Содержание к диссертации
Введение
1. Литературный обзор 7
1.1. Основные сведения о структуре и физико-механических свойствах сплавов системы карбид вольфрама-кобальт 7
1.2. Распространение трещин в твердом сплаве 18
1.3. Основные способы упрочнения твердых сплавов 20
1.4. Влияние ультразвуковой обработки на структуру и механические свойства металлов и сплавов 26
2. Материалы и методики исследования 36
2.1. Методика ультразвуковой обработки 37
2.2. Механические испытания материалов 41
2.3. Методы изучения структуры кобальта, карбида вольфрама и твердых сплавов 44
3. Ультразвуковое упрочнение кобальта 51
3.1. Влияние продолжительности ультразвуковой обработки на упрочнение кобальта 52
3.2. Изменение соотношения кубической и гексагональной модификации кобальта при. его ультразвуковой обработке 58
3.3. Влияние ультразвуковой обработки на микроструктуру кобальта 71
4. Влияние ультразвуковой обработки на структуру и механические свойства сплавов карбид вольфрама-кобальт 84
4.1. Влияние ультразвуковой обработки на карбид вольфрама 85
4.2. Изменение соотношения кубической и гексагональной модификаций кобальта в связке твердых сплавов при ультразвуковой обработке 86
4.3. Влияние продолжительности ультразвуковой обработки на электрическое сопротивление и размеры элементарной ячейки карбида вольфрама и кобальта твердых сплавов 98
4.4. Распространение трещин в твердых сплавах, обработанных ультразвуком 109
4.5. Влияние ультразвуковой обработки на механические свойства вольфрам-кобальтовых твердых сплавов 112
4.5.1. Изменение твердости твердых сплавов в зависимости от продолжительности ультразвуковой обработки 112
4.5.2. Изменение ударной вязкости твердых сплавов, обработанных ультразвуком 114
4.5.3. Изменение прочности при изгибе твердых сплавов в зависимости от продолжительности ультразвуковой обработки 116
5. Промышленное внедрение и экономическая эффективность ультразвукового упрочнения металлообрабатывающих твердосплавных инструмента и оснастки 121
5.1. Установка для ультразвукового упрочнения твердосплавных изделий 122
5.2. Приспособления для крепления твердосплавных изделий при ультразвуковой обработке 122
5.3. Рекомендуемые области применения способа ультразвукового упрочнения твердосплавных инструмента и оснастки 124
6. Общие вывода 127
Список основной использованной литературы 129
Приложение 144
- Основные способы упрочнения твердых сплавов
- Методы изучения структуры кобальта, карбида вольфрама и твердых сплавов
- Влияние ультразвуковой обработки на микроструктуру кобальта
- Влияние продолжительности ультразвуковой обработки на электрическое сопротивление и размеры элементарной ячейки карбида вольфрама и кобальта твердых сплавов
Основные способы упрочнения твердых сплавов
В настоящее время применяется много различных способов продления срока службы металлообрабатывающих инструмента и оснастки; по характеру упрочнения их можно разделить на поверхностные и объемные. Поверхностные методы упрочнения твердых сплавов нашли пока более широкое применение в промышленности. К ним относятся алмазное шлифование,вибрационная, термовибрационная, дробеструйная, химико-термическая и лазерная обработки, детонационное, газофазное и ионно-плазменное нанесение износостойких покрытий, электроискровое легирование, ударно-абразивное истирание.
Алмазное шлифование твердосплавного инструмента устраняет поверхностный дефектный слой, образовавшийся при спекании изделий, вызывает дробление блоков мозаики в карбидных зернах, возникновение остаточных сжимающих напряжений и увеличение количества кобальта гексагональной модификации в зонах твердосплавных изделий, расположенных у шлифованной поверхности [із]. При этом на расстояниях (10-60)» 10 м от шлифованной поверхности формируются напряжения растяжения. Прочность твердых сплавов, шлифованных алмазными кругами, увеличивается на 15-25$ (в зависимости от условий шлифования) [19].
Недостатками данного способа являются невозможность шлифования сложнопрофильных твердосплавных изделий-, наличие растягивающих напряжений в определенных объемах шлифованных образцов, что создает условия для зарождения в них микротрещин.
Вибрационная обработка состоит в наклепе поверхности сплавов карбида вольфрама и кобальта твердосплавными шариками или достаточно твердыми телами другой конфигурации. Целью обработки является очистка сплавов от загрязнений, прилипших частиц коррак-са, округление и полирование кромок, а также создание в поверхностных зонах обрабатываемых изделий повышенной плотности несовершенств кристаллического строения, увеличение количества кобальта гексагональной модификации, измельчение блоков мозаики карбидов. Прочность виброупрочненных образцов возрастает на 10-15$ по сравнению с необработанными образцами [49-50J .
Способ виброупрочнения обладает теми же недостатками, что и алмазное шлифование.
Термовибрационная обработка, позволяющая повышать предел прочности при изгибе твердосплавных заготовок на 15-25$, заключается в нагреве их до 850С-950С, выдержке при этой температуре, а затем вибрационной обработке окисленной поверхности. Нагрев до высоких температур вызывает уменьшение на поверхности твердосплавных заготовок количества вольфрама (вследствие более высокой скорости его окисления по сравнению с кобальтовой связкой при этих температурах). Последующая вибрационная обработка устраняет поверхностный окисленный слой, создает повышенную (по сравнению с основным объемом изделий) плотность несовершенств кристаллического строения, сжимающие напряжения и большее (чем до обработки) количество кобальта гексагональной модификации в зонах материала, прилегающих к обрабатываемой поверхности [49].
Недостатками данного способа являются низкая (по сравнению с исходным состоянием) износостойкость виброупрочненных твердосплавных изделий, высокая стоимость технологического процесса,потери дорогостоящего вольфрам-кобальтового сырья при окислении заготовок из него, неприменимость данного способа к целому ряду технологических изделий и оснастки, в частности к упрочнению фрез, сверл, метчиков, плашек, вырубных и гибочных штампов, матриц для производства алмазов, фильер.
Дробеструйный наклеп осуществляется бомбардировкой обрабатываемой поверхности дробью, движущейся с большой скоростью.Процессы, происходящие при этом в обрабатываемых изделиях аналогичны процессам, происходящим при виброупрочнении. Прочность твердосплавных образцов, подвергшихся дробеструйной обработке, возрастает на 10-15$ [19].
Способ обладает теми же недостатками, что и ранее описанные.
При химико-термической обработке происходит насыщение кобальтовой связки атомами углерода, азота или обоими вместе, вследствие чего повышается твердость всего соединения (на 5-8$) [51]
Основными недостатками данного способа являются незначительная его экономическая эффективность и. отсутствие повышения прочности обрабатываемых изделий.
Лазерная обработка, измельчая структуру поверхности сплавов, обогащая кобальтовую связку вольфрамом и углеродом, повышает твердость поверхностных слоев материала [52]. Однако трещины, возникающие вследствие выоокой скорости нагрева и охлаждения локальных участков образцов понижают их прочность. Поэтому данный способ упрочнения твердосплавных изделий не нашел пока широкого применения в промышленности.
Детонационное, газофазное и ионноплазменное нанесение износостойких покрытий на рабочую поверхность твердосплавного инструмента и оснастки повышает их износостойкость в несколько раз [53]. Однако эти способы продления срока эксплуатации твердосплавных изделий применимы лишь в тех случаях, когда отсутствуют ударные нагрузки на инструмент и оснастку в процессе их эксплуатации,так как, обладая высокой хрупкостью, покрытия скалываются при воздействии на них динамических напряжений. Кроме того, сложность, громоздкость и высокая стоимость технологических процессов и оборудования ограничивают применение этих способов в промышленности.
Легирование электроискровым методом находит в последнее время все более широкое применение в промышленности для лродления срока эксплуатации целого ряда технологического оборудования и оснастки и состоит в нанесении на рабочую поверхность этих изделий износостойких слоев из карбида вольфрама, карбида титана и других химических соединений [54] .
Основными недостатками данного способа являются понижение класса чистоты поверхности после нанесения на нее износостойких соединений, что значительно сокращает область применения способа при упрочнении мелкоразмерного инструмента.
Ударно-абразивное истирание устраняет заусенцы, грязь, окислы на поверхности обрабатываемых изделий, улучшает ее качество, увеличивает трещиностойкость сплавов в целом [4І]. К недостаткам данного способа следует отнести нецелесообразность его применения к металлорежущему инструменту из-за затупления режущих кромок.
Эпиламирование - покрытие поверхности металлообрабатывающих инструментов раствором высокомолекулярных фторсодержащих поверхностно-активных веществ во фторсодержащих растворителях. Вследствие этого на инструментах образуются барьерные пленки с очень низкой поверхностной энергией - эпиламы, значительно снижающие коэффициенты трения инструментов. Износостойкость инструментов повышается в 1,2-1,3 раза.
К недостаткам данного способа следует отнести его неэффективность для целого ряда технологических операций, в частности для продления срока эксплуатации твердосплавных сверл при сверлении ими плат печатного монтажа.
Таким образом, все перечисленные поверхностные способы упрочнения твердосплавных инструмента и оснастки обладают рядом существенных "недостатков, к основным из которых следует отнести низкую степень упрочнения изделий, а также незначительные размеры упрочненного слоя этих изделий, что не позволяет производить их многократную перезаточку с сохранением механических свойств, характерных для них до перезаточки. Кроме того, описанные способы не могут быть применены к целому ряду технологической оснастки - вырубным, гибочным и другим видам штампов, где требуется объемное упрочнение изделий.
К объемным способам упрочнения твердых сплавов относятся термическая и термоультразвуковая обработки.
Наиболее широко из применяемых в настоящее время термических способов обработки является нагрев твердосплавных изделий до температур 0,6-0,9 температуры плавления с последующей закалкой их в соляных ваннах [l9]. Также применяется способ термической обработки, состоящий в закалке в масло твердосплавных заготовок с температур их спекания [55]. В основу этих способов положена возможность кобальта при высоких температурах растворять до 10-15$ вольфрама. Быстрое охлаждение о высоких температур нагрева фиксирует пересыщенный твердый раствор вольфрама и углерода в кобальте, что повышает предел прочности и ударную вязкость твердых сплавов. В отдельных случаях ударная вязкость увеличивается на 8-12$, прочность при изгибе - на 25-30$.
Опубликованы также работы, в частности [56,57j, по влиянию низко- и высокотемпературного отпуска твердых сплавов на их эксплуатационные свойства. Авторы этих работ пришли к выводу, что после отпуска улучшается микроструктура сплавов, прочность, износостойкость, стабильность свойств, уменьшается образование трещин при заточке.
Методы изучения структуры кобальта, карбида вольфрама и твердых сплавов
Полировка шлифов образцов твердых сплавов и карбида вольфрама проводилась сначала на полировальном станке эластичными дисками MEU-P37-04-65 АСМЗ, а затем вручную с использованием в качестве абразива мелкодисперстной окиси алюминия (корракса). Качество шлифов контролировалась на микроскопе "МИМ-вМ" при увеличениях 400-1500.
Шлифы кобальтовых образцов изготовлялись двумя способами: последовательной полировкой на алмазных пастах зернистостью от 30 10 м до 1-Ю м с окончательной доводкой на фетре и электрополировкой в электролите 67$ СНьС00Н + 33$ НСШ при напряжении 50 Б, плотности тока 8»104 А/м , температуре 20-25С в течение І00-І50С. Электрополировка устраняла поверхностный наклепанный слой.
Выявление структуры карбида вольфрама и твердого сплава осуществлялось в два этапа: сначала травлением в насыщенном растворе хлорного железа в концентрированной соляной кислоте (20 о), затем в свежеприготовленной смеси равных объемов 20$ - водных растворов железосинеродистого калия и едкого кали или едкого натpa (240 с). Наблюдение за структурой изучаемых материалов проводилось на микроскопе "МИМ-8М". Содержание структурного свободного углерода и пористость твердых сплавов иоследовалась при увеличении 100-200, размер зерен карбида вольфрама и кобальтовых прослоек при увеличении 1350 с применением иммерсионных объективов.
Фотографии структуры карбида вольфрама и некоторых твердых сплавов представлены на рис. 6. Видно, что карбид вольфрама состоит в основном из зерен, размер которых приближается к размеру зерен среднезернистых вольфрам-кобальтовых твердых сплавов ((3-5)-ТО м). Наряду с этим наблюдаются крупные зерна, размер которых больше среднестатичеокого. Анализ структуры сплавов карбид вольфрама-кобальт показывает, что в сплавах с меньшим содержанием кобальта в объеме материала уменьшаются размеры прослоек цементирующей фазы между карбидными зернами и увеличивается суммарная поверхность контакта между ними по сравнению с высококобальтовыми твердыми сплавами.
Вытравливание границ между d Lo и р-и0 в кобальтовых образцах осуществлялось в свежеприготовленном реактиве 5% nJ\/03 + + 95 С2 HsOH,
Тонкая структура кобальта изучалась на электронном микроскопе ЗМ-200 при ускоряющем напряжении 175 кв в диапазоне увеличений (28-54)10 , для чего образцы сначала механически утоняли до размера (0,12-0,13) КГ0 м, электроискровым способом вырезали шайбы диаметром до 3 мм, электролитически утоняли в электролите состава: при напряжении 20в, плотности тока 75 104 А/м2 в течение 60-70 с при температуре 30С.
Электронно-микроскопические исследования твердых сплавов проводились и на растровом электронном микроскопе "РШ-200" при увеличениях 3000-6000.
Рентгеноструктурный анализ кобальта, карбида вольфрама и твердых сплавов осуществлялся с помощью рентгеновских установок НУР0-55П, "ДЮН-2.0", "ДЮН-3.0", а также установки для высокотемпературной рентгенографии металлов, созданной на кафедре "Физики металлов" Киевского политехнического института. Съемку материалов на установках "УРС-55" и "ДЮН-3.0" осуществляли в кобальтовом К /. - излучении, на установках "ДГОН-2.0" и для высокотемпературной рентгенографии - в железном Кд -излучении.
Расшифровка рентгенограмм показала, что твердые сплавы состоят из карбида вольфрама и кобальта кубической модификации. Кобальт гексагональной модификации был обнаружен в некоторых сплавах в незначительном количестве.
Рентгенографически контролировалось изменение периодов кристаллической решетки кобальта и карбида вольфрама исходных и обработанных ультразвуком образцов. При этом периоды кристаллической решетки карбида вольфрама рассчитывался исходя из положения линий на рентгенограмме от плоскостей (200), (002); кобальта - положения линий от плоскости (200) по методике, изложенной в работе [іЗО].
Так как брэгговские углы многих линий кобальта близки по значению к .брэгговским углам линий карбида вольфрама, вследствие чего наблюдается наложение линий на рентгенограммах твердых сплавов и затрудняется анализ влияния различных технологических режимов обработки на фазовый состав кобальтовой связки этих материалов, было проведено электролитическое разделение цементирующей и карбидной фаз на поверхности твердосплавных образцов. Для этого использовался 5% раствор щелочи iJvQUn) в воде. Напряжение состав-ляло 40 в, плотность тока - 5 10 к/яг. Сущность электролитического разделения заключалась в вытравливании с поверхности твердых сплавов зерен карбида вольфрама. Кобальтовая связка при этом практически не растворялась с поверхности, в результате чего на рентгенограммах твердых сплавов, подвергавшихся электрическому травлению, интенсивность линий от плоскостей карбида вольфрама значительно ослабевала, а интенсивность линий от плоскостей кобальта возрастала (по сравнению с исходными образцами). На рентгенограммах таких твердых сплавов стало возможным наблюдать изменения фазового состава, происходящие в цементирующей связке этих материалов.
Для высокотемпературных рентгеновских исследований образцы вырезались электроискровым способом из спеченных твердосплавных изделий, шлифовались до размеров 5x1x40 10 3мна алмазном круге, отжигались, подвергались электролитическому травлению в щелочи.
Изменение структуры исследуемых материалов фиксировалось также на катковом дилатометре и дилатометре Шевенара.- Результаты измерений обрабатывались по методике, изложенной в работе ГІЗІ] .
Влияние ультразвуковой обработки на микроструктуру кобальта
Анализ микроструктуры необработанных кобальтовых образцов показывает, что они состоят из крупных равноосных зерен, средний размер которых находится в пределах (3-4}ІСГ3 м. После травления Ъ% раствором азотной кислоты в этих зернах обнаруживаются плас-тинчатообразные кристаллы, разбивающие объемы зерен на отдельные области (рис. 17, а). Размеры пластинчатообразных кристаллов и объемов металла,- заключенных между ними, колеблются в широких пределах. Микротвердость крупных пластинчатообразных кристаллов размеры которых позволяют провести их дюрометрический анализ) составляет в среднем 3750 МПа, больших областей металла, заключенных между ними - 2200 МПа.
Электроето-микроскопический анализ кобальта также показал наличие в них пластинчатообразных кристаллов, разбивающих объем металла на полиэдрические ячейки и расположенных друг к другу под строго определенными углами (рис. 17, б). Объемы металла, заключенные внутри этих полиэдрических ячеек, пересекаются в отдельных местах чередующимися между собой темными и светлыми полосами, являющимися скоплениями дефектов упаковки. Эти скопления также строго ориентированы по отношению к пластинчатообразным кристаллам и друг к другу. Дефекты упаковки расположены и по периметру некоторых пластинчатообразных кристаллов. По длине (длина одной из темных или светлых полос в скоплении) они, в основном, ограничены пластинчатообразными кристаллами или расположенными под определенными углом к ним другими скоплениями. Вследствие такого расположения дефектов упаковки, объемы металла внутри полиэдрических ячеек, образованных пластинчатообразными кристаллами, разбиваются на более мелкие полиэдрические ячейки.
Наблюдаются также пересекающиеся скопления дефектов упаковки.
Из анализа структуры кобальта при большем увеличении (50000) следует, что пластинчатообразные кристаллы состоят из множества параллельно расположенных мелких пластин (рис. 17, в). В объемах металла, заключенного между пластинчатообразными кристаллами, обнаруживаются скопления дефектов упаковки разной ширины.
Электронограммы пластинчатообразных кристаллов состоят из отдельных рефлексов, что связано с крупнозернистостью исследуемой фазы (рис. 18, б). Между некоторыми рефлексами обнаруживаются диффузные полосы. Расшифровка этих микроэлектронограмм показывает, что пластинчатообразные кристаллы представляют собой гексагональную модификацию кобальта, диффузные полосы свидетельствуют о наличии в нем значительного количества дефектов упаковки [іЗб] . На диффузных полосах просматриваются отдельные пятна, не поддающиеся расшифровке.
Электронограммы объемов металла, заключенные между кристаллами Ж Со и скоплениями дефектов упаковки, также состоят из отдельных рефлексов (рис.18, а). Расчеты показали, что эти объемы относятся к.кубической модификации кобальта. Кроме того, на мик-роэлектронограммах указанных объемов присутствуют рефлексы, отвечающие d uO . Между некоторыми рефлексами, принадлежащими d-Co и Ъ &0 видны диффузные полосы. Наличие рефлексов на электроно-грамме объемов р иО » отвечающих d-uO и диффузных полос указывает на высокую концентрацию дефектов в & - и 0 [іЗб].
После одноосного сжатия усилием 200 МПа на поверхности полированных шлифов кобальта появляются одиночные полосы скольжения. При электронно-микроскопическом анализе этих образцов обнаруживаются более широкие, чем в необработанных образцах, кристаллы d Со и скопления дефектов упаковки в р и0 (рис. 19).
Ультразвуковая обработка вызывает в кобальте как внутризе-ренную так и межзеренную пластическую деформации. Так, на полированной поверхности шлифа после 30 с ультразвуковой обработки появляются полосы скольжения:, становится непрерывной линия, обозначающая границы между соседними зернами (рис. 20, б). Полосы скольжения указывают на протекание в кобальте сдвиговой пластической деформации, а межзеренная деформация - о проскальзывании зерен друг относительно друга.
Увеличение продолжительности ультразвуковой обработки до 7200 с приводит к росту ранее образовавшихся полос скольжения, появлению большого количества новых полос, развитию зернограничного проскальзывания на других участках контактирования зерен. Кроме того, появляются полосы скольжения, направленные под определенным углом к ранее образовавшимся полосам скольжения. Пластическая деформация схватывает также соседние, недеформированные зерна (рис. 20, в). Плотность полос скольжения, расположенных на поверхности шлифа кобальта, обработанного ультразвуком, значительно превышает их плотность на поверхности шлифов образцов, деформированных одноосным сжатием усилием 200 МПа.
На многих участках поверхности кобальта, обработанного ультразвуком, наблюдается рельеф, характерный для мартенситного превращения (рис. 21).
Электронно-микроскопические исследования показывают, что ультразвуковая обработка кобальта создает в нем структуру, отличную от структуры необработанных и статически деформированных образцов. Так, структура кобальта после ультразвуковой обработки состоит, в основном, из большого количества кристаллов к-Ь0 и скоплении дефектов упаковки в &-U0 , между которыми заключены незначительные по размеру объемы & Со Срис. 22, а). По плотности расположения кристаллы ск-Со и скопления дефектов упаковки в р Со значительно превосходят как состояние до обработки, так и состояние после статического деформирования. При увеличении 54000 в обработанном ультразвуком кобальте в объемах р иО , обнаруживается повышенное, по сравнению с другими образцами (необработанными и после одноосного сжатия), количество скоплений дефектов упаковки.
Таким образом, структура образцов кобальта, подвергнутых ультразвуковой обработке, отличается от структуры необработанных и деформированных статическим одноосным сжатием образцов размерами и плотностью расположения кристаллов о(-С0 и дефектов упа ковки Ви- Co.
Уменьшение размеров зерен -иО и ft-UO $ наблюдаемое при электронно-микроскопическом анализе в обработанных ультразвуком образцах, подтверждается рентгеноструктурным анализом. Так, на рис. 23 представлены рентгенограммы необработанных и обработанных ультразвуком в течение 30 с образцов. На рентгенограммах необработанных образцов видны отдельные крупные пятна, свидетельствующие о больших размерах зерен обеих фаз (рис. 23, а). После ультразвуковой обработки отдельные пятна на рентгенограммах размываются в тангенциональном направлении, образуя сплошные дуги (рис.23,6), что свидетельствует об уменьшении размеров зерен KaKdt Co t так и jb-uO . При этом уменьшение линий в радиальном направлении не наблюдается, из чего можно сделать вывод об отсутствии (или незначительном уменьшении) в них размеров блоков мозаики и роста напряжений второго рода.
Влияние продолжительности ультразвуковой обработки на электрическое сопротивление и размеры элементарной ячейки карбида вольфрама и кобальта твердых сплавов
Результаты резистометрического анализа, представленные в фо]же изменения электрического сопротивления обработанного ультразвуком в течение различных периодов времени твердого сплава ВКІ5 по отношению к его необработанному состоянию, приведены на рис.34.
На первом этапе (до 120 с) -4" уменьшается. В интервале 120-300 с (второй этап) происходит увеличение электросопротивления до значения, превышающего электросопротивление исходных образцов. Дальнейшая ультразвуковая обработка (300-7200 с) практически не изменяет величины электросопротивления, достигнутой на втором этапе обработки.
Распределение карбидных зерен и кобальтовых прослоек в высококобальтовых твердых сплавах, в том числе в сплаве ВКЕ5, хорошо описывается статистическим типом распределение кристаллов в двухфазных системах. Для такого распределения электропроводность сплава равна [137] ;
Результаты рентгеноструктурного анализа подтверждают данные резистометрического анализа. На графике, выражающем изменение ве личины 4rs Ql гДе 09 - период решетки связующей фазы после ультразвуковой обработки, а О і - до обработки, в зависимости от продолжительности ультразвуковой обработки наблюдаются временные интервалы довольно значительного понижения и повышения AQ (рис. 35), что свидетельствует о значительном изменении структуры связующей фазы в обработанных ультразвуком образцах. Так, ультразвуковая обработка продолжительностью до 120 с вызывает уменьшение периода решетки кобальта; обработка в интервале 120-300 с - увеличение размера кристаллической решетки кобальта до значений, превышающих первоначальные. При дальнейшей ультразвуковой обработке электрическое сопротивление сплава ВКІ5 практически не отличается от достигнутого за 300 с обработки.
Йод графиков АН и - г в зависимости от продолжительности ультразвуковой обработки аналогичен.
При ультразвуковой обработке твердых сплавов происходит также изменение размеров элементарной ячейки карбида вольфрама.
Ход графиков - - - Х2 1 где Х2 - период решетки карбида вольфрама по одному из кристаллографических направлений после обработки, а Хі - до обработки, в зависимости от продолжительности ультразвуковой обработки сплавов ВК20 и ВК2 представлен на рис. 36. Анализ этих графиков указывает на уменьшение размеров элементарной ячейки по осям 0 и б в первый период обработки сплавов (до 120 с), увеличение до исходных значений во втором (120-300 с), практически неизмененное значение в третьем (300 7200 с). Величина уменьшения объема элементарной ячейки карбида вольфрама в сплаве ВК2 несколько больше, чем в сплаве ВК20.
Таким образом, ход графиков изменения электрического сопротивления твердых сплавов, размеров элементарных ячеек кобальта и карбида вольфрама в зависимости от продолжительности ультразвуковой обработки аналогичен: при обработке до 120 с происходит уменьшение этих характеристик, в интервале 120-300 с - увеличение, стабилизация при дальнейшей обработке (до 7200 с).
Объяснить существование этих этапов при ультразвуковой обработке твердых сплавов можно, уситывая особенности их строения и изменений, происходящих в структуре карбидных зерен и связующей фазе при такой обработке. Так-, из результатов рентгенострук-турного анализа следует, что в сплавах WQ-Co при увеличении в них содержания кобальта увеличиваются напряжения сжатия в карбидных зернах и уменьшаются растягивающие в кобальтовой связке (табл. 6). Исходя из того, что размеры кобальтовых прослоек, расположенных между карбидными зернами в твердом сплаве отличаются в различных микрообъемах (рис. 6), можно предположить, что в этих микрообъемах растягивающие напряжения в цементирующей связке и сжимающие в карбидах будут значительно отличаться от среднестатических по всему объему сплава. Взаимодействуя с силой, приложеной извне к твердому сплаву, внутренние напряжения могут оказать значительное влияние на микроструктуру таких микрообъемов, в частности вызвав их микродеформацию. Поэтому в микрообъемах сплава, испытывающих значительные внутренние напряжения, деформация, при приложении определенной внешней силы, начнется раньше и будет протекать при меньшить нагрузках, чем в других объемах. Пластическая деформация отдельных микрообъемов вызовет перераспределение внутренних напряжений, что создает условия для "вовлечения" в деформацию других объемов материала.
Как известно [72] , ультразвуковая обработка вызывает значительный локальный разогрев микрообъемов металла, расположенных у границ зерен. Можно предположить, что такой эффект наблюдается ж при ультразвуковой обработке твердых сплавов, вследствие чего у приграничных микрообъемов твердых сплавов, как у нагретых до более высоких температур, понижается предел текучести [28 , а следовательно появляется возможность к их микродеформации. Поэтому в твердых сплавах при ультразвуковой обработке наряду с внут-ризеренной может наблюдаться и межзеренная пластическая деформация.
Таким образом, первый этап - этап уменьшения электрического сопротивления твердых сплавов и размеров элементарных ячеек карбида вольфрама и кобальта этих материалов можно объяснить следующим образом. Напряжения, создаваемые ультразвуковой обработкой, взаимодействуя с внутренними напряжениями, вызывают микродеформацию отдельных участков твердых сплавов: карбидных зерен, кобальтовых прослоек, околограничных объемов сплава. Вследствие микро-деформации этих объемов уменьшаются растягивающие напряжения в связующей фазе и увеличиваются сжимающие в основной массе карбидных зерен. Это приведет к уменьшению электросопротивления твердых сплавов и объемов элементарных ячеек WP и иО в этих материалах, что мы и наблюдаем.
Дальнейшая ультразвуковая обработка (130-300 с) вызывает образование новых кристаллов Л-Со в связующей фазе твердых сплавов. Как известно [8] удельный объем к Со меньше удельного объема Р и0 Кроме того вполне возможно, что на втором этапе ультразвуковой обработки энергия, накопления в твердом сплаве вследствие его ультразвуковой обработки, является недостаточной по величине для дальнейшей пластической деформации карбидного каркаса этого материала. Поэтому увеличение d Co в связующей фазе твердых сплавов на этом этапе (количество d-uQ после 300 с обработки возрастает в 2,5 раза) не компенсируется деформацией карбидного каркаса, что приводит к возникновению в кобальтовой связке твердых сплавов значительных растягивающих напряжений. Расчет показывает, что "по уровню они приближаются к напряжениям в сплавах до обработки.
В карбиде вольфрама на этом этапе уменьшаются растягивающие напряжения, локализованные в отдельных деформированных карбидных зернах вследствие "вовлечения" в микродеформацию новых карбидных зерен. Однако незначительное увеличение количества деформированных карбидных зерен не может компенсировать увеличение растягивающих напряжений в кобальтовой связке, возникающих вследствие фазового превращения значительного количества fi- Ь0 в JL-U0 .
На третьем этапе продолжающиеся микродеформация карбидного каркаса и фазовое в- - превращение в связующей фазе твердых сплавов вызовут увеличение искажений кристаллической решетки, что в отдельных микрообъемах приведет к образованию субмикротрещш. С увеличением продолжительности обработки размеры этих микротрещин возрастут. Рост электрического сопротивления твердых сплавов за счет увеличения величины искажений кристаллической решетки карбида вольфрама и кобальтовой связки и уменьшения размеров зерна последней будет замедляться вследствие образования субмикротрещин в наиболее деформированных микрообъемах сплава. На начальных этапах третьего периода ультразвуковой обработки (300-7200 с) образующиеся субмикротрещины по размерам уступают критическим трещинам Гриффитса, поэтому не могут распространяться с ускорением во времени при определенной критической нагрузке [l38j . В процессе дальнейшей ультразвуковой обработки размеры их увеличиваются (рис. 37) и они становятся зародышами трещин, приводящих к макроскопическому разрушению сплавов.
