Изменение микротвердости безвольфрамовых твердых сплавов при их облучении газометаллическим пучком ионов аргона и циркония

Безвольфрамовые композиционные материалы обладают свойствами, уровень которых должен приближаться или достигать свойств традиционных вольфрамосодержащих твердых сплавов. Поэтому разработка новых или улучшение качества существующих твердых сплавов является актуальной задачей.

В настоящее время ведутся серьезные исследования по созданию новых композиционных материалов на основе тугоплавких соединений и созданию композиций с различными связующими фазами. Улучшение свойств твердых сплавов достигается за счет изменения карбидной составляющей, улучшения прочностных свойств связующей матрицы при наличии хорошей смачиваемости карбидов жидкой связующей фазой.

Следует отметить, что матрица в твердых композиционных материалах должна проявлять способность к произвольному формообразованию в процессе деформации композита, а также хорошо упрочняться и смачивать твердые частицы, обеспечивая прочную связь по границам фаз и высокую плотность при спекании материала [1]. Причем выбор связующей фазы с выполнением перечисленных свойств позволяет значительно повысить вязкость твердого композита с сохранением высокой прочности и твердости.

Повышение прочностных свойств и твердости твердых сплавов достигают совершенствованием микроструктуры, устранением дефектов в их строении за счет улучшения процессов смачивания связующей фазой. Сейчас накоплен значительный экспериментальный и теоретический материал по улучшению прочности, твердости и пластичности, но значительного улучшения свойств твердых сплавов таким образом не было достигнуто, что говорит о необходимости дальнейших исследований композиционных материалов с различными структурами и свойствами и методами их обработки.

В данной работе рассматривается способ повышения микротвердости поверхности без-вольфрамового твердого сплава на основе карбида титана со связующей фазой из ин-терметаллида TiNi с использованием экспериментальной методики и метода расчета.

Установлено, что в процессе имплантации поверхности отполированных образцов ионами Ar+ и Zr+ энергией около 20 кэВ и дозой 1017 ион/см2 твердого сплава происходит значительное изменение микротвердости материала за счет образования закалочных точечных дефектов, возникающих при интенсивном нагреве и охлаждении образцов композита. Распределение точечных дефектов согласуется с поверхностным изменением микротвердости образцов твердых сплавов.

При облучении образцов твердых сплавов структура формируется в крайне неравновесных условиях взаимодействия поверхности безвольфрамового сплава с концентрированным потоком энергии и вещества. Изменение температуры, возникающей при облучении твердых сплавов системы TiC–TiNi, играет определенную роль в формировании его структуры и изменении микротвердости на поверхности образцов.

Анализ работ за последние 10–15 лет показывает, что в настоящее время необходимо вести исследования в области создания новых композиционных материалов, которые могли бы заменить дефицитные металлы, вольфрамосодержащие и безвольфрамовые твердые сплавы.

Самым распространенным методом изучения прочностных свойств материалов является определение микротвердости Hµ, который позволит исследовать локальные области малых размеров зерна, субзерна, прослойки различных фаз в результате варьирования нагрузки на индентор [2–4].

Твердые безвольфрамовые сплавы готовили из смеси спрессованных порошков карбида титана (ТУ-48-19-73) и никелида титана (ТУ-14-127-104-48). Размер исходных частиц карбида титана составляет 0,5–10 мкм, никели-да титана – 5–50 мкм, ультрадисперсные порошки (УДП) TiC – 200–500 Нм, синтезированные в низкотемпературной плазме.

Аморфный бор марки ОЧ, вводимый в твердый сплав для раскисления примесей и улучшения взаимодействия интерметаллида TiNi с тугоплавким соединением TiC, имел размер частиц 0,05–1 мкм.

Порошки TiC, TiNi, TiC (УДП), В тщательно перемешивали с добавлением ацетона. Затем после их предварительной сушки в вакуумном шкафу смешивание компонентов осуществляли в механической мешалке в течение суток. Затем в хорошо перемешанную смесь порошков двух составов (50 TiC – 49,5 TiNi – 0,5 В) об. % и (40 TiC – 10 TiC (УДП) – 50 TiNi) об. %, добавляли 6%-ный раствор пластификатора (каучука) в чистом бензине. Затем, вновь перемешав смесь, сушили сутки при комнатной температуре с последующим просеиванием через сито с размером ячеек 800 мкм. Образцы для исследования получали методом холодного двухстороннего прессования под давлением 100–200 МПа в специальной пресс-форме, после чего проводили спекание в вакуумной лабораторной печи СШВ 1,25/25–И1–1Р00 при давлении не выше 0,1 МПа. Образцы готовили в виде цилиндров диаметром 18 мм и высотой 8–10 мм. Спекание проводили при быстром нагреве образцов до 1350 °С с малой выдержкой (3–10 мин) и последующим быстрым охлаждением. Таким способом можно достигнуть существенного измельчения структуры с одновременным снижением пористости и получением материала высокой прочности [5].

Плотность спеченного материала определяли гидростатическим взвешиванием. Фазовый состав сплавов контролировали на рентгеновской установке «Дрон-3,0» с фильтрованным Cu-излучением [5–7].

Известно, что TiC так же, как и карбиды переходных материалов, обладает высокой хрупкостью, характерной для этого класса тугоплавких соединений. При обычных проч- ностных испытаниях карбида титана при комнатной температуре имеет механизм хрупкого разрушения [7, 8]. Однако при относительно низких температурах он может обнаруживать способность к микротекучести, что определяется в процессе макромеханических испытаний вдавливанием [7–10].

В настоящей работе изучено изменение восстановленной микротвердости Hµ твердых безвольфрамовых сплавов на основе карбида титана с упрочняющей матрицей никелида титана в результате имплантации [11]. Ионная имплантация осуществлялась в вакууме (~ 10–4 торр) непрерывным газометаллическим пучком ионов аргона и циркония (Ar+ + Zr+) с энергией в 20 кэВ, дозой 1017 ион/см2, нескольких отполированных сторон образцов [12–20].

Имплантации подвергались твердые сплавы двух составов (50 TiC – 49,5 TiNi – 0,5 В) об. % и (40TiC – 10 TiC (УДП) – 50 TiNi) об. %. При помощи прибора измерения микротвердости ПМТ-3 определяли микротвердость отполированных образцов при постоянной нагрузке в 0,5 Н и времени приложения нагрузки в течение 10–15 с. Величина микротвердости Hµ вычислялась по формуле р

Н ц = 1,854 -^2,                         (1)

где Hµ – микротвердость, ГПа; Р – нагрузка на алмазную пирамиду, Н; d – диагональ отпечатка пирамиды, мкм.

Значения микротвердости образцов ТСКМ представлены в табл. 1–4.

Представленные экспериментальные значения микротвердости сплавов из 10 результатов измерений показали, что сплав состава (50 TiC – 49,5 TiNi – 0,5 В) об. % после имплантации поверхности образцов приводит к увеличению микротвердости на 2,65 ГПа. Аналогичные результаты измерений микротвердости твердого сплава (40 TiC – 10 TiC (УДП) – 50 TiNi) об. % после имплантации привели к увеличению микротвердости на 5,68 ГПа. А результаты измерения микротвердости вольфрамосодержащего сплава ВК3М после имплантации поверхности по 5 измерениям уменьшились на 3,91 ГПа, а у сплава Т30К4 уменьшились на 0,4 ГПа.

Таким образом, экспериментальное исследование микротвердости облученной поверхности образцов безвольфрамовых сплавов показало, что в тонком поверхностном слое (в несколько мкм) увеличение микротвердости составляет от (2,65–5,7) ГПа. Очевидно, в результате облучения материала образуются закалочные точечные дефекты, вызванные интенсивным нагревом и охлаждением образцов. После облучения поверхности исследуемых образцов газометаллическим пучком ионов аргона и циркония в вакууме происходит увеличение микротвердости. Это увеличение микротвердости скорее всего связано с увеличением концентрации неравновестных точечных дефектов в поверхностном слое. Из экспериментальных данных следует, что среднее значение микротвердости безвольфрамовых

Таблица 1

Изменение микротвердости твердого сплава (50 TiC – 49,5 TiNi – 0,5 В) об. % после имплантации ионами аргона и циркония

№	Диаметр отпечатка d , мкм	Микротвердость до имплантации Hµ, ГПа	Диаметр отпечатка d , мкм	Микротвердость после имплантации Hµ, ГПа
1	32	9,25	28	12,16
2	30	10,57	27	13,28
3	39	6,26	28	12,16
4	34	8,29	26	14,20
5	35	7,65	30	10,57
6	36	7,29	31	9,91
7	34	8,29	32	9,25
8	32	9,25	30	10,57
9	32	9,25	31	9,91
10	30	10,57	29	11,23
		Hµ ср = 8,67		Hµ ср = 11,32

Таблица 2

Изменение микротвердости твердого сплава (40 TiC – 10 TiC (УДП) – 50 TiNi) об. % после имплантации ионами аргона и циркония

№	Диаметр отпечатка d , мкм	Микротвердость до имплантации Hµ, ГПа	Диаметр отпечатка d , мкм	Микротвердость после имплантации Hµ, ГПа
1	44	4,88	34	8,29
2	45	4,67	29	11,23
3	49	3,97	34	8,29
4	43	5,11	31	9,91
5	45	4,67	32	9,25
6	45	4,67	30	10,57
7	50	3,82	31	9,91
8	48	4,12	28	12,16
9	47	4,30	31	9,91
10	45	4,61	28	12,16
		Hµ ср = 4,49		Hµ ср = 10,17

Таблица 3

Изменение микротвердости вольфрамосодержащего твердого сплава ВК3М

№	Диаметр отпечатка d , мкм	Микротвердость до имплантации Hµ, ГПа	Диаметр отпечатка d , мкм	Микротвердость после имплантации Hµ, ГПа
1	24	16,70	27	13,28
2	25	15,38	23	18,02
3	21	21,64	26	14,20
4	20	23,69	29	11,29
5	22	19,58	21	21,65
		Hµ ср = 19,40		Hµ ср = 15,69

Таблица 4

Изменение микротвердости вольфрамосодержащего твердого сплава Т30К4

№ Диаметр отпечатка d, мкм Микротвердость до имплантации Hµ, ГПа Диаметр отпечатка d, мкм Микротвердость после имплантации Hµ, ГПа 1 28 12,16 27 13,28 2 26 14,20 32 9,25 3 33 8,77 32 9,25 4 32 9,25 30 10,57 5 30 10,57 30 10,57 Hµср = 10,99 Hµср = 10,57 твердых сплавов после имплантации поверхности образцов незначительно отличаются по микротвердости вольфрамосодержащих твердых сплавов ВК3М и Т30К4.

Проведенные исследования в работе позволяют сделать вывод, что безвольфрамовые твердые сплавы на основе TiC со связующей фазой из никелида титана обладают достаточно высокой микротвердостью вследствие их имплантации пучком ионов аргона и циркония. Поэтому этот метод упрочнения сплавов является перспективным способом повышения прочности и твердости дезинтеграторных бил и металлокерамических зубьев, работающих в условиях интенсивного износа и значительных динамических нагрузок и абразивного износа в дорожно-строительных машинах, используемых для ремонта дорожного покрытия.