CC BY
8ФОРМИРОВАНИЕ СТРУКТУРЫ, ФАЗОВЫЙ СОСТАВ И СВОЙСТВА КОМПОЗИЦИОННОГО МАТЕРИАЛА ТЮ-МТ В ЗАВИСИМОСТИ ОТ СОДЕРЖАНИЯ УГЛЕРОДА В КАРБИДЕ ТИТАНА И ЧАСТИЧНОЙ ЗАМЕНЕ ТИТАНА МОЛИБДЕНОМ
П.В. Бурков, С.Н. Кульков
В настоящей работе исследовано влияние содержания углерода в карбидной фазе на формирование структуры, фазового состава и свойств сплава TiCх-М^. Изложены результаты исследования структурообразования композиционного материала TiC-NiTi при частичной замене титана молибденом. Установлены закономерности сплавообразования в зависимости от концентрации молибдена в карбиде титана.
Непрерывное совершенствование технологических процессов изготовления твердых сплавов на основе карбида титана и все возрастающая дефицитность вольфрама делают направление в применении карбида титана как замены карбида вольфрама весьма перспективным. Для создания безвольфрамовых твердых сплавов используют двойные карбиды в качестве твердой фазы сплавов, с применением которых повышается пластичность сердцевины карбидного зерна [1]. Создание новых твердых сплавов осуществляется различными методами: одним из методов является пластифицирование карбида титана введением в него соответствующих добавок, например, молибдена; другим - использование карбида титана с уменьшенным содержанием связанного углерода [2, 3].
Целью данной работы является изучение структуры, фазового состава и свойств
композиционного материала в зави-
симости от содержания углерода в карбиде титана и частичной замены титана молибденом в карбиде титана.
Материал и методика эксперимента
Порошки карбидов титана спекали при температуре 2023 К в вакууме, гелии или аргоне. Состав синтезированного карбида контролировали с помощью химического анализа на азот, кислород, а параметр решетки карбида титана определяли рентгенострук-турным анализом (табл. 1).
Шихтовку сплава рассчитывали исходя из соотношения: 80 масс. % твердой фазы -20 масс. % связующей фазы. Приготовление смесей проводили по технологии производства сплава ТН-20 [4]. Две смеси, состоящие из компонентов ТЮх и (Л, Мо)С и загружали отдельно в лабораторные мельницы,
Таблица 1 - Состав карбида, определенный по параметру решетки [5]
^О* 0,96 0,75 0,7 0,65 0,6 0,57 0,53
Параметр решетки, нм 0,4326 0,4324 0,4319 0,4317 0,4314 0,4309 0,4304
Примечание: Содержание кислорода в наиболее дефектных препаратах не превышало 0,2 мас. %, а свободного углерода 0,27 мас. % (ТС0,96)
Таблица 2 - Аттестационные характеристики порошков (Л, Mo)C
Твердосплавная смесь
Шихтовка, % Собщ,, % Ссв, % Syflx 103, м2/кг dср, х10-6м
TiC - 99,0; Mo - 1,0 17,35 0,31 8,36 0,126
TiC - 94,0; Mo - 6,0 16,52 0,33 9,76 0,107
TiC - 90,0; Mo - 10,0 16,28 0,18 8,18 0,128
TiC - 85,0; Mo - 15,0 16,18 0,23 7,58 0,139
Структурные характеристики исходного порошка TiC: Собщ - 19,4%; Ссв - 0,38%; "5 о Svnx10 - 0,409 м /кг; dCD - 2,27мкм
имеющих футеровку и шары из стали ШХ15СГ в соотношении шары: смесь - 8:1, и активировали путем совместного размола в течение 48 ч.
Исследование структурных характеристик твердого раствора (Л, Мо)С проводили по результатам рентгеноструктурного анализа [6-7]. Исходные характеристики порошков (Л, Мо)С представлены в таблице 2.
Образцы для исследований готовили двумя способами: жидкофазным спеканием и горячим прессованием. Спекание образцов проводили в вакуумной печи СШВ-1.2,5/25И1, горячее прессование - на установке, собранной на базе МШЛТ-1 для диффузионной сварки.
Спекание проводили по следующим режимам: жидкофазное спекание - нагрев до температуры спекания Т = 1573-1673 К со скоростью 0,18 К/с, выдержкой в течение 3,6 кс и охлаждение с печью; горячее прессование - нагрев до температуры спекания Т = 1623-1723 К со скоростью 1,3 К/с, с последующей выдержкой при температуре спекания в течение 0,6 - 4,2 кс при одновременном приложении давления прессования 15 - 55 МПа и дальнейшим охлаждением с печью.
Определяли плотность, твердость и предел прочности при изгибе. Средний размер зерна ЛС устанавливали путем металлографических исследований на изготовленных шлифах образцов. Пористость во всех случаях определяли по шкалам АSТМ и ГОСТ.
Характер разрушения исследовали методом просвечивающей электронной микроскопии на электронном микроскопе ЭММА-2 с использованием угольных реплик.
Результаты и обсуждение
В системе ТЮЖ-№Л при полном растворении интерметаллида №Л и в результате реакции с карбидом титана в расплаве МЛ происходит изменение состава материала связующей фазы с образованием интерметаллического соединения №3Л [4].
В зависимости от содержания углерода в "ПСХ можно выделить три интервала: при х > 0,7 связующая фаза представляет собой интерметаллическое соединение 1\П3Л, при х =0,6...0, 7 связующая фаза представляет собой интерметаллическое соединение N¡11, при х =< 0,6 связующая фаза представляет собой интерметаллическое соединение Л21\П (рисунок 1, 2).
Во всех трех интервалах после спекания происходит изменение состава как твердой фазы, так и связующей фазы.
По результатам металлографического анализа (рис. 2) видно, что в этих сплавах образуется непрерывный карбидный каркас и агрегаты зерен. Но в сплаве, у которого значение соотношения ^Л = 0,65 карбидные зерна равномерно окружены связующей фазой. При снижении соотношения ^Л в карбиде титана возрастает склонность к росту зерна, образованию агрегатов зерен и карбидного каркаса. При соотношении ^Л = 0,53 наблюдается формирование карбидного каркаса. Этот факт ранее был обнаружен при спекании системы Л^-М [8].
В первом интервале начинается процесс образования агрегатов зерен карбидной фазы, путем укрупнения зерен за счет слияния мелких. Во втором интервале изменение структуры продолжается: вначале образуют-
ют
М(100)
V
* \ д
Т тю (200)
Т12№ Г
Т1г№ ("3)
(422) |
1
1 ж
(200)
44 29 (град)
38
39
40
41 42 20 (град)
Рисунок 1 - Фрагменты дифрактограмм сплавов Л^ - МЛ вблизи отражения (200) Л^ а) x=0,96; б) х=0,75; в) x=0,70; г) x=0,65; д) x=0,60; е) x=0,57; ж) x=0,53
г д
Рисунок 2 - Структура сплавов TiCx-NiTi: а) х=0,96; б) х=0,75; в) х=0,65; г) х=0,60; д) х=0,53
ся крупные карбидные зерна, затем происходит их коагуляция. В сплаве с соотношением = 0,65 карбидное зерно является наименьшим в интервале и имеет округлую форму в отличие от сплавов с соотношением = 0,7 и 0,6. В третьем интервале завершается процесс формирования карбидного каркаса.
Влияние связующей фазы на разруше-
ние твердого сплава в различных интервалах соотношений ^Л показано на изломах сплавов (рис. 3). В первом интервале (рис. 3а) поверхность разрушения характеризуется наличием выступов и впадин от карбидных зерен, которые определяют хрупкость этого сплава, причем поры, попавшие на пути распространения трещины, способствуют хрупкому разрушению, а излом можно классифи-
а б
Рисунок 4 - Микроструктура сплава, полученного на основе сложного (Ti, Mo)C карбида с содержанием 1 % Мо (а) и распределение зерен карбидной фазы TiC по фракциям, в зависимости от содержания молибдена в сплаве (б)
Таблица 3 - Результаты металлографического исследования титано-молибденовых твердых _сплавов с содержанием молибдена 4 - 20%_
Содержание Мо в карбиде, титана % Содержание пор до 50 мкм Количество пор размером свыше 100 мкм Распределение фаз Распределение зерен по классу зернистости, %
5 6 7 8 9 10
4,16 А 0,4 - Равномерное 0,5 - 0,5 У 28 12 32 29 25 39 14 18 03 02
5,1 А 0,2 - Равномерное 0,5 - 0,5 У 34 12 38 19 21 39 07 23 06 01
5,81 А 0,4 - Равномерное 0,8 - 0,8 У 38 11 34 21 со см см см 02 34 11 01
7,2 А 0,8 - Равномерное 0,5 - 1,5 У 32 11 35 19 12 34 01 24 11 01
8,75 В 0,2 - Равномерное 0,8 - 0,8 У 31 9 42 25 24 36 03 25 05
11,56 А 0,4 1 - 200 Равномерное 0,8 - 0,8 У 36 16 43 32 20 25 01 12 04 01
14,06 В 0,2 - Неравномерное 0,5 - 0,8 У 39 10 42 31 18 20 01 28 08 03
20,0 А 0,6 - Неравномерное скопление озерк. формы 0,8 - 0,8 ; 37 10 36 13 18 35 09 32 8 2
цировать как интеркристаллитный. Во втором интервале (рис. 3б) излом интеркристаллитный. Темные пятна неправильной формы являются следами карбидов, вырванных из связующей фазы. Гребешки частично напоминают сотовую структуру. В третьем интервале (рис. 3в) излом транскристаллитный. На рисунке видны сростки крупных карбидных зерен, по которым и произошел скол. При этом и соседние карбидные зерна раскололись, также присутствуют мелкие карбидные зерна. Препятствий распространению трещины связующая фаза не оказывает.
При добавлении в твердый сплав молибдена металлографическими исследованиями обнаружено, что основная масса (3040%) карбидных зерен имеет размеры 5-6 мкм (рис. 4, табл. 3). На рентгенограммах сплавов с содержанием молибдена более 5 масс. % отмечается присутствие фазы Мо2С (рис. 5). Распределение цементирующей фазы между зернами однородное.
Проведенные исследования спеченных образцов подтвердили предположение о том, что в партиях сплава, показавших при испытаниях высокую хрупкость после спекания при температурах 1653-1673 К, происходит распад твердого раствора (Л, Мо)С с появлением на рентгенограммах (рис. 5) четко определяемых фаз ЛС и Mo2С. Связующая фаза этих образцов находится в виде интерметал-
грамм сплава 80% (Л, Mo)C-20% МЛ, содержание молибдена 1% (а), 15% (б)
Таблица 4 - Физико-механические свойства сплава (Л, Mo)C
р, т/м3 HRA аизг, МПа Ообщ, % йсв, х10"6м
5,06 92,3 960 0,63 2,20
5,15 92,1 843 0,66 1,91
5,35 91,1 784 0,69 1,78
5,48 91,2 686 0,69 1,65
лического соединения М^.
Из результатов исследований образцов методом просвечивающей электронной микроскопии установлено, что морфология зерен всех образцов разнообразна от правильной геометрической формы до округлой. Всем образцам характерна разнозернистость. Образцы, показавшие наиболее высокие физико-механические свойства, имели более однородную структуру зерен и равномерное распределение связки по сравнению с теми образцами, которые характеризовались более низкими прочностными свойствами.
На рис. 6 представлены зависимости пределов прочности при сжатии и изгибе, а также твердости и пористости сплавов. Изменения в фазовом составе связки от до
и в формировании структуры приводят к образованию на кривых зависимостей максимумов в районе соотношения ^Л = 0,6-0,7.
В табл. 4 приведены результаты химического анализа и физико-механические свойства полученного сплава. Из данных табл. 4 следует, что предел прочности при изгибе в партиях сплава с содержанием молибдена в пределах до 5 масс. % имеет максимальные значения, т.е. эти значения находятся в диапазоне 900-1100 МПа при твердости 92-ь92,3 НРА. Увеличение содержания молибдена до 20 масс. % приводит к снижению предела прочности при изгибе до значений 400-600 МПа. Следует отметить, что при увеличении содержания молибдена в смеси более 5 масс. % происходит снижение твер-
Рисунок 6 - Зависимости механических свойств и пористости сплава от соотношения
^Л в карбиде титана
дости сплава при сохраняющейся его мелкозернистой структуре.
Заключение
Применяя карбид титана достехиомет-рического состава можно получить в системе Л^-МЛ сплав с никелидом титана в качестве связующей фазы, что обеспечивает повышение механических свойств композиционного материала, твердость и прочность на изгиб которых соответственно составляют 88 HRA и 1100 МПа.
Показано, что использование молибдена в сложном карбиде позволяет получить композиционный материал с мелкозернистой однородной структурой. Установлено, что легирование молибденом в количестве до 5 масс. % приводит к возрастанию твердости и составляет 92...92,3 HRA.
СПИСОК ЛИТЕРАТУРЫ
1. Самсонов Г.В., Упадхая Г.Ш. Физическое металловедение карбидов. - Киев: Нау-кова думка, 1974. - 435 с.
2. Кушталова И.П., Ускович Д.П., Ристич М.М. Роль прочности и пластичности туго-
плавких соединений в создании абразивов и твердых сплавов // Гласн. хем. друштва, Белград. - 1983. - Т.43. - № 3. - С.63-69.
3. Бурков П.В. Исследование свойств безвольфрамового твердого сплава при частичной замене титана молибденом // Перспективные материалы.-2002.-№3.-С.61-66.
4. Кипарисов С.С., Левинский Ю.В., Петров А.П. Карбид титана: получение, свойства, применение. - М.: Металлургия, 1987. - 216 с.
5. Липеон Г., Стипл. Интерпретация порошковых рентгенограмм. - М.: Мир, 1972. -384 с.
6. Русаков А.А. Рентгенография металлов. - М.: Атомиздат, 1977. - 480 с.
7. Горбачева Т.Б. Рентгенография твердых сплавов. - М.: Металлургия, 1985.
- 203 с.
8. Мередис Б. Спекание ТЮ в присутствии жидкой фазы // Порошковая металлургия.
- 1974. - №6. - С. 12-16.
Томский политехнический университет
