液相燒結法聚晶金剛石微觀結構及其力學性能研究*

王 坤

(新沂市星辰新材料科技有限公司 江蘇 新沂 718100)

金剛石具有優良的彈性模量、抗壓能力和物理、化學性能，但韌性不足、抗壓強度低和解理面的存在使其易受沖擊載荷的破壞[1]。自然界中存在的金剛石有一種稱為卡博納多(Carbonado，黑金剛石)，是由許多細粒金剛石與少量雜質聚結成的塊狀多晶體，晶粒間呈無序排列，無解理面，性能各向同性[2～5]；另一種稱巴拉斯(Ballas，玫紅尖晶石)，外形似球形或橄欖形狀，堅固的外殼由輻射狀金剛石構成[6]。1967年前蘇聯的L F Veshchagin人工合成了由石墨相變聚結的人造卡博納多和巴拉斯。大顆粒天然金剛石價格昂貴，而人造金剛石大單晶生長速度慢、合成時間長、成本高，價格比天然金剛石還貴[7～8]。人造聚晶金剛石則是由很多細粒金剛石添加一定的粘結劑，在高溫高壓下燒結而成，所具有的抗沖擊韌性、抗磨損均勻性、耐熱性、導熱性、透光性等已超過天然金剛石[9]。因加入了金屬、合金、陶瓷材料等粘結劑，可有效提高抗沖擊能力，因此人造聚晶金剛石的應用日益增長，已廣泛應用于汽車、航空航天、電子、寶石加工、建筑等行業的刀具制造[10]。同時，人造聚晶金剛石產品的開發向尺寸大型化、晶粒細化、質量優化、性能均勻化的發展[12]。

聚晶金剛石有許多優異性能，晶粒呈無序排列、各向同性、無解理面[13]；具有較高沖擊強度，沖擊時只產生小晶粒破碎，不像單晶金剛石那樣大塊崩裂[14]。聚晶金剛石的性能與粘結劑關系密切，而不同的粘結劑在聚晶燒結過程中的作用及成品中的存在形式有較大差異，目前主要選用Ti2Si系列的陶瓷類粘結劑和以鈷為主的金屬類粘結劑[15]。原材料金剛石的自身品質和燒結工藝對聚晶性能的影響明顯[16]。聚晶金剛石最重要的性能指標是耐熱性、耐磨性和沖擊強度，而硬度、強度、加工性、焊接性等在某些情況下也較重要，不同用途對聚晶金剛石的性能要求也不相同[17]。

隨著現代制造業的發展，高速拉絲機得以廣泛使用，如何提高模具使用壽命，降低生產成本，成為金屬行業普遍關注的課題[18～20]。而拉絲模坯質量的好壞直接影響拉絲質量及拉絲模具的使用壽命等[21]。近年來，聚晶金剛石拉絲模正以其高強度、高耐磨性以及優良的性價比等特點越來越受到拉絲行業的青睞[22～26]。而國產聚晶金剛石拉絲模芯與國外先進的同類產品相比，無論是在產品力學性能還是在系列化程度的開發等方面上都存在這較大差距[26～31]。因此，如何提高國產聚晶金剛石拉絲模芯的質量水平，追趕甚至超過國外同等產品，以打破其技術壟斷，降低生產成本，成為國內拉絲模芯生產企業迫切關注的問題。

本課題將在前人已有基礎上對PCD拉絲模坯的高壓合成工藝(如合成壓力、溫度、時間等)、原料中金剛石晶粒粒度、粘結劑配方等的方面進行研究，并對其微觀結構和力學性能進行分析，探尋出較為合適的工藝參數及原料配方，以獲得性能優異的PCD拉絲模坯材料，提高我國拉絲行業的科技競爭力。

1 實驗部分

1.1 實驗材料及設備

1.1.1 實驗材料及設備

采用平均粒徑為5 μm的金剛石微粉作為實驗原材料。合成金剛石設備，是生產金剛石的重要手段，根據生長原理的不同，設備也不同，按原理不同，可分為3大類型:即靜壓法合成金剛石超高壓設備、動壓法合成金剛石的爆炸設備、氣相沉積法的低壓高溫設備。其中靜態超高壓裝置發展最快，其主要類型有兩面頂壓機、四面頂壓機、六面頂壓機[23]。兩面頂壓機有對頂式、年輪式和活塞式；四面頂有單壓源緊裝式、多壓源鉸鏈式、多壓源拉桿式和滑塊式；六面頂壓機有單壓源聚湊式、單壓源鉸鏈式、單壓源立體式、單壓源立體式、單壓源皮囊式、多壓源鉸鏈式、多壓源拉桿式、靜水壓切球式和滑塊式。盡管上述超高壓設備種類很多，但應用于生產的主要是年輪式兩面頂高壓裝置和鉸鏈式六面頂高壓裝置。本實驗使用的是桂林冶金機械總廠生產的CS-4A鉸鏈式六面頂液壓機[24]。

1.1.2 測試分析設備

北京市電加工研究所BDMT-JP903型聚晶金剛石鏡面拋光機；日本HITACHI S-3400N 型掃描電鏡；日本理光D/max-rA 12KW X射線衍射儀；日本SEIKO公司的TG/DTA6300熱重示差熱綜合分析儀；上海恒一公司的FV-700數字顯微維式硬度計；河南鄭州三磨所JS712A 型磨耗比測定儀；江蘇大豐華宇機械制造有限公司M618型平面磨床。

1.2 PCD拉絲模坯制備過程

1.2.1 金剛石凈化處理

用金剛石微粉在高壓高溫下直接燒結或摻入結合劑在高溫高壓下燒結所獲得的材料的強度和耐磨性較差。研究發現把金剛石微粉進行表面處理，然后再把這種處理過的金剛石微粉進行高溫高壓燒結，獲得的材料的強度和耐磨性很高。

1.2.1.1 化學法

將1份金剛石與4-5份固體NaOH或KOH，放入長頸的銀或鎳坩堝中，在坩堝式爐中加熱至870K左右，使堿液呈粉紅色后停止加熱，在堿液未凝固前，倒在不銹鋼板上，然后將冷凝塊放入容器中用水溶解，倒去溶液后用酸中和，這樣便去除了樣品中殘留的葉臘石等雜質，再用王水或其他酸加熱煮去殘留金屬雜質，并用蒸餾水洗至中性，干燥后放入干燥容器內備用。

1.2.1.2 物理法

將金剛石粉末經低于大氣壓的惰性氣氛下溫度770K左右處理，可清除吸附在金剛石表面的各種碳氫化合物及氧等。凈化后的粉料，可放在充有氮氣等惰性氣體保護的清潔干燥容器中或直接使用，或將處理后的粉料用電子束焊密封后，直接放入高壓腔進行合成。

1.2.1.3 混料

聚晶金剛石的結合方式主要有兩種，一種是直接對金剛石顆粒進行高壓燒結(D-D結合)，此方法實施起來較為困難，在燒結過程中必須施以非常高的壓力以防止原料金剛石在高溫下發生石墨化，這在高壓裝置方面有很大困難。所以工業上常使用添加金屬媒助劑進行燒結(D-M-D結合)，此次實驗使用Co作為粘結劑進行燒結。

要想得到高質量的聚晶金剛石，就要使Co粉和金剛石微粉均勻混合，混合的方法有3種：

1)直接使用Co粉與金剛石微粉混合。

2)以Co片的方式放在金剛石微粉的上面，在燒結時Co片熔化(Co的熔點為1 336 ℃)然后以擴散滲透的方式進入金剛石層，此方法成為掃越法。

3)將第一種和第二種方法一起使用。

此次實驗采用第二種方法，在燒結時采用掃越法。

1.2.1.4 真空熱處理

將已混好的摻入結合劑的金剛石粉料先裝入石墨杯中，然后將裝好料的石墨杯置于真空爐內進行真空熱處理，去除粉料表面吸附的氧、水蒸氣等，并使其表面具有較好的反應活性。加熱期間，真空爐內最高溫度為650 ℃，真空度為3×10-3Pa。

1.2.1.5 高壓燒結

本實驗采用的金剛石微粉粒度為5 μm；粘結劑為鈷片，鈷占總質量的20%，以燒結溫度和燒結時間作為變量進行對比實驗，壓力恒定為5.7 GPa。具體實驗方案見表1。

1.3 實驗測試方法與分析

1.3.1 掃描電鏡及能譜分析

首先采用聚晶金剛石鏡面拋光機對PCD拉絲模坯樣品進行機械拋光，直到表面達到鏡面，露出金剛石晶面，再利用掃描電鏡進行微觀形貌觀察，觀測晶粒大小，分布均勻性等，然后采用能譜分析研究模坯樣品內各粘結相元素的含量，明確粘結劑成分差異，從而得出不同樣品微觀形貌及成分的區別。

表1 實驗方案

1.3.2 顯微維氏硬度

硬度是材料的一種重要力學性能，在實際應用中，由于測量方法不同，測得的硬度所代表的材料性能也各異。對于陶瓷類材料使用的硬度反映材料抵抗破壞的能力。一般無機材料常用顯微硬度法測量。將PCD拉絲模坯樣品用聚晶金剛石鏡面拋光機進行表面拋光，直至表面出現鏡面光澤。用FV-700數字顯微維式硬度計測定樣品的顯微硬度。壓頭所加載荷為1 kgf，加載時間為10 s。在樣品表面測量中心及邊緣2個點的硬度值。然后取其算術平均值作為該試樣的硬度值。

1.3.3 磨耗比

我國對PCD耐磨性的檢測普遍采用JS712A 型磨耗比測定儀對PCD的耐磨性進行測試。使用JS712A 型磨耗比測定儀在規定的條件下，使人造金剛石燒結體和80#粒度的碳化硅陶瓷平行砂輪在規定的裝置上相互摩擦，以砂輪的磨耗量Ms和燒結體的磨耗量Mj之比，這個比值就稱為該燒結體的磨耗比Q值，計算公式見下式。

按照中華人民共和國機械工作部部頒布標準JB 3235-83其測試條件為：砂輪線速度：25 m/s；磨耗量：砂輪磨耗量不低于25 g，試樣磨耗量不低于0.20 mg；選用進給壓力W為100 gf。其測試步驟為：

1)清理砂輪和試樣，調整砂輪線速度到25 m/s。

2)用感量0.01 mg分析天平稱量燒結體為Mj;用感量為0.5 g工業天平稱量砂輪，重量為Ms1。

3)托盤每降0.5 mm 調整一次轉速，使線速度為25 m/s，并加0.1 N的負荷，當降到適當位置時，抬起托盤，使燒結體脫離砂輪。停車后卸下砂輪，并稱起重量為Ms2，卸下燒結體，清除表面粉塵至恒重，稱其質量Mj2，計算砂輪和燒結體的磨耗量：

Ms=Ms1-Ms2Mj=Mj1-Mj2

由以上三式即得到樣品的磨耗比值。

2 實驗結果與討論

2.1 燒結時間對PCD拉絲模芯力學性能的影響

本實驗的前7組試樣是以燒結時間作為變量的，燒結溫度為1 550 ℃，壓力恒定為5.7 GPa，冷卻時間為40 s。試樣的測試結果如表2所示。

表2 不同燒結時間的PCD測試結果

圖1 不同燒結時間下試維氏硬度均值 圖2 不同燒結時間下試樣各處的硬度

2.1.1 燒結時間對顯微維氏硬度的影響

圖1為上述不同燒結時間下的試樣顯微維氏硬度的平均值與燒結時間的關系。從圖1可以看出，在本實驗燒時間度所選范圍130～210 s內，燒結試樣的顯微維氏硬度的最大值在180 s時取得，為6 986；燒結時間為130 s時，試樣取得顯微硬度的最小值4 804。觀察發現，燒結試樣的顯微硬度隨著燒結時間的增加而顯著增加，在180 s達到了最大值，此后隨著燒結時間的延長顯微硬度出現了下降，但隨著時間的繼續延長下降趨于平緩。圖2為不同燒結時間的PCD拉絲模芯分別在試樣邊緣處、試樣1/2半徑處以及試樣中心處的顯微維氏硬度柱狀對比圖，從圖2中可以看到試樣邊緣處硬度最大，中心處硬度最低，且隨著燒結時間的延遲試樣各處的硬度差異也趨于緩和。

2.1.2 燒結時間對磨耗比的影響

圖3為上述不同燒結時間下的試樣磨耗比的平均值與燒結時間的關系。從圖3可以看出，燒結試樣的磨耗比的最大值在180s時取得，為10.9×104，燒結時間為130 s時，試樣取得顯微硬度的最小值2.0×104。觀察發現，燒結試樣的磨耗比隨著燒結時間的增加顯著增加，在180 s達到了最大值，此后隨著燒結時間的延長磨耗比出現了下降，但隨著時間的繼續延長下降趨于平緩。圖4為不同燒結時間的PCD拉絲模芯分別在試樣邊緣處和試樣中心處的磨耗比柱狀對比圖，從圖4中可以看到試樣邊緣處磨耗比最大，中心處磨耗比最低，且隨著燒結時間的延遲試樣各處的磨耗比差異也趨于緩和。

圖3 不同燒結時間下試樣磨耗比的平均值 圖4 不同燒結時間下試樣各處的磨耗比

由圖4可以看出，隨著燒結時間的延長，試樣的邊緣處和中心處的性能差值減小，試樣的均勻性得到提高，這可能是由于合理延長燒結時間更有利于腔體內的溫度場更趨于均勻，但這將會增大金剛石顆粒異常長大的風險，這種異常長大在金剛石顆粒減小時更容易發生。燒結時間對PCD燒結過程的影響最終是通過燒結溫度來實現的，合成時間不足，合成腔體內的溫度就會偏低，PCD處于不完全燒結的狀態；而合成時間過長，由于燒結時溫度的積累作用，導致燒結后期腔體內燒結溫度過高，PCD處于"過燒"狀態，因此燒結時間與燒結溫度對PCD顯微硬度和耐磨性的影響具有一定的相似性。

2.2 燒結溫度對PCD拉絲模芯力學性能的影響

本實驗的7-14組試樣是以燒結溫度作為變量的，燒結時間為180 s，壓力恒定為5.7 GPa，冷卻時間為40 s。測試數據如表3所示。

表3 不同燒結溫度的PCD測試結果

2.2.1 燒結溫度對顯微維氏硬度的影響

圖5為上述不同燒結溫度下的試樣顯微維氏硬度的平均值與燒結溫度的關系。從圖5可以看出，燒結試樣的顯微硬度的最大值在1 550 ℃時取得，為6 986，燒結溫度為1 350 ℃時試樣取得顯微硬度的最小值4 447。觀察發現，燒結試樣的顯微硬度隨著燒結溫度的升高顯著增加，在1 550 ℃達到了最大值，此后隨著燒結溫度的升高顯微硬度出現了下降，但隨著溫度繼續升高又有反彈。圖6為不同燒結溫度的PCD拉絲模芯分別在試樣邊緣處、試樣1/2半徑處以及試樣中心處的顯微維氏硬度柱狀對比圖，從圖6可以看到試樣邊緣處硬度最大，中心處硬度最低，且隨著燒結溫度的增高試樣各處的硬度差異也趨于緩和。

圖5 不同燒結溫度下PCD的顯微維氏硬度平均值 圖6 不同燒結溫度下PCD的顯微維氏硬度

根據溶劑理論可知，石墨向金剛石相變是需要一定的驅動力，此驅動力與過剩壓力成正比，與溫度成反比。當驅動力越大時，即生長速度越快，在相同時間條件下，晶粒尺寸越大。溫度越高，驅動力越小，溫度越低，驅動力越大。因此在相同時間條件下，溫度高的PCD晶粒尺寸較小，溫度低的PCD晶粒尺寸較大。同時溫度越高，粘結劑流動性增強，更有利于其均勻分布。

2.2.2 燒結溫度對磨耗比的影響

圖7 不同燒結溫度下PCD的磨耗比平均值 圖8 不同燒結溫度下PCD的磨耗比

圖7為上述不同燒結溫度下的試樣磨耗比的平均值與燒結溫度的關系。從圖7可以看出，燒結試樣的磨耗比的最大值在1 550 ℃時取得，為10.9×104，燒結溫度為1 350 ℃時，試樣取得磨耗比的最小值1.5×104。觀察發現，燒結試樣的磨耗比隨著燒結溫度的升高顯著增加，在1 550 ℃達到了最大值，此后隨著燒結溫度的升高磨耗比出現了下降，但隨著溫度繼續升高又有反彈。圖8為不同燒結溫度的PCD拉絲模芯分別在試樣邊緣處、試樣1/2半徑處以及試樣中心處的磨耗比柱狀對比圖，從圖8可以看出，試樣邊緣處磨耗比最大，中心處磨耗比最低，且隨著燒結溫度的增高試樣各處的磨耗比差異也趨于緩和。

2.3 PCD拉絲模坯的顯微形貌和能譜分析

2.3.1 燒結時間對顯微形貌的影響

圖9為不同燒結時間下各試樣的顯微形貌。從圖9可清楚的看出，1#燒結試樣的大部分金剛石顆粒均被粘結劑阻隔斷開，未形成大面積的D-D結合，試樣表面粘結劑含量偏多，有明顯的區域性聚集，這可能是由于燒結時間過短，腔體內部溫度尚低導致動力學條件不足，未能將金剛石顆粒周圍的粘結劑排擠出金剛石顆粒間隙，而是殘留在了金剛石顆粒周圍，同時也影響了D-D結合的形成，因而表現出較低的力學性能；4#和5#試樣組織較為致密，大量的黑色金剛石顆粒連成一片，白色粘結劑呈點絮狀零星地分布在金剛石晶粒之間，且分布均勻；7#試樣中金剛石顆粒發現了小部分異常長大的現象，這可能是由于燒結時間過長的緣故，顆粒的異常長大會破壞試樣的均勻性，在使用時產生不規則不均勻磨損。

(a)1# (b)4# (c)5# (d)7#

當合成壓力和合成溫度一定時，在充分的燒結時間內，Co會在高溫超高壓的作用下滲入金剛石顆粒間充當傳壓介質和助溶劑，促使金剛石晶粒表面碳原子經溶解、擴散再結晶而在金剛石顆粒間形成D-D結合也越多，試樣的顯微硬度和磨耗比也會越高，但合成時間過長，熔融金屬中碳的過飽和度過大，這將導致Co的含量相對減少，D-D結合鍵形成過快，PCD中的位錯、包裹體等缺陷增多，反而使PCD的結合強度降低，使顯微硬度和耐磨性反而降低。

2.3.2 燒結溫度對顯微形貌的影響

(a)8# (b)10# (c)12# (d)14#

圖10為不同燒結溫度下的PCD拉絲模芯的SEM照片。8#試樣由于溫度過低，Co未完全熔化滲入金剛石顆粒中，圖片中晶界明顯，顆粒棱角分明；10#試樣中經理棱角已經圓滑，晶界不明顯，但是白色區域過多，粘結劑分布不均勻；12#試樣組織較為致密，大量的黑色金剛石顆粒連成一片，白色粘結劑呈點絮狀零星地分布在金剛石晶粒之間，且分布均勻；14#試樣晶界不明顯，部分晶粒微大，有晶體異常生長傾向。

當合成壓力和合成時間一定時，在一定的燒結溫度下，Co會在高溫超高壓的作用下滲入金剛石顆粒間充當傳壓介質和助溶劑，促使金剛石晶粒表面碳原子經溶解、擴散再結晶而在金剛石顆粒間形成D-D結合也越多，試樣的顯微硬度和磨耗比也會越高，燒結溫度過低，無法達到Co的熔點1 336 ℃，Co無法完全液化滲入金剛石顆粒中，溫度過高，金剛石向石墨轉化的傾向變大，試樣的硬度和耐磨性也降低。

2.3.3 PCD拉絲模坯的能譜分析

圖11(a)為高壓未加熱壓制的試樣，其中金剛石顆粒棱角分明，顆粒間隙較大，從EDS分析可以看出粘結劑Co含量較低，其原因為Co未熔化(Co熔點1 336 ℃)，無法滲入金剛石顆粒間。圖11(b)為高溫高壓燒結而成的試樣，圖中大量黑色部分連結一起，白色粘結劑呈點絮狀零星地分布在金剛石晶粒之間，組織致密，可以看出Co含量較高，其原因為Co經過高溫加熱，熔化滲入金剛石顆粒之間，金剛石顆粒表面在Co中發生石墨化，溶解析出，使其棱角圓潤，組織之間更為緊密。

(a)和高溫高壓加熱 (b)試樣的能譜分析

2.4 PCD拉絲模坯高壓燒結過程及機理

2.4.1 PCD拉絲模坯燒結機理

過去生產的人造金剛石聚晶，究其結構來看，金剛石晶粒主要是通過中間粘結劑機器碳化物間接的連接在一起，這種結構被稱為D-M-D型。在耐磨性方面，D-M-D型金剛石聚晶樣品比D-D結合型結構的金剛石燒結體低，所以此次實驗就是要研究高純度D-D結合型聚晶金剛石的高壓合成。

此次實驗所用的金屬觸媒為Co，金屬觸媒在高溫高壓下熔化后，首先起到傳壓介質的作用，使金剛石晶粒各部分表面所受壓力比較均勻。這種情況下，金剛石晶粒間未直接互相接觸的部分，便不容易發生因壓力過低而引起的石墨化現象。同時，觸媒金屬又可使少數接觸部分的金剛石碳原子，溶解到周圍觸媒金屬中形成分散的金剛石碳原子，經過擴散，填補到未接觸部分的金剛石表面上，從而擴大了接觸面，增加D-D結合的形成[26]。

高溫高壓燒結PCD拉絲模芯是在Co-C共晶溫度(5.7G Pa下為1 336 ℃)以上進行燒結的，是一種典型的液相燒結。成功的液相燒結首先取決于固-液兩相是否相互潤濕。也就是說，固體顆粒表面應當具有好的(被液體)潤濕性。因為好的潤濕性，將保證液相在顆粒表面的鋪展，保證顆粒間原子獲得更強的吸引力，將有利于液相在孔洞中流動，而差的潤濕性會造成顆粒間排斥，使液相從燒結體流出，從而影響燒結體性能。一般用浸潤角表征浸潤性的好壞，圖12為浸潤角示意圖。

圖12浸潤性示意圖 圖13相變區域動力學特征

純金屬鈷在1 425 ℃時對金剛石的浸潤角為82°，當燒結溫度為1 495 ℃時鈷對金剛石的浸潤角則更是達到35°，鈷對金剛石表面良好的浸潤性為成功的液相燒結提供了前提。在此基礎上，鈷-金剛石燒結系統的化學位則決定了燒結過程的速度，即燒結壓力P與燒結時間T共同決定了燒結時的相變幾率、相變程度以及相變速度。在距相平衡線的D1-D2線上具有最大的相變驅動力，相變速度最快，燒結時間最短，C1-C2線上各點次之，而A1-A2線上各點相變驅動力最小，相變速度最慢，燒結時間也最長。在相同壓力(P1)下，D2點燒結速度最快，A2點燒結最慢。

2.4.2 PCD拉絲模坯燒結過程

由于超高壓的作用，PCD拉絲模芯的超高壓高溫燒結經歷了以下4個階段：

1)金剛石顆粒的擠壓破碎、重排階段。由于本實驗采用的是先升壓在加溫的燒結工藝，在腔體溫度場未達到燒結溫度之前，腔體內金剛石顆粒已在超高壓力下發生了擠壓破碎、扭曲變形，顆粒發生了一定程度的細化，顆粒短距離滑動和填充間隙使試樣孔隙減少，致密度大大提高。圖14為高壓前后顆粒對比圖，圖14(a)為加壓前的金剛石顆粒，圖14(b)為超高壓力后的顯微圖片。

(a)加壓前 (b) 加壓后

圖14金剛石微粉高壓前后對比圖

從圖14可以看出，原料為5 μm左右的金剛石微粉經過高壓擠壓破碎后微粉粒徑有了一定程度的減小，破碎后的粒徑大致在2～4 μm。高壓后的顆粒相互擠壓破碎后試樣已較為致密，但仍存在一定孔隙。

2)Co溶解、擴散階段。腔體內溫度的升高加劇Co原子的熱運動，當溫度升高到達到一定值(800 ℃)足以使Co擴散時，由于濃度差及超高壓的存在，Co將向金剛石層開始擴散，隨著時間的延長和溫度的不斷升高，Co片融化并開始掃越整個金剛石層。在此過程中，由于Co液的流動，促進了金剛石微粒的二次重排，燒結體孔洞進一步減小，試樣致密度進一步提高。由于壓力與溫度的短時間不匹配及孔隙處的壓力極低，會發生一定程度的金剛石顆粒表面石墨化，從而使金剛石顆粒尖角、棱角鈍化，促進顆粒的滑動、重排。

3)溶解-析出-生長階段。相關資料表明，當Co液開始掃越但還未到達金剛石顆粒表面時，金剛石顆粒短時間處在石墨相穩定區而發生少量的石墨化，當燒結溫度上升到Co-C共晶溫度(1 336 ℃)時，共晶液開始形成，在極高壓力和毛細管力的共同作用下，Co液開始大量擴散。當Co液到達其表面時，金剛石表面將以石墨化碳的方式溶解于Co液中，由于高壓下Co對金剛石表面具有良好的浸潤性，Co液將快速的得以擴散并與金剛石表面產生強烈的相互作用，Co液的浸潤一方面使試樣整體壓力更趨于均勻，另一方面降低了金剛石表面石墨化的速率，石墨化過程被抑制。

4)D-D結合網絡骨架形成階段。在溶解-析出階段發生之后，隨著時間的延長，Co液擴散至整個金剛石層，各處的孔隙進一步被填充，試樣各處的壓力更趨于均勻。由于存在金剛石與石墨溶解度之差及整個外部環境處于金剛石穩定區，溶解在Co液中的石墨化碳將以金剛石C原子的方式在金剛石表面重新析出，當界面附近晶粒間聚晶金剛石形成之后，相鄰層的金剛石原子重復發生上述的溶解→擴撒→析出→生長過程，以此不斷的向前推進，使金剛石顆粒得以生長而形成D-D結合，同時將多余的Co液排擠出金剛石表面，完成燒結。

筆者以PCD拉絲模坯為研究對象，以Co作為金屬觸媒，對粒度為5μm的金剛石微粉進行液相燒結，在壓力恒定為5.7GPa條件下，以燒結時間和燒結溫度作為變量進行對比實驗，通過對試樣進行硬度分析、磨耗比測定、掃描透鏡微觀分析以及能譜分析，得出以下結論：

1)在壓力和燒結溫度恒定的條件下，隨著燒結時間的增加，試樣的磨耗比、硬度都先增高再降低，在180 s達到最高，燒結時間過短，Co無法完全滲入金剛石顆粒之間；時間過長，金剛石顆粒會發生石墨化，影響組織結構。

2)在壓力和燒結時間恒定的條件下，隨著燒結溫度的增加，試樣的磨耗比、硬度都先增高在減低，在1 550 ℃達到最高，燒結溫度過低，Co無法完全熔化，滲入金剛石顆粒之間；溫度過高，會造成晶體的異常生長，影響組織結構。

3)PCD拉絲模坯SEM微觀形貌觀察表明：在燒結溫為1 550 ℃，燒結時間為180 s時，其組織微觀形貌中金剛石顆粒間大都以D-D結合為主，殘留觸媒金屬Co分布均勻，組織致密，孔隙較少，所以試樣的性能最好。