Формирование градиентной структуры в спеченных твердых сплавах (Обзор)

Представлен обзор опубликованных работ по формированию градиентных структур в спеченных твердых сплавах. Показано, что развивается три направления по созданию градиентных структур. Первое из них состоит в нанесении поверхностных слоев на твердосплавное изделие осаждением в различных комбинациях карб...

Повний опис

Збережено в:

Бібліографічні деталі
Опубліковано в: :	Сверхтвердые материалы
Дата:	2010
Автор:	Лисовский, А.Ф.
Формат:	Стаття
Мова:	Російська
Опубліковано:	Інститут надтвердих матеріалів ім. В.М. Бакуля НАН України 2010
Теми:	Получение, структура, свойства
Онлайн доступ:	https://nasplib.isofts.kiev.ua/handle/123456789/63479
Теги:	Додати тег Немає тегів, Будьте першим, хто поставить тег для цього запису!
Назва журналу:	Digital Library of Periodicals of National Academy of Sciences of Ukraine
Цитувати:	Формирование градиентной структуры в спеченных твердых сплавах (Обзор) / А.Ф. Лисовский // Сверхтвердые материалы. — 2010. — № 4. — С. 36-53. — Бібліогр.: 50 назв. — рос.

Репозитарії

Digital Library of Periodicals of National Academy of Sciences of Ukraine

_version_	1859652318696308736
author	Лисовский, А.Ф.
author_facet	Лисовский, А.Ф.
citation_txt	Формирование градиентной структуры в спеченных твердых сплавах (Обзор) / А.Ф. Лисовский // Сверхтвердые материалы. — 2010. — № 4. — С. 36-53. — Бібліогр.: 50 назв. — рос.
collection	DSpace DC
container_title	Сверхтвердые материалы
description	Представлен обзор опубликованных работ по формированию градиентных структур в спеченных твердых сплавах. Показано, что развивается три направления по созданию градиентных структур. Первое из них состоит в нанесении поверхностных слоев на твердосплавное изделие осаждением в различных комбинациях карбидов, нитридов, оксидов различных химических элементов. Второе направление предусматривает формирование структуры слоя в изделии при его механической обработке или в результате воздействия высокоэнергетическими пучками электронов, ионов, а также лазерной обработкой. Третье направление развивает технологии создания градиентных структур в объеме спеченных твердосплавных изделий. Все три направления преследуют цель адаптировать твердосплавное изделие к условиям его работы и таким путем увеличить его работоспособность. Представлено огляд опублікованих робіт по формуванню градієнтних структур в спечених твердих сплавах. Показано, що розвиваються три напрямки по створенню градієнтних структур. Перший з них включає нанесення поверхневих шарів на твердосплавний виріб шляхом осадження в різних комбінаціях карбідів, нітридів, оксидів різних хімічних елементів. Другий напрямок передбачає формування структури шару в виробі при його механічній обробці або в результаті дії високоенергетичними пучками електронів, іонів, а також лазерною обробкою. Третій напрямок розвиває технології створення градієнтних структур в об’ємі спечених твердосплавних виробів. Всі три напрямки мають мету адаптувати твердосплавний виріб до умов його роботи і таким шляхом збільшити його працездатність. It is analysed the published works on formation gradient structures in cemented carbides. It is shown, that develops three directions on creation gradient structures. First of them includes drawing superficial layers on a cemented carbide article by sedimentation in various combinations carbides, nitrides, oxides of various chemical elements. The second direction provides formation of structure of a layer in an article at its machining or as a result of influence by high-energy bunches of electrons, ions, and also laser processing. The third direction develops technologies of creation gradient structures in volume of cemented carbide articles. All three directions pursue the purpose to adapt a cemented carbide article to conditions of its work and such by to increase working capacity.
first_indexed	2025-12-07T13:35:12Z
format	Article
fulltext	www.ism.kiev.ua; www.rql.kiev.ua/almaz_j 36 УДК 620.22:669.018.25 А. Ф. Лисовский (г. Киев) Формирование градиентной структуры в спеченных твердых сплавах (Обзор) Представлен обзор опубликованных работ по формированию градиентных структур в спеченных твердых сплавах. Показано, что развивает- ся три направления по созданию градиентных структур. Первое из них состоит в нанесении поверхностных слоев на твердосплавное изделие осаждением в раз- личных комбинациях карбидов, нитридов, оксидов различных химических элемен- тов. Второе направление предусматривает формирование структуры слоя в изделии при его механической обработке или в результате воздействия высоко- энергетическими пучками электронов, ионов, а также лазерной обработкой. Третье направление развивает технологии создания градиентных структур в объеме спеченных твердосплавных изделий. Все три направления преследуют цель адаптировать твердосплавное изделие к условиям его работы и таким путем увеличить его работоспособность. Ключевые слова: спеченные твердые сплавы, градиентная структура. Одной из особенностей градиентных материалов является анизотропия их свойств в заданном направлении, что достигают формирова- нием соответствующих структур. Формирование градиентных структур вы- делили в отдельное направление в материаловедении, основной задачей ко- торого является создание изделий с заданными функциональными характери- стиками — коррозионной стойкостью, жаропрочностью, теплопроводностью, износостойкостью и т. п. Материалы с такими свойствами получили название функциональных градиентных материалов. В настоящее время разработаны научные основы их получения, методы соединения различных материалов, их дизайн применительно к конкретным условиям работы, формирование анизо- тропных структур на нано-, микро-, мезо- и макроуровне. Эти вопросы де- тально рассмотрены в монографиях [1, 2]. В твердосплавных изделиях создание градиентных структур развивается в направлении формирования поверхностных слоев с заданными функцио- нальными характеристиками и создания градиентной структуры в объеме твердосплавного изделия. При реализации первого направления целью явля- ется получение новых свойств поверхностного слоя твердосплавного изделия — увеличение его твердости, прочности, износостойкости, коррозионной стойкости, уменьшение коэффициента трения, адгезионного взаимодействия. Для достижения этой цели на поверхность твердосплавного изделия наносят слои из карбидов, нитридов, оксидов переходных металлов IV, V, VI и VII групп Периодической системы элементов в различных комбинациях, а также из оксида алюминия, нитрида кремния [3]. Для формирования особой структуры поверхностного слоя непосредст- венно в твердосплавном изделии применяют методы механической обработ- ки поверхности изделия — алмазное шлифование [4, 5], вибрационную и © А. Ф. ЛИСОВСКИЙ, 2010 ISSN 0203-3119. Сверхтвердые материалы, 2010, № 4 37 дробеструйную обработку [6], воздействие высокоэнергетическими пучками электронов и ионов [7, 8], лазерную обработку [9]. Методы механической обработки позволяют создать в поверхностном слое напряжения сжатия и таким образом повысить работоспособность изделий. При воздействии высо- коэнергетическими пучками электронов и ионов и лазерной обработке в из- делии формируют новую структуру поверхностного слоя твердого сплава. В настоящее время по этим направлениям автор не обнаружил публикаций. Очевидно, оно исчерпало ресурс своего развития. В то же время создание различных слоев из карбидов, нитридов, оксидов переходных металлов ак- тивно развивается. Значительное внимание уделяется формированию наност- руктурных слоев, где достигнуты заметные успехи в увеличении стойкости ре- жущего инструмента при обработке сплавов специального назначения [10, 11]. Основной областью применения твердосплавных изделий с функциональ- ной градиентной структурой является металлообрабатывающий инструмент. Технологические особенности создания функциональных градиентных структур в твердосплавных изделиях и особенности их практического приме- нения изложены в монографиях и обзорах [10—14], поэтому в настоящей статье эти материалы не будут рассмотрены. Практически для всех твердосплавных изделий является актуальным соз- дание градиентных структур в их объеме. Это связано с тем, что в процессе эксплуатации твердосплавные изделия испытывают различные механические и тепловые нагрузки, при этом в их объеме возникают неоднородные поля напряжений. Высокая работоспособность таких изделий может быть достиг- нута созданием дифференцированных по их объему свойств. Этого достига- ют формированием в изделии градиентной структуры. Спеченные твердо- сплавные изделия с градиентной структурой наилучшим образом адаптиро- ваны к тяжелым условиям работы. В материаловедении формирования гради- ентных структур в объеме изделия существуют различные подходы для ре- шения существующих проблем и различные точки зрения на процессы, про- текающие при создании таких структур. В связи с этим в настоящем обзоре основное внимание уделено особенностям формирования градиентных структур в объеме твердосплавных изделий. Подавляющее количество иссле- дований по формированию градиентных структур выполнено на спеченных твердых сплавах WC—Co, поэтому для более глубокого анализа опублико- ванных работ представляется целесообразным привести составы и некоторые физико-механические свойства изученных твердых сплавов WC—Co (табл. 1). Первые попытки получения градиентных структур в спеченных твердых сплавах предприняты в 50-е годы прошлого столетия [17, 18]. В горнодобы- вающей промышленности предложено использовать буровой инструмент, оснащенный твердосплавными элементами, состоящими из износостойкой зоны, контактирующей с горной породой, и прочного основания. Требуемые свойства зон создают применением спеченных твердых сплавов WC—Со с различным размером частиц карбида вольфрама. В износостойкой зоне ис- пользуют частицы карбида вольфрама размером 1—2 мкм, в основании — около 5 мкм [17]. Эта идея получила дальнейшее развитие в [18], где предло- жено несколько вариантов расположения зон с различными физико- механическими свойствами. Изменение свойств зон достигается не только за счет зернистости карбидной фазы, но и варьированием содержания связую- щего металла. В [19] сообщается, что увеличение в 1,5—2,0 раза износостойкости шаро- шечных долот было достигнуто в результате применения твердосплавных www.ism.kiev.ua; www.rql.kiev.ua/almaz_j 38 штырей, основание которых изготовили из твердого сплава ВК11В (11 % Со, 89 % WC (по массе)), а рабочую часть, контактирующую с горной породой, — из твердого сплава ВК2 (2 % Со, 98 % WC (по массе)). При создании твер- досплавных штырей с переменным содержанием кобальта выбор состава твердого сплава был осуществлен на основании анализа работы штырей в горном инструменте, учета распределения силовых нагрузок и абразивного воздействия породы. Применяя такой же подход к проблеме повышения стойкости горнорежущего инструмента, авторы [20, 21] обосновали целесо- образность изготовления твердосплавных резцов горного инструмента из чередующихся слоев сплавов ВК4—ВК15, ВК10—ВК4—ВК10 и ВК8— ВК4—ВК8. Производственные испытания этих резцов на камнефрезерном станке при обработке базальта показали, что их износ в 1,5—2,0 раза меньше по сравнению с износом серийных резцов, изготовленных из спеченного сплава ВК8 [21]. Таблица 1. Состав и физико-механические свойства твердых сплавов WC—Co [15, 16] Состав, % (по массе) Предел прочности, МПа Марка сплава WC Co Средний раз- мер зерен WC wcd , мкм Твердость, HRA при изгибе при сжатии Модуль упругости, ГПа ВК3М 97 3 1 91,0 1100 5730 647 ВК3 97 3 1—2 89,0 1200 5270 642 ВК4 96 4 2—3 89,5 1350 5360 637 ВК4В 96 4 2—5 88,0 1400 5110 637 ВК6М 94 6 1 90,0 1450 5910 632 ВК6 94 6 1—2 88,5 1650 5390 628 ВК6В 94 6 2—5 87,5 1800 4980 623 ВК8 92 8 1—2 87,5 1900 4910 598 ВК8В 92 8 2—5 86,5 2000 4470 588 ВК10 90 10 1—2 87,0 2100 4720 575 ВК15 85 15 1—2 86,0 2200 3650 560 ВК20 80 20 1—2 84,5 2300 3400 480 ВК25 75 25 1—2 83,0 2100 3030 470 Положительные результаты были получены по увеличению прочности спеченных твердосплавных сверл, центральная часть которых изготовлена из богатого кобальтом сплава, а перья сверла — из малокобальтового ВК6 [22, 23]. Такое же техническое решение было предложено Верлем [24] для повы- шения работоспособности твердосплавных сверл. Стойкость к износу коак- сиально расположенных слоев в сверле возрастала от центра к периферии. При резании стали лезвийным инструментом на передней грани резца об- разуется лунка. Чтобы повысить работоспособность инструмента, было пред- ложено изготовлять режущую кромку двухслойной, состоящей из спеченного сплава WС—Со (10 % Со, 90 % WС (по массе)) и слоя, содержащего карбиды WC, ТiС, ТаС [25]. Спеченный твердосплавный инструмент с дифференциро- ванными по объему физико-механическими свойствами был испытан при обработке металлов деформированием, в частности при волочении [26] и прокатке [27]. Анализ опубликованных работ по применению спеченных ISSN 0203-3119. Сверхтвердые материалы, 2010, № 4 39 твердосплавных изделий с неоднородным содержанием фаз в различных об- ластях техники убеждает в высокой эффективности этого направления. Чтобы успешно развивать описанное выше направление, необходимо ре- шить ряд задач, связанных с технологией получения таких твердосплавных материалов. Существующая технология изготовления изделий с переменным содержанием связующего металла по объему предусматривает послойное прессование смесей различного состава с последующим спеканием [19, 21, 25, 26, 27, 28, 29]. Для изготовления стержней, сверл, зенкеров был применен метод мундштучного прессования, который позволил получить коаксиальные слои с переменным содержанием связующего металла [30]. При реализации описанной выше технологии необходимо предвидеть по- ведение расплава металла в период жидкофазного спекания. В [19] изучали перераспределение расплава кобальта между слоями из спеченного сплава WC—11Co/WC—2Co (ВК11В—ВК2). В период спекания жидкая фаза миг- рировала в слой из сплава ВК2, что вызвало увеличение его объема. Перерас- пределение расплава кобальта в объеме спекаемого изделия было установле- но в [29, 30]. Исходя из представлений о равновесии жидкой фазы в спечен- ных твердых сплавах [31], следует признать, что в многослойных резцах из сплавов ВК10—ВК4—ВК10 и ВК8—ВК4—ВК8 произошло выравнивание содержания связующего металла по объему изделия, при этом среднее массо- вое содержание кобальта, по-видимому, было ниже 8 % (по массе), что и обеспечило снижение интенсивности износа этих резцов [21]. Некоторые исследователи [23, 26] принимали, что различное содержание связующего металла, заложенное в процессе прессования слоев, сохраняется после жид- кофазного спекания. Эта точка зрения была поддержана в [28] на основании металлографических исследований и замеров твердости образцов из сочета- ний слоев ВК20—ВК6—ВК20, ВК6—ВК20—ВК6, ВК20—Т15К6—ВК20, Т15К6—ВК20—Т15К6. Полученные в [28] результаты замеров твердости не могут быть достаточными для утверждения об отсутствии процесса миграции жидкой фазы между слоями. На значение твердости в слоях мог оказать за- метное влияние размер частиц карбида вольфрама. Сделанные авторами [28] выводы не были подтверждены последующими исследованиями [30, 32], в которых рентгеноспектральным анализом определяли содержание связующе- го металла в слоях. Влияние зернистости и содержания связующего металла на процесс пере- распределения жидкой фазы в объеме изделий наиболее полно было исследо- вано в [32]. В отличие от [22, 28] авторы [32] методом локального рентгенос- пектрального анализа непосредственно определяли содержание связующего металла в многослойных образцах. Основу изучаемых образцов составили сплавы ВК8 и ВК10, у которых размер частиц карбида вольфрама изменяли от 1,4 до 2,6 мкм, а поверхностные слои изготавливали из твердых сплавов WC—2CoВ (ВК2В), WC—2Co (ВК2), WC—2CoМ (ВК2М). Средний размер частиц тугоплавкой фазы этих сплавов соответственно был равен 2,8, 2,0, 1,6 мкм. Исследованиями установлено, что в слоях образца ВК2М—ВК8— ВК2М в период жидкофазного спекания происходила миграция расплава кобальта из слоя ВК8 в слои ВК2М, в результате чего массовое содержание связующего металла в слое ВК8 снизилось от 7,98 до 3,0 %, а в слоях ВК2М увеличилось от 2,48 до 4,30 %. Таким образом, после спекания содержание связующего металла в слоях ВК2М превысило его содержание в слое ВК8. По мере увеличения размера частиц карбида вольфрама количество расплава кобальта, мигрировавшего из слоя ВК8, уменьшалось. В образцах ВК2В— www.ism.kiev.ua; www.rql.kiev.ua/almaz_j 40 ВК8— ВК2В среднее содержание кобальта в слое ВК2В составило около 3 % (по массе). Основываясь на полученных результатах исследований, авторы [32] сформулировали правило подбора твердосплавных смесей при послойном изготовлении из них изделий: чтобы получить износостойкий поверхностный слой с минимальным содержанием связующего металла, необходимо изго- тавливать его из крупнозернистых смесей, а основу изделия — из мелкозер- нистых. Если возникает необходимость добиться высокого содержания свя- зующего металла в поверхностном слое, необходимо формовать его из мел- козернистых смесей, а основу — из крупнозернистых. Исследования [32] впервые экспериментально подтвердили предложенный в [33] критерий для определения направления миграции жидкой фазы в контактирующих компо- зиционных телах. В результате термодинамических исследований установлено условие рав- новесия жидкой фазы в композиционных телах, которое применительно к твердым сплавам WC—Co имеет следующий вид [33]: 3/13/1 11 ⎟⎟ ⎠ ⎞ ⎜⎜ ⎝ ⎛ −=⎟⎟ ⎠ ⎞ ⎜⎜ ⎝ ⎛ − II IIII v I II v u uS u uS , где I vS и II vS — удельная поверхность частиц WC соответственно в области I и II; u — объемное содержание жидкости, выраженное в долях. Из этого выражения следует, что, если I vS = II vS , то в объеме твердо- сплавного тела происходит выравнивание содержания жидкой фазы, при I vS > II vS жидкость мигрирует в область I, в результате чего возникает гра- диент содержания связующего металла в твердом сплаве. Процесс миграции жидкой фазы в слоях различного состава удачно ис- пользовал Трент [34] для создания износостойкой оболочки на изделии. Ос- нование изделия прессовали из смеси, содержащей не менее 80 % (по массе) WC, а оболочку — из смеси порошков TiC, ТаС, VC с примерно таким же или более высоким содержанием карбидной фазы. В период спекания жидкая фаза мигрировала из оболочки в основание, в результате чего на поверхности изделия образовывался износостойкий слой. Переход жидкой фазы из обо- лочки образцов в основание был вызван более высоким давлением миграции композиции WС—Со по сравнению с композицией на основе карбидов ТiС, ТаС, VС. Некоторое неравномерное распределение фаз в изделии достигали специ- альными технологическими приемами. Для повышения прочности цилиндри- ческих изделий на окончательно спеченный стержень из сплава ВК6 напрес- совывали оболочку из смеси ВК20 и изделие спекали [35]. В период жидко- фазного спекания в наружном слое определенное время действуют капилляр- ные силы, которые противодействуют давлению миграции сплава ВК6. Это позволяет при коротком времени спекания получить пластичную богатую кобальтом оболочку. Несмотря на положительные результаты лабораторных и производствен- ных испытаний, спеченные изделия с переменным содержанием связующего металла не нашли применения в промышленности. Одной из причин, сдер- живающих внедрение таких изделий, является несовершенство технологии их изготовления. ISSN 0203-3119. Сверхтвердые материалы, 2010, № 4 41 В результате перераспределения расплава металла между слоями изменя- ется первоначально заданный их состав, во многих случаях этот процесс не- управляем. Миграция жидкости вызывает изменение геометрической формы изделий. Технология, предусматривающая исправление этого недостатка путем введения двухстадийного спекания и предварительной обработки из- делий перед окончательным спеканием [30], малоэффективна и трудоемка. Слои с различным размером частиц тугоплавкой фазы имеют неодинаковую зависимость усадки от температуры [36]. Это вызывает коробление изделий, иногда возникают трещины. Чтобы устранить искажение геометрической формы, авторы [37] предлагают прессовать каждый слой раздельно, а затем между ними размещать металлическую прослойку, которая в период спека- ния должна компенсировать различие в коэффициентах усадки слоев. Пред- ложенное техническое решение малоэффективно, так как в период жидко- фазного спекания металлическая прослойка расплавляется и мигрирует в один из слоев, вызвав соответствующее изменение его формы. Необходимо также отметить, что при спекании изделий, сформованных из слоев, отли- чающихся составом и структурой, возникают трудности в выборе темпера- турного режима спекания, потому что каждый состав имеет индивидуальный оптимальный режим, обеспечивающий высокое качество спеченного мате- риала. Во многих случаях, например, при спекании изделия, состоящего из спеченных сплавов ВК6В—ВК20, ВК6М—ВК6В, ВК2—ВК15, оптимальные температуры спекания слоев различаются более чем на 100 К, поэтому высо- кое качество таких изделий не может быть получено. Оригинальная технология получения градиентной структуры в спеченных твердых сплавах разработана исследователями [38]. Технология предусмат- ривает формование изделия из твердосплавной смеси WC—Co с понижен- ным содержанием углерода. В период жидкофазного спекания формируется структура, содержащая фазы WC, Co и η1-фазу. Затем в метано-водородной среде проводят науглероживание изделия до исчезновения в структуре η1- фазы. Во время этого процесса происходит перераспределение жидкой фазы по объему изделия, в результате чего получают твердосплавное изделие, в котором сердцевина имеет более высокое содержание связки по сравнению с периферией. Анализ изложенных выше исследований показывает, что для получения заданного распределения связки в твердосплавном изделии необходимо най- ти методы управления процессом миграции жидкой фазы в период его спека- ния. Для достижения этой цели в [39—41] разработали математическую мо- дель, которая описывает массоперенос расплава металла в объеме спекаемого изделия, при этом учитывается влияние содержания жидкой фазы, размера карбидных частиц и содержания углерода. По мнению автора, чтобы осуществить серийное производство спеченных изделий с переменным содержанием связующего металла, необходима прин- ципиально новая технология, которая позволила бы получить требуемый градиент содержания связующего металла в изделии, гарантировала высокое качество изделий, их работоспособность, позволяла создавать переменное содержание связки в спеченных изделиях сложной геометрической формы и была высокопроизводительной. Этим требованиям удовлетворяет техноло- гия, основанная на явлении поглощения металлических расплавов (ПМР) — свойстве спеченных композиционных материалов поглощать жидкие метал- лы [42]. www.ism.kiev.ua; www.rql.kiev.ua/almaz_j 42 Экспериментальные исследования показали, что беспористые спеченные твердые сплавы, нагретые выше температуры плавления связки, поглощают металлические расплавы. Из спеченного твердого сплава WC—6Co изгото- вили цилиндрические образцы диаметром 35 мм и высотой 20 мм. В торце образца была выполнена усеченная сферическая полость объемом 4 см3. В вакуумной печи при 1640 К в эту полость вводили последовательно по 3,5 см3 расплава кобальта, насыщенного вольфрамом и углеродом (64,0 % (по массе) Co, 33,8 % (по массе) W, 2,2 % (по массе) C). После выдержки 3— 5 мин введенная порция расплава полностью поглощалась образцами, затем вводили новую порцию расплава и т. д. Образец объемом 15,63 см3 поглотил 14,0 см3 жидкого расплава кобальта. После поглощения каждой порции рас- плава наблюдали соответствующее увеличение объема образца. Эти опыты показали, что происходит не избирательный массоперенос компонентов (Co, W, C) из расплава в образцы, а поглощение всего расплава кобальта. В ре- зультате поглощения расплава кобальта объем образцов увеличился в 1,8 раз. При температуре 1640 К в исходном образце было 13,8 % (по объему) жид- кой фазы. После поглощения расплава кобальта содержание жидкой фазы достигло 60 % (по объему), т. е. увеличилось более чем в 4 раза. После дос- тижения в образце содержания жидкой фазы 60 % (по объему) процесс по- глощения прекратился (рис. 1), удельная поверхность частиц карбида вольф- рама практически не изменилась, а площадь контактной поверхности кар- бидных частиц уменьшилась в четыре раза. 6,5 мкм а 6,5 мкм б Рис. 1. Микроструктура композиции WC—6Co в начальном состоянии (а) и после взаимо- действия с расплавом кобальта (б). Поглощение химически равновесной жидкости композиционными мате- риалами представляет новый вид массопереноса, который назвали миграцией жидкой фазы. Для понимания явления ПМР необходимо учесть все структурные изме- нения композиции и в первую очередь перестройку тугоплавкого скелета. В зависимости от характера перестройки тугоплавкого скелета может возникать или поглощение расплавов металлов из окружающей среды, или обратный процесс — выпотевание жидкости из образца. Из проведенных выше рассуж- дений следует, что явление ПМР следует рассматривать в двух масштабах: с позиции макрокинетики, т. е. непосредственного течения жидкости в объеме образцов, и микрокинетики — перекристаллизации тугоплавких частиц, ко- торая осуществляется на молекулярном уровне в микрообъемах спеченного образца. ISSN 0203-3119. Сверхтвердые материалы, 2010, № 4 43 Кинетические закономерности процесса миграции расплавов кобальта в композиции WC—Co были исследованы по методике массопереноса жидко- сти в полуограниченном стержне [33]. Спеченные образцы с различным на- чальным содержанием связующего металла и удельной поверхностью частиц карбида вольфрама приводили в контакт с расплавом кобальта, насыщенным вольфрамом и углеродом. В результате поглощения расплава кобальта в об- разцах увеличивалось содержание связующего металла. Максимальное со- держание кобальта установлено в слоях образца, прилегающих к поверхности контакта с расплавом. По мере удаления от этой поверхности содержание кобальта уменьшалось до начальных его значений в образце (рис. 2). Глубина проникновения расплава кобальта в образцы и время миграции хорошо опи- сываются параболической зависимостью (рис. 3) . 24 18 6 12 8 16 24 32 Длина, мм С од ер ж ан и е ко ба ль та , % ( п о м ас се ) 1 2 3 Рис. 2. Распределение кобальта по длине образцов WC—6Co при времени контакта с рас- плавом кобальта: 180 (1), 480 (2), 1500 (3) с. Важной кинетической характеристикой исследуемого процесса является скорость движения жидкой фазы в спеченном теле. Скорость движения рас- плава кобальта в образцах зависит от времени контакта и начального содер- жания связующего металла (табл. 2). В начальный момент взаимодействия образца с расплавом скорость движения жидкой фазы композиции составляла 90—70 мкм/с и затем по мере увеличения времени контакта до 1080 с ско- рость движения жидкости снижалась и составляла 30—20 мкм/с. Композиционные тела могут поглощать любые расплавы и жидкие метал- лы, которые смачивают поверхность карбидных частиц и снижают капилляр- ное давление на поверхности тела. Чтобы запустить механизм миграции, необходимо нарушить равновесие сил, действующих на жидкую фазу в объ- еме тела и обеспечить проникновение расплава в каналы, образованные туго- плавкими частицами. Эти условия выполнялись в композициях WC—Co, WC—Ni, TiC—Co, Cr3C2—Ni, TiC—Ni при погружении образцов в расплавы на основе Со или Ni [33]. www.ism.kiev.ua; www.rql.kiev.ua/almaz_j 44 1 2 4 l, мм 30 20 10 20 30 40 √t, c 3 5 Рис. 3. Зависимость глубины проникновения расплава кобальта в образцы из композиции WC—Co от времени миграции: WC—4Co (1), WC—6Co (2), WC—8Co (3), WC—10Co (4), WC—15Co (5). Таблица 2. Скорость движения расплава кобальта в композиции WC—Co Скорость, мкм/с, за время t, с Композиция 90 180 300 480 780 1080 WC—6Co 68 62 47 36 30 25 WC—8Co 79 66 50 38 32 26 WC—10Co 89 67 53 42 34 28 WC—15Co 90 69 57 46 36 30 WC—20Co 77 58 40 34 26 24 Выше автором рассмотрено формирование структуры композиции WC— Co при ее обработке расплавом кобальта, который был с ней в равновесии. При поглощении химически равновесных металлических расплавов каких- либо изменений в составе фаз не происходит, изменяется только их содержа- ние, а также площади контактных и межфазных поверхностей. В результате такого взаимодействия в объеме изделия образуется структура с переменным содержанием связующего металла. Расплав кобальта, поглощаемый спечен- ным телом, может служить средством для переноса различных элементов в объем композиционного тела и таким образом осуществлять легирование материала. Такой расплав является химически неравновесным по отношению к композиции WC—Co, поэтому массоперенос жидкой фазы осуществляется как по механизму миграции, так и диффузией. Используя явление ПМР, можно легировать композиционные материалы элементами, которые раство- ряются в расплаве кобальта. Взяв за критерий сродство элемента к углероду, их разделили на две группы. К первой группе отнесли элементы, сродство которых к углероду больше, чем у вольфрама, а ко второй — элементы, срод- ISSN 0203-3119. Сверхтвердые материалы, 2010, № 4 45 ство которых к углероду меньше. Условно эти элементы можно расположить в следующий ряд: Ti, Zr, Hf, V, Nb, Ta, Cr, Mo > W > Ni, Co, Re, Ru, Cu. Од- ной из особенностей композиции WC—Co является то, что эти элементы не растворяются в карбиде вольфрама. Имеются только данные о растворении в WC молибдена и хрома. Это значит, что все легирующие элементы оказыва- ют основное влияние на состав и состояние связки и межфазных границ. Элементы первой группы могут отбирать углерод у карбида вольфрама. В этом случае в композиции WC—Co возможно образование η1-фазы. Чтобы не допустить ее образования, в расплаве кобальта необходимо увеличить угле- родный потенциал таким образом, чтобы в композиции WC—Co эти элемен- ты смогли образовать соответствующие карбиды (Mo2C, Cr3C2, TaC и т. п.) или твердые растворы карбидов, не отбирая углерод у карбида вольфрама. Количество вводимого легирующего элемента лимитируется его растворимо- стью в расплаве кобальта и количеством поглощенного расплава. Явление ПМР дает наилучший эффект, если его используют для локального легирова- ния изделий. В качестве транспортного агента легирующих элементов может быть использован любой расплав, который смачивает композицию. В отличие от элементов первой группы, элементы второй группы не обра- зуют карбидных фаз. Некоторые из них, например Cu, Ni, имеют неограни- ченную растворимость в расплаве кобальта. Эти элементы в основном влия- ют на состав связующей фазы, образуя твердые растворы. При обработке спеченных изделий расплавами на основе меди, никеля или другими распла- вами образуются комбинированные металлы, состоящие из нескольких зон, например WC—Cu/WC—Cu,Co/WC—Co; WC—Ni/WC—Ni,Co/WC—Co и т. п. На примере взаимодействия расплава никеля с композицией WC—6Co рассмотрим механизм образования комбинированных композиционных мате- риалов. В слоях образца, прилегающих к поверхности контакта, расплав ни- келя полностью вытеснил кобальт в более глубокие слои, в результате чего образовалась зона I, состоящая только из карбида вольфрама и никелевой связки (рис. 4). Следующая зона II представляет карбидный скелет, прони- занный связующими металлами никелем и кобальтом. Содержание никеля по толщине зоны II уменьшается, а кобальта увеличивается. Зона II формирова- лась в результате совместного действия миграции жидкой фазы в образце и взаимной диффузии никеля и кобальта. В зоне III был обнаружен только кобальт, содержание которого несколько превосходит содержание кобальта в исходном образце. Повышенное содер- жание кобальта в зоне III возникло в результате его миграции из зон I и II, где расплав кобальта был полностью или частично замещен расплавом никеля. Процесс миграции жидкой фазы не коснулся последующей зоны, поэтому в ней сохранился исходный состав образца. В процессе миграции расплава никеля содержание связующего металла в образцах увеличивалось. Макси- мальное содержание связующего металла наблюдали в слое образца, приле- гающем к поверхности контакта с расплавом никеля, и по мере удаления от поверхности контакта содержание его убывало. Коэффициент взаимной диффузии никеля и кобальта в композициях WC—6Co и WC—6Ni при температуре 1660 К равен 4,3⋅10–5 см2/с. На осно- вании этих данных рассчитали скорость диффузии никеля и кобальта в ком- позиции WC—6Co. Расчетные значения скорости диффузии vд и скорости миграции vм никеля и кобальта в композиции WC—Co при температуре 1660 К приведены ниже. www.ism.kiev.ua; www.rql.kiev.ua/almaz_j 46 Время, с 360 780 1080 1500 2400 vд, мкм/с 13,8 9,4 8,0 6,8 5,3 vм, мкм/с 44 30 26 18 12 Из этих данных следует, что в композиции WC—Co скорость миграции расплава металла примерно в три раза больше скорости взаимной диффузии никеля и кобальта. Такое соотношение скоростей и определило характер рас- пределения элементов, приведенный на рис. 4. Вышеописанные законно- мерности формирования структуры композиции WC—Co при взаимодейст- вии с металлическими расплавами остаются справедливыми и для компози- ции WC—Ni. 12 4 8 4 8 12 16 20 24 l, мм N i, C o, % ( п о м ас се ) 16 20 1 2 I II III Рис. 4. Распределение никеля (1) и кобальта (2) по длине образцов из композиции WC— 6Co после взаимодействия с расплавом никеля в течение 480 с [42]. Используя явление ПМР, композицию WC—Ni можно легировать любым элементом, при этом на нее распространяются основные принципы легирова- ния, сформулированные для композиции WC—Co. При взаимодействии об- разцов из спеченной композиции WC—Ni с расплавом кобальта, насыщен- ным вольфрамом и углеродом, выявлено несколько зон, различающихся со- ставом связки и структурой композиции — зона, содержащая кобальтовую связку; зона с кобальт-никелевой связкой; зона с повышенным содержанием только никеля и зона, по составу и структуре соответствующая начальному состоянию композиции. Если в расплав кобальта ввести кремний или другой элемент, то можно получить сложнолегированную композицию, состоящую из четырех зон [43]. Формирование структуры трехфазных композиций при их обработке хи- мически неравновесными расплавами было изучено на образцах (Ti, W)C— WC—Co [44]. При взаимодействии этой композиции с расплавом никеля происходил массоперенос жидкой фазы одновременно по механизмам диф- фузии и миграции. После выдержки 1200 с в образцах образовался слой тол- ISSN 0203-3119. Сверхтвердые материалы, 2010, № 4 47 щиной 10 мм с повышенным содержанием связующего металла. Никель про- ник в образцы на глубину до 25 мм; в этом слое наблюдали уменьшение со- держания кобальта, который из образца диффундировал в расплав никеля (рис. 5). 15 5 10 5 10 15 20 25 l, мм С од ер ж ан и е св яз к и , % ( п о м ас се ) 1 2 3 I II III Рис. 5. Распределдение кобальта (1), никеля (2) и связующего металла (3) в образце из композиции (Ti, W)C—WC—Co после взаимодействия с расплавом никеля в течение 1200 с [44]. Никель и кобальт имеют близкие коэффициенты диффузии, поэтому диф- фузионные потоки никеля в образец (Ti, W)C—WC—Co и кобальта из образ- ца были примерно равными. Из этого следует, что увеличение содержания связующего металла на глубине 10 мм вызвано процессом поглощения рас- плава никеля композицией. В структуре образцов из композиции (Ti, W)C— WC—Co выделяется зона толщиной около 60 мкм, прилегающая непосредст- венно к месту контакта с никелевым расплавом. В этой зоне содержание свя- зующего металла достигло 30 % (по объему), частицы (Ti, W)C сформирова- лись в виде четко ограниченных кристаллов с ярко выраженной оболочкой [44]. Эти карбидные частицы возникли в результате перекристаллизации через жидкую фазу, а также осаждения вещества из расплава при охлаждении образцов. При обработке композиции (Ti, W)C—WC—Co расплавом железа были получены такие же закономерности распределения элементов по длине образцов и формирования структуры композиции. Добавка адгезионно-активного элемента в расплав металла может интен- сифицировать процесс поглощения жидкой фазы композицией. Введение в расплав кобальта 3 % (по массе) Cr позволило получить толщину слоя с по- вышенным содержанием связки в четыре раза большую, чем с толщина слоя, полученная при взаимодействии композиции (Ti, W)C—WC—Co с химиче- ски равновесным расплавом кобальта, а введение 3 % (по массе) Si способст- вовало еще более глубокому проникновению расплава кобальта в образцы (рис. 6). В этих опытах адгезионно-активные элементы Cr и Si диффундиро- вали по границам карбидных частиц, изменяли поверхностное натяжение, www.ism.kiev.ua; www.rql.kiev.ua/almaz_j 48 чем способствовали более интенсивной перекристаллизации частиц и пере- стройке карбидного скелета в целом. Co, % (по массе) 4 8 12 16 20 24 28 l, мм 1 4 12 10 8 6 2 3 Рис. 6. Распределение кобальта по длине образцов (Ti,W)C—WC—Co после контакта в течение 1200 с с расплавом кобальта (1), расплавом кобальта с добавкой 3 % (по массе) хрома (2) и добавкой 3 % (по массе) кремния (3), исходное состояние (4) [45]. Аналогичный эффект был получен в результате предварительного обжа- тия образцов. После одноосного обжатия образцов глубина проникновения в них расплава кобальта в 2,5 раза превосходила глубину проникновения его в образцы, не подвергавшиеся обжатию. Интенсификация массопереноса жид- кости в обжатых образцах связана, по-видимому, с разупрочнением карбид- ного скелета. Под действием одноосного обжатия в зоне контакта тугоплав- ких частиц возникли высокие напряжения. Это привело к нарушению неко- торых контактов, появлению линий скольжения, повышенной концентрации дислокаций в зоне контакта. Разупрочнение тугоплавкого скелета благопри- ятно сказалось на его перестройке в процессе миграции жидкой фазы. Из представленных опытных данных следует, что физические и химические методы, вызывающие разупрочнение или разрушение тугоплавкого скелета, интенсифицируют процесс поглощения металлических расплавов. При обработке металлическими расплавами трехфазных композиций воз- можно исчезновение в композиции одних фаз и возникновение новых, что способствует более глубоким структурным изменениям материала. Такой процесс рассмотрен на примере композиции WC—Ni—графит [46]. Компо- зиция WC—Ni—графит состояла из матрицы WC—Ni (80 % (по массе) WC и 20 % (по массе) Ni), в которой были размещены частицы графита размером до 40 мкм. При 1660 К образцы из композиции WC—Ni—графит обрабатыва- ли расплавом никеля, содержащим (по массе) 70 % Ni, 28,16 % W и 1,84 % C. Матрица образцов WC—Ni поглощала жидкую фазу. Расплав никеля взаимо- действовал с частицами графита, растворяя их. Используемый никелевый расплав не был насыщен по углероду. Предельная растворимость углерода в никелевом расплаве составляла 2,48 % (по массе). Различная концентрация углерода в расплаве никеля (1,84 % (по массе)) и в жидкой фазе образцов (2,48 % (по массе)) создала градиент химического потенциала углерода, ко- торый и явился движущей силой процесса растворения графитовых включе- ний. По мере растворения частиц графита его место занимала жидкая фаза и ISSN 0203-3119. Сверхтвердые материалы, 2010, № 4 49 после полного растворения на их месте образовались “озера” связующего металла (рис. 7, а). За зоной с растворенным графитом сформировался пере- ходный слой, в котором графит частично растворился, его гранулы были окружены никелевой фазой (см. рис. 7, б). За этим слоем следовала компози- ция WC—Ni—графит с повышенным содержанием связующей фазы, в кото- рой внедрены частицы графита. В эту зону расплав никеля поступил уже насыщенным углеродом, поэтому какого-либо его взаимодействия с графи- том не произошло (см. рис. 7, в). Таким образом, в результате взаимодействия трехфазной композиции WC—Ni—графит с расплавом никеля был получен комбинированный материал, состоящий из двухфазной композиции WC—Ni и трехфазной WC—Ni—графит. Содержание графита в композиции WC— Ni—графит влияло на скорость образования двухфазной зоны. 6,5 мкм а 6,5 мкм б 6,5 мкм в Рис. 7. Микроструктура образцов композиции WC—20Ni—3C после взаимодействия с расплавом никеля: зона с растворенным графитом (а), переходная зона (б), зона с повы- шенным содержанием связки в матрице и включениями графита (в). После выдержки в течение 480 с в композициях WC—Ni—(1, 2, 3, 4) % графита толщина двухфазного слоя соответственно составила 5,6, 3,5, 2,0, 0,4 мм. Чтобы интенсифицировать растворение частиц графита, использовали ни- кель-титановый расплав (87,4 % (по массе) Ni и 12,6 % (по массе) Ti). Титан как карбидообразующий элемент связывает углерод в карбиды, снижая его активность в расплаве. Исследования показали, что при использовании ни- кель-титанового расплава скорость растворения графитовых частиц увеличи- лась в 5—8 раз, на месте частиц графита образовалось скопление частиц сложного карбида (Ti, W)C и никелевой фазы. В конечном итоге в образцах www.ism.kiev.ua; www.rql.kiev.ua/almaz_j 50 WC—Ni—графит сформировалась трехфазная комбинированная композиция (Ti, W)C—WC—Ni/WC—Ni—графит. Этот пример иллюстрирует возмож- ность образования комбинированных композиционных материалов в резуль- тате исчезновения одной из фаз и возникновения новой. Технология создания градиентных структур, основаная на явлении ПМР, получила название технологии ОМР (обработки металлическими расплава- ми). Эта технология состоит из двух блоков — аналитического и технологи- ческого (рис. 8). Расчет эпюр напряжений Задание градиентной структуры Спекание композицио- нного изделия Выбор и приготовление металлического расплава Выбор оптимальной градиентной структуры изделия Решение уравнений миграции, выбор технологических параметров Обработка изделия расплавом металла Контроль качества изделия с градиентной структурой Расчетная часть Технологическая часть Рис. 8. Основные этапы реализации технологии ОМР [47]. Аналитический блок включает анализ полей напряжений, возникающих в объеме изделия в процессе его работы, и конструирование модели изделия с дифференцированными свойствами, обеспечивающими высокую его работо- способность. Дифференцированные свойства создаются в результате форми- рования в объеме изделия градиентных структур. Чтобы получить требуемую структуру в объеме изделия, на основании решения дифференциальных уравнений миграции или диффузии рассчитывают основные технологические параметры процесса обработки изделия металлическими расплавами. Расче- ты выполняют по программам, разработанным индивидуально для конкретно решаемой задачи. Технологический блок включает непосредственное изго- товление композиционного изделия известными методами порошковой ме- таллургии. Как правило, спекают изделие с однородной структурой и мини- мальным содержанием связки. Параллельно готовят необходимый расплав, которым по заданным режимам обрабатывают определенные участки изде- лия. Это позволяет в одних частях изделия сохранить свойства композиции с минимальным содержанием связки (высокие значения твердости, предела текучести, предела прочности при сжатии, износостойкости), а в других при помощи металлического расплава создать новый комплекс свойств (высокую ударную вязкость, трещиностойкость, усталостную прочность, энергопогло- щаемость и т. п.). После выполнения всех операций получают композицион- ные изделия с градиентной структурой и дифференцированными по объему свойствами. По технологи ОМР созданы твердосплавные изделия с гради- ентной структурой для машиностроения, горнодобывающей и металлообра- батывающей промышленности [48—50]. ISSN 0203-3119. Сверхтвердые материалы, 2010, № 4 51 ЗАКЛЮЧЕНИЕ Работы по созданию градиентных структур в спеченных твердых сплавах развиваются в трех направлениях — нанесение на поверхность изделия по- крытий из карбидов, нитридов и оксидов химических элементов в различных комбинациях, формирование структуры в поверхностных слоях изделия пу- тем подвода механической, ионной, электронной или лазерной энергии и создание градиентных структур в объеме изделия. В настоящее время по первому направлению основное внимание уделяется созданию нанострук- турных покрытий, второе направление практически исчерпало возможности своего дальнейшего развития, третье — охватывает наиболее широкий класс твердосплавных изделий. Одной из перспективных технологий создания гра- диентных структур в объеме твердосплавного изделия является технология ОМР. Представлено огляд опублікованих робіт по формуванню градієнтних структур в спечених твердих сплавах. Показано, що розвиваються три напрямки по створенню градієнтних структур. Перший з них включає нанесення поверхневих шарів на твердосплавний виріб шляхом осадження в різних комбінаціях карбідів, нітридів, оксидів різних хімічних елементів. Другий напрямок передбачає формування структури шару в виробі при його механічній обробці або в результаті дії високоенергетичними пучками електронів, іонів, а також лазерною обробкою. Третій напрямок розвиває технології створення градієнтних структур в об’ємі спечених твердосплавних виробів. Всі три на- прямки мають мету адаптувати твердосплавний виріб до умов його роботи і таким шляхом збільшити його працездатність. Ключові слова: спечені тверді сплави, градієнтна структура. It is analysed the published works on formation gradient structures in cemented carbides. It is shown, that develops three directions on creation gradient structures. First of them includes drawing superficial layers on a cemented carbide article by sedimentation in various combinations carbides, nitrides, oxides of various chemical elements. The second direction provides formation of structure of a layer in an article at its machining or as a result of influence by high-energy bunches of electrons, ions, and also laser processing. The third direction develops technologies of creation gradient structures in volume of cemented carbide articles. All three directions pursue the purpose to adapt a cemented carbide article to conditions of its work and such by to increase working capacity. Keywords: cemented carbide articles, gradiented structure. 1. Functionally graded materials / Eds Y. Miyamoto, B. Rabin, W. Kaysser, R. Ford. — Nether- lands: Kluwer Acad. Publ., 1999. — 320 p. 2. Functionally graded materials VIII / Eds O. van der Biest, M. Gasik, J. Vleugels. — Switzer- land: Trans. Tech. Publ., 2005. — 798 p. 3. Клименко С. А. Перспективные защитные покрытия для лезвийных инструментов // Інструментальний світ. — 2004. — № 3. — С. 4—7. 4. Гладких Л. И., Свердлова Б. М., Фукс М. Я. Остаточные напряжения в поверхностном слое твердосплавных пластинок после алмазного шлифования // Физика и химия обработки материалов. — 1968. — 4, № 6. — С. 697—702. 5. Созин Ю. И., Вишневский А. С., Крючкова А. Р. и др. Рентгенографическое исследование поверхности твердых сплавов после алмазной обработки // Синт. алмазы. — 1969. — № 2. — С. 3—8. 6. Лошак М. Г., Александрова Л. И., Смагленко Ф. П. и др. Повышение прочностных характеристик твердых сплавов дробеструйной обработкой // Проблемы прочности. — 1976. — № 8. — С. 97—99. 7. Калистратова Н. П., Полещук К. Н., Геринг Г. И. и др. Модификация твердых сплавов мощными ионными пучками и послерадиационной термической обработкой // Физика и химия обработки материалов. — 1999. — № 1. — С. 10—14. www.ism.kiev.ua; www.rql.kiev.ua/almaz_j 52 8. Полещенко К. Н., Поворознюк С. Н., Вершинин Г. А. Влияние условий ионнолучевого воздействия на структуру и свойства твердых сплавов // Поверхность. Физика, химия, механика. — 1995. — № 4. — С. 114—116. 9. Памфилов Е. А., Борзенкова Т. Г. Повышение износостойкости твердых сплавов лазерным излучением // Вестн. машиностроения. — 1982. — № 3. — С. 61—63. 10. Nanostructured coatings / Eds A. Covalerio, Y. T. De Hosson. — Berlin: Springer, 2006. — 648 p. 11. Андриевский Р. А. Сверхтвердые наноструктурные материалы на основе тугоплавких соединений // Журнал функциональных материалов. — 2007. — 1, № 4. — С. 129— 133. 12. Upadhyaya G. S. Cemented tungsten carbides. Production, properties, and testing. — West- wood, New Jersey, USA, 1998. — 403 p. 13. Панов В. С., Чувилин А. М., Фальковский В. А. Технология и свойства спеченных твердых сплавов и изделийф из них. — М.: МИСиС, 2004. — 464 с. 14. Яресько С. И. Физические и технологические основы упрочнения твердых сплавов. — Самара: Изд-во Самарского научного центра РАН, 2006. — 244 с. 15. Креймер Г. С. Прочность твердых сплавов. — М.: Металлургия, 1971. — 247 с. 16. Туманов В. И. Свойства сплавов системы карбид вольфрама—карбид титана—карбид тантала (ниобия)—кобальт. — М.: Металлургия, 1973. — 127 с. 17. Pat. 2889138 US. Rock drill cutting insert / D. W. Haglung. — Publ. 02.06.59. 18. Pat. 2842342 US. Rock drill cutting insert of hard metal / D.W. Haglung. — Publ. 08.07.58. 19. Бабич М. М., Богатырев В. К., Бондаренко В. П. и др. Двухслойные штыри для оснащения шарошечных долот // Алмазный и твердосплавный инструмент в горном деле. — Киев: Техника, 1965. — С. 86—90. 20. Барон Л. И. Разрушение горных пород проходческими комбайнами. Разрушение тангенциальным инструментом. — М.: Наука, 1973. — 173 с. 21. Макарян А. М. Влияние некоторых условий работы твердосплавного режущего инструмента на его износ при резании природного камня: Автореф. дис. … канд. техн. наук. — М., 1968. — 13 с. 22. Любимов В. Е., Муха И. М., Витрянюк В. К. Твердосплавные сверла с сердцевиной из высокопрочного сплава // Станки и инструмент. — 1971. — № 9. — С. 36—37. 23. А. с. 243377 СССР. Сверло / В. Е. Любимов, И. М. Муха, В. К. Витрянюк, М. Н. Дов- бищук. — Опубл. 1969, Бюл. № 16. 24. Pat. 3017770 US. Cutting tool and method of making same / O. P. Werle. — Publ. 23.01.62. 25. Pat. 1118369 UK. Laminated carbide tool tips / L. D. Brownlee, T. Raine. — Publ. 03.07.68. 26. А. с. 29254 СССР. Способ изготовления фильеров / В. Д. Романов. — Опубл. 28.02.33. 27. А. с. 206106 СССР. Способ производства прокатных валков / В. А. Попов, Л. С. Глек. — Опубл. 1967, Бюл. № 24. 28. Довбищук М. Н., Витрянюк В. К., Крушинский А. Н., Муха И. М. Исследования возможности получения твердосплавных изделий с переменными физико- механическими свойствами // Порошк. металлургия. — 1966. — № 9. — С. 37—41. 29. Pat. 2223472 France. Produit fritte dur, et son procedede fabrication / Queune, Boisot. — Publ. 29.03.73. 30. Плющ Г. В., Прядко Г. А, Слезко А. И., Остапчук В. И. Получение биметаллических твердосплавных изделий методом мундштучного прессования // Порошк. металлургия. — 1971. — № 10. — С. 82—87. 31. Лисовский А. Ф., Бондаренко В. П., Куцовская Х. М. О перераспределении жидкой фазы в спеченных твердых сплавах WC—Co // Технология изготовления твердосплавных изделий. — Киев: ИСМ АН УССР, 1978. — С. 38—43. 32. Третьяков В. И., Емельянова Т. А., Дубинский С. А. и др. Миграция связующей фазы в слоистых изделиях из твердых сплавов WC—Co // Твердые сплавы и тугоплавкие металлы. — М.: Металлургия, 1973. — Т. 14. — С. 80—86. 33. Лисовский А. Ф. Миграция расплавов металлов в спеченных композиционных телах. — Киев: Наук. думка, 1984. — 256 с. 34. Pat. 1115908 UK. Sintered hard metal / E. M. Trent. — Publ. 06.06.68. 35. Pat. 2017153 UK. Method of producing composite hard metal bodies / Krupp GMBH. — Publ. 13.03.72. 36. Бабич М. М. Неоднородность твердых сплавов по содержанию углерода и ее устранение. — Киев: Наук. думка, 1975. — 174 с. ISSN 0203-3119. Сверхтвердые материалы, 2010, № 4 53 37. А. с. 509011 СССР. Способ изготовления многослойных твердосплавных изделий / М. В. Касьян, И. А. Тер-Азарьев, Р. А. Оганесян. — Опубл. 1976, Бюл. № 36. 38. Pat. 4820482 US. Cemented carbide body with a binder phase gradient and method of mak- ing the same / U. K. R. Fischer, E. T. Hartzell, J. G. H. Akerman. — Publ. 11.04.89. 39. Delannay F., Pardoln D., Colin Ch. Equilibrium distribution of liquid during liquid phase sintering of composition gradient materials // Acta Materialia. — 2005. — 53. — P. 1655— 1664. 40. Guo J., Fan P., Fang Z. Z. A new method for making graded WC—Co by carburizing heat treatment of fully densified WC—Co // Proc. 17th Plansee Seminar, Reutte, Austria, 25—29 May, 2009. —Vol. 2, HM50. — P. 1—6. 41. Passbach S., Moseley S., Böhlke W. Metallurgical fundamentals of macroscopic gradient hardmetals // Proc. 17th Plansee Seminar, Reutte, Austria, 25—29 May, 2009. — Vol. 2, HM48. — P. 1—13. 42. Лисовский А. Ф. Формирование структуры композиционных материалов при обработке металлическими расплавами.— Киев: Наук. думка, 2008. — 198 с. 43. Лисовский А. Ф., Ткаченко Н. В., Грачева Т. Э., Черепенина Е. С. Локальное легирование спеченных твердосплавних изделий // Порошк. металлургия. — 1986. — № 2. — С. 33—37. 44. Lisovsky A. F., Gracheva T. E. Some peculiarties of structure formation of (Ti, W)C—WC— Co sintered carbides when interacting with metal melts // Int. J. Refrac. Met. and Hard Mate- rials. — 1992. — 11, N 2. — Р. 83—87. 45. Лисовский А. Ф., Грачева Т. Э. Некоторые особенности массопереноса жидкой фазы в композиционных материалах на основе карбидов вольфрама и титана // Инженерно- физический журнал. — 1987. — 53, № 1. — С. 84 — 87. 46. Лисовский А. Ф. , Сирота К. И., Бондаренко В. П. Исследование взаимодействия расплава никеля с композиционными материалами WC—Ni—графит // Адгезия расплавов и пайка материалов. — 1983. — № 11. — С. 56—59. 47. Лисовский А. Ф. Явление ПМР: научное обоснование и практическое применение // Сверхтв. материалы. — 2001. — № 1. — С. 3 — 10. 48. Lisovsky A. F., Gracheva T. E., Kulakovsky V. N. Composition and properties of (Ti,W)C— WC—Co sintered carbides alloyed by MMI-process. // Int. J. Refrac. Met. and Hard Materi- als. — 1995. — 13. — P. 379—383. 49. Лисовский А. Ф., Диденко С. И., Грачева Т. Э. Повышение стойкости твердосплавного инструмента после обработки металлическим расплавом // Сверхтв. материалы. — 1989. — № 5. — С. 47—50. 50. Лисовский А. Ф. Технология ОМР увеличивает ресурс работы спеченных твердосплавных изделий // Інструментальний світ. — 2005. — № 2. — С. 8—9. Ин-т сверхтвердых материалов Поступила 12.11.09 им. В. Н. Бакуля НАН Украины
id	nasplib_isofts_kiev_ua-123456789-63479
institution	Digital Library of Periodicals of National Academy of Sciences of Ukraine
issn	0203-3119
language	Russian
last_indexed	2025-12-07T13:35:12Z
publishDate	2010
publisher	Інститут надтвердих матеріалів ім. В.М. Бакуля НАН України
record_format	dspace
spelling	Лисовский, А.Ф. 2014-06-02T14:20:07Z 2014-06-02T14:20:07Z 2010 Формирование градиентной структуры в спеченных твердых сплавах (Обзор) / А.Ф. Лисовский // Сверхтвердые материалы. — 2010. — № 4. — С. 36-53. — Бібліогр.: 50 назв. — рос. 0203-3119 https://nasplib.isofts.kiev.ua/handle/123456789/63479 620.22:669.018.25 Представлен обзор опубликованных работ по формированию градиентных структур в спеченных твердых сплавах. Показано, что развивается три направления по созданию градиентных структур. Первое из них состоит в нанесении поверхностных слоев на твердосплавное изделие осаждением в различных комбинациях карбидов, нитридов, оксидов различных химических элементов. Второе направление предусматривает формирование структуры слоя в изделии при его механической обработке или в результате воздействия высокоэнергетическими пучками электронов, ионов, а также лазерной обработкой. Третье направление развивает технологии создания градиентных структур в объеме спеченных твердосплавных изделий. Все три направления преследуют цель адаптировать твердосплавное изделие к условиям его работы и таким путем увеличить его работоспособность. Представлено огляд опублікованих робіт по формуванню градієнтних структур в спечених твердих сплавах. Показано, що розвиваються три напрямки по створенню градієнтних структур. Перший з них включає нанесення поверхневих шарів на твердосплавний виріб шляхом осадження в різних комбінаціях карбідів, нітридів, оксидів різних хімічних елементів. Другий напрямок передбачає формування структури шару в виробі при його механічній обробці або в результаті дії високоенергетичними пучками електронів, іонів, а також лазерною обробкою. Третій напрямок розвиває технології створення градієнтних структур в об’ємі спечених твердосплавних виробів. Всі три напрямки мають мету адаптувати твердосплавний виріб до умов його роботи і таким шляхом збільшити його працездатність. It is analysed the published works on formation gradient structures in cemented carbides. It is shown, that develops three directions on creation gradient structures. First of them includes drawing superficial layers on a cemented carbide article by sedimentation in various combinations carbides, nitrides, oxides of various chemical elements. The second direction provides formation of structure of a layer in an article at its machining or as a result of influence by high-energy bunches of electrons, ions, and also laser processing. The third direction develops technologies of creation gradient structures in volume of cemented carbide articles. All three directions pursue the purpose to adapt a cemented carbide article to conditions of its work and such by to increase working capacity. ru Інститут надтвердих матеріалів ім. В.М. Бакуля НАН України Сверхтвердые материалы Получение, структура, свойства Формирование градиентной структуры в спеченных твердых сплавах (Обзор) Article published earlier
spellingShingle	Формирование градиентной структуры в спеченных твердых сплавах (Обзор) Лисовский, А.Ф. Получение, структура, свойства
title	Формирование градиентной структуры в спеченных твердых сплавах (Обзор)
title_full	Формирование градиентной структуры в спеченных твердых сплавах (Обзор)
title_fullStr	Формирование градиентной структуры в спеченных твердых сплавах (Обзор)
title_full_unstemmed	Формирование градиентной структуры в спеченных твердых сплавах (Обзор)
title_short	Формирование градиентной структуры в спеченных твердых сплавах (Обзор)
title_sort	формирование градиентной структуры в спеченных твердых сплавах (обзор)
topic	Получение, структура, свойства
topic_facet	Получение, структура, свойства
url	https://nasplib.isofts.kiev.ua/handle/123456789/63479
work_keys_str_mv	AT lisovskiiaf formirovaniegradientnoistrukturyvspečennyhtverdyhsplavahobzor

Формирование градиентной структуры в спеченных твердых сплавах (Обзор)

Репозитарії

Схожі ресурси