金剛石熱損傷抑制技術(shù)研究現(xiàn)狀

摘要 金剛石工具制備過程中的金剛石熱損傷主要包括金剛石的石墨化、金剛石的破損開裂和金剛石的化學(xué)侵蝕等。針對金剛石熱損傷問題，分別從金剛石表面鍍覆、胎體材料性能調(diào)控和成型技術(shù)優(yōu)化3個(gè)方面，介紹了目前金剛石熱損傷的抑制技術(shù)，并對未來研究方向進(jìn)行了展望，以期為高性能金剛石工具制備提供參考和指導(dǎo)。

關(guān)鍵詞 金剛石；金剛石工具制備；熱損傷；抑制技術(shù)

中圖分類號 TH16;TQ164;TG42;TG74;TG14文獻(xiàn)標(biāo)志碼 A

文章編號1006-852X（2024）05-0563-12

DOI碼10.13394/j.cnki.jgszz.2023.0166

收稿日期2023-08-21 修回日期 2023-11-22

金剛石作為目前已知硬度最高的材料，廣泛應(yīng)用于各種切割磨削類工具[1]。制備金屬基金剛石工具主要有電鍍、熱壓和釬焊等方法，其主要目的是將金剛石微粒固定或鑲嵌在金屬胎體材料上。電鍍法是利用金屬的電沉積過程，將金剛石微粒固定或鑲嵌在金屬鍍層中，具有厚度均勻、電鍍溫度低、工藝簡單等優(yōu)點(diǎn)，但由于金屬鍍層對金剛石的把持力較弱，金剛石微粒在使用過程中易脫落，從而造成金剛石工具失效[2]。熱壓法和釬焊法制備金剛石工具通常采用高溫環(huán)境，在胎體材料中觸媒元素和活性元素的共同作用下，金剛石與胎體的結(jié)合力較強(qiáng)，但往往造成金剛石發(fā)生熱損傷等，劣化金剛石工具的性能。

1金剛石熱損傷

金剛石熱損傷是金剛石工具制備的一個(gè)重要問題，一般是指在金剛石工具制備過程中，金剛石受到燒結(jié)環(huán)境以及胎體材料中某些活性元素的影響，發(fā)生石墨化、破損、開裂以及化學(xué)侵蝕等現(xiàn)象[2]。金剛石熱損傷會造成金剛石工具性能下降，進(jìn)而影響工具壽命。

金剛石的石墨化是指金剛石在高溫下逐漸轉(zhuǎn)變?yōu)槭倪^程。由于金剛石表面存在未成鍵電子，即sp3懸鍵，表面能較高，C原子容易發(fā)生重構(gòu)，而當(dāng)沒有其他原子存在時(shí)，這些不穩(wěn)定的C原子易互相鍵合，形成能級較低的石墨。導(dǎo)致金剛石石墨化的因素很多，除高溫外，應(yīng)力、結(jié)構(gòu)缺陷、O2以及活性元素都可以誘導(dǎo)金剛石的石墨化。金剛石在保護(hù)氣氛下的石墨化溫度可達(dá)1 500℃，在真空中的石墨化溫度為1 200℃，而在空氣和Fe、Mn、Co、Ni等觸媒元素的共同作用下，金剛石的石墨化溫度可以降到700℃左右[3]。呂祎強(qiáng)等[4]借助原位掃描電鏡研究了尺寸與Fe元素對金剛石氧化損傷的影響，發(fā)現(xiàn)對于納米金剛石，由于石墨的穩(wěn)定性高于金剛石，O2優(yōu)先與金剛石反應(yīng)，而金剛石的石墨化對其氧化損傷過程沒有明顯影響；塊體金剛石的氧化損傷具有晶面選擇性，容易在金剛石表面形成（110）晶面三角錐；當(dāng)金剛石與Fe接觸時(shí)，γ-Fe將金剛石催化成石墨，生成的石墨在Fe中滲碳使金剛石表面發(fā)生刻蝕損傷。TULIC等[5]發(fā)現(xiàn)金剛石表面的C原子可以從Ni-金剛石界面處擴(kuò)散到Ni表面，進(jìn)而催化成核生長為石墨，也可以沿著金剛石表面擴(kuò)散形成石墨。圖1顯示了金剛石在Ni元素誘導(dǎo)作用下的石墨化過程[5-6]。通常認(rèn)為，Ni、Fe、Co等活性元素可以將金剛石催化為石墨[7-9]，而UEDA等[10]通過激光拉曼光譜測試觀察到Cu催化金剛石石墨化的現(xiàn)象，說明能夠催化金剛石石墨化的元素及其機(jī)理仍有待探索研究。金剛石的石墨化在本質(zhì)上是 C 原子的晶格結(jié)構(gòu)轉(zhuǎn)變，這一過程需要吸收能量來克服勢壘，而在制備金剛石工具的過程中，胎體材料的熔點(diǎn)范圍決定了高溫是必要條件，因此金剛石的石墨化幾乎不可避免。

金剛石的破損開裂主要是由燒結(jié)過程中產(chǎn)生的內(nèi)應(yīng)力造成的。胎體金屬在燒結(jié)過程中存在著熔融-冷卻過程，金剛石與胎體金屬的熱膨脹系數(shù)、彈性模量不同，容易使金剛石與胎體金屬界面產(chǎn)生較大的殘余應(yīng)力，進(jìn)而導(dǎo)致金剛石產(chǎn)生裂紋甚至發(fā)生破損[11]。BUHL等[12]利用Ag-Cu-Ti釬料釬焊金剛石，通過激光拉曼光譜測量了殘余應(yīng)力，測試發(fā)現(xiàn)殘余應(yīng)力與釬焊參數(shù)關(guān)系不大，并通過動(dòng)態(tài)模擬驗(yàn)證了晶格參數(shù)與熱膨脹系數(shù)的失配是金剛石與TiC層間產(chǎn)生殘余應(yīng)力的主因。熱膨脹系數(shù)不同導(dǎo)致的金剛石殘余應(yīng)力σrs可以通過下式計(jì)算：

σrs=E·Δ·ΔT

式中：E為楊氏模量，Δα為金剛石與釬料的熱膨脹系數(shù)差，ΔT為燒結(jié)溫度與室溫的差值。MUKHO-PADHYAY等[13]選用Ni-Cr-Fe-B-Si合金進(jìn)行金剛石釬焊，結(jié)合有限元分析發(fā)現(xiàn)金剛石-胎體金屬界面的殘余應(yīng)力主要表現(xiàn)為拉伸狀態(tài)（圖2）；且界面處反應(yīng)生成的碳化物是局部殘余應(yīng)力的誘因，界面相與鎳基體的失配促進(jìn)了金剛石與界面處的裂紋擴(kuò)展，如圖3所示。為了避免殘余應(yīng)力導(dǎo)致金剛石開裂，應(yīng)盡可能減小金剛石與胎體材料之間的熱膨脹系數(shù)和晶格參數(shù)差異，以實(shí)現(xiàn)低應(yīng)力狀態(tài)下的高強(qiáng)度金剛石工具連接。

金剛石的化學(xué)侵蝕是指在燒結(jié)過程中金剛石表面的C原子通過擴(kuò)散作用，與胎體金屬中的活性元素發(fā)生化學(xué)反應(yīng)從而生成碳化物的過程。由于金剛石石墨化的存在，石墨態(tài)的C原子更容易作為孔隙原子向胎體金屬擴(kuò)散，從而在金剛石表面生成碳化物，劣化金剛石的完整性。金剛石具有較高穩(wěn)定性與化學(xué)惰性，導(dǎo)致其與胎體金屬結(jié)合力不強(qiáng)，為了提高彼此間的結(jié)合強(qiáng)度，往往需要在胎體材料中加入Ti、Cr、V等活性元素，或直接選擇含有這些活性元素的合金為胎體材料。這些活性元素一方面可以較好地潤濕金剛石，另一方面能夠與金剛石反應(yīng)生成強(qiáng)度較高的碳化物，從而提高金剛石的黏接強(qiáng)度。WANG等[14]發(fā)現(xiàn)鎳鉻合金中的Ni元素可明顯導(dǎo)致金剛石的石墨化，Cr元素可以在金剛石表面形成緊密且有序的Cr3C2層（圖4），并且Cr3C2層越厚，對金剛石的完整性和機(jī)械性能損害越嚴(yán)重。Ti元素可以與金剛石反應(yīng)生成TiC，TiC的生成過程是典型的擴(kuò)散反應(yīng)過程，由于C元素的原子半徑小于Ti元素的，穿過TiC層的C原子多于Ti原子，因此反應(yīng)主要發(fā)生在TiC層與Ti層的界面[15]。徐俊[16]發(fā)現(xiàn)由于金剛石（100）面的表面活性高于（111）面的表面活性，Ti在（100）面的沉積速率更高，反應(yīng)生成的TiC層更厚。

2 金剛石熱損傷抑制方式

為了減少金剛石熱損傷，提高金剛石工具的性能與使用壽命，研究人員采取了許多措施。根據(jù)研究對象，可以將抑制金剛石熱損傷的方式分為 3 類：金剛石表面鍍覆、胎體材料性能調(diào)控和成型技術(shù)優(yōu)化。

2.1 金剛石表面鍍覆

金剛石表面存在多余的未成鍵原子，在足夠高的 溫度下，可以與一些具有 3d 空軌道的過渡金屬如 Ti、 Cr、Mn、V、W、Mo 等結(jié)合生成碳化物，從而大大提高 金屬與金剛石的浸潤性[17-19]。目前，鍍層的種類按照鍍 覆的原理可分為化學(xué)氣相沉積法（chemical vapor deposition，CVD）、物理氣相沉積法（physical vapor de position，PVD）、電鍍、熔鹽法、預(yù)釬焊、真空微蒸鍍 等，常見的金剛石鍍層方式及其特點(diǎn)如表 1 所示[17]。

2.1.1金剛石表面的金屬鍍覆

金剛石表面的金屬鍍覆又稱為金剛石的表面金屬化，綜合原料成本與鍍覆技術(shù)難度，常選擇含Ti、Ni、W、Co等元素的金屬或合金作為鍍覆金屬。金剛石表面的金屬鍍層不僅可以對初始金剛石的缺陷進(jìn)行填充與修補(bǔ)，還能改善胎體金屬與金剛石的結(jié)合強(qiáng)度[20]。按照鍍層種類劃分，又可以將鍍層分為金屬鍍層與非 金屬鍍層。

2.1.1 金剛石表面的金屬鍍覆

金剛石表面的金屬鍍覆又稱為金剛石的表面金屬 化，綜合原料成本與鍍覆技術(shù)難度，常選擇含 Ti、Ni、 W、Co 等元素的金屬或合金作為鍍覆金屬。金剛石表 面的金屬鍍層不僅可以對初始金剛石的缺陷進(jìn)行填充 與修補(bǔ)，還能改善胎體金屬與金剛石的結(jié)合強(qiáng)度[20]。

（1）鍍Ni。相較于Ti、Cr等常用鍍層金屬，Ni具有硬度較低、延展性好的優(yōu)勢，且不與金剛石反應(yīng)生成硬度較高的碳化物，因而燒結(jié)時(shí)鍍層不易開裂。同時(shí)，Ni的熔點(diǎn)相對較低，燒結(jié)過程中其晶粒更容易長大，有利于鍍層的應(yīng)力釋放[21]。另外，鍍Ni層具有毛刺結(jié)構(gòu)，可以提高金剛石與基體的結(jié)合能力[22]。張一翔等[23]利用磁控濺射制備了鍍Ni金剛石微粉，通過切割實(shí)驗(yàn)發(fā)現(xiàn)鍍Ni金剛石線鋸的金剛石脫落率相較于未鍍Ni的從17.4%降至4.9%。栗曉龍等[24]利用滾鍍電鍍法對金剛石進(jìn)行鍍Ni處理，抗折強(qiáng)度測試結(jié)果表明：鍍Ni金剛石節(jié)塊的抗折強(qiáng)度達(dá)到了794 MPa，明顯高于常規(guī)金剛石節(jié)塊的743 MPa。方莉俐等[25]探究了金剛石粒度對金剛石鍍Ni的影響，發(fā)現(xiàn)金剛石的鍍Ni層可以起到填充孔隙、補(bǔ)平坑洞等作用，從而明顯提高金剛石的抗壓強(qiáng)度，但其增強(qiáng)效果隨著金剛石粒徑的增大而快速削弱。

（2）鍍Ti。當(dāng)溫度＞600℃時(shí)，Ti與C的吉布斯自由能為負(fù)，說明Ti與C可以發(fā)生反應(yīng)[26]，反應(yīng)生成的TiC不僅可以抑制金剛石的進(jìn)一步熱損傷，還可以降低金剛石-胎體材料的界面熱阻，提高材料熱導(dǎo)率[27]。WEI等[28]采用微波熔鹽法對金剛石表面進(jìn)行了鍍Ti處理，發(fā)現(xiàn)在經(jīng)過850℃微波熔鹽鍍覆20 min后，金剛石顆粒上獲得了均勻致密的鍍層，而常規(guī)加熱熔鹽鍍覆120 min后的鍍層仍不完全。武璽旺等[29]探究了熔鹽法鍍Ti對不同溫度下金剛石熱穩(wěn)定性的影響，發(fā)現(xiàn)900℃時(shí)的鍍層為均勻致密的Ti-TiC-金剛石復(fù)合結(jié)構(gòu)，此時(shí)最外層的Ti金屬層可以與胎體材料進(jìn)行良好的冶金結(jié)合，中層的TiC可以有效避免金剛石的氧化。郭夢華等[30]利用磁控濺射法對金剛石進(jìn)行了鍍Ti處理，發(fā)現(xiàn)鍍Ti可以降低金剛石與Cu基體的界面熱阻，改善其界面結(jié)合的潤濕性，且金剛石/Cu復(fù)合材料的熱導(dǎo)率提高了54.7%。SHA等[31]研究了鍍Ti對聚晶金剛石（polycrystalline diamond，PCD）抗氧化和抗石墨化性能的影響，發(fā)現(xiàn)金剛石表面生成的TiC在提高界面強(qiáng)度的同時(shí)，可以阻止釬料中的Co元素對金剛石的侵蝕，從而將PCD的氧化溫度與石墨化溫度分別提高了約50℃和100℃。

（3）鍍W、鍍Cr等。王樹義等[32]使用Ni基釬料將鍍W金剛石與常規(guī)金剛石焊接到基體上，經(jīng)過分析對比發(fā)現(xiàn)，常規(guī)金剛石表面與鍍W金剛石表面的Cr3C2的形貌不同（圖5），其原因?yàn)殄僕層有效延長了Ni基釬料與金剛石的接觸時(shí)間，從而改變了C原子在釬料中的擴(kuò)散方式與速率，降低了金剛石的石墨化程度，使金剛石底部的最大殘余應(yīng)力降低了9.43%。由于W與金剛石反應(yīng)生成的WC與Cu的潤濕角在目前已知的金屬碳化物中最小，因此在制備Cu基金剛石復(fù)合材料時(shí)，常對金剛石進(jìn)行鍍W處理，進(jìn)而可以提高復(fù)合材料的熱導(dǎo)率[33]。郭嘉鵬[34]發(fā)現(xiàn)當(dāng)鍍覆溫度為1 050℃、保溫時(shí)間達(dá)到120 min時(shí)，金剛石表面的鍍W層含有W、WC與W2C，而微量的W2C在保證金剛石界面熱阻較小的同時(shí)，還可以明顯改善金剛石與Cu的潤濕性。

（4）鍍合金。合金通常具有相較于其組元金屬更低的熔點(diǎn)。選擇含有活性元素的合金作為鍍覆材料，在有效降低金剛石熱損傷程度的同時(shí)，還可以利用其組分中的活性元素與金剛石反應(yīng)生成碳化物層，提高界面潤濕度。李文杰等[35]選用Cu-Sn-Ti釬料并在Ar保護(hù)下用高頻感應(yīng)釬焊對金剛石進(jìn)行了預(yù)釬焊處理，制備了金剛石節(jié)塊，通過三點(diǎn)彎試驗(yàn)發(fā)現(xiàn)：預(yù)釬焊的金剛石節(jié)塊的抗彎強(qiáng)度明顯高于鍍Ti金剛石與常規(guī)金剛石節(jié)塊的，說明胎體與金剛石的結(jié)合狀態(tài)良好；切割性能試驗(yàn)表明，預(yù)釬焊金剛石節(jié)塊的切割效率較鍍Ti金剛石節(jié)塊的高7%。DUAN等[36]研究發(fā)現(xiàn)在Ni-Cr合金中加入Cu-Ce合金粉后對金剛石進(jìn)行預(yù)釬焊，可以降低金剛石的性能損失；當(dāng)Cu-Ce合金加入的質(zhì)量分?jǐn)?shù)為30%時(shí)，金剛石的沖擊韌性和靜抗壓強(qiáng)度的損失最小，分別為6%和12%。

作為強(qiáng)碳元素，Cr可以在較低的鍍覆溫度下實(shí)現(xiàn)金剛石表面的完全金屬化轉(zhuǎn)變[37-38]。張洪迪[38]對比了W、MoO3與Cr鍍覆金剛石的區(qū)別，發(fā)現(xiàn)三者在金剛石上具有相似的金屬化演變機(jī)制，均包含了彌散生長、擇優(yōu)生長（金剛石（100）面）、完全金屬化以及擇優(yōu)開裂（金剛石（111）面）的過程，但Cr達(dá)到完全鍍覆的溫度較W與MoO3的更低。謝吉等[39]對比了真空微蒸發(fā)鍍Cr和化學(xué)鍍Cr的效果，發(fā)現(xiàn)化學(xué)鍍Cr的鍍層過厚，容易造成金剛石與鍍層的熱失配進(jìn)而導(dǎo)致結(jié)合層破裂，因而真空鍍Cr的效果明顯好于化學(xué)鍍Cr的，且真空鍍Cr的繩鋸測試壽命達(dá)到了3.95 m2/m，高于化學(xué)鍍Cr的3.50 m2/m。龍濤等[37]探索了金剛石鹽浴鍍Cr的工藝，發(fā)現(xiàn)鍍Cr金剛石表面結(jié)構(gòu)隨著C原子與Cr原子濃度而變化，由內(nèi)到外分別為金剛石-CrxCy層、-Cr7C3層、-Cr層，并且鍍層厚度應(yīng)控制在3μm內(nèi)，以避免應(yīng)力導(dǎo)致鍍層開裂、脫落的現(xiàn)象。

2.1.2金剛石表面的非金屬鍍層

（1）鍍B。SHA等[40]利用磁控濺射法制備了鍍B聚晶金剛石，在金剛石表面形成了B4C層，有效阻礙了Co元素對金剛石石墨化的催化作用，使得金剛石的石墨化溫度和氧化溫度分別提高了約100℃和30℃。馬洪兵等[41]利用熔鹽法對金剛石進(jìn)行了鍍B處理，測試結(jié)果表明：鍍B金剛石的熱導(dǎo)性以及界面強(qiáng)度明顯提高，50%質(zhì)量分?jǐn)?shù)的鍍B金剛石-Al復(fù)合材料的熱導(dǎo)率達(dá)到了560 W/（m·K）。SUN等[42]將鍍B金剛石在大氣環(huán)境下加熱1 h，加熱溫度為1 000℃，發(fā)現(xiàn)金剛石表面的B4C層可以與O2反應(yīng)生成B2O3，進(jìn)而有效地抑制金剛石的氧化。

（2）鍍Si。Si形成涂層不僅可以阻止金剛石的進(jìn)一步氧化，還可以與C原子結(jié)合形成SiC層，提高結(jié)合強(qiáng)度并進(jìn)一步減少金剛石熱損傷。MENG等[43]對比了鍍Si PCD與常規(guī)PCD的熱損傷性能，結(jié)果顯示：鍍Si PCD的抗氧化性與耐磨性明顯高于常規(guī)PCD的，其開始氧化溫度提高了12℃，耐磨性提高了30%。LU等[44]發(fā)現(xiàn)鍍Si層使金剛石在燒結(jié)過程中不受胎體材料中Fe與Ni元素的侵蝕，提高了金剛石的熱穩(wěn)定性，以及金剛石與胎體材料的結(jié)合強(qiáng)度，鍍Si金剛石的開始氧化溫度為920℃，高于常規(guī)金剛石的開始氧化溫度，且節(jié)塊的抗彎強(qiáng)度提高了16.2%。ZHU等[45]利用放電等離子燒結(jié)制備了鍍Si金剛石，測試結(jié)果表明：體積分?jǐn)?shù)為50%的鍍Si金剛石/Cu復(fù)合材料的熱導(dǎo)率達(dá)到了535 W/（m·K）。

2.2胎體材料性能調(diào)控

金剛石界面強(qiáng)度受胎體材料性能的影響，低熔點(diǎn)的胎體材料可以有效降低燒結(jié)溫度，從而降低金剛石的石墨化程度；而胎體材料中的活性元素可以提高金剛石的界面強(qiáng)度，以及金剛石工具的性能。相比金剛石鍍層，胎體材料的性能調(diào)控更易實(shí)施。目前，胎體材料的性能調(diào)控主要分為2個(gè)方向：合金優(yōu)化與材料復(fù)合化。

2.2.1合金優(yōu)化

合金優(yōu)化主要通過調(diào)節(jié)胎體材料的合金成分，實(shí)現(xiàn)降低金剛石熱損傷的目的。高先哲等[46]在Cu-Sn-Ti預(yù)合金釬料中加入Fe、Al、Si粉末制備預(yù)混合釬料，發(fā)現(xiàn)在Si元素與金剛石的親和作用以及Fe元素對金剛石的刻蝕作用下，金剛石表面形成了致密的TiC層。SI等[47]研究了不同含量的Hf元素對NiCrSiCuSn無硼釬料性能的影響，結(jié)果表明：Hf可以明顯改善釬料的組織，增加Ni基釬料的流動(dòng)性，并可與Ni結(jié)合形成Ni-Hf化合物消耗一定量的Ni，降低了金剛石的石墨化程度（圖6）。CUI等[48]在Ni基釬料中加入Zr元素，發(fā)現(xiàn)Zr元素細(xì)化了釬料的晶粒，生成的Ni11Zr9減少了Ni-Cr合金對金剛石的侵蝕，降低了金剛石的石墨化程度與熱損傷程度。

相較于常規(guī)晶態(tài)的Ni基合金，非晶態(tài)Ni基合金具有熔化溫度低且范圍極窄的特點(diǎn)，并且沒有難熔的先結(jié)晶相，因而可以實(shí)現(xiàn)加熱后的快速熔化與合金元素的快速擴(kuò)散[49]，適合作為釬焊金剛石的釬料。目前，非晶態(tài)Ni基釬料在金剛石工具中的應(yīng)用較少。馬伯江等[50]對比了非晶態(tài)和晶態(tài)Ni基釬料釬焊金剛石的效果，發(fā)現(xiàn)非晶態(tài)Ni基釬料的開始熔化溫度為913.8℃（相應(yīng)晶態(tài)Ni基釬料的為933.7℃），熔化溫度區(qū)間寬度為80.4℃（相應(yīng)晶態(tài)Ni基釬料的為110.4℃），950℃時(shí)45#鋼的潤濕面積約為4.89 cm2（相應(yīng)晶態(tài)Ni基釬料的為0.50 cm2）。王超[51]利用非晶態(tài)Ni基合金對金剛石進(jìn)行了預(yù)釬焊，硬度測試表明：非晶態(tài)Ni基合金預(yù)釬焊金剛石表面涂層的平均硬度為672.0 HV1，比常規(guī)Ni基合金預(yù)釬焊金剛石的高約100.0 HV1。

2.2.2材料復(fù)合化

胎體材料復(fù)合化是指通過加入增強(qiáng)相增強(qiáng)胎體材料的力學(xué)性能，同時(shí)通過吸收胎體材料中的催化元素降低金剛石的石墨化程度。DING等[52]研究了TiB2對Ag-Cu-Ti釬料的影響，測試發(fā)現(xiàn)TiB2均勻分布在釬焊層中，提高了釬料的力學(xué)性能，并且可以明顯抑制C與Ag-Cu-Ti釬料的反應(yīng)，從而保護(hù)釬焊金剛石顆粒的完整性。YIN等[53]在Cu-Sn-Ti釬料中加入WC顆粒，發(fā)現(xiàn)少量WC顆?？梢杂行Ы档蚑i、Cu與Fe之間的反應(yīng)強(qiáng)度，從而抑制這些元素對金剛石石墨化的催化作用，同時(shí)提高金剛石的結(jié)合強(qiáng)度；測試結(jié)果表明：隨著WC顆粒含量的增多，節(jié)塊界面的顯微硬度從179 HV0.05增大到206 HV0.05。尹孝輝等[54]選擇ZrC作為Cu-Sn-Ti釬料的增強(qiáng)相，EDS結(jié)果表明：少量ZrC顆?？梢源龠M(jìn)金剛石表面碳化物的生成，從而提高金剛石的結(jié)合強(qiáng)度，當(dāng)ZrC添加的質(zhì)量分?jǐn)?shù)為15%時(shí)，工具的切削性能最好且效率較高。ZHAO等[55]以石墨烯納米片（graphene nano plates，GNPs）為增強(qiáng)相，研究了GNPs添加量對Ni-Cr合金釬焊金剛石的影響；發(fā)現(xiàn)隨著GN-Ps添加量的增加，金剛石表面的碳化物形貌從長條形逐漸縮短，在GNPs添加的質(zhì)量分?jǐn)?shù)為4%時(shí)，短棒狀碳化物轉(zhuǎn)變?yōu)椴糠志哂锌招慕Y(jié)構(gòu)的針狀物（圖7），同時(shí)金剛石表面的石墨化程度隨著GNPs添加量增大而降低（圖8）[56]。

2.3成型技術(shù)優(yōu)化

成型過程是金剛石工具制備過程中非常重要的一環(huán)，直接決定了金剛石工具的性能與使用壽命[57]。在成型過程中，影響金剛石工具性能的參數(shù)主要有成型溫度、保溫時(shí)間、成型壓力以及氣氛環(huán)境等。成型溫度與保溫時(shí)間不僅決定胎體組織中晶粒的長大程度，還影響金剛石與胎體材料的界面生長狀況，進(jìn)而影響金剛石的結(jié)合強(qiáng)度，同時(shí)也對金剛石的熱損傷程度有重要影響。成型壓力主要影響胎體材料的致密度，進(jìn)而影響胎體材料的力學(xué)性能。氣氛環(huán)境一般為真空或保護(hù)氣氛，但微量的水分或氧都極易引起金剛石的氧化，從而造成金剛石工具性能與使用壽命的惡化。因此，優(yōu)化成型技術(shù)對金剛石工具的制備極其重要。目前，一般通過熱壓燒結(jié)、釬焊等方法制備金剛石工具。

2.3.1熱壓燒結(jié)

熱壓燒結(jié)法作為粉末冶金的重要方法，一般是將預(yù)先制備的復(fù)合粉體裝入特定石墨模具中，然后施加一定的壓力與高溫，保壓保溫一段時(shí)間后，即可得到相應(yīng)的復(fù)合材料，具有過程相對簡單易控制、可以實(shí)現(xiàn)快速成型的特點(diǎn)。甄春剛等[58]研究了熱壓預(yù)燒結(jié)溫度對Co基胎體材料性能的影響，通過對比發(fā)現(xiàn)：在相同熱壓燒結(jié)工藝條件下（850℃，25 MPa，保溫5 min），預(yù)燒結(jié)溫度為800℃時(shí)（保溫1 h）的胎體材料合金化基本完成，其晶粒細(xì)小，力學(xué)性能最佳。YANG等[59]測試了不同熱壓燒結(jié)溫度（710、750和790℃）下制備的Cu-Co胎體材料的力學(xué)性能，發(fā)現(xiàn)隨著燒結(jié)溫度的升高，胎體材料對顆粒的把持力越強(qiáng)，且胎體材料的力學(xué)性能越好。徐強(qiáng)等[60]通過正交試驗(yàn)法分析了熱壓燒結(jié)過程中燒結(jié)溫度、壓力與保溫時(shí)間對胎體材料力學(xué)性能的影響，發(fā)現(xiàn)對試樣硬度與抗彎強(qiáng)度影響程度從大到小依次為燒結(jié)溫度、壓力與保溫時(shí)間。

放電等離子燒結(jié)（spark plasma sintering，SPS）是新發(fā)展的粉末冶金方法，通過對燒結(jié)粉末加壓并施加脈沖電場從而激發(fā)粉體表面的活化能，實(shí)現(xiàn)粉體低于熔點(diǎn)的致密燒結(jié)。郭洪凱[61]研究了不同SPS燒結(jié)溫度對高熵合金結(jié)合劑性能的影響，結(jié)果顯示：850℃時(shí)的高熵合金未燒結(jié)致密、性能較差；900℃時(shí)的最為致密，且抗彎性能與硬度最佳；當(dāng)溫度＞950℃時(shí)，晶粒較為粗大，力學(xué)性能開始惡化。張毓雋等[62]通過對比不同SPS的燒結(jié)參數(shù)對Cu/金剛石復(fù)合材料相對密度與熱導(dǎo)率的影響，發(fā)現(xiàn)最佳燒結(jié)溫度為930℃，燒結(jié)壓力的提高（從10 MPa到70 MPa）對相對密度的影響有限，但熱導(dǎo)率有約15.0%的提高，而保溫時(shí)間對相對密度影響不大，且熱導(dǎo)率在保溫時(shí)間超過20 min后基本穩(wěn)定。

自蔓延高溫合成（self-propagation high-temperature synthesis，SHS）是利用基體中不同成分反應(yīng)產(chǎn)生的反應(yīng)熱作為熱源使反應(yīng)持續(xù)下去，從而最終獲得所需的燒結(jié)體。在SHS制備金剛石工具領(lǐng)域，常用的胎體材料主要有Ti-Al、Fe-Al、Ni-Al以及MAX相體系等[63]。PENG等[64]采用SHS制備了Ni-Al合金金剛石工具，并引入Ni-Cr-P合金提高金剛石的黏接強(qiáng)度與金剛石工具的抗彎強(qiáng)度，結(jié)果發(fā)現(xiàn)：質(zhì)量分?jǐn)?shù)為40%的Ni-Cr-P合金在基體中形成相互連結(jié)并均分分散的Ni-Cr-P相，同時(shí)在金剛石表面形成Cr3C2致密層，提高了金剛石與基體的結(jié)合強(qiáng)度。吳益雄等[65]選用Fe3Al結(jié)合劑制備金剛石工具，研究了不同燒結(jié)溫度對金剛石工具加工性能的影響，結(jié)果顯示：工具抗彎強(qiáng)度隨著燒結(jié)溫度的上升而提高，當(dāng)燒結(jié)溫度達(dá)到1 250℃時(shí)，其抗彎強(qiáng)度達(dá)到1 255 MPa。

2.3.2釬焊

釬焊金剛石工具主要是利用含有活性元素的釬料作為粘結(jié)劑，通過高溫釬焊過程，將金剛石與基體通過化學(xué)冶金結(jié)合在一起[66]。吳其亮等[67]采用Box-Behnken響應(yīng)曲面法研究了釬焊溫度、加熱電流與保溫時(shí)間對釬料層顯微硬度與Ag-Cu-Ti-In釬料在金剛石表面鋪展面積的影響，結(jié)果表明：理論最優(yōu)釬焊參數(shù)是釬焊溫度為900℃，加熱電流為500 A，保溫時(shí)間為13 s；采用此參數(shù)進(jìn)行金剛石釬焊，釬料層顯微硬度和釬料鋪展面積與理論的相對誤差分別為2.54%與4.36%。王志軍[68]對比了激光釬焊與真空釬焊對Ni-Cr合金釬焊金剛石的影響，發(fā)現(xiàn)在釬焊金剛石過程中，金剛石表面的C原子可以快速擴(kuò)散至釬料中，從而生成C-Cr化合物層，受C原子濃度梯度的影響，接近金剛石表面的碳化物為Cr3C2，遠(yuǎn)離金剛石表面的碳化物為Cr7C3；激光釬焊具有升溫速度快的特點(diǎn)，同樣的時(shí)間內(nèi)，金剛石表面的C原子擴(kuò)散更遠(yuǎn)，導(dǎo)致Cr3C2層比真空釬焊的厚（圖9）；但真空釬焊的高溫時(shí)間更長，導(dǎo)致其Cr7C3層更厚（圖10）。姚鵬等[69]研究了激光釬焊45#鋼基金剛石工具的工藝，結(jié)果表明：激光功率較低（100 W）時(shí)，釬料未完全致密；而激光功率較高（140、160 W）時(shí)，金剛石已開始石墨化；當(dāng)激光功率為120 W時(shí)，金剛石結(jié)構(gòu)完整，釬料表面致密平整。

2.3.3增材制造

增材制造又稱為“3D打印”，因其具有快速成型復(fù)雜零件的能力，逐漸成為金剛石工具制造工藝的發(fā)展方向之一。張俊濤等[70]通過選取激光熔化（selective laser melting，SLM）制備了金剛石TC4復(fù)合材料，發(fā)現(xiàn)盡管TC4含有Ti元素，但打印過程中金剛石與基體并未充分潤濕，并且金剛石顆粒阻礙了熔池的流動(dòng)，導(dǎo)致金剛石與基體存在孔隙；同時(shí)激光容易造成金剛石的熱損傷，以及金剛石局部石墨化的情況；通過響應(yīng)曲面分析法進(jìn)行了工藝參數(shù)分析與優(yōu)化，得到最佳的SLM工藝：激光功率為164 W，掃描速度為613 mm/s，掃描間距為0.045 mm。此時(shí)打印件的抗彎強(qiáng)度達(dá)到401 MPa。張紹和等[71]運(yùn)用熔融沉積成型（fused deposition mold-ing sintering，F(xiàn)DMS）制備了超薄金剛石鋸片，結(jié)果表明：FDMS制備過程中的最高溫度低于金剛石的熱損傷溫度，使得金剛石的結(jié)構(gòu)得到最大限度的保留；但胎體的致密度稍差，導(dǎo)致金剛石節(jié)塊的力學(xué)性能稍遜于傳統(tǒng)熱壓燒結(jié)節(jié)塊的性能。

3結(jié)語與展望

通過以上分析可以發(fā)現(xiàn)，金剛石工具制備過程中抑制金剛石熱損傷的關(guān)鍵是降低成型溫度，以及在提高金剛石浸潤性的同時(shí)降低金剛石與胎體材料的反應(yīng)烈度?；诖?，抑制金剛石熱損傷的研究未來可從以下幾點(diǎn)進(jìn)行：

（1）對金剛石界面進(jìn)行微觀尺度上的理論分析。當(dāng)前，金剛石熱損傷抑制技術(shù)的研究多集中在試驗(yàn)與表征研究上，尤其是對于金剛石-胎體/鍍層界面，界面的形成過程與控制多停留在定性分析層面，缺乏深入系統(tǒng)的理論研究。因此，可以借助分子動(dòng)力學(xué)仿真與第一性原理計(jì)算等理論方法，對成型過程中金剛石-胎體/鍍層界面的形成過程與形成機(jī)理進(jìn)行原子尺度的分析，構(gòu)建相應(yīng)的理論模型與理論體系，指導(dǎo)金剛石工具的設(shè)計(jì)與制備。

（2）建立金剛石工具胎體材料與服役環(huán)境相匹配的指導(dǎo)體系。目前，在金剛石工具的研究中，對于胎體材料的選擇沒有形成較為系統(tǒng)的指導(dǎo)規(guī)范，缺乏與加工對象相適應(yīng)的胎體材料設(shè)計(jì)理論。應(yīng)針對金剛石工具的具體加工對象、工況，結(jié)合常用胎體材料的熔點(diǎn)范圍與性能特點(diǎn)，通過控制金剛石的熱損傷程度與界面結(jié)合強(qiáng)度，實(shí)現(xiàn)金剛石工具性能與服役環(huán)境的適配。

（3）研究成型過程中金剛石界面的力學(xué)行為。金剛石的熱應(yīng)力主要來源于金剛石與界面層的熱失配，研究金剛石界面的力學(xué)行為，尤其是界面裂紋的擴(kuò)展行為，可為降低金剛石的應(yīng)力損傷提供理論依據(jù)與方向，也是金剛石熱損傷抑制技術(shù)的重要發(fā)展方向。

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作者簡介

通信作者：杜全斌，男，1983年生，博士、副教授。主要研究方向：先進(jìn)焊接材料與裝備、超硬工具制備技術(shù)與裝備、金剛石熱界面材料開發(fā)、激光增材表面修復(fù)再制造。

E-mail：paperduqb@126.com

（編輯：周萬里）

Research status of thermal damage inhibition technology for diamond

ZHANG Jianhua1，LI Ang1，2，HU Tingting2，DU Quanbin2，CUI Bing3，ZHANG Liyan2，WANG Lei2，MAO Wangjun2

（1.Zhengzhou Sino-Crystal Diamond Co.，Ltd.，Zhengzhou 450001，China）

（2.Henan Key Laboratory of Intelligent Manufacturing Equipment Integration for Superhard Materials，Henan Mechanical and Electrical Vocational College，Xinzheng 451191，Henan，China）

（3.Key Laboratory of Green Fabrication and Surface Technology of Advanced Metal Materials，Ministry ofEduca-tion，Anhui University of Technology，Ma'anshan 243002，Anhui，China）

Abstract Significance：As the hardest material，diamond is widely used in various cutting and grinding tools.During the preparation process of diamond tools，thermal damage to diamonds is almost inevitable.The thermal damage to dia-monds primarily includes graphitization，breakage，cracking，and chemical erosion.Graphitization of diamonds is a lat-tice transformation process of C atoms essentially，which requires sufficient energy to overcome the energy barrier.Consequently，during the preparation process of diamond tools，diamonds undergo varying degrees of graphitization dueto high temperatures and catalyst elements.Breakage and cracking of diamonds primarily orginate from thermal mis-match between the diamond and the matrix metal，including its carbides，where carbides act as inducers of local residual stress，facilitating crack propagation.Chemical erosion of diamonds mainly refers to the process in which C atoms on the surface of diamonds react with active elements through diffusion during the sintering process，therefore deteriorat-ing the diamonds.However，due to the poor wettability of diamonds，it often necessitates the addition of active ele-ments such as Ti，Cr，V，etc.，to react with diamonds and improve the holding force.Current suppression technologies for diamond thermal damage can be roughly divided into surface coating of diamonds，adjustment of matrix material properties，and optimization of forming technology.Progress：Diamond surface coating utilizes the unbonded atoms present on the diamond surface，which can react with certain elements at sufficiently high temperatures to form carbides，thereby enhancing the wettability between the matrix metal and the diamonds.Depending on the type of coating，it can generally be classified into metal and non-metal coatings.Metal coatings not only fill and repair defects in diamonds but also improve the bonding strength between the metal and diamonds.Common coating metals include Ni，Ti，W，Cr，and alloys are also selected as coating materials.For non-metal coatings，elements such as B and Si are typically chosen，as they can form carbide layers on the diamond surface，protect the diamond structure，reduce diamond oxidation，and pre-vent diamonds from being eroded and damaged by strong carbon elements in the matrix material.The choice of matrix material plays a crucial role in mitigating thermal damage to diamonds.Low-melting-point matrix materials can effect-ively reduce sintering temperature and inhibit the graphitization of diamonds consequently.Furthermore，incorporating appropriate active elements into the matrix material can enhance the interfacial strength between diamond and the mat-rix，thereby improving the performance of diamond tools.Currently，the modulation of matrix material properties is primarily focused on alloy optimization and composite material development.Alloy optimization aims to reduce dia-mond thermal damage by refining the alloy composition of the matrix material.Researchers have experimented with ele-ments such as Si，Hf，and Zr，discovering that these elements can mitigate the erosion of diamonds by active elements and reduce diamond thermal damage.Additionally，amorphous Ni-based alloys，due to their low melting point and nar-row melting range，have been used as brazing materials to enhance the performance of diamond tools.Composite mater-ial development seeks to improve mechanical properties while utilizing suitable reinforcing phases to absorb catalytic elements within the matrix，thereby reducing diamond graphitization.Additionally，reinforcing phases could optimize the diamond interface condition，leading to both increased interfacial strength and reduced diamond thermal damage.Molding technology significantly impacts the lifespan and performance of diamond tools，particularly through paramet-ers such as molding temperature，soaking time，molding pressure，and atmosphere.Molding temperature and soaking time determine grain growth in the matrix，diamond thermal damage，and the interfacial growth between diamond and the matrix.Molding pressure affects the density of the matrix material，which in turn influences its mechanical proper-ties.The atmosphere，typically vacuum or protective，must be carefully controlled，as even trace amounts of moisture or oxygen could lead to diamond oxidation，degrading tool performance and lifespan.Diamond tools are typically manu-factured through methods such as hot-press sintering and brazing，while additive manufacturing is emerging as a prom-ising direction in tool fabrication.Conclusions and Prospects：Future research to mitigate diamond thermal damage could focus on three main areas：theoretical analysis of diamond interfaces at the microscale，the establishment of a guidance system matching diamond tool matrix materials with service environments，and investigation of the mechanic-al behavior of diamonds interfaced during the molding process.

Key words diamond；diamond tool；thermal damage；inhibition technology