Содержание к диссертации
Введение
1 Ультрадисперсные порошковые системы и материалы на их основе. Аналитический обзор.
1.1 Особенности формирования структуры ультрадисперсных частиц. Использование в порошковой металлургии. 8
1.2 Механизмы разрушения твердосплавных композитов. Перспективы повышения прочности и трещиностойкости за счет использования ультрадисперсных частиц . 15
1.3 Анализ известных моделей, описывающих плотноупакованные структуры. 21
1.4 Анализ известных моделей, описывающих кинетику уплотнения порошковых материалов на основе и с использованием ультрадисперсных порошков. 35
1.5 Выводы. Постановка цели и задач исследований. 44
2 Теоретическое описание процессов структурообразования в гетерофазных металлокерамических и керамических композитах с использованием наночастиц .
2.1 Математическая модель расчета структурных и прочностных параметров твердого сплава с добавками УДП. Вероятностно-статистическая модель расчета структурных параметров гетерогенного твердого сплава. 45
2.2 Расчет и анализ влияния добавок ультрадисперсных частиц оксида алюминия на структурные параметры и прочностные свойства твердых сплавов. 53
2.3 Выводы по теоретическому разделу. 59
2.4 Разработка геометрической модели, методов расчета и прогнозирования структурных и прочностных характеристик керамических материалов, полученных из порошковых смесей с
бимодальным распределением размеров частиц. 60
2.5 Результаты расчетов по геометрической модели. 67
3 Разработка составов и технологий изготовления новых гетерофазных керамических материалов и изделий с использованием ультрадисперсных порошков.
3.1 Общая характеристика комплекса экспериментальных исследований, материалов и образцов. 74
3.1.1 Методы исследований структуры и физико-механических характеристик порошковых и спеченных материалов. 75
3.2 Экспериментальное изучение корреляции между составом, технологическими режимами и свойствами керамик, полученных из смесей порошков разных размеров. 79
4 Разработка составов и технологий изготовления новых гетерофазных дисперсноупрочненных металлокерамических материалов и изделий с использованием УДП.
4.1.1 Методы и оборудование для ультразвукового неразрушающего контроля параметров структурного состояния. 89
4.1.2 Методы исследования эксплуатационных характеристик образцов и изделий из твердосплавных и керамических материалов, модифицированных ультрадисперсными порошками. 91
4.2 Изучение влияния добавок УДЧ и режимов изготовления на структурные и физико-механические показатели твердосплавных дисперсноупрочненных композитов. 93
4.3 Способ термомеханической обработки твердого сплава. 105
4.4 Выводы по экспериментальным разделам. 110
5 Эксплуатационные испытания твердосплавного инструмента, модифицированного ультрадисперсными частицами. Результаты . 111
Заключение. 118
Список использованных источников. 120
Приложения 132
- Механизмы разрушения твердосплавных композитов. Перспективы повышения прочности и трещиностойкости за счет использования ультрадисперсных частиц
- Расчет и анализ влияния добавок ультрадисперсных частиц оксида алюминия на структурные параметры и прочностные свойства твердых сплавов.
- Экспериментальное изучение корреляции между составом, технологическими режимами и свойствами керамик, полученных из смесей порошков разных размеров.
- Изучение влияния добавок УДЧ и режимов изготовления на структурные и физико-механические показатели твердосплавных дисперсноупрочненных композитов.
Введение к работе
Целью диссертационной работы является теоретическое и экспериментальное исследование формирования структуры и свойств спеченных порошковых материалов, полученных из бимодальных порошковых смесей. Использование ультрадисперсных частиц (УДЧ) для реализации градиента свойств в порошковых композитах не имеет альтернативы, поскольку они обеспечивают требуемый эффект при введении в матричный материал в малых количествах. Оптимизация свойств таких гетерогенных материалов затруднена тем, что их количественное теоретическое описание (особенно с учетом неравновесности энергетических активационных процессов у кристаллических и нанокристаллических частиц, различий в механизмах массопереноса у этих объектов) изучено недостаточно глубоко. Важную роль в решении этой задачи имеют методы математического моделирования, описания кинетики спекания и структурообразования с учетом особенностей, характерных для УДЧ.
Разработка надежных, достоверных методов прогнозирования процессов формирования структуры и свойств у таких гетерогенных функционально-градиентных материалов, позволяет решать оптимизационные задачи на стадии компьютерного «конструирования» порошковых композитов и, помимо всего прочего, сократить объем экспериментальных исследований.
Диссертационная работа основывается на новых наукоемких технологиях получения ультрадисперсных порошков (УДП) и изготовления гетерофазных металлокерамических и керамических композитов на их основе. Решение задачи диссертационной работы требует также новых теоретических подходов к конструированию гетерофазных порошковых композитов и прогнозированию их физико-механических и эксплуатационных свойств. Принципы дисперсного упрочнения, методы расчета структурных параметров и физико-механических характеристик известны, но разрабатывались применительно к двухфазным керметам (металл - упрочняющий дисперсоид). В то же время, особенности
конструирования, количественной оценки свойств гетерофазных композитов с включениями керамических твердых фаз, на порядок и более различающихся по размерам, детально не изучены.
Новизной диссертационной работы является целенаправленное изменение свойств исходных порошковых бимодальных или полимодальных смесей за счет введения сверхтонких частиц. Управление качеством конечного спеченного композита начинается и прогнозируется на стадии создания порошковых смесей, при этом свойства исходных сверхтонких порошков могут изменяться режимами синтеза.
Результаты, полученные ранее показали, что УДЧ имеют повышенную реакционную активность (энергонасыщенность) в сравнении с аналогичными частицами больших размеров. Поэтому, например, при создании керамики из бимодальных смесей порошков А1203т (со средним размером 1 мкм) и ультрадисперсных частиц Zr02/ или А1203/(с размерами ~ 0,07 мкмО их следует рассматривать как двухфазные не только по размерам, но и по величине их энергетических «потенциалов». Вследствие этого, на ранних стадиях спекания в обеих системах (А12Озт - Zr02/ и А12Озт - А1203/) существует градиент диффузионных потоков, формируется поверхностно-активная прослойка из тонких частиц, что позволяет реализовать режим спекания, подобный жидкофазному или активированному.
Поученные ранее результаты являются далеко не полным перечнем преимущественных отличий использования сверхтонких порошков в процессах изготовления и эксплуатации спеченных порошковых композиционных материалов различного состава и назначения. Установлены для них закономерности конструирования и изготовления, обусловленные различиями энергетических и функциональных свойств, заложенных в исходных гетерофазных порошковых смесях. Это является основанием для расширения научно-исследовательских работ по созданию новых керамик и керметов из порошковых смесей с бимодальным (полимодальным) распределением размеров частиц. Использование сверхтонких «энергонасыщеных» частиц
позволяет создать градиент технологических свойств, что положительно влияет на кинетику процессов структурообразования и позволяет удачно объединить в структуре одного материала разнородные свойства.
Другим направлением исследований является получение керамик и твердых сплавов с повышенными технологическими и эксплуатационными свойствами за счет добавок УДП (8 - А1203, а - А1203 с размерами 0,07 urn и 0,008 \шї соответственно) к основному (матричному) материалу с размерами исходных частиц около 1 шп. Смысл использования таких композиций заключается в использовании пониженной энергии активации сверхтонких взрывных частиц для реализации активированного жидкоподобного спекания, повышения плотности и прочности керамик твердых сплавов. Таким образом, объектами исследований диссертационной работы являются две группы материалов: керамики на основе оксида алюминия улучшенные за счет добавок сверхтонких взрывных частиц и твердосплавные композиты.
Необходимо отметить, что решение задачи получения качественных композитов из полидисперсных порошковых смесей потребовало проведение комплексных исследований: оптимизации состава и соотношения компонентов различной дисперсности, однородности их смешивания, исключение рекристаллизации тонкой фракции при нагреве, разработки новых методов и аппаратуры неразрушающего высокотемпературного контроля кинетики спекания (дилатометрия), ультразвукового неразрушающего контроля качества твердосплавных композитов в условиях температурно-силового воздействия, совершенствования условий синтеза и очистки нанометрических порошков и т.д. Разнообразие свойств, которые должны сочетаться в одном материале делает весьма затруднительной теоретическую оценку и прогнозирование свойств, которые обязательно должны подтверждаться эмпирическими данными, эксплуатационными испытаниями.
В связи с этим задачи диссертационной работы являются актуальными и практически значимыми, позволяют на основе накопленной экспериментальной базы данных сформулировать общие закономерности формирования структуры
и свойств у малоизученной группы порошковых спеченных композитов, получаемых из бимодальных смесей.
Результаты диссертационной работы предполагают расширение возможностей целенаправленного, осознанного формирования структуры и свойств материалов с использованием УДЧ, управления качеством функционально градиентных порошковых композитов, их конструирования начиная с подготовки смесей и использования компьютерного моделирования.
Механизмы разрушения твердосплавных композитов. Перспективы повышения прочности и трещиностойкости за счет использования ультрадисперсных частиц
Перспективным направлением является использования УДЧ в качестве упрочняющих добавок в двухфазных керметах, в том числе твердосплавных композитах. Внедрение УДП в тонкую прослойку связующего приводит к прямой зависимости эксплуатационных свойств композитов от структурных параметров - объемной доли, формы и размеров включений твердых фаз (основной и дисперсноупрочняющей), их распределения в объеме материала, фрагментарной неоднородности на макро- и микроуровне.
Для достоверного описания свойств полидисперсных твердосплавных композитов (с включениями УДЧ) необходимо предварительно ознакомиться с механикой разрушения стандартных двухфазных твердых сплавов, особенностями и влиянием элементов структуры на конечные свойства материала, различными подходами в оценке качества твердых сплавов и т. д. Твердые сплавы представляют собой уникальную комбинацию механических свойств, обусловленную композитной природой их микроструктуры, которая состоит из прочных, твердых частиц, скрепленных пластичной связкой. Относительно высокие значения вязкости разрушения обеспечиваются благодаря присутствию пластичной связки, которая работает как барьер распространения трещины через карбидную фазу.
Методы механики разрушения впервые были применены для испытания твердых сплавов Kenny R. [45]. В дальнейшем Chermant J. и Osterstock F. [46] были изучены зависимости характеристик вязкости разрушения от параметров структуры на примере вольфрамокобальтовых твердых сплавов.
Анализ поверхностей разрушения твердых сплавов, проведенный с помощью электронного микроскопа [47, 48], позволил сделать вывод о том, что первоначально разрушаются отдельные зерна WC, либо их конгломераты. Затем локальные разрушения сливаются в источник трещины путем межкристаллитного разрушения или разрушения по кобальтовой фазе.
Работа деформации в пластической зоне траектории движения трещины зависит от толщины прослойки связующего Л и размера карбидной частицы d: где (7,с - работа деформации в пластической зоне траектории движения трещины. На основании этого сделали вывод о том, что распространение трещины определяется пластическим течением кобальта, обусловленным разрушением карбидных зерен. Механизм воздействия трещины с элементами структуры сплавов WC-Co исследовался путем систематического наблюдения на растровом микроскопе в работе [49]. Результаты работы подтверждают экспериментальные данные о прямой зависимости вязкости разрушения от объемной доли Со - фазы и характерного размера Со — прослойки. Трещиностойкость твердого сплава связана с пределом текучести связующей фазы зависимостью [50]: где/- содержание связующего в % масс; Я - толщина прослойки связующего; js - предел текучести связующего. Аналогичные выражения, показывающие, что основную роль в изменении вязкости твердого сплава имеют свойства связующей фазы, получены в работах [51, 52]: где d - размер карбидной частицы, b - величина вектора Бюргерса. Креймер и др. в работе [53] предложил, ввиду сложности определения реальной толщины кобальтовой прослойки металлографически, оценивать ее как функцию КУсо) от объемного содержания. В основу анализа прочности авторы предложили дислокационную модель Орована, с помощью которой можно оценить размеры кобальтовой прослойки X=f(V) обеспечивающие дисперсное упрочнение сплава исходя из условия: Исходя из положений этой теории оптимальный размер Многие исследователи использовали модель, основанную на изучении напряженного состояния твердых сплавов. В частности широко была распространена точка зрения о том, что разрушение твердого сплава необходимо моделировать как пластичное (несмотря на микроскопически хрупкое поведение), исходя из пластичности связки. Известны различные попытки [54—56] использовать критический параметр разрушения, предложенный, например, Райсом [56] для вязкого разрушения, согласно которому развитие трещины происходит, если пластически деформированная зона у вершины трещины сравнима по размеру с величиной прослойки. Chermant J. и Osterstock F. [57] объясняют разрушение крупных зерен скоплением дислокаций у карбидных зерен, потенциальная энергия которых преобразуется в эффективную поверхностную энергию, необходимую для разрушения зерна. Аналогичная модель для описания прочности твердого сплава предложена Doy Н. [58]. В соответствии с его точкой зрения пластическая деформация в начальный момент обусловлена пластическим течением связки, являющейся местом перемещения дислокаций в обход зерен, однако эта модель работает только в материалах, не имеющих карбидного "скелета". По теории Петча [59], возникновение трещины вызвано скоплением дислокаций у карбидных зерен и их разрушением. Качество сплава по этой модели предлагается оценивать с помощью микроструктурного параметра, который связан прямой зависимостью с вязкостью разрушения: В большинстве приведенных выше моделей не учитывается прочность зерен WC, границ их раздела, хотя само понятие разрушения двухфазных материалов (как справедливо замечено в [47]) должно обязательно включать энергетические затраты, необходимые для разрушения твердого и связующего веществ [60]. В связи с этим представляет интерес изучение зависимости прочности WC-Co композитов от микроструктуры и энергетических вкладов элементов структуры в сопротивление разрушению, проведенные в работе [61]. Вязкость разрушения по предложенной модели оценивается уравнением: где хж -прочность карбидной фазы; d -размер зерна; ywc -поверхностная энергия; fwc -объемная доля карбида вольфрама; X -толщина кобальтовой прослойки линейно возрастает с увеличением параметра -——-—. Аналогичные попытки спрогнозировать прочность твердого сплава, основываясь на энергетическом проходе с учетом поверхностной энергии разрушения зерен WC и межзеренных границ WC-WC, предприняты в работах [62, 63]. Однако их авторы после тщательного анализа так же пришли к выводу о преимущественном влиянии кобальтовой прослойки на прочность сплава.
Расчет и анализ влияния добавок ультрадисперсных частиц оксида алюминия на структурные параметры и прочностные свойства твердых сплавов.
Положения вероятностно-статистической модели, приведенные в разделе 2.1, сформулированные там же принципы определения эффективной толщины прослойки, введенные концентрационные ограничения были использованы при проведении расчетов структурных и прочностных параметров твердосплавных композитов.
Влияние УДЧ на вязкость разрушения композита оценивались с помощью формул (80), (81). В качестве исходных данных при проведении расчетов использовались следующие параметры: объемная доля кобальта — к3, размер карбидного зерна - dj, размер частиц Al203 - d2, массовая доля частиц А1203 -С2, а их численные значения изменялись в диапазонах: к3 - от 10 до 35 % об.; d/ - от 0,5 до 5 мкм; d2 - от 0,1 до 0,5 мкм; С2 - от 0,01 од 0,5 % масс.
Необходимость включения в оценку при расчетах частиц А1203 размером до 0,5 мкм объясняется тем, что в реальных условиях УДЧ собираются в конгломераты, которые рассматриваются как отдельные цельные включения. Характер изменения эффективного размера кобальтовой прослойки Хэсрф и трещиностоикости сплава К]с проиллюстрирован графиками (рисунок - 12 а, б) (по результатам расчетов для материала ВК8, модифицированного ультрадисперсными частицами при размерах с//=1-5мкм; с/2=0Л_0,5мкм).
Анализ расчетных кривых показывает, что, независимо от размера карбидного зерна dj эффективная толщина кобальтовой прослойки монотонно уменьшается с увеличением концентрации УДЧ, но при добавках частиц А1203, соответствующих пороговой концентрации Скр, размер Я возрастает почти скачкообразно до значения lj. Физический смысл такого изменения заключается в том, что при большой концентрации УДЧ в единичном объеме прослойки, возрастает степень их контактности, конгломерирования до агрегатов с размерами, сопоставимыми с размерами карбидного зерна, то есть, в этом случае материал может рассматриваться как двухфазный (в связующем равномерно распределены частицы WC и агрегаты А1203, близкие по размеру), а толщина прослойки быстро приближается к значению /; (в переходной зоне Ср=0,05 - 0,1). По той же причине Хэфф достигает минимальных значений при введении в структуру сплава частиц второй фазы наименьшего размера d2 (при flf;=const) или при росте карбидного зерна (c const).
В общем случае - максимальная эффективность дисперсного упрочнения твердого сплава УДЧ (то есть изменение толщины кобальтовой прослойки в сторону уменьшения) может быть достигнута при наибольшем различии в размерах частиц первой и второй фаз, то есть у, - max. Это условие подтверждается также и при теоретической оценке вязкости разрушения Kic твердосплавного гетерогенного композита WC-C0-AI2O3 (рисунок- 12 а).
Результаты вычислений К!с показывают, что наибольших значений вязкости разрушения можно ожидать у сплавов, содержащих dwc - max и dAlfii -»min. При этом, необходимо иметь в виду, что количество УДЧ не должно превышать критических значений Скр, так как это приводит к их конгломерированию до размеров, сравнимых с величиной dwc, а значит и действию механизмов сопротивления материала распространению трещины, характерных для двухфазного сплава JVC-Со с размером прослойки //. О существовании пороговой концентрации свидетельствует также экстремальный характер изменения большинства кривых K]Q - С2.
Сформулированные выше предположения о наличии предельно допустимых концентраций подтверждаются графиками (рисунки — 12, 13, 14), которые показывают как изменяется количество частиц щ в единичном объеме прослойки V(li3) при увеличении массовой доли УДЧ (рисунок - 12 в). Очевидно, что появление в единичном «кубике» прослойки нескольких частиц повышает вероятность их контактности и, как следствие, укрупнения. При минимальных размерах УДЧ их количество возрастает до десятков и обеспечивает очень значительный прирост Kjc (до 34 мПа у сплавов с dwcf MKu).
В соответствии с расчетной моделью предполагается, что частицы дисперсной фазы WC и А120з относительно равномерно распределены по объему и однородны по размеру зерна. Однако реальная структура твердого сплава неоднородна как по размеру зерен так и по величине прослоек, что повышает локальную неравномерность распределения УДЧ, их агрегатирование, а значит, приводит к снижению прочности материала в целом. В связи с этим необходимо ввести эмпирический поправочный коэффициент, учитывающий неоднородность структуры (в дополнение к ограничению по пороговой концентрации).
Экспериментальное изучение корреляции между составом, технологическими режимами и свойствами керамик, полученных из смесей порошков разных размеров.
Экспериментальная часть работы в области геометрии бимодальных керамик была направлена на подтверждение полученных ранее данных, и прежде всего оценки адекватности теоретических выкладок.
Для достижения необходимых физико-механических и эксплуатационных характеристик керамические материалы должны иметь высокую плотность и однородную мелкозернистую структуру. Попытки получения керамики с субмикронной микроструктурой из УДП не всегда оправданы вследствие технологических сложностей, либо требуют использования дорогостоящего оборудования. Поэтому в последние годы исследователями предпринимаются попытки использовать достоинства УДП в составе смесей с бимодальным распределением частиц по размерам [82, 83, 84]. При этом предполагается, что в прессовках из бимодальных смесей- пустоты между крупными частицами заполняют мелкие частицы, размер которых на порядок меньше и, соответственно, увеличивается начальная плотность. Однако повышение плотности прессовок не гарантирует конечного высокого качества спеченного материала, что было продемонстрировано в работах [85, 86] - требуемого результата добиться не удалось. В связи с этим продолжение работ в исследовании особенностей поведения бимодальных смесей в процессе структурообразования является актуальным.
В качестве крупной фракции (Vm) использовались порошки оксида алюминия "Оксидал-ГМ" dcp=2-3 мкм, форма частиц губчатая. В качестве мелкой фракции {Vj) использовались порошки оксида алюминия различной фазовой модификации x-Al203, d0i5 90 нм, форма частиц сферическая; 5+0-А120з, d0i5 n нм, форма частиц сферическая. Порошки смешивались в сухую в барабанных смесителях периодического действия в течение 4-10 часов. Прессовались в жесткой цилиндрической матрице без пластификатора при удельном давлении 200 МПа в образцы типа таблеток с размерами: 0=13 мм, h=3 мм; 0=10 мм, h—Ъ мм.
Содержание УДП в смесях варьировалось от 0 до 100 % масс. При прессовании бимодальных смесей УДП А120з/ (модификация 5+0) ведет себя как пластификатор, что позволяет увеличить плотность прессовок. Микроструктура порошка свидетельствует, что частицы имеют слоистую рыхлую структуру, что имеет существенное значение, поскольку обеспечивает эффект пластичности при прессовании (частицы в агломератах достаточно легко перестраиваются, что может способствовать увеличению плотности прессовок из смесей с бимодальным распределением частиц по размерам). Кроме того, фазовые переходы 5+0- а проходят с увеличением объема, что также может способствовать повышению плотности при температурах, соответствующих этим переходам. Достоверность этих предположений в дальнейшем проверялись при изучении процессов консолидации бимодальных керамик А12Озт-А12Оз/ различного состава.
Как показывают результаты исследований, плотность прессовок с различным содержанием добавок УДП меняется немонотонно (рисунок - 29, кривая 1). Обращает на себя внимание наличие двух экстремумов на графике плотности прессовок в диапазоне добавок 10 %-30 % масс А12Оз/. Аналогичный характер поведения кривых плотности в зависимости от содержания добавок УДП в состав смеси был обнаружен авторами работ [123, 124].
С нашей точки зрения такое необычное влияние добавок УДП имеет существенное значение для понимания характера формирования структуры бимодальной керамики, поскольку различия в плотности упаковки частиц двух разных фракций в прессовках начинают проявляться при спекании (рисунок - 29, кривые 2-4). Различия в плотности упаковки частиц в бимодальных смесях были подтверждены дополнительными экспериментальными исследованиями и теоретическими расчетами (глава 2). Особый интерес представляет наличие двух выраженных экстремумов в диапазонах 5-10 % масс, и 25-30 % масс, на кривых пористости (рисунок - 25) для всех температурных режимов спекания. Причиной такого изменения плотности является различие в механизмах массопереноса у частиц УДП и частиц крупнокристаллического порошка. Появление первого экстремума может быть объяснено тем, что частицы УДП при содержании 5-Ю % масс, располагаясь по поверхности крупных частиц, обеспечивают их механическую перегруппировку до плотности, возможной из геометрических соображений. Частицы УДП в силу развитой поверхности, выполняют роль жидкой фазы и обеспечивают проскальзывание крупных частиц друг относительно друга уже при сравнительно низких температурах (1200 С) с формированием относительно плотноупакованного каркаса из крупных частиц.
При повышении концентрации УДП от 10 до 20 % масс, возрастает степень контактности частиц УДП, они собираются в конгломераты, обладающие собственной микропористостью, что понижает общую плотность керамических материалов.
Появление второго экстремума на кривой плотности (25-30 % масс. Vj) по видимому вызвано тем, что материал из дополнительно добавленных частиц УДП, заполняет внутренние микропоры. Повышение концентрации УДП свыше 30 % масс, сопровождается падением плотности, особенно при температурах 1300-1400С, поскольку разрываются связи между крупными конгломератами сформированными из частиц УДП. Спекание таких материалов проходит по механизму, характерному для УДП, и сопровождается внутризеренной усадкой и зональным обособлением агрегатов из УДП. Как показывают конечные значения, тенденции изменения плотности в зависимости от содержания добавок УДП, обнаруженные на стадии прессования образцов сохраняются на протяжении всего цикла спекания и подтверждаются измерениями остаточной пористости спеченных образцов (рисунок - 29, кривая 4).
Одной из задач исследования являлось также определение оптимальных режимов спекания для получения высоких физико-механических свойств материала. С этой целью были проанализированы кинетические кривые усадки для всех исследуемых образцов. В качестве контролируемых параметров использовались значения плотности и микротвердости, микроструктура материала.
Изучение влияния добавок УДЧ и режимов изготовления на структурные и физико-механические показатели твердосплавных дисперсноупрочненных композитов.
Цель экспериментальной работы - изучение физико-механических характеристик твердого сплава ЖС-Со-УДЩ Оз и определение оптимальных, с точки зрения прочностных и эксплуатационных характеристик областей добавок УДЧ.
Изготовление опытных образцов и промышленных партий режущего и волочильного инструмента производилось в условиях НТЦ Кировоградского завода твердых сплавов и лаборатории "Порошковая металлургия" Красноярского государственного технического университета по традиционной технологии, соответствующей технологическим инструкциям: порошки карбидов, металла-связки и добавок УДП подвергались совместному мокрому размолу-смешиванию в шаровой мельнице и последующему пластистифицированию 4-х % раствором синтетического каучука в бензине, сушке, просеву с протиркой через сито. При этом состав смеси варьировался путем изменения содержания связки в пределах 4-20 % масс, и добавок УДЩ1203 от 0,05 до 0,5 % масс.
Приготовленные смеси использовались для изготовления штабиков для проведения испытаний на изгиб (ГОСТ 20019-94), резцовых пластин формы 0227 (ГОСТ 25395-92), четырехгранных и пятигранных резцовых пластин (ГОСТ 19052-90, ГОСТ 19065-90), твердосплавных оправок и волок для определения коэффициента стойкости, таблеток 01 Ох 10.мм для измерения трещиностойкости по методу Палмквиста (Кіс) и износостойкости, исследования микроструктуры. Методика экспериментальных исследований различных характеристик твердосплавных композитов подробно приведена в разделе 3.1.
Необходимо особо подчеркнуть, что для получения достоверных данных о влиянии УДЧ на свойства твердых сплавов, каждая серия испытаний (начиная с подготовки исходных порошков) сопровождалась параллельным изготовлением контрольных образцов стандартных сплавов. Были проведены исследования твердых сплавов марок ВК6, ВК8, ВК10КС, ВК15, Т15К6, КНТ16, ЛЦК20, ТН20 - в сравнении с образцами аналогичных базовых составов, модифицированных добавками УДЧ А1203. В связи со значительным объемом и трудоемкостью проведения сравнительных испытаний наибольший объем экспериментальных данных относится к модифицированным композитам на базе твердых сплавов группы ВК.
Некоторые результаты экспериментов, проведенных в условиях Кировоградского завода твердых сплавов, представлены в таблицах 5, б, 7 и в приложении показывают, что введение в состав твердых сплавов УДТЫ/ Оз (с основным размером около 0,1 мкм) способствует приросту прочностных характеристик в 1,5-1,8 раза. Изучение параметров микроструктуры сплава показало некоторое снижение размера карбидных зерен у модифицированного сплава, что можно объяснить торможением процессов перекристаллизации через кобальтовую фазу вследствие присутствия в ней частиц УДПА12Оз.
При проведении экспериментов, концентрация УЩ1А12Оз варьировалась от 0 до 0,5 % по массе. Влияние добавок УДП на предел прочности при изгибе иллюстрируется графиками (рисунок - 38). Экстремальный характер изменения прочности с увеличением процентного содержания УЩМ120з объясняется вероятно тем, что их концентрация в единичном объеме (при СУ 0,3 %) связки достигает значений, при которых резко возрастает число межчастичных контактов AI2O3-AI2O3, в процессе спекания образуются конгломераты с развитой внутренней микропористостыо, которые являются источниками зарождения микротрещин, что и способствует охрупчиванию материала.
Испытания образцов композитов УУС-Со-УЩ1А1203 в условиях граничного трения по абразивной ленте также показали возможность улучшения такого эксплуатационного параметра твердых сплавов, как износостойкость, за счет их модифицирования включениями УДП. минимальные значения износа наблюдаются примерно в тех же областях добавок, которые обеспечивают прирост прочности по аналогичным причинам. Дополнительный вклад в повышение износостойкости материала вносит, по-видимому, повышенная сопротивляемость истиранию самого оксида алюминия, его повышенная микротвердость: Ни А1203 - 18 - 20 ГПа, Нм WC- 8 -ІОГПа.
Но более существенной причиной повышенной износостойкости является, вероятно, изменение механизма износа материала в целом: включения твердых частиц АІ2О3 способствуют дисперсному упрочнению кобальтовой связки за счет утонения прослойки, увеличивается сопротивление сплава сдвиговым деформациям, уменьшается выкрашивание карбидных зерен. Особый интерес, с точки зрения прогнозирования качества твердого сплава представляют данные исследований вязкости разрушения материала по методу Палмквиста (рисунок - 39) в сочетании с полученными микроструктурами. Трещины, которые образуются в материале в результате внедрения индентора (алмазной пирамидки Виккерса), привлекают к себе внимание главным образом потому, что являются потенциальным способом определения прочности, эксплуатационной стойкости материала, поскольку отражают изменения в механизмах разрушения, соответствующих различным типам структуры. В связи с этим представляется целесообразным произвести анализ изменения вязкости разрушения сплава при введении добавок УДП в сочетании с результатами исследования микроструктуры.
Необходимость более подробного исследования трещиностойкости по Палмквисту объясняется также и тем, что это они позволяют произвести сравнение эмпирических значений KJC с расчетными (рисунок - 39), полученными по формулам вероятностно-статистической модели (раздел 2).
