CC BY
94
Физико-математическое моделирование процессов спекания многокомпонентных алмазосодержащих композиций. 2. Физико-химические особенности формирования структуры и свойств
Н.В. Новиков, Н.А. Бондаренко, О.Г. Кулик, В.А. Мечник, А.Н. Жуковский1
Институт сверхтвердых материалов НАН Украины, Киев, 04074, Украина 1 Институт математики НАН Украины, Киев, 01601, Украина
Исследованы физико-химические особенности формирования структуры алмазосодержащих композитов с использованием металлической связки на основе Fe-Cu-Ni-Sn после их спекания под давлением по разным технологическим режимам. Проанализировано влияние диффузионных процессов на формирование структуры и строение металлической зоны вокруг алмаза. Показано, что введение диборида хрома в исходную шихту при одновременном повышении давления прессования и времени выдержки под давлением совершенствует структуру, значительно повышает уровень твердости и прочности, способствует образованию плотного контакта «алмаз-связка». Установлено, что при некоторых составах композиции Салмаз-^е-Си-№-Вп-СгВ2) и определенных условиях ее спекания обеспечивается достаточно сильная химическая связь на контакте «алмаз - связка», что весьма существенно для высокой износостойкости, прочности и надежности алмазосодержащих композиционных материалов.
1. Введение
В работе [1] предложены математические модели, описывающие кинетику физико-химических процессов, которые протекают при спекании под давлением сверхтвердых композиционных алмазосодержащих материалов. Показано, что при спекании композиций Салмаз -^е-Си-№-8п) и Сал^-^е-Си-М-Вп-СгВ ) в результате диффузии происходит образование твердых растворов и интерметаллических соединений. Определены кинетические константы процесса спекания и показано, что обобщенная константа скорости Ка (Т, Р), кажущаяся энергия активации диффузии Еа, предэкспоненциаль-ный множитель К0, активационный объем АУ, кинетические параметры т и п, характеризующие соответственно диффузионные процессы и зародышеобразование новых фаз, зависят от состава шихты и условий ее спекания. Установлено, что введение диборида хрома СгВ2 в шихту Сал^-^е-Си-М-Вп) с одновременным повышением давления Р и температуры Т существенно уменьшает Еа, изменяет массоперенос, увеличивает скорости относительной усадки и химических реакций в рамках модели.
В структуре спеченных сверхтвердых композиционных алмазосодержащих материалов можно наблюдать продукты взаимодействия исходных веществ — твердые растворы и соединения, природа и состав которых зависят от массопереноса и внешних условий. В связи с различием коэффициентов термического расширения компонентов отдельных фаз возможно возникновение термических напряжений в процессе охлаждения сверхтвердых композиционных алмазосодержащих материалов. Если возникающие напряжения превышают предел прочности границ фаз, то на них появляются трещины.
Сведения о многокомпонентных металлических системах, содержащих алмаз, и условиях получения композиций ограничены. В работе [2] отмечается, что поверхность ликвидуса системы Си-Бп-№ характеризуется двумя моновариантными эвтектическими равновесиями
ж = а(Си, №) + (№, Си)3Бп (I), ж = (N1, Си)3 Бп + (N1, Си)3 Бп2 (II), проходящими от двойной системы никель-олово почти до системы медь-олово с изменением эвтектических
© Новиков Н.В., Бондаренко Н.А., Кулик О.Г., Мечник В.А., Жуковский А.Н., 2004
температур в диапазонах 1400-1100 К и 1410-900 К соответственно. Эвтектическая жидкость (I) при охлаждении затвердевает с выделением твердого раствора меди в никеле а(Си, N1) и интерметаллической фазы (N1, Си)3Бп. В [3] по результатам микроренгеноспект-рального анализа установлено, что сплав системы Си-Бп-№-Сг состоит из ГКЦ твердого раствора а(Си, N1) и интерметаллида (N1, Си)3 Бп. Хром не образует собственных интерметаллидов, а присутствует в виде отдельных включений почти чистого хрома (> 90 мас. %), незначительно растворяется в фазах а(Си, N1) и (N1, Си)3Бп и несущественно влияет на температуру известных фазовых превращений.
Растущая потребность в использовании сверхтвердых композиционных алмазосодержащих материалов для различных отраслей промышленности вызывает необходимость комплексного исследования совокупности физико-химических процессов, происходящих в результате спекания многокомпонентных алмазосодержащих смесей.
В настоящей работе, которая является продолжением [1], исследованы физико-химические особенности формирования структуры композиционных материалов, содержащих алмазы в металлических связках Fe-Cu-Ni-Бп и Fe-Cu-Ni-Sn-СгВ2, и определены некоторые прочностные свойства сверхтвердых композиционных алмазосодержащих материалов, изготовленных по разным технологическим режимам. Основной результат исследований направлен на научно-обоснованный выбор состава связки и оптимизации режимов спекания сверхтвердых композиционных алмазосодержащих материалов, обеспечивающих наличие достаточно сильной химической связи на контакте «алмаз-связка» и формирование дисперсной структуры связки с необходимыми прочностными и пластическими свойствами.
2. Материалы и методы исследований
Исследовали образцы сверхтвердых композиционных алмазосодержащих материалов размерами 40.0х 10.0x3.2 мм после их спекания в металлических связках Fe-Cu-Ni-Sn и Fe-Cu-Ni-Sn- СгВ2, состав кото-
рых приведен в таблице 1. В состав шихты для каждого образца вводили по два карата термостойких синтетических алмазов марки АС 160Т (производства Института сверхтвердых материалов НАН Украины, г. Киев) с размерами зерен 315 -400 мкм. Приготовление шихты, характеристики порошков, методы исследований и эксперименты по исследованию кинетики усадки при спекании описаны в [1]. Образцы C^^-^e-Cu-Ni-Sn) приготовили двумя способами: горячим прессованием на специальной установке SJJ-H в течение 12 мин (образцы 1) или спеканием в муфельной печи с выдержкой 60 мин при температуре 1123 K с последующим прессованием на гидравлическом прессе при выдержке tn = = 1 мин под давлением (образцы 2). Образцы, содержащие в исходной шихте CrB2, спекали только в муфельной печи с выдержкой 60 мин при одинаковой температуре в интервале давлений 130-160 МПа. Перед исследованиями образцы подвергали шлифовке и последующей полировке алмазными кругами.
Структурные исследования образцов проводили на растровом электронном микроскопе ВS-340, оснащенном системой цифровой обработки изображения и энергетическим анализатором рентгеновских спектров «Link-860». Фазовый анализ выполняли по рентгенограммам, снятым на дифрактометре ДРОН-2 в фильтрованном излучении CuKа путем непосредственного сканирования в диапазоне углов 2© от 12 до 150. Первичную обработку дифрактограмм проводили с помощью компьютерной программы PCPDF Win. Испытания на микротвердость проводили на микротвердомере ПМТ-3 при нагрузке 4.91 Н (500 г) по стандартной методике. При испытании на прочность определяли предел прочности и предел текучести при изгибе.
3. Результаты и обсуждения
3.1. Микрорентгеноспектралъный анализ
Микрорентгеноспектральные исследования показали, что структуры образцов сверхтвердых композиционных алмазосодержащих материалов различаются в зависимости от условий получения. Структуры образцов 1 и 2 подобны (рис. 1, а, б). Отличительной особенностью
Таблица 1
Состав связки и условия спекания
Номер Состав связки, мас. % Т, K t, мин P, МПа t, мин
образца Fe Cu Ni Sn CrB2
1 51.0 32.0 9.0 8.0 273-1 008 12.0 4.54-24.0 12.0
2 1123 60.0 130 1.0
3 1123 60.0 130 1.0
4 45.9 28.8 8.1 7.2 10.0 1123 60.0 160 1.0
5 1123 60.0 160 2.5
образца 1 является то, что он имеет более однородную структуру связки, поры на межфазных границах отсутствуют. Контакт «алмаз - связка» плотный, отсутствуют зазоры, хотя все же на нем наблюдаются незначительные поры. При введении в исходную шихту дибори-да хрома до 10 мас. % структура образцов 3-5 становится более дисперсной (рис. 1, в-д) и содержит изолированные включения СгВ2. Поры на межфазных границах практически исчезают. Контакт «алмаз - связка» становится более совершенным и не содержит видимых
Рис. 1. Микроструктурные изображения поверхности: а — образец 1; б — образец 2; в — образец 3; г — образец 4; д — образец 5
зазоров и пор. Дальнейшее увеличение давления прессования и времени выдержки образцов под давлением приводит к измельчению структуры с уменьшением размеров зерен составляющих связки и более равномерному распределению компонентов по всему сечению образца. Относительно крупные включения Сгё2 в образце 3 (рис. 1, в) становятся более мелкими и хорошо видны на фоне эвтектики (образец 5, рис. 1, д).
Съемки поверхности образцов сверхтвердых композиционных алмазосодержащих материалов в характе-
ристическом рентгеновском излучении элементов позволяют подробно исследовать диффузионные процессы (рис. 2). Количественные данные приведены в таблице 2. Изображения поверхности образцов 1 и 2 (рис. 2, а, б) свидетельствуют о слабой диффузии металлов на межфазных границах и в металлической зоне вокруг алмазного зерна. Из рис. 2, а и б видно, что строение металлической зоны вокруг алмазного зерна в образцах 1 и 2 идентично.
Рис. 2. Изображение поверхности образцов в характеристическом рентгеновском излучении
На изображениях поверхности образцов 3-5 (рис. 2, в-д) в различных структурных составляющих металлической зоны вокруг алмазного зерна отчетливо видно присутствие всех элементов связки ^-^-N1^^ СгВ2).
Лишь образец 3, который спечен при меньших значениях Р и t, содержит незначительное количество хрома. При увеличении Р и tд концентрация элементов шихты выравнивается по всей поверхности образцов,
Таблица 2
Рентгеноспектральный анализ образцов сверхтвердых композиционных алмазосодержащих материалов
Номер образца Обозначение замера Содержание элементов, мас. % Фазы
Fe Ni Си Бп Сг
1 Ап1 1.8 71.2 20 6.4 - У N1
Ап2 77.7 8.7 11.4 2.2 - У Ее
Ап3 1.7 80.9 9.9 7.5 - У N1
Ап4 33.1 40.3 19.8 6.8 - У N1
Ап5 2.2 63.4 7.8 26.6 - 0
2 Ап1 99.3 0.3 0.4 - - а Ее
Ап2 3.3 1.0 85.4 12.3 - У Си
Ап3 1.2 9.2 54.1 35.5 - УСи-Бп
Ап4* 40.4 9.3 30.0 20.3 -
3 Ап1 16.4 5.7 74.0 1.8 2.1 У Си
Ап2 3.9 0.8 2.7 0.8 91.8 СгВ2
Ап3* 5.2 19.0 44.2 8.1 23.5
Ап4 98.0 1.0 1.0 - - а Ее
Ап5 45.8 4.6 39.2 6.2 4.2 а Ее
Ап6 - 1.5 96.3 2.2 - У Си
Ап7 95.3 1.5 2.6 - 0.6 а Ее
Ап8 10.4 8.5 71.4 7.9 1.8 У Си
Ап9 18.8 8.5 37.5 15.0 20.2 У Си
Ап10 6.9 4.2 69.2 12.8 7.1 У Си
4 Ап1 2.4 10.6 69.3 11.0 6.7 У Си
Ап2 96.8 1.7 0.9 - 0.6 а Ее
Ап3* 1.3 16.5 34.7 5.8 41.7
Ап4* 12.3 12.7 39.6 13.3 22.1
Ап5* 21.5 10.7 30.0 21.8 16.0
Ап6 1.9 - 1.3 - 96.8 СгВ2
Ап7 0.7 14.7 45.6 37.9 1.1 У Си-Бп
Ап8 0.6 58.6 17.1 13.8 9.9 У N1
5 Ап1* 2.2 24.9 24.0 6.9 42.0
Ап2 - 4.2 85.4 6.4 4.0 У Си
Ап3 2.7 5.6 5.5 1.0 85.2 СгВ2
Ап4 4.1 5.4 73.2 11.8 5.5 У Си
Ап5* 39.8 7.1 41.2 8.9 3.0
Ап6 99.3 0.7 - - - а Ее
Ап7 5.6 16.5 39.7 38.2 - УСи-Бп
Ап8* 1.2 15.2 39.4 7.7 36.5
Ап9 - 3.1 82.0 12.8 2.1 У Си
Ап10 1.5 - 2.6 - 95.9 СгВ2
* Результаты анализа табл. 2, помеченные звездочками, допускают неоднозначное трактование. Возможно сканирование производилось в области, включающей смесь фаз.
Таблица 3
Прочностные свойства образцов
Номер образца Твердость по Кнупу при нагрузке 4.91 Н, ГПа Плотность, г/см3 асж, МПа аи, МПа
светлые фазы смешанные фазы темные фазы
1 2.1 - 2.2 570 760 7.50
2 1.9 - 2.0 <400 600 7.65
3 2.0-2.1 2.1-2.6 2.7-3.9 600 550 7.75
4 2.2-2.3 2.3-2.9 3.9-4.9 800 530 7.92
5 2.5-2.4 2.5-3.8 6.1-7.2 >800 500 8.00
в том числе и на межфазных границах (рис. 2, г, д) и формируется структура без пор. Можно полагать, что создаются благоприятные условия и для обеспечения достаточно сильной химической связи «алмаз-связка», что весьма существенно для высокой износостойкости, прочности и надежности сверхтвердых композиционных алмазосодержащих материалов.
При спекании образцов 1 образуются ГЦК твердые растворы, содержащие железо, никель, медь и олово в различных сочетаниях (Ап1...Ап4, табл. 2), и 0-фаза на основе двойного соединения никеля и олова (Ап5, табл. 2), растворяющая железо и медь. В отличие от образца 1, при спекании образца 2 образуются ОЦК твердый раствор на основе а-фазы железа, содержащей небольшие количества никеля, меди и олова (Ап1, табл. 2), ГЦК твердый раствор с преобладанием меди (Ап2, табл. 2) и твердый раствор никеля и железа в двойном соединении системы Си-Бп (у-фаза, Ап3).
Таким образом, структура образца 2 формируется из твердых растворов. В этом случае усложняется процесс уплотнения, так как из-за разницы между коэффициентами диффузии меди и никеля в фазе с более высоким коэффициентом (здесь Си) возникают диффузионные поры (эффект Киркендалла). Частицы фазы с более низким коэффициентом (в данном случае №) увеличиваются в объеме. Дальнейшая диффузия приводит к тому, что атомы меди и олова преимущественно покрывают поверхность алмаза, а атомы железа и никеля с помощью объемной диффузии мигрируют внутрь образца (рис. 2, б). Контакт «алмаз-связка» становится непрочным. В этом случае могут возникать напряжения, приводящие к пластической деформации или к разрыву в области контакта «алмаз-связка». Это отрицательно сказывается на алмазоудержании и, как следствие, на формировании прочной структуры с необходимой износостойкостью сверхтвердых композиционных алмазосодержащих материалов.
В [1] показано, что при введении в шихту диборида хрома при одновременном повышении Р и Т кажущаяся энергия активации диффузии существенно уменьшает-
ся. При этом создаются благоприятные условия для дальнейшей миграции атомов за счет поверхностной диффузии с одновременным увеличением скорости реакций и скорости относительной усадки. Так, при спекании образца 3 образуются ОЦК твердые растворы на основе а^е (Ап4, Ап7, табл. 2), ГЦК твердые растворы с различным содержанием элементов (с преобладанием меди (Ап1, Ап6, Ап8, Ап10) или железа (Ап5)) и твердый раствор на основе СгВ2 (Ап2). При спекании образцов 4 и 5 при больших значениях Р отмечается образование в- и у-фаз на основе двойных соединений системы Си-Бп, соответственно Ап5 и Ап7 (табл. 2). Фазовый состав образца 5, полученного при большом времени выдержки под давлением, аналогичен составу образца 4 и отличается лишь содержанием компонентов в твердых растворах.
3.2. Твердость и прочность образцов
Распределение твердости в образце дает представление о протекании процессов пропитки, наличии диффузионных слоев и позволяет провести качественную оценку композита в целом. Средние значения твердости исследуемых образцов приведены в таблице 3. Усреднение значений твердости проводили по 10 измерениям. В образцах 1 и 2, полученных из шихты без диборида хрома, наблюдаются примерно одинаковые значения твердости в диапазоне 1.9-2.2 ГПа, что явно недостаточно для обеспечения высокой прочности и износостойкости сверхтвердых композиционных алмазосодержащих материалов. Значения твердости, пределов прочности при сжатии стсж и изгибе сти в образцах 3-5 зависят от условий спекания (табл. 3). При увеличении давления прессования значения микротвердости всех фаз увеличиваются. Лучшие результаты получены в образце 5 и достигают значений 7.2 ГПа. Твердость изолированных включений диборида хрома сохраняется равной исходной ~21 ГПа, что соответствует справочным данным [4]. Значения стсж при увеличении давления прессования возрастают до 800 МПа, при увеличении времени выдержки под давлением в образце 5 — более
800 МПа. Предел прочности при изгибе а и при увеличении Р и t, наоборот, уменьшается от 550 до 500 МПа. Повышение твердости, прочности и плотности в образцах 4 и 5 обуславливает перспективность применения таких сверхтвердых композиционных алмазосодержащих материалов в инструментах. Эти результаты рекомендованы для производства сверхтвердых композиционных алмазосодержащих материалов по двум разным технологическим режимам.
4. Строение металлической зоны вокруг алмаза и физико-химическая природа контакта «алмаз-связка»
Механизм сцепления «алмаз-металл» в инструментах из композиционных материалов еще недостаточно изучен. Адгезия контакта «алмаз-связка» объясняется молекулярным, электростатическим, химическим взаимодействиями, изменением энергетического и структурного состояний, а также металлическим защемлением.
Чаще прочность сцепления обусловлена одновременным действием нескольких указанных факторов. При этом влияние каждого из них изменяется в зависимости от природы материалов, их свойств и условий получения.
В [5] отмечено, что характеристика сверхтвердых композиционных алмазосодержащих материалов в значительной степени определяется прочностью закрепления алмазов в связке, в основном металлической. Высокая степень их смачивания расплавом, содержащим адгезионно-активные к алмазу металлы, является необходимым условием обеспечения механической прочности алмазометаллического контакта [6-10]. Было показано, что адгезионно-активные добавки (титан, хром, ванадий) существенно снижают краевой угол смачивания. Небольшие добавки хрома обеспечивают наиболее прочное сцепление (—110 МПа) затвердевающего расплава с алмазом, добавки титана также обеспечивают образование прочного контакта медно-галлиевого сплава с алмазом. Максимальная прочность сцепления 312 МПа отмечена для сплава Си - 18.8 % Ga - 0.74 % Т1, выдержанного на поверхности алмаза при 1273 К. Адгезионное взаимодействие оказывается существенным при малых концентрациях хрома, титана и ванадия.
Проведенные нами исследования показывают, что только при некоторых условиях спекания образца 1 системы Салм^-^е-Си-М-Бп) достигается плотный контакт «алмаз-связка» с образованием ГЦК твердых растворов, содержащих железо, никель, медь и олово, и 0-фазы на основе двойного соединения никеля и олова, растворяющей железо и медь. Введение в аналогичную шихту диборида хрома при увеличении давления прессования и времени выдержки под давлением приводит к тому, что спеченные образцы 4 и 5 отличаются более плотным контактом «алмаз-связка». При этом в структуре образцов обнаружен твердый раствор на основе СгВ2. Микроструктурные изображения поверхности после излома (рис. 3) исследуемых образцов показывают, что обеспечение плотного контакта «алмаз-связка», с высокой степенью смачивания алмазных зерен расплавом, является необходимым, но недостаточным условием прочного сцепления алмаза со связкой. Так, при спекании образцов 4 и 5, состоящих из шихты С^-^е-Си-М-Бп-СгВ,), наряду с уменьшением предела прочности при изгибе аи (табл. 3) композита обнаружено заметное алмазоудержание связкой. В отличие от образцов 1-4, в образце 5 не обнаружено выпавших из связки алмазов (рис. 3). Последнее обстоятельство свидетельствует о наличии достаточно сильной химической связи на контакте «алмаз-связка» в первую очередь в образце 5, которая обеспечивается как присутствием СгВ2 в шихте, так и условиями ее спекания. Именно это обстоятельство обуславливает высокую прочность контакта. Металлическая зона вокруг алмаза в
образцах 1 и 2 неоднородна и состоит, в основном, из участков твердого раствора на основе железа и закристаллизовавшейся эвтектики системы Си-Бп (рис. 1, а, б и 2, а, б). При введении СгВ2 в исходную шихту металлическая зона в образцах 3-5 становится однородной и содержит дисперсные фазы, преимущественно в системе Си-Бп, а области твердого раствора на основе железа отсутствуют (рис. 1, в-д, 2, в-д).
Образование достаточно прочной химической связи в контакте «алмаз-связка» при создании сверхтвердых композиционных алмазосодержащих материалов, работающих в тяжелых условиях нагружения, позволяет увеличить срок жизни алмазов в десятки раз, что существенно повышает износостойкость дорогостоящих инструментов из сверхтвердых композиционных алмазосодержащих материалов.
5. Заключение
Результаты проведенных исследований позволили сделать следующие выводы.
1. Присутствие СгВ2 в смеси Сади^-^е-Си-М-Бп) существенно улучшает алмазоудержание, совершенствует структуру и повышает прочностные свойства сверхтвердых композиционных алмазосодержащих материалов. Однако особенности влияния СгВ2 на структуру композита и механизм его взаимодействия с компонентами окончательно не выяснены и представляют самостоятельный интерес в дальнейших исследованиях.
2. Заметное улучшение свойств сверхтвердых композиционных алмазосодержащих материалов обнаружено при спекании композиции состава С^^-^^е -28.8Си - 8.1Ni - 7.2Бп -10.0СгВ2) при одновременном повышении давления и времени выдержки под давлением по технологическому режиму образца 5.
Литература
1. Новиков Н.В., Бондаренко А.Н., Мечник В.А., Жуковский Н.А. Физико-математическое моделирование процессов спекания многокомпонентных алмазосодержащих твердых систем. 1. Математическая модель // Физ. мезомех. - 2004. - Т. 7. - № 3. - С. 71-77.
2. Wachtel E., Bayer E. Aufbau und magnetische Eigenschaften des Dreis-toff-systems Cu-Ni-Sn // Z. Metallkunde. - 1984. - Bd. 75. - H. 1. -S. 61-69.
3. Чепелева В.П., Юпко Л.М., Мгеброва А.Г., Черепенина Е.С. Фазовые превращения и структура эвтектических сплавов в системах Cu-Sn-Ni и Cu-Sn-Ni-Cr // Порошковая металлургия. - 1990. -№ 5. - C. 24-28.
4. Самсонов Г.В., Винницкий ИМ. Тугоплавкие соединения. - М.: Металлургия, 1976. - 560 с.
5. Поверхностные свойства расплавов и твердых тел и их использо-
вание в материаловедении /Под ред. Ю.В. Найдича. - Киев: Наукова думка, 1991. - 280 с.
6. Scott P., Nicholes M., Dewar B. The wetting and bonding of diamonds by copper-base binary alloys // J. Mater. Sci. - 1975. - V. 10. - No. 11.-P. 1838-1840.
7. Mortimer D., Nicholas M., Crispin R. The compatibility of carbon with copper alloys containing chromium, titanium or vanadium // Carbon Fibres.Their Place in Modern Technology. - 1974. - V. 43. -P. 101-104.
8. Ножкина А.В., Отопков П.П. Смачивание алмаза марганцем, гер-
манием, оловом, свинцом // Алмазы. - 1971. - № 5. - С. 1-2.
9. Найдич Ю.В., Уманский В.П., Чувашов Ю.Н., Лавриненко И.А. Адгезия жидких и отвердевших сплавов Си^а-Сг к алмазу // Сверхтвердые материалы. - 1980. - № 1. - С. 3-6.
10. Найдич Ю.В., Уманский В.П., Лавриненко И.А. Исследование адгезионных свойств хромовых покрытий на поверхности алмаза и графита // Сверхтвердые материалы. - 1980. - № 12. - С. 1-4.
Physico-mathematical simulation of sintering processes for multicomponent diamond-containing composites. 2. Physicochemical features of structure formation and properties
N.V. Novikov, N.A. Bondarenko, O.G. Kulik, V.A. Mechnik, and A.N. Zhukovskii1
Institute for Superhard Materials NASU, Kiev, 04074, Ukraine 1 Institute of Mathematics NASU, Kiev, 01601, Ukraine
We have undertook an investigation into physicochemical features of the structure formation of diamond-containing composites with the use of the Fe-Cu-Ni-Sn-based metal matrix after pressure sintering of the composites by different technological modes. The effect of diffusion processes on the structure formation and structure of the metal zone around the diamond is analyzed. It is shown that the introduction of CrB2 into the initial charge at a simultaneous increase of compacting pressure and time of exposure to pressure improves the structure, significantly increases hardness and strength and facilitates the formation of a close “diamond - matrix” contact. It is revealed that at certain compositions of Cdiamond-(Fe-Cu-Ni-Sn-CrB2) and certain conditions of its sintering rather a strong chemical bond is provided on the “diamond - matrix” contact. This is essential for high wear resistance, strength and reliability of diamond-containing composite materials.
