Содержание к диссертации
Введение
1 Получение твердых сплавов, их структура и прочностные характеристики 12
1.1 Композиционные материалы 12
1.2 Твердые сплавы, их структура и механические характеристики 19
1.3 Композиционные материалы с матрицей на основе никелида титана 29
1.4 Никелид титана и его свойства . 36
2. Постановка задачи. материалы и методика исследований 46
2.1 Постановка задачи 46
2.2 Материалы и методика исследований 51
3. Структура композиционных материалов TiC-TiNi(Fe) 59
3.1 Фазовый состав пористых каркасов 59
3.2 Фазовый состав композиционного материала 62
3.3 Влияние легирования железом на температуры мартенситного превращения матрицы композиционного материала. 74
4. Микроструктура и механические свойства композиционных материалов TiC-TiNi(Fe) 79
4.1 Микроискажения в композиционном материале TiC-TiNi(Fe). 79
4.2 Механические свойства каркасов. 100
4.3 Механические свойства композиционных материалов . 109
4.4 Микроструктура композиционных материалов TiC-TiNi(Fe) 124
5. Возможность практического применения полученных
Результатов. 130
Заключение. 135
Список литературы 138
- Твердые сплавы, их структура и механические характеристики
- Никелид титана и его свойства
- Фазовый состав композиционного материала
- Механические свойства композиционных материалов
Введение к работе
Актуальность исследований.
Наряду с совершенствованием структуры и устранением дефектов, основным методом улучшения механических характеристик твердых сплавов является применение наиболее пластичных металлов в качестве связующей фазы. Однако применяемые в твердых сплавах связки не обладают достаточной релаксационной способностью, необходимой для эффективного уменьшения внутренних напряжений, возникающих при нагружении твердых сплавов с гетерогенной структурой.
Известны композиционные материалы TiC-TiNi, в которых механизм повышения пластичности матрицы осуществляется за счёт реализации в сплавах на основе никелида титана структурного перехода мартенситного типа. При стеснённости пластического сдвига в малых объемах тонких межчастичных прослоек матрицы, этот механизм создает условия эффективной релаксации пиковых напряжений, возникающих при нагруже-нии композиционных материалов. Однако данный механизм проявляется только в узком температурном интервале, вблизи температур мартенситного превращения (МП) и в ограниченном диапазоне внешних напряжений. Расширить отмеченный диапазон температур и напряжений можно, создав градиентную по химическому составу матрицу, в которой микрообъёмы, заключенные между твердыми частицами, могли бы испытывать структурный переход при разных температурах и напряжениях.
Управлять температурами и последовательностями МП можно посредством направленного легирования никелида титана. Введением в локальные области матрицы из никелида титана определенных химических элементов можно создавать градиентность содержания этих элементов в В2 структуре TiNi и, таким образом, формировать в матрице микрообъемы с различными температурными и силовыми параметрами МП.
Степень разработанности темы. Анализ публикаций, посвященных изучению структуры и свойств композиционных материалов TiC-TiNi, показал, что на данный момент мало исследований, посвящённых изучению реализации механизма структурной неустойчивости в градиентной по химическому составу матрице композиционно-
го материала. Свойства и прочностные характеристики такого композита недостаточно изучены и освящены.
Цель работы: изучить влияние градиентной по составу связующей фазы на физико-механические свойства твердого сплава TiC-TiNi.
В соответствии с целью работы поставлены следующие задачи исследований:
-
Исследовать фазовый состав, параметры кристаллической структуры, особенности микроструктуры, изменения химического состава исходных компонент в композиционном материале TiC-TiNi(Fe).
-
Изучить влияние концентрации легирующего элемента на реализацию мартенсит-ного превращения и его характеристические температуры в матрице твердого сплава.
-
Установить связь микронапряженного состояния твердой и пластичной фаз с макроскопическими свойствами композита.
-
Выявить зависимость механических свойств композиционного материала от содержания железа и объемного содержания карбидной и связующей фаз.
Научная новизна исследований. Обнаружено, что по мере увеличения содержания железа в матрице твердого сплава TiC-TiNi температурный интервал мартен-ситного превращения матрицы расширяется и смещается в область низких температур. Это позволяет получить градиентную по составу матрицу, состоящую из микрообластей В2 структуры никелида титана с разными температурами МП.
Обоснован выбор легирующих элементов, для образования в матрице системы TiC-TiNi градиентной структуры, обладающей неустойчивостью.
Установлено, что градиентность по составу матрицы вызывает искажения кристаллической решетки в твердом сплаве TiC-TiNi(Fe), и способствует релаксации полей микронапряжений, что повышает прочностные характеристики твердого сплава.
Показано, что при комнатной температуре напряжение разрушения при изгибе и сжатии композиционных материалов увеличивается с ростом концентрации железа в матрице.
Теоретическая значимость определяется тем, что в диссертационной работе сформулированы следующие представления:
– о структуре, фазовом составе и свойствах композиционного материала TiC-TiNi(Fe);
– о механизме формирования микроградиентной по составу матрицы композита;
– о влиянии градиентной по составу связующей фазы на физико-механические свойства твердого сплава TiC-TiNi.
Практическая значимость работы.
Получена возможность направленно изменять свойства композита TiC-TiNi изменяя параметры мартенситного превращения вследствие смещения характеристических температур в связующей фазе.
Проведенные исследования позволяют направленно варьировать механические характеристики твердого сплава TiC-TiNi(Fe) в требуемом температурном интервале применения материала.
Изучены и разработаны оптимальные технологические режимы, позволяющие получить твердый сплав TiC-TiNi(Fe) с высокими физико-механическими характеристиками в широком диапазоне температур.
Методология и методы исследования. Для решения поставленных задач применен комплекс методов (метод дифракции рентгеновских лучей, метод оптической микроскопии, механические испытания), позволяющий изучать особенности структуры, фазового состава и свойств твердого сплава TiC-TiNi(Fe).
Положения, выносимые на защиту:
-
Совокупность экспериментальных данных о структуре, фазовом составе и прочностных свойствах композиционного материала TiC-TiNi(Fe), полученного при различных режимах спекания и пропитки.
-
В результате растворения железа в связующей фазе композита, образуется микроградиентная по составу матрица, состоящая из микрообъемов никелида титана с разными характеристическими температурами.
-
Микроградиентность по составу матрицы приводит к появлению микродеформации кристаллической решетки в объеме композиционного материала TiC-
TiNi(Fe) и способствует релаксации полей микронапряжений, что в совокупности увеличивает прочность материала.
Достоверность результатов обеспечивается комплексным подходом к решению поставленных задач и использованием апробированных методов и методик исследования, согласованием полученных результатов с данными других авторов.
Апробация работы. Основные результаты доложены на Международной конференции по физической мезомеханике, компьютерному конструированию и разработке новых материалов (Томск, 23-28 августа 2004г.); 4-ой Всероссийской конференции молодых ученых «Физическая мезомеханика материалов» (Томск, 2001г.); Региональной научной конференции студентов, аспирантов, молодых ученых «Наука. Техника. Инновации» (Новосибирск, 2001г.); 8-ой Московской Международной телекоммуникационной конференции молодых ученых и студентов “Молодежь и наука”. Конференция проводилась заочно в телекоммуникационном режиме в Internet (Томск, 5 октября - 20 декабря 2004г.); Всероссийской научной конференции молодых ученых «Наука. Технологии. Инновации» (Новосибирск, 2004г.); Всероссийской научно-технической конференции, посвященной 60-летию Победы в Великой Отечественной Войне «Наука. Промышленность. Оборона» (Новосибирск, 2005г.); Всероссийской конференции молодых ученых «Физика и химия высокоэнергетических систем» (Томск, 2005г.).
Публикации. По материалам диссертации опубликовано 8 работ, из них 3 статьи в научных журналах, входящих в перечень рецензируемых научных журналов и изданий, 5 докладов и тезисов в материалах научных конференций различного уровня.
Личный вклад автора состоит в получении образцов твердого сплава TiC-TiNi(Fe) методами порошковой металлургии, проведении рентгеноструктурных и рентгенофазовых исследований, механических испытаний, сопоставлении полученных результатов с литературными данными и в совместном с научным руководителем формулировании основных научных положений и выводов.
Структура и объём диссертационной работы. Диссертационная работа состоит из введения, пяти разделов и заключения, списка литературы, включающего 139 наименований, всего 150 страниц машинописного текста, включающих 47 рисунков и 12 таблиц.
Твердые сплавы, их структура и механические характеристики
Композиционные материалы представляют собой сочетание с металлом различных компонент – металлов, карбидов, боридов, нитридов, интерметаллических соединений или вторых фаз, особым образом располагаемых внутри металлической матрицы [11]. Оптимизация свойств композита достигается за счет управления морфологией составляющих его элементов. Разнообразные возможности металлических и неметаллических материалов позволяют создать новый класс металлических сплавов с лучшими или особыми свойствами.
Сущность композитных материалов и их технологии получения состоит в возможности изменять свойства материалов путем введения в них необходимого количества твердых частиц, прочных жестких волокон или прослоек, определенным образом распределенных и ориентированных в матрице. Керамика и полимеры в сочетании с металлами представляют полный спектр свойств всех композиционных материалов [11].
В результате совмещения армирующих элементов и матрицы образуется комплекс свойств композиции, не только отражающий исходные характеристики его компонентов, но и содержащий свойства, которыми составляющие компоненты не обладают по отдельности. В частности, наличие границ раздела между армирующими элементами и матрицей существенно повышает трещиностойкость материала. В композициях, в отличие от однородных металлов, повышение статической прочности приводит не к снижению, а, как правило, к повышению характеристик вязкости разрушения [12]. Обычно композиционные материалы подразделяют на три основные группы (рисунок1): 1) Волокнистые материалы, то есть материалы, состоящие из волокон одного компонента, распределенных в другом компоненте (матрице). 2) Дисперсные материалы, состоящие из частиц одного или более компонентов, распределенных в матрице. 3) Слоистые материалы, состоящие из двух или более слоев различных компонентов.
Металлические композиционные материалы включают три основных класса: дисперсноупрочненные материалы, материалы, упрочненные частицами и металлы, армированные волокнами. Дисперсноупрочненные материалы – это металлы и сплавы, которые содержат равномерно распределенные частицы окислов или других соединений (нитридов, карбидов, боридов и т.д.) размером меньше 10-5 см. Если размер упрочняющих частиц больше 10-4 см., то это – материалы, упрочненные частицами (твердые сплавы). При нагружении дисперсноупрочненных материалов матрица несет основную нагрузку, а дисперсные частицы действуют как препятствия, задерживающие движение дислокаций. При нагружении материалов, упрочненных частицами, матрица должна обеспечивать передачу нагрузки на твердые частицы, которые также сдерживают распространение трещин [13]. Природа упрочняющего эффекта в КМ связана с использованием двух материалов с различными прочностью и модулем упругости. Если говорить об упрочняющей роли компонентов КМ, то в общем виде этот эффект следует связать с появлением в материале поверхности раздела фаз и пограничных слоев, примыкающих к ней. Именно более высокие характеристики материала пограничных слоев обеспечивают рост прочностных показателей композиционного материала. В композициях, упрочненных частицами, их содержание достигает значений - 40-50% и более. В такой системе реализация наиболее высоких показателей прочности достигается при условии хорошего контакта (смачивания) на поверхности раздела. Вместе с тем, возможность химического взаимодействия на поверхности и в пограничном слое, особенно в условиях эксплуатации, нежелательна, так как это может привести к утрате упрочняющего эффекта [14].
Степень дисперсного упрочнения зависит от размера, формы и модуля упругости твердых частиц, расстояния между ними и характера связи между частицами и матрицей. Основным преимуществом дисперсноупрочненных материалов и материалов, упрочненных частицами (твердые сплавы) являются значительно более высокие рабочие температуры, по сравнению с обычными сплавами на той же основе. Эти материалы характеризуются структурной стабильностью и высокой жаропрочностью при температурах до 0,9 Тпл. (Тпл. – температура плавления матрицы) [15].
Нас интересуют металлические композиционные материалы, а именно – материалы, упрочненные частицами (твердые сплавы). Такие материалы получают в основном методами порошковой металлургии, включающими приготовление порошков или порошковых смесей, их последующее прессование, спекание и механическую обработку. Порошковая металлургия – область техники, охватывающая процессы получения порошков металлов и металлоподобных соединений и процессы изготовления изделий из них без расплавления [13].
Характерной особенностью порошковой металлургии является применение исходного материала в виде порошков, из которых прессованием формуются изделия заданной формы и размеров. Полученные заготовки подвергаются спеканию при температуре ниже температуры плавления основного компонента [14].
С энергетической точки зрения существенным отличием порошка (или пористого тела) от плотного твердого тела из такого же материала равной массы является избыточная поверхностная энергия, связанная с наличием на поверхности оборванных связей. Особо отмечая основополагающую роль этого обстоятельства, можно определить спекание без приложения давления как перенос вещества под действием движущей силы поверхностной энергии, то есть под действием капиллярных сил. Перенос вещества обусловлен действием нескольких основных механизмов, связанных с диффузионными потоками. Прочность и плотность заготовок увеличивается при спекании в результате соединения перешейка в точке контакта порошинок и заполнения объема, занятого порами. Наиболее существенная часть усадки происходит на той стадии спекания, на которой отдельные перешейки частиц сливаются и становятся неразличимыми. Данные процессы происходят при твердофазном спекании [16].
Никелид титана и его свойства
Присутствие в твердых сплавах структурно свободного углерода или двойного карбида металла-связки и тугоплавкого металла приводит к уменьшению твердости и прочности при изгибе [19].
Структуры всех металлокерамических твердых сплавов формируются в основном в процессе жидкофазного спекания. Тем не менее, появлению жидкой фазы предшествует спекание в твердой фазе, поскольку материалы во время спекания длительное время находятся при температурах от 1173 до 1773 К. Продолжительность и температурные условия твердофазного спекания, величина зерна, состояние исходных компонентов смеси и примеси, несомненно, оказывают влияние не только на сам ход как твердофазного, так и жидкофазного спекания, но и на формирование конечной структуры сплава. Следует отметить, что при твердофазном спекании происходят существенные изменения в состоянии исходных порошков – растворение тугоплавкого компонента в связующем материале, снятие напряжений, возникающих при размоле и прессовании порошков, рост зерна, сокращение объема пор и многие другие процессы [1].
При достижении температуры плавления эвтектики «карбид плюс связка» в системе появляется жидкая фаза и процесс спекания в значительной степени определяется условиями взаимодействия карбида и связующей фазы, специфическими для каждой системы. В присутствии расплава существенно увеличивается скорость диффузии компонентов, облегчается перемещение твердых частиц друг относительно друга. В зависимости от того, по какому пути идет процесс спекания в твердых сплавах, возможно формирование двух структур – каркасной и матричной. Сформировавшаяся в процессе спекания твердого сплава структура существенно влияет на механические свойства материала. В настоящее время существуют две гипотезы строения твердых сплавов. Существует точка зрения [20] о непрерывном «скелете» зерен карбида, в промежутках которого располагается непрерывный скелет частиц матричного металла.
Экспериментальные данные показали, что по границам WC-WC всегда имеются прослойки кобальта, толщина которых может достигать одного атомного слоя. Естественно, что наличие слоя указанной толщины не может быть препятствием для образования карбидного скелета, и пластические свойства слоя, как связки, теряют смысл.
Другая точка зрения сводится к тому, что карбидные зерна полностью изолированы. Однако позднее авторы [20,21] пришли к тому, что, скорее всего в малокобальтовых сплавах преобладает каркасное строение, а в системах, с большим содержанием связующей фазы твердые частицы образовывают отдельные сросшиеся агломераты.
Процесс разрушения твердых сплавов рассматривается [21] как прерывистое образование трещин в отдельных карбидных зернах и увеличение числа разрушившихся зерен до тех пор, пока не разрушившиеся больше не смогут выдерживать приложенное напряжение. Такое разрушение считается пластичным. С увеличением связности повышается предел текучести сплавов WC-Co, а с увеличением среднего свободного расстояния по связующей фазе растет пластическая деформация сплава.
В работе [22] определяли зависимость вязкости разрушения твердых сплавов от характеристик их структуры. Показано, что сопротивление разрушению растет с увеличением количества связки и размера карбидов, а понижается с увеличением связности карбидных зерен. Отсюда был сделан вывод о том, что для повышения вязкости твердого сплава следует обеспечить большие промежутки между карбидами при малом размере последних. Таким образом, пластической деформации связки отводится основная роль в повышении вязкости твердого сплава.
Сторонники «скелетной» теории считают, что деформация сплавов WC-Co обусловлена в основном деформацией карбидного скелета и рассматривают зависимость свойств от состава по аналогии с псевдосплавами, имеющими заведомо каркасную структуру, для которой прочность является аддитивной величиной из прочностных характеристик обеих фаз. А вязкое вещество, заполняющее каналы пористого каркаса, находится в «упрочненном» состоянии. Достигаемая степень упрочнения выражается отношением упр./исх.. Рассчитанная степень упрочнения для ряда материалов колеблется от 2 до 6. Связующий материал, заполняющий каналы твердого каркаса, при нагружении растягивающей силой оказывает значительное сопротивление отрыву. Однако чистый отрыв в большинстве случаев не достигается, так как раньше начинает разрушаться твердый каркас. Это создает возможность течения вязкого вещества, и его сопротивление разрушающему усилию резко падает. Чем прочнее каркас, тем большую нагрузку может нести вязкая фаза. Прочность каркаса определяется количеством твердого вещества в сплаве. Однако при этом уменьшается количество вязкого вещества и его влияние на общую прочность сплава.
Автор [20] считает, что нельзя увязать с представлениями о непрерывном карбидном скелете механические свойства сплавов WC-Co. Потому, как при каркасном строении твердого сплава межфазная граница непрерывна, а поскольку последняя является наиболее слабым местом в структуре, при нагружении трещина распространялась бы по этой границе, вплоть до достижения критической величины, приводящей к разрушению образца почти без прироста напряжения. В этом случае прочность не зависела бы от состава, как это наблюдается для двухфазных сплавов (W,Ti)C-Co в определенном интервале содержания кобальта. При отсутствии «скелета» трещина, пройдя по межфазной границе зерна и обогнув его или разрушив, не может дальше распространяться, пока не пересечет кобальтовую прослойку. Именно способность связки оказывать сопротивление распространению трещины, зависящее от степени стесненности в ней деформации, и определяет прочность всего сплава. С уменьшением содержания связки сопротивление ее пластической деформации возрастает.
На основе экспериментальных данных в работе [23] сформулирована модель деформации двухфазного твердого сплава. С увеличением приложенной нагрузки развивается пластическая деформация карбидных зерен по сдвиговому механизму. Одновременно, из соображений совместимости, деформируется связка. После чего в некоторой доле объема связки наступает ее разрушение. Одновременно, с потерей связкой способности к пластическому деформированию, образуется трещина в «скелете» карбидных зерен. Частицы карбидов играют небольшую роль в пластической деформации сплава, и деформация концентрируется в основном в матрице.
Фазовый состав композиционного материала
Для большей наглядности на рисунке 19 показана зависимость величины микроискажений кристаллических решёток TiC и TiNi от содержания, вводимого в карбидный каркас железа. В образцах без добавки железа значение є составляет 1,1 103 для фазы В2 и 0,9 103 для карбида титана.
Как упоминалось выше, микроискажения в структурах карбида и матрицы могут быть обусловлены термическими напряжениями, образовавшимися в процессе отжига, и деформацией кристаллических решеток, вызванной изменением химического состава материала.
Расчет термической составляющей микроискажений, описанный в предыдущей главе, показал, что значение микродеформации на границе раздела фаз твердого сплава TiCiNi не превышает 1,3 10"3. Что вполне коррелирует с экспериментально полученными значениями для композита не легированного железом. В данном случае термические микронапряжения могут играть основную роль в искажении решётки.
Однако при увеличении содержания железа в композиционном материале величина микроискажений s возрастает в TiC и намного значительнее в TiNi фазах. Вводимое в малом количестве железо даёт лишь незначительное изменение КТР, поэтому не может быть причиной существенных добавочных термических напряжений в обеих фазах. Тем более, что значение микродеформации в В2 структуре увеличивается почти в 4 раза, что явно нельзя отнести к термическому происхождению.
Таким образом, причины данных существенных искажений следует отнести к неравномерному изменению химического состава матрицы. О чем также свидетельствует незначительное уменьшение усреднённого параметра элементарной ячейки В2 структуры при легировании железом, и уширение рентгеновских рефлексов В2 фазы. Рисунок 19 - Зависимость величины микроискажений. в TiC и TiNi в композиционном материале. При растворении железо-углеродных соединений в связке, концентрация железа в кристаллической структуре никелида титана изменяется соответственно градиенту, направленному в сторону этих образований. Поэтому в отдельных областях связующего сплава растворяется разное количество железа. Это вносит свои изменения в параметры решеток и образует общую картину микроискажений.
Возможна дополнительная причина высокого роста sэксп. в никелиде титана. При распаде соединений Fe2Ti, Fe2C и Fe3C оставшиеся атомы углерода взаимодействуют с титаном, образуя частицы TiC, которые также приводят к росту величины микроискажений в структуре В2. Однако максимальная доля таких карбидов титана, даже при полном растворении карбидов железа, составляет менее 10%. Поэтому эта доля вносит небольшой вклад в общий фон микроискажений.
Следовательно, микроискажения в решётке TiМ, прежде всего, связаны с формированием микроградиентных областей структурно-неустойчивой матрицы различного компонентного состава, и в меньшей степени со статическими искажениями решётки на атомарном уровне и наличием напряжений 2-го рода.
Для сравнения и подтверждения данных, полученных интерполяцией Холла-Вильямсона, использовали метод Шеррера. По величине полуширины рентгеновских пиков составляющих фаз композиционного материала (TiC+xFe)-40об.%TiNi, были посчитаны значения внутр., и D.
Содержание Fe, вес.% Рисунок 21 - Зависимость величины микроискажений в TiNi от содержания Fe в композиционном материале. Однако по мере увеличения содержания железа разница в значениях уменьшается. Видно, что как для упрочнителя, так и для матрицы характер кривых зависимости мироискажений почти одинаков, и заключается в увеличении значения деформации кристаллической решетки с увеличением железа в материале. Причем для никелида титана это увеличение намного больше.
Кривые, построенные по методу Шеррера, повторяют, хотя и с небольшим отличием, зависимости микроискажений, полученные с помощью метода Холла-Вильямсона. Значения микроискажений в случае метода Шеррера несколько выше. Это подтверждает наличие существенного изменения параметров решетки никелида титана, и менее значительных деформаций в структуре карбида титана при повышении содержания железа. Можно говорить о растворении легирующего элемента в матрице твердого сплава.
Изменения значений размеров кристаллитов в соответствии с составом композиционного материала также были переведены в графики. Рисунок 22 характеризует поведение данных значений в TiC двумя кривыми – по Шерреру и Холлу-Вильямсону.
Можно видеть, что с увеличением железа проявляется небольшая тенденция к уменьшению доменов карбида. Зависимость, полученная по методу Холла-Вильямсона, расположена выше. Обе кривые повторяют друг друга с разницей значений примерно в 20 нм.
Уменьшение размеров кристаллитов предположительно связано с процессами, происходящими при спекании порошков карбида. В случае образцов без добавок легирующего элемента, длительное взаимодействие частиц карбида титана при высоких температурах приводит к частичной рекристаллизации и росту зерна. Таким образом, размер кристаллитов после спекания больше, чем в исходном порошке.
Механические свойства композиционных материалов
В предыдущих главах установлено, что наиболее высокие прочностные характеристики и фазовый состав, приближенный к исходному имеют образцы композита, каркасы которого пропитывались в течение 5 мин. при 1623 К. Поэтому металлография проводилась именно на данных образцах, но с различным содержанием в них связки: 30 об.%, 40 об.% и 60 об.%.
На рисунке 43 а представлена микроструктура композиционного материала TiC-30об.%TiNi(Fe). Как видно, после пропитки образуется характерный вид структуры для сплавов с большим содержанием упрочнителя. Карбидные зерна распределены равномерно. Связующая фаза также распределена равномерно, но около крупных зерен упрочнителя наблюдаются области связки с большими размерами.
Карбидные частицы не везде разделены связкой, что говорит о сохранении каркаса, почти все они имеют форму со скругленными границами. Такая форма характерна для полной смачиваемости. [132] В местах контакта карбид-связка нет видимых выкрашиваний, пор и других дефектов что говорит о прочном межфазном взаимодействии, в данных сплавах посредством твердых растворов.
Средний размер зерен TiC в образцах TiC-30об.%TiNi(Fe), определенный методом секущих, равен 13,1 мкм. Средний размер межкарбидных прослоек связующей фазы равен 6,24 мкм (рисунок 43 б, в). Результаты металлографических исследований образцов твердого сплава TiC-40об.%TiNi(Fe) представлены на рисунке 44 а. Количество связующей фазы здесь больше, чем в композите с 30 об.% матрицы. Упрочнитель также равномерно распределен в связке, края частиц карбида оплавлены и сглажены.
Наряду с равномерным распределением карбидных частиц в связующей фазе имеются отдельные крупные области, либо мелкие, находящиеся на границе карбид-связка. В данной микроструктуре наблюдается меньше контактов карбид – карбид, откуда можно заключить, что увеличение содержания связки приводит к разделению зерен упрочнителя. Это свидетельствует о хорошей смачиваемости частиц TiC пропитывающим расплавом.
Размеры карбидных зерен и прослоек матрицы в образцах TiC-40об.%TiNi(Fe) представлены на гистограммах 44 б и 44 в соответственно. В данном композите преобладают частицы упрочнителя с размером 14-17 мкм, средний их размер в материале – 15,3 мкм. Толщина межкарбидных прослоек увеличилась вследствие увеличения общего объема матрицы и составляет в среднем 7,96 мкм. При этом, размеры карбидов и связки здесь менее однородны по значениям.
На рисунке 45 а изображена фотография микроструктуры полированного образца композиционного материала состава TiC 60об.%TiNi(Fe). Можно видеть в структуре композита наличие сросшихся агломератов частиц TiC и довольно крупные участки связующей составляющей. Зерна карбида распределены в матрице не так равномерно как в предыдущих случаях, характерна перегруппировка твердых частиц в жидкой фазе. Наблюдаются их скопления в отдельных местах шлифа. Также присутствует много очень мелких карбидных частиц, являющихся, скорее всего следствием процесса растворения – осаждения.
Значения размеров карбидных зерен и областей связки довольно сильно отличаются (рисунок 45 б, в). Средний размер частиц упрочнителя увеличился до 18,45 мкм, а участков связующего сплава – до 12,44 мкм. При этом около крупных «озерков» матрицы расположены крупные карбиды.
Микроструктурный анализ продольных срезов твердых сплавов TiCiNi(Fe) для всех трех концентраций связующей фазы показал, что исследуемые материалы почти полностью пропитаны. Остаточная пористость составляет 1-2 об.% [133].
Карбидные зерна незначительно растут с увеличением в композите объема связки. В процессе пропитки успевает происходить перекристаллизация через жидкую фазу. Если сравнить размеры частиц исходного порошка TiC и зерен карбида в твердом сплаве, то последние имеют меньшие размеры, что, вообще говоря, свойственно композиционным материалам, полученным методом пропитки [134]. На основе анализа результатов исследования прочностных и вязкоупругих свойств композиционных материалов TiCiNi(Fe) можно определить область применения данных сплавов.
На практике твердые сплавы благодаря своей высокой твердости, прочности, износостойкости применяются во многих областях: 1) обработка резанием углеродистых, легированных сталей и других металлов: резцы, фрезы, сверла, и прочий инструмент; 2) оснащение образцового измерительного инструмента: оснащение точных поверхностей микрометрического оборудования, калибровочных грузов и опор весов; 3) оснащение рабочей части клейм; 4) применение в качестве рабочей части волок и фильер; 5) применение в виде рабочих вставок для штампов и матриц; 6) напайка спеченных и наплавка литых твердых сплавов на инструмент горнодобывающего оборудования; 7) производство износостойких подшипников и других деталей машин: шарики, ролики, обоймы и напыление на сталь [135].
Композиционные материалы с микроградиентной структурно неустойчивой матрицей могут успешно применяться во всех перечисленных областях. Более того, результаты выполненной работы показывают, что использование сплава TiCiNi(Fe) позволит значительно повысить работоспособность некоторого режущего инструмента и технологической оснастки.
