本发明涉及金属陶瓷
技术领域：
，具体而言，涉及制备金属陶瓷的强化相体系及其制备方法。
背景技术：
：碳氮化钛(Ti(Cx,Ny))基金属陶瓷是一类以碳氮化钛或碳化钛与氮化钛的混合粉为硬质相主要原料、以铁族金属为粘结相原料，且通过粉碎、混合、模压、烧结所形成的复合材料。碳氮化钛基金属陶瓷具有良好的使用性能，在切削加工中显示出较高的红硬性、强度，较低的腐蚀性、导热性和摩擦系数，同时也具有较长的寿命以及被加工工件表面具有较高的表面光洁度的特点。随着金属陶瓷材料的发展，其加工的工件种类越来越多，加工条件越来越恶劣，加工质量要求越来越高，因此，材料本身性能的进一步提高成为了研究的主要方向。目前，为提高碳氮化钛基金属陶瓷的硬度、断裂韧性和抗弯强度，本领域的研究主要集中在过渡族金属碳化物的添加方面。传统的添加方法存在以下缺点：1)单纯采用机械混合的方法使过渡族金属碳化物粉末与碳氮化钛粉末混合，虽然烧结时可在硬质相碳氮化钛上形成固溶体或过渡层化合物构成的环形壳层，但该环形壳层通常并不完整，以至硬质相中一部分的碳氮化钛和粘接相金属直接接触，引起硬质相脱碳等问题，使金属陶瓷的断裂韧性和抗弯强度下降；2)由于各种过渡族金属碳化物的相互兼容性较差，即使在反应初期加入多种过渡族金属碳化物，但烧结形成的环形壳层中的多种过渡族金属碳化物并未有效固溶于一体，从而不能有效地使碳氮化钛与粘结相稳固结合，使综合改进效果反而不明显，因此，通常采用单一过渡族金属碳化物来对碳氮化钛基金属陶瓷进行改进。本发明的申请人在公开号为CN102839311B的中国发明专利中公开了一种采用AlN纳米线为强化相原料来提升金属陶瓷性能的方法。又在公开号为CN102839311B的中国发明专利中公开了一种采用纳米立方氮化硼为强化相原料来提升金属陶瓷性能的方法。上述两种方法虽然在一定程度上对金属陶瓷的性能进行了改进，但改进效果不明显，并且具有一定形貌和较小粒径的原料获取难度高。技术实现要素：基于上述现有技术的不足，本本发明首先所要解决的技术问题是提供一种能够增强增韧的金属陶瓷的制备方法，以及实施该制备方法时所使用的原料粉。其次，本发明还要提供一种强化相体系及其制备方法，该强化相体系可以显著提升金属陶瓷的硬度、断裂韧性和抗弯强度。为了实现上述目的，根据本发明的一个方面，首先提供了一种制备金属陶瓷的强化相体系。该制备金属陶瓷的强化相体系包括由重量份数为4～8份的第一组分、0.5～3份的第二组分和2～5份的第三组分经混合球磨所得到的混合粉末；所述第一组分为氮-铝化合物粉、氮-硅化合物粉、氮-铊化合物粉、氮-钍化合物粉、硅-镍化合物粉、镍-铊化合物粉、铝-铊化合物粉和铌-铝化合物粉中的任意几种；所述第二组分为稀土硼化物粉、稀土氧化物粉、稀土碳化物粉、硼-铬化合物粉、硼-钛化合物粉、硼-铟化合物粉中的任意几种；所述第三组分为磨料粉。首先，第一组分的元素可以固溶进粘结相里，能有效的起到粘结相的强化作用。其次，第二组分不仅可以起到助烧作用，使材料的致密度以及相均匀性提高，而且还能有效的起到去除杂质净化晶界以及减少材料缺陷的作用，使金属陶瓷材料的韧性显著增强。第三组分能够有效的提高金属陶瓷的耐磨性，进而为获得超高耐磨性的金属陶瓷提供了必要条件。本发明在传统的直接添加强化相原料粉的基础上，事先将强化相原料粉通过由球磨来制得具有均匀分散效果且各组分相互链接的强化相体系粉末，使得三种组分的组合物不仅可以更加均匀地分散于金属陶瓷的原料粉末中，使金属陶瓷原料粉的每个部分都可以受到三种组分的强化作用，而且可以充分发挥协同强化作用，相比于直接添加三种强化相组分而言，由本发明的强化相体系制备得到的金属陶瓷具有明显更高的强度、断裂韧性和抗弯强度。进一步地，所述强化相体系与构成金属陶瓷的原料粉总量之间的重量比为(0.01～3)：(71.66～176.8)。经验证，当强化相体系的添加量位于上述数值范围时，所得金属陶瓷在硬度、抗弯强度和断裂韧性方面均明显优于现有金属陶瓷；若强化相体系的含量低于上述数值，则增强增韧的作用并不十分明显，若强化相体系的含量高于上述数值，脆性相的增多将导致材料的抗弯强度和断裂韧性降低。另外，由于本发明采用事先将强化相原料粉通过由球磨来制得具有均匀分散效果强化相体系粉末的方式，使得强化相体系中各组分都充分发挥了强化作用，从而使得强化相的使用量显著减少。进一步地，所述强化相体系的粒度为3～8μm。经验证，当强化相体系的粒度位于上述数值范围时，所得金属陶瓷在硬度、抗弯强度和断裂韧性方面均明显优于现有金属陶瓷；若强化相体系的粒度低于上述数值，则会因团聚而难以均匀分散，若强化相体系的粒度高于上述数值，则会因比表面积过小而难以充分发挥强化效果。进一步地，所述氮-铝化合物粉为AlN；所述氮-硅化合物粉为Si3N4；所述氮-铊化合物粉为Ta2N或Ta3N5；所述氮-钍化合物粉为Th2N3；所述硅-镍化合物粉为Ni4Si、Ni3Si、Ni2Si或NiSi2；所述镍-铊化合物粉为TaNi2、Ta2Ni或TaNi3；所述铝-铊化合物粉为Ta2Al、TaAl2或TaAl3；所述铌-铝化合物粉为AlNb3、Al3Nb或AlNb2。上述化合物都易获取，且能够很好地强化粘结相。进一步地，所述稀土硼化物粉为CeB6或LaB6；所述稀土氧化物粉为La2O3；所述稀土碳化物粉为La2C3或LaC3；所述硼-铬化合物粉为Cr4B、Cr2B、Cr5B3、Cr3B4、CrB2、CrB4或CrB6；所述硼-钛化合物粉为TiB2或Ti3B4；所述硼-铟化合物粉为YB4或YB6。上述化合物易获取，且能够起到很好的增韧作用。进一步地，所述磨料粉为cBN、六方BN、金刚石、B4C、孪晶金刚石、SiC、SiB3或SiB6。上述磨料粉易获取，且能够有效的提高金属陶瓷的耐磨性。进一步地，所述强化相体系的制备包括以下步骤：(1)将所述第一组分、第二组分和第三组分混合并湿磨5～10h；(2)冷冻干燥即得该强化相体系。首先，采用湿磨可以使三种强化相组分混合得更加均匀。其次，采用冷冻干燥代替普通干燥或真空干燥，可以降低颗粒的表面能，减少团聚现象，更加便于使该强化相体系均匀地分散于金属陶瓷中。冷冻干燥又称升华干燥，将物料冷冻至水的冰点以下，并置于高真空(10～40Pa)的容器中，通过供热使物料中的水分直接从固态冰升华为水汽溢出，从而达到干燥的目的。进一步地，所述强化相体系由重量份数为4份的AlN、1份的LaB6和2份的cBN构成。此时，在烧结过程中，分解出来的铝元素具有很好的粘结相强化作用，镧元素具有很好的助烧、净化杂质和减少缺陷的作用，而cBN作为仅次于金刚石的超硬材料，能够显著提升耐磨性。当AlN、LaB6和cBN为上述配比时，协同作用效果最好。进一步地，制备所述金属陶瓷的硬质相原料粉包括Ti(Cx,Ny)粉，其中，x：y＝1且y≥0.5。经验证，当y≥0.5时会使得金属陶瓷的性能较差，选用x：y＝1的Ti(Cx,Ny)粉制备出来的金属陶瓷相比于其它比例的C和N含量的Ti(Cx,Ny)粉制备出来的金属陶瓷具有更好的性能。为了实现上述目的，根据本发明的一个方面，还提供了强化相体系的制备方法。该强化相体系的制备方法包括以下步骤：(1)将所述第一组分、第二组分和第三组分混合并湿磨5～10h；(2)冷冻干燥即得该强化相体系。该制备方法简单，强化相体系易获取。为了实现上述目的，根据本发明的另一个方面，首先提供了一种制备金属陶瓷的原料粉，该制备金属陶瓷的原料粉包括重量份数为45～60份的Ti(Cx,Ny)粉、16.6～68.9份的过渡族金属碳化物粉、0.01～3份的强化相体系、10～44份的粘接相原料粉和0.05～0.9份的碳粉；其中，x：y＝1；所述过渡族金属碳化物粉选自碳化钨粉、碳化钽粉、碳化铌粉、碳化钼粉和碳化锆粉中的一种或任意几种；所述粘结相原料粉选自铁族金属粉；所述强化相体系包括由三种强化相原料粉经混合球磨所得到的混合粉末。首先，本发明在传统的直接添加强化相原料粉的基础上，事先将强化相原料粉通过由球磨来制得具有均匀分散效果且各组分相互链接的强化相体系粉末，使得三种组分的组合物不仅可以更加均匀地分散于金属陶瓷的原料粉末中，使金属陶瓷原料粉的每个部分都可以受到三种组分的强化作用，还可以充分发挥协同强化作用，相比于直接添加三种强化相组分而言，由本发明的强化相体系制备得到的金属陶瓷具有明显更高的强度、断裂韧性和抗弯强度。同时，由于本发明强化相体系具有上述的特殊性，使得强化相体系中各组分都充分发挥了强化作用，强化相的使用量显著减少。其次，在本发明的强化相体系的作用下，可以选用多种过渡族金属碳化物粉作为添加剂，从而可以进一步提升金属陶瓷的性能。此外，本发明所选用的Ti(Cx,Ny)粉的x：y＝1，所得金属陶瓷相比于其它比例的C和N含量的Ti(Cx,Ny)粉制备出来的金属陶瓷具有更好的性能。碳的添加可以促进金属陶瓷材料在烧结过程中的脱氧反应的进行，同时促进碳化物的形成，避免因缺碳造成脆性η相的生成，此外，碳化钛具有优异的硬度和高熔点、高耐磨等特性，为了保证材料的优良的切削性能，应保持碳化钛的含量高于25wt％。进一步地，y≥0.5。经验证，当y含量小于0.5时会使得金属陶瓷的性能较差，因此，优选使y≥0.5。进一步地，所述过渡族金属碳化物粉由重量份数为10～30份的碳化钨粉、2～17份的碳化钽粉、4～16份的碳化铌粉、0.5～5份的碳化钼粉和0.1～0.9份的碳化锆粉构成。可见，本发明可以采用多种过渡族金属碳化物粉，并且当采用上述种类和配比的碳化物粉时，所得金属陶瓷的性能最好。进一步地，所述粘结相原料粉由重量份数为5～19份的钴粉和5～25份的镍粉构成。经验证，当采用上种类和含量的粘结相原料粉时，金属陶瓷具有最好的抗断裂性能。进一步地，所述强化相体系包括由重量份数为4～8份的第一组分、0.5～3份的第二组分和2～5份的第三组分经混合球磨所得到的混合粉末；所述第一组分为氮-铝化合物粉、氮-硅化合物粉、氮-铊化合物粉、氮-钍化合物粉、硅-镍化合物粉、镍-铊化合物粉、铝-铊化合物粉和铌-铝化合物粉中的任意几种；所述第二组分为稀土硼化物粉、稀土氧化物粉、稀土碳化物粉、硼-铬化合物粉、硼-钛化合物粉、硼-铟化合物粉中的任意几种；所述第三组分为磨料粉。由此，第一组分的元素可以固溶进粘结相里，能有效的起到粘结相的强化作用。其次，第二组分不仅可以起到助烧作用，使材料的致密度以及相均匀性提高，而且还能有效的起到去除杂质净化晶界以及减少材料缺陷的作用，使金属陶瓷材料的韧性显著增强。第三组分能够有效的提高金属陶瓷的耐磨性，进而为获得超高耐磨性的金属陶瓷提供了必要条件。进一步地，所述强化相体系的制备包括以下步骤：(1)将所述第一组分、第二组分和第三组分混合并湿磨5～10h；(2)冷冻干燥即得该强化相体系。首先，采用湿磨可以使三种强化相组分混合得更加均匀。其次，采用冷冻干燥代替普通干燥或真空干燥，可以降低颗粒的表面能，减少团聚现象，更加便于使该强化相体系均匀地分散于金属陶瓷中。进一步地，所述Ti(Cx,Ny)粉的粒度为13～20μm；所述过渡族金属碳化物粉的粒度为5～15μm；所述强化相体系的粒度为3～8μm。当各原料的粒度为上述数值时，所得金属陶瓷的性能最好。为了实现上述目的，根据本发明的另一个方面，其次提供了金属陶瓷的制备方法，包括以下步骤：(1)阶段1：将重量份数为16.6～68.9份的过渡族金属碳化物粉、10～44份的粘接相原料粉和0.05～0.9份的碳粉混合湿磨20-30h；(2)阶段2：然后加入重量份数为45～60份的Ti(Cx,Ny)粉和0.01～3份的强化相体系，继续湿磨20～30h；然后干燥得到前驱体粉末；(3)将所述前驱体粉末压制成压坯并进行烧结，冷却即得到所述金属陶瓷。本发明采用分步球磨的方式来制备前驱体粉末，所得前驱体粉末的粒度适宜，这是本发明首先对粘结相原料粉、过渡族金属碳化物粉和碳粉进行高能球磨，不仅使得粘结相原料粉和过渡族金属碳化物粉的粒度更加细小，而且保证过渡族金属碳化物粉与粘结相均匀地混合在一起来保证在烧结过程中他们之间的反应更加充分均匀；而Ti(Cx,Ny)粉作为颗粒脆性较大的基体材料，经过长时间的高能球磨会使得其颗粒细化严重，不仅会使得烧结出来的材料中硬质相颗粒细小分散，还会造成较多的微小的颗粒被其他添加元素固溶形成其他的相，从而降低金属陶瓷的硬度，不利于其使用；强化相体系随后加入是因为该体系已经预先进行了混合，并且也为了减少过度球磨导致该体系的不正常分解。由此，通过调整了研磨的顺序，使得金属陶瓷的性能显著提升。进一步地，所述烧结过程包括：(1)阶段1：在400～580℃下烧结1～3h，真空度为0.005～0.01Pa；(2)阶段2：分别在600℃、800℃、1150℃、1300℃和1400℃下烧结1～3h，真空度为0.005～0.01Pa；(3)阶段3：在1430～1600℃下烧结0.5～1h，真空度为0.005～0.01Pa；(4)阶段4：保持温度为1430～1600℃并调整气压为2～10MPa，然后继续烧结0.5～5h。其中，阶段1为脱脂阶段，因为在成型过程中会加入成型剂，如聚乙烯、橡胶、硬脂酸、石蜡、SBS和PVA，将这些成型剂脱除可以提升金属陶瓷的性能。成型剂的添加量应控制在2-6份，以保证较好的成型效果和脱除率。在阶段2过程中，分别在600℃、800℃、1150℃、1300℃和1400℃下设定保温区间是为了让元素得到充分扩散，烧结过程中材料内部的反应充分进行；阶段3的作用是为了促进壳相包覆层的形成；在阶段4过程中，对烧结材料充气加压是为了促进材料的致密化，得到致密的金属陶瓷。进一步地，所述湿磨过程的磨料的材质为不锈钢或硬质合金，球磨介质为丙酮为无水乙醇，球料比为(2～12)：1，球磨转速为50～200r/min。可见，本发明的制备金属陶瓷的强化相体系能够显著提升金属陶瓷的强度、断裂韧性和抗弯强度，并且其制备方法简单，强化相体系易获取且使用量少。本发明通过对制备金属陶瓷的原料粉的组成和配比进行改进，所得金属陶瓷的各项性能显著提升；该金属陶瓷的制备工艺简单可控，且还通过对各组分的添加顺序以及烧结方式的改进，进一步提升了金属陶瓷的性能。下面结合附图和具体实施方式对本发明做进一步的说明。本发明附加的方面和优点将在下面的描述中部分给出，部分将从下面的描述中变得明显，或通过本发明的实践了解到。附图说明构成本发明的一部分的附图用来辅助对本发明的理解，附图中所提供的内容及其在本发明中有关的说明可用于解释本发明，但不构成对本发明的不当限定。在附图中：图1为本发明实施例2-16的金属陶瓷的背散射形貌照片。具体实施方式下面结合附图对本发明进行清楚、完整的说明。本领域普通技术人员在基于这些说明的情况下将能够实现本发明。在结合附图对本发明进行说明前，需要特别指出的是：本发明中在包括下述说明在内的各部分中所提供的技术方案和技术特征，在不冲突的情况下，这些技术方案和技术特征可以相互组合。此外，下述说明中涉及到的本发明的实施例通常仅是本发明一部分的实施例，而不是全部的实施例。因此，基于本发明中的实施例，本领域普通技术人员在没有做出创造性劳动的前提下所获得的所有其他实施例，都应当属于本发明保护的范围。关于本发明中术语和单位。本发明的说明书和权利要求书及有关的部分中的术语“包括”、“具有”以及它们的任何变形，意图在于覆盖不排他的包含。本发明的制备金属陶瓷的强化相体系是由重量份数为4～8份的第一组分、0.5～3份的第二组分和2～5份的第三组分经混合球磨所得到的混合粉末；其中：所述第一组分为氮-铝化合物粉、氮-硅化合物粉、氮-铊化合物粉、氮-钍化合物粉、硅-镍化合物粉、镍-铊化合物粉、铝-铊化合物粉和铌-铝化合物粉中的任意几种；所述第二组分为稀土硼化物粉、稀土氧化物粉、稀土碳化物粉、硼-铬化合物粉、硼-钛化合物粉、硼-铟化合物粉中的任意几种；所述第三组分为磨料粉。所述氮-铝化合物粉为AlN；所述氮-硅化合物粉为Si3N4；所述氮-铊化合物粉为Ta2N或Ta3N5；所述氮-钍化合物粉为Th2N3；所述硅-镍化合物粉为Ni4Si、Ni3Si、Ni2Si或NiSi2；所述镍-铊化合物粉为TaNi2、Ta2Ni或TaNi3；所述铝-铊化合物粉为Ta2Al、TaAl2或TaAl3；所述铌-铝化合物粉为AlNb3、Al3Nb或AlNb2。所述稀土硼化物粉为CeB6或LaB6；所述稀土氧化物粉为La2O3；所述稀土碳化物粉为La2C3或LaC3；所述硼-铬化合物粉为Cr4B、Cr2B、Cr5B3、Cr3B4、CrB2、CrB4或CrB6；所述硼-钛化合物粉为TiB2或Ti3B4；所述硼-铟化合物粉为YB4或YB6。所述磨料粉为cBN、六方BN、金刚石、B4C、孪晶金刚石、SiC、SiB3或SiB6。经验证，当第一组分为AlN、第二组分为LaB6、第三组分为cBN时，所得金属陶瓷的性能最好。以下通过具体的实施例来说明当第一组分为AlN、第二组分为LaB6、第三组分为cBN时，何种配比最好。第一组分、第二组分和第三组分的配比以及构成金属陶瓷的原料粉的配比含量见表1。表1为强化相体系配比和金属陶瓷原料粉配比。经验证，当AlN为4份、LaB6为1份、cBN为2份时，所得金属陶瓷的性能最好。以下通过实施例来说明当强化相体系的使用量对金属陶瓷性能的影响，其中，AlN为4份、LaB6为1份、cBN为2份，Ti(C0.5,N0.5)粉为50份，碳化钨粉为20份，碳化钽粉为12份，碳化铌粉为10份，碳化钼粉为3份，碳化锆为0.5份，钴粉为13份，镍粉为15份，碳粉为0.5份，强化相体系的添加份数分别为0.01份、1份、1.5份、2份、2.5份和3份。经验证，当强化相体系的添加份数为2份时，所得金属陶瓷的性能最好。以下通过实施例来说明强化相体系的制备方法对金属陶瓷性能的影响，其中，AlN为4份、LaB6为1份、cBN为2份，Ti(C0.5,N0.5)粉为50份，碳化钨粉为20份，碳化钽粉为12份，碳化铌粉为10份，碳化钼粉为3份，碳化锆为0.5份，钴粉为13份，镍粉为15份，碳粉为0.5份，强化相体系的添加份数为2份，磨料为玛瑙球，湿磨介质为叔丁醇，球料比为8:1，球磨转速为150r/min，干燥时间为24h。具体的制备工艺参数见表2。表2为强化相体系的制备工艺参数。实施例编号湿磨时间(h)干燥方法1-83冷冻干燥1-95冷冻干燥1-108冷冻干燥1-1110冷冻干燥1-1212冷冻干燥1-138真空干燥1-148普通烘箱干燥经验证，当球磨时间为5～10h时，所得金属陶瓷均能取得较好的性能。相比于真空干燥和普通烘箱干燥，当采用冷冻干燥时获得的金属陶瓷的性能明显更好。本发明的制备金属陶瓷的原料粉包括重量份数为45～60份的Ti(Cx,Ny)粉、16.6～68.9份的过渡族金属碳化物粉、0.01～3份的强化相体系、10～44份的粘接相原料粉和0.05～0.9份的碳粉；其中，x：y＝1；所述过渡族金属碳化物粉由重量份数为10～30份的碳化钨粉(WC)、2～17份的碳化钽粉(TaC)、4～16份的碳化铌粉(NbC)、0.5～5份的碳化钼粉(Mo2C)和0.1～0.9份的碳化锆粉(CZr)构成。所述粘结相原料粉由重量份数为5～19份的钴粉和5～25份的镍粉构成。所述强化相体系为实施例1-10的强化相体系，其使用量为2份。本发明的金属陶瓷的制备方法，包括以下步骤：(1)阶段1：将重量份数为16.6～68.9份的过渡族金属碳化物粉、10～44份的粘接相原料粉和0.05～0.9份的碳粉混合湿磨25h；(2)阶段2：然后加入重量份数为45～60份的Ti(Cx,Ny)粉和0.01～3份的强化相体系，继续湿磨25h；然后在80℃下真空干燥，得到前驱体粉末；(3)将所述前驱体粉末压制成压坯并进行烧结，冷却即得到所述金属陶瓷。步骤(1)和(2)中的所述湿磨过程的磨料的材质为硬质合金，球磨介质为无水乙醇，球料比为10：1，球磨转速为150r/min。步骤(3)中采用的成型剂为聚乙烯，其添加的重量份数为4份，压制方式为冷等静压成型，压力为150MPa，保压时间为15s，压制时在模具内壁涂0.1mm的硬脂酸以增加润滑性。所述烧结过程包括：(1)阶段1：在400～580℃下烧结1～3h，真空度为0.005～0.01Pa；(2)阶段2：分别在600℃、800℃、1150℃、1300℃和1400℃下烧结1～3h，真空度为0.005～0.01Pa；(3)阶段3：在1430～1600℃下烧结0.5～1h，真空度为0.005～0.01Pa；(4)阶段4：保持温度为1430～1600℃并调整气压为2～10MPa，然后继续烧结0.5～5h。经验证，当x：y＝1时所得金属陶瓷相比于其它比例的C和N含量的Ti(Cx,Ny)粉制备出来的金属陶瓷具有更好的性能，而当y含量小于0.5时会使得金属陶瓷的性能较差，因此，以下采用的Ti(Cx,Ny)粉均为Ti(C0.5,N0.5)粉。以下通过具体的实施例来说明金属陶瓷原料粉的配比的使用效果，具体的配比见表3。表3为金属陶瓷原料粉的配比(重量份数)。实施例编号Ti(C0.5,N0.5)粉WCTaCNbCMo2CCZr钴粉镍粉碳粉2-14520101030.55230.052-25220101030.57210.22-36020101030.59190.32-4521017160.50.911170.452-552301740.50.113150.62-6521021650.915130.72-752302450.117110.82-852102450.91990.9经验证，当金属陶瓷粉的原料粉由上述配比的原料构成时，所得金属陶瓷均可以取得较高的强度、断裂韧性和抗弯强度。以下通过具体的实施例来说明金属陶瓷的制备方法的使用效果，具体的工艺见表4，其中，原料粉采用实施例2-2的配比。表4为金属陶瓷的制备工艺参数。上述表4中，实施例2-9～2-11和2-14中均还设有阶段1，即在500℃下保温2h以脱除成型剂。实施例2-9～2-12和2-14中阶段3采用充氩气来调整真空度。经验证，实施例2-9、2-10、2-11的金属陶瓷的性能均明显优于实施例2-12、2-13、2-14的金属陶瓷的性能。以下通过具体的实施例来说明原料粉的颗粒粒度对金属陶瓷性能的影响，其中，原料粉采用实施例2-2的配比，制备工艺参数采用实施例2-10的参数。具体的颗粒粒度参数见表5。表5为Ti(C0.5,N0.5)粉、过渡族金属碳化物粉和强化相体系的粒度。经验证，当Ti(C0.5,N0.5)粉的粒度为13～20μm、过渡族金属碳化物粉的粒度为5～15μm、强化相体系的粒度为3～8μm，所得金属陶瓷的性能均具有较好的硬度、断裂韧性和抗弯强度，其中，实施例2-16所得金属陶瓷的抗弯强度为3160MPa，断裂韧性为16.9MPa·m1/2，硬度为99.5(HRA)，在600N的压力下用硬质合金球在样品表面往复摩擦5min后测得的磨痕深度仅有0.6μm，其背散射形貌见图1。以上对本发明的有关内容进行了说明。本领域普通技术人员在基于这些说明的情况下将能够实现本发明。基于本发明的上述内容，本领域普通技术人员在没有做出创造性劳动的前提下所获得的所有其他实施例，都应当属于本发明保护的范围。当前第1页1 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