CN113667874B - 一种ya类梯度硬质合金材料及其制备方法和用途 - Google Patents
一种ya类梯度硬质合金材料及其制备方法和用途 Download PDFInfo
- Publication number
- CN113667874B CN113667874B CN202010415081.7A CN202010415081A CN113667874B CN 113667874 B CN113667874 B CN 113667874B CN 202010415081 A CN202010415081 A CN 202010415081A CN 113667874 B CN113667874 B CN 113667874B
- Authority
- CN
- China
- Prior art keywords
- gradient
- hard alloy
- powder
- surface layer
- sintering
- Prior art date
- Legal status (The legal status is an assumption and is not a legal conclusion. Google has not performed a legal analysis and makes no representation as to the accuracy of the status listed.)
- Expired - Fee Related
Links
- 239000000956 alloy Substances 0.000 title claims abstract description 117
- 238000002360 preparation method Methods 0.000 title abstract description 13
- 239000002344 surface layer Substances 0.000 claims abstract description 97
- 238000005245 sintering Methods 0.000 claims abstract description 81
- 239000000843 powder Substances 0.000 claims abstract description 60
- 239000000463 material Substances 0.000 claims abstract description 49
- 238000000034 method Methods 0.000 claims abstract description 43
- 229910052751 metal Inorganic materials 0.000 claims abstract description 35
- 239000002184 metal Substances 0.000 claims abstract description 33
- 239000011230 binding agent Substances 0.000 claims abstract description 32
- 239000000758 substrate Substances 0.000 claims abstract description 28
- 239000000203 mixture Substances 0.000 claims abstract description 22
- 239000002245 particle Substances 0.000 claims description 24
- 238000000227 grinding Methods 0.000 claims description 20
- 238000004321 preservation Methods 0.000 claims description 7
- 238000001035 drying Methods 0.000 claims description 5
- 238000002156 mixing Methods 0.000 claims description 5
- 238000003825 pressing Methods 0.000 claims description 3
- 238000004519 manufacturing process Methods 0.000 claims description 2
- 229910045601 alloy Inorganic materials 0.000 abstract description 74
- 238000009792 diffusion process Methods 0.000 abstract description 18
- 230000008569 process Effects 0.000 abstract description 16
- 230000005540 biological transmission Effects 0.000 abstract description 6
- 230000001808 coupling effect Effects 0.000 abstract description 6
- 230000007246 mechanism Effects 0.000 abstract description 6
- 238000011065 in-situ storage Methods 0.000 abstract description 4
- 239000012071 phase Substances 0.000 description 90
- IJGRMHOSHXDMSA-UHFFFAOYSA-N Atomic nitrogen Chemical compound N#N IJGRMHOSHXDMSA-UHFFFAOYSA-N 0.000 description 25
- 239000007791 liquid phase Substances 0.000 description 18
- 239000003795 chemical substances by application Substances 0.000 description 17
- 230000000694 effects Effects 0.000 description 17
- 230000001965 increasing effect Effects 0.000 description 16
- 229910052758 niobium Inorganic materials 0.000 description 16
- OKTJSMMVPCPJKN-UHFFFAOYSA-N Carbon Chemical compound [C] OKTJSMMVPCPJKN-UHFFFAOYSA-N 0.000 description 15
- 229910052726 zirconium Inorganic materials 0.000 description 15
- QVGXLLKOCUKJST-UHFFFAOYSA-N atomic oxygen Chemical compound [O] QVGXLLKOCUKJST-UHFFFAOYSA-N 0.000 description 14
- 230000000052 comparative effect Effects 0.000 description 14
- 229910052757 nitrogen Inorganic materials 0.000 description 14
- 239000001301 oxygen Substances 0.000 description 14
- 229910052760 oxygen Inorganic materials 0.000 description 14
- 239000002994 raw material Substances 0.000 description 12
- 239000010410 layer Substances 0.000 description 11
- 239000000047 product Substances 0.000 description 9
- 239000007790 solid phase Substances 0.000 description 9
- XKRFYHLGVUSROY-UHFFFAOYSA-N Argon Chemical compound [Ar] XKRFYHLGVUSROY-UHFFFAOYSA-N 0.000 description 8
- 229910052799 carbon Inorganic materials 0.000 description 8
- 230000007423 decrease Effects 0.000 description 8
- 238000010586 diagram Methods 0.000 description 7
- 238000009826 distribution Methods 0.000 description 7
- 239000007789 gas Substances 0.000 description 7
- 229910002804 graphite Inorganic materials 0.000 description 7
- 239000010439 graphite Substances 0.000 description 7
- 238000010438 heat treatment Methods 0.000 description 7
- 239000006104 solid solution Substances 0.000 description 7
- 239000012298 atmosphere Substances 0.000 description 6
- 238000005520 cutting process Methods 0.000 description 6
- 238000000280 densification Methods 0.000 description 6
- 230000002035 prolonged effect Effects 0.000 description 6
- 238000004220 aggregation Methods 0.000 description 5
- 230000002776 aggregation Effects 0.000 description 5
- 238000007872 degassing Methods 0.000 description 5
- 230000005012 migration Effects 0.000 description 5
- 238000013508 migration Methods 0.000 description 5
- 239000011148 porous material Substances 0.000 description 5
- 238000006722 reduction reaction Methods 0.000 description 5
- FAPWRFPIFSIZLT-UHFFFAOYSA-M Sodium chloride Chemical compound [Na+].[Cl-] FAPWRFPIFSIZLT-UHFFFAOYSA-M 0.000 description 4
- 229910052786 argon Inorganic materials 0.000 description 4
- 230000009286 beneficial effect Effects 0.000 description 4
- 230000015572 biosynthetic process Effects 0.000 description 4
- 229910003460 diamond Inorganic materials 0.000 description 4
- 239000010432 diamond Substances 0.000 description 4
- 230000000630 rising effect Effects 0.000 description 4
- 238000001291 vacuum drying Methods 0.000 description 4
- CURLTUGMZLYLDI-UHFFFAOYSA-N Carbon dioxide Chemical compound O=C=O CURLTUGMZLYLDI-UHFFFAOYSA-N 0.000 description 3
- LFQSCWFLJHTTHZ-UHFFFAOYSA-N Ethanol Chemical compound CCO LFQSCWFLJHTTHZ-UHFFFAOYSA-N 0.000 description 3
- 229910002090 carbon oxide Inorganic materials 0.000 description 3
- 239000002131 composite material Substances 0.000 description 3
- 238000005553 drilling Methods 0.000 description 3
- 230000009467 reduction Effects 0.000 description 3
- UGFAIRIUMAVXCW-UHFFFAOYSA-N Carbon monoxide Chemical compound [O+]#[C-] UGFAIRIUMAVXCW-UHFFFAOYSA-N 0.000 description 2
- 238000000498 ball milling Methods 0.000 description 2
- 229910002091 carbon monoxide Inorganic materials 0.000 description 2
- 238000001816 cooling Methods 0.000 description 2
- 238000005336 cracking Methods 0.000 description 2
- 230000007547 defect Effects 0.000 description 2
- 239000011261 inert gas Substances 0.000 description 2
- 239000011159 matrix material Substances 0.000 description 2
- 239000011858 nanopowder Substances 0.000 description 2
- 230000003647 oxidation Effects 0.000 description 2
- 238000007254 oxidation reaction Methods 0.000 description 2
- -1 preferably Substances 0.000 description 2
- 238000005480 shot peening Methods 0.000 description 2
- 239000011780 sodium chloride Substances 0.000 description 2
- 230000035882 stress Effects 0.000 description 2
- 229910052715 tantalum Inorganic materials 0.000 description 2
- 229910020018 Nb Zr Inorganic materials 0.000 description 1
- 206010040799 Skin atrophy Diseases 0.000 description 1
- 229910009043 WC-Co Inorganic materials 0.000 description 1
- 230000009471 action Effects 0.000 description 1
- 239000000853 adhesive Substances 0.000 description 1
- 230000001070 adhesive effect Effects 0.000 description 1
- 230000004075 alteration Effects 0.000 description 1
- 238000004458 analytical method Methods 0.000 description 1
- 230000008901 benefit Effects 0.000 description 1
- 238000005422 blasting Methods 0.000 description 1
- 238000006243 chemical reaction Methods 0.000 description 1
- 239000003245 coal Substances 0.000 description 1
- 230000001627 detrimental effect Effects 0.000 description 1
- 239000011363 dried mixture Substances 0.000 description 1
- 238000005516 engineering process Methods 0.000 description 1
- 230000002708 enhancing effect Effects 0.000 description 1
- 238000001914 filtration Methods 0.000 description 1
- 230000006870 function Effects 0.000 description 1
- 230000003116 impacting effect Effects 0.000 description 1
- 238000009776 industrial production Methods 0.000 description 1
- 230000000977 initiatory effect Effects 0.000 description 1
- 229910052742 iron Inorganic materials 0.000 description 1
- 150000001247 metal acetylides Chemical class 0.000 description 1
- 238000003801 milling Methods 0.000 description 1
- 238000005065 mining Methods 0.000 description 1
- 230000004048 modification Effects 0.000 description 1
- 238000012986 modification Methods 0.000 description 1
- 238000000465 moulding Methods 0.000 description 1
- 238000007709 nanocrystallization Methods 0.000 description 1
- 239000002105 nanoparticle Substances 0.000 description 1
- 229910052759 nickel Inorganic materials 0.000 description 1
- 239000012299 nitrogen atmosphere Substances 0.000 description 1
- QJGQUHMNIGDVPM-UHFFFAOYSA-N nitrogen group Chemical group [N] QJGQUHMNIGDVPM-UHFFFAOYSA-N 0.000 description 1
- 229910052755 nonmetal Inorganic materials 0.000 description 1
- 239000003960 organic solvent Substances 0.000 description 1
- 239000003208 petroleum Substances 0.000 description 1
- 239000004033 plastic Substances 0.000 description 1
- 238000004663 powder metallurgy Methods 0.000 description 1
- 239000002244 precipitate Substances 0.000 description 1
- 238000003672 processing method Methods 0.000 description 1
- 238000011084 recovery Methods 0.000 description 1
- 239000002002 slurry Substances 0.000 description 1
- 238000002490 spark plasma sintering Methods 0.000 description 1
- 230000006641 stabilisation Effects 0.000 description 1
- 238000011105 stabilization Methods 0.000 description 1
- 239000004575 stone Substances 0.000 description 1
- 230000007847 structural defect Effects 0.000 description 1
- 238000006467 substitution reaction Methods 0.000 description 1
- 230000002194 synthesizing effect Effects 0.000 description 1
- 230000008646 thermal stress Effects 0.000 description 1
- 239000002023 wood Substances 0.000 description 1
Images
Classifications
-
- C—CHEMISTRY; METALLURGY
- C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
- C22C—ALLOYS
- C22C29/00—Alloys based on carbides, oxides, nitrides, borides, or silicides, e.g. cermets, or other metal compounds, e.g. oxynitrides, sulfides
- C22C29/02—Alloys based on carbides, oxides, nitrides, borides, or silicides, e.g. cermets, or other metal compounds, e.g. oxynitrides, sulfides based on carbides or carbonitrides
- C22C29/06—Alloys based on carbides, oxides, nitrides, borides, or silicides, e.g. cermets, or other metal compounds, e.g. oxynitrides, sulfides based on carbides or carbonitrides based on carbides, but not containing other metal compounds
- C22C29/08—Alloys based on carbides, oxides, nitrides, borides, or silicides, e.g. cermets, or other metal compounds, e.g. oxynitrides, sulfides based on carbides or carbonitrides based on carbides, but not containing other metal compounds based on tungsten carbide
-
- C—CHEMISTRY; METALLURGY
- C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
- C22C—ALLOYS
- C22C1/00—Making non-ferrous alloys
- C22C1/04—Making non-ferrous alloys by powder metallurgy
- C22C1/05—Mixtures of metal powder with non-metallic powder
- C22C1/051—Making hard metals based on borides, carbides, nitrides, oxides or silicides; Preparation of the powder mixture used as the starting material therefor
-
- C—CHEMISTRY; METALLURGY
- C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
- C22C—ALLOYS
- C22C29/00—Alloys based on carbides, oxides, nitrides, borides, or silicides, e.g. cermets, or other metal compounds, e.g. oxynitrides, sulfides
- C22C29/005—Alloys based on carbides, oxides, nitrides, borides, or silicides, e.g. cermets, or other metal compounds, e.g. oxynitrides, sulfides comprising a particular metallic binder
-
- C—CHEMISTRY; METALLURGY
- C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
- C22C—ALLOYS
- C22C29/00—Alloys based on carbides, oxides, nitrides, borides, or silicides, e.g. cermets, or other metal compounds, e.g. oxynitrides, sulfides
- C22C29/02—Alloys based on carbides, oxides, nitrides, borides, or silicides, e.g. cermets, or other metal compounds, e.g. oxynitrides, sulfides based on carbides or carbonitrides
- C22C29/06—Alloys based on carbides, oxides, nitrides, borides, or silicides, e.g. cermets, or other metal compounds, e.g. oxynitrides, sulfides based on carbides or carbonitrides based on carbides, but not containing other metal compounds
- C22C29/067—Alloys based on carbides, oxides, nitrides, borides, or silicides, e.g. cermets, or other metal compounds, e.g. oxynitrides, sulfides based on carbides or carbonitrides based on carbides, but not containing other metal compounds comprising a particular metallic binder
Landscapes
- Chemical & Material Sciences (AREA)
- Engineering & Computer Science (AREA)
- Materials Engineering (AREA)
- Mechanical Engineering (AREA)
- Metallurgy (AREA)
- Organic Chemistry (AREA)
- Powder Metallurgy (AREA)
Abstract
本发明公开了一种PDC衬底用YA类梯度硬质合金材料及其制备方法和用途，所述梯度硬质合金材料的表层无立方相，内部含立方相。该梯度硬质合金材料由一种组合物制得，该组合物包括金属粘结剂、难熔碳化物、ZrN粉和WC粉。本发明通过引入微量ZrN，利用元素之间的热力学耦合作用通过传输扩散机制，制备得到表层无立方相、内部含立方相的梯度硬质合金。所得梯度硬质合金的表层的抗裂纹扩展能力和断裂韧性得到提升，该梯度硬质合金作为PDC衬底，可以抵抗界面裂纹扩展，延长PDC使用寿命。本发明的表层无立方相的梯度结构提高了YA类硬质合金的断裂韧性，尤其是表层的抗裂纹扩展能力，且梯度结构在硬质合金烧结过程中原位形成，不增加额外工序。
Description
技术领域
本发明属于硬质合金材料领域，涉及一种硬质合金材料，具体涉及一种YA类梯度硬质合金材料及其制备方法和用途。
背景技术
聚晶金刚石-硬质合金复合片(简称PDC)是采用金刚石微粉与硬质合金衬底为原料，在超高压高温条件下烧结而成的复合超硬材料，它既具有金刚石的硬度与耐磨性，又具有硬质合金的强度与抗冲击韧性，是一种卓越的切削工具与耐磨工具材料，主要应用于石油钻井、地质勘探、煤田钻采钻头、金属与非金属切削刀具、木材加工刀具等行业。
但是，作为衬底的硬质合金与聚晶金刚石的热膨胀系数及弹性模量等物性参数存在差异。硬质合金热膨胀系数为5.9×10-6/K，弹性模量为545GPa；聚晶金刚石热膨胀系数为2.4×10-6/K，弹性模量为850GPa。由于物性参数差异造成PDC合成冷却过程中，硬质合金和聚晶金刚石收缩量不一致从而引起PDC较大的界面残余应力，该残余应力导致界面裂纹形成。PDC在使用过程中，受冲击力时界面裂纹向衬底硬质合金扩展，导致PDC突然崩刃。比如采用YA类硬质合金(W-Ta/Nb-Co类硬质合金)做PDC衬底材料的时候，尽管该类硬质合金具有较高的硬度、耐磨性和抗氧化能力，但是其断裂韧性不足，也就是对外界载荷条件下表层裂纹的萌生和扩展的抵抗能力不足，导致受较大冲击载荷时硬质合金破裂进而引起PDC崩刃报废。
目前，提高硬质合金断裂韧性尤其是提高表层断裂韧性的方法主要包括喷丸处理、晶须增韧与激光加工结合的方法、晶粒纳米化等。公开号为CN101657551A的发明专利提供了一种提高钻头的硬质合金刀刃的边缘层的断裂韧性的方法，实际上是一种喷丸处理的方法。该方法借助一种机械表面的能量输入对已做好外形的硬质合金刀刃至少一个局部区域进行处理，处理是采用大量具有6mm直径的无尖棱的工具，以定量调节的固有动量对准硬质合金刀刃至少一个局部区域同时在局部区域的边缘层上做变形功，将局部塑性变形引入到边缘层中同时避免在硬质合金刀刃的处理过程中局部区域的边缘层内形成裂纹。
申请公布号为CN108411227A的发明专利公开了一种硬质合金表面微结构的晶须增韧加工方法，该方法首先是对加工的复合材料进行成型烧结，形成带有晶须的硬质合金材料，其次，采用激光加工和冷却方式结合对硬质合金材料的表面微结构进行加工，并通过控制激光加工的参数使得微结构附近的组织产生晶须或使原有的晶须增长，以保证硬质合金材料表面微结构的性能。Xie等的论文报道以纳米级的WC-Co粉末为原料、采用放电等离子烧结技术制备了平均晶粒尺寸约为65nm的硬质合金，该硬质合金的断裂韧性KIC可达14.5±0.5MPam1/2。(Xie H,Song X,Yin F,et al.Effect of WC/Co coherency phaseboundaries on Fracture toughness of the nanocrystalline cemented carbides[J].Scientific Reports,2016,6:31047.)。
但是，由于纳米粉末比表面积大、表面能高，颗粒表面极容易吸附氧和化合氧，致使烧结时硬质相和粘结剂的润湿性降低从而阻碍烧结致密化，导致合金强度降低，因此纳米化颗粒增强断裂韧性的方法全程需要与氧隔离的条件且原料粉末制备困难。喷丸处理、晶须增韧与激光加工结合法等方法虽然可以提高表层断裂韧性，但是这些方法是在硬质合金制备后增加了一道工序，因此增加了制备工序的复杂性，不利于产品的稳定化。
发明内容
为了克服上述问题，本发明人进行了锐意研究，研究出一种PDC衬底用YA类梯度硬质合金材料，该梯度硬质合金材料的表层无立方相，内部含立方相。本发明通过引入微量ZrN，利用元素之间的热力学耦合作用通过传输扩散机制，制备得到表层无立方相、内部含立方相的梯度硬质合金。所得梯度硬质合金的表层的抗裂纹扩展能力和断裂韧性得到提升，该梯度硬质合金作为PDC衬底，可以抵抗界面裂纹扩展，延长PDC使用寿命。本发明的表层无立方相的梯度结构提高了YA类硬质合金表层的断裂韧性，从而提高了表层的抗裂纹扩展能力，且梯度结构在硬质合金烧结过程中原位形成，不增加额外工序，从而完成本发明。
本发明的目的一方面在于提供一种PDC衬底用YA类梯度硬质合金材料，所述梯度硬质合金材料的表层无立方相，内部含立方相。
所述梯度硬质合金材料的表层无立方相的厚度为10～200μm；
所述梯度硬质合金材料的表层断裂韧性高于内部断裂韧性，优选地，所述表层断裂韧性大于18MPa·m-1/2，所述内部断裂韧性大于13.8MPa·m-1/2。
本发明提供一种PDC衬底用YA类梯度硬质合金材料，所述梯度硬质合金材料由一种组合物制得，所述组合物包括金属粘结剂、难熔碳化物、ZrN粉和WC粉。
在所述组合物中，按重量百分比计，金属粘结剂占3～20％，难熔碳化物占0.2～4％，ZrN粉占0.1～0.7％，余量为WC粉，其中，各组分的重量百分比之和为100％。
所述难熔碳化物选自包括NbC粉、TaC粉中的一种或两种，金属粘结剂选自包括Co粉、Ni粉、Fe粉中的一种或几种。
所述金属粘结剂的粒径为0.6～2.0μm，难熔碳化物的粒径为0.4～4.0μm，ZrN粉的粒径为0.2～15μm，WC粉的粒径为0.1～10.0μm。
所述梯度硬质合金材料的横向断裂强度大于2200MPa，优选大于2300MPa。
本发明还提供一种PDC衬底用YA类梯度硬质合金材料的制备方法，所述方法包括：
步骤1、将金属粘结剂、难熔碳化物、ZrN粉和WC粉混合；
步骤2、将步骤1所得混合物研磨、干燥，压制成生坯；
步骤3、对步骤2所得生坯进行真空烧结；
步骤4、将步骤3所得产物进行压力烧结。
步骤4中，将将步骤3所得真空烧结产物置于压力炉中，以2～8℃/min的升温速度升温至1350～1500℃，保温时间为30～90min，
所述压力烧结的烧结压力为3～12MPa。
本发明提供一种PDC衬底用YA类梯度硬质合金材料的用途，优选用作PDC衬底。
本发明所具有的有益效果为：
(1)本发明通过在YA类硬质合金成分中引入微量ZrN，利用元素之间的热力学耦合作用通过传输扩散机制制备表层无立方相、内部含立方相的梯度硬质合金；
(2)本发明通过引入微量ZrN，使得YA类梯度硬质合金的强度提高，横向断裂强度和断裂韧性都提高，表层断裂韧性高于内部断裂韧性，表层脱立方相结构提高了表层的抗裂纹扩展能力，该YA类梯度硬质合金材料作为PDC衬底，可以抵抗界面裂纹扩展，延长PDC的使用寿命；
(3)本发明的YA类梯度硬质合金材料的梯度结构在烧结过程中原位形成，不增加额外工序，工序简单，易于操作实现，且原料易得，制备成本低；
(4)本发明所提供的梯度硬质合金材料的制备方法是典型的粉末冶金工艺，无需分层构造，适合规模化工业生产应用。
附图说明
图1示出本发明实施例1所得梯度硬质合金材料近表层区域微观组织结构图与对应的元素分布图；
图2示出本发明实施例2所得梯度硬质合金材料近表层区域微观组织结构图；
图3示出本发明实施例3所得梯度硬质合金材料近表层区域微观组织结构图；
图4示出本发明对比例1所得硬质合金材料的近表层区域微观组织结构图；
图5示出本发明对比例2所得硬质合金材料的近表层区域微观组织结构图；
图6示出本发明对比例2所得硬质合金材料的微观局部黑色相聚集区域形貌图与对应的C元素分布图；
图7示出本发明对比例3所得梯度硬质合金材料近表层区域微观组织结构图。
具体实施方式
下面通过附图和优选实施方式对本发明进一步详细说明。通过这些说明，本发明的特点和优点将变得更为清楚明确。
本发明中，在PDC受冲击的过程中，大部分的冲击载荷都由衬底硬质合金承受，因此，抵抗PDC界面裂纹向衬底硬质合金扩展的关键是硬质合金表层要有高的断裂韧性。
根据本发明，本发明提供一种PDC衬底用YA类梯度硬质合金材料，该梯度硬质合金材料由一种组合物制得，该组合物包括金属粘结剂、难熔碳化物、ZrN粉和WC粉。
根据本发明，金属粘结剂选自Co粉、Ni粉、Fe粉中的一种或几种，优选为Co粉。
本发明中，YA类硬质合金主要成分为WC-TaC/NbC-Co/Ni/Fe，金属粘结剂为Co、Ni、Fe中一种或它们的组合，应用较广泛的金属粘结剂为Co。
根据本发明，所述难熔碳化物选自包括NbC粉、TaC粉中的一种或两种。
本发明人发现，在YA类硬质合金中，NbC或TaC是一种氯化钠型立方相，该立方相的显著特点是脆性大，那么硬质合金表层脱除该脆性相就可以提高硬质合金表层的断裂韧性。
本发明人发现，原料组分中不添加ZrN粉，不会形成表层脱立方相，且所得硬质合金的断裂韧性和横向断裂强度较低，ZrN是形成表层脱立方相梯度结构的必要条件，在YA类硬质合金成分基础上引入微量ZrN，利用元素之间的热力学耦合作用通过传输扩散机制制备表层无立方相(或脱立方相)，内部含立方相的梯度结构，使得表层的抗裂纹能力和断裂韧性得到提升，脱立方相表层具有提高合金强度的作用，该梯度硬质合金作为PDC衬底时，能够抵抗界面裂纹扩展，延长PDC的使用寿命。
根据本发明，在所述组合物中，按重量百分比计，金属粘结剂占3～20％，难熔碳化物占0.2～4％，ZrN粉占0.1～0.7％，余量为WC粉；
优选地，金属粘结剂占14～18％，难熔碳化物占0.5～2.5％，ZrN粉占0.2～0.6％，余量为WC粉，其中，各组分的重量百分比之和为100％。
本发明人发现，ZrN粉的添加量对是否形成渗碳相有影响，当ZrN粉添加量过多时，所形成的硬质合金中会析出石墨相，石墨相很柔软，在硬质合金中的作用类似于孔洞，对基体有割裂的作用，即形成缺陷，导致硬质合金的横向断裂强度、硬度、断裂韧性都降低。
本发明中，ZrN粉的添加量对梯度表层的厚度也有影响，N含量的增加将提高硬质合金氮平衡压与烧结环境的氮分压之间的差值，即提高硬质合金中的氮活性梯度，这会促进梯度层的形成，从而增加梯度表层的厚度。同时，Zr在梯度结构形成过程中向内扩散，增加Zr含量意味着Zr分布密度增加，因此在同样的烧结温度时间条件下、同样多的扩散路径条件下，向内迁移的金属原子总量一样多时，Zr原子扩散迁移的距离就更近，导致梯度表层变薄，因此，需要综合考虑不同工艺条件下Zr和N含量影响，当Zr影响较大时，增加Zr含量，梯度表层厚度变薄，当N含量影响较大时，增加N含量则梯度表层厚度变厚。
本发明中，难熔碳化物的含量不能太高，因为难熔碳化物与金属粘结剂之间不是完全润湿，因此含量过高会导致材料孔隙增加，从而导致横向断裂强度、硬度等机械性能下降；金属粘结剂的含量比较高，主要是考虑在断续切削、矿用钻削应用条件下，刀具或钻头需要较好的抗冲击性、抗断裂性能，而金属粘结剂含量高则硬质合金材料的横向断裂强度高、断裂韧性高，这样才能不轻易受冲击断裂。
根据本发明，在所述组合物中，金属粘结剂的粒径为0.6～2.0μm，难熔碳化物的粒径为0.4～4.0μm，ZrN粉的粒径为0.2～15μm，WC粉的粒径为0.1～10.0μm；
优选地，在所述组合物中，金属粘结剂的粒径为0.8～1.5μm，难熔碳化物的粒径为0.8～2.5μm，ZrN粉的粒径为0.5～13μm，WC粉的粒径为4.0～8.0μm。
本发明人发现，采用纳米级原料组分时，由于纳米粉末比表面积大、表面能高、颗粒表面极容易吸附氧和化合氧，导致在烧结时硬质相和粘结剂的润湿性降低，阻碍烧结致密化，导致合金强度降低，因此，需要全程隔离氧，且纳米级原料粉末的制备困难，要求高。而采用普通粒径范围的原料(如粒径为微米级)，如本发明中各原料组分的粒径范围，几微米至十几微米的范围，表面不易吸附氧和化合氧，在烧结过程中氧化倾向比较小，不会降低硬质相和粘结剂的润湿性，从而可使得烧结致密化，提高合金强度，
并且，普通粒径范围的原料易得，成本低，所得硬质合金的韧性更高，具有较好的抗冲击性、抗断裂性能。
本发明另一方面提供一种本发明第一方面所述的PDC衬底用YA类梯度硬质合金材料的制备方法，该方法包括以下步骤：
步骤1、将金属粘结剂、难熔碳化物、ZrN粉和WC粉混合。
根据本发明，步骤1中，金属粘结剂、难熔碳化物、ZrN粉和WC粉如本发明第一方面所述，按照重量百分比称取上述原料组分，混合，得到混合物。
步骤2、将步骤1所得混合物研磨、干燥，压制成生坯。
根据本发明，步骤2中，将步骤1所得混合物进行研磨，优选采用本领域常用的研磨设备进行，研磨设备优选为球磨机，例如滚筒式球磨机。
根据本发明优选的实施方式，步骤2中，将步骤所得混合物加入球磨机中进行研磨，所用研磨球为Φ4～8mm的硬质合金球，优选地，研磨球为直径为Φ6mm的WC-8％Co硬质合金球。
根据本发明，步骤2中，球磨时的球料比(即研磨球和混合物的重量比)为5:1～15:1，优选为8:1～12:1，例如10:1。
根据本发明，步骤2中，球磨时，研磨介质为有机溶剂，优选为无水乙醇或汽油，研磨介质的加入量为100～500mL。
根据本发明，步骤2中，研磨速度为50～90r/min，研磨时间为24～96h，优选地，研磨速度为60～80r/min，研磨时间为48～72h。
根据本发明，步骤2中，研磨结束后，将所得物料进行过滤，优选经200～500目筛网过滤，优选为400目筛网过滤。
本发明中，经研磨、过滤后，对所得物料进行干燥处理，以除去研磨介质。
根据本发明，步骤2中，所述干燥包括以下步骤：
步骤2.1、将过滤后的物料进行真空干燥；
步骤2.2、加入SD橡胶成型剂，混合；
步骤2.3、对步骤2.2的混合物进行真空干燥。
根据本发明，步骤2.1中，对过滤后的的物料进行真空干燥，优选地，真空干燥处理的温度为85～120℃，优选为90～110℃，例如90℃；和/或真空度为1～5Pa，优选为3～5Pa，例如5Pa。
根据本发明，步骤2.2中，经过真空干燥处理后，向产物中加入SD橡胶成型剂，混合均匀，其中，SD橡胶成型剂的加入量为真空干燥后的产物重量的3～8％，优选为4～7％，更优选为5～6％，例如5.5％。
根据本发明，步骤2.3中，对步骤2.2的混合物进行真空干燥，真空干燥处理温度为85～120℃，优选为90～110℃，例如90℃；和/或真空度为1～5Pa，优选为3～5Pa，例如5Pa。
根据本发明，将步骤2.3真空干燥完成后的产物进行过滤，优选经80目筛网过滤，然后压制成生坯，优选地，于200～600MPa下压制成生坯，更优选地，于300～500MPa下压制成生坯，更优选地，于400MPa下压制成生坯。
步骤3、对步骤2所得生坯进行真空烧结。
根据本发明，步骤3中，真空烧结包括真空烧结初始阶段、脱除成型剂阶段、脱气预烧结阶段、固相烧结阶段和液相烧结阶段。
根据本发明，步骤3中，真空烧结初始阶段为升温阶段，包括：将生坯放入真空炉中，以0.5～2.5℃/min的速率升温至400～700℃。
本发明人发现，在真空烧结初始阶段采用较缓慢的升温速率，即缓慢升温，有利于排除真空炉内的气体，提高真空度，利于后续反应的进行。
根据本发明，步骤3中，脱除成型剂阶段为真空烧结初始阶段后继续进行的保温阶段，包括：在400～700℃，于10～15Pa真空度下保温0.5～3h，在该阶段脱除成型剂。
本发明中，在脱除成型剂阶段，升温速度变慢，因为本发明采用SD橡胶成型剂作为成型剂，橡胶在300℃左右开始降解/裂解，450℃左右结束，因此，在脱除成型剂阶段，由于橡胶裂解导致气体增加，为了便于恢复真空度需缓慢升温。而且，如果成型剂脱除速度过快容易导致部分成型剂过热而裂解在材料中留下多余的碳，进而导致渗碳现象的出现，因此也要求缓慢升温。
根据本发明，步骤3中，脱气预烧结阶段为升温阶段，是指脱除成型剂之后到固相烧结之前的升温阶段，包括：以2～6℃/min的速率升温至1150～1250℃。
本发明中，在脱气预烧结这个阶段的升温速率相对比较快，原因：在成型剂脱除后，真空炉内气体较少，气氛相对稳定，升温速度加快，提高烧结效率；
在脱气预烧阶段，主要是金属粘结剂的氧化物的还原反应以及碳化物的化合氧的还原反应，脱除氧化的金属粘结剂的氧以及碳化物的化合氧，氧以氧化碳的气体形式脱除。因为氧的存在会降低金属粘结剂对碳化物的润湿性，所以要除氧，以保证所形成硬质合金的致密性，从而保证所形成硬质合金的强度。
根据本发明，步骤3中，固相烧结阶段为保温阶段，为脱气预烧结阶段之后的保温阶段，包括：在1150～1250℃，于5～10Pa真空度下保温0.5～2h，在该温度台阶阶段进行固相烧结。
本发明中，固相烧结的主要作用：一是致密化处理；二是完全脱除气体。各粉末颗粒之间通过固相扩散而产生致密化，烧结体体积明显收缩；如果没有完全脱气就会出现液相，孔隙的开口将被封闭，成为永久孔隙留在材料中，而孔隙对材料的机械性能损害较大。
根据本发明，液相烧结阶段为：以1～5℃/min的速率升温至1280～1350℃，保温0.2～1h，然后于1～5Pa真空度下完成液相烧结，得到产物-真空预烧的硬质合金。
本发明中，固相烧结后先升温再保温从而完成液相烧结阶段，升温阶段是以1～5℃/min的速率升温至1280～1350℃，这一阶段的升温速率相对比较小，能够使得材料受热均匀，减小材料的热应力，保温阶段是在1280～1350℃，保温0.2～1h，然后于1～5Pa真空度下进行保温，该阶段液相的金属粘结剂流动填充到难熔碳化物颗粒之间的孔隙，达到材料致密化的目的。
步骤4、将步骤3所得产物进行压力烧结。
根据本发明，步骤4中，将步骤3所得产物进行压力烧结，将真空预烧的硬质合金放入压力烧结炉中，升温速度为2～8℃/min，在1350～1500℃下进行梯度烧结，保温时间为30～90min，烧结压力为5～10MPa，
优选地，以3～6℃/min的升温速度升温至1400～1480℃，进行压力烧结，保温时间为40～80min，烧结压力为5～8MPa，得到PDC衬底用YA类梯度硬质合金材料。
根据本发明，步骤4中，压力烧结的烧结气氛为惰性气体和碳氧化物气体中的一种或多种，烧结气氛也可以为氮气氛围，优选地，惰性气体为氩气，碳氧化物气体为一氧化碳。
根据本发明，烧结气氛为氩气、一氧化碳或者二者的混合气体，优选为氩气。
根据本发明，烧结气氛为氮气时，需要保证氮气的压力低于烧结体(真空预烧的硬质合金)的氮平衡压力，以得到梯度硬质合金材料。
本发明中，在压力烧结阶段，金属粘结剂为液相，在压力的作用下，液相的金属粘结剂进入到真空预烧硬质合金残留的孔隙中，进一步致密化材料。
本发明中，该压力烧结阶段的压力不能太高，否则在高的压力下，液相的金属粘结剂聚集，例如造成“Co池”，“Co池”也是一种组织缺陷，是断裂源，会导致材料强度降低。
本发明中，在压力烧结阶段，硬质合金表层的ZrN发生分解，向周围环境中释放N2，表层N含量的降低使得表层Zr向内部N活性高的区域迁移，而Zr的迁移驱动Nb或Ta向内迁移，从而形成表层无立方相、内部含立方相的梯度结构；利用元素之间的热力学耦合作用通过传输扩散机制制备表层无立方相的梯度硬质合金，使得硬质合金表层脱除了脆性的氯化钠型立方相如NbC或TaC，所以表层的抗裂纹扩展能力和断裂韧性得到提升。
本发明的PDC衬底用YA类梯度硬质合金材料为表层无立方相、内部含立方相的梯度结构，表层的断裂韧性得到提升。
根据本发明，该PDC衬底用YA类梯度硬质合金材料的表层为10～200μm，优选为15～160μm，更优选为20～120μm。
根据本发明，该YA类梯度硬质合金材料的表层断裂韧性高于内部断裂韧性，表层断裂韧性大于18MPa·m-1/2，优选大于18.2MPa·m-1/2，甚至达到18.78MPa·m-1/2；内部断裂韧性大于13.8MPa·m-1/2，优选大于14MPa·m-1/2，甚至达到15.45MPa·m-1/2。
根据本发明优选的实施方式，该YA类梯度硬质合金材料的表层断裂韧性与内部断裂韧性之差为1～7MPa·m-1/2，优选为2～6MPa·m-1/2，更优选为3～5MPa·m-1/2。
根据本发明，该YA类梯度硬质合金材料的硬度(Hv30)为1350～1550MPa，优选为1400～1500MPa；横向断裂强度大于2200MPa，优选大于2300MPa，甚至达到2345MPa。
根据本发明，该YA类梯度硬质合金材料的密度为12～14g/cm3。
本发明通过在YA类硬质合金成分基础上引入微量ZrN，利用元素之间的热力学耦合作用通过传输扩散机制制备表层无立方相的梯度硬质合金。在烧结高温环境下，材料的氮平衡压大于烧结氛围中的氮分压，硬质合金表层的ZrN发生分解，向周围环境中释放N2。表层N含量的降低使得表层Zr元素向内部N活性高的区域迁移，而Zr的迁移驱动Nb或Ta向内迁移，形成表层无立方相、内部含立方相的梯度结构。由于YA硬质合金表层脱除了脆性的立方相，所以表层的抗裂纹扩展能力和断裂韧性得到提升。
本发明还提供本发明第一方面所述的及采用本发明第二方面所述的方法制备的PDC衬底用YA类梯度硬质合金材料的用途，优选用作PDC衬底。
该YA类梯度硬质合金作为PDC衬底时，可以抵抗界面裂纹扩展，延长PDC使用寿命。本发明的表层无立方相的梯度结构提高了YA类硬质合金的断裂韧性，尤其是表层的抗裂纹扩展能力，且梯度结构在硬质合金烧结过程中原位形成，不增加额外工序，工序简单，易于操作实现，且原料易得，成本低。
实施例
实施例1
按重量百分比称取原料制备表层脱立方相梯度硬质合金，其中平均粒径为6.50μm的ZrN占0.4％，粒径为1.17μm的Co占16％，粒径为1.32μm的NbC占1％，其余是粒径为6.00μm的WC。
将WC粉、NbC粉、Co粉、ZrN粉混合并加入滚筒式球磨机中进行研磨，研磨球为Φ6mm的WC-8wt％Co硬质合金球，球料重量比为10:1，研磨介质为无水乙醇，其加入量为300mL，以60r/min速度下研磨48h；
研磨结束后硬质合金料浆经400目筛网过滤，在5Pa和90℃下真空干燥。干燥后SD橡胶成型剂的加入量按重量百分比为5.5％；混合均匀后再次在5Pa和90℃下真空干燥，干燥后的混合料经80目筛网过滤，在400MPa下压制成生坯。
将生坯置于真空炉中，依次进行如下操作：
(1)升温速度为1.3℃/min，在560℃下保温1h，真空度为15Pa下脱除成型剂；
(2)升温速度为3.6℃/min，在烧结温度1210℃下保温1h，真空度为10Pa下完成固相阶段烧结；
(3)升温速度为2.5℃/min，在烧结温度为1310℃下保温35min，真空度5Pa下完成液相阶段烧结；
将预烧的硬质合金放在压力烧结炉中，压力烧结升温速度为4.2℃/min，在1440℃下保温60min，氩气压力为5MPa，完成梯度烧结，得到梯度硬质合金材料。
实施例1所得梯度硬质合金材料近表层区域微观组织如图1a所示，金属元素Nb、Zr、Co分布分别如图1b-1d所示。图1a中内部较大的灰黑色相是含Nb、Zr的固溶体相，而表层没有该灰黑色相，同时，从图1b-1d中可以看出，表层的Nb和Zr元素都脱除了，而Co元素没有明显迁移，上述现象都说明形成了表层脱立方相的梯度结构，所制备的梯度硬质合金脱立方相表层厚度约为59.0μm。
从图1b和图1c可以看出，在梯度硬质合金内部，金属元素Nb和Zr的富集位置重叠度高，且与图1a微观组织中较大的灰黑色相的位置对应，说明灰黑色相是含Nb、Zr的固溶体相，经能量色散谱仪分析，其元素含量如表1所示。
表1
| 元素 | Nb | Zr | W | C |
| 含量(at％) | 23.49 | 10.07 | 7.04 | 59.40 |
所制备的梯度硬质合金密度为13.32g/cm3，硬度(Hv30)为1411.7MPa，横向断裂强度为2345.2MPa，表层断裂韧性为18.45MPa·m-1/2，内部断裂韧性为14.20MPa·m-1/2，表层断裂韧性高于内部断裂韧性，说明由于表层脱除了立方相，提高了表层的断裂韧性和抗裂纹扩展能力。
实施例2
重复实施例1的制备过程，区别在于：ZrN粉添加量为0.6％。
实施例2的硬质合金近表层区域微观组织如图2所示，图中内部较大的灰黑色相是含Nb、Zr的固溶体相，而表层没有该灰黑色相，说明形成了表层脱立方相的梯度结构，所制备的梯度硬质合金脱立方相表层厚度约为31.3μm。实施例2的梯度表层的厚度比实施例1要薄一些。通常，N含量的增加将提高硬质合金氮平衡压与烧结环境的氮分压之间的差值，即提高硬质合金中的氮活性梯度，这会促进梯度层的形成，从而增加梯度表层的厚度。同时，Zr在梯度结构形成过程中向内扩散，增加Zr含量意味着Zr分布密度增加，因此在同样的烧结温度时间条件下、同样多的扩散路径条件下，向内迁移的Zr、Nb等金属原子总量一样多时，Zr原子扩散迁移的距离就更近，导致梯度表层变薄。增加ZrN含量则同时增加N含量和Zr含量，上述两种效应都会发生。相比实施例1，实施例2的梯度表层变薄表明此条件下Zr的影响更大。
所制备的梯度硬质合金材料的密度为13.24g/cm3，硬度(Hv30)为1480.8MPa，横向断裂强度为2311.8MPa，表层断裂韧性为18.78MPa·m-1/2，内部断裂韧性为15.45MPa·m-1/2，表层断裂韧性高于内部断裂韧性，说明由于表层脱除了立方相，提高了表层的断裂韧性和抗裂纹扩展能力。
实施例3
重复实施例1的制备过程，区别在于：ZrN粉添加量为0.2％。
实施例3的硬质合金近表层区域微观组织如图3所示，图中内部较大的灰黑色相是含Nb、Zr的固溶体相，而表层没有该灰黑色相，说明形成了表层脱立方相的梯度结构，所制备的梯度硬质合金脱立方相表层厚度约为17.6μm。实施例3的梯度表层的厚度比实施例1明显更薄。从元素扩散的角度看，Zr含量的降低使得Zr分布密度降低，因此在同样的烧结温度时间条件下、同样多的扩散路径条件下，向内迁移的Zr、Nb等金属原子总量一样多时，Zr原子扩散迁移的距离就更远，导致梯度表层的厚度增加。从N活性梯度的角度看，N含量的降低导致合金内外的氮势差变小，氮活性梯度变小，导致梯度表层厚度下降。减少ZrN含量则同时减少N含量和Zr含量，上述两种效应都会发生。相比实施例1，实施例3的梯度表层厚度的变薄表明此条件下N的影响更大。
所制备的梯度硬质合金材料的密度为13.36g/cm3，硬度(Hv30)为1406.6MPa，横向断裂强度为2153.6MPa，表层断裂韧性为18.06MPa·m-1/2，内部断裂韧性为13.53MPa·m-1/2，表层断裂韧性高于内部断裂韧性，说明由于表层脱除了立方相，提高了表层的断裂韧性和抗裂纹扩展能力。
实施例4
重复实施例1的制备过程，区别仅在于：压力烧结在1420℃下保温60min，其它与实施例1的过程相同。
所制备的梯度硬质合金脱立方相表层厚度约为41.2μm。
所制备的梯度硬质合金密度为13.28g/cm3，硬度(Hv30)为1467.9MPa，横向断裂强度为2282.1MPa，表层断裂韧性为17.32MPa·m-1/2，内部断裂韧性为13.27MPa·m-1/2，表层断裂韧性高于内部断裂韧性，说明由于表层脱除了立方相，提高了表层的断裂韧性和抗裂纹扩展能力。
实施例5
重复实施例1的制备过程，区别仅在于：压力烧结在1440℃下保温90min，其它与实施例1的过程相同。
所制备的梯度硬质合金脱立方相表层厚度约为64.7μm。
所制备的梯度硬质合金密度为13.34g/cm3，硬度(Hv30)为1375.8MPa，横向断裂强度为2371.4MPa，表层断裂韧性为18.89MPa·m-1/2，内部断裂韧性为14.33MPa·m-1/2，表层断裂韧性高于内部断裂韧性，说明由于表层脱除了立方相，提高了表层的断裂韧性和抗裂纹扩展能力。
对比例
对比例1
重复实施例1的制备过程，区别在于：不添加ZrN，其它与实施例1的制备过程相同，得到硬质合金材料。
所制备的硬质合金材料近表层区域的微观组织如图4所示。图中较大的灰黑色相是含Nb、Zr的固溶体相，而表层与内部都含有该灰黑色相，可知该硬质合金材料没有形成表层脱立方相的梯度结构，说明，在本体系下，ZrN是形成表层脱立方相梯度结构的必要条件。
所制备的硬质合金材料的密度为13.42g/cm3，硬度(Hv30)为1404.6MPa，横向断裂强度为2029.5MPa，断裂韧性为13.02MPa·m-1/2。
与实施例1相比，该对比例1所得的硬质合金材料的断裂韧性比实施例1表层的断裂韧性低，说明脆性立方相的脱除能够提高硬质合金的断裂韧性；对比例1的硬质合金材料的横向断裂强度比实施例1低，说明，脱立方相表层具有提高合金强度的作用。
对比例2
重复实施例1的制备过程，区别在于：ZrN添加量为0.8％其它与实施例1的制备过程相同，得到梯度硬质合金材料。
对比例2的硬质合金近表层区域微观组织如图5所示，图中内部较大的灰黑色相是含Nb、Zr的固溶体相，而表层没有该灰黑色相，说明形成了表层脱立方相的梯度结构，所制备的梯度硬质合金材料脱立方相表层厚度约为37.6μm，但是，梯度表层及内部局部存在黑色相聚集区域，黑色相聚集区域放大图如图6a所示，对应的C元素分布如图6b所示，从图5-6中C元素聚集可以得出该微观组织中有游离碳出现，可知合金中的C含量已经高于该硬质合金成分体系总碳含量的上限。这说明引入Zr会降低硬质合金正常组织对应的碳含量上限，当Zr含量增加到一定程度则开始出现游离碳，即石墨相。相比正常组织，游离碳的产生导致硬质合金烧结时液相出现的温度降低，在同样的烧结温度与烧结时间等工艺参数条件下，则实际的液相烧结周期变长，因此元素在液相中的扩散时间延长。由于元素的液相扩散速率远远大于在固相中扩散速率，所以液相扩散延长则Nb、Zr等元素迁移的距离更远，相应地，尽管ZrN含量高于实施例2，但是梯度表层的厚度相比实施例2增加。
所制备的梯度硬质合金材料的密度为13.21g/cm3，硬度(Hv30)为1398.9MPa，横向断裂强度为1833.7MPa，表层断裂韧性为16.94MPa·m-1/2，内部断裂韧性为13.48MPa·m-1/2。
可知，与实施例1相比，当ZrN添加超过一定量，硬质合金组织中会析出石墨相。由于石墨相很柔软，在硬质合金中的作用类似于孔洞，对基体有割裂的作用，形成缺陷，导致合金的横向断裂强度、硬度、断裂韧性都降低，尤其是横向断裂强度下降比较明显。
对比例3
重复实施例1的制备过程，区别在于：ZrN添加量为1.0％，其它与实施例1的制备过程相同，得到梯度硬质合金材料。
对比例3的硬质合金近表层区域微观组织如图7所示，图中内部较大的灰黑色相是含Nb、Zr的固溶体相，而表层没有该灰黑色相，说明形成了表层脱立方相的梯度结构，所制备的梯度硬质合金材料脱立方相表层厚度约为48.7μm。但是，梯度表层及内部局部存在黑色相聚集区域，是石墨相组织。从图7中可以看出该微观组织中有较多石墨相。ZrN含量进一步的增加导致硬质合金体系中碳含量上限的进一步下降，从而导致游离碳含量进一步升高，实际液相温度进一步降低，在同样的烧结温度与烧结时间等工艺参数条件下，则实际的液相烧结周期延长、元素液相扩散时间延长。因此，Nb、Zr等元素迁移的距离更远，相应地，尽管ZrN含量高于对比例2，梯度表层的厚度相比对比例2增加。
所制备的梯度硬质合金材料的密度为13.15g/cm3，硬度(Hv30)为1380.0MPa，横向断裂强度为1781.1MPa，表层断裂韧性为15.28MPa·m-1/2，内部断裂韧性为12.43MPa·m-1/2。
以上结合优选实施方式和范例性实例对本发明进行了详细说明。不过需要声明的是，这些具体实施方式仅是对本发明的阐述性解释，并不对本发明的保护范围构成任何限制。在不超出本发明精神和保护范围的情况下，可以对本发明技术内容及其实施方式进行各种改进、等价替换或修饰，这些均落入本发明的保护范围内。本发明的保护范围以所附权利要求为准。
Claims (7)
1.一种PDC衬底用YA类梯度硬质合金材料，其特征在于，所述梯度硬质合金材料的表层无立方相，内部含立方相，
所述梯度硬质合金材料由一种组合物制得，
在所述组合物中，按重量百分比计，金属粘结剂占3~20%，难熔碳化物占0.2~4%，ZrN粉占0.1~0.7%，余量为WC粉，其中，各组分的重量百分比之和为100%，
所述难熔碳化物选自包括NbC粉、TaC粉中的一种或两种，金属粘结剂选自包括Co粉、Ni粉、Fe粉中的一种或几种，
所述梯度硬质合金材料的表层无立方相的厚度为10~200μm。
2.根据权利要求1所述的梯度硬质合金材料，其特征在于，
所述梯度硬质合金材料的表层断裂韧性高于内部断裂韧性，所述表层断裂韧性大于18MPa·m-1/2，所述内部断裂韧性大于13.8MPa·m-1/2。
3.根据权利要求1所述的梯度硬质合金材料，其特征在于，所述金属粘结剂的粒径为0.6~2.0μm，难熔碳化物的粒径为0.4~4.0μm，ZrN粉的粒径为0.2~15μm，WC粉的粒径为0.1~10.0μm。
4.根据权利要求1至3之一所述的梯度硬质合金材料，其特征在于，所述梯度硬质合金材料的横向断裂强度大于2200MPa。
5.根据权利要求4所述的梯度硬质合金材料，其特征在于，所述梯度硬质合金材料的横向断裂强度大于2300MPa。
6.一种制备根据权利要求1至5之一所述的PDC衬底用YA类梯度硬质合金材料的方法，其特征在于，所述方法包括：
步骤1、将金属粘结剂、难熔碳化物、ZrN粉和WC粉混合；
步骤2、将步骤1所得混合物研磨、干燥，压制成生坯；
步骤3、对步骤2所得生坯进行真空烧结；
步骤4、将步骤3所得产物进行压力烧结。
7.根据权利要求6所述的方法，其特征在于，步骤4中，将步骤3所得真空烧结产物置于压力炉中，以2~8℃/min的升温速度升温至1350~1500℃，保温时间为30~90min，
所述压力烧结的烧结压力为3~12MPa。
Priority Applications (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| CN202010415081.7A CN113667874B (zh) | 2020-05-15 | 2020-05-15 | 一种ya类梯度硬质合金材料及其制备方法和用途 |
Applications Claiming Priority (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| CN202010415081.7A CN113667874B (zh) | 2020-05-15 | 2020-05-15 | 一种ya类梯度硬质合金材料及其制备方法和用途 |
Publications (2)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| CN113667874A CN113667874A (zh) | 2021-11-19 |
| CN113667874B true CN113667874B (zh) | 2022-02-11 |
Family
ID=78537831
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| CN202010415081.7A Expired - Fee Related CN113667874B (zh) | 2020-05-15 | 2020-05-15 | 一种ya类梯度硬质合金材料及其制备方法和用途 |
Country Status (1)
| Country | Link |
|---|---|
| CN (1) | CN113667874B (zh) |
Family Cites Families (7)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JP3878232B2 (ja) * | 1995-01-10 | 2007-02-07 | 住友電工ハードメタル株式会社 | 被覆超硬合金 |
| JP2001200329A (ja) * | 2000-01-21 | 2001-07-24 | Hitachi Tool Engineering Ltd | 強靭性超微粒超硬合金 |
| CN1900331A (zh) * | 2006-07-07 | 2007-01-24 | 四川大学 | 添加超细Ti(C,N)粉末以一步烧结法制备脱β相梯度硬质合金 |
| CN101974713B (zh) * | 2010-10-25 | 2012-11-07 | 北京科技大学 | 一种脱β层梯度硬质合金的制备方法 |
| CN110116221A (zh) * | 2018-02-06 | 2019-08-13 | 姜文辉 | 一种以低钴含量烧结碳化钨为基体的聚晶金刚石复合片 |
| CN110578128B (zh) * | 2019-08-26 | 2021-08-20 | 中南钻石有限公司 | 一种圆拱形聚晶金刚石复合片的制备方法 |
| CN111378885B (zh) * | 2020-03-25 | 2021-06-29 | 九江金鹭硬质合金有限公司 | 一种具有表层富粘结相梯度结构的硬质合金及其制备方法 |
-
2020
- 2020-05-15 CN CN202010415081.7A patent/CN113667874B/zh not_active Expired - Fee Related
Also Published As
| Publication number | Publication date |
|---|---|
| CN113667874A (zh) | 2021-11-19 |
Similar Documents
| Publication | Publication Date | Title |
|---|---|---|
| CN108060322B (zh) | 硬质高熵合金复合材料的制备方法 | |
| KR101407762B1 (ko) | 하이브리드 시멘트 카바이드 복합물 | |
| US7537726B2 (en) | Method of producing a hard metal component with a graduated structure | |
| US12109616B2 (en) | Method and system for improving the surface fracture toughness of brittle materials, and a cutting tool produced by such method | |
| EP2433727B1 (en) | Method for producing a sintered composite body | |
| JPH09194978A (ja) | 超硬質複合部材およびその製造方法 | |
| CN112743080B (zh) | 一种高耐热性原位一体化制备Ti(C,N)基金属陶瓷刀具材料的方法 | |
| CN113046612B (zh) | 一种表层脱碳相梯度硬质合金材料及其制备方法 | |
| CN111822714B (zh) | 孕镶金刚石钻头胎体材料及利用其制造高适应性金刚石钻头的方法 | |
| CN113667874B (zh) | 一种ya类梯度硬质合金材料及其制备方法和用途 | |
| CN110744051B (zh) | 一种聚晶金刚石复合片的制备方法 | |
| CN1034879A (zh) | 改进的有涂层多晶金刚石单体及其产品和制造方法 | |
| CN109811235B (zh) | 一种高耐磨硬质合金材料及其制备方法与应用 | |
| CN113621859B (zh) | 一种表硬内韧的ya类梯度硬质合金材料 | |
| Laptiev | Some trends in improving WC–Co hardmetals. II. Functionally graded hardmetals | |
| CN115555566A (zh) | 一种聚晶金刚石复合片及制备方法 | |
| US20230012341A1 (en) | Polycrystalline diamond constructions & methods of making same | |
| CN116790953B (zh) | 高性能纳米硬质合金制品及其制备方法 | |
| CN115725885B (zh) | 一种模具用梯度yg硬质合金材料及制备方法 | |
| CN114645172B (zh) | 表层脱立方相的亚微梯度硬质合金及制备方法 | |
| JP2011051890A (ja) | ダイアモンド用およびダイアモンド含有材料用の接着性複合被膜および前記被膜の製造方法 | |
| CN111893407B (zh) | 一种钛纤维韧化的钢结硬质合金及其制备方法 | |
| CN111375763B (zh) | 基于AlN的表层脱β相梯度硬质合金刀具材料及其制备方法 | |
| CN117070819A (zh) | 一种Ti(C,N)基金属陶瓷刀具材料及其制备方法与应用 | |
| CN114570925A (zh) | 一种陶瓷-钢复合体及其制备方法 |
Legal Events
| Date | Code | Title | Description |
|---|---|---|---|
| PB01 | Publication | ||
| PB01 | Publication | ||
| SE01 | Entry into force of request for substantive examination | ||
| SE01 | Entry into force of request for substantive examination | ||
| GR01 | Patent grant | ||
| GR01 | Patent grant | ||
| CF01 | Termination of patent right due to non-payment of annual fee | ||
| CF01 | Termination of patent right due to non-payment of annual fee |
Granted publication date: 20220211 |