差异和优劣:
1、点源直径不同及优劣：
钨灯丝电子枪阴极使用0.1mm直径的钨丝制成V形（发叉式钨丝阴极）,使用V形的尖端作为点发射源,曲率半径大约为0.1mm；场发射电子枪阴极使用0.1mm直径的钨丝,经过腐蚀制成针状的尖阴极,一般曲率半径在100nm~1μm之间.由于制作工艺上的差异,造价不同,发叉式钨丝阴极便宜,场发射阴极很贵.
2、发射机制不同和优劣
钨灯丝属于热发射,在灯丝电极加直流电压,钨丝发热,使用温度一般在2600K~2800K之间,钨丝有很高的电子发射效率,温度越高电流密度越大,理想情况下的的电子枪亮度越高.由于材料的蒸发速度随温度升高而急剧上升,因此钨灯丝的寿命比较短,一般在50~200小时之间,这个和设定的灯丝温度有关.由于电子发射温度高,发射的电子能量分散度大,一般2ev,电子枪引起的色差会比较大.
场发射电子枪主要的发射机制不是靠加热阴极,而是在尖阴极表面增加强电场,从而降低阴极材料的表面势垒,并且可以使得表面势垒宽度变窄到纳米尺度,从而出现量子隧道效应,在常温甚至在低温下,大量低能电子通过隧道发射到真空中,由于阴极材料温度低,一般材料不会损失,因此寿命很长,可使用上万小时.
3、电子枪控制方式和电子源直径不同和优劣性.
钨灯丝是三极自给偏压控制,具有偏压负反馈电路,因此发射电流稳定度高；由于阴极发射点源面积大,因此电子源尺寸也比较大,50~100μm,发射可达几十~150μA,但电子枪的亮度低,因此当电子束斑聚焦到几个纳米的时候,总的探针电流很小,信噪比太低是限制图像分辨率的根本因素,当前最佳钨灯丝扫描电镜最佳分辨率3.0nm.
场发射电子枪没有偏压负反馈电路,外界电源的稳定度是决定因素,发射电流稳定度相比要低一些；由于尖阴极发射电源面积很小100nm左右,没有明显的电子源,因此使用虚电子源作为电子光学系统设计的初始物而存在,电子虚源直径一般在2~20nm,电子枪亮度相比钨灯丝提高上千倍.当束斑尺寸缩小到1nm以下时依然具有足够强的探针电流来获得足够的成像信号,因此分辨率高,当前最佳的场发射扫描电镜分辨率实现了亚纳米级别.
4、系统真空度不同及优劣
钨灯丝扫描电镜使用一般的高真空,两级真空泵系统获得0.001pa的真空度即可满足,因此造价低.
场发射扫描电镜使用超高真空,需要三级真空泵必须获得0.0000001Pa以上的真空度才可以稳定工作.原因在于电子枪尖阴极不耐较低的真空中被电离的离子轰击,否则枪尖很容易被扫平而失效,这时候的性能还不如钨灯丝,其次电子枪阴极尖端在较低的真空下,吸附的气体分子会急剧加大阴极材料的表面势垒,造成电子枪发射不稳,亮度降低,所以必须使用超高真空一般是10的-8次方.超高真空系统的造价明显比钨灯丝高很多.超高真空的洁净度要好于钨灯丝的一般高真空,因此很长时间,也就是在灯丝寿命内,系统可以免清洗和维护.钨灯丝扫描电镜相对维护周期要短一些.
5、钨灯丝和场发射是具有明显档次差异的,这也从价格上明确反映.钨灯丝扫描电镜十几万,场发射几十万,都是美元.国内目前只能制造最低档次的钨灯丝扫描电镜.
以上定性表达,具体数据还望查阅有关资料
扫描隧道显微镜主要是利用一根非常细的钨金属探针，针尖电子会跳到待测物体表面上形成穿隧电流，同时，物体表面的高低会影响穿隧电流的大小，针尖随着物体表面的高低上下移动以维持稳定的电流，依此来观测物体表面的形貌。您指的是“一种碳化钨立方氮化硼复合材料及其制备方法”吗
一种碳化钨-立方氮化硼复合材料
及其制备方法
申请号：201410271242.4
申请日：2014-06-18
申请(专利权)人河海大学
地址211100 江苏省南京市江宁开发区佛城西路8号
发明(设计)人张建峰吴玉萍 洪晟 李改叶 郭文敏
主分类号C04B35/56(2006.01)I
分类号C04B35/56(2006.01)I C04B35/628(2006.01)I
公开(公告)号104072138A
公开(公告)日2014-10-01
专利代理机构南京经纬专利商标代理有限公司 32200
代理人李纪昌唐循文
(21)申请号 201410271242.4
(22)申请日 2014.06.18
C04B 35/56 (2006.01)
C04B 35/628 (2006.01)
(71)申请人河海大学
地址211100 江苏省南京市江宁开发区佛城
西路8 号
(72)发明人张建峰 吴玉萍 洪晟 李改叶
郭文敏
(74)专利代理机构南京经纬专利商标代理有限
公司 32200
代理人李纪昌 唐循文
(54) 发明名称
一种碳化钨- 立方氮化硼复合材料及其制备
方法
(57) 摘要
一种碳化钨- 立方氮化硼复合材料及其制备
方法，涉及材料工程领域，其中碳化钨- 立方氮化
硼复合材料主要成分包括WC 和cBN，在WC 表面包
纳米层，通过包覆纳米层提高复合材料的硬度、韧
性等性能。一种碳化钨- 立方氮化硼复合材料的
制备方法，采用化学气相沉积法和高温烧结法，首
先分别在WC 和cBN 表面包覆纳米粒子层，然后再
高温烧结获得块状材料，制成的碳化钨- 立方氮
化硼复合材料具有结构热稳定性高，硬度高等特
点，可作为高速切削刀具材料或作为钛合金、冷硬
铸铁等传统刀具难以处理的特殊材料的加工成型
领域，且本发明提供的制备方法简易，成本较低，
可实现大规模商业化生产。
1. 一种碳化钨- 立方氮化硼复合材料，其特征在于：复合材料主要成分包括WC 和
cBN，其中在WC 表面包覆有Co 纳米粒子层，其厚度为60-120 nm，在cBN 粉体表面包覆有
SiO2 纳米层，其厚度为20-100nm，包覆有SiO2 纳米层的cBN 在复合材料中的体积含量为
30-50vol%，WC 和cBN 粉体的纯度均在95% 以上。
2. 根据权利要求1 所述的碳化钨- 立方氮化硼复合材料，其特征在于：WC 粉体的平均
粒径为2um。
3. 根据权利要求1 所述的碳化钨- 立方氮化硼复合材料，其特征在于：cBN 粉体的平均
粒径为3um。
4. 根据权利要求1 所述的碳化钨- 立方氮化硼复合材料的制备方法，其特征在于，制备
步骤如下：
（1）将WC 粉体放入化学气相沉积反应室中，抽真空，预热至500-700℃，以二茂钴为
原料，蒸发温度为120-150℃，反应室开始旋转，反应时间为18-50min，包覆结束后，停止旋
转，并停止原料供应，待冷却至室温，取出；
（2）将cBN 粉体放入化学气相沉积反应室中，抽真空，预热500-700℃，以正硅酸乙酯为
原料，加热至80-130℃，反应室开始旋转，反应时间为15-50min，包覆结束后，停止旋转，并
停止原料供应，待冷却至室温，取出；
（3）将包覆后的WC 和cBN 粉体混合，其中包覆后的cBN 在混合粉体中的重量含量为
9%-18%，然后过筛；
（4）将混合过筛好的粉体放入模具，烧结制备块体材料，即碳化钨- 立方氮化硼复合材
料；
其中，烧结过程中所使用的烧结温度为1200-1500℃，压力为4-8GPa，时间为0.5-2h。
5. 根据权利要求4 所述的碳化钨- 立方氮化硼复合材料的制备方法，其特征在于，WC
粉体包覆过程在氩气保护气氛中进行，氩气的气体流量为20-50sccm。
6. 根据权利要求4 所述的碳化钨- 立方氮化硼复合材料的制备方法，其特征在于，cBN
粉体包覆过程在氩气保护气氛中进行，氩气的气体流量为10-30sccm。
7. 根据权利要求4 所述的碳化钨- 立方氮化硼复合材料的制备方法，其特征在于，步骤
（1）和步骤（2）反应室旋转速率为30-60r/min。
8. 根据权利要求4 所述的碳化钨- 立方氮化硼复合材料的制备方法，其特征在于，包覆
后的WC 和cBN 粉体的采用滚筒法混合，混合时间5-10h。
9. 根据权利要求4 所述的碳化钨- 立方氮化硼复合材料的制备方法，其特征在于，混合
后的WC 和cBN 粉体过筛的筛孔的尺寸为100-200 目，过筛次数为3 次。
一种碳化钨- 立方氮化硼复合材料及其制备方法
技术领域
[0001] 本发明属于材料工程领域，特别涉及一种高致密度、高性能的高速切削刀具材料
以及其粉体的表面处理和制备方法。
背景技术
[0002] 在机械加工中，切削或磨削加工目前仍是零件最终形成的主要工艺手段。切削加
工的主要发展方向之一是高速切削（包括高速软切削、高速硬切削、高速干切削、大进给量
切削等）。经历了理论探索、应用探索、初步应用和较成熟应用等四个阶段，高速切削技术已
在生产中得到了一定的推广，加工钢件时切削速度最高已达到2000m·min-1，加工铸铁时达
到3000m·min-1，加工铝合金则达到7000m·min-1，为普通切削速度的5 ～ 10 倍。高速切削
之所以得到工业界越来越广泛的关注，是因为它相对传统加工具有显著的优越性，如加工
时间短（效率高、成本低）、工件表面质量好（表面精度高）、不需要冷却液（绿色加工、不污染
环境）并且可以加工淬硬钢等传统加工手段难以处理的特殊材料。
[0003] 作为高速切削刀具用材料，应具有良好的机械性能和热稳定性，即具有高硬度、抗
冲击、耐磨损、抗热疲劳等特性。目前工业界采用的高速切削刀具材料主要有硬质合金、复
合氮化硅陶瓷、立方氮化硼和金刚石等。WC 和cBN 形成的复合材料，将兼具两种材料的优
点。超硬cBN 相的引入不仅会显著提高WC 硬质合金的硬度和耐磨损，其本身在复合材料
中作为超硬粒子，引发裂纹偏转从而可以进一步提高材料的韧性，由于具有优异的硬度、
耐磨损和韧性的性能组合，WC-cBN 复合材料被看作是切割刀具领域最有发展潜力的新一
代材料，引起了世界范围内的广泛关注。2007 年，西班牙纳瓦拉国立大学的Martínez 等
人采用热等静压的方法，制备出了不同cBN 含量的WC/Co-cBN 复合材料。当cBN 含量为
30vol% 时，复合材料硬度达到25Gpa ；而当cBN 提高到50vol% 时，由于所需Co 烧结助剂含
量的增加导致了cBN 向六方氮化硼（hBN）软相的相变，复合材料的硬度反而降低了4GPa
（Journal of the American Ceramic Society, 2007, 90, p415-424）。2009 年，土耳其
Eskisehir Osmangazi 大学的Yaman 等人采用放电等离子体烧结方法制备了cBN 体积含量
为25% 的WC/6wt%Co-cBN 复合材料，虽然韧性最大值达到了12MPam1/2，最大硬度只有21GPa
左右（Materials Letters, 2009, 63, p1041-1043），低于Martínez 等人的报道值。2012
年，波兰华沙工业大学的Rosinski 等人采用脉冲等离子体烧结方法制备了WC/Co-cBN 复
合材料，立方氮化硼的体积含量为30%，最大硬度为23GPa 左右（Journal of Materials
Science, 2012, 47, p7064-7071）。2007 年，国内武汉理工大学材料复合新技术国家重点
实验室的史晓亮等人用化学气相沉积法对cBN 进行了表面镀金属钛（Ti）膜预处理后，采用
热压烧结方法在温度烧结压力30MPa、1380℃保温60 min 的条件下制备了cBN 体积分数为
30％的WC-10Co-cBN 复合材料，材料的相对致密度为94.2%，强度为750MPa（机械工程材料,
2007, 31, p71-73）。除科研院所外，瑞典三特威克公司（全球领先刀具生产商）也在2012 年
公开了一篇关于WC-cBN 复合材料的专利（Method for producing a sintered composite
body, Patent WO2012038529A2, Sandvik Intellectual Property Ab.），以钴作为烧结助
剂，采用无压烧结方法在1350 °C 下制备了WC/Co-cBN 复合材料，但得到的复合材料的最
大硬度为13GPa。
[0004] 总结国内外的研究现状可以看出，虽然国内外对WC-cBN 复合材料进行了研究并
取得了初步成果，但仍然存在复合材料致密化困难、硬度和耐磨损性能不足等问题。WC 和
cBN 都属于难烧结材料，其复合材料通常以Co、Ni 等为烧结助剂（重量含量通常为6-15wt%
左右或更高）在高温下长时间无压或加压烧结才能获得。但Co、Ni 等金属本身硬度低，会
导致复合材料的硬度特别是红硬性的降低。另外一方面，高含量的金属烧结助剂还会加速
cBN 向六方氮化硼（hBN）的相变。而hBN 是类石墨软相，硬度与石墨相当，因此cBN 向hBN
的相变也将导致复合材料硬度的降低，另外相变所带来的体积变化同时会导致材料气孔率
的增加，也会引发刀具材料硬度和耐磨损性能的降低，从而导致其使用寿命进一步缩短。
发明内容
[0005] 本发明解决的技术问题：针对上述问题，本发明提供了一种在WC 和cBN 粉体表面
上分别包覆SiO2 和Co 纳米层以提高其烧结性能，抑制cBN 的相变，提高材料硬度的碳化
钨- 立方氮化硼复合材料及其制备方法。
[0006] 技术方案：一种碳化钨- 立方氮化硼复合材料，主要成分包括WC 和cBN，其中在WC
表面包覆有Co 纳米粒子层，其厚度为60-120 nm，在cBN 粉体表面包覆有SiO2 纳米层，其厚
度为20-100nm，包覆有SiO2 纳米层的cBN 在复合材料中的体积含量为30-50vol%，WC 和cBN
粉体的纯度均在95% 以上。
[0007] 作为优选，WC 粉体的平均粒径为2um。
[0008] 作为优选，cBN 粉体的平均粒径为3um。
[0009] 一种碳化钨- 立方氮化硼复合材料的制备方法，制备步骤如下：
（1）将WC 粉体放入化学气相沉积反应室中，抽真空，预热至500-700℃，以二茂钴为
原料，蒸发温度为120-150℃，反应室开始旋转，反应时间为18-50min，包覆结束后，停止旋
转，并停止原料供应，待冷却至室温，取出；
（2）将cBN 粉体放入化学气相沉积反应室中，抽真空，预热500-700℃，以正硅酸乙酯为
原料，加热至80-130℃，反应室开始旋转，反应时间为15-50min，包覆结束后，停止旋转，并
停止原料供应，待冷却至室温，取出；
（3）将包覆后的WC 和cBN 粉体混合，其中包覆后的cBN 在混合粉体中的重量含量为
9%-18%，然后过筛；
（4）将混合过筛好的粉体放入模具，烧结制备块体材料，即碳化钨- 立方氮化硼复合材
料；
其中，烧结过程中所使用的烧结温度为1200-1500℃，压力为4-8GPa，时间0.5-2h。
[0010] 作为优选，WC 粉体包覆过程在氩气保护气氛中进行，氩气的气体流量为
20-50sccm。
[0011] 作为优选，cBN 粉体包覆过程在氩气保护气氛中进行，氩气的气体流量为
10-30sccm。
[0012] 作为优选，上述步骤（1）和步骤（2）反应室的旋转速率为30-60r/min。
[0013] 作为优选，包覆后的WC 和cBN 粉体的采用滚筒法混合，混合时间5-10h。
[0014] 作为优选，混合后的WC 和cBN 粉体过筛的筛孔的尺寸为100-200 目，过筛次数为
3 次。
[0015] 有益效果：本发明提供的碳化钨- 立方氮化硼复合材料及其制备方法，是采用化
学气相沉积法和高温烧结法，首先使用化学气相沉积法，在WC 粉体表面包覆Co 纳米层，在
cBN 表面包覆SiO2 纳米层，通过在粉体表面包覆和均匀分散，减少软相粒子Co 的使用量，提
高复合材料的硬度；通过正硅酸乙酯的氧化分解在cBN 粉体表面包覆SiO2 非晶纳米层，抑
制cBN 在烧结过程中的相变，提高材料的硬度等力学性能，然后再高温烧结获得块状材料，
制成的碳化钨- 立方氮化硼复合材料具有结构热稳定性高，硬度高等特点，可作为高速切
削刀具材料或作为钛合金、冷硬铸铁等传统刀具难以处理的特殊材料的加工成型领域，而
且本发明提供的制备方法简易，成本较低，可实现大规模商业化生产。
附图说明
[0016] 图1 为本发明碳化钨- 立方氮化硼复合材料中WC 和cBN 粉体表面包覆示意图。
具体实施方式
[0017] 为了进一步理解本发明，下面结合实施例对本发明优选实施方案进行描述，但是
应当理解，这些描述只是为进一步说明本发明的特征和优点，而不是对本发明权利要求的
限制。
[0018] 根据本发明提供的碳化钨- 立方氮化硼复合材料的制备方法制备型碳化钨- 立方
氮化硼复合材料，材料选用纯度大于95% 以上粉体材料和纯度大于98% 以上的金属有机原
料，其中WC 粉体的平均粒径为2um，cBN 粉体的平均粒径为3um，所有材料在进行化学气相
沉积处理之前，已在真空中除气除湿，然后按照本发明提供的制备方法进行制备。
[0019] 实施例1
根据本发明提供的碳化钨- 立方氮化硼复合材料的制备方法制备型碳化钨- 立方氮化
硼复合材料，步骤如下：
（1）将WC 粉体放入化学气相沉积反应室中，抽真空至5Pa，预热至500℃，以二茂钴为原
料，蒸发温度为120℃，反应室开始旋转，旋转速率为30r/min，氩气气体流量为20sccm，通
过二茂钴的热分解在WC 粉体表面包覆Co 纳米粒子层，反应时间为20min，包覆结束后，停止
旋转，并停止原料供应，待冷却至室温，取出；
（2）将cBN 粉体放入化学气相沉积反应室中，抽真空至5Pa，预热500℃，以正硅酸乙酯
为原料，加热至80℃，反应室开始旋转，旋转速率为30r/min，氩气气体流量为10sccm，通过
正硅酸乙酯的氧化热分解在WC 粉体表面包覆SiO2 纳米层，反应时间为20min，包覆结束后，
停止旋转，并停止原料供应，待冷却至室温，取出；
采用FESEM 和TEM 相结合的方法测定粉体表面纳米粒子层的粒度及厚度，SiO2 纳米层
的厚度为20nm，WC 粉体表面Co 的粒径为20nm，厚度为60nm ；
（3）将9.1g 包覆后的WC 粉体和0.9g 包覆后的cBN 粉体采用滚筒法（干法）混合5h，然
后过100 目筛3 次；
（4）将混合过筛好的粉体放入模具，烧结制备块体材料，烧结过程中所使用的烧结温度
为1200℃，压力为4GPa，时间2h ；
烧结后cBN 相的体积含量为30%，制成的样品直径为30mm，厚度为5mm。
[0020] 实施例2
根据本发明提供的碳化钨- 立方氮化硼复合材料的制备方法制备型碳化钨- 立方氮化
硼复合材料，步骤如下：
（1）将WC 粉体放入化学气相沉积反应室中，抽真空至10Pa，预热至500℃，以二茂钴为
原料，蒸发温度为130℃，反应室开始旋转，旋转速率为45r/min，氩气气体流量为30sccm，
通过二茂钴的热分解在WC 粉体表面包覆Co 纳米粒子层，反应时间为18min，包覆结束后，停
止旋转，并停止原料供应，待冷却至室温，取出；
（2）将cBN 粉体放入化学气相沉积反应室中，抽真空至10Pa，预热500℃，以正硅酸乙酯
为原料，加热至120℃，反应室开始旋转，旋转速率为50r/min，氩气气体流量为20sccm，通
过正硅酸乙酯的氧化热分解在cBN 粉体表面包覆SiO2 纳米层，反应时间为15min，包覆结束
后，停止旋转，并停止原料供应，待冷却至室温，取出；
采用FESEM 和TEM 相结合的方法测定粉体表面纳米粒子层的粒度及厚度，SiO2 纳米层
的厚度为20nm，WC 粉体表面Co 的粒径为20nm，厚度为60nm ；
（4）将8.9g 包覆后的WC 粉体和1.1g 包覆后的cBN 粉体采用滚筒法（干法）混合10h，
然后过200 目筛3 次；
（5）将混合过筛好的粉体放入模具，烧结制备块体材料，烧结过程中所使用的烧结温度
为1300℃，压力为6GPa，时间1.5h ；
烧结后cBN 相的体积含量为35%，制成的样品直径为30mm，厚度为5mm。
[0021] 实施例3
根据本发明提供的碳化钨- 立方氮化硼复合材料的制备方法制备型碳化钨- 立方氮化
硼复合材料，步骤如下：
（1）将WC 粉体放入化学气相沉积反应室中，抽真空至20Pa，预热至500℃，以二茂钴为
原料，蒸发温度为140℃，反应室开始旋转，旋转速率为60r/min，氩气气体流量为40sccm，
通过二茂钴的热分解在WC 粉体表面包覆Co 纳米粒子层，反应时间为50min，包覆结束后，停
止旋转，并停止原料供应，待冷却冷至室温，取出；
（2）将cBN 粉体放入化学气相沉积反应室中，抽真空至20Pa，预热500℃，以正硅酸乙
酯为原料，加热至90℃，反应室开始旋转，旋转速率为40r/min，氩气气体流量为30sccm，通
过正硅酸乙酯的氧化热分解在cBN 粉体表面包覆SiO2 纳米层，反应时间为50min，包覆结束
后，停止旋转，并停止原料供应，待冷却冷至室温，取出；
采用FESEM 和TEM 相结合的方法测定粉体表面纳米粒子层的粒度及厚度，SiO2 纳米层
的厚度为50nm，WC 粉体表面Co 的粒径为40nm，厚度为120nm。
[0022] （4）将8.7g 包覆后的WC 粉体和1.3g 包覆后的cBN 粉体采用滚筒法（干法）混合
10h，然后过200 目筛3 次；
（5）将混合过筛好的粉体放入模具，烧结制备块体材料，烧结过程中所使用的烧结温度
为1400℃，压力为5GPa，时间0.5h ；
烧结后cBN 相的体积含量为40%，制成的样品直径为30mm，厚度为5mm。
[0023] 实施例4
根据本发明提供的碳化钨- 立方氮化硼复合材料的制备方法制备型碳化钨- 立方氮化
硼复合材料，步骤如下：
（1）将WC 粉体放入化学气相沉积反应室中，抽真空至15Pa，预热至500℃，以二茂钴为
原料，蒸发温度为150℃，反应室开始旋转，旋转速率为35r/min，氩气气体流量为40sccm，
通过二茂钴的热分解在WC 粉体表面包覆Co 纳米粒子层，反应时间为40min，包覆结束后，停
止旋转，并停止原料供应，待冷却至室温，取出；
（2）将cBN 粉体放入化学气相沉积反应室中，抽真空至15Pa，预热500℃，以正硅酸乙酯
为原料，加热至130℃，反应室开始旋转，旋转速率为35r/min，氩气气体流量为25sccm，通
过正硅酸乙酯的氧化热分解在WC 粉体表面包覆Co 纳米粒子层，反应时间为40min，包覆结
束后，停止旋转，并停止原料供应，待冷却冷至室温，取出；
采用FESEM 和TEM 相结合的方法测定粉体表面纳米粒子层的粒度及厚度，SiO2 纳米层
的厚度为100nm，WC 粉体表面Co 的粒径为40nm，厚度为120nm。
[0024] （4）将8.5g 包覆后的WC 粉体和1.5g 包覆后的cBN 粉体采用滚筒法（干法）混合
6h，然后过100 目筛3 次；
（5）将混合过筛好的粉体放入模具，烧结制备块体材料，烧结过程中所使用的烧结温度
为1400℃，压力为5GPa，时间1.5h ；
烧结后cBN 相的体积含量为45%，制成的样品直径为30mm，厚度为5mm。
[0025] 实施例5
根据本发明提供的碳化钨- 立方氮化硼复合材料的制备方法制备型碳化钨- 立方氮化
硼复合材料，步骤如下：
（1）将WC 粉体放入化学气相沉积反应室中，抽真空至10Pa，预热至500℃，以二茂钴为
原料，蒸发温度为150℃，反应室开始旋转，旋转速率为60r/min，氩气气体流量为25sccm，
通过二茂钴的热分解在WC 粉体表面包覆Co 纳米粒子层，反应时间为20min，包覆结束后，停
止旋转，并停止原料供应，待冷却至室温，取出；
（2）将cBN 粉体放入化学气相沉积反应室中，抽真空至20Pa，预热500℃，以正硅酸乙酯
为原料，加热至130℃，反应室开始旋转，旋转速率为60r/min，氩气气体流量为25sccm，通
过正硅酸乙酯的氧化热分解在WC 粉体表面包覆Co 纳米粒子层，反应时间为25min，包覆结
束后，停止旋转，并停止原料供应，待冷却至室温，取出；
采用FESEM 和TEM 相结合的方法测定粉体表面纳米粒子层的粒度及厚度，SiO2 纳米层
的厚度为40nm，WC 粉体表面Co 的粒径为30nm，厚度为60nm。
[0026] （4）将8.2g 包覆后的WC 粉体和1.8g 包覆后的cBN 粉体采用滚筒法（干法）混合
10h，然后过100 目筛3 次；
（5）将混合过筛好的粉体放入模具，烧结制备块体材料，烧结过程中所使用的烧结温度
为1500℃，压力为8GPa，时间0.5h ；
烧结后，cBN 相的体积含量为50%，制成的样品直径为30mm，厚度为5mm。
[0027] 将上述具体实施方式制成的样品采用维氏硬度压痕法测试WC-cBN 复合材料的硬
度和断裂韧性，拉伸法测试材料的强度，结果如下：
表1 WC-cBN 复合材料的致密度、硬度、韧性和强度等。
[0028] 由表可知，本发明新型WC-cBN 复合材料具有较高的硬度、韧性和强度，随着包覆
后cBN 相的体积含量由30% 增加到50%，WC-cBN 复合材料的致密度呈起伏变化趋势，经历两
次起伏，在包覆后cBN 相的体积含量达到45% 时，致密度最高；复合材料的硬度指标随着包
覆后cBN 相的体积含量的增加呈现先上升再下降的趋势，在包覆后cBN 相的体积含量达到
45% 时，硬度最高；复合材料的韧性与硬度指标的变化趋势相近，在包覆后cBN 相的体积含
量达到40% 时，韧性最好；复合材料的强度指标的变化趋势与致密度呈现相同的变化趋势，
在包覆后cBN 相的体积含量达到45% 时，强度最高。
[0029] 对所公开的实施例的上述说明，使本领域专业技术人员能够实现或使用本发明。
对这些实施例的多种修改对本领域的专业技术人员来说将是显而易见的，本文中所定义的
一般原理可以在不脱离本发明的精神或范围的情况下，在其它实施例中实现。因此，本发明
将不会被限制于本文所示的这些实施例，而是要符合与本文所公开的原理和新颖特点相一
致的最宽的范围。
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