具有双尺度双形态硬质相晶粒的Mo2FeB2基金属陶瓷及其制备方法

权利要求书： 1.一种具有双尺度双形态硬质相晶粒的Mo2FeB2基金属陶瓷，其特征在于：所述Mo2FeB2基金属陶瓷包括硬质相颗粒和Fe基粘接相；

所述硬质相颗粒包括细近等轴状颗粒和粗板状颗粒；

所述细近等轴状颗粒为芯环结构，其核心为Mo2FeB2，环形相为Mo2(Fe,Cr,W)B2；

所述粗板状颗粒为Fe3(W,Mo)3C固溶体；

所述Mo2FeB2基金属陶瓷中，以质量份计，其组份为：Mo：40.72~48.64，B：4.59~5.48，Fe：

36.62 43.17，W：2.47 5.38，Cr：2.5 3.4，Ni：2.84 3.41，C：0.23 0.55；

~ ~ ~ ~ ~

所述细近等轴状颗粒的粒径为0.3 1.7μm；所述粗板状颗粒的等效粒径为2.5～5.0μm，~

长厚比为1.4～2.6。

2.如权利要求1所述的一种具有双尺度双形态硬质相晶粒的Mo2FeB2基金属陶瓷的制备方法，其特征在于，包括以下步骤：(1)以Mo粉、FeB粉、Fe粉为原料配制混合料，所述混合料质量份数的组份为：Mo：43.85

51.76，Fe：42.41 51.21，B：4.94 5.83；

~ ~ ~

(2)将混合粉料经球磨混料、烘干、过筛后在真空烧结炉中进行预烧结，得到中间反应产物；

(3)将步骤(2)获得的中间反应产物粉碎，得到中间反应产物粉末；

(4)将步骤(3)获得的中间反应产物粉末、Fe粉、Cr粉、Ni粉、WC粉和石墨粉混合，获得金属陶瓷混合粉料；所述混合料质量份数的组份为：Mo：40.72 48.64，B：4.59 5.48，Fe：~ ~

36.62 43.17，W：2.47 5.38，Cr：2.5 3.4，Ni：2.84 3.41，C：0.23 0.55；

~ ~ ~ ~ ~

?2

(5)将金属陶瓷混合粉料经球磨混料、压制成型后在真空度高于1.0×10 Pa的真空烧结炉中进行真空烧结，即获得所述具有双尺度双形态硬质相晶粒的Mo2FeB2基金属陶瓷；

所述真空烧结是指：首先升温至950 1010℃，保温0.5 1h；随后升温至1080 1150℃，保~ ~ ~

温1 2h；然后升温至1200 1250℃，不保温；最后以30℃/min的冷却速度快速降至1000℃以~ ~

下，随炉冷却。

3.根据权利要求2所述的一种具有双尺度双形态硬质相晶粒的Mo2FeB2基金属陶瓷的制备方法，其特征在于：步骤(2)所述球磨混料是指：球料比为6:1，球磨机转速为250 350rpm，~

球磨时间为16 24h。

~

4.根据权利要求2所述的一种具有双尺度双形态硬质相晶粒的Mo2FeB2基金属陶瓷的制?2

备方法，其特征在于：步骤(2)所述预烧结是指，在真空度高于1.0×10 Pa的真空烧结炉中进行烧结，烧结温度为1000℃，保温时间为1 2h。

~

5.根据权利要求2所述的一种具有双尺度双形态硬质相晶粒的Mo2FeB2基金属陶瓷的制备方法，其特征在于：步骤(3)所述粉碎是指，将中间反应产物置于振动式磨矿机中，振动频率为16.0 20.0Hz，振幅为8.0 12.0mm，粉碎时间为3 5min。

~ ~ ~

6.根据权利要求2所述的一种具有双尺度双形态硬质相晶粒的Mo2FeB2基金属陶瓷的制备方法，其特征在于：步骤(5)所述球磨混料是指，球料比为5:1 7:1，球磨机转速为220~ ~

300rpm，球磨时间为24 32h。

~

7.根据权利要求2所述的一种具有双尺度双形态硬质相晶粒的Mo2FeB2基金属陶瓷的制备方法，其特征在于：步骤(5)所述压制成型的压力为260 320MPa。

~

说明书： 一种具有双尺度双形态硬质相晶粒的Mo2FeB2基金属陶瓷及其制备方法

技术领域[0001] 本发明涉及一种具有双尺度双形态硬质相晶粒的Mo2FeB2基金属陶瓷及其制备方法，属于粉末冶金技术领域。

背景技术[0002] Mo2FeB2基金属陶瓷具有密度低、导电性好、红硬性高、耐磨性好、化学稳定性高、与钢相近的热膨胀系数等优点，在刀具、模具、耐磨涂层等领域拥有广阔的应用前景。然而，目

前所制备的Mo2FeB2基金属陶瓷在拥有高强韧性的同时并不能保持相对较高的硬度，使其从

理论上来说并没有发挥硼化物基金属陶瓷所具有的高硬度。

[0003] 为了制备出综合力学性能较好的Mo2FeB2基金属陶瓷，一些研究者通过引入SiCW晶须在一定程度上实现了金属陶瓷的增强增韧，但是硬度不升反降，且金属陶瓷的致密度

明显降低。此外，SiCW晶须不仅价格昂贵，还难以在混合料中分布均匀，在批量生产时，无法

保证产品质量的一致性。另外，也有研究者研发具有长条状的粗晶粒Mo2FeB2基金属陶瓷，可

以使材料的硬度和韧性得到一定程度的提高，但是又会明显降低金属陶瓷的强度。反之，制

备出近等轴状的细晶粒金属陶瓷，使材料的强度和硬度可以得到一定程度的提高，但是又

会明显降低金属陶瓷的韧性。

[0004] 申请人早期专利“一种高强韧性Mo2FeB2基金属陶瓷及其制备方法”(公开号：CN110218928A)，由该方法所制备的金属陶瓷，其强度和韧性得到显著提高，但硬度仍然偏

低(<89HRA)，该专利首先制备了呈近等轴状的以Mo2FeB2硬质相为主的中间反应产物，然后

将其与其它原料一起配置了混合料，在烧结过程中，通过溶解?析出机制形成具有芯?环结

构的硬质相颗粒，改善了陶瓷相和金属粘结相之间的界面结合，增强了相界面的结合强度，

从而使材料具有较好的强韧性。但该方法制备的Mo2FeB2基金属陶瓷中硬质相颗粒的尺寸和

形态都是单一的，因而使得材料在保持高强韧性的同时，不可能具有较高的硬度。

[0005] 因此如果制备出一种具有双尺度双形态硬质相晶粒的Mo2FeB2基金属陶瓷，使其兼具两种不同尺度和形态的金属陶瓷的性能优势，使材料在保持高强韧性的同时可以获得较

高的硬度，已成为本领域亟待解决的技术难题。

发明内容[0006] 鉴于上述问题，本发明目的是提供一种具有双尺度双形态硬质相晶粒的Mo2FeB2基金属陶瓷及其制备方法，解决了现有Mo2FeB2基金属陶瓷综合力学性能不高的问题。

[0007] 具体而言，本申请是通过如下技术方案实现的：[0008] 本申请首先提供了一种具有双尺度双形态硬质相晶粒的Mo2FeB2基金属陶瓷，该金属陶瓷包括两种不同尺度和形态的硬质相颗粒和Fe基粘接相；所述两种硬质相颗粒分别为

细近等轴状颗粒和粗板状颗粒；所述细近等轴状颗粒具有芯环结构，其核心为Mo2FeB2，环形

相为Mo2(Fe,Cr,W)B2；所述粗板状颗粒为Fe3(W,Mo)3C固溶体；其中所述细近等轴状颗粒的

粒径为0.3～1.7μm，所述粗板状颗粒的等效粒径为2.5～5.0μm，长厚比为1.4～2.6；

[0009] 所述Mo2FeB2基金属陶瓷材料的质量份数的组份为：Mo：40.72～48.64，B：4.59～5.48，Fe：36.62～43.17，W：2.47～5.38，Cr：2.5～3.4，Ni：2.84～3.41，C：0.23～0.55。

[0010] 进一步的，本申请提供的具有双尺度双形态硬质相晶粒的Mo2FeB2基金属陶瓷所述成分配比中，Mo由Mo粉引入，Fe由FeB粉和Fe粉引入,B由FeB粉引入，C由石墨粉和WC粉引入，

Cr由Cr粉引入，Ni由Ni粉引入,W由WC粉引入；其中Mo粉末的粒度为3.5～4.0μm，FeB粉末的

粒度为45.0～50.0μm，Fe粉末的粒度为3.0～3.5μm，Cr粉末的粒度为4.5～5.0μm，Ni粉末的

粒度为3.0～3.5μm，WC粉的粒度为0.5～1.5μm，石墨粉末的粒度为3.0～4.0μm。

[0011] 其次，本发明还提供了上述具有双尺度双形态硬质相晶粒的Mo2FeB2基金属陶瓷的制备方法，包括以下步骤：

[0012] (1)以Mo粉、FeB粉、Fe粉为原料配制混合料，所述混合料质量份数的组份为：Mo：43.85～51.76，Fe：42.41～51.21，B：4.94～5.83；

[0013] (2)将上述混合粉料经球磨混料、75℃烘干、80目过筛后在真空烧结炉中进行预烧结，得到以Mo2FeB2硬质相为主的中间反应产物；

[0014] (3)将步骤(2)获得的中间反应产物粉碎，得到以Mo2FeB2硬质相为主的中间反应产物粉末；

[0015] (4)将步骤(3)获得的中间反应产物粉末、Fe粉、Cr粉、Ni粉、WC粉和石墨粉混合获得金属陶瓷混合粉料，该金属陶瓷混合粉料中，以质量份计：Mo：40.72～48.64，B：4.59～

5.48，Fe：36.62～43.17，W：2.47～5.38，Cr：2.5～3.4，Ni：2.84～3.41，C：0.23～0.55；

[0016] (5)将金属陶瓷混合粉料经球磨混料、压制成型后在真空度高于1.0×10?2Pa(含?2

1.0×10 Pa)的真空烧结炉中进行最终烧结，得到具有双尺度双形态硬质相晶粒的Mo2FeB2

基金属陶瓷；

[0017] 所述真空烧结过程为：首先将压坯升温至950～1010℃，保温0.5～1h；随后升温至1080～1150℃，保温1～2h；然后升温至1200～1250℃，不保温；最后以30℃/min的冷却速

度快速降至1000℃以下(含1000℃)，随炉冷却，即获得所述具有双尺度双形态硬质相晶粒

的Mo2FeB2基金属陶瓷。

[0018] 进一步的，上述制备方法中，步骤(2)中球磨混料在行星式球磨机中进行，球料比为6:1，球磨机转速为250～350rpm，球磨时间为16～24h。

[0019] 进一步的，上述制备方法中，步骤(2)中预烧结在真空度高于1.0×10?2Pa(含1.0?2

×10 Pa)的真空烧结炉中进行，烧结温度为1000℃，保温时间为1～2h。

[0020] 进一步的，上述制备方法中，所述步骤(3)中粉碎是在振动式磨矿机中进行，振动频率为16.0～20.0Hz，振幅为8.0～12.0mm，粉碎时间为3～5min，获得中间反应产物粉末。

[0021] 进一步的，上述制备方法中，所述步骤(5)中混料工序在行星式球磨机中进行，球料比为5:1～7:1，球磨机转速为220～300rpm，球磨时间为24～32h。

[0022] 进一步的，上述制备方法中，所述步骤(5)中压制成型所用压力为260～320MPa。[0023] 上述制备过程的反应原理如下：步骤(1)所配置的混合料在预烧结过程中，FeB粉、Fe粉，Mo粉之间依次会发生如下固相反应：Fe+FeB→Fe2B；2Mo+2FeB→Mo2FeB2；2Mo+

2FeB→Mo2FeB2+Fe；2Mo+2Fe2B→Mo2FeB2+3Fe，从而得到以Mo2FeB2硬质相为主的中间反应产

物。随后，步骤(3)对中间反应产物进行粉碎，获得以Mo2FeB2硬质相为主的中间反应产物粉

末，再与WC粉以及其它组分配料混合得到金属陶瓷混合料。在后续烧结阶段，一方面，混合

料中的近等轴状Mo2FeB2颗粒通过溶解?析出机制进行生长，并在未溶解的Mo2FeB2颗粒表面

析出一层成分为Mo2(Fe,Cr,W)B2(W、Cr含量相比芯部较高)的环形相，从而形成具有芯?环

结构的细近等轴状颗粒。另一方面，溶解的W、Mo、Fe、C发生反应原位生成Fe3(W,Mo)3C固溶

体，并在Fe基粘接相中直接析出，由于该种固溶体颗粒是以界面反应控制的二维形核机制

进行快速生长，因此最终发育成粗板状颗粒。所获得的具有双尺度双形态硬质相晶粒的

Mo2FeB2基金属陶瓷中，细近等轴状颗粒(粒径为0.3～1.7μm)可以保证材料的高硬度和高

强度，而粗板状颗粒(等效粒径为2.5～5.0μm，长厚比为1.4～2.6)可以提高材料的断裂韧

性。

[0024] 同时，步骤(5)的真空烧结分为四个阶段，首先将压坯升温至950～1010℃，保温0.5～1h；随后升温至1080～1150℃，保温1～2h；然后升温至1200～1250℃，不保温；最后以

30℃/min的冷却速度快速降至1000℃以下，随炉冷却。在950～1010℃，保温0.5～1h是为

了让混合料中残留的Mo和FeB进一步通过硼化反应生成Mo2FeB2；随后升温至1080～1150℃，

保温1～2h是为了在L1液相烧结阶段基本完成烧结体的致密化，并且使溶解析出过程更充

分，促进两种颗粒的发育长大；然后升温至1200～1250℃，不保温是为了使金属陶瓷进入L2

烧结阶段，完成烧结体的致密化和组织均匀化，同时避免硬质相颗粒过分长大；最后以30

℃/min的冷却速度快速降至1000℃以下，随炉冷却，是为了防止陶瓷硬质相在液相阶段停

留时间过长通过溶解?析出机制过分长大。

[0025] 与现有技术相比，本发明有益效果在于：[0026] (1)本发明提供的双尺度双形态硬质相晶粒的Mo2FeB2基金属陶瓷，具有较高的综合力学性能，并且通过调整成分和工艺，可以改变金属陶瓷中两不同硬质相颗粒的大小、体

积分数以及分布，从而调整其硬度、抗弯强度和断裂韧性。

[0027] (2)本发明只需常规设备，可降低生产成本并有利于工业推广应用。附图说明[0028] 图1为实施例1制备的具有双尺度双形态硬质相晶粒的Mo2FeB2基金属陶瓷的SEM图。

[0029] 图中，1、细近等轴状颗粒；2、粗板状颗粒；3、粘结相。具体实施例

[0030] 以下结合实例进一步说明本发明的技术效果。[0031] 以下实施例中，振动式磨矿机购自南昌市力源矿冶设备有限公司，型号为GJ?IA型振动式磨矿机；

[0032] 行星式球磨机购自长沙米淇仪器设备有限公司，型号为YXQM?4L型行星式球磨机；[0033] 真空炉购自上海晨华电炉有限公司，型号为ZY?40?20Y型真空热压炉；[0034] 压制成型所使用的仪器为电动粉末压片机，购自天津市天津市科器高新技术公司，型号为DY?40型电动粉末压片机。

[0035] 以下实例所采用的原料为：Mo粉、FeB粉、Fe粉、Cr粉、Ni粉、WC粉、石墨粉。Mo粉末的粒度为3.5～4.0μm，FeB粉末的粒度为45.0～50.0μm，Fe粉末的粒度为3.0～3.5μm，Cr粉末

的粒度为4.5～5.0μm，Ni粉末的粒度为3.0～3.5μm，WC粉末的粒度为0.5～1.5μm，石墨粉

末的粒度为3.0～4.0μm。

[0036] 表1四种成分配方的预烧结混合料[0037]成分 Mo Fe B

#

1 43.85 51.21 4.94

#

2 46.24 48.55 5.21

#

3 49.33 45.11 5.56

#

4 51.76 42.41 5.83

[0038] 表2四种成分配方的金属陶瓷混合料[0039]成分 Mo Fe B Cr Ni W C

#

1 40.72 43.17 4.59 2.5 3.41 5.38 0.23

#

2 43.22 40.89 4.87 2.8 3.23 4.63 0.36

#

3 46.35 38.31 5.22 3.1 3.07 3.52 0.43

#

4 48.64 36.62 5.48 3.4 2.84 2.47 0.55

[0040] 表1是4种不同组份配方的预烧结混合粉料，表2是4种不同组份配方的金属陶瓷混合粉料。表1和表2中各成分均以重量份计，分别采用实施例1?3的3种不同工艺参数将其制

备成Mo2FeB2基金属陶瓷。采用洛氏硬度仪测定了金属陶瓷的洛氏硬度；采用万能试验机测

定了金属陶瓷的抗弯强度；采用显微硬度计并依据国标GB/T4340.1?2009测定了金属陶瓷

的palmqvist断裂韧性。采用截线法并依据国标GB/T3488.2?2018测定了硬质相颗粒的粒径

分布。

[0041] 实施例1[0042] 本实施例金属陶瓷制备步骤如下：[0043] (1)以Mo粉、FeB粉、Fe粉为原料，按照表1配制4种预烧结混合粉料；[0044] (2)混料：将混合粉料置于行星式球磨机中进行混合，球磨机转速为250rpm，球料比为6:1，时间为24h；

[0045] (3)预烧结：在真空度高于1.0×10?2Pa的真空炉中进行，烧结温度为1000℃，保温时间为1h，得到以Mo2FeB2硬质相为主的中间反应产物；

[0046] (4)粉碎：将步骤(3)获得的中间反应产物置于振动式磨矿机中进行粉碎，振动频率为16.0Hz，振幅为12.0mm，粉碎时间为5min，获得以Mo2FeB2硬质相为主的中间反应产物粉

末；

[0047] (5)以步骤(4)所得中间反应产物、Fe粉、WC粉、Cr粉、Ni粉和石墨粉为原料，按照表2配制4种金属陶瓷混合粉料；

[0048] (6)混料：将混合粉料置于行星式球磨机中进行混合，球磨机转速为300rpm，球料比为5:1，时间为32h；

[0049] (7)压制成型：压制成型所用的压力为260MPa；[0050] (8)最终烧结：在真空烧结炉中进行，真空度高于1.0×10?2Pa。真空烧结分为四个阶段，过程为：首先将压坯升温至950℃，保温1h；随后升温至1080℃，保温2h；然后再升温至

1250℃，不保温；最后以30℃/min的冷却速度使炉温快速降至1000℃以下，即获得具有双尺

度双形态硬质相晶粒的Mo2FeB2基金属陶瓷。

[0051] 本实施例获得的金属陶瓷SEM图如图1所示，图1中，1为细近等轴状颗粒，2为粗板状颗粒，3为Fe基粘接相；由图1可见，该金属陶瓷包括两种不同尺度和形态的硬质相颗粒和

Fe基粘接相3；两种硬质相颗粒分别为细近等轴状颗粒1和粗板状颗粒2；细近等轴状颗粒1

具有芯环结构，其核心为Mo2FeB2，环形相为Mo2(Fe,Cr,W)B2；粗板状颗粒2为Fe3(W,Mo)3C固

溶体；Fe基粘接相3则位于细近等轴状颗粒1和粗板状颗粒2外围。进一步经测量可知，细近

等轴状颗粒的粒径范围为0.3～1.7μm；粗板状颗粒的等效粒径范围为2.5～5.0μm，粗板状

颗粒长厚比为1.4～2.6。

[0052] 对本实施例获得的材料进行性能检测，检测结果如表3所示。[0053] 表3采用实施例1制备出的不同金属陶瓷力学性能[0054][0055][0056] 实施例2[0057] 本实施例金属陶瓷制备步骤如下：[0058] (1)以Mo粉、FeB粉、Fe粉为原料，按照表1配制4种预烧结混合粉料；[0059] (2)混料：将混合粉料置于行星式球磨机中进行混合，球磨机转速为300rpm，球料比为6:1，时间为20h；

[0060] (3)预烧结：在真空度高于1.0×10?2Pa的真空炉中进行，烧结温度为1000℃，保温时间为1.5h，得到以Mo2FeB2硬质相为主的中间反应产物；

[0061] (4)粉碎：将步骤(3)获得的中间反应产物置于振动式磨矿机中进行粉碎，振动频率为18.0Hz，振幅为10.0mm，粉碎时间为4min，获得以Mo2FeB2硬质相为主的中间反应产物粉

末；

[0062] (5)以步骤(4)所得中间反应产物、Fe粉、WC粉、Cr粉、Ni粉和石墨粉为原料，按照表2配制4种金属陶瓷混合粉料；

[0063] (6)混料：将混合粉料置于行星式球磨机中进行混合，球磨机转速为260rpm，球料比为6:1，时间为28h；

[0064] (7)压制成型：压制成型所用的压力为280MPa；[0065] (8)最终烧结：在真空烧结炉中进行，真空度高于1.0×10?2Pa。真空烧结分为四个阶段，过程为：首先将压坯升温至980℃，保温1h；随后升温至1100℃，保温1.5h；然后再升温

至1230℃，不保温；最后以30℃/min的冷却速度使炉温快速降至1000℃以下，即获得具有双

尺度双形态硬质相晶粒的Mo2FeB2基金属陶瓷。

[0066] 对本实施例获得的材料进行性能检测，检测结果如表4所示。[0067] 表4采用实施例2制备出的不同金属陶瓷的力学性能[0068] 成分 1# 2# 3# 4#抗弯强度σb(MPa) 2361 2132 1996 1837

硬度(HRA) 89.5 90.0 90.2 90.5

?3/2

断裂韧性(MN·m ) 28.7 26.5 24.3 22.8

[0069] 实施例3[0070] 本实施例金属陶瓷制备步骤如下：[0071] (1)以Mo粉、FeB粉、Fe粉为原料，按照表1配制4种预烧结混合粉料；[0072] (2)混料：将混合粉料置于行星式球磨机中进行混合，球磨机转速为350rpm，球料比为6:1，时间为16h；

[0073] (3)预烧结：在真空度高于1.0×10?2Pa的真空炉中进行，烧结温度为1000℃，保温时间为2h，得到以Mo2FeB2硬质相为主的中间反应产物；

[0074] (4)粉碎：将步骤(3)获得的中间反应产物置于振动式磨矿机中进行粉碎，进行粉碎，振动频率为20.0Hz，振幅为8.0mm，粉碎时间为3min，获得以Mo2FeB2硬质相为主的中间反

应产物粉末；

[0075] (5)以步骤(4)所得中间反应产物、Fe粉、WC粉、Cr粉、Ni粉和石墨粉为原料，按照表2配制4种金属陶瓷混合粉料；

[0076] (6)混料：将混合粉料置于行星式球磨机中进行混合，球磨机转速为220rpm，球料比为7:1，时间为24h；

[0077] (7)压制成型：压制成型所用的压力为320MPa；[0078] (8)最终烧结：在真空烧结炉中进行，真空度高于1.0×10?2Pa。真空烧结分为四个阶段，过程为：首先将压坯升温至1010℃，保温0.5h；随后升温至1150℃，保温1h；然后再升

温至1200℃，不保温；最后以30℃/min的冷却速度使炉温快速降至1000℃以下，即获得具有

双尺度双形态硬质相晶粒的Mo2FeB2基金属陶瓷。

[0079] 对本实施例获得的材料进行性能检测，检测结果如表5所示。[0080] 表5采用实施例3制备出的不同金属陶瓷的力学性能[0081] # # # #成分 1 2 3 4

抗弯强度σb(MPa) 2289 2098 1934 1791

硬度(HRA) 89.6 90.2 90.4 90.6

?3/2

断裂韧性(MN·m ) 28.4 26.2 24.0 22.5

[0082] 在本权利书取值范围内，第二步烧结过程后三个阶段的工艺参数对力学性能影响相对较大，只有当此阶段的烧结温度和保温时间搭配合理时，上述阶段的致密化过程才能

更好的完成，上述各成分配方的金属陶瓷才可获得相对较好的综合力学性能。总之，在本权

利书取值范围内，上述工艺因素对金属陶瓷的性能影响有限。

[0083] 上述实施例只是用于对本发明的内容进行阐述，而不是限制，因此在和本发明的权利要求书相当的含义和范围内的任何改变，都应该认为是包括在权利要求书的范围内。

[0084] 本发明具体应用途径很多，以上所述仅是本发明的优选实施方式，应当指出，对于本技术领域的普通技术人员来说，在不脱离本发明原理的前提下，还可以作出若干改进，这

些改进也应视为本发明的保护范围。