CC BY
54
Влияние диффузии и химических реакций на структуру и свойства буровых вставок. 2. Результаты аттестации структурного состояния сверхтвердых материалов состава алмаз - твердый сплав ВК6
Н.В. Новиков, Н.А. Бондаренко, А.Н. Жуковский1, В.А. Мечник, Г.С. Олейник2
Институт сверхтвердых материалов НАН Украины, Киев, 04074, Украина 1 Институт математики НАН Украины, Киев, 01601, Украина 2 Институт проблем материаловедения НАН Украины, Киев, 03680, Украина
Исследованы особенности формирования структуры и свойств композитов состава алмаз - твердый сплав ВК6 и алмаз -твердый сплав ВК6 с добавками CrB2 и W2B5. Установлено, что прочность поверхности сопряжения алмаз - матрица и свойства композитов в целом определяются характером взаимодействия и природой образующихся продуктов в поверхности сопряжения, степенью сплошности контакта алмаз - матрица и природой напряженного состояния матрицы, окружающей частицы. Указанные добавки в твердом сплаве способствуют формированию однородной зеренной структуры и предотвращают образование выделений неалмазного углерода в продуктах взаимодействия алмаз - матрица. Эти особенности структурного состояния композита с добавками определяют его высокую способность к алмазоудержанию и соответственно более высокие абразивные свойства по сравнению с композитом на основе твердого сплава стандартного состава.
The effect of diffusion and chemical reactions on the structure and properties of drill bit inserts. 2. Evaluation results for the structural state of superhard materials of composition diamond - hard alloy VK6
N.V. Novikov, N.A. Bondarenko, A.N. Zhukovskii1, V.A. Mechnik, and G.S. Oleinik2
V. Bakul Institute for Superhard Materials NASU, Kiev, 04074, Ukraine
1 Institute of Mathematics NASU, Kiev, 01601, Ukraine 2 Institute for Problems of Materials Science NASU, Kiev, 03680, Ukraine
We study the formation features of structure and properties of composites diamond - hard alloy VK6 and diamond - hard alloy VK6 with CrB2 and W2B5 additives. It is found that the surface strength of the diamond - matrix contact and properties of the composites are determined by the interaction and nature of formed products in the contact surface, by the degree of diamond - matrix contact continuity and nature of the stress state of the matrix surrounding particles. The mentioned additives in the hard alloy govern the formation of a uniform grain structure and prevent precipitation of nondiamond carbon in products of diamond - matrix interaction. These features of the structural state of the composite with additives determine its high capacity to diamond retention and correspondingly high abrasive properties as compared to the composite on the basis of the standard hard alloy.
1. Введение
Данная работа является продолжением [1], где был проведен кинетический анализ физико-химического состояния сверхтвердых композиционных алмазосодержащих материалов на основе Салмаз -ВК6 и Салмаз -(ВК6 - СгВ 2 - W2B5), изготавливаемых методом горячего прессования в интервале температур 300^1800 К
и давлений 0.5^32 МПа. В ней определены энергии активации процессов диффузии, химических реакций и зародышеобразования, а также кинетические параметры на различных стадиях спекания. Там же было показано, что в процессе формирования композита состава С алмаз -ВК6 на начальной стадии происходят процессы зародышеобразования, параллельно им осуществляют-
© Новиков Н.В., Бондаренко H.A., Жуковский А.Н., Мечник В.А., Олейник Г.С., 2006
ся процессы диффузии и поверхностные химические реакции между компонентами. На конечной стадии спекания превалирует трехмерная диффузия с увеличением порядка химических реакций.
Результаты работы [1] свидетельствуют, что химические реакции и диффузионные процессы играют важнейшую роль в формировании микроструктуры композитов, а значит, определяют способность твердосплавной матрицы к алмазоудержанию и в конечном итоге служебные свойства композитов. В настоящей работе представлены результаты исследования микроструктуры композитов на основе исходных составов С алмаз -ВК6 и Салмаз-(ВК6-СгВ2-^^Вз), отличающихся служебными свойствами. Исследование проведено с целью установления природы алмазоудержания и выявления основных физико-химические процессов, определяющих качество таких алмазосодержащих композитов.
2. Объекты и методы исследований
В качестве изучаемых объектов выбраны стандартные буровые вставки (образцы № 1) и опытные (образцы № 2) одинаковых размеров диаметром 10 мм и высотой 10 мм. Образцы № 1 получены на основе исходной шихты, мас. %: С алмаз -(94WC-6Cо), а образцы № 2 с добавками СгВ2 и W2B5 - Салмаз -(93^С-6.0Со- 0.5СгВ2 -0^2В5).
В обоих случаях концентрация алмазов в исходной шихте составляла 100 % (4.4 карата алмазов на 1 см3 шихты).
Способ приготовления шихты, технологические режимы, кинетика усадки, описание процессов зародыше-образования, диффузии, химических реакций и кинетических констант при спекании исследуемых образцов приведены в работе [1].
Методами растровой электронной микроскопии (РЭМ) по полированным шлифам и поверхности изломов образцов, разрушенных ударом при комнатной температуре, определяли общий элементный состав матрицы WC-Cо и размеры зерен WC; анализировали характер распределения ^ по объему образцов и в областях,
непосредственно прилегающих к частицам алмаза; идентифицировали элементный состав продуктов взаимодействия, образующихся при контактировании алмаз - матрица. Для исследований последнего типа использовали участки разрушения по поверхности сопряжения алмаз - матрица (ямки) и поверхности зерен алмаза, формирующиеся при таком разрушении. Для каждого образца было исследовано не менее десяти таких участков и поверхностей зерен алмаза.
Методами просвечивающей электронной микроскопии (ПЭМ) исследовали поверхности контактирования алмаз - матрица с использованием методики прицельного получения пластиковых отпечатков с излома. Анализировали морфологические особенности продуктов взаимодействия и природу углерода, образующегося в таких областях.
Микротвердость образцов изучали на приборе ПМТ-3; использовали индентор Виккерса при нагрузке =0.49 Н. Отпечатки наносили на расстоянии 10 мкм от границы алмаз - матрица и до 50 мкм от нее. Размеры отпечатков измеряли на микроскопе NU-2E (Carl Zeiss Iena) при увеличении х750 в режиме фазового контраста. Испытания на износостойкость образцов проводили на специальном стенде при шлифовании кварцевого песчаника при вертикальной нагрузке 490 Н на образце, линейной скорости перемещения 4 м/с в течение 600 с. Оценку интенсивности изнашивания проводили путем отношения потери массы образца к пути трения по поверхности породы.
3. Общие характеристики исследуемых образцов
На рис. 1 представлены микроструктурные изображения полированной поверхности контакта алмаз - матрица исследуемых образцов. Их анализ показывает, что в зоне матрицы, непосредственно окаймляющей частицы алмаза, имеются трещины (рис. 1, а). В образце № 2 с добавками CrB2 u W2B5 в такой зоне трещины отсутствуют (рис. 1, б). Из анализа изображений изломов образцов видно, что в матрице вокруг частиц алмаза образца № 1 имеются полости (рис. 2, а), трещины,
Рис. 1. Типичная микроструктура образцов № 1 (а) и № 2 (б) (изображение полированного шлифа). х 1 515
Рис. 2. Типичная микроструктура излома образцов № 1 (х379 (а), х84 (б)) и № 2 (х205 (в), х 164 (г)). РЭМ-изображение
участки выпадения частиц из матрицы (рис. 2, б). Эти особенности, как было указано в [1], свидетельствуют о низкой прочности сопряжения алмаз - матрица. В отличие от образцов № 1, в образцах № 2 зоны матрицы вокруг частиц алмаза не содержат полостей и трещин, разрушение проходит по объему частиц алмаза, т.е. путем их скола (рис. 2, в, г). Характерной особенностью этих образцов является и то, что они имеют сильно рельефную ступенчатую поверхность разрушения матрицы в окружении частиц алмазов, а частицы алмаза разрушены сколом.
Для исследуемых образцов размеры частиц алмаза находятся в диапазоне 0.4^0.7 мм. Частицы имеют форму, близкую к равноосной, на их поверхностях огранки имеется только слабо выраженный микрорельеф. По объему образцов частицы расположены неоднородно.
С помощью растровой электронной микроскопии изломов образцов установлено, что в поверхностях контакта алмаз - матрица в образцах № 1 и № 2 имеется переходной слой, отличающийся морфологией зерен-ной структуры от связующей фазы (рис. 3, а и 4, а). Зерна WC, как правило, имеют правильную огранку (рис. 3, б).
В общем случае структурные особенности переходного слоя зависят от его состава. Разрушение по поверхности контакта алмаз - матрица (т.е. вырывание частиц
Слой
Алмаз взаимодействия Матрица
НИ 8BR Stvl ■¡■до Sif^g
ШШшШж
в pifiij
Матрица Слой продуктов взаимодействия
Рис. 3. Микроструктура промежуточного слоя в зоне контакта алмаз -матрица: общий вид (а); увеличенный фрагмент (б)
Рис. 4. Вид одного из микроструктурных типов продуктов взаимодействия алмаз - матрица и распределение элементов по сечению в образце № 1 при высоком содержании углерода и малой доле карбида вольфрама (РЭМ-изображение)
Рис. 5. Вид продуктов взаимодействия алмаз - матрица и распределение элементов по сечению в образце № 1 при высоком содержании углерода и особом состоянии прослойки (РЭМ-изображение)
алмаза из матрицы) в обоих типах образцов реализуется практически всегда в тех случаях, когда соотношение элементного состава (т.е. отдельных химических элементов) такой поверхности отличается от аналогичного соотношения в связующей фазе. По морфологическим особенностям зеренной структуры переходного слоя (т.е. продуктов взаимодействия алмаз - матрица) и относительным соотношениям составляющих элементов в продуктах взаимодействия можно выделить четыре наи-
более типичных случая, когда проходит отрыв частиц алмаза от матрицы (как было уже отмечено, эти выводы сделаны на основе результатов исследования для каждого образца не менее десяти участков, т.е. ямок вырывания частиц и их поверхностей, содержащих слои продуктов взаимодействия алмаз - связка). Это следующие случаи: низкое содержание кобальта; высокое содержание углерода при малой доле карбида вольфрама, что является характерным для двух разновидностей зерен-
iiiiÄliiii
Рис. 6. Микроструктура неалмазного углерода (ПЭМ-изображение), образующегося в продуктах взаимодействия алмаз - связка: а — изображение частицы и микроэлектронограмма от нее; б — изображения углерода (светлопольное и темнопольное в 002г); в — изображения монофазных слоев углерода на поверхности частиц карбида вольфрама (светлопольное и темнопольное в 002г) и микроэлектронограмма
ной структуры продуктов взаимодействия (рис. 4); высокое содержание углерода и особое состояние прослойки, проявляющееся в наличии хорошо выраженной направленности микроструктуры, с одной стороны, и очень близком или практически полностью совпадающем расположении пиков кобальта, вольфрама и углерода на спектрах интенсивности рентгеновского излучения W, ^ с другой (рис. 5). Структурно-фазовое состояние последнего типа является наиболее характерным для «ямок» отрыва частиц алмаза, а также поверхностей частиц алмаза со слоем продуктов взаимодействия.
Исследованием откольных частиц установлено, что углерод в продуктах взаимодействия алмаз - связка на-
ходится в трех формах: в виде тонких пластинок сильно разупорядоченного графита (рис. 6, а) и слоев с особой направленной микропластинчатой субструктурой, образующих микроообласти, содержащие включения округлой формы (рис. 6, б), или же расположенные на поверхности зерен карбида вольфрама в виде бахромы (рис. 6, в). Отметим, что микродифракционными исследованиями нам не удалось идентифицировать фазовый состав указанных включений округлой формы, однако по результатам микроренгеноспектрального анализа можно заключить, что эти включения не являются базовыми составляющими матрицы композита (кобальта и карбида вольфрама).
Разрушение матричной составляющей, т.е. связки композита, в исследованных образцах обоих типов происходит только по межфазным границам WC-Co, крайне редко реализуется скол зерен WC.
4. Различия в микроструктуре и механизмах разрушения исследуемых образцов
Как видно из рис. 1 и 2, в стандартном образце № 1 на участках матрицы вокруг частиц алмаза имеются трещины, транскристаллитные сколы, полости и выпадение алмазов (см. рис. 1, а, 2, а, б). В образце № 2 область матрицы вокруг алмаза не содержит ни трещин, ни полостей (см. рис. 1, б, 2, в, г) и разрушение алмаза происходит путем скола с сильно развитой поверхностью. Микроструктура макроизлома исследуемых образцов существенно отличается. Наибольшая плотность макроступеней разрушения в матрице, берущих начало у границ контактирования алмаз - матрица, как и частиц алмаза, разрушенных сколом и окаймленных областями матрицы со ступенями, наблюдается для образцов № 2 (рис. 7, а, б), а наименьшая — для образцов № 1 (рис. 7, в).
Диапазон размеров зерен карбида вольфрама в образцах также существенно отличается. Для образцов № 1 он составляет 3^6 мкм, а для образцов № 2 не превышает 1^3 мкм. Микрорельеф скола частиц алмаза в исследуемых образцах также отличается.
В образцах № 1 скол обычно проходит от одного источника напряжений, находящегося на границе контакта алмаз - матрица, а в образцах № 2 такие источники возникают, скорее всего, за счет сильного всестороннего обжатия сжатия частиц матрицей и соответственно наличия в матрице напряжений растяжения. В последнем случае на поверхностях разрушения частиц алмазов формируется сильно развитый микрорельеф с высокой плотностью ступенек скола различных масштабов, это указывает на множественное разветвление разрушающих трещин (рис. 7, б).
Для образцов № 1 как ямки отрыва, так поверхности частиц алмаза, содержащие слои продуктов взаимодействия алмаз - матрица, в большинстве сильно обогащены углеродом, в том числе и когда имеет место его выделение в виде автономных частиц (на рис. 4, 5 видны интенсивные пики углерода на фоне слабого пика вольфрама). В случае отрыва алмазов от матрицы в образцах № 2 в «ямках» и на поверхности частиц могут выявляться отмеченные выше типы структурного состояния таких продуктов взаимодействия. В образце № 2 обнаружен хром как в объеме матрицы, так и в переходном слое алмаз - матрица. Из-за низкой чувствительности к бору используемого для исследований прибора можно сделать заключение о присутствии бора только в виде следов, на спектрах он не выявляется. Особенность распределения хрома в объеме состоит в том, что на спект-
рах интенсивности рентгеновского излучения его пики совпадают с пиками кобальта (рис. 8, а), а в переходном слое, т.е. в продуктах взаимодействия алмаз - матрица, совпадают как с пиками кобальта, так и вольфрама или расположены в непосредственной близости (рис. 8, б). Это является основанием для заключения, что в первом случае хром находится, скорее всего, в виде твердого раствора в кобальте, во втором — виде тройного карбида в системе WC-Cr-Co или же слоев карбида хрома, осажденных на зернах WC. Важным
Рис. 7. РЭМ-изображения типичных микроструктур скола частиц алмаза и макрорельефа разрушения окружающей их матрицы. Образец № 2: общий вид (а); увеличенный фрагмент скола частицы алмаза (б). Образец № 1: общий вид (в)
Рис. 8. Микроструктура фрагмента матрицы в образце № 2 (РЭМ-изображение) и распределение элементов по сечению (а); микроструктура фрагмента продуктов взаимодействия алмаз - матрица в образце № 2 (РЭМ-изображение) и распределение элементов по сечению (б)
фактором является также отличие зеренной структуры в продуктах взаимодействия в исследованных образцах двух типов: как видно из рис. 4 и 5, для образцов № 1 в указанных продуктах выявляется главным образом грубозернистое строение, для образцов № 2 мелкозернистое — размеры элементов микроструктуры не превышают 1 мкм (рис. 8).
Исследования микротвердости показали, что твердость зоны вокруг алмаза образцов № 2 значительно превышает аналогичное значение для образцов № 1. Так, микротвердость матрицы образца № 2 на расстоянии 50 мкм от границы контакта алмаз - матрица имеет значение =29.1 ГПа, а на расстоянии 10 мкм от этой границы не превышает 23.8 ГПа. Микротвердость матрицы образцов № 1 в этих зонах достигала значений соответственно = 21.5 и = 13.0 ГПа. С точки зрения классической теории износа повышение микротвердости зоны матрицы вокруг алмаза от 13.0 до 23.8 ГПа является несомненным преимуществом образцов № 2 по отношению к стандартным № 1.
Результаты испытаний на износостойкость показали, что интенсивность изнашивания образцов № 2 в два раза ниже аналогичного параметра образцов № 1. Незначительное снижение режущей способности этих образцов связано, как было отмечено выше, с повышением твердости матрицы. Существенное повышение износостойкости опытных образцов № 2 обеспечивается за счет надежного алмазоудержания. Так, после испытаний на износостойкость в условиях высоких динамических нагрузок, контактных температур и вибраций на рабочей поверхности образца № 2 выпали (оторваны) только единичные алмазы из матрицы (рис. 9, б), в то время как в образце № 1 это произошло для большинства частиц (рис. 9, а).
5. Обсуждение результатов исследования
Из приведенных результатов структурных исследований видно, что для образцов № 1 характерен ряд от-
личий в структурном состоянии по сравнению с образцами № 2. Основные из них следующие:
- более низкая степень алмазоудержания, т.е. относительная прочность границы контакта;
- наличие неалмазного углерода в продуктах взаимодействия алмаз - матрица в слое, по которому практически всегда проходит разрушение, т.е. отрыв алмазов от матрицы;
- диапазон размеров зерен WC в матрице больший;
- высокая плотность разрывов, т.е. локальных нарушений сплошности в поверхности сопряжения алмаз - матрица;
- отсутствие или более низкий уровень сжимающих напряжений со стороны матрицы в поверхности контакта алмаз - матрица, на что указывают как микрорельеф разрушения участков матрицы, окаймляющих частицы алмаза, так и отличающийся механизм скола самих алмазов;
- пониженное значение микротвердости матрицы вблизи границы контакта алмаз - матрица и вдали от нее (соответственно = 1.7 и 2.4 раза меньше, чем в опытных образцах);
- более низкая износостойкость (в два раза выше интенсивность изнашивания по сравнению с опытными образцами № 2).
Приведенные данные служат подтверждением тому, что алмазоудержание в композитах состава алмаз - твердый сплав определяется главным образом следующими факторами:
а) состав продуктов взаимодействия в поверхности контакта алмаз - матрица;
б) структурно-фазовое состояние зоны матрицы, непосредственно окаймляющей частицы алмаза с поверхностным слоем продуктов взаимодействия;
в) напряженное состояние в зоне контактирования алмаз - матрица.
Остановимся на природе и действии каждого из этих факторов для исследуемых образцов композита, а также
Рис. 9. Изображение рабочей поверхности буровых вставок после их испытаний на износостойкость, образец № 1 (а), № 2 (б). х24
возможности получения композита высокого качества в производственных условиях.
Как следует из полученных нами результатов, в ямках отрыва и на поверхности «оторвавшихся» частиц алмаза, что характерно для образцов № 1 с низкой способностью алмазоудержания, в большинстве случаев наблюдается повышенное содержание углерода, в том числе и нахождение его в свободном состоянии в виде хлопьев или нанодисперсных выделений (см. рис. 4-6). Появление такого углерода в продуктах взаимодействия алмаз - матрица возможно за счет реакций, протекающих в системе WC - твердый раствор вольфрама и углерода в кобальте (у) - С в области, богатой углеродом.
Известно [2-4], что в этом случае возможно образование двух тройных эвтектик составов (у + WC + графит) и у + тройная фаза в системе W-Со-Су) + графит. Более высокая способность к алмазоудержанию в образцах № 2 композита определяется, по-видимому, также отсутствием или же весьма незначительным содержанием графита в продуктах взаимодействия алмаз - матрица. Это может быть объяснено действием примесных элементов — хрома и бора. Такое действие может проявляться в увеличении растворимости примесей углерода в кобальте, а в случае хрома возможно образование богатых углеродом монокарбидов или карбидов состава (Cr, W) C х (где х > 1), что будет предотвращать образование сегрегаций свободного углерода. Следует указать на имеющиеся в литературе данные [3], что добавки карбидов металлов с широкой областью гомогенности по углероду могут препятствовать выделению свободного углерода при спекании твердых сплавов. Однако природа этого явления не обсуждена.
Как было показано выше для образцов № 1 зона матрицы, окаймлящая частицы алмаза с продуктами взаимодействия, обеднена кобальтом. Поскольку алмазо-удержание в композите с твердосплавной матрицей по данным [5, 6] обеспечивается главным образом напряжениями растяжения в матрице, возникающими за счет присутствия кобальта, то является очевидной отрицательная роль указанного фактора в способности композита к алмазоудержанию. Пониженное содержание кобальта в приповерхностных областях может способствовать как изменению напряженного состояния матрицы в окружении частиц алмаза, так и нарушению сплошности в поверхности сопряжения, а также в слоях продуктов взаимодействия алмаз - матрица. Известно [3, 4], что коэффициент температурного расширения твердого сплава повышается с ростом содержания кобальта и при этом величина остаточных напряжений растяжения также повышается; вязкость разрушения твердого сплава также увеличивается с ростом концентрации кобальта. Возможно также появление указанных несплош-ностей непосредственно в процессе спекания композита. При локальном нарушении сплошности в процессе
спекания создаются также условия для обратного фазового превращения алмаз ^ графит, что из-за объемного эффекта может способствовать появлению напряжений и трещинообразованию в образцах и на стадии остывания после спекания.
Установленные эффекты хорошо объясняет кинетическая модель физико-химических процессов, происходящих при спекании композитов состав алмаз - твердый сплав, предложенная нами в работе [1].
Так, кинетический анализ по предложенным моделям показал [1], что в результате изменения внутренней структуры композита при спекании образца № 1 на заключительной стадии активно происходят диффузионные процессы. Относительно небольшие значения энергии активации ED2 = 2113 Дж/моль свидетельствуют о том, что эти процессы являются определяющими в формировании структурного состояния композита.
В то же время, при спекании образцов № 1 атомам реакционной системы трудно преодолеть энергетический барьер, для того чтобы произошли химические реакции между компонентами (энергия активации поверхностных химических реакций по всем трем направлениям Er2 = 13 507 Дж/моль > RT значительно превышает Ed2.
По-видимому, при спекании стандартных образцов одним из наиболее негативных факторов в формировании микроструктуры может быть процесс восходящей диффузии кобальта, реализуемый за счет неоднородных напряжений [7]. Это может быть одной из причин пониженного содержания кобальта в приповерхностных областях зоны контакта алмаз - матрица, что способствует слабому сцеплению алмазов с матрицей, неоднородному напряженному состоянию матрицы вокруг алмаза и нарушению сплошности поверхности сопряжения.
Что касается природы повышенного алмазоудержа-ния в образцах № 2 по сравнению с образцами № 1, то можно предположить следующее. В исходную смесь порошков WC и Co для получения композита вводились порошки добавок — диборид хрома CrB2 и пентаборид дивольфрама W2B5. Дополнительное смешивание добавки с шихтой способствовало гомогенизации фазового состава, т.е. более однородному распределению по объему ее составляющих — карбида вольфрама и кобальта. Кроме того, известно, что вводимые добавки (хром и бор) являются ингибиторами роста зерен WC [8, 9]. Это также подтверждается результатами настоящего исследования — размер зерен WC в образцах с добавками — 1^-3 мкм, а на основе шихты стандартного состава — 3^6 мкм. Гомогенизация фазового состава шихты также способствует повышению ее уплотняе-мости в процессе спекания, что предотвращает образование локальных перенапряжений в образце и в целом обуславливает формирование более однородного напряженного состояния в образце и в поверхностях сопряже-
ния алмаз - матрица. Основанием для этого являются известные данные о зависимости напряжений в связующей фазе, в частности в кобальте, от множества факторов: концентрации кобальта, размера зерен карбида вольфрама, концентрации растворенных вольфрама и углерода в кобальте [3-5, 10, 11]. Эти особенности также согласуются с результатами моделирования [1]. Энергия активации процессов диффузии на заключительной стадии спекания образцов № 2 по сравнению с аналогичным параметром образцов №2 1 уменьшилась до значения = 1000 Дж/моль, а энергия активации поверхностных химических реакций между компонентами равна = 5 500 Дж/моль. Поэтому можно предположить увеличение роли поверхностных химических реакций в формировании мелкодисперсной структуры.
6. Заключение
Исследованы особенности формирования структуры композитов системы алмаз - твердый сплав ВК6, отличающихся служебными свойствами, с целью установления природы алмазоудержания, а также влияние физико-химических процессов на служебные свойства композиционных материалов.
Введение добавок СгВ2 и W2B5 способствует гомогенизации зеренной структуры и фазового состава матрицы, образованию мелкозернистой структуры, формированию повышенных уровней напряжений обжатий матрицей частиц в окружении алмаза, предотвращает образование неалмазного углерода в продуктах взаимодействия алмаз - твердый сплав.
Сочетание мелкозернистой структуры, высокой твердости, прочности контакта алмаз - матрица, износостойкости образцов на основе ВК6 с добавками СгВ2 и W2B5 свидетельствует о том, что хром и бор оказывают радикальное влияние на развитие диффузионных процессов и поверхностных химических реакций между компонентами, включая алмаз, которые, в свою очередь, играют важнейшую роль в формировании струк-
туры и свойств сверхтвердых композиционных алмазосодержащих материалов.
Энергии активации процессов диффузии, зароды-шеобразования и поверхностных химических реакций в сочетании с кинетическим параметрами могут рассматриваться как основные параметры спекания композитов состава алмаз - твердый сплав, а также факторы, определяющие служебные свойства таких материалов.
Литература
1. Новиков Н.В., Бондаренко Н.А., Жуковский А.Н., Мечник В.А. Влия-
ние диффузии и химических реакций на структуру и свойства буровых вставок. 1. Кинетическое описание систем Сшмаз-ВК6 и Сшмаз-(ВК6-ОВ2^2В5) // Физ. мезомех. - 2005. - Т. 8. - № 2. -С. 99-106.
2. Чапурова И.Н., Чернявский К.С. Структура спеченных твердых сплавов. - М.: Металлургия, 1975. - 246 с.
3. Третьяков В.И. Основы металловедения и технологии спеченных твердых сплавов. - М.: Металлургия, 1976. - 526 с.
4. ЛошакМ.Г. Прочность и долговечность твердых сплавов. - Киев:
Наукова думка, 1984. - 328 с.
5. Борисенко В.А., Подорога В.А., Кебко В.П., Кизиков Э.Д., Гну-чий Ю.Б. Высокопрочное состояние двухфазных композиционных материалов. Сообщение 2. Керметы // Проблемы прочности. -1991. - № 3. - С. 17-24.
6. Подорога В.А., Кебко В.П., Лошак М.Г., Александрова Л.М. Терми-
ческие напряжения в твердом сплаве WC-Со после спекания // Проблемы прочности. - 1990. - № 12. - С. 87-93.
7. Смирнов А.А. Молекулярно-кинетическая теория металлов. - М.: Наука, 1966. - 488 с.
8. Almond E.A., Roebuck B. Some characterics of veryfine-grained hard-metals // Metal Rowder Report. - 1987. - V. 42. - No. 7/8. - P. 512515.
9. SeegopaulP., McCandlish L.E., Shinneman F.M. Production capability
and powder processing methods for nanostructured WC-Co powder // Int. I. Refract. Met. Hard Mater. - 1997. - V. 15. - P. 133-138.
10. ТумановВ.И., Черединок А.А., Елманова С.М. Электромагнитный контроль микронапряжений в гетерогенных твердых сплавах и их связь со структурой и механическими свойствами // Современные инструментальные материалы на основе тугоплавких соединений. - М.: Металлургия, 1985. - С. 79-83.
11. Кудрявцева В.И., Вараксина А.В. Структура и свойства сплавов Co(W, C) // Современные инструментальные материалы на основе тугоплавких соединений. - М.: Металлургия, 1985. - С. 25-28.
