Прочность твёрдых сплавов
Креймер Г.С.
Металлургия, 1971 г.
К ТЕОРИИ ПРОЧНОСТИ СПЛАВОВ КАРБИД ВОЛЬФРАМА — КАРБИД ТИТАНА — КОБАЛЬТ
О механизме разрушения и прочности сплавов WC—TiC—Со при изгибе
Из материала предыдущих глав видно, что между свойствами сплавов WC—Со и WC—TiC—Со, а также между зависимостью свойств тех и других сплавов от состава, размера карбидных зерен и температуры испытания имеются существенные различия. Особенно велики различия между двухфазными сплавами WC—Со и двухфазными сплавами WC—TiC—Со.
Для объяснения этих различий недостаточно ссылки на разный состав карбидной и связующей фазы. Нет сомнения в том, что важной» а возможно, и важнейшей причиной является различное строение (структура) этих групп сплавов. Если в сплавах WC—Со и трехфазных сплавах WC—TiC—Со зерна (или агрегаты зерен) карбида вольфрама, по всей вероятности, окружены кобальтом, то зерна титано-вольфрамового карбида в сплавах WC—TiC—Со, очевидно, проявляют повышенную тенденцию к срастанию между собой. Как указывалось в гл. III, электронномикроскопические и фрактографические исследования подтверждают такое строение трехфазных сплавов WC—TiC—Со. Повышенная тенденция к срастанию зерен титано-вольфрамового карбида по сравнению с зернами карбида вольфрама объясняется, вероятно, различной степенью смачиваемости тех и других жидким кобальтом (точнее — расплавом Со—WC) во время спекания. Как указывалось в гл. I, в системе WC—Со отмечается совершенная смачиваемость карбида вольфрама жидким кобальтом: краевой угол смачивания равен нулю. В системе TiC—Со [229] смачиваемость неполная: в атмосфере водорода краевой угол равен 35°. Следует поэтому полагать, что и твердый раствор (Ti, W) С смачивается кобальтом неполно. Действительно, Туманов, Функе и Беленькая [230] показали, что краевой угол смачивания никелем карбидов системы TiC—WC монотонно увеличивается от нуля для чистого WC до 36° для чистого TiC. Даже при полной смачиваемости карбидных кристаллов расплавленным кобальтом возможны в отдельных местах особо благоприятные условия, при которых сращиваются карбидные зерна. Полная смачиваемость, хотя иногда и бывает недостаточным условием изоляции зерен, но всегда является необходимым для этого условием. Неудивительно поэтому, что зерна (Ti, W) С проявляют склонность к сращиванию между собой. В связи с этим следует отметить также сообщение Пейрикха о том, что в сплавах TiC— Ni и WC—Сo, в которых краевой угол смачивания карбидов жидким металлом (никелем и медью) равен 3(Г, карбидные зерна находятся в виде объемных скоплений.
Свойство кристаллов твердого раствора (Ti, W) С срастаться между собой вытекает из исследования процесса их роста при спекании сплавов WC—TiC—Со.
Как известно, рост зерен карбида вольфрама при спекании сплавов WC—Со (температура 1700—1800° К) происходит путем перекристаллизации через жидкую фазу, являющуюся пересыщенной относительно крупных зерен WC и ненасыщенной относительно мелких зерен. Такой процесс возможен вследствие широко развитой удельной поверхности контакта зерен WC с жидкой кобальтовой фазой и отсутствия контакта или малой площади контакта зерен WC между собой. Впрочем, даже при контакте зерен WC между собой собирательная рекристаллизация не может играть сколько-нибудь существенной роли в их росте при температуре спекания. Это было показано экспериментально Креймером и Ваховской в 1948 г. наблюдениями над ростом зерен WC при нагреве образцов, спрессованных из среднезернистого карбида вольфрама. Было установлено, что заметный рост зерен в этих условиях начинается только при температуре, равной приблизительно 2100° К.
Наблюдения тех же исследователей [15, с 205] за изменением размеров зерен твердого раствора (Ti, W) С в трехфазных сплавах WC—TiC—Со при температуре спекания 1770' К привели к выводу, что при данной температуре кристаллы твердого раствора практически не подвергаются перекристаллизации через расплавленный кобальт и могут расти в основном только за счет собирательной рекристаллизации, предполагающей широко развитый контакт этих зерен между собой. Третьяков и Чанорова 115, с. 1911 проверили эти наблюдения в расширенном и уточненном виде и подтвердили их.
Из сказанного следует важное отличие в строении сплавов WC—Со и WC—TiC—Со. В сплавах WC—Со мы имеем, по-видимому, дело со структурой, представляющей собой в основном кобальтовую матрицу с вкрапленными в нее зернами или агрегатами карбида вольфрама, в сплавах WC—TiC—Со (трехфазных) зерна WC также окружены кобальтом, а зерна (Ti, W) С образуют или сплошной каркас («скелет») или, что более вероятно, весьма крупные объемные агрегаты, разъединенные кобальтом и зернами WC. В двухфазных сплавах, очевидно, имеется (до определенного содержания кобальта) сплошной скелет из зерен (Ti, W) С
Под этим углом зрения рассмотрим различия в прочностных закономерностях сплавов WC—Со и WC—TiC—Со при нагружении изгибом. На рис. 158 изображен сводный график зависимости предела прочности при изгибе от содержания кобальта при комнатной температуре для всех трех изученных типов сплавов: WC—Со, двухфазных и трехфазных сплавов WC—TiC—Со. В противоположность сплавам WC—Со в двухфазных сплавах WC—TiC—Со (кривая 3) при содержании до 13% (объемн.) Со имеется, очевидно, непрерывный карбидный каркас из зерен (Τi, W) С, между которым и отсутствуют кобальтовые прослойки. Трещина при разрушении проходит по карбидному каркасу и предел прочности не зависит от содержания кобальта. В работе Пейрикха приведены микрофотографии сплавов 80 WC—20 Сo и60 TiC—40 Co из которых следует, что и в них трещина проходит по карбидным зернам.
При повышении содержания выше 13% (объемн.) Со сплошность карбидного каркаса нарушается. Каркас распадается на весьма крупные агрегаты зерен (Ti, W) С, окруженные кобальтом, вследствие чего кривая приобретает принципиально тот же характер, что и кривая для сплавов WC—Со, т. с. проходит через максимум. Вследствие больших размеров агрегатов зерен (Ti, W) С длина трещин, проходящих по этим зернам до встречи с кобальтом, велика, и в месте встречи создается высокая концентрация напряжения. Это приводит к снижению номинального (приложенного) напряжения разрушения. В результате и правая (нисходящая) часть кривой проходит значительно ниже кривых для сплавов WC—Со.
Указанные представления не полны, так как, утверждая непрерывность карбидной фазы в двухфазных сплавах с содержанием до 13% (объемн.) [15% (по массе)] Со, они ничего не говорят о том, прерывна или непрерывна в этих сплавах кобальтовая фаза. Для сплавов WC—Со непрерывность кобальтового каркаса установлена экспериментально растворением карбида вольфрама в четырехнормальном едком кали потенциометрически при напряжении 250 мв. Получается кобальтовое тело без следов WC, W03, СоО и Со3O4 [231]. Относительно сплавов WC—-TiC—Со такого непосредственного доказательства нет, но существование сплошного кобальтового каркаса не вызывает сомнений. Если бы кобальтовая фаза заполняла пустоты карбидного каркаса в виде отдельных не связанных между собой включений, то независимость прочности от количества и свойств кобальтовой фазы была бы в этих сплавах полной и совершенной. Во-первых, трещина имела бы возможность обходить кобальтовые включения вплоть до полного разрушения образца. Во-вторых, кобальтовое включение, полностью окруженное карбидной оболочкой, практически было бы лишено возможности пластически деформироваться и не тормозило бы развития трещины, если бы она и прошла через это включение. Так, Мороз и Щураков [232] показали, что при изгибе стального образца, цементированного со всех сторон, трещина, зародившись в цементированном слое, не тормозится сердцевиной, несмотря на высокую пластичность примененной исходной (нецементированной) стали.
Однако количество полностью изолированного кобальта, как показали опыты по удалению кобальта соляной кислотой, весьма невелико. Следует поэтому считать, что кобальт, заполняя пустоты карбидного каркаса, образует в них второй непрерывный каркас, включенный в первый. В этом случае трещина, развиваясь в основном по карбидному каркасу, не может полностью миновать кобальтовой фазы; полное разрушение образца при нагружении не может произойти без разрушения кобальтовых участков. Однако степень торможения трещины кобальтом будет ничтожна вследствие уже достигнутой большой ее длины до встречи с кобальтом и связанной с этим высокой концентрации напряжения в ее ведущем крае, а также вследствие весьма пониженной способности кобальтовых участков к пластической деформации.
Только при благоприятных условиях (например, при высокой температуре) торможение трещин кобальтом может заметно проявляться. Этим и следует, по-видимому, объяснить то, что при температурах выше 770° К повышение содержания кобальта в двухфазных сплавах WC—TiC—Со со средним размером карбидных зерен 0,9 и 2,6 мкм ведет к повышению предела прочности при изгибе, а затем, после достижения максимума, к его падению. Эта зависимость проявляется при высоких температурах и при содержании менее 13% (объемн.) Со, т. е. при сплошном карбидном каркасе (см. рис 106). При исследовании хода трещин под микроскопом, действительно, удается иногда наблюдать остановку трещины посреди крупного участка кобальта.
Предложенный механизм разрушения двухфазных сплавов WC—TiC—Со при изгибе убедительно подтверждается при рассмотрении зависимости их предела прочности от температуры и размера карбидных зерен, а также зависимости их ударной вязкости от содержания кобальта.
При содержании в этих сплавах до 15% (по массе) Со разрушающая трещина проходит по скелету из кристаллов (Ti, W) С" и сплавы разрушаются практически без пластической деформации, т. е. за счет скола. Как известно [2331, чисто хрупкое разрушение не зависит или весьма мало зависит от температуры.Действительно,; на рис. 107 видно, что в этом диапазоне содержаний кобальта: предел прочности при изгибе не зависит от температуры так же, не зависит от содержания кобальта. j
Поскольку в указанном диапазоне содержаний кобальта разрушение происходит в основном по карбидному скелету и носит чисто хрупкий характер, зависимость предела прочности при изгибе от размера карбидных зерен должна быть такая же, как при хрупком разрушении однофазных металлов и сплавов, т. е. предел прочности должен понижаться с увеличением среднего размера зерен. Как следует из рис. 108, такая закономерность, хотя и со значительным разбросом экспериментальных точек, оправдывается для двухфазных сплавов WC—TiC—Со и искажается только при больших содержаниях кобальта и высоких температурах, когда начинает играть существенную роль пластическая деформация.
Понятно, что в двухфазных сплавах WC—TiC—Со ударная вязкость определяется в основном величиной предела прочности, поскольку пластическая деформация отсутствует или роль ее весьма ограничена. Естественно, что ударная вязкость в противоположность сплавам WC—Со здесь не пропорциональна содержанию кобальта.
В трехфазных сплавах WC—TiC—Со при малом содержании кобальта могут создаться благоприятные условия для образования непрерывного каркаса (скелета) из зерен твердого раствора (Ti, W) С, как в двухфазных сплавах. В этом случае предел прочности не будет зависеть от содержания кобальта и на кривой 4, рис. 158, появляется горизонтальная площадка. Однако из-за зерен второй карбидной фазы, способствующих нарушению сплошности каркаса из зерен (Ti, W) С, структура сплавов на этом участке, как правило, состоит из крупных агрегатов зерен (Ti, W)C, разобщенных кобальтом и карбидом вольфрама. Поэтому с увеличением содержания кобальта на начальном участке кривой наблюдается пологий подъем. На рис. 159 показан путь трещины в сплаве Т15К6. Трещина в основном проходит по зернам твердого раствора (Ti, W) С, часто огибая зерна WC (даже относительно крупные). Указанное строение трехфазных сплавов WC—TiC—Со с относительно малым содержанием кобальта хорошо подтверждается зависимостью предела прочности при изгибе от температуры испытания (см. рис. 117). Присутствие в сплавах с содержанием до 9% (по массе) Со весьма крупных агрегатов из зерен (Ti, W)C приводит к тому, что предел прочности весьма мало зависит от температуры. При содержании выше 12% (объемн.) Со кривая 4, рис. 158,
становится более крутой.