ГОСТ 24916 81 Сплавы твердые спеченные Метод определения коэрцитивной силы

При полном или частичном использовании любой информации активная гиперссылка на Tehnorma.RU обязательна.

Примеры наших ссылок и кнопок «ТЕХНОРМА.RU» для установки в блоге, на форуме или сайте.

Источник

Гост 24916 81

Исследованы образцы шести фрез различных производителей из твердосплавного материала системы WC–Co. На основании проведенных исследований построены корреляционные зависимости твердости и коэрцитивной силы от размера зерна карбида WC и удельной межфазной поверхности. Показано, что по значению коэрцитивной силы можно косвенно оценить размер зерна карбида WC. По результатам построения карт и профилей распределения ингибиторов в объеме Со-связки установлен характер данного распределения: ванадий концентрируется преимущественно на границах карбида вольфрама, в то время как хром равномерно распределен по объему Co-связки.

Введение

В России объемы потребления твердосплавного режущего инструмента оцениваются в 13–15 млрд руб. в год. При этом российские производители обеспечивают не более 5% внутреннего рынка, на котором доминируют иностранные компании из Европы, США и Израиля. Причина такого положения – невысокие и нестабильные свойства российского твердосплавного инструмента, уступающего по большинству параметров иностранным аналогам.

Сложившаяся ситуация свидетельствует о практически полной зависимости машиностроительных предприятий от иностранных производителей твердосплавного инструмента. На машиностроительных предприятиях любой отрасли наравне с совершенствованием технологического процесса стоит проблема получения качественных материалов для механической обработки [1, 2].

Твердые сплавы на основе карбида вольфрама (WC), изобретенные в начале ХХ в., активно совершенствуются промышленными предприятиями при взаимодействии с научно-прикладными центрами материаловедения [3] и используются в разных производственных сферах. Монокарбиды получали путем спекания и горячего прессования. Поскольку чистый карбид вольфрама весьма твердый и хрупкий, в порошковой металлургии используют металлы, способные образовывать связующую фазу. Введение в исходную порошковую смесь металлической фазы (главным образом кобальта) повышает трещиностойкость и позволяет спекать материал системы WC–Co как жидкофазным методом [4], так и новыми методами: СВЧ-спеканием и электроимпульсным плазменным спеканием [5]. В настоящее время для получения режущего инструмента с субмикронным зерном в основном используют заготовки, полученные методом жидкофазного спекания при температурах выше температур образования эвтектики, согласно диаграмме состояния WC–Co.

Производство твердосплавной продукции является сложным, многостадийным процессом, включающим целый ряд технологических этапов: получение сырья для порошка, измельчение, перемешивание, сушка, прессование, экструзия, удаление связующего, предварительное и окончательное спекание, термообработка и финишная обработка заготовки. Все операции связаны между собой, и любое изменение технологических параметров на одном из этапов может повлиять на формирование окончательной структуры материала, а следовательно, и на его свойства. Приводя свойства конечного продукта, такого как монолитный твердосплавный осевой инструмент, нельзя ограничиваться только свойствами самого материала. Определяющее влияние на стойкость инструмента и длительность его работы оказывает защитное покрытие – его износостойкость и качество поверхности [6–9]. Однако это имеет существенное значение только тогда, когда есть основа в виде твердого сплава со стабильной структурой.

Уникальное сочетание высокой твердости, вязкости разрушения, прочности и износостойкости делает материалы на основе карбида WC незаменимыми в области механической обработки материалов, а именно в производстве твердосплавного инструмента. Комплекс свойств, таких как твердость, теплопроводность, прочность при изгибе, определяется несколькими структурно-фазовыми факторами – размером зерна, долей Co-связки, минимальным количеством свободного углерода и исключением паразитных η-фаз (крупных включений сложных карбидов). С точки зрения управления этими факторами для обеспечения высоких свойств важен в первую очередь процесс жидкофазного спекания. Этот процесс можно разделить на четыре этапа, сопровождающихся уплотнением материала [10]:

– усадка материала за счет дегазации;

– начало спекания в твердом состоянии, т. е. посредством связующей фазы между зернами карбида WC возникает плотный контакт; эта стадия обусловлена диффузией в твердом теле. С повышением температуры пористость уменьшается, растворенный в связующей фазе материал повторно осаждается на нерастворенных зернах;

– достижение температуры плавления связующей фазы – жидкофазное спекание, зерна растворяются в фазе-связке до ее насыщения, крупные зерна растут за счет мелких, структура огрубляется и полностью уплотняется;

– охлаждение, дальнейшее огрубление структуры.

Карбид вольфрама имеет гексагональную кристаллическую структуру (пространственная группа P6m2) с соотношением параметров решетки c/a, равным 0,976 (a=0,2906 нм) [11]. Температура плавления составляет 2776 °С. Зерна карбида WС представляют собой монокристалл и огранены плоскостями (0001) и Кристаллическая структура полярна, с двумя наборами из трех эквивалентных плоскостей, что придает зернам форму усеченной призмы, ограниченной гранями [12]. Карбид WC обеспечивает высокую твердость материала. Прочность карбидного каркаса определяется также степенью совершенства контактов между частицами карбида WС, существенно зависящей от ориентационного, размерного и химического соответствия соприкасающихся кристаллографических плоскостей карбида WC и шероховатости граней [13].

Вместе с тем карбид WC проявляет значительную способность к пластической деформации, а также хорошую смачиваемость при контакте с Со, что важно для спекаемости конечного материала, и определяет его свойства.

Микроструктура спеченного продукта имеет вид призматических зерен карбида WС, распределенных в кобальтовой матрице. Ее можно классифицировать как: ультрамелкую (0,2–0,5 мкм), субмикронную (0,5–0,9 мкм), мелкую (1–1,3 мкм), среднюю (1,4–3,4 мкм) и грубую (2,5–5,0 мкм) [14]. Кроме того, для получения заданных свойств большое значение имеет объемная доля Co-связки, которую можно косвенно оценить по величине коэрцитивной силы [15].

Еще одной важной задачей в достижении цели управления свойствами твердосплавного материала является контролирование роста зерна в процессе получения материала. Для предотвращения роста зерна во время спекания в твердые сплавы добавляют ингибиторы роста зерна – карбиды переходных металлов, например VC, Cr₂C₃, NbC, TaC. Особенности механизма замедления роста зерна в присутствии ингибирующих добавок активно обсуждаются в научно-технической литературе, для изучения привлекают исследования с применением высокоразрешающих методов электронной микроскопии. В работе [16] впервые изучен механизм замедления роста зерна карбида WC в присутствии ингибирующей добавки карбида VC посредством исследования методами просвечивающей микроскопии и локального энергодисперсионного анализа границ раздела WC/Co. Рост зерна в ходе жидкофазного спекания происходит по механизму переосаждения через кобальтовую матрицу, также возможно протекание процессов диффузии в твердом теле между зернами WC/WC при уплотнении в ходе спекания, но возможна тонкая прослойка Co между карбидными зернами, а содержание Co на таких границах зависит от их кристаллографической ориентации [17].

Особый интерес представляет исследование границ раздела WC/Co, которые имеют ступенчатое строение, где ступеньки кристаллографически ориентированы определенным образом – по плоскостям <0001>и Именно на них осаждаются ингибирующие добавки в виде сверхтонких пластин сложных карбидов, замедляя рост зерна карбида WC. Морфология границы формируется в твердом состоянии. Более интенсивное осаждение ингибитора происходит на плоскости (0001). Замедление роста зерна связано с концентрацией ингибитора и перераспределением его атомов между участками границ типа <0001>и [18, 19].

В данной работе проведено сравнение структурно-фазовых параметров отечественного материала и зарубежных аналогов, имеющих субмикронную структуру.

Материалы и методы

В качестве объектов исследования взяты образцы шести фрез разных производителей, из которых пять импортных (Wa2, Cer, G11, S9, M3) и одна отечественная (А04). Для сравнительного анализа структурно-фазовых параметров твердосплавных материалов исследования проведены следующими методами.

1. Химический анализ материала образцов из твердосплавного материала системы WC–Co проведен рентгенофлуоресцентным безэталонным методом на спектрометре S8 Tiger фирмы Bruker. Содержание углерода определено на газоанализаторе CS-600 фирмы Leco.

2. Рентгеновский фазовый анализ образцов выполнен на рентгеновском дифрактометре Empyrean фирмы PanAlytical в монохроматическом Cu K_α-излучении в геометрии Брэгга–Брентано. Расшифровка дифрактограмм проведена с применением специализированной программы HighScore Plus и структурной базы данных PDF-2.

3. Анализ микроструктуры материала проведен на оптическом микроскопе GX51 фирмы Olympus и на растровом электронном микроскопе Verios 460XHR фирмы FEI. Определение размера зерна проводили методом секущих по ГОСТ 9391–80 с применением программы Image Expert Pro3.

4. Построение карты распределения химических элементов проводили на растровом электронном микроскопе Verios 460XHR, оснащенном энергодисперсионным спектрометром X-Max. Распределение ингибирующих добавок изучено с применением просвечивающего электронного микроскопа Tecnai G2 F20 S-TWIN фирмы FEI с аналогичным энергодисперсионным спектрометром.

5. Твердость по Роквеллу по ГОСТ 20017–74 измерена на твердомере Indentec ZHU250CL-S фирмы Zwick/Roell c общим усилием 60 кгс (600 Н).

6. Определение коэрцитивной силы проведено по ГОСТ 24916–81 на гистерезисграфе Permagraph C300 фирмы Magnet-Physik.

Результаты исследований

Анализ химического состава

Химический состав образцов твердосплавного материала по основным элементам и ингибиторам представлен в табл. 1. Все образцы содержат хром в качестве ингибирующей добавки. Ванадий обнаружен в составе материала двух производителей – А04 и G11. Данные образцы также отличаются от остальных исследованных образцов по содержанию углерода: в образцах S9, M3, Wa2 и Cer его содержание составляет

5,6% (по массе), в то время как в образцах А04 – на 0,2% (по массе) больше, а в G11 – на 0,4% (по массе) меньше.

Источник