CN1274341A - 制备金刚石－碳化硅－硅复合材料的方法和由该方法制备的复合材料 - Google Patents

Abstract

本发明涉及由金刚石颗粒制备金刚石—碳化硅—硅复合材料的方法,其包括下列步骤:成形工件,加热该工件,并且控制加热温度和加热时间以便通过金刚石颗粒的石墨化形成所需量的石墨,因此获得一种中间体,以及将硅渗入中间体中。本发明还涉及该方法制备的金刚石—碳化硅—硅复合材料。

Description

制备金刚石-碳化硅-硅复合材料的方法和 由该方法制备的复合材料

本发明涉及制备金刚石-碳化硅-硅复合材料的方法和该方法制备的金刚石-碳化硅-硅复合材料。

许多应用领域中通常需要非常硬(超硬，＞40GPa)的材料。这些应用是作为切割、车削、铣削、钻孔、锯或磨削操作的工具。当这些材料作为轴承、垫圈、喷嘴或类似情况使用时，它们可以耐磨损、耐磨蚀和耐腐蚀。这些材料可以在铸铁、不锈钢、非铁金属、木材、纸张、聚合物、混凝土、石头、大理石、土壤、结合碳化物和氧化铝、碳化硅、金刚石或立方晶系氮化硼等的砂轮上或与它们接触而工作。当作为已知的最硬材料时，单晶或多晶金刚石适合于这些目的。其它使用它们硬度的常规材料例如是立方晶系氮化硼(CBN)、氮化硼和其它陶瓷材料和结合碳化物，但是仅金刚石和含CBN材料可以达到工程材料的超硬度等级。

已知具有通过包括金属和/或陶瓷相的基体粘结的金刚石的多晶坯体，其是通过在这些材料的存在下烧结金刚石制备的。因为金刚石的不稳定性和易于石墨化的倾向，可以在压力是30000至60000atm(HP/HT)的高压室中，在1300至1600℃下，在金刚石稳定的条件下进行热处理。

该方法的缺陷是，仅能制备尺寸相对小的坯体。此外，制备技术非常复杂并且需要特殊的设备。

几个专利公开了不采用高压/高温制备含金刚石、碳化硅和硅的材料的技术。该方法存在许多不同的实施方式，主要涉及使用不同的碳质材料(下文指所有的非金刚石碳质材料如碳黑、碳纤维、焦炭、石墨、热解碳)。主要步骤如下：A、使用碳涂覆的金刚石颗粒或未涂覆的金刚石颗粒和碳质材料作为前体材料。通常使用碳涂覆的金刚石。例如在US专利4,220,455中，首先通过热解反应在金刚石上施加一薄的碳层(500至1000埃)。在1200℃下，通过将天然气或甲烷喂入具有金刚石颗粒的熔炉中来在真空下进行热解几分钟。有时使用无热解碳层的金刚石，如美国专利4,381,271、EPO 0 043 541、EPO 0 056 596和JP 6-199571A。在生坯体成型之前，碳涂覆和未涂覆的金刚石这二者与作为主要碳来源的碳质材料如碳黑、短的碳纤维或纤维布和粘结剂等混合。B、在模具中使金刚石颗粒/碳材料混合物成型获得生坯体，有时使用中等压力。成型的生坯体附加地包括有利于成型和提高生坯体强度的溶剂和暂时或长久的有机材料粘结剂。C、通过热处理生坯体来制备工件。一些粘结剂被蒸发，而没有留下任何残渣，如石蜡。一些粘结剂硬化，在工件中留下碳质残渣，例如不同的树脂如苯酚甲醛树脂和环氧树脂。D、使熔融硅渗入多孔工件中以便在碳和硅的反应中形成碳化硅。制备的碳化硅和残余的一定量硅一起填充在孔隙中。以这样的方式进行热处理以便使金刚石的石墨化降低至最低，金刚石的石墨化被认为是有害的。例如在US专利4,220,455中当坯体在模具中时，在真空中，在1400至1550℃的温度下进行硅渗入15分钟，在这段时间中完成硅和碳的反应。US专利4,242,106在硅渗入期间采用的真空度是0.01至2.0乇。主要与坯体尺寸有关的所需时间根据经验确定，在高于1400℃的温度下约15至20分钟，在1500℃下约10分钟。US专利4,381,271使用碳纤维，由于毛细管作用，碳纤维促进了液体硅的渗入。在大多数的专利中，在模具中进行渗入。在一些早期的专利中，在模具外进行渗入，例如EPO专利0 043 541。

其中碳涂覆或未涂覆的金刚石与碳质材料混合的方法具有缺陷，例如制备这些材料的均匀混合物的难度，由于非常小的孔尺寸造成的硅渗入的困难和制备均匀混合物所需的特殊设备。

在专利RU 2064399中，仅在成型和制备工件之后通过热解加入碳。使用水或乙醇作为暂时粘结剂制备金刚石颗粒或金刚石颗粒和作为填料的碳化物晶粒如碳化硅碳化钛的混合物预制的工件。蒸发粘结剂，并且将工件放入反应器中，这里通过在950℃下，在气相例如甲烷中进行热解反应10小时使热解碳沉积在坯体的所有晶粒上。之后进行硅渗入。

该方法的缺陷是，使用大量的烃气，并且操作时间是相当长的。如果使用碳化物晶粒作为填料，出现上述均化问题。

当在空气中进行热处理时，在约700℃的温度下金刚石开始石墨化和氧化。压力、温度、保留时间、金刚石颗粒类型、尺寸和质量、金刚石中的杂质和气氛影响金刚石劣化过程的速度。例如如果存在钴，它可以在约500℃下催化反应。为了防止这种劣化，可以在真空或在惰性气体中进行加热。在高的真空和氢气中，高质量的金刚石长时间稳定，分别达约1700℃和2000℃。上述方法没有一种有意地使用石墨化。相反石墨化被认为是有害的和所不希望的。

在RU专利2036779中，最终由金刚石粉末和水或乙醇一起模制一种预制体。将该预制体放置的熔炉中，并且在氩气或真空中，在1420至1700℃下浸渍在液体硅中。在该方法中，使金刚石晶粒的表面最低限度地石墨化，这样大部分的金刚石仍然保持不变。最低量的石墨与渗入的硅接触进行反应产生薄的碳化硅表面层，从而防止在采用的工艺过程中金刚石进一步形成石墨。该方法的缺陷是难以控制，这里无控制生成的SiC量、残余的硅和复合材料中保留的孔隙的方法。

因此，以前的专利没有关于非常好地控制碳质材料的加入步骤和有意的石墨化步骤来制备具有所需量的金刚石、碳化硅和硅并且具有低的孔隙率和无石墨的材料的教导。

还存在一些改善上述手段制备的金刚石复合材料的方法。它们中的之一是将金刚石按照浓度和尺寸的分级结构布置在该材料中。通过金刚石这种布置将影响该复合材料的一些性能并因此影响它们的应用领域。

-在EPO专利0 196 777中公开了一种制备金刚石尺寸分级的材料的方法。该材料是通过在高压和高温下在金刚石的稳定区域中烧结来制备的。前表面和后表面之间的层中晶粒尺寸和/或堆积密度不同，因此这些部分的耐磨性不同。材料不同部分的硬度和耐磨性通过改变金刚石颗粒尺寸或通过金刚石颗粒中加入的其它不太硬的材料的变化来确定。在前表面中金刚石尺寸小于10微米，后表面中尺寸范围是75至500微米。

该方法的缺陷在于，因为该方法使用高压和高温，制备该材料是非常昂贵的，并且需要特殊的设备，而且还存在尺寸的限制。

-还存在许多在复合材料坯体的不同部分中使用不同量金刚石的专利。下面的专利US4,242,106；US 4,247,304；US 4,453,951；EPO 0 043541；EPO 0 056 596和其它几个专利描述了制备层状结构的最终材料的方法，其中该材料具有与支承的碳化硅或硅-碳化硅基体接触的金刚石复合层，例如US专利4,698,070描述了制备具有通过碳化硅和硅粘结在一起的含金刚石部分和芯部分的复合材料的方法。也可以提供与第一层相比浓度不同的附加颗粒层。这些层处于不同的位置，例如在角落、在顶部，在芯部等。

通常这种具有不同金刚石尺寸和浓度的层状材料的缺陷在于，含金刚石层和支承层存在物理/机械性能上的差异。热膨胀系数和E-模量中的差异例如可能在界面上引起所不希望的应力状况，并因此在该应力的影响下削弱复合材料。金刚石具有相对低的抗拉强度和低的韧性，并且通过界层连接的不同部分的金刚石含量的明显差异也影响复合材料的抗断裂性。上述方法均不能获得在整个材料的体积中具有先前说明的不同金刚石颗粒尺寸分布的坯体，并且坯体具有均匀变化的性能。

在RU2036779和RU2064399这二项专利中，制备的材料仅具有一种尺寸的金刚石颗粒，其明显降低其磨损性能。

根据US专利4,220,455制备的复合材料由尺寸不同的金刚石颗粒的混合物组成。在整个复合材料中使用该混合物，即该复合材料不具有层状结构。所使用的颗粒尺寸根据所希望的颗粒堆积和获得的坯体决定。对于大多数的磨损应用，优选颗粒不超过约60微米。优选为了使颗粒的堆积最大化，它们的尺寸应该是分级的，以便包括不同的尺寸，即小的、中等的或大的颗粒。优选尺寸分级的颗粒的范围是约1至约60微米。专利USP4,231,195；USP 4,353,953等中使不同尺寸的金刚石混合来控制堆积密度。

本发明的主要目的是制备具有优良性能的金刚石-碳化硅-硅复合材料的方法以及由该方法制备的超硬材料。该方法的操作简单，周期短，成本低，并且提供控制几个性能和最终材料的成本的可能性。

本发明的概述

本发明的目的是通过由金刚石颗粒制备金刚石-碳化硅-硅复合材料的方法实现的，该方法包括如下步骤：成型工件，加热该工件，并且控制加热温度和加热时间以便通过金刚石颗粒的石墨化形成所需量的石墨，因此获得一种中间体，以及将硅渗入中间体中。

在优选的实施方案中，通过石墨化产生的石墨量是金刚石量的1至50重量％，优选6至30重量％，在石墨化期间加热温度低于1700℃。对于所使用的加热设备，根据经验确定石墨化所需的加热温度和加热时间。成型的工件的孔隙率是25至60体积％。

在另一实施方案中，通过在高于烃分解温度的温度下将工件暴露在气态烃中从而在工件上沉积一定量的碳，并且在高于烃分解温度的温度下将工件暴露在气态烃中之前使至少部分金刚石晶体石墨化。在渗入液体硅步骤之前，可将中间体加工成最终产品所需的形状和尺寸。

在又一实施方案中，在蒸汽硅的存在下加热中间体，然后在渗入液体硅步骤之前，将中间体加工成最终产品所需的形状和尺寸。

工件由具有各种不同尺寸和质量的非均匀分布的金刚石颗粒制成。工件中分布的颗粒其尺寸从工件表面至工件中心逐渐降低。在一种实施方案中，工件由尺寸不同的金刚石晶体的均相混合物最终通过添加粘合剂制成。

在另一实施方案中，分开制备二个或多个工件，之后，在加热处理和渗入步骤之前将它们组合在一起。

工件可以在模具中制备，从模具中取出工件之后再进行热处理和硅渗入。

本发明也涉及一种坯体，其中金刚石颗粒粘结在碳化硅基体中，所述坯体包括至少20体积％的金刚石颗粒，至少5体积％的碳化硅，优选15体积％以上的碳化硅，以及硅，其扬氏模量超过450GPa。

在一实施方案中，所述坯体包括至少29体积％的金刚石颗粒，至少14体积％的碳化硅和硅，其扬氏模量超过540GPa。

在优选的实施方案中，所述坯体包括至少46体积％的尺寸最大约30微米的金刚石颗粒，其扬氏模量超过560GPa。

在另一优选的实施方案中，所述坯体包括至少54体积％的金刚石颗粒，其中至少60体积％的金刚石颗粒的尺寸至少是约50微米，其扬氏模量超过650GPa。

在所有的这些实施方案中，在高达至少1500℃的温度下坯体保持其形状和其扬氏模量不变。

在一实施方案中，尺寸约是10微米或更小的金刚石颗粒埋置或包括在基体中，对于20N的载荷，在金刚石颗粒之间的区域中测定的基体的维克斯显微硬度大于30GPa，在20N的载荷下基体的努普宏观硬度大于36GPa。

在另一实施方案中，金刚石颗粒的一部分颗粒的尺寸大于50微米，一部分颗粒尺寸最多50微米，其质量比是0.25至2.5，平均颗粒尺寸大于10微米，优选大于20微米。

在又一实施方案中，具有一部分尺寸大的金刚石颗粒和一部分尺寸小的金刚石颗粒，磨损率低于26微米³/米，优选低于10微米³/米。

在另一实施方案中，具有一部分尺寸大的金刚石颗粒和一部分尺寸小的金刚石颗粒，腐蚀率低于0.34毫克/克，优选低于0.25毫克/克。

在又一实施方案中，金刚石颗粒的尺寸小于20微米，磨损率低于26微米³/米，优选低于10微米³/米。

在又一实施方案中，金刚石颗粒的尺寸小于20微米，腐蚀率低于0.34毫克/克，优选低于0.25毫克/克。

在另一实施方案中，坯体是中空的。

在又一实施方案中，坯体的表面涂覆有金刚石膜。

在又一实施方案中，坯体包括尺寸大于20微米的大金刚石颗粒，基体包括0至50体积％的尺寸小于20微米的小金刚石颗粒，20至99体积％的碳化硅和1至30体积％的硅，基体的硬度是20至63GPa。

在第一种方案中，基体的硬度是20至30GPa。

在第二种方案中，基体的硬度是50至63GPa。

在第三种方案中，基体的硬度是30至50GPa。

附图的详细描述

下面将参照附图描述本发明，其中

附图1表示本发明方法的优选步骤的流程图，

附图2表示在特定温度下石墨化程度和石墨化时间的关系。

附图3表示在最终坯体中，在满足最终坯体中φ_si≥0条件下，不同初始孔隙率ε₀下，坯体中镶嵌的碳(α和γ)量之间的关系；

附图3b、c分别表示工件初始孔隙率是ε₀＝0.3和ε₀＝0.5下的最终坯体组合物和金刚石石墨化程度的关系。

附图4a-c分别表示工件、中间体和最终坯体的X-射线衍射分析结果。

附图5表示在不同的工件初始孔隙率下，在石墨化期间，工件孔隙率的变化。

附图6A1、6A2表示二种不同试样的磨损表面的扫描电子显微照片。

本发明的详细描述

本发明的主要目的是使用一种不复杂的方法以快速、低成本和可控制的方式来制备具有优良性能的金刚石-碳化硅-硅复合材料。本发明包括下面几个原则：

-该方法利用金刚石的石墨化，而不是有意避免金刚石石墨化。

-采用不同种类的梯度或参数变化来控制产品的最终性能和生产成本这二者。

-采用预成型和近网状成型(near net-shaping technique)技术以及中间体的增强能够制备形状复杂的最终坯体以及避免对已渗入坯体进行昂贵和困难的机械加工。

-降低大体积和大批量产品的生产成本。

在本发明的方法中，可以使用任何尺寸的金刚石颗粒。亚微米尺寸的金刚石是指尺寸小于1微米的金刚石颗粒，而小金刚石是指小于20微米，优选小于10微米的金刚石颗粒。大于20微米的大尺寸金刚石可以在多个应用中使用。对于高的机械强度，特别是在工程构件中，所使用的金刚石颗粒的尺寸优选应该小于20微米。为了它们的磨损性能，通常与小金刚石结合使用尺寸大于60微米的非常大的金刚石。

方法；有意地利用金刚石的石墨化，并且可能与热解碳相结合

本发明的材料是通过采用金刚石石墨化的的方法获得的，可能地话与碳的热解沉积相结合来制备金刚石-碳化硅-硅复合材料。这表示本发明采用金刚石石墨化，即有效地以及有计划和受控地使部分金刚石转化为石墨。

附图1描述优选工艺步骤的流程图。下面描述本发明方法的不同步骤。

生坯体的成型：生坯体由各种不同尺寸的金刚石颗粒和少量暂时或永粘性粘合剂(最高达5重量％)或不使用粘合剂的混合物制备。使用既定技术，例如通过压制，采用泥浆和浆料浇铸、注模等成型。在使用模具成型的情况下，从模具中取出生坯体。

工件的制备：通过蒸发或硬化以及分解生坯体中存在的溶液和/或粘合剂来制备工件。如果制备生坯体时未使用任何粘合剂，那么该生坯体便被认为是工件。为了在整个工件体积中提供均匀的和可控制的石墨化，不希望在其中存在由粘合剂形成的杂质。这些杂质可能加快或抑制石墨化过程。显然工件中金刚石的含量不低于95重量％的理由是精确控制将要存在的碳量，以及碳含量的精确控制仅在无填料和其它外加材料下是可能的。

热处理工件以获得中间体：通过使用金刚石的可控石墨化或者金刚石的可控石墨化与热解碳的沉积的组合来加热处理金刚石含量是总量的95至100重量％的工件，获得中间体。当采用组分方式时，优选在热解碳沉积之前进行石墨化。

石墨化以获得中间体：在石墨化期间，在1000至1900℃，优选1200至1700℃下，在真空或在受控气氛中，优选在惰性气体中加热处理工件(或无沉积的热解碳的中间体)。在低于1000℃的温度下石墨化是可忽视的。在高于1900℃的温度下，使用低质量金刚石时，石墨化的速度过高以致于难以按照所需的精确度进行控制。真空压力优选低于1毫米汞柱。可以使用氮气、氩气、氢气或氦气作为惰性气体，从而保证该体系中不存在氧气。惰性气体的压力是不太重要，并且根据该方法的适应性选择，例如是760毫米汞柱。

将碳热解沉积到石墨化的中间体中：

在碳热解沉积到石墨化中间体(或沉积到工件)中期间，在超过现有气体分解温度的温度下将坯体暴露在烃的气体下，例如在T＝750至950℃下暴露在天然气中，或者在T＝510至1200℃下暴露在含乙炔、甲烷、乙烷、丙烷、戊烷、己烷、苯和其衍生物中。热解碳的沉积增强了中间体并允许中间体的进行加工。

中间体的预渗入：为了提高强度和为了使中间体的机械加工成为可能进行中间体的预渗入，其是热解碳沉积的一种变化方式。例如通过在蒸汽硅的存在下加热中间体或者通过化学气相淀积(CVD)方法使用有机硅烷例如甲基氯硅烷来实现部分预渗入。该坯体的强度可以通过与石墨反应的碳量来控制。

中间体或预渗入体中的硅渗入：其可以通过众所周知的方法进行。渗入优选在模具外通过例如在中间体或预渗入体的外表面上加入熔融的固体硅或液体硅，通过使用不同的真空渗入技术或通过将中间体或预渗入体浸没在液体硅中来进行。这里也可以通过蒸汽硅的渗入或者通过化学方法，例如通过采用类似于溶胶-凝胶、化学气相淀积等部分或全部涂覆硅，随后进行高温反应。

在渗入期间，非金刚石碳和硅进行化学反应，形成碳化硅，其与最终的游离硅一起形成所制备的坯体的基体。成品是渗入体经最终的附加处理(机械或其它)获得的产品。

对碳形成的说明

因此，坯体中的非金刚石碳可以通过下列不同的方式获得：1、通过热处理工件中的金刚石进行石墨化，以便将金刚石的表面层转化为石墨。2、如果需要进行机械加工的增强体，那么将热解碳淀积到该坯体中是有效的。通过机械加工所需的强度来确定总碳量中的热解碳部分。3、在硅渗入的热处理期间，进行附加的石墨化。4、来自粘合剂的最终残余热解碳。

因此，如下确定非金刚石碳对总碳量的影响a)确定可能需要的热解碳。b)确定硅渗入加热处理期间的石墨化程度。c)确定来自粘合剂的所有残余热解碳量。d)初次石墨化补充所需的附加碳量。

注意，当不需要热解碳时，可以省去步骤1和3。

因此，本发明的一个特点是具有通过同时控制工艺和材料参数例如时间-温度曲线的形状，即温度、保留时间和加热速度，金刚石颗粒中杂质的尺寸、类型和质量，气氛以及压力来控制和改变金刚石石墨化程度的能力。控制情况包括例如：1、在成品中硅或残余孔、碳化硅和金刚石的相对体积取决于石墨化程度，因此必须在精确控制下进行石墨化。2、对于亚微米和小金刚石颗粒，重要的是石墨化不应该使该颗粒消失。石墨化应该低于50重量％，优选在6至30重量％之间。3、当金刚石的小颗粒与大颗粒混合时，必须小心选择小颗粒的尺寸，这样小颗粒将不会消失(除非需要)，大颗粒将充分石墨化。石墨化应该低于50重量％，优选在6至30重量％之间。4、控制石墨化程度的主要方法是选择大气压下，在真空或在惰性气体中，从约1200℃至最高达约1700℃下的正确的温度-时间曲线，其是金刚石颗粒和质量的函数。5、为了获得所希望的对在不同技术领域中应用的材料来说是适合的不同石墨化程度，必须选择不同的曲线形状。6、通过选择准确的热处理，可以获得具有非常低的孔隙率、无石墨和在组分金刚石、碳化硅和硅之间有良好平衡的成品。如果石墨化程度低，那么最终组成中包括大量硅或孔隙。石墨化程度越高，成品中将包括更多的碳化硅。

通常，增高温度和延长保留时间将提高产生的石墨量。从金刚石颗粒  的表面朝着金刚石颗粒内部移动的石墨化速度也可以通过结晶方向和材料的杂质和缺陷量来确定。当所有的其它条件相同时，石墨化向前扩展的速度对于大和小金刚石颗粒来说是相同的。然而，颗粒尺寸之间的差异决定大和小颗粒的相对石墨化程度不同。小颗粒的石墨化程度明显高，并且石墨化程度与金刚石颗粒的比表面积成比例。因此，重要的是选择最佳热处理条件以便控制通过建议的方法制备的材料的生产率，并且当使用小金刚石颗粒时这点更重要。对于小颗粒，非常重要的是在高于1200的温度区域中加快加热速度，因为石墨化速度主要取决于温度。因此石墨化减缓(与相同温度下的缓慢加热相比)，石墨化程度不会超过所需的界限(≤50重量％)。这使随后的中间体的液体硅渗入成为可能。将不会发生整个坯体中的硅渗入，除非整个坯体中存在足够尺寸的孔隙。准确控制和完成石墨化过程。这样必须调节所使用的设备和材料。根据经验使这些参数中的一些发生联系以配合所使用的设备和材料。

附图2表示在特定温度下石墨化程度和石墨化时间的关系。正如所看到的一样，与大金刚石颗粒(28/20和63/50)相比，小金刚石颗粒(5/3、10/7、14/10微米)的石墨化程度提高的更快。颗粒尺寸越大，相对石墨化速度的提高越缓慢。

与石墨化过程有关的优点之一是改善了金刚石表面。通常金刚石价格与质量和尺寸有关。众所周知，大多数金刚石颗粒的表面层具有非常多的缺陷。表面上的缺陷和杂质将降低机械和化学稳定性。不希望表面有缺陷和杂质，但是又不希望使用昂贵的高质量的金刚石。这可以通过热处理有意使金刚石的表面层转化为石墨来实现。石墨化从表面开始，逐渐扩展到颗粒的更深处。此外，通过金刚石的石墨化不仅可以改善金刚石的表面，而且可以改善其总体性能。当加热时，金刚石中开始扩散运动。通过这种扩散运动，金属和其它杂质迁移至金刚石表面，并且埋置在碳化硅或硅中。当石墨化转化金刚石表面的缺陷层时，将导致颗粒的总性能改善，因此导致整个复合材料的性能得到改善。为了获得这种改善，金刚石颗粒周围的石墨层至少应该是50纳米，优选厚于200纳米。石墨化应该不低于1重量％，优选至少是6重量％。

金刚石石墨化的另一非常重要的贡献是形成的包敷每单个金刚石颗粒的SiC的结合非常强。金刚石将被结合到基体中，并且在所需的应用中金刚石颗粒不会剥离出。

在获得一种致密或几乎致密的无石墨的坯体的整个制备过程中，必须遵守一定的规则：

材料的孔隙率由尺寸不同的孔隙组成；较大孔隙和较小孔隙。

预制的工件在热处理和硅渗入之前具有一定体积％的孔隙率和一定的孔隙尺寸，可以通过金刚石颗粒尺寸和尺寸分布，通过存在或加热的其它材料以及生坯体的最终压制来确定。

在金刚石的石墨化期间，对应于形成的石墨量，金刚石含量将降低。必须控制坯体中非金刚石的总量(包括加入的热解碳或来自可能残余的粘合剂的)以便获得具有相对于元素硅的最佳碳化硅(非金刚石碳和硅之间反应形成的)含量的成品，其中元素硅填充孔隙，从而获得致密或几乎致密的坯体。

通过发明人的研究表明，初始孔隙率和石墨化程度影响成品的性能。在工件的孔隙率大于60体积％时，工件的强度对于实现随后的加工步骤来说是不足的。当工件的孔隙率低于25体积％时，难以将硅渗入中间体中，并且成品中将具有明显的残余孔隙率。如果石墨化程度高于50重量％或者如果淀积的热解碳和来自粘合剂的残余碳超过25重量％，也出现同样问题，这是因为限制的小孔将不是足够大的(由于碳层太厚)。在这种情况下，在硅渗入期间，中间体的表面区域中形成致密的碳化硅层，这将阻止液体硅渗入到所述中间体的内部。

对于工件给定的初始孔隙率ε₀，通过石墨化、热解碳淀积形成的碳和来自粘合剂的任何可能残余的热解碳的最大碳量(在稍后的加工步骤中所有的碳将与渗入的硅反应形成碳化硅)列于附图3a中。由附图可以看出，对于任何可接受的组合，石墨(α)和热解碳包括来自粘合剂的残余碳(γ)也是有区别的。该过程受与孔隙率有关的总碳量限制。在一定的初始孔隙率下，如果碳含量太少，那么最终的复合材料将包括大量的硅。如果碳含量过高，那么在最终复合材料中将保留一定量的残余碳，这点是不希望的，因为在该材料中碳与缺陷的作用相同。同样参见附图3b和附图3c，它们表明在一定初始孔隙率下石墨化程度和最终复合材料的组成之间的关系。正如所示的一样，组分金刚石、碳化硅和硅的变化是线性的。当石墨化程度提高时，碳含量提高，而金刚石和硅含量降低。

这些附图是通过在总坯体的体积不改变和所制备的坯体中无孔隙的情况下使用下列公式描绘的：

在最终复合材料中金刚石的含量：φ_D＝(1-ε₀)(1-α)(公式1)其中α是石墨化程度，即石墨量，ε₀是工件的初始孔隙率。

最终复合材料中碳化硅的体积含量由已经与硅反应的碳量计算：

φ_SiC＝(1-ε₀)(γ+α)ρ_DM_SiC/(ρ_SiCM_C)(公式2)，这里ρ_D和ρ_SiC是金刚石和碳化硅的密度，M_SiC和M_C是碳化硅和碳的分子量。

最终材料中硅的体积含量是：φ_Si＝1-(φ_SiC+φ_D)(公式3)。

为了制备无孔材料，必需满足φ_Si≥0的条件。该条件是通过使α和γ值落入附图3a所示范围中来实现的。因此在最终材料中可以嵌入以满足φ_Si≥0的条件的热解碳和粘合剂残余物的量在很大程度上取决于石墨化程度。

根据附图3b-c，在γ＝0下，公式1、2和3的解表示工件的金刚石复合组成和初始孔隙率之间的关系。

附图4表示根据该方法制备的试样的X-射线衍射分析的结果。从附图4可以明显看出由金刚石粉末制成的初始工件包括金刚石相(用《D》标示)。随后对工件进行热处理以获得中间体，从而导致在中间体中形成石墨相，如附图4b所示(用《G》标示)。在随后中间体的硅渗入中，硅与石墨反应，生成碳化硅。附图4c表示在成品中不存在石墨，而是存在金刚石、碳化硅(用《SiC》标示)和硅(用《Si》标示)。

在各种不同的加工步骤中，通过对该材料采用参数变值法来控制成品的最终性能和制造成本。参数变值法可以是参数的连续变化，即梯度。在整个坯体或部分坯体中采用梯度和/或参数变化的不同组合。

采用的参数是：

·金刚石颗粒尺寸

·金刚石质量

·金刚石粘结

·孔隙率和孔尺寸

·碳化硅和硅的含量

这些参数中的几个是相互依赖的。这将在下面的通过梯度和梯度组合来控制最终性能的实施例中显示。

金刚石颗粒尺寸的变化：

不同尺寸金刚石的组合

本发明的材料不仅可以包括一种尺寸的而且还可以包括几种尺寸的金刚石颗粒。在该材料中使用多种尺寸的金刚石可以赋予该材料特定的性能。大金刚石颗粒使该材料具有好的磨损性能(这里是指磨损、磨蚀、切割或其它通过机械除去材料的性能)。然而，SiC/Si基体相对低的耐磨性能可能导致不结合，这些大的金刚石从基体上脱落，特别是在苛刻的操作条件下因此减少复合工具的寿命。在均匀的混合物中通过大金刚石颗粒和小金刚石颗粒的组合将由于制备的新基体的耐磨性提高而延长工具的寿命。小的金刚石颗粒可以使复合材料增强。由于小的金刚石颗粒分布在整个SiC-Si基体中，所以提高了扬氏模量、导热率、硬度、耐磨性等。例如，与无金刚石的SiC-Si基体相比，当SiC-Si基体中包括约40体积％的尺寸是约10微米的金刚石颗粒时，扬氏模量将由400提高至650GPa，导热率将由80提高至250W/mK。所以，与仅使用大金刚石相比，小金刚石和大金刚石一起使用不仅可以改善材料的性能而且也更经济。

金刚石尺寸的梯度

通常使用不同金刚石尺寸制备的材料或在不同部分浓度不同的材料的缺陷是各层的物理/机械性能不同。这些不同可以在界面产生所不希望的应力情况，并因此使该复合材料减弱。

通过本发明的方法可以制备具有在整个的坯体中具有先前规定的尺寸连续改变的金刚石颗粒分布的材料，一种具有尺寸梯度的材料，其具有均匀变化的性能，将能克服或显著降低上述缺陷。

制备具有梯度分布的复合材料的具体方式例如是在模具中形成具有三种不同部分的坯体。在第一部分中，使用尺寸是A、B和C的颗粒混合物。第二部分由尺寸是A、C和D的颗粒组成。第三部分依次由尺寸是A、D和E的颗粒组成。尺寸是A的金刚石颗粒是最小的。在整个坯体中具有小金刚石颗粒(尺寸A)可以提高基体即大金刚石颗粒之间的材料的强度。在放置到模具中之后，振动这些单个部分，然后最终将它们压制在一起。然后通过石墨化、热解碳以及在硅渗入期间使这些部分相结合。在整个坯体中各部分之间的颗粒尺寸平滑过渡将形成具有尺寸梯度的材料，以及尺寸是A的小金刚石将使基体增强。

具有梯度分布的优点是可以提高该材料所希望区域中的与金刚石颗粒尺寸有关的某种性能，例如提高暴露在磨损下的区域中的耐磨性。一种切实可行的实例是当作为垫圈和轴承使用时。此外，与仅使用大金刚石相比，使用小金刚石更经济。

金刚石质量的变化

高质量的金刚石通常比低质量的金刚石更昂贵。术语质量可被理解为随下列参数变化的某种性能；如果结晶非常好或不好，那么是机械和光学性能，如果它们是合成或天然等，那么是缺陷如杂质和裂缝(主要在表面中)以及形状。

本发明复合材料中那些在应用时无需太高性能的部分可以使用廉价的质量差的金刚石来制备。使用高质量的金刚石可以提高关键区域的性能和特性。通过这种方式可以降低金刚石的总成本。此外石墨化将改善表面质量低的金刚石表面。

大金刚石结合的变化

根据我们的方法制备的材料可以使用在各种不同的应用领域中，例如从用于研磨、切削、粉磨的工具到其中与该复合材料接触的材料未受损的应用中。

该方法通过使每种领域中使用的复合材料的特性最佳化来使该材料适合于不同的应用领域。由于其优良的硬度，金刚石是用于加工工作的主要部件的复合材料的组分，因此可以通过改变金刚石的参数即类型、颗粒尺寸和浓度进行这种调节。

这里存在几种类型的金刚石颗粒：从具有尖锐切割边的结晶非常好的块状单晶到彼此的顶部由不同金刚石层组成的类型，例如每层均具有切割边的洋葱状。后一种类型有时也被认为是易碎的。这二种类型的金刚石具有明显不同的性能，并且在这些极端情况之间还存在各种不同的金刚石类型。

在其它的材料中，例如用于研磨轮时，已知所选择的金刚石类型对研磨轮的性能有较大的影响。然而，为了以适当的方式调节该性能，需要调节金刚石的粘结力以适应所使用的金刚石类型。

已知的研磨轮材料难以这样精细地调节最佳特性所需的粘结。原则上研磨轮具有三种不同的粘结方式：树脂粘结、金属粘结和玻璃粘结。

通过本发明的方法可以很好地调节大金刚石(＞20微米)的粘结和粘结基体(由小金刚石、碳化硅和硅组成)的性能。基体的适合的硬度可以通过改变尺寸＜20微米，优选＜10微米的小金刚石(0至50体积％)、碳化硅(20至99体积％)和硅(1-30体积％)的浓度来选择；因此也可以选择基体的耐磨性和随后的大金刚石颗粒的粘结。

通过改变基体的组分可以选择基体的硬度在约20至63GPa的范围中；金刚石的硬度是约100GPa，碳化硅的是约25GPa，而硅的硬度远远小于10GPa。通过这种调节，可以使在不同应用中使用的这种改进材料的性能最佳化。

对于需要相对弱粘结的金刚石类型优选基体的硬度是20至30GPa，而对于需要强粘结的金刚石类型基体硬度是50至63 GPa；对于需要中等粘结强度的金刚石类型或混合物，基体的硬度是30至50GPa。

工件中孔隙率和孔尺寸的改变；孔隙率和孔尺寸的梯度

通过本发明的方法可以制备在整个坯体中具有不同孔隙率和各种孔尺寸的中间体。通过该方法可以制备总孔隙率是25至60％和孔尺寸与金刚石颗粒尺寸平行的工件。

孔尺寸决定可以使中间体中所有的非金刚石碳与硅反应而应得到的硅渗入程度。太小的孔尺寸和太大的孔尺寸、不适合的孔通道的分布、不适当的渗入、太高的硅粘度等均可导致渗入的阻止，因为产生碳化硅阻止熔融硅进一步渗入基体中，即整个坯体中。因为特别窄的孔易于堵塞，从而阻止和中断进一步渗入，所以它们是处于临界状态的。

渗入的阻止是限制制备厚和大的用于如工程元件、结构构件、支撑装置例如轴承等目的的渗入体的原因之一。

通过金刚石颗粒尺寸从生坯体的表面向中心连续递减的分布，制备具有孔尺寸梯度的坯体。从坯体的中心向表面增大的孔尺寸将由于表面区域附近阻止渗入的危险被降至最低来使硅渗入坯体的内部，从而促进了渗入。孔隙率的构成可以制备比以前更大的坯体。此外，在该方法中，一定量的碳紧挨着金刚石，而不是处于金刚石之间，当形成适当的孔结构时这点是有利的。

实际中，孔尺寸梯度易于由金刚石尺寸梯度获得，并且也可以通过改变生坯体中金刚石的堆积密度、金刚石的装载量来实现。

碳化硅和/或硅的含量和梯度结构的变化

碳化硅和硅基体与金刚石颗粒紧密粘结，使本发明的材料具有优良的性能。此外，对于该材料的性能碳化硅的含量是重要的，其含量例如影响硬度和金刚石的粘结。硅含量也影响这些性能，通过硅含量将降低硬度和耐磨性。受组分影响的其它性能例如是随着金刚石颗粒的增大导热性增强，随硅含量的增大导电性增强。

因此，希望金刚石、碳化硅和硅之间存在一种非常平衡的组合。对该复合材料来说组分的平衡取决于预期的特定用途。通过改变组成可以控制它们的性能，并因此使它们适应不同的应用。改变成品中硅和碳化硅含量的方式将改变与获得的孔隙率有关的非金刚石碳的含量。这点例如可以通过改变热处理条件而形成不同量的石墨和热解碳，通过由粘合剂残余物存留的不同的非金刚石碳含量，通过金刚石尺寸/孔尺寸的改变(通过尺寸的梯度将产生碳化硅和硅的梯度)等来实现。

当作为工程材料使用时，优选非常致密的坯体。然而，在某些应用中，例如研磨轮优选多孔的成品。必须控制剩余的孔隙率，但这是非常困难的，如果当真可能的话，通过液体硅渗入坯体来控制。一种理由是难以精确地加入该过程所需的硅量，特别是对小的物件。这导致不能控制渗入体的均匀性。硅太少将导致材料中存在过量的碳。另一个理由是沉积可能过量的硅时不能进行控制。

通过本发明方法采用硅预渗入技术更易于控制成品中的剩余孔隙率，例如通过将中间体暴露在硅蒸汽中，或者使用CVD技术沉积Si。在该方法中加入的硅量可以通过蒸发的硅量、该过程的温度、压力以及时间相组合来控制。

加入硅蒸汽是另一种影响最终材料中碳化硅和硅含量的方式，与其它参数的变化无关。

预成型和近网状成型技术以及中间体的增强

通过该方法可以制备具有各种不同预定尺寸和形状的坯体。制备的坯体可以是大体积的并且具有复杂的形状，其将在这部分进行说明。

通过采用先前已知的方法，在临时模具或与粘合剂的蒸发/分解和硅渗入相同的模具中使与碳质材料混合的涂覆或未涂覆碳的金刚石成型为生坯体。对于这种成型可能需要相当大量的粘合剂，特别是当使用大金刚石颗粒时。当放置在熔炉中时由于每个生坯体均需要一个模具，所以降低了生产效率。模具的消耗非常高；由于在热处理中高的磨损，模具的寿命被降低。当该复合材料脱模时也成问题。通常使用石墨模具，在液体硅渗入步骤中，一些硅与石墨反应，并因此出现坯体脱模问题。

相对于一些先前已知的其它方法来说，我们方法的预成型技术不受制于使用的模具、制备具有复杂形状的模具的能力或从模具中释放出或取出渗入的坯体的能力。通过已知的技术例如在模具中压制、流延和粉浆浇铸、注射成型等进行本发明的生坯体的成型。在成型步骤、热处理步骤或渗入步骤中可以使用模具，但不是必需的。优选在不使用模具下进行热处理和渗入步骤。

在石墨化期间，将金刚石转化为低密度的石墨，因此需要更大的体积。然而，本发明方法的特征在于在整个工艺步骤中，从生坯体/工件的成型，经最后的步骤至成品(除有意的中间体切削外)。结论是金刚石颗粒的石墨化影响中间体中的孔隙，即孔隙率的变化。因此该方法确保整个方法中的尺寸和形状一致。这种几乎网状的技术保证产生过程无废料，并且可以制备具有预定尺寸和形状的成品，因此成品除最后的修整操作外不需要切削。

附图5表示在工件不同的初始孔隙率下，在石墨化阶段中间体孔隙率(ε)与石墨化程度(α)的线性变化。

除非额外希望对中间体进行机加工，也就是说，如果对形状无特殊需要，那么优选从石墨化过程中产生碳。

该方法的近网状成型技术可以在很大的范围内应用。然而，倘若除近网状成型技术外还希望中间体的可加工性，例如，如果成品需要非常复杂的形状，热解碳沉积在坯体中或硅预渗入到坯体中是有利的。经沉积获得一种坚固的坯体，并且使中间体具有优良的强度，甚至在不使用任何粘合剂的情况下，其不是由仅具有石墨化表面的金刚石颗粒组成的中间体的情况。

这样可以使用相对高级的方法例如切割、车削、钻孔来加工中间体，而不会损坏它。与那些仅通过生坯体/工件的成型获得的形状相比，这使更复杂的形状成为可能。此外，因为成品具有高的硬度，其加工非常困难，所以这也表示显著地节约了成本。

为了选择由石墨化生成的碳量和热解碳过程之间最好的关系必须分析所需的附加加工和所需的性能。需要在约850℃下约5至6小时的热处理使热解碳沉积到具有以总重量计5重量％的20/28微米的金刚石的生坯体中，而在1550℃下仅需3分钟将约15重量％的金刚石转化为石墨。与加工最终制备的坯体相比，使用热解碳是更经济的，因为，由于制备的材料具有非常高的硬度和突出的耐磨性，这种加工是耗时和困难的。

通过采用金刚石石墨化或金刚石石墨化与热解碳沉积或硅预渗入相结合的方法，可以制备大尺寸和形状非常复杂的坯体。通过在热处理和硅渗入之前，通过工件元件的接合来制备中空坯体和具有孔和空腔的坯体。例如，可以通过接合二个中空半球来制备中空球，通过六块板来制备中空六面体。该技术是非常有利的，因为当同时省去最终材料的额外昂贵的和漫长的加工时，它可以节约昂贵的金刚石材料和减轻成品的重量，并且可以制备适合于不同工程目的的中空构件。也可以制备具有与非环状截面的传动轴的形状或尺寸相配合的空腔的坯体。然后将该传动轴配合到最终的复合坯体中，最后使用粘合剂将传动轴粘结到复合材料上。正如上面所描述的，通过使用能够促进硅渗入的孔尺寸梯度也可以制备厚且大的坯体。

此外，当制备复合体上，可以在制备时采用热解碳沉积来加工出采用模压不允许或不能加工的形状，而且不用破坏模具或者例如不用使用可以分开的模具。

显然，这里存在通过几个中间体相互叠置并在它们之间具有硅层来制备大坯体的可能性。这可能导致非均相混合物、非均相渗入、坯体收缩和与形状稳定性有关的问题。因此我们的方法是优选的。

也可以使有意识的石墨化和一开始例如通过加入大量粘合剂来加入碳质材料相结合，但是优选本发明的方法。进行使金刚石与碳质材料如碳黑和碳纤维以及粘合剂如石蜡和环氧树脂混合在一起的试验。这些试验的结果表明，在渗入之后，工件和试样开裂并且裂口，同样也显示出形状的改变

本发明材料和方法的优点

本发明最大优点之一是通过改变工艺参数来完成所需的工件的金刚石石墨化，从而获得制备具有预定所需形状、所需强度、物理和机械性能的多晶坯体的最佳条件。与其中涂覆或未涂覆碳的金刚石与碳质材料混合来制备金刚石-碳化硅-硅复合材料的方法相比，所推荐的使用石墨化和，如果需要，热解碳沉积或硅预渗入的方法具有下面几个优点：

1)金刚石石墨化期间，直接在金刚石颗粒的表面形成石墨，并且在可能的热解碳沉积期间，碳直接沉积在石墨化的金刚石上。因此碳与表面紧密接触。因此，为了随后的中间体的硅渗入，颗粒之间的临界小孔应保持畅通。当采用已知的碳质材料与金刚石颗粒混合的技术时，将较小的碳黑颗粒或碳纤维等放置在金刚石之间。这些较小颗粒可以聚集在狭窄的孔中，因此使孔更小，从而对硅渗入有不利的影响。

2)碳分布对最终材料的性能是重要的。通过金刚石转化为石墨和通过可能的坯体上的热解碳沉积使碳层与金刚石表面紧密接触。这种紧密接触保证直接在金刚石颗粒表面上形成碳化硅，因此形成具有高粘结力的金刚石-基体界面，也就是说金刚石牢固地粘结到碳化硅-硅基体。由于小和大金刚石这二者的高度粘结改善了性能。在不同的应用中使用时，金刚石不易于从基体上掉下。该材料是非常耐磨的。当在需要非常强的粘结性的作业中使用时，在该方法中全部使用大的金刚石颗粒，而在常规的磨料(具有金属或有机粘结剂)中，在从基体中脱落之前，所使用的金刚石仅约50体积％。

3)最终粘合剂和石墨化的热处理可以使用与硅渗入相同的设备完成(当不采用热解碳沉积时)。因此，这些工艺步骤可以在同一窑炉中一步一步完成，因此降低了制备最终材料的总时间。

4)金刚石的石墨化在金刚石颗粒的表面开始，逐渐朝颗粒的更深处发展。石墨化转变了金刚石表面的缺陷，从而改善了颗粒的性能，以及整个复合材料的性能，例如与热稳定性有关的性能。这允许使用成本相对低的金刚石。

5)在本发明中，有或无沉积的热解碳的金刚石石墨化避免了与作为碳源的碳质材料中的物理混合有关的各种不同的问题。这些问题包括不均匀的碳分布，与硅的不完全反应，孔的堵塞和由于不同的尺寸造成的不均匀性，混合材料的形状和密度。

6)从金刚石的表面开始，线性膨胀，石墨化将保证在整个坯体体积中快速和恰当地形成碳。仅相对少量的金刚石被转化。因此，当制备非常厚和大的坯体时，因为甚至在坯体的深处形成碳能力且无堵塞用于随后渗入的孔的危险，所以石墨化是有利的。

7)在我们的方法中，最初的生坯体仅包括一种固体材料，金刚石。当使用最新的成型方法例如粉浆浇铸或泥浆浇铸时，这是有利的。这些成型方法能够保证制备具有复杂形状的制品，如果使用纤维，这些成型方法可能更复杂。

8)该方法由于近网状成型技术可以获得各种不同复杂的形状，并且能够使用更高级的方法加工中间体。热解碳沉积或硅的预渗入将保证在加工复杂的形状时具有足够的初始强度。成品的形状和尺寸不受成型技术的限制。由于在热处理和硅渗入步骤中不受使用模具的成型技术的限制和避免使用昂贵的模具，这对成本是有利的。此外，这里不存在与坯体脱模有关的问题。

9)本发明的方法由于在一批中可以制备许多坯体具有在成本方面显著的优点，并且制备碳的主要方法，金刚石石墨化，是一种比热解碳更快的方法，并且不使用气体。由于坚固的中间体的加工性，可以避免对成品进行漫长和昂贵的加工。如果不需要附加的加工，该方法是一种非常简单的其中在硅渗入之前进行金刚石石墨化的“一步法”。这里不需要使用模具，除非在成型的情况下。由于网状成型，不需要或几乎不需要对成品进行修整和加工，这样进一步降低成本。可以使用具有相对低价格的金刚石。

本发明的材料拥有以下几个优点：

该方法的多样性是独特的。改变其工艺参数可以使制备的材料具有所希望的性能。使用该方法可以不仅可以制备具有好的耐磨性和具有改进的磨损、研磨和其它机械移动操作性能的材料，而且还可以用于结构和工程目的，轴承材料等。

本发明的一个特点是所推荐的材料的特征在于可以同时兼备不同的优良性能并且可以结合更好地符合各种所需应用的性能。

可控制的性能是：

1、与低密度相结合的高扬氏模量和足够的强度。

2、金刚石的高硬度和高粘结强度产生优良的耐磨和耐蚀性。

3、与金刚石含量有关的高导热性、低热膨胀系数。

4、在暴露于高达1500至1600℃的温度下之后机械性能的保持。

5、具有高的抗热冲击性的陶瓷复合材料。

6、导电性。

当小和大金刚石颗粒混合在一起时，二种情况影响材料的性能；金刚石颗粒和基体之间的高粘结性和由于分布在其中的小金刚石而引起的基体的高耐磨性。如果与基体的粘结性不足或者基体具有低的耐磨性，大的金刚石颗粒将从材料上脱落。小的金刚石颗粒使基体增强，赋予基体高的耐磨性和提高的刚度、强度以及导热性。所有的这些显著改善材料的磨损性能(磨损、切割和材料的其它机械移动性能)；提高的导热性降低了金刚石颗粒工作区域的温度。当用作高精度加工时，成品刚度的提高将延长工具的寿命。

实现本发明方法和材料性能的实施例

下面使用不同的金刚石类型制备试验用试样：ACM5/3合成金刚石颗粒(尺寸范围3至5微米)，ACM10/7合成金刚石颗粒(尺寸范围7至10微米)，ACM14/10合成金刚石颗粒(尺寸范围10至14微米)，ACM28/20合成金刚石颗粒(尺寸范围20至28微米)，ACM63/50合成金刚石颗粒(尺寸范围50至63微米)，以及A-800/630天然金刚石颗粒(尺寸范围630至800微米)，均来自于Superhard Material Institue，Kiev，Ukraine。

实施例1：性能的控制

为了证明制备具有不同的决定性性能的材料的能力，我们选择a)E-模量和b)电阻率的变化。本发明的方法通过可控选择下列工艺步骤来获得这些结果：

1、由ACM28/20型的金刚石微粉和粘结剂(25％的苯酚甲醛树脂的

   醇溶液)制备混合物，其中粘结剂的含量以干燥树脂计是金刚石

   粉末重量的2重量％。充分搅拌该混合物，并使该混合物通过筛

   网尺寸是200微米的筛子。

2、使用金属模具，通过在室温下在45KN的压力下压制来制备长度

   为50毫米和矩形横截面是6×5毫米的棒材。

3、从模具中取出生坯体，在空气下在室温中保持10小时，随后在70

   ℃下干燥1小时，在150℃下硬化1小时。制备的工件包括98重

   量％的金刚石(56体积％)和孔隙率是41体积％。

4、在1550℃下，在真空(压力0.1毫米汞柱)中对试样进行热处理。

   将试样1加热3分钟，试样2加热10分钟，试样3加热20分钟，

  试样4加热30分钟。

5、在1550℃下，使熔融硅渗入中间体的表面。

结果获得长度是50毫米、矩形横截面面积是6×5毫米的多晶棒材，即在测量技术的精确度(±0.001毫米)内，尺寸和形状未变化。该坯体包括通过碳化硅和硅粘结的金刚石颗粒。

附加地，使用暂时粘结剂由金刚石粉末制备试样5至7(5×6×50毫米)。试样5是由金刚石粉末ACM10/7制备的，试样6是由金刚石粉末ACM63/50和ACM14/10的混合物制备的，试样7是由金刚石粉末ACM63/50和ACM10/7的混合物制备的。

在真空中，在1550℃下对工件进行热处理，然后渗入液体硅。

如上制备的试样的性能表

试样				含量<体积％>			性能
										编号	原材料	热处理(分钟)	金刚石含量的降低(wt-％)	D	SiC	Si	E-模量(GPa)	电阻率(mOhm·m)	最终孔隙率(vol.-％)
1	ACM 28/20	3	16	47	32	21	550	0.28±0.01	0.06
										2	ACM 28/20	10	19	46	39	15	580	1.03±0.02	0.09
3	ACM 28/20	20	22.5	43	45	12	580	1.79±0.02	0.09
										4	ACM 28/20	30	25	41	49	10	580	1.88±0.02	0.12
-									密度[kg/m3]
										5	ACM 10/7	3	23	45	50	5	638	-	3300
6	60wt％63/5040wt％14/10	3	8	65	21	14	660	-	3280
										7	60wt％63/5040wt％10/7	3	12	62	31	7	718	-	3340

因此，该试验证明通过控制工艺参数和材料组成，可以获得具有目标性能的材料。

特别地，材料中硅含量的降低可以提高电阻率。材料的电阻率与相应的半导体材料相同。该材料具有足够的电阻率，并且例如在对该材料进行额外加工时可以采用电腐蚀加工。通过四探针法测定电阻率。

正如所看到的一样，E-模量可以在很宽的范围内变化。通过从试样6中的小金刚石ACM14/10到试样7中更小的金刚石ACM10/7的变化，可以将E-模量提高至更高。

实施例2：通过在熔融硅中浸渍进行渗入

制备金刚石粉末ACM10/7和加入量是10重量％的乙醇的混合物。充分搅拌该混合物，并通过筛网尺寸是200微米的筛子。

使用金属模具，通过在室温下在45KN的压力下压制来制备长度为50毫米和矩形横截面是6×5毫米的试样。

从模具中取出生坯体，在室温中保持3小时。工件包括100重量％的金刚石和孔隙率是42体积％。

在1550℃下，800毫米汞柱的压力下，在氩气介质中进行工件的热处理。热处理使中间体中的金刚石浓度降低22重量％。注意到，选择热处理的温度和时间使硅完全熔化，但是在工件的热处理完成之后开始。通过在1550℃下将中间体浸入熔融硅中进行中间体的渗入。

获得的多晶坯体实际上是无孔的(＜1体积％)，其长度为50毫米、矩形横截面面积是6×5毫米的多晶棒材，即在测量技术的精度(±0.001毫米)内，尺寸和形状未发生变化。

成品包括通过碳化硅和硅基体粘结的金刚石颗粒(45体积％金刚石、48体积％SiC、7体积％Si)，其密度是3.28克/立方厘米。测定如上制备的无任何加工或抛光的试样的三点抗弯强度，其是400MPa。

实施例3：热稳定性、E-模量和比刚度的测定

试样1是由金刚石粉末ACM10/7制备的，试样2是由金刚石粉末ACM14/10制备的，试样3是由金刚石粉末ACM28/20制备的，试样4是由金刚石粉末ACM63/50和ACM10/7的混合物制备的。由金刚石粉末和临时粘结剂制备尺寸是5×6×50毫米的棒材。在真空中，在1550℃下对工件进行热处理，然后渗入液体硅。

测定密度、扬氏模量和热稳定性，并采用关系：H＝E/(ρ*g)(这里E＝扬氏模量，ρ＝密度，g＝9.8米/秒²，重力加速度)计算比刚度，H(参见表)。

在真空中，在45分钟内，在1200℃、1300℃、1400℃、1500℃、1600℃的温度下通过连续加入试样来研究热稳定性。在每次热处理之后，在室温下测定扬氏模量和试样的形状。这里保持扬氏模量的稳定温度被规定为在热处理之后扬氏模量的变化不超过初始值4％的最高温度。这里保持形状的稳定温度被规定为试样的形成无变化和试样不开裂的最高温度。

如上制备的试样的性能表

试样		最终含量	性能
								编号	起始金刚石粉末	材料组成(vol-％)	密度(kg/m3)	杨氏模量(GPa)	比刚度(106m)	热稳定性(℃)
		杨氏模量保持不变	形状维持不变
				1	10/7	金刚石46SiC 47Si 7	3290	630					19.1	1500℃	1500℃
2	14/10	金刚石46SiC 42Si 12	3250						580	17.8	1500℃	1500℃
				3	28/20	金刚石49SiC 31Si 29	3180	560					17.6	1500℃	1700℃
4	60wt％63/5040wt％10/7	金刚石62SiC 3lSi 7	3340						718	21.5	1600℃	1600℃
				SiC陶瓷的数据(来源1)			3100-3200	400-420					13	-	-

结果表明，制备的材料具有突出的热稳定性：在最高达1500℃的温度下仍然保持它们的性能，比其它金刚石多晶材料的高300至400℃，参见来源2)。因此，制备的材料可以在高温条件下使用。该表同样表明，该材料具有优良的刚度，其远远高于已知材料的性能。

1)G.G.Gnesin“无氧陶瓷材料”(“Oxygenless ceramicmaterials”)，Kiev Technology，1987，第139至142页。

2)A.A.shulzhemko，“金刚石基的多晶材料”(”Polycrystallinematerials on the basis of diamond”)，Kiev，1989。

实施例4：测定抗弯强度

试样1是由金刚石粉末ACM14/10制备的，试样2是由ACM28/20制备的。试样3是由金刚石粉末ACM63/50和ACM10/7的混合物制备的。试样4是由金刚石粉末ACM63/50和ACM28/20的混合物制备的。试样5是由ACM28/20制备的。按照实施例3制备试样1至5，但是试样1至4为圆板(φ＝20毫米，h＝2毫米)，试样5为用于测定三点抗弯强度的棒材。

如上制备的试样的性能表

试样	起始金刚石粉末	材料组成(vol％)	密度(kg/m3)	σ双轴弯曲[MPa]
					1	14/10	金刚石46SiC 42Si  12	3250	260
2	28/20	金刚石49SiC 32Si 19	3190	115
					3	90wt％63/5010wt％10/7	金刚石58SiC 14Si  28	3140	125
4	80wt％63/5020wt％28/20	金刚石57SiC 14Si 29	3120	136
					-	-	-	-	σ3-p[MPa]
5	28/20	金刚石44SiC 48Si 8	3270	310

该表表明，如上制备的该材料的板例如在作为结构材料使用时具有足够的抗弯强度。抗弯强度是在如上制备的无任何加工和抛光的试样上测定的。

实施例5：导热性的测定

按照实施例3制备所有的试样。试样1至3是圆柱状(φ＝15毫米，h＝10毫米)。试样4至8是圆板状(φ＝20毫米，h＝2毫米)。所使用的金刚石粉末参见表。在静态热流的传送期间通过测定试样上的温度差异来确定试样的导热性。采用电腐蚀在试样1至3中开二个直径是1毫米和深度是8毫米的与圆柱体的底面平行的开口。二个开口之间的距离是6毫米。

由金刚石粉末ACM63/50和ACM14/10的混合物制备试样9。在20至100℃的温度范围内使用石英膨胀剂测量热膨胀系数。测定随温度的提高试样尺寸的线性变化。因此确定沿试样长度的热膨胀系数。

性能表

试样	起始金刚石粉末	组成(vol-％)			导热率(W/mK)
						D	SiC	Si
		1	5/3	29					70	1	180
2	28/20				49	20	31	200
		3	14/10	46					42	12	260
4	60wt-％63/5040wt-％5/3				54	40	6	370
		5	10/7	45					48	7	267
6	28/20				47	32	21	259
		7	Al	-					-	-	225
8	Cu				-	-	-	400
		来源1)的碳化硅陶瓷数据		-					-	-	80-85
-	-				-	-	-	热膨胀系数(×106/K)
		9	60wt％63/5040wt％14/10	65					21	14	2.2

该表表明，根据本发明制备的试样具有优良的导热性，其比碳化硅陶瓷更高，并且也比铝的高。金刚石浓度高的试样4的导热性接近铜的导热性。

金刚石复合材料的热膨胀系数非常低。

1)G.G.Gnesin“无氧陶瓷材料”(“Oxygenless ceramicmaterials”)，Kiev Technology，1987，第139至142页。

实施例6：生坯体、工件和中间体的双轴强度的测定

在石墨化和热解碳沉积之后，中间体的强度将提高，这样便允许在硅渗入之前加工中间体。在该试验中，测定生坯体、工件和中间体的双轴强度。中间体由沉积的热解碳和水墨化坯体组成。

生坯体通过压制金刚石粉末来制备。工件通过在1000℃下在真空中加热生坯体20分钟以除去粘结剂而获得。通过在1550℃下石墨化3至30分钟并在850℃下沉积最高达5重量％的热解碳(顺序可以不同)来制备中间体。根据它们的处理将试样分为9组。每组制备二种类型的试样(金刚石颗粒的尺寸不同)。对每一种处理和颗粒尺寸的组合均测试5个试样，结果是它们的平均值。

平均双轴强度表

试样	金刚石颗粒尺寸(μm)	试样的处理步骤	σbiax[MPa]
						生坯体：
1-2	5到28	压制生坯体	1.1-1.4
						工件：
3-4	5到28	在1000℃下加热工件	2.8-3.4
						中间体：
5-18	5到28	石墨化3-30分钟和热解碳的沉积	2.3-12.9

正如从表中看到的一样，工件的强度明显高于(约2倍)初始生坯体的强度。热解碳的沉积对提高试样的强度来说是一种有效的方法，并且可以在石墨化之前或之后使用。

总之，结果表明获得具有好的机械强度的中间体，可以在硅渗入前加工该中间体。

实施例7：抗热冲击性

进行抗热冲击性的初步试验。在空气中，将试样加热至1000℃，然后直接将其放入室温下的水中(淬冷)。试样的形状保持不变，并且未发现裂缝。

在第二个类似的试验中，在热冲击之后测定强度。由ACM14/10制备尺寸是5×6×50毫米的试样。将该试样加热至500℃，然后放入室温下的水中。随后使用光学显微镜检查表面，未发现任何开裂或缺陷。进行同样的步骤，并且在加热至800℃之后获得类似的结果。之后，将试样加热至1100℃并且淬冷。这次光学显微镜显示试样表面出现小的微裂缝。测定的3点抗弯强度是约38MPa，该值远远低于初始强度。

工艺试验的实施例

使用下面不同的金刚石类型来制备试验用试样：EMBS 30/40目天然金刚石颗粒，SDB 1025 30/40目，合成金刚石晶体，SDB 1125 30/40目合成金刚石晶体和DEBDUST 30/40目天然椭圆形金刚石，所有的均来自DeBeers Co。30/40目等于金刚石颗粒的尺寸是420至600微米。

金刚石微粉ACM10/7(尺寸范围7至10微米)、ACM14/10(尺寸范围10至14微米)、ACM28/20(尺寸范围20至28微米)、ACM40(颗粒尺寸小于40微米)、ACM63/50(尺寸范围50至63微米)以及A-800/630天然金刚石颗粒(尺寸范围630至800微米)均来自Superhard MaterialsInstitute，Kiev，Ukraine。

实施例8：修整工具试验：耐磨性对比

借助于该实施例，表明通过选择金刚石种类、金刚石质量、颗粒尺寸和颗粒尺寸分布可以控制性能：

该实施例中的修整条件是：

V_轮＝35米/分钟，S_纵向＝0.8米/分钟，S_横向＝0.02毫米/转。

试验该试样用于修整下列类型的俄国砂轮(直径600毫米，宽度63毫米)：600×63×305 14A40II CM1 6K7II(电熔刚玉砂轮，软至中等硬度)；600×63×305 14A40II CT3 7K5(电熔刚玉砂轮，中等硬度至硬的)；600×63×305 14A25II CM2 6K5(电熔刚玉砂轮，软至中等硬度)；600×63×305 14A40II CT3 37K5(电熔刚玉砂轮，中等硬度至硬的)和600×63×305 63C40II CM1 6K7(粗碳化硅砂轮，软至中等硬度)。

修整工具试验1

与参照材料一种来自Superhard Materials Institute，Kiev，Ukraine的复合材料《Slavutich》(在粘结的碳化物基体中具有A-800/630类型的金刚石)相比，对试样1至11进行试验。

试样制备

下表给出制备试样的金刚石类型和不同类型之间的关系。所有的试样均由非常大的(429微米)和较小的金刚石的混合物制成。

所使用的金刚石类型、不同金刚石颗粒的质量比和尺寸比：

试样	大金刚石	细金刚石	热解碳含量	重量比：大/小	平均颗粒尺寸比：大/小
						序号1	A-800/630	ACM 10/7	-	6/10	84
序号2	A-800/630	ACM 14/10	-	6/10	60
						序号3	EMBS 30/40目	ACM 14/10	5％	12/10	43
序号4	EMBS 30/40目	ACM 28/20	5％	12/10	21
						序号5	EMBS 30/40目	ACM 10/7	-	6/10	60
序号6	EMBS 30/40目	ACM 10/7	-	12/10	60
						序号7	EMBS 30/40目	ACM 10/7	-	23/10	60
序号8	SDB 1025 30/40目	ACM 10/7	-	12/10	60
						序号9	SDB 1125 30/40目	ACM 10/7	-	12/10	60
序号10	SDB 1125 30/40目	ACM 10/7	-	6/10	60
						序号11	DEBDUST 30/40目	ACM 10/7	-	6/10	60

在试样1至2的金刚石混合物中加入粘结剂(聚(乙酸乙烯基酯)PVAC)的20％的水乳液，干燥PVAC的加入量是金刚石重量的1重量％)。在试样3至7，10和11的金刚石混合物中加入占金刚石重量的8％(等于加入2重量％的干燥树脂)的粘结剂(苯酚甲醛树脂的25％的乙醇溶液)。在试样8和9的金刚石混合物中加入10重量％的乙醇。

所有的混合物均充分搅拌，试样1至2的混合物通过筛网尺寸是1.5毫米的筛子，试样3至11的混合物通过筛网尺寸是1毫米的筛子。在室温下，使用金属模具，借助于15KN的力使所有的试样压制成型。从模具中取出压制的坯体。试样是直径为10毫米和高度是10毫米的圆柱体。试样1至2在70℃下干燥1小时，在150℃下硬化1小时。试样8和9在室温下在空气中放置3小时以蒸发暂时粘结剂乙醇。在真空(0.1毫米汞柱)中，在1550℃下，对试样1至2进行热处理4分钟。在870℃下，在试样3至4中加入最高达5重量％的热解碳。在真空(0.1毫米汞柱)中，在1550℃下，进行试样3至11的石墨化3分钟。制备的中间体中金刚石含量降低8至14重量％。

在1550℃下，当放置在中间体表面上的硅开始熔化时，液体硅渗入所有的试样中。

成品1至2，3至7和11包括通过由细金刚石颗粒、碳化硅和硅形成的基体粘结的非常大的天然金刚石颗粒。成品8至10的组成相同，但是大的金刚石颗粒是合成的。

成品的组成：

试样	大金刚石(vol.-％)	细金刚石(vol.-％)	SiC(vol.-％)	Si(vol.-％)	基体的计算硬度：
						序号1	25	34	35	6	57
序号2	25	36.6	30.6	7.8	60
						序号3	37.5	30.1	14.1	18.3	57
序号4	37.5	27.8	26.6	8.1	57
						序号5	25	33.5	34.7	6.8	57
序号6	37.5	23.9	27.7	10.9	51
						序号7	50	16.2	21.0	12.8	45
序号8	37.5	23.9	27.7	10.9	51
						序号9	37.5	23.9	27.7	10.9	51
序号10	25	33.5	34.7	6.8	57
						序号11	25	32.6	34.2	8.2	57

假定金刚石的硬度是100GPa、碳化硅的硬度是25GPa和硅的硬度是10GPa，计算基体的硬度。

试验试样1至4用于修整600×63×305 14A40II CM1 6K7II类型的砂轮：

大金刚石颗粒的相对消耗量[毫克大颗粒/千克砂轮]：

试样	起始金刚石(+热解碳含量)	试验试样的介质相对消耗量(mg/kg)	大金刚石的介质相对消耗量(mg/kg)
				试样1	A-800/630+ACM 10/7	-	0.66
试样2	A-800/630+ACM14/10	-	0.63
				试样3	EMBS 30/40目+ACM14/10(+5％ PyC)	1.91	0.78
试样4	EMBS 30/40目+ACM28/20(+5％pyC)	1.59	0.59
				Slavutich	A＝800/630	-	2.16

因此，给定实施例制备的坯体的耐磨性比《Slavutich》材料的耐磨性大三倍。

·试验试样5至9用于修整600×63×305 14A25II CM2 6K5型的砂轮：

大金刚石颗粒的相对消耗量[毫克大颗粒/千克砂轮]：

试样	(mg/千克砂轮)
		试样5	0.52
试样6	0.54
		试样7	0.72
试样8	0.60
		试样9	0.45
Slavutich	1.5

试样的耐磨性比Slavutich材料的耐磨性大约2至3倍。

通过由该试验选择具有相同尺寸和类型的小金刚石和相同尺寸和类型的大金刚石的试样，即相同条件的试样，可以看出硅含量如何影响坯体的耐磨性。

通过对比试样5、6和7，我们可以看出硅含量与计算的硬度以及基体(由小金刚石、碳化硅和硅组成)耐磨性之间的关系，参见下表。计算的硬度与测量的总体硬度57至61GPa(参见实施例12)相吻合。

试样	大金刚石	细金刚石	基体的Si含量(vol％)	复合材料的Si含量(vol％)	计算的基体的硬度	耐磨性
							序号5	EMBS 30/40目	ACM 10/7	9	6.8	57	0.52
序号6	EMBS 30/40目	ACM 10/7	17	10.9	51	0.54
							序号7	EMBS 30/40目	ACM 10/7	26	12.8	45	0.72

耐磨性最好的试样5也具有最高的计算的基体硬度和最低的硅含量。通过比较小金刚石类型相同(ACM10/7)、计算的基体硬度相同(57GPa)但大金刚石类型不同(分别是SDB1025和SDB1125)的试样8和9，我们可以看出，金刚石质量较好的试样9具有较好的耐磨性。

·试验试样10至11用于修整i)600×63×305 14A40II CT3 37K5型和ii)600×63×305 63C40II CM1 6K7型的砂轮：

大金刚石颗粒的相对消耗量[毫克大颗粒/千克砂轮]：

	I型砂轮(mg/千克砂轮)	ii型砂轮(mg/千克砂轮)
			试样10	1.57	2.31
试样11	1.07	2.16
			Slavutich	4.13	13.2

在修整中等硬度的砂轮时，坯体10至11的耐磨性比Slavutich材料的耐磨性大2.5-3.5倍。在修整粗碳化硅砂轮时，大6倍。

修整工具试验2

按照修整工具试验1，使用EMBS30/40目和ACM14/10型金刚石制备试样1。试验来自于WINTER公司(Ernst Winter & Sohn DiamantwerkzeugeGmbH & Co.，Norderstedt，Germany)的试样2和3作为对照材料修整工具。

试样2-WINTER PRO 88 D601 H770(金刚石在粘结的碳化物基体中)

试样3-WINTER PRO 88 D711 H770(金刚石在粘结的碳化物基体中)

·试验试样1至3用于修整600×63×305 14A40II CT3 7K5型的砂轮。该试验的持续时间是20分钟。使用3％的Na₂CO₃乳液作为切削剂：

试样	大金刚石的相对消耗量(mg大金刚石/kg砂轮)
		试样1	0.9
对照试样2	6.4-6.6
		对照试样3	4.0-12.0

根据本发明制备的试样的耐磨性比对照材料的耐磨性大约4至10倍。

实施例9：微观结构分析

用于微观分析的修整工具的说明：

试样	含量/名称	尺寸(mm)	基体
				1	A-800/630 25vol％ACM 14/10 75vol％	φ＝8h＝7.5	SiC+Si
2	PR088 D601 H770	φ＝8h＝7.9	结合WC

使用JSM-840扫描电子显微镜(SEM)观察二种试样的研磨表面。二种试样是致密的，并且包括颗粒尺寸是400至800微米的大金刚石。试样2的表面是非常粗糙的，并且已经有几个金刚石颗粒从基体中脱落。表面上有一些可能由已经脱落的金刚石颗粒造成的划痕。试样1的表面比试样2的表面更平滑。没有金刚石颗粒从基体中脱落，这表明金刚石牢固地粘结在基体中。

实施例10：磨损试验、磨蚀试验和热钢铁滑动试验

下面的试验表明金刚石颗粒和基体之间的强的粘结性。

在磨损试验、磨蚀试验和抗热钢铁滑动的试验中评价二种金刚石组合物。试样1由60％金刚石粉末ACM63/50和40％ACM10/7制成。试样2由金刚石颗粒ACM14/10制成。

使用下面的对照材料。所有的标准材料均是从商业市场上获得的，这里给出的数据是产品说明书上的信息。

对照材料1：来自Sandvik Coromant AB的铝，AZ96级，包括2.8重量％的锆。硬度1820HV和断裂韧度5.4MN/m^3/2。

对照材料2：来自Goodfellow的反应结合(Si渗入)的碳化硅，标记为SiSiC，其具有约10％的游离硅。硬度2500至3000千克力/平方毫米。无规定的断裂韧性。

对照材料3：来自Matenco AB的纯碳化硅，标记为SiC。硬度2000HV和断裂韧度3.8MN/m^3/2。

对照材料4：来自Sandvik AB的粘结碳化物，H6M级，在6重量％的Co中具有1.3微米的WC颗粒。硬度1720HV和断裂韧度10.1MN/m^3/2。

对照材料5：来自Sandyik Coromant AB的T-MAX的切削部分上的多晶金刚石(PDC)。

使用金刚石浆进行研磨

采用一种凹沟研磨技术。通过具有环状齿圈的不锈钢砂轮沿着旋转的试样转动来在试样的表面制造圆形凹沟。加入研磨介质，一种颗粒浆。砂轮和试样接触导致在试样表面形成磨出的圆形凹沟。

使用直径是20毫米和荷载是20克的不锈钢砂轮。磨料是与商业上的标准液体(Kemet 0型)混合的4微米的单晶金刚石，其浓度是25克/升。

使用光学外形仪测量凹沟的体积，并且计算单位滑动距离除去的体积。

由于材料在耐磨性上的差异很大，所以对于材料选择不同的总滑动距离。试验金刚石复合材料，即试样1至2，30,000转(等于滑动1861米)；试验多晶金刚石(PDC)8000转(500米)；试验陶瓷材料800转(50米)和结合碳化硅600转(38米)。通过改变总转数使痕迹的最终直径保持在1至2毫米之间。在每个试样上至少制造5个凹沟。

测量结果表

材料	平均凹坑直径μm	转数	磨损率μm3/m
				试样1：ACM 63/50+ACM 10/7	1.04±0.10	30,000	0.85±0.14
试样2：ACM 14/10	1.11±0.14	30,000	2.49±0.20
				PCD	0.48±0.02	8000	26.9±0.15
SiSiC	1.64±0.03	800	274.2±12.7
				SiC	1.38±0.03	800	279.8±5.6
AZ96	1.82±0.04	800	530.8±10.4
				H6M	1.80±0.02	600	693.9±18.7

就耐磨性来说，二种金刚石复合物远远高于对照材料，超过二个数量级(约100倍)，甚至超过PCD 10倍。对比金刚石复合物，仅包括一种颗粒尺寸10/14的试样的磨损率约是具有二种颗粒尺寸50/63-7/10的试样的三倍。

试样1和2的磨损表面的扫描电子显微镜图谱表明，大多数金刚石仍然被基体牢固地固定。由研磨造成的沟纹不是这些表面上的普遍特征。基体似乎已经围绕着大金刚石移动，使金刚石凸出表面。特别地，在50/63-7/10材料中大金刚石表现为平的类似抛光的表面。未观察到金刚石相断裂、脱落或压碎的迹象。试样1的扫描电子显微照片A1)和试样2的扫描电子显微照片A2)见附图。

PCD材料的磨损表面暴露出晶间相(估计可能是金属粘结剂)优先移动，随后金刚石颗粒脱落。所有其它对照材料的磨损痕迹磨损的沟纹以及其它类型的损坏。这些材料的局部(可能是在颗粒界面上)也出现小的划痕。

可以认为，金刚石复合材料的主要磨损机理是基体移动，随后作为支承的金刚石从基体中消失，因此大的金刚石相比小的金刚石相更难以从表面脱离。这可以解释为什么试样1的性能优于试样2的。

干燥颗粒耐磨蚀性

该试样在离心设备中进行。将规定量的磨蚀剂批料加入容器中，并且以连续的速度喂入旋转盘的中心。由于离心力磨蚀剂被径向抛射通过盘上的通道，并且打击以相对于磨蚀剂流固定的角度固定在周边的试样。

该试验试验硬度约是2500HV的80目(200微米)碳化硅磨蚀剂。碰撞角度是45°和90°，磨蚀剂颗粒的碰撞速度是93米/秒。遮盖试样仅暴露出8.5×8.5毫米的面积。

通过称量试验之前试样的重量和暴露在磨蚀剂下4个规定间隔之后的试样重量来测定每个试样的单位碰撞磨蚀剂的重量损失。对于1000克磨蚀剂批料，以碰撞角度90°和45°打击每个试样的磨蚀剂量分别是10.8970克和7.1265克。由描述试样的单位磨蚀剂冲击量的重量损失的曲线的倾斜角来计算磨蚀速度。

结果表

材料	冲击角度	材料的平均损耗mg	磨蚀率mg/g
				试样1：ACM 50/63+ACM 10/7	90°45°	0.90.5	0.080.07
试样2：ACM 10/14	90°45°	2.21.2	0.210.17
				SiSiC	90°45°	16.37.8	1.501.10
SiC	90°45°	6.52.2	0.630.34
				AZ96	90°45°	14.76.3	1.350.88
H6M	90°45°	13.56.3	1.240.88

金刚石复合材料，试样1和2，比对照材料的性能更好。对大多数对照材料来说，金刚石复合材料的性能好约1个数量级(约10倍)。然而试样2(ACM14/10)的性能仅比最好的对照材料(SiC和H6M)的好几倍，特别是在45°的磨蚀中。

正常的冲击磨损始终比45°磨损的磨损速度高，这点与脆性材料(参见原料3))试验一致。然而，二种碰撞角度之间的磨损速度的差异对金刚石复合材料来说是相对低的，特别是对试样1。

3).Jacobson和S.Hogmark，“Tribologi”，Karlebo frlag，1996。

金刚石复合材料的磨损表面的扫描电子显微照片表明，金刚石和基体这二者是清除可见的。与磨损表面相比，这里可看到碎片或断裂的痕迹，特别是大金刚石颗粒。金刚石似乎与基体很好地粘结，并且是坚固的。在复合材料中或者在金刚石相的整个压碎中无整个金刚石移动的迹象。相反颗粒和基体一起连续磨损似乎是主要的磨损机理。

碳化硅的磨损表面在整个磨损表面中出现大量断裂。小规模的断裂似乎是主要的磨损机理。氧化铝AZ96出现断裂和塑性压痕这二者迹象，而结合碳化硅的磨损似乎是由韧性更好的机理造成的，在表面未出现大量的断裂痕迹。

试验克服热不锈钢干滑动中的相关性能

在该试验中仅评价金刚石复合材料。使用约50至100N的荷载使5毫米宽的复合材料棒紧贴着使用乙炔-氧气焰加热至600至950℃的转动不锈钢(AISI 316)的边缘。不锈钢的直径是600毫米，宽为约40毫米，转速是约10rpm。

在试验之前，通过研磨清除砂轮边缘的碎屑。使复合材料棒紧贴着通红的不锈钢砂轮达1分钟。重复该试验多次，以便产生可见的磨损沟纹。

该试验的结果是，未观察到任何材料从每个复合材料中脱离。在900℃左右的高温下，不锈钢有时易于涂抹在复合材料上。在这些温度下，当使用复合材料片作为刀口时，也易于从砂轮上切除掉不锈钢。在热不锈钢滑动之后的扫描电子显微照片未显示出任何表面变化。

在另一克服加热到约900℃的旋转不锈钢砂轮的试验中，交替地冲压复合材料约2至3分钟，然后再用220目的SiC研磨纸研磨。在复合材料棒的不同位置重复该方法10次。通过该附加的试验，未发现任何明显的材料脱离。

实施例11：车削试验；AI-Si 390的车削

在不润滑的连续切削中评价四种金刚石-SiC-Si复合材料，试样1至4，使用铝-硅合金作为加工材料来进行该车削试验。通过规定车削程序之后的端部磨损和使用扫描电子显微照片评价该材料。

试样3是由金刚石颗粒ACM5/3制备的，试样2是由ACM10/7制备的，试样3是由ACM40和试样4是由ACM63/50制备的。所试验的试样是具有所有垂直角的3×12×4毫米的坯体。复合材料具有相对尖锐的边缘，半径在0.01至0.1之间变化。

使用二种商业上从Sandvik Coromant AB获得的切削工具可转位刀片作为对照材料：多晶金刚石(PCD)，来自T-MAX U系列，标记CCMW 09 T304F，CD10和结合碳化物(CC)可转位刀片，标记CCMW 09 T3 04。这些可转位刀片的顶角是80°，间隙角是5°，倒角半径是0.4毫米。

在车床中进行切削试验。使用270毫米长的半径是200毫米的铝-硅合金圆柱体作为加工材料，标记Al-Si 390。将Al-Si 390工件固定在夹具中，其中一端是自由的。首先通过降低其直径二三毫米来清除圆柱体表面的碎削。通过朝着转动轴进给刀片来加工圆柱体的端部。切削的深度是0.25毫米，进给速度是0.5毫米/转，转速是1000rpm，最大滑动速度是约10米/秒。使复合体倾斜4°以模拟商业上获得的刀片的间隙角。

使用10次切割之后的除去的端部的投影面积作为端部的磨损值。使用扫描电子显微镜(SEM)评价端部。每种材料进行一或二次这样的10次切割过程。在SEM照片上使用测量面积的图象分析来确定磨损。

因为与商业上获得的PDC和CC的可转位刀片相比，复合材料具有更尖锐的尖端(较小的尖端半径)，所以在由第一个10次过程获得的钝的尖端(尖端半径是约0.2毫米)上进行5/3和40的附加试验。

结果：

所有的复合材料，试样1至4，均可用于车削Al-Si 390合金。对于10/7复合材料，切削尖端出现一次断裂，但是在坯体的其它尖锐角上进行的整个试验周期中无断裂出现。

参见下表，所有的复合材料的性能比常规结合碳化物的好(测定的除去的面积是约4倍)，但是PCD金刚石的比所有的复合材料都好。

表-车削试验的结果

材料	第一转除去的面积(mm2)	第二转除去的面积(mm2)
			试样1-5/3	0.05	0.04
试样2-10/7	0.06	-
			试样3-40	0.04	0.04
试样4-63/50	0.05	-
			CC	0.14	0.17
PCD	0.01	0.008

在切削之后，切削端的扫描电子显微照片表明，尖端的磨损是由连续磨平和磨圆切割尖端造成的。

可以断定，通过车削使被评价的复合材料在Al-Si 390上进行干燥、连续切割。复合材料是坚硬的，足以抵抗这种压力，并且虽然复合材料的几何尺寸对这种操作绝不是最佳的，但是它们满足PCD金刚石切割刀片的要求，并且比常规结合碳化物的更好。

试样1至4和商业上可获得的刀片之间在切割尖端形状上的差异是令人遗憾的，因为这使它们之间的比较不公正。估计具有最佳几何尺寸(对PCD镶刃来说)的复合材料的性能会更好。

实施例12：硬度试验

测定复合材料的维克斯硬度和努普硬度。

按照实施例3制备试样。试样1是由ACM5/3金刚石粉末中的，试样2是由ACM10/7制备的。

在试验之前，使用测量硬度的标准方法研磨和抛光尺寸是12×12×5毫米的试样。获得平的试样，但是没有完全抛光它们，因为该材料是非常硬的。

使用微型硬度计MXT-α1测定选择区域的维克斯硬度。计算维克斯硬度的标准公式是：Hv＝0.47P/α²(公式1)，其中P是荷载和α是凹痕对角线长度的一半。

使用INSTRON8561测定任意区域的努普硬度，并且直接如下计算：H_k＝P/S(公式2)，其中P是荷载和S是凸出的面积。

金刚石/SiC/Si切割工具的维克斯硬度表

材料	载荷(N)	2a(μm)	Hv(GPa)	压痕位置
					试样15/3-μm	5	17	32.5	在金刚石颗粒之间
20	30.8	39.6	在金刚石颗粒之间
				20		32.3	36.0	在金刚石颗粒之间
20	29	44.7	在金刚石颗粒之间
				20		23.9	65.8	金刚石颗粒
20	28.3	47.0	金刚石颗粒
				20		26	55.6	金刚石颗粒
20	34.5	31.6	在金刚石颗粒之间
				试样2107μm		20	33	34.5	在金刚石颗粒之间
20	33.5	33.5	在金刚石颗粒之间
					20	28.5	46.3	在金刚石颗粒之间
20	25.5	57.8	金刚石颗粒
					20	27	51.6	金刚石颗粒
20	25.8	56.5	金刚石颗粒
					20	27	51.6	金刚石颗粒

金刚石/SiC/Si切割工具的努普硬度表

试样	载荷(N)	长对角线(μm)	短对角线(μm)	KK(GPa)
					试样15/3μm	20	82.9	8.5	56.8
20	84.1	8.5	56.0
				30		125	13	36.9
30	114.9	12.1	43.2
				试样210/7μm		20	84.2	7.9	60.1
20	86.4	8.1	57.2

根据努普压头的设计，长对角线和短对角线的比例是7∶1。这里在压痕中长对角线和短对角线的比例几乎是10∶1，这表明切割工具具有高的弹性模量。

由该表可以断定，微观结构的维克斯硬度取决于测试的面积。在金刚石颗粒之间的区域中维克斯硬度是30至40GPa，金刚石颗粒区域的硬度是50至60GPa，即微区域是非常硬的。

正如从表中所看到的一样，试样1和试样2的努普硬度之间存在差异，它们分别是37至57和57至60GPa。小金刚石石墨化快，与试样2相比，试样1中金刚石的相对含量降低地更多。这表明选择准确金刚石尺寸的重要性。

通过测量努普硬度反映的整个测量硬度表明，该复合材料属于超硬材料级(＞40GPa)。所有的材料具有好的重复性。

下表表示记录的一些材料的努普硬度的一般范围

材料	努普硬度(GPa)*
		金刚石颗粒	80-120
多晶金刚石PCD/PDC	65-80
		立方晶系氮化硼CBN	35-45
碳化硼	25-35
		氧化铝	15-22
碳化硅	21-30
		碳化钨	17-22

*)取决于结晶学方向。

实施例13：D-SiC-Si复合材料和金属钎焊方法的研究

将金刚石复合材料钎焊到不锈钢和结合碳化物表面的试验的主要目的在于评估通过钎焊使复合材料和金属连接的可能性。使用Cu-Ti基合金进行钎焊。

该试验表面，金刚石复合材料可以被选择的合金润湿，并且可以钎焊到不锈钢和结合碳化物上。当金刚石复合材料钎焊到不锈钢上时，出现一些可能。试样与金属的粘结性是非常高的，所发现的裂缝可能是由于热膨胀系数上的较大差异引起的热压力有关。

试样	D-SiC	结合碳化物	不锈钢
				热膨胀系数	2	4-6	17

实施例14：使用金刚石膜涂覆D-SiC-Si复合材料

将本发明制备的D-SiC-Si试样连续用金刚石涂覆。

沉积条件：

标准热丝CVD反应器，钨丝，2300℃，基体保持在约900℃下，H₂/CH₄比1％，总体积流量200sccm，压力20乇，金刚石沉积率约0.5微米/小时，晶体尺寸一般是1至2微米。

表面预处理：使用1-3微米的金刚石粗砂人工研磨，已经证明这对大多数基体来说是不必要的，因为它们的表面已经足够粗糙。

结果：

通过显微技术研究横截面表明无剥离和裂缝，并且机械划痕试验表明涂层的粘结性非常好。

复合材料的原始表面具有在SiC/Si基体(由于机械预处理较大的金刚石略微高于基体)中的大金刚石和小金刚石的双晶粒尺寸分布。已经发现，细粒状金刚石涂层成核，在大金刚石之间生长，形成好的连续性膜。这样，随着基体完全被涂覆，金刚石涂层已经部分使表面平面化，但是这些大金刚石颗粒仍然伸出现在的金刚石涂覆表面，高度约是5微米。

可能的应用领域

本发明制备的复合材料有利地可在需要不同优良性能组合的领域中使用：

上述性能使推荐的材料对如下的应用更重要，例如精密仪器制备，包括在快速热循环下操作的装置，用于机械工程的耐磨性产品(喷砂机械的喷嘴、用于泥浆泵的产品)、用于这些装置等的尺寸稳定的固定件。

在冲击操，例如不对称物体的研磨和车削中和在复合材料工具暴露在振动下的操作中，对材料的韧性有更高的要求。在冲压操作时，材料的硬度和耐磨性是重要的。高的E-模量在需要尺寸精确的应用中赋予材料机械稳定性。

复合材料工具的高导热性在其中接触面产生大量摩擦热的操作中是重要的。

在将与复合材料接触的材料的用途不会改变的操作中，例如当作为轴承时，具有尺寸梯度的材料是有效的。接近接触区的区域具有带来尽可能最高耐磨性的金刚石尺寸，复合材料的其余部分的尺寸应该带来最佳的机械性能、强度和韧性。

另一感兴趣的领域是锯和车削木材和石头等，这里需要高的磨损能力和足够的硬度。

又一应用是代替单晶金刚石修整工具的修整笔和棒、金刚石针和用于复杂截面的砂轮的形状修整的工具。

也可以用于制备钻头；混凝土、花岗岩、大理石加工的锯部件；其它结构材料和加工工具。

本发明制备的复合材料也适合于作为生长金刚石膜的基体使用。参见实施例17。使用活化的低压气体生产晶体金刚石涂层的技术是众所周知的。这提供在各种应用中使用具有金刚石涂层构件表面的潜能。然而，为了充分利用该涂层的优点，必须牢固地粘结到基体材料上，无开裂或缺陷，并且有效必须是非常细的晶粒。适合于作为基体的大多数工程材料将不能满足作为致密的细晶粒膜的成核剂的要求，并且“热膨胀系数的不匹配性”不足够低，以致于在从反应器温度冷却时不能避免界面或金刚石涂层中的应力和裂缝。由于具有“低的热膨胀系数不匹配性和与金刚石膜之间非常好的粘结性”，金刚石-碳化硅-硅复合材料满足作为金刚石膜生长的好的成核剂的要求。也可以在许多磨损部件应用中使用的复合材料上生长金刚石膜。在大多数磨损应用中，膜厚度应该大于3微米。这种涂覆的复合材料在切削工具中是非常有效的，这里采用标准技术例如旋转的热铁或不锈钢砂轮获得抛光的表面。特别好的方式是金刚石涂层和牢固的、耐磨的复合材料的组合。整个金刚石涂层中的局部磨损危害将不会对工件的好的性能造成任何激烈的或严重的变化。

方法说明

要求的材料的性能通过下列方法测定。

密度：采用静流称重法。该方法以在空气和水中测量它们的质量为基础。通过下列公式确定表观密度，多孔坯体质量(m₁)与其所占的空间体积(包括材料中所有孔隙的体积)的比例，ρ＝m₁×ρ_H2O/(m₂-m₃)其中m₂：用水饱和的试样的质量，m₃：在水中称量试样时平衡用水饱和的试样的重量，克ρ_H2O：水的密度，千克/立方米。

导热性：使用直径是15毫米和高是10毫米的在不同高度具有放置热电偶的径向开孔的试样借助于量热器测定。根据热阻与热电偶之间的距离的比例计算导热性。在状态稳定的热流通过试样时，测定试样温度的降低作为试样的热阻。计算时考虑设备的对比系数。确定的测量误差是±10％。

三点抗弯强度：在室温下，在已获得的形状(不抛光)中。

加载速度-300N/秒。

由下列公式计算强度(σ_3p)：σ＝3Pl/2bh²，其中

P-断裂荷载(N)，

l-固定件之间的长度(40毫米)，

b-试样的宽度(6毫米)

h-试样的厚度(5毫米)。

双轴抗弯强度试验：是一种环接环(ring on ring)试验，其中填充装置基本上由二个同心环组成。在该试验中应力场是重要方向在径向和切向方向中的双轴的。4个试样的双轴强度(σ_双轴)如下计算：

σ_双轴＝3P/4πt²[2(1+v)ln(r_s/r₁)+(1-v)(r_s ²-r₁ ²)/R²]其中：P＝断裂荷载(N)，t＝试样厚度(毫米)v＝泊松比(0.2)，r_s＝支承环的半径(7毫米)R＝试样半径，r₁＝加载环半径(3.13毫米)

扬氏模量：通过在室温下激活和记录试样的纵向振动的共振频率在长度是50毫米和横截面是5×6毫米的试样的轴方向上测定。扬氏模量由下式计算：

E＝(ρ/k₄)×(2l×f₄/4)²，其中E-动态扬氏模量，Pa       l-试样长度(0.05米)k₄-修正系数，等于0.98   ρ-材料密度，千克/立方米f₄-共振频率，Hz，其等于3^rd ober-tone(通常是500至600kHz).

电导率：通过四探针法使用尺寸是5×6×50毫米的试样沿着整个试样的长度测定试样的导电性。在这种情况下，测定二个内部试样之间的电压降，而外部试样使电流通过试样。

Claims (33)

1、由金刚石颗粒制备金刚石-碳化硅-硅复合材料的方法，其包括下列步骤：成型工件，加热该工件，并且控制加热温度和加热时间以便通过金刚石颗粒的石墨化形成所需量的石墨，因此获得一种中间体，以及将硅渗入中间体中。

2、权利要求1的方法，其中通过石墨化产生的石墨量是金刚石量的1至50重量％，优选6至30重量％。

3、权利要求1或2的方法，其中在石墨化期间加热温度低于1700℃。

4、权利要求3的方法，其中对于所使用的加热设备，根据经验确定石墨化所需的加热温度和加热时间。

5、权利要求1至4任何之一的方法，其中制成的工件的孔隙率是25至60体积％。

6、权利要求1至5任何之一的方法，其中通过在高于烃分解温度的温度下将工件暴露在气态烃中从而在工件上沉积一定量的碳。

7、权利要求6的方法，其中在高于烃分解温度的温度下将工件暴露在气态烃中之前使至少部分金刚石晶体石墨化。

8、权利要求6或7的方法，其中在渗入液体硅步骤之前，将中间体加工成最终产品所需的形状和尺寸。

9、权利要求1的方法，其中在蒸汽硅的存在下加热中间体，然后在渗入液体硅步骤之前，将中间体加工成最终产品所需的形状和尺寸。

10、权利要求1至9任何之一的方法，其中工件由具有各种不同尺寸和质量的非均匀分布的金刚石颗粒制成。

11、权利要求1至9任何之一的方法，其中工件由尺寸不同的金刚石颗粒的均相混合物最终通过添加粘合剂制成。

12、权利要求1至9任何之一的方法，其中工件中分布的颗粒其尺寸从工件表面至工件中心逐渐降低。

13、权利要求1至12任何之一的方法，其中分开制备二个或多个工件，之后，在加热处理和渗入步骤之前将它们组合在一起。

14、权利要求1至7，10至13任何之一的方法，其中工件可以在模具中制备，从模具中取出工件之后再进行热处理和硅渗入。

15、一种坯体，其中金刚石颗粒结合在碳化硅基体中，所述坯体包括至少20体积％的金刚石颗粒，至少5体积％的碳化硅，优选15体积％以上的碳化硅，以及硅，其扬氏模量超过450GPa。

16、权利要求15的坯体，所述坯体包括至少29体积％的金刚石颗粒，至少14体积％的碳化硅，以及硅，其扬氏模量超过540GPa。

17、权利要求15的坯体，其中所述坯体包括至少46体积％的尺寸至多是约30微米的金刚石颗粒，其扬氏模量超过560GPa。

18、权利要求15的坯体，其中所述坯体包括至少54体积％的金刚石颗粒，其中至少60体积％的金刚石颗粒的尺寸至少是约50微米，其扬氏模量超过650GPa。

19、权利要求15至18任何之一的坯体，其中在暴露于至少1500℃的温度之后，坯体保持其形状和其扬氏模量不变。

20、权利要求15的坯体，其中尺寸约10微米或更小的金刚石颗粒埋置或包括在基体中，对于20N的载荷，在金刚石颗粒之间的区域中测定的基体的维克斯显微硬度大于30GPa。

21、权利要求20的坯体，其中尺寸约10微米或更小的金刚石颗粒埋置或包括在基体中，在20N的载荷下基体的努普宏观硬度大于36GPa。

22、权利要求15的坯体，其中金刚石颗粒的一部分颗粒的尺寸大于50微米，一部分颗粒尺寸至多50微米，其质量比是0.25至2.5，平均颗粒尺寸大于10微米，优选大于20微米。

23、权利要求15的坯体，其中具有一部分尺寸大的金刚石颗粒和一部分尺寸小的金刚石颗粒，质量比是0.25至2.5，平均颗粒尺寸大于10微米，优选大于20微米。

24、权利要求23的坯体，其中具有一部分尺寸大的金刚石颗粒和一部分尺寸小的金刚石颗粒，磨损率低于26微米³/米，优选低于10微米³/米(实施例10)。

25、权利要求23的坯体，其中具有一部分尺寸大的金刚石颗粒和一部分尺寸小的金刚石颗粒，腐蚀率低于0.34毫克/克，优选低于0.25毫克/克(实施例10)。

26、权利要求15的坯体，其中金刚石颗粒的尺寸小于20微米，磨损率低于26微米³/米，优选低于10微米³/米(实施例10)。

27、权利要求15的坯体，其中金刚石颗粒的尺寸小于20微米，腐蚀率低于0.34毫克/克，优选低于0.25毫克/克(实施例10)。

28、权利要求15的坯体，其中坯体是中空的。

29、权利要求15的坯体，其中坯体的表面涂覆有金刚石膜。

30、权利要求15的坯体，其中坯体包括尺寸大于20微米的大金刚石颗粒，基体包括0至50体积％的尺寸小于20微米的小金刚石颗粒，20至99体积％的碳化硅和1至30体积％的硅，基体的硬度是20至63GPa。

31、权利要求30的坯体，其中基体的硬度是20至30GPa。

32、权利要求30的坯体，其中基体的硬度是50至63GPa。

33、权利要求30的坯体，其中基体的硬度是30至50GPa。

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