影响碳纤维强度的主要因素是什么?

影响碳纤维强度的主要因素是什么?,第1张

【摘要】: 界面对碳纤维复合材料性能的发挥起着非常重要的作用,复合材料通过界面传递载荷,可以使碳纤维与基体形成一个有效发挥综合性能的整体。在界面的研究中,提高其结合强度是改善碳纤维复合材料力学性能的关键。因此,剖析各种因素对碳纤维复合材料界面结合强度的影响,对于提高复合材料的综合性能具有十分重要的意义。本文采用扫描电镜(SEM)、X射线光电子能谱(XPS)、激光拉曼光谱(LRS)、X射线衍射(XRD)、傅立叶变换红外光谱(FTIR)以及力学性能测试等技术,考察了不同制备工艺对碳纤维结构及性能的影响,探讨了湿法纺丝制备PAN基碳纤维的电化学改性工艺以及电化学改性处理过程中碳纤维表面结构和性能的演变规律,获得了碳纤维表面除胶的合理性工艺,深入研究了碳纤维电化学改性处理、上浆剂以及基体改性对碳纤维复合材料界面结合强度的影响,提出了碳纤维电化学改性机理以及基体改性机理。 对不同工艺制备的碳纤维结构及性能进行了对比分析,结果表明:与湿法纺丝工艺制备的碳纤维相比,干喷湿纺工艺制备的碳纤维内部致密性高,轴向微孔尺寸小,表面非碳元素相对含量低。从X射线衍射来看,干喷湿纺工艺制备的碳纤维石墨层面间距d002较小,更接近于石墨单晶的层面间距;微晶堆砌厚度Lc较高,石墨网平面尺寸La较大,石墨微晶的平均堆叠层数较多,这说明采用干喷湿纺工艺制备的碳纤维具有较高的石墨化程度,其结构完整性更高。湿法纺丝和干喷湿纺工艺制备的碳纤维其表面结构基本相同,但表面形貌存在很大差异。湿法纺丝工艺制备碳纤维表面粗糙,有许多轴向沟槽,而干喷湿纺工艺制备的碳纤维表面光滑无沟槽,沟槽的存在可以增加纤维与基体间的机械铰合作用,有利于提高复合材料的界面结合强度。另外,洁净的生产环境及精细的加工设备有利于减少碳纤维的表面缺陷。 采用XPS技术研究了湿法纺丝工艺制备的PAN基碳纤维在电化学改性处理过程中表面特性随改性工艺的变化,结果表明:电化学改性初期,碳纤维表面改性效果明显。随着电化学改性处理时间的延长,变化趋势减慢,达到一定程度时趋于稳定。电解液的浓度和温度越高,电化学改性处理时间越长,电流密度越大,碳纤维表面改性效果越明显。大量电解质试验表明,NH4H2PO4对碳纤维表面电化学改性效果最佳。 采用LRS技术系统研究了湿法纺丝工艺制备的碳纤维在电化学改性处理过程中表面结构的变化,结果表明:电化学改性处理后,碳纤维表面拉曼光谱中的G线和D线交叠度减小,尺值增大,D2线与G线的比值减小,D3线与G线的比值增大。随着电化学处理时间的增加,尺值不断增大,D2线与G线的比值以及D3线与G线的比值发生一定程度的改变,但变化趋势并不明显。所有代表无序结构的拉曼谱峰积分面积总和与石墨结构积分面积之比与R值的变化趋势基本一致,它可以更全面地表征电化学处理过程中碳纤维表面结构无序性的变化,对于深入分析碳纤维电化学改性处理中表面微结构的变化规律具有重要意义。 选用高电流密度,浓度为1mol/L的NH4H2PO4为电解质,设定处理时间为4min,对碳纤维进行电化学改性处理,试验结果表明,电化学改性处理后碳纤维的表面结果和性能发生改变。碳纤维的表面结构被破坏,无序度增大,表面晶粒尺寸减小。比表面积增大,表面粗糙度增加,有利于提高碳纤维的表面极性,增大树脂的浸润性;同时更多含氧官能团的生成也有利于增大碳纤维表面与基体间的化学作用力,使得碳纤维增强树脂基复合材料的界面结合强度提高。其中,碳氧单键含量的增加对界面化学作用力的增强起主要作用。 系统研究了过度电化学改性处理对T700碳纤维和石墨纤维结构的影响,结果表明:电化学改性是一种碳纤维表面改性处理的有效方法,它仅对纤维表面产生作用,并不改变纤维的本体结构。在相同的处理条件下,碳纤维表面部分结构破坏严重,轴向沟槽消失,部分结构保持完整,且破坏是沿纤维轴向进行的,破坏区域显示出微坑形貌;石墨纤维表面基本没有变化。电化学改性处理过程中,碳纤维中非碳元素的存在是石墨片层结构破坏的主要原因,也是表面结构破坏的根源。纤维表面结合力弱的区域容易被破坏,导致表面轴向沟槽增多并加深。 采用不同上浆剂对碳纤维进行表面处理,研究了不同上浆剂对碳纤维以及复合材料界面结合强度的影响,结果表明:碳纤维经上浆剂处理后,很好地抑制了纤维的毛丝和断丝现象,而且上浆剂均匀附着于碳纤维表面,使纤维较好分散,有效地避免了纤维之间的粘连。上浆剂的种类对碳纤维复合材料的界面结合强度影响较大。日本生产的上浆剂基本可以改善碳纤维的表面润湿性,提高复合材料的界面结合强度。与进口上浆剂相比,国产上浆剂处理制备的碳纤维复合材料,其界面结合强度偏低,与普通环氧树脂的效果接近。 采用FESEM、XPS、LRS和XRD等多种分析技术对不同除胶工艺处理的碳纤维结构及性能进行了研究,结果表明:丙酮浸泡工艺对碳纤维表面上浆剂的去除效果不佳;瞬时高温处理工艺虽然可以达到部分清除上浆剂的效果,但对纤维表面结构产生较大损伤;采用氮气保护下的高温除胶处理工艺,不仅可以有效地去除碳纤维表面上浆剂,而且可以通过工艺参数的合理配置,有效抑制处理过程中碳纤维表面的氧化以及上浆剂裂解产物的残存。通过对比分析确定,氮气保护下的高温除胶工艺是碳纤维表面上浆剂去除的有效方法。 以羟基硅油为共聚改性剂对酚醛树脂基体进行改性,系统研究了基体改性对碳纤维复合材料界面结合强度及力学性能的影响,结果表明:随着羟基硅油添加量的增加,碳纤维复合材料的界面结合强度呈现先增大后减小的变化趋势,材料的弯曲强度逐渐增大,拉伸强度的变化趋势与界面结合强度的变化趋势基本一致。羟基硅油添加量不当会导致基体缺陷增加,使得复合材料界面结合性能变差,影响材料整体性能的发挥。当羟基硅油与酚醛树脂的质量百分比为2.5%时,碳纤维增强树脂基复合材料的界面结合强度最高,同时材料的拉伸强度和弯曲强度也得到改善。基体改性对复合材料界面结合强度的改善效果不如碳纤维表面改性对其效果提高明显。 适当的原料配比以及合理的制备工艺是减少碳纤维复合材料内部缺陷以及改善复合材料性能的关键因素。

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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

覆有Co 纳米粒子层,在cBN 粉体表面包覆有SiO2

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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