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| 鋼鐵基體沉積金剛石膜技術(shù) |
| 發(fā)布時(shí)間：2014-11-17 瀏覽：4620 次 |
金剛石具有極高的硬度、熱導率和良好的抗磨損性能，在鋼鐵基體表面沉積金剛石膜具有廣闊的應用前景。 本文對不同成分和組織鋼鐵基體化學(xué)氣相沉積金剛石膜的影響因素進(jìn)行了分析，指出了奧氏體→珠光體或奧氏體→馬氏體轉變引起的相變應力對金剛石膜粘附性能的負面影響;綜述了鋼鐵表面化學(xué)氣相沉積金剛石膜的國內外研究現狀，指出了今后鋼鐵上沉積金剛石膜的發(fā)展方向。 金剛石具有高硬度、高熱導率、高楊氏模量和彈性模量、很寬的光透過(guò)范圍、較高的折射率以及寬禁帶、高電子空穴遷移率等優(yōu)異的物理化學(xué)性能，在機械、微電子系統、熱學(xué)、光學(xué)等各個(gè)領(lǐng)域獲得廣泛的應用前景。早期的人造金剛石，均是在高溫高壓條件下合成的顆粒狀金剛石，其優(yōu)越性能難以充分發(fā)揮。 1982 年，Matsumoto 等首次用低壓化學(xué)氣相沉積( Chemical Vapor Deposition，簡(jiǎn)稱(chēng)CVD) 方法沉積出結晶良好的金剛石，掀起了CVD 法沉積金剛石膜的熱潮。此后，低壓化學(xué)氣相沉積金剛石技術(shù)膜迅速發(fā)展，相繼研制出熱絲法，直流電弧等離子體噴射CVD 法，微波等離子體CVD 法和燃燒火焰法等方法，沉積面積和沉積速度都已經(jīng)達到了實(shí)用化的程度。 其中一個(gè)引人矚目的應用就是在刀具表面沉積金剛石膜，利用金剛石的高硬度和高的熱導率，來(lái)大幅度的提高工具的使用壽命。眾多學(xué)者在硬質(zhì)合金刀具上沉積出高膜/基結合力的金剛石膜，并顯著(zhù)提高了刀具的切削速度和壽命。 硬質(zhì)合金在CVD 金剛石沉積溫度( 700 ～ 950℃) 和冷卻時(shí)不發(fā)生相變，可為金剛石膜形成高硬度支撐。 然而硬質(zhì)合金基體在切削過(guò)程中基本不消耗，浪費大量的W、Co 資源。鋼鐵是目前應用最廣泛的結構材料，經(jīng)過(guò)合適的熱處理，也能對其表面沉積的金剛石膜提供高硬度的支撐，因而眾多學(xué)者尋求在鋼鐵基體表面沉積金剛石膜。 然而高硬度的鋼鐵基體是由馬氏體組織組成，需高溫奧氏體快冷至馬氏體點(diǎn)( Ms) 以下溫度來(lái)獲得，快冷時(shí)形成的巨大熱應力以及因奧氏體→馬氏體轉變而產(chǎn)生的體積變化( 一級相變具有體積變化) ，再加上鋼鐵基體在CVD金剛石沉積時(shí)的石墨催化效應的負面影響，要在鋼鐵基體上沉積出與基體結合牢固的金剛石膜遠比硬質(zhì)合金困難得多。 1、鋼鐵基體化學(xué)氣相沉積金剛石膜存在的問(wèn)題 和硬質(zhì)合金相比，鋼鐵基體上沉積金剛石膜所遇到的額外負面影響因素有兩個(gè)，一是Fe、Ni、Co 及其合金對碳氫基團和金剛石的石墨催化作用;另一個(gè)是鋼鐵基體在CVD 沉積結束后冷卻時(shí)相變應力應變對金剛石粘附性能的影響。 1.1、Fe、Ni、Co 及其合金的石墨催化作用 CVD 金剛石在中溫低壓環(huán)境中沉積，需依靠大量的氫原子將sp2 轉化并為sp3，才能有效抑制石墨和非晶碳的生成。然而，對于碳溶解材料如Fe、Co、Ni、Mn 及其合金，即使在CVD 金剛石沉積環(huán)境下仍具有強烈的催化碳氫基團和金剛石轉化成石墨的作用。在鋼鐵基體上直接沉積CVD 金剛石，基體中的Fe 首先催化碳氫基團轉化為石墨，在基體表面覆蓋上一層松軟的石墨后，才開(kāi)始在石墨表面形核金剛石，金剛石膜與基體的結合力很低，甚至在CVD 金剛石沉積結束后冷卻時(shí)就直接從基體崩落。CVD 沉積前通過(guò)預處理而植入鋼鐵基體的籽晶金剛石顆粒，也因長(cháng)時(shí)間的高溫CVD 過(guò)程而石墨化，在金剛石/鋼鐵基體界面處金剛石被轉化成石墨，影響金剛石/鋼鐵基體界面粘附性能。要在鋼鐵基體上沉積出與基體結合牢固的金剛石涂層，首先要阻擋基體中Fe、Ni、Co 元素在長(cháng)時(shí)間的高溫CVD 金剛石沉積過(guò)程中擴散至和與金剛石接觸的界面。目前，學(xué)者多采用預沉積Fe、Co、Ni、Mn 擴散阻擋層來(lái)解決這一問(wèn)題。 1.2、相變應力對金剛石膜粘附性能的影響 多數CVD 金剛石沉積溫度在700 ～ 950℃ 范圍，這一溫度超過(guò)了大多數鋼鐵材料的奧氏體化起始溫度(Ac1) ，甚至達到和超過(guò)了一些碳鋼和低合金鋼完全奧氏體化溫度(Ac3) 范圍。在CVD 沉積結束后樣品冷卻時(shí)，高溫奧氏體將發(fā)生珠光體( 緩冷) 或馬氏體( 快冷) 轉變，轉變過(guò)程中基體體積膨脹。 理論上，鋼鐵基體樣品冷卻時(shí)的收縮與相變的膨脹能部分互相抵消，然而相變的體積膨脹量比冷卻時(shí)的收縮量大近一倍，且相變是在短時(shí)間內完成( 奧氏體→珠光體轉變時(shí)間約數十秒，而奧氏體→馬氏體轉變則是瞬間爆發(fā)形成) ，相變體積膨脹造成的巨大內應力將直接使脆性的金剛石膜崩落。緩冷并不能有效解決在碳鋼和低合金鋼表面金剛石膜脫落問(wèn)題。 另外，緩冷只能得到珠光體組織基體，即使沉積出與基體粘附牢固的金剛石涂層，珠光體組織的硬度和強度也難以有效支撐高硬度的金剛石涂層，實(shí)際應用受到很大的限制。 采用淬透性高的合金鋼，在CVD 金剛石結束后冷卻時(shí)用噴氣冷卻法( 氣淬) 來(lái)獲得馬氏體組織，或對緩冷的樣品重新加熱淬火，能有效強化基體，然而快冷到馬氏體轉變點(diǎn)溫度( Ms) 以下時(shí)馬氏體轉變在瞬間爆發(fā)形成，形成的沖擊內應力更高，要保證金剛石膜不脫落，需要有較厚的過(guò)渡層來(lái)充分緩解馬氏體相變應力的沖擊，并同時(shí)提高金剛石膜/基界面粘附性能。 除上述兩點(diǎn)不利因素外，在CVD 金剛石沉積過(guò)程中，碳持續向基體擴散，將造成金剛石形核率顯著(zhù)降低，并使界面鋼鐵基體碳含量顯著(zhù)升高，Ms 顯著(zhù)降低至低于室溫，無(wú)法通過(guò)淬火來(lái)提高界面基體硬度和強度;金剛石熱膨脹系數比鋼鐵小一個(gè)數量級，引起膜內較大的熱應力。這些都將直接影響鋼鐵基體上沉積金剛石膜的綜合性能。 防止碳持續向基體擴散和緩解熱應力，真空技術(shù)網(wǎng)(http://www.chvacuum.com/)認為也需通過(guò)合理的過(guò)渡層來(lái)實(shí)現。 2、過(guò)渡層設計原則 鋼鐵基體沉積金剛石中所遇問(wèn)題，均可通過(guò)設計合理的過(guò)渡層來(lái)解決。和傳統的過(guò)渡層設計相比，鋼鐵基體沉積金剛石膜過(guò)渡層要考慮的因素更多，主要表現在以下幾點(diǎn)： (1) 過(guò)渡層要能充分阻擋基體的中Fe、Ni、Co等石墨催化元素在長(cháng)時(shí)間的高溫CVD 過(guò)程中擴散至基體表面和與金剛石接觸的界面，防止界面金剛石石墨化; (2) 過(guò)渡層要能充分阻擋碳穿透過(guò)渡層向基體擴散，提高過(guò)渡層表面金剛石的形核率，并保證基體的碳含量不致過(guò)度升高，影響基體在淬火時(shí)的力學(xué)性能; (3) 過(guò)渡層要有足夠的厚度和韌性，以緩解基體淬火時(shí)因奧氏體→馬氏體相變引起的相變應力應變沖擊; (4) 過(guò)渡層要有足夠的硬度，在金剛石與基體硬度之間形成硬度梯度，保證與基體一起對金剛石膜有足夠的硬度支撐; (5) 過(guò)渡層在整個(gè)CVD 金剛石生長(cháng)和沉積后的冷卻過(guò)程中不發(fā)生一級相變，防止過(guò)渡層中引入相變應力; (6) 過(guò)渡層/金剛石膜和過(guò)渡層/基體界面結合力高，保證在CVD 沉積結束冷卻時(shí)金剛石膜不脫落。 通常，單一的過(guò)渡層很難滿(mǎn)足上述復雜的綜合要求，采用多層過(guò)渡層設計，是解決上述問(wèn)題趨勢。 3、鋼基體上沉積金剛石膜的研究進(jìn)展 學(xué)者大多選擇為奧氏體不銹鋼和高合金工具鋼作基體，奧氏體不銹鋼在CVD 金剛石沉積結束后冷卻時(shí)不發(fā)生相變，不存在相變應力問(wèn)題;而高合金工具鋼中含有大量的W、Mo、Cr、Ni、V 等合金元素，能顯著(zhù)提高鋼鐵的Ac1溫度，因而在CVD 金剛石沉積溫度范圍內大部分組織并未奧氏體化，CVD 結束后冷卻時(shí)的相變應力并不顯著(zhù)。 需要指出的是，奧氏體鋼本身的硬度和強度不高，且無(wú)法淬火強化，在大載荷工況下對金剛石膜的支撐不夠;高合金鋼基體在CVD 金剛石沉積后硬度和強度也不高，需要后續淬火熱處理才能有效強化基體。有關(guān)CVD 金剛石膜在各種鋼鐵基體表面的研究進(jìn)展分述如下。 3.1、奧氏體不銹鋼基體上沉積金剛石膜的研究進(jìn)展 奧氏體不銹鋼過(guò)渡層的設計主要考慮Fe、Ni、Co、C 在CVD 沉積時(shí)的擴散阻止及熱應力緩沖等問(wèn)題，研究取得了一系列的進(jìn)展。Y. S. Li 等在SS304 基體表面先濺射沉積30 nmAl 后再濺射沉積20 nm 的Ti 或Cr，納米Al 膜在微波CVD 金剛石沉積時(shí)與基體Fe 互擴散，形成鋁鐵化合物，有效形成了碳擴散阻擋層，同時(shí)使鐵的石墨催化活性降低，外層的Ti 或Cr 層在CVD 過(guò)程中形成穩定的碳化物，進(jìn)一步阻止了Fe 向金剛石界面的擴散，有效抑制了界面石墨層的形成，然而因金剛石與SS304 熱膨脹系數差別巨大，且過(guò)渡層太薄，無(wú)法緩解巨大的膜/基熱應力，在CVD 沉積結束冷卻時(shí)，金剛石膜直接從基體崩落;增加Al 膜的厚度，并經(jīng)真空擴散熱處理，使Al 充分擴散至SS304 基體，形成較厚的表層富鋁化合物層，以充分緩釋熱應力，在較低的沉積溫度下可在SUS304 基體沉積出連續的金剛石膜。 Borges 等對SUS304 奧氏體鋼作氮化和碳氮化預處理，使鋼中的鉻轉化為CrN 和Cr2N 并富集在表面，形成擴散阻擋層，次表層的Fe 也形成氮化鐵，降低Fe 的石墨催化活性和表面熱膨脹系數，在SUS304 上生長(cháng)出連續的金剛石膜。 Buijnsters 等在A(yíng)ISI316 奧氏體不銹鋼和高速鋼基體上電弧離子鍍2. 5 μm 的CrN 作過(guò)渡層，即使控制基體溫度小于650℃情況下也只能在高速鋼基體上得到了連續的金剛石膜，AISI316 熱膨脹系數比高速鋼大( AISI316為16 × 10 - 6 /K，高速鋼為11. 5 × 10 - 6 /K) ，熱應力過(guò)大是在A(yíng)ISI316 基體上無(wú)法得到連續金剛石膜的主因;降低基體沉積溫度至550℃，可得到小面積崩落的金剛石涂層，用高溫滲硼層作過(guò)渡層，控制滲硼層為單相Fe2B，在A(yíng)ISI316 基體上可得到連續的金剛石膜，且內應力很低，其原因是滲硼層厚度達20 μm，是良好的Fe、Ni、C 等元素擴散阻擋層，且Fe2B 的熱膨脹系數為7. 9 × 10 - 6 /K，介于基體和金剛石之間，加上控制CVD 沉積時(shí)基體溫度小于550℃，降低熱應力。然而，CVD 沉積時(shí)基體溫度低于700℃，金剛石膜的生長(cháng)速度顯著(zhù)降低。 常規的過(guò)渡層中不包含金剛石顆粒，在CVD 金剛石沉積前還要進(jìn)行增強形核預處理，制備方法簡(jiǎn)單，但過(guò)渡層與金剛石膜間機械咬合作用幾乎沒(méi)有，界面粘附強度受限;當過(guò)渡層中含有高體積分數的金剛石顆粒時(shí)，成為鑲嵌過(guò)渡層，過(guò)渡層表面露頭的金剛石顆?？芍苯映蔀镃VD 金剛石生長(cháng)的籽晶，不需要增強形核預處理，生長(cháng)出的金剛石膜與過(guò)渡層相互咬合，界面立體化，粘附強度顯著(zhù)提高。 Sikder等在SUS304 奧氏體鋼上電鍍20 μm Ni +Diamond 復合鍍層，在CVD 金剛石前需用高溫氫等離子退火處理，使界面Ni 與金剛石反應形成碳化鎳或碳氫化鎳，降低Ni 的界面石墨催化作用，在MPCVD 出現同中生長(cháng)出連續的金剛石膜。Ni + Diamond過(guò)渡層的熱膨脹系數介于金剛石與基體之間，熱應力降低，金剛石膜與過(guò)渡層鑲嵌咬合，膜/基結合強度顯著(zhù)提高。 3.2、高合金鋼基體上沉積金剛石膜研究進(jìn)展 奧氏體鋼基體強度有限，無(wú)法在重載荷工況對金剛石膜以有效支撐，因而工具鋼表面沉積金剛石膜受到了更多學(xué)者的關(guān)注。但工具鋼需依靠高溫淬火熱處理進(jìn)行強化，尤其是高合金工具鋼，淬火溫度高達1000 ～ 1200℃，比CVD 金剛石膜生長(cháng)溫度還高，沉積在工具鋼表面的金剛石膜要承受巨大的沖擊應力和應變載荷。 學(xué)者大多依據高合金工具鋼Ac1溫度較高，控制基體溫度低于A(yíng)c1溫度，使金剛石沉積結束冷卻時(shí)不發(fā)生相變，用珠光體作金剛石膜的支撐，含大量合金碳化物的珠光體硬度比奧氏體不銹鋼高。 Polini 等在M2 高速鋼基體表面電弧離子鍍10 μm 厚的ZrN、ZrC、TiC 和多層膜TiC /Ti( C，N) /TiN 過(guò)渡層，控制CVD 沉積時(shí)的基體溫度在620 ～650℃范圍( 小于M2 的Ac1溫度) ，沉積結束后緩冷，因而不存在相變應力。 結果表明，只有沉積有TiC 的M2 才能得到小面積崩落的連續金剛石膜，其余均在冷卻時(shí)大面積崩落，說(shuō)明高硬度的脆性過(guò)渡層并不一定能取得滿(mǎn)意的效果。Silva 等在M2基體上先電鍍4μmNi 粘結底層，然后電鍍32 ～ 36μm 的銅擴散阻擋層，最后用電弧離子鍍沉積0.5 ～2.5 μmTi 作金剛石粘結層，用微波CVD 法生長(cháng)金剛石時(shí)，控制基體溫度低于A(yíng)c1，確保沉積后冷卻不形成相變應力，獲得了粘附牢固的幾乎沒(méi)有內應力的厚金剛石膜，顯然較厚的軟Cu 層對應力釋放起到了關(guān)鍵作用，但卻降低了金剛石膜的支撐載荷。 Silva 等隨后用電鍍Ni + Diamond 復合層替換Ni層，并電鍍26 μm 的Cu 覆蓋Ni，防止Ni 催化碳氫集團的石墨化，并加固顆粒金剛石，經(jīng)微波CVD 生長(cháng)后，同樣獲得了低應力的連續金剛石膜，因金剛石膜與Ni /Cu 涂層相互咬合，膜/基結合性能比用Ni /Cu /Ti 過(guò)渡層有明顯提高，但過(guò)鍍層對金剛石膜的支撐依舊不足。 軟基過(guò)渡層雖然能得到低應力的與基體結合牢固的金剛石膜，但因過(guò)渡層對金剛石膜的支撐不足，只能在低載荷工況下應用。 采用碳化物形成元素( Ti、Cr、W、Mo 等) 作過(guò)渡層，因碳化物形成元素多為體心立方金屬，強度比面心立方的Ni、Cu、Ag 要高，且這些元素與金剛石的化學(xué)相容性好，在金剛石/過(guò)渡層界面形成穩定的碳化物，界面粘附力高，過(guò)渡層在CVD 生長(cháng)過(guò)程中部分碳化，高硬度的碳化物強化了過(guò)渡層，對金剛石膜形成有效的支撐。 Ralchenko 等[34]在#R18 鋼( W18Cr4)基體上用CVD 法沉積15 ～ 45 μm 的W 后，控制CVD 基體溫度小于800℃( 低于A(yíng)c1) 時(shí)沉積出連續的金剛石膜，用588 N 的載荷壓痕結果顯示，壓痕直徑達400 μm，未見(jiàn)壓痕邊緣金剛石膜崩落，說(shuō)明金剛石膜/基結合性能良好，同時(shí)也說(shuō)明基體硬度不高，對金剛石膜的支撐有待提高。Silva 等試圖在VANADIS10 高速鋼基體表面用薄的Cr 層( 1.0μm) 和Ti 層( 1.8 μm) 組合來(lái)獲得結合牢固的金剛石膜，但金剛石膜不完整，存在裂紋和孔洞、脫落;Fan 等在MG50 熱作模具鋼( 相當于4Cr5MoSiV1) 沉積2 μm 的Ti 后，控制CVD 基體溫度在800℃，生長(cháng)出連續的金剛石膜，但基體仍未得到強化處理。采用熱噴涂技術(shù)在高速鋼表面噴涂WC-Co 涂層( 50 ～ 200 μm) ，然后用CVD 法沉積與基體結合牢固的金剛石膜，盡管高速鋼基體組織仍為珠光體，但較厚的高硬度WC-Co 對金剛石膜的支撐作用顯著(zhù)提高。 Schǎfer 等將高速鋼基體淬火+ 回火( 硬度為HRC63 ～ 64) 后離子氮化，獲得100μm 的氮化層，再低溫沉積碳化硅作金剛石粘結層，控制CVD 沉積時(shí)基體溫度小于550℃，使基體不致產(chǎn)生二次回火，得到了高支撐強度的連續金剛石膜，但CVD金剛石沉積速度很低，只有0. 15 μm/h。Lin 等在SKD11 ( Cr12MoV) 冷作模具鋼表面電鍍Ni + Diamond 復合過(guò)渡層，在微波CVD 系統中沉積金剛石膜時(shí)，基體溫度達880℃，比SKD11的Ac1( 810℃) 高，基體樣品已經(jīng)部分奧氏體化，冷卻時(shí)存在奧氏體→珠光體轉變。結果顯示，電鍍Ni層與基體中的Fe、Cr 互相擴散，界面粘附強度提高，金剛石層與Ni 層相互咬合，使金剛石膜/基體結合強度顯著(zhù)提高，金剛石膜能牢固粘附在基體表面。 但Ni + Diamond 復合過(guò)渡層硬度和強度不高，且Ni大量擴散進(jìn)入SKD11 表面，降低表面的Ac1和Ms點(diǎn)，若進(jìn)行淬火處理，表面將出現奧氏體軟層區，難以對金剛石膜形成強力支撐。 3.3、低合金鋼基體沉積金剛石膜的研究進(jìn)展 碳鋼和低合金鋼的Ac1與Ac3溫度在700 ～900℃范圍，與CVD 金剛石沉積的溫度重疊，沉積結束后基體將發(fā)生奧氏體→珠光體( 緩冷) 或奧氏體→馬氏體轉變( 快冷) 。根據各組織的比體積變化，計算出奧氏體→珠光體轉變時(shí)體積膨脹4.6%，奧氏體→馬氏體轉變則膨脹5.1%，這些膨脹均在短時(shí)間內完成，如過(guò)渡層不能很好的緩沖相變應力和應變的沖擊，脆性的金剛石涂層將直接崩落。 Fayer 等在鉻合金鋼上電鍍10 μm 鉻，經(jīng)900℃離子氮化，在800℃CVD 基體溫度下沉積出連續的金剛石膜，壓痕結果顯示金剛石膜與基體結合良好。較厚的氮化鉻層對基體冷卻時(shí)的相變應力起到較好的緩沖。Kim 等[42]在STS3 低合金鋼上磁控濺射2 μm 的氮化鉻，控制CVD 基體溫度為500℃時(shí)，得到了連續的金剛石膜，低的基體溫度防止了基體冷卻時(shí)的相變，但卻無(wú)法強化基體。Schwarz等在41Cr4 基體上高溫滲鉻，獲得23 μm 的碳化鉻層，然后在900℃CVD 基體溫度下生長(cháng)出連續的金剛石膜，較厚的碳化鉻層很好的緩解了冷卻時(shí)奧氏體→珠光體相變應力沖擊。 Bareβ 等[13]在41Cr4基體表面高溫CVD 6 μmTiBN，再用熱絲CVD 系統在850℃基體溫度下生長(cháng)出3. 5 μm 的連續金剛石膜，界面顯示B 和N 原子在基體中的滲入深度超過(guò)40 μm，基體硬度為HRC20。金剛石膜/基結合力是如此之高，以至于樣品重新加熱到830℃在水冷淬火熱處理，金剛石膜仍能牢固的粘附于基體，基體硬度達HRC60，壓痕檢驗時(shí)，用2471 N 載荷壓入樣品，仍未見(jiàn)壓痕邊緣金剛石膜脫落，只有一些環(huán)狀的裂紋，顯示出很高的膜/基結合力和承載能力。本研究組在GD 鋼( 6CrNiSiMnMoV) 上磁控濺射4. 2 μm的Cr 和4 μmCu 后，再電鍍10 μm Cu + Diamond 復合過(guò)渡層，CVD 基體溫度750 ～ 850℃ 時(shí)沉積出與基體粘附牢固的厚金剛石膜，盡管CVD 冷卻時(shí)發(fā)生奧氏體→珠光體轉變，膜的內應力很小，壓痕結果顯示出良好的膜/基結合性能。 但因銅的硬度低，對金剛石膜的支撐仍顯不足。 4、鋼鐵基體沉積金剛石膜的未來(lái)發(fā)展方向 鋼鐵基體表面沉積CVD 金剛石膜對提高鋼鐵工模具效果顯著(zhù)，具有廣闊的應用前景。金剛石膜與基體粘附牢固，且基體具有高的硬度和強度，對金剛石膜形成有效的支撐，是獲得實(shí)際應用的前提和關(guān)鍵。 能達到這一目標的途徑有兩個(gè)，一是采用回火溫度高于CVD 金剛石沉積溫度的高合金鋼基體，合金鋼在淬火+ 回火并沉積擴散阻擋層后，在用低于CVD 金剛石生長(cháng)溫度獲得高硬度和強度支撐的金剛石膜;二是采用淬火加熱溫度與CVD 金剛石沉積溫度重疊的低合金鋼基體，預沉積較厚相變應力緩沖層( 兼擴散阻擋層) 和金剛石粘結層后，在CVD結束后直接用氣冷淬硬基體來(lái)獲得高硬度支撐的金剛石膜。 顯然，第一種方案中要選擇出回火溫度高于700℃仍有高硬度的高合金鋼并不容易，即使找到，成本也不低( 如鋼結硬質(zhì)合金和Co 結硬質(zhì)合金等) 。 而第二種方案基體價(jià)格便宜，利用CVD 沉積熱量來(lái)進(jìn)行基體強化淬火熱處理，節能降耗，是未來(lái)很有前途的研究方向。目前這一方案的關(guān)鍵是過(guò)渡層除要用作擴散阻擋層外，還要能緩沖基體相變應力對金剛石膜的沖擊。這仍需要學(xué)者進(jìn)行更多的研究。
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