CC BY
9
разрушению при сложном напряженном состоянии. - Киев: Наукова Думка. - 1969. -209 с.
6. Тимошенко С.П. Теория упругости. - Ленинград: ОНТИ-ГТТИ - 1934. - 451 с
7. Чапорова И.Н. и Ар- Исследование изменений в структуре поверхностного ело вольфрамокобальтовых сплавов после вибрационной объемной обработки //Тверды сплавы: Сб.трудов ВНИИТС. - 1973. - N12. - С.59-64.
8. Fuchs S. Physik Z., Bd. 14 - 1913. - s.1282.
9. Herz H. Journ.Math. (Crelle.s Journ.), Bd.92, 1881.
10. Herz H. Gessammelte Werke,Bd.l, Leipziq, 1895, s.155.
11. Huber M.T. Ann.Physik, Bd.14, 1904. - s.153.
12. Huber M.T., Fuchs S., PhysilcZ., Bd.15. - 1915. - s. 298.
13. Morton W.B., Close L.J. Phil.Maq., vol.43, 1922, p.320.
14. Reyleiqh Phil. Maq., series 6, vol.ll, 1906, p.283.
УДК 669.018.25
Г.А.Боярских
ПРОГНОЗИРОВАНИЕ ИСХОДНОГО НАПРЯЖЕННО-ДЕФОРМИРОВАННОГО СОСТОЯНИЯ ТВЕРДОСПЛАВНЫХ ВСТАВОК ПЕРЕД АРМИРОВАНИЕМ БУРОВОГО ИНСТРУМЕНТА
Современные инженерные методы расчета армируюхцих материалов Н2 прочность основаны преимущественно на макроскопических понятиях I представлениях. В действительности деформациям и разрушению предшествуют сложные микро- и субмикроскопические процессы в материале Интенсивность протекания этих процессов в значительной степени зависит о! уровня остаточных термических напряжений, которые можно разделить нз три группы [3]: напряжения первого, второго и третьего рода. В дан но; работе их качественная и количественная оценка дается в причинно-след ственной связи изменения упруго-пластического состояния всего объема изделия и структурных составляющих материала с термосиловым воздействи ем процесса спекания.
Сопротивление твердых сплавов пластической деформации и циклическо му разрушению связано в значительной степени с характером исходном напряженного состояния [6], которое, в свою очередь, определяется техно! логической наследственностью процесса спекания. Физическая модель состо) яния твердых сплавов в процессе спекания рассмотрена рядом авторов [11,17]. Это послужило основой разработки математической модели НДС спеченных твердых сплавов для прогнозирования их поведения при армира вании и упрочняющей обработке в инструменте.
Исходным состоянием твердого сплава перед армированием в инструмен те будем считать остаточное НДС составляющих фаз после полного охлажде
сплава в процессе его спекания.
точное НДС сплава может быть различным, и его моделирование аьл-авляется трудоемкой задачей. Поэтому задача исследования сведена к кделению условий, которым должно удовлетворять начальное состояние чтобы в результате армирования и последующего упрочнения достигались
ые свойства материала. Исходное состояние сплава перед упрочнением определяется остаточны-
яжениями в фазах сплава после спекания. Появление остаточных термонапряжений в вольфрамокобальтовых сплавах в процессе охлаждения установлено при температурах ниже
[5,11,12,15].
Определение знака и величины термических напряжений з сплавах \УС-осуществляли как экспериментальным путем, в основном рентгеновскими ованиями [17,19], так и расчетными методами [16, 18], в основу ых были положены модели двухфазных материалов с резко отличающи-коэффициентами температурного расширения /КТР/ составляющих
В дальнейшем будем исходить из того, что процесс остывания имеет >шую скорость, поэтому можно считать температуру практически >янной по объему свободно сужающегося сплава. Другими слова/ли, в юлогические остаточные напряжения мы не будем включать напряжения, [икающие из-за разности 1радиентов температур, поскольку они зависят от многих технологических параметров (скорости остывания, размеров '_:лелия и т.д;).
С этой точки зрения остаточные технологические напряжения возникают ^ствие того, что, имея различные КТР, фазы не могут свободно сужаться остывании сплава. Величина и распределение этих напряжений, обусловленных обоюдным защемлением фаз во время температурного сужения, определяются его микроструктурой, условиями сцепления на межфазных и межзеренных границах, а также физико-механическими свойствами фаз.
Вследствие того, что фазы препятствуют сужению друг друга, объем, к которому сужается сплав, будет большим, нежели объем, к которому сужаются невзаимодействующие фазы. Энергия взаимодействия прямо пропорциональна разности объемов, к которому сужается реальный сплав и механическая смесь фаз (т.е. смесь фаз, не ограничивающих сужение друг лруга).
Относительное изменение объема можно представить следующим образом:
V = Ун(1 Ч-Е,)(1 +Е2)(1 +Е3) = Ун(1 + Е, +Е2 +Е3 + + Е2Е3+
+ Е,Е3 + ЕДЕ,) , (1)
где Ер Е2, Е3 - компоненты деформации объема, Ун - начальный объем.
77
Учитывая малость деформаций, слагаемыми более высокого порядк малости можно пренебречь. Тогда объемная деформация
Е = (V - Уй)/Ун = Е,+Е2+Е, . (2)
Отсюда на основании закона Гука имеем равенство
Д,= (1-ц)(8|+.51+8,)/В , (3)
где - Е модуль упругости, 81-53 - главные напряжения, \х- коэффициен Пуассона.
Для гидростатического напряженного состояния:
Б, = Б2= = -С . (4)
Поэтому
Е = -О/К , (5)
где К=Е/[3(1-2|1)] - модуль объемной деформации.
Вместе с тем разность объемов можно представлять разностью КТР реального сплава и механической смеси. КТР механической смеси вычисляем по правилу аддитивности:
а = а V + а V , (6)
ш со со *с ж ' 4 '
5Ы
где V , У^ - удельное содержание соответственно кобальтовой фазы и фазы карбида вольфрама.
Зная диапазон температур, в котором происходит накапливание напряж ний, а также температурные зависимости КТР для реального сплава и механической смеси фаз, равенство (2) перепишется следующим образом:
Е =з/[аит-от]«ГГ . (7)
т ■
Отсюда, учитывая соотношение (5) и предполагая НДС сплава близкие к гидростатическому, средний уровень остаточных напряжений можно вычис лить по формуле
О = Е¥к = Е/(1 - 2ц)/[аш(Т) - ат] сГГ . (8)
т
я
:и зрения макроподхода остаточные технологические напряжения напряжениями растяжения, потому что объем механической смеси чем реального сплава, а значит, должен быть пропорционально до реальных размеров.
КТР реальных сплавов и механической смеси в среднем равняется гр.'1. На интервале охлаждения в 800°С, учитывая, что модули изменяются в диапазоне от 5,5 до 7105 МПа, средний уровень 1ых напряжений соответственно изменяется в пределах от 400 до 500
НДС материала вставок перед армированием коронок исследовалось >й постановке, сложение исходных остаточных напряжений с сениями от последующей обработки с целью получения результирую-НДС невозможно, так как средний уровень остаточных напряжений не представления о компонентах тензора напряжений в конкретных точках Он характеризует усилие, необходимое для деформирования сплава до • реальных размеров по отношению к размерам механической смеси фаз, является некоторой усредненной энергетической оценкой остаточных сений.
Более точное определение остаточных технологических напряжений ясно лишь в рамках микроподхода. Закономерности формирования юго НДС изучали путем численного моделирования процесса спека-сЯлава на основании решения Задачи термоупругопластичности в плоскосенной постановке [4]. Система разрешающих уравнений, определяющих напряженно-деформи-юе состояние материала при спекании, включает в себя:
, X,)] /йц + сЦСт, X,,) = 0 ; (9)
«ц,(т, х,)= 0,5{а[ац(т, х,)]/а х, + з[ац(х, *,)] /а; (Ю)
аЕ.(т, X,) = аЕ,;(\, Т, х) + 5^Ет(Т, х) + а^,(01к, Т, х) , (11)
х 0=1,2,3) - декартовы координаты; компоненты тензора напряжений; X. - компоненты вектора объемной силы; Е., Е..с, Е.р - компоненты тензоров полных, упругих и пластических деформаций; 8- деформация теплового расширения материала; Ц - компоненты вектора перемещения; Т--емпература; X - время.
Слагаемые полной деформации в физических уравнениях (И) теории термоупругопластичности расшифровываются следующим образом.
Компоненты упругой деформации с учетом зависимости модуля упругости первого рода Е и коэффициента поперечной деформации v от температуры и времени представим в виде
сЦ«^, Т, х) = 1 [(1 + /Е - 11(1 4- у)^ - /Е2х
х(дШ/дгг + дЫх/дт) + 1/Е(5.г 8.^)(^ат/ат + дч&1/д1 ) .(12)
Поскольку коэффициент а несет в себе информацию об изменен и линейных размеров элементарного объема материала за счет температурной расширения-сужения, то деформацию Ег, равную произведению коэффици ента а на изменение температуры, применительно к спеканию, можн назвать деформацией теплового расширения. Полный дифференциал зависи мости а от температуры и времени равен:
с1Е7(Т, т) = ¿(аТ) = аат + Т(дас1Т/дТ + Шт/д1 ) . (13)
В нашем случае основной механической нагрузкой в задаче термоплао тичности является деформация теплового сужения. Температурная деформационная нагрузка является сложной и знакопеременной, поэтому для описания напряженно-деформированного состояния сплава при остывании выбрана теория пластического течения с кинематическим упрочнением [10) Поэтому
<1ЕР = 1,5[(Е-Ек/Е|сЕ]сЮц- 1,50*/$* [Е-^/^Е] (а^/ЭТ +(<ЯТ /д$к) -
- Е1.р/Е-Ек [Ъ/\(д\АЧ/сП+д\/д1&1) - \(дЫТ/сП+(дЪ/д$х)), (14)
где Б.*, Ц.* - соответственно интенсивность и девиатор активных напряжений; 5Т - предел текучести; Ек - секущий модуль упругости.
Для полноты описания система уравнений должна включать тепловые I механические начальные, а также краевые условия. В качестве расчетной области, включающей достаточно большое количество зерен, выбран типичный участок шлифа, изготовленного из сплава ВК-15.Фрагмент расчетной области представлен на рис.1. Кобальтовая фаза (заштрихована) предполага лась пластически линейно-упрочняемой, а карбид вольфрама - деформирую 1цимся упруго. Прямоугольная расчетная область могла свободно деформиро ваться, однако так, чтобы наперед неизвестные перемещения краевых точек вдоль нормали к границе были равными по величине. Это требование обеспечивало сохранение прямоугольной формы сужающейся области а процессе ее охлаждения.
Как показало решение задачи теплопроводности, градиентом температур в расчетной области, вследствие ее малости, при медленном охлаждении можно пренебречь. Поэтому принимали, что температура изменялась плавне и была одинаковой во всех точках области. Начальную температуру охлаждения предполагали равной 800°С, поскольку выше нее связующая фаза слишком
80
la, чтобы выдерживать какую-либо нагрузку, а остаточные [ия устраняются локальной ползучестью. Звиду недостаточной экспериментальной юсти адгезионной прочности межфаз-границ считали, что она выше прочности >щих фаз, так как после спекания рассматриваемых материалов разруше-межфазных границ не наблюдается. В с этим на границе фаз допускалось сцепление. Для решения сформулированной постами задачи использовались стандартные со-[ения метода конечных элементов. Чис-моделирование выполняли посредсг-вычислительной системы «TANDEM», $ующей этот метод [2]. В результате 1ия задачи получены расчетные поля 1ещений, деформаций и напряжений
каждые 100°С процесса охлаждения спекаемого материала. Кроме того, 1И поля типов материалов, содержащие участки разрушения, и коэффи->в запаса прочности для неразрушенных областей. Коэффициент запаса юсти в каждой точке тела определяется
Рис.1. Фрагмент расчетной области, соответствующей участку шлифа сплава ВК-15
K(x¡, х) = Sp(T, x)/S
оо
экя
при при
S >0
экя
S <0
(15)
$р(т, т) - предел прочности при растяжении, Б^-эквивалентное напря-ие в обобщенном критерии Писаренко-Лебедева [9].
В процессе спекания вольфрамокобальтового сплава имеет место растворение карбида вольфрама в кобальте. Изучение влияния эффекта растворимости XV и С в Со на остаточные термонапряжения в сплаве требовало »¿полнения нескольких вариантов расчета. В одной серии расчетов материалу лязующей фазы были заданы свойства чистого кобальта, во второй - 6% молярного раствора в Со, так как этот раствор, согласно [11] имеет максимальную прочность при растяжении. Физико-механические характеристики фаз сплава для исследуемого температурного диапазона представлены I таблице.
Как следует из проведенных расчетов, поле распределения интенсивности пластической деформации по прослойкам очень неоднородно. Максимальное значение интенсивности пластической деформации, согласно полученным результатам, не превышает 0,8%. Максимум пластической деформации имеет место в тонких прослойках, хотя имеются участки упруго- или очень слабо пластически деформированного кобальта в центре наиболее толстых просло-
ек. Рост уровня пластической деформации от центра толстых прослоек к границам карбидных зерен является характерным для всею сечения сплава
Физико-механические характеристики фазовых составляющих
твердых сплавов [13]
Темпе- Карбид вольфрама Кобальтовая фаза
рэтура,-----------------------------------------------------------------------------------------------------
ТС Е, ГПа а104 гр ' SpМПа Е, ГПа a 10'гр-' Sp,Mria S,,Mria Е'.ГПа
20 722 4,4 350 215/216 12,9/12,7 870/1140 350/750 2,6/3,3
300 695 4,4 365 205/205 13,2/12,9 750/1020 300/620 1,8/2,;
600 680 4,4 380 195/192 13,6/13,3 600/830 240/480 1,2/1,3
800 660 4,4 400 185/184 13,8/13,4 450/640 170/210 0,7/1,2
Примечание. В знаменателе указаны характеристики для 6% молярного раствора WC в кобалы
111].
На рис.2 представлено поле эквивалентных напряжений с использованием критерия Писаренко-Лебедева [9]. Вследствие того, что практически вся кобальтовая фаза находится в зоне небольших пластических деформаций и ее модуль упрочнения существенно меньше модуля упругости, распределение величины эквивалентных напряжений по прослойкам отличается незначительно.
Разность относительных деформаций при температурном сужении кар б ид а вольфрама и чистого кобальта равна
ДЕ7 = jT[aCo(T) - awc(T)] dT =0,73% > (16)
где а^, КТР кобальта и карбида; То, Т - начальная и конечная
температуры.
Соответственно для 6% молярного раствора WC в Со величина ДЕТ равна 0,71%. Соответствующие им суммы упругих деформаций для карбида и чистого Со, полученные из эксперимента на одноосное растяжение, в два раза меньше:
Е<= + Е^«=0,31% . (17)
Аналогично для 6% молярного раствора Ее = 0,39%, где Е^, Е^се -максимальные упругие деформации кобальта и карбида вольфрама. Поэтому кобальтовая фаза находится в состоянии пластического течения практически на протяжении всего периода охлаждения. Пределы текучести чистого
82
твердого раствора W и С в Со превышают предел прочности при карбида вольфрама, »по создает возможность разрушения некоторых зерен, а также их межзеренных границ в процессе остывания, [ые границы в расчетах приняты неразрушаемыми. На поверенных границ WC-WC растягивающих нормальных напряже-собнаружено. Поэтому под разрушением межзеренных границ пони-южносгь проскальзывания зерен по этим границам, юобразование и проскальзывание м методом переменной жесткос-»реализация посредством метода ко-t элементов предполагает выполнение связывания и развязывания спа-;узлов конечных элементов [2]. Про-границ WC-WC оценивали с по-критерия Кулона-Мора:
/у = sc
(18)
Рис.2. Поля распределения эквивалентных напряжений по критерию П и саренко-Лебедева
Тч- нормальное и касательное напря-действующие в плоскости разруше-5о, |1 - прочность при сдвиге и иент трения материала \УС.
разрушается граница, где эквивалентное напряжение максимально. Если разрушается, то проскальзывание происходит по всей длине границы между зернами Для берегов трещины решали контактную задачу с трением, при коэффициент трения был принят равным 0,3 [7]. Рост трещины в кобальте не что объясняется его малой пластической деформацией. Это было но путем сравнения вычисленных коэффициентов интенсивности напряже-К. и с константами материала Со.
В моделируемом процессе некоторые зерна разрушаются в интервале ратур 100-150°С после разрушения их межзеренных границ. В резуль-этого происходит разгрузка напряжений в сплаве, и их уровень достигая максимальной величины 380 МПа (см.рис.2). Разрушение карбидных зерен, а также проскальзывание по поверхностям жежзеренных границ уменьшает жесткость их сцепления. Работа деформирования фаз при температурном сужении прямо пропорционально зависит от жесткости их сцепления на межфазных и межзеренных границах. Таким образом, материалу, в котором произошло дополнительное разрушение, соответствует более низкое значение работы деформирования фазовых со-г-авляющих при охлаждении сплава.
Поля распределения изолиний главных напряжений приведены на рис.3,4. Зсесгороннее сжатие в кобальтовой фазе отсутствует, однако сжимающее межзеренное взаимодействие наблюдается не только на границах но
и в тонких прослойках связки между зернами (см.рис.4). Поскольку в каждыЯ момент охлаждения вычислялись все компоненты тензоров напряжений ■ деформаций в точках исследуемого участка шлифа, то не представляет трудЛ определение напряжений на любой плоскости или вдоль какого-либо направИ ления в произвольной точке сплава. Величины сжимающего взаимодействий различны: так, если сжимающие напряжения в окрестности вершины цен-И трального треугольного зерна равны 1260 МПа, то на поверхности соседнегш зерна они составляют 370 МПа при сдвиговых напряжениях, равных 11-Я МПа. В этих прослойках связка сжата в нормальном направлении к поверхнооИ ти зерен и растянута в касательном направлении. И хотя сплошного карбид-1 ного скелета в сплаве ВК-15 уже не существует, поле сжимающих нормальных! напряжений является непрерывным и связным. Зоны отрицательных значе-1 ний напряжений Б, (см.рис.З) наглядно иллюстрируют места карбидноЯ фазы, находящиеся в условиях всестороннего сжатия. Аналогично зон Л положительных напряжений Б2 (см.рис.4) свидетельствуют о том,что почт» все толстые прослойки связки, а также связка, расположенная в окружение карбидных зерен, подвержены всестороннему растяжению. В остальных! точках сечения сплава преобладают сдвиговые деформации.
Расчетный уровень средних напряжений в кобальтовой фазе находится на уровне, I установленном экспериментально рентгенографическим методом [ 1 ], а в карбидной! фазе несколько выше. Линии нулевого гидростатического напряжения не совпадаю™ с межфазными границами [14], и в этом несовпадении имеется определенная закономерность: несовпадение наблюдается в тонких прослойках связки, через! которые передается сжимающее взаимодействие.
В расчетах, когда материалом связующей фазы был 6% молярный раствор \№С в Со, существенного отличия в результатах не получено. Уровень напряженного состояния увеличивается в среднем на 100-200 МПа, а пластической деформации на 0,4 %. Это повлекло смещение начала разрушения в зону более высоких температур (со 150°С до 400°С) и привело к дополнительному разрушению межзеренных границ. Этот результат является следствием более высоких пределов текучести и прочности твердого раствора при практически неизменном КТР (см.таблицу).
На рис.3,4 изолинии нулевых главных напряжений выделены сплошными жирными линиями. Области материала, ограниченные этими изолиниями, не являются областями уравновешенности остаточных термонапряжений. Во всех замкнутых контурах изолиний нулевых главных напряжений имеются участки, в точках которых направление нормали к контуру не совпадает с
Рис.3. Поле распределения максимальных главных напряжений
^Врзглением действия нулевого главного напряжения. Следовательно, оста-^Ьк напряжения не уравновешены ни в каком внутреннем объеме сплава т.е. они уравновешены только в объеме всего сплава.
Нсли остаточные напряжения уравновешен в отдельных внутренних объемах мате-Ьи. то их называют микронапряжениями, ^■рсгивном случае - макронапряжениями Поэтому технологические остаточные ^■сяжения рассматриваемого сплава - это ■■^онапряжения, неуравновешенность ко-Нркх обеспечивается наличием межзерен-^рс взаимодействия хрупкой фазы карбида Н^ьсрама. При наличии скелета карбидной ^ши. в структуре сплава межзеренное взаи-Ьцсйсгвие передается через контакты зер-ш ■{■ми, а в случае его отсутствия - через Вввсие прослойки связки.
\\я того, чтобы межзеренное взаимодей-Ьне способствовало увеличению предела прочности материала при растя же-шт. оно должно удовлетворять следующим необходимым требованиям:
1. В объеме материала должно существовать непрерывное связное поле ■отымающих нормальных напряжений, пересекающее любое его сечение.
2. Максимальное нормальное напряжение хрупкой фазы должно быть тг-дительно ниже его предела прочности, поскольку оно является опасным.
Можно показать, что эти требования выполняются для достаточно широко диапазона концентраций кобальта в технических твердых сплавах.
Таким образом, накопление остаточных технологических напряжений в "главе в процессе остывания после спекания сопровождается пластическим реформированием кобальтовой фазы. Поскольку это пластическое течение происходит повсеместно в тонких прослойках, имеющих сложную геометрию, гоответствующую структуре сплава, то его невозможно снять путем термоме-пнического воздействия, и поэтому оно является неотъемлемой составляющей физико-механических свойств сплава.
Пластическая деформация кобальтовой фазы после спекания обосновывает возникновение пластического течения в технических твердых сплавах, гсладающих упругим карбидным скелетом. Так, если определить деформации, соответствующие величинам пределов текучести этих сплавов, то становится очевидным, что эти деформации не могут вызвать пластическое течение предварительно не деформированной кобальтовой фазы. Существование остаточных пластических деформаций в кобальтовой фазе и их изменение путем приложения механического нагружения лежит в основе методов упрочнения, ¿ля более эффективного применения которых могут служить полученные данные о напряженно-деформированном состоянии твердосплавных изделий
Рис.4. Поле распределения минимальных главных напряжений
после спекания.
БИБЛИОГРАФИЧЕСКИЙ СПИСОК
1. Александрова Л.И., Лошак М.Г., Горбачева Т.В., Вараксина A.B. Рентгенографическое исследование термообработанных твердых сплавов WC-Co //Порошковая металлургия. - 1986. - N5. - С.93-98.
2. Гнучий Ю.Б., Подорога В.А. Теория сцепления и разрыва связей. Сообщ.4 Сопряженность движений. Опорные траектории. Порядок сцепления и разрыва связей //Пробл.прочности. - 1989. - N11. - С.107-110.
3. Давидеыков II.II. Динамические испытания материалов. - М.: ОНТИ, 1936.
4. Зенкевич О., Чанг И. Метод конечных элементов в теории сооружений и в механике сплошных сред. - М.: Недра, 1974. - 238 с.
5. Креймер Г.С. Прочность твердых сплавов. - М.: Металлургия, 1971. -248 с.
6. Лошак М.Г. Прочность и долговечность твердых сплавов. - Киев: Наукова Лумка, 1984. - 328 с.
7. Морозов Е.М., Никишков Г.П. Метод конечных элементов в механике разрушения. - М.: Наука, 1980. - 256 с.
8. Палатаик Л.С., Фукс М.Я., Косевич В.М. Механизм образования и субструктура конденсирования пленок. - М.: Наука, 1972. - 319 с.
9. Писаренко Г.С., Лебедев A.A. Сопротивление материалов деформированию \ разрушению при сложном напряженном состоянии. - Киев: Наукова Думка, 1969. - 209 с.
10. Термопрочность деталей машин /Под общ.ред. И.А.Биргера и Б.Ф.Шорра. - М.: Машиностроение, 1975. - 456 с.
11. Туманов В.И. Свойства сплавов системы карбид вольфрама-кобальт. - М.: Металлургия, 1971. - 95 с.
12. Bernard R. Internal stresses of hard alloy. Transactions of the Indian Institute of Metals. - 1965. -N5. - p.69-75.
13. Bock H., Hoffman H., Blumenauer H. Mechanische Eiqenshaften von Wolfram karbid-Kobalt-Leqieruqen //Technik. - 1976. - 31, N1. - S.47-51.
14. Cech V., Kraus J., Rentqenoraficeskoe issledovanie naprjazenij v tverdych splavacl WC-CO//11 Междунар.конф. порош к. мет. Stary Smokovec-Vysoke Tatry CSSR. - v. 727-30.10. 1966.- Praha: Akademia nakladelsviceskoslovenske akademia. -1966. - 2. - c,l 59-164
15. Gurland J. Temperature stresses in the two-phase alloy WC-CO.Transactivions о American Society for Metals. - 1958. - v.50. - p.1063-1071.
16. Hayashi K., Fukuda M., Suzuki H. Residual Compessive Stress Affectinq the Cracli Propaqation in the WC-Co//J.Jap.Soc.Powder Met. -1976. - 23. - p.31-36.
17. Hofmann H.f Böhlke W., Hansen G. Rontqenoqraphische Untensuchunqen uber die Eiqenspannunqsausbildunq in Hartmetallen //Wiss.Z.Teohn.Hochsch.Maqdeburq. 1971. - 5. - s.491-496.
18. Hofftnann H., Stroppe H., Elastisches Verhalten and thermische Ausdehnunc qesinterten Zweiphasenwerkstoffe //Wiss.Z.Techn.Hochsch.Maqdeburq. - 1970. - 11, N1. s.85-89.
19. Willbrand J. Rontqenoqraphische Spannunqemessunqen an der Carbidphase vor Wolfram-Kobalt-Hartmetallen //Arch.Eisenhuttenw. - 1972. - 2. - s. 503-508.
