加各種非金屬燒結助劑如NbC、SiC、AlN、TiC、B4C、Al2O3、MoSi2等[15?21]，以及金屬燒結助劑如Fe、Ni、Co、Cr等[22?23]，來改善TiB2基金屬陶瓷的燒結性能，促進其燒結致密化。對于金屬燒結助劑而言，與Ni、Fe和Cr相比，Co與碳化物結合表現出更好的性能[24]。此外，合適的黏結相對提高金屬陶瓷的綜合性能具有十分重要的作用[25?26]，Ni作為一種重要的黏結劑，在TiB2基金屬陶瓷中能與細小顆粒形成均勻的結構[27?28]。因此采用Co/Ni混合黏結相制備TiB2基金屬陶瓷，有望提高材料力學性能。此外，抑制燒結過程中的晶粒長大也是提高金屬陶瓷強度和韌性的有效途徑。晶粒生長抑制劑主要有Cr3C2和VC[29?31]。Ti(C,N)基金屬陶瓷中添加Cr3C2可使環形相中的Cr元素溶解，從而細化晶粒，并且環形相塑化，使界面強化，提高金屬陶瓷的橫向斷裂強度[32]。近年來，WC對金屬陶瓷微觀組織和性能的影響也受到關注。HUANG等[33]研究了WC摻雜的NbC-Ni基金屬陶瓷的核?殼結構隨成分、燒結溫度和保溫時間的變化。為了進一步提高TiB2基金屬陶瓷材料的力學性能，本文選擇Co/Ni基混合黏結劑，添加Cr3C2作為晶粒長大抑制劑，制備WC含量(質量分數)為0～20%的TiB2基陶瓷，并研究WC含量對金屬陶瓷的微觀組織和力學性能的影響。

1 實驗

1.1 原料

采用市售的TiB2、WC和Cr3C2粉末；Co粉和Ni粉均由湖南博云東方粉末冶金有限公司提供。原料粉末的性能參數列于表1。

1.2 TiB2基金屬陶瓷的制備

實驗設計5組不同WC質量分數的TiB2基金屬陶瓷，表2所列為5組金屬陶瓷的編號和原料配比。首先按照表2稱量各種原料粉末和作為成形劑的石蠟，混合球磨30 h。球磨介質為無水乙醇，球磨轉速為260 r/min，球料質量比為3:1。將球磨后的混合漿料在真空烘箱中70 ℃下干燥10 h，再過80目篩(篩孔直徑為0.2 mm)，盡可能地去除粉末團聚體。在100 MPa的單軸壓力下壓制成尺寸為25 mm×8 mm×5 mm的長條形樣品，然后在氣壓燒結爐(型號：ZTQ-180-20)中500 ℃下脫蠟2 h，隨后在6 MPa的Ar氣壓下1 490 ℃燒結1 h，隨爐冷卻，得到5組不同WC含量的TiB2基金屬陶瓷。

表1 實驗用粉末的性能參數

表2 TiB2基金屬陶瓷的原料配比

1.3 組織與性能表征

將TiB2基金屬陶瓷進行機械打磨，并用0.5～1 μm的金剛石磨盤拋光。采用三點彎曲法，用電子萬能測試儀(Instron3369，美國)在14.5 mm的跨度下測定材料的抗彎強度，加載速度為2.0 mm/min。用500MRA洛氏硬度計測定材料的硬度(HRA)，每個樣品至少測5個點。每種材料至少取5個試樣進行抗彎強度和硬度測定，計算平均值。

采用X射線衍射儀(XRD, Hitachi RAX-10 A-X, Japan)分析TiB2基金屬陶瓷的物相組成。通過掃描電鏡(SEM)觀察材料拋光表面和彎曲斷口形貌。為了進一步確定TiB2基金屬陶瓷的顯微組織，用Tecnai G2 F20透射電鏡進行表征。為了制備TEM分析樣品，從燒結樣品上切下薄片，機械研磨至50 μm厚度，然后用Gatan精密離子拋光系統(PIPS)進行離子減薄，電壓為5 kV，離子入射角設置為3°～7°。采用線截距法，用Image J軟件基于材料表面放大10 000倍的SEM (BSE)圖像，統計金屬陶瓷的晶粒尺寸分布，晶粒數大于200個。

2 結果與討論

2.1 微觀組織

圖1所示為TiB2-WC-0.8Cr3C2-20(Co/Ni)金屬陶瓷的XRD譜。由圖可知，(WC)為0的金屬陶瓷中只檢測到基體TiB2和Co/Ni相。所有含WC的金屬陶瓷中均存在TiB2、WC和Co/Ni的特征峰。其中，(WC)為20%的金屬陶瓷中有較弱的W2C相特征峰，這表明WC添加量過高時，WC相在燒結過程中可能發生脫碳反應而產生脫碳相W2C。

圖2所示為TiB2-WC-0.8Cr3C2-20 (Co/Ni)金屬陶瓷拋光表面的SEM形貌，右上角插圖為高倍SEM圖像。從圖2看出，所有金屬陶瓷中都沒有明顯缺陷(如較大的孔隙等)。在(WC)為0和5%的金屬陶瓷中存在較明亮的Co/Ni黏結相和黑色TiB2硬質相；當(WC)增加到10%時出現白色WC相；(WC)達到15%的TiB2基金屬陶瓷中，TiB2和WC晶粒分布均勻；然而當(WC)增加到20%時，WC相發生團聚(見圖2(e))。從圖2還看出，由于WC在Co/Ni黏結相中的溶解?析出，使得TiB2晶粒界面上包覆部分灰色相，形成金屬陶瓷典型的核殼結構，如圖中的白色箭頭所示，該灰色相是一種固溶體相，其數量隨(WC)增加而增加。圖3所示為TiB2基金屬陶瓷的密度和相對密度。由圖可知，隨(WC)從0增加到15%，金屬陶瓷的相對密度迅速增大；當(WC)為15%時，相對密度為(99.65±0.20)%；而當(WC)超過15%時，TiB2基金屬陶瓷的致密度顯著降低，這表明添加過量WC會導致TiB2基金屬陶瓷的致密度降低。

圖1 TiB2-WC-0.8Cr3C2-20(Co/Ni)金屬陶瓷的XRD譜

圖2 TiB2-WC-0.8Cr3C2-20 (Co/Ni)金屬陶瓷的SEM-BSE照片

(a)(WC)=0; (b)(WC)=5; (c)(WC)=10; (d)(WC)=15; (e)(WC)=20

圖3 WC含量對TiB2基金屬陶瓷密度和相對密度的影響

圖4所示為TiB2晶粒的平均晶粒尺寸和晶粒尺寸分布。從圖看出，隨(WC)從0增加到15%，尺寸為0～1 μm的晶粒所占比例逐步增大到約43%左右，而TiB2平均晶粒尺寸從3.24 μm減小到1.31 μm；當(WC)增加至20%時，0～1 μm晶粒所占比例急劇減小至不足5%，平均晶粒尺寸增大到2.66 μm。綜合以上分析，當(WC)<15%時，晶粒細化效果明顯。這一結果與圖2所示SEM分析結果一致。值得注意的是，含有WC的金屬陶瓷中沒有產生異常長大的TiB2晶粒，說明添加WC可消除TiB2晶粒異常長大的現象。WC抑制TiB2晶粒長大有以下2個方面的原因：1) TiB2在黏結相中的溶解度隨WC含量增加而降低，從而使Ti和B在燒結過程中的擴散通量降低，進而延緩TiB2溶解?析出的生長過程[34]。 2) WC對基體TiB2晶粒產生強大的釘扎作用，導致燒結過程中晶界的運動遷移受到阻礙[35]。此外，還觀察到隨WC含量增加，TiB2晶粒形狀趨于扁平化(如圖(2)右上角所示)，這可能是由于WC抑制TiB2晶粒的溶解?析出。從而改變TiB2晶粒的生長方向。

圖4 不同WC含量的TiB2基金屬陶瓷的TiB2晶粒尺寸分布

(a)(WC)=0; (b)(WC)=5%; (c)(WC)=10%; (d)(WC)=15%; (e)(WC)=20%

圖5所示為TiB2基金屬陶瓷的明場相圖和選區電子衍射花樣。從圖5中發現L1、L2和L3等3種不同的相。選區電子衍射分析表明，L1為具有HCP結構的TiB2相，L2是FCC結構的Co/Ni粘結相，L3為HCP結構的WC相。圖6所示為w(WC)為15%的 TiB2基金屬陶瓷的高角環形暗場像?掃描透射電子圖像。由圖可見，基體相中富集Ti和B元素。而白色第二相主要含有W和C元素。此外，少量Ti、B、W和C元素溶解在黏結相中，由此清晰地觀察到金屬陶瓷微觀組織中元素的固溶現象。

2.2 力學性能

圖7所示為WC含量對TiB2基金屬陶瓷硬度(HRA)和抗彎強度的影響。由圖可見，TiB2基金屬陶瓷的硬度隨WC含量增加而增加，當(WC)為15%時達到最大硬度，HRA為92.6±0.2。當(WC)增加至20%時，硬度降低。這一方面是由于在溶解?析出過程中，不同相之間的元素相互固溶，產生明顯的固溶硬化效果，從而提高材料的硬度[36]。另一方面，WC可抑制TiB2晶粒生長，隨WC含量增加，晶粒細化效果明顯，從而提高TiB2基金屬陶瓷的硬度。然而當(WC)從15%增加到20%時，金屬陶瓷硬度下降，這一方面是由于WC相的部分團聚降低其抑制TiB2晶粒生長的作用，TiB2晶粒變得粗大；另一方面是由于WC的硬度(～22 GPa)遠低于TiB2的硬度(～30 GPa)[37]，隨WC含量增加，TiB2含量相應減少，在一定程度上導致TiB2基金屬陶瓷的硬度降低。

圖5 TiB2-15WC-0.8Cr3C2-20 (Co/Ni) 金屬陶瓷的TEM圖片

(a) Bright-filed TEM image implies the distribution of TiB2, WC and CoNi binders; (b), (c) Bright-field TEM image shows core-rim structure and distribution of WC, TiB2and CoNi binders at higher magnification; (d), (e), (f) High-resolution TEM images of L1(TiB2phase), L2 (CoNi phase) and L3(WC phase) in Fig.4(a), respectively

圖6 TiB2-15WC-0.8Cr3C2-20 (Co/Ni)金屬陶瓷的高角環形暗場像?掃描透射電子圖像和元素面掃描圖

(a) HAADF-STEM image; (b), (c), (d), (e), (f) Elemental scanning maps of Ti, B, W, C, Co and Ni , respectively

圖7 WC含量對TiB2基金屬陶瓷硬度和抗彎強度的影響

隨WC含量增加，TiB2基金屬陶瓷的抗彎強度與硬度有類似的變化。當(WC)為15%時，抗彎強度達到(1 256±30) MPa。金屬陶瓷的斷裂模式以及黏結劑與硬質相的結合強度對抗彎強度有很大影響。圖8所示為TiB2基金屬陶瓷彎曲斷口形貌。由圖可見金屬陶瓷的主要斷裂方式為穿晶斷裂和沿晶斷裂。沿晶斷裂是一種耗能較低的脆性斷裂，而穿晶斷裂則耗能較高，當裂紋在陶瓷顆粒上擴展時必須克服高能勢壘，這極大地阻礙了裂紋的擴展，故材料的抗彎強度高。從圖8(a)看出，未添加WC的TiB2基金屬陶瓷，其斷裂模式主要為沿晶斷裂，此外還觀察到金屬陶瓷的斷面有明顯的顆粒拔出現象，這表明未添加WC的TiB2基金屬陶瓷中Co/Ni黏結相與基體TiB2陶瓷顆粒之間的結合相對較弱[38]。由此分析可知，不含WC的TiB2基金屬陶瓷以沿晶斷裂為主，伴隨少量的晶粒拔出，因此其抗彎強度低于含有WC的TiB2基金屬陶瓷。當(WC)從5%增加到15%時，晶粒拔出以及沿晶斷裂減少，穿晶斷裂增加，如圖8(b)～(d)所示。(WC)為10%和15%的TiB2基金屬陶瓷的抗彎強度較高，這是由于其主要的斷裂方式均為穿晶斷裂。另外，從圖2可知添加一定量的WC能阻礙TiB2基體與Co/Ni黏結相發生反應，從而提高不同相之間的結合強度[36]。此外，加入WC使金屬陶瓷的晶粒分布更加均勻，產生晶粒細化，從而提高金屬陶瓷的抗彎強度。當(WC)增加到20%時，在TiB2基金屬陶瓷中的晶間斷裂和晶粒拔出再次占據主導地位(見圖8(e))。這是由于部分WC發生團聚，金屬陶瓷各組分間的結合力降低并生成脫碳相W2C，導致金屬陶瓷的抗彎強度降低。

3 結論

1)采用氣壓燒結法制備TiB2-WC-0.8Cr3C2-20 (Co/Ni) (質量分數，%)金屬陶瓷，隨WC質量分數從0增加至20%，金屬陶瓷的硬度(HRA)和抗彎強度先升高后降低。當(WC)為15%時，TiB2基金屬陶瓷的綜合性能最佳，抗彎強度為(1 256±30) MPa，HRA為92.6±0.20。

圖8 TiB2-xWC-0.8Cr3C2-20 (Co/Ni)金屬陶瓷的彎曲斷口SEM形貌

(a)=0; (b)=5; (c)=10; (d)=15; (e)=20

2) WC的加入使TiB2晶粒分布更均勻，晶粒更細小，從而提高金屬陶瓷的硬度和抗彎強度。但過量的WC會導致TiB2基金屬陶瓷性能下降。

[1] 李蘇, 李俊壽, 趙芳, 等. TiB2材料的研究現狀[J]. 材料導報, 2013, 5(5): 34?38.

LI Su, LI Junshou, ZHAO Fang, et al. Research status of TiB2materials[J]. Materials Guide, 2013, 5(5): 34?38.

[2] BASU B, RAJU GB, SURI AK. Processing and properties of monolithic TiB2based materials[J]. International Materials Reviews, 2006, 51(6): 354?374.

[3] SUBRAMANIAN C, SURI AK. Development of boron based neutron absorber materials[J]. Met Mater Process, 2004, 16(1): 39–52.

[4] MURTHY T S R Ch, SONBER J K, SUBRAMANIAN C, et al. Densification and oxidation behavior of a novel TiB2-MoSi2-CrB2composite[J]. International Journal of Refractory Metals & Hard Materials, 2013, 36: 243?253.

[5] WU N, XUE F D, WANG J Y, et al. Effect of TiN addition on the microstructure and mechanical properties of TiB2-FeNi based cermets[J]. Materials Science and Engineering A, 2019, 743: 546?557.

[6] EINARSURD M A, HAGEN E, PETTERSE G, et al. Pressureless sintering of titanium diboride with nickel, nickel boride, and iron additives[J]. Journal of the American Ceramic Society, 2005, 80(12): 3013?3020.

[7] 安晶. TiB2基增韌補強型陶瓷刀具的制備工藝及性能研究[D].太原: 太原理工大學, 2018.

AN Jing. Study on preparation process and properties of TiB2-based toughening and reinforcing ceramic tool[D]. Taiyuan: Taiyuan University of Technology, 2018.

[8] BAIK S, BECHER P F. Effect of oxygen contamination on densification of TiB2[J]. Journal of the American Ceramic Societ, 2010, 70(8): 527–530.

[9] WANG W M, FU Z Y, WANG H, YUAN R Z. Influence of hot pressing sintering temperature and time on microstructure and mechanical properties of TiB2ceramics[J]. Journal of the European Ceramic Society, 2002, 22(7): 1045?1049.

[10] HEIDARI H, ALAMDARI H, DUBE D, et al. Interaction of molten aluminum with porous TiB2-based ceramics containing Ti-Fe additives[J]. Journal of the European Ceramic Society, 2012, 32(4): 937?945.

[11] NGUYEN V H, SHAHEDI A M, HAMIDZADEH M Z, et al. Role of co-addition of BN and SiC on microstructure of TiB2-based composites densified by SPS method[J]. Ceramics International, 2020, 46(16): 25341?25350.

[12] GHAFURI F, AHMADIAN M, EMADI R, et al. Effects of SPS parameters on the densification and mechanical properties of TiB2-SiC composite[J]. Ceramics International, 2019,45(8): 10550–10557.

[13] YAN S R, LYU Z, FOONG L K. Effects of SiC amount and morphology on the properties of TiB2-based composites sintered by hot-pressing[J]. Ceramics International, 2020,46(11): 18813– 18825.

[14] MA L, YU J C, GUO X, et al. Preparation and sintering of ultrafine TiB2powders[J]. Ceramics International, 2018, 44(4): 4491?4495.

[15] RAN S L, VAN der B O, VLEUGELS J. In situ platelet-toughened TiB2-SiC composites prepared by reactive pulsed electric current sintering[J]. Scripta Materialia, 2011, 64(12): 1145?1148.

[16] LI L H, KIM H E, SON K E. Sintering and mechanical properties of titanium diboride with aluminum nitride as a sintering aid[J]. Journal of the European Ceramic Society, 2002, 22(6): 973?977.

[17] 郭峰, 李歷堅. TiB2基陶瓷材料的研發進展與展望[J]. 粉末冶金材料科學與工程, 2009, 14(5): 285?289.

GUO Feng, LI Lijian. Development and prospect of TiB2based ceramic materials[J]. Powder Metallurgy Materials Science and Engineering, 2009, 14(5): 285?289.

[18] SRIVATSAN T S, GURUPRASAD G, BLACK D, et al. Microstructural development and hardness of TiB2-B4C composite samples: Influence of consolidation temperature[J]. Journal of Alloys and Compounds, 2006, 413(1): 63?72.

[19] GU M L, HUANG C Z, XIAO S R, et al. Improvements in mechanical properties of TiB2ceramics tool materials by the dispersion of Al2O3particles[J]. Materials Science and Engineering A, 2007, 486(1): 167?170.

[20] MURTHY TAMMANA S R, BASU B, BALASUBRAMANIAM R, et al. Processing and properties of TiB2with MoSi2sinter-additive: A first report[J]. Journal of the American Ceramic Society, 2010, 89(1): 131?138.

[21] WANG S W, ZHENG Y, ZHANG G T, et al. Effect of NbC addition on the microstructure, mechanical properties and thermal shock resistance of Ti(C,N)-based cermets[J]. Materials Research Express, 2019,6(5): 056557.

[22] KANG S H, KIM D J, KANG E S, et al. Pressureless sintering and properties of titanium diboride ceramics containing chromium and iron[J]. Journal of the American Ceramic Society, 2010, 84(4): 893?895.

[23] 周書助, 湯郡, 尹紹峰, 等. TiB2基硬質材料的研究進展[J]. 硬質合金, 2016, 33(6): 428?436.

ZHOU Shuzhu, TANG Jun, YIN Shaofeng, et al. Research progress of TiB2based cemented carbide[J]. Cemented Carbide, 2016, 33(6): 428?436.

[24] WAN W C, XIONG J, GUO Z X, et al. Effects of Cr3C2addition on the corrosion behavior of Ti(C,N)-based cermets[J]. International Journal of Refractory Metals & Hard Materials, 2013, 39(6): 6019?6028.

[25] ZHAN B, LIU N, JIN Z B, et al. Effect of VC/Cr3C2on microstructure and mechanical properties of Ti(C,N)-based cermets[J]. Transactions of Nonferrous Metals Society of China, 2012, 22(5): 1096?1105.

[26] PING Feng, HE Yuehui, et al. Effect of VC addition on sinterability and microstructure of ultrafine Ti(C,N)-based cermets in spark plasma sintering[J]. Journal of Alloys and Compounds, 2008, 460(1/2): 453?459.

[27] ZHENG Y, YOU M, XIONG W, et al. Effect of Cr3C2on valence-electron structure and plasticity of rim phase in Ti(C,N)-based cermets[J]. Journal of the American Ceramic Society, 2010, 87(3): 460?464.

[28] HUANG J H, HUANG S G, ZHOU P, et al. Microstructure and mechanical properties of WC or Mo2C modified NbC-Ni cermets[J]. International Journal of Refractory Metals and Hard Materials, 2020, 95(2): 105440.

[29] WALTER L, FABIO S. Ti(C,N)-based cermets: critical review of achievements and recent developments[J]. Solid State Phenom, 2018, 274: 53?100.

[30] WANG H, WANG B, LI S, et al. Toughening magnetron sputtered TiB2coatings by Ni addition[J]. Surface & Coatings Technology, 2013, 232: 767?774.

[31] ZHAO Y, HUANG C Z, ZOUB, et al. Effects of sintering processes on mechanical properties and microstructure of TiB2-TiC+8% nano-Ni composite ceramic cutting tool material[J]. Materials Science & Engineering A, 2012, 540: 235– 244.

[32] PENG Y, MIAO H, PENG Z. Development of TiCN-based cermets: Mechanical properties and wear mechanism[J]. International Journal of Refractory Metals & Hard Materials, 2013, 39(7): 78?89.

[33] ZENG W M, GAN X P, LI Z Y, et al. Effect of WC addition on the microstructure and mechanical properties of TiN-based cermets[J]. Ceramics International, 2017, 43(1): 167– 173.

[34] 史曉亮, 邵剛勤, 段興龍, 等. 超細硬質合金晶粒生長抑制劑VC、Cr3C2作用機理的研究[J]. 硬質合金, 2006, 23(4): 193? 197.

SHI Xiaoliang, SHAO Gangqin, DUAN Xinglong, et al. Study on the mechanism of VC and Cr3C2in ultrafine cemented carbide[J]. Cemented Carbide, 2006, 23(4): 193?197.

[35] ABBAS S N, ZOHRE A, AZIZ B, et al. Microstructure and thermomechanical characteristics of spark plasma sintered TiC ceramics doped with nano-sized WC[J]. Ceramics International, 2019, 45(2): 2153?2160.

[36] SHANKAR E, BALASIVANANDHA PRABU S. Influence of WC and cobalt additions on the microstructural and mechanical properties of TiCN-Cr3C2-nano-TiB2cermets fabricated by spark plasma sintering[J]. International Journal of Refractory Metals and Hard Materials, 2017, 69: 110?118.

[37] JI W, ZHANG J, WANG W, et al. Fabrication and properties of TiB2-based cermets by spark plasma sintering with CoCrFeNiTiAl high-entropy alloy as sintering aid[J]. Journal of the European Ceramic Society, 2015, 35(3): 879?886.

[38] MUKHOPADHYAY A, VENKATESWARAN T, BASU B. Spark plasma sintering may lead to phase instability and inferior mechanical properties: A case study with TiB2[J]. Scripta Materialia, 2013, 69(2):159?164.

Effects of WC content on the microstructure and mechanical properties of TiB2-based cermets

WANG Shuai1, WANG Jianying1, LOU Jia2, WANG Jiong1, ZHANG Xiang1, YANG Hailin1

(1. State Key Laboratory of powder metallurgy, Central South University, Changsha 410083, China; 2. School of materials science and engineering, Xiangtan University, Xiangtan 411105, China)

The TiB2-WC-0.8Cr3C2-20(Co/Ni) (mass fraction, %) cermets ((WC) are 0?20%) with high-density were prepared by powder metallurgy (P/M) method. The effects of WC content on the microstructure and mechanical properties of TiB2-based cermets were investigated. The results indicate that with the increase of WC content, the solubility of TiB2in the bonded phase decreases, and the TiB2/ bonded phase interface decreases, which makes the grains of TiB2based cermets finer and more uniform. In addition, the addition of WC can significantly improve the mechanical properties of TiB2based cermets. When(WC) is 15%, the properties of cermets are the best, and the hardness (HRA), bending strength and relative density reach 92.6±0.2, (1 256±65) MPa and (99.65±0.20)%, respectively. However, the addition of excessive WC (20%) will lead to the partial agglomeration of WC phase and the formation of decarburized phase W2C, which will reduce the mechanical properties of TiB2based cermets.

mechanical properties; microstructure; TiB2-based cermet; WC addition; grain refinement

TG148

A

1673-0224(2021)04-298-08

2021?02?22；

2021?03?10

楊海林，副教授，博士。E-mail: y-hailin@csu.edu.cn

(編輯 湯金芝)