CC BY
141
УДК 539.4.015.1
ИССЛЕДОВАНИЕ ПРОЧНОСТИ ТВЕРДОГО СПЛАВА ВК8 МЕТОДОМ КОНЕЧНЫХ ЭЛЕМЕНТОВ
ДВОРНИК М.И., МИХАЙЛЕНКО Е. А.
Институт материаловедения Хабаровского научного центра ДВО РАН, 680042, г. Хабаровск, ул. Тихоокеанская, 153
АННОТАЦИЯ. В работе выполнено двухмерное моделирование напряженного состояния в компонентах микроструктуры твердого сплава ВК8 под действием растягивающих напряжений. Моделирование выполнено методом конечных элементов на основе теории упругости с учетом термических напряжений. Модель микроструктуры представлена в двух вариантах. В первом варианте микроструктуры карбид вольфрама представляет собой сплошной «скелет», во втором варианте карбид вольфрама представляет собой отдельные зерна. Показано, что максимальная интенсивность напряжений, возникающих в карбиде вольфрама первого варианта микроструктуры значительно выше, чем в карбиде вольфрама второго варианта микроструктуры.
КЛЮЧЕВЫЕ СЛОВА: твердый сплав, микроструктура, напряженное состояние, прочность, метод конечных элементов.
ВВЕДЕНИЕ
Вольфрамокобальтовые твердые сплавы широко используются для обработки материалов резанием, бурения, деревообработки и т.д. Такое большое распространение данные сплавы получили благодаря сочетанию высокой прочности (от 1000 МПа до 5000 МПа) и высокой твердости (НКА86-93) [1]. Такая высокая прочность достигается за счет создания структуры, состоящей из твердых зерен карбида вольфрама, пространство между которыми заполнено кобальтом (рис. 1) [2]. Основным параметром твердых сплавов, по которому определяется область применения, является прочность [1, 2]. В последнее время проводится множество исследований, направленных на повышение прочности твердых сплавов. Для этого исследуют влияние размера карбидных зерен, количества кобальтовой связки, метода получения порошков для спекания, условий спекания и других факторов на прочность твердого сплава. В данном направлении достигнуты определенные успехи, связанные с созданием ультрамелкозернистых твердых сплавов, прочность которых в несколько раз превышает прочность среднезернистых сплавов (табл. 1). Однако однозначной взаимосвязи параметров микроструктуры твердого сплава и его прочности не установлено. Так согласно литературе, посвященной прочности твердых сплавов [1 - 8], и ГОСТ 3882-74 прочность твердых сплавов с уменьшением размера зерна должна уменьшаться, что противоречит последним достижениям.
Таблица 1
Сравнение свойств твердых сплавов различной зернистости
Марка Группа применения Химический состав (в массовых %) Средний размер зерна WC (цт) Свойства спеченных сплавов
WC Со др. Твердость по шкале НЯА Предел прочности на изгиб, ГПа (минимальный)
ВК8 (ГОСТ 3882-74) К30-К40 92,0 8,0 - 1,0 - 2,0 88,0 1,7
GU15F (фирма GESAC) К10-К30 91,4 8,0 0,6 0,6 93,0 4,2
Как известно, прочность — это свойство материала сопротивляться разрушению под действием внутренних напряжений, возникающих в результате внешних нагрузок. При этом необходимо учитывать термические напряжения, возникающие в твердом сплаве при остывании после спекания. Согласно принципу Сен-Венана, даже при равномерном
нагружении исследуемого образца распределение напряжений по поперечному сечению не равномерно, что объясняется неравномерным распределением компонентов в микроструктуре материала. Местное увеличение напряжения вблизи дефекта называется концентрацией напряжения, которая приводит к локальному возникновению опасных деформаций и непосредственно разрушению [9].
Наиболее опасными для твердых сплавов являются растягивающие напряжения, максимальные значения которых определяют при испытании на изгиб по ГОСТ 20019-74. В литературе имеется подробные исследования влияния содержания кобальта, избыточного углерода, п-фазы (примесь Со^3С) и пористости на прочность твердого сплава при изгибе. Предел прочности твердых сплавов увеличивается с ростом содержания кобальта, проходя через максимум при 20 % (примерно) [1], что объясняется блокированием пластической деформации тонких прослоек кобальта твердыми и жесткими зернами карбида вольфрама. [1]. Наличие п-фазы, пор и отдельных крупных зерен приводит к резкому снижению прочности твердого сплава, поэтому их содержание ограничено (ГОСТ 4872-75).
Так же имеется описание влияние формы зерен карбида вольфрама и их распределения по размерам на прочность вольфрамокобальтового твердого сплава. В работе [8] теоретическими методами изучено влияние формы и распределения зерен карбида вольфрама по размеру. Прочность сплава со сферическими и прямоугольными зернами выше, чем с квадратными зернами на 2 % и 5 %, соответственно. Прочность сплава с монодисперсными зернами карбида вольфрама на 3 % выше, чем прочность сплава с соотношением размеров зерен 1:4, по этой причине ограничен максимальный размер зерен карбида вольфрама.
Несмотря на ограничения ГОСТ 4872-75 разброс в значениях предела прочности для сплавов остается необъясненным (табл. 1), а значит и остается необходимость исследований в данном направлении. Уже давно известно, что прочность твердого сплава связана со специфической структурой строения [1]. В литературе обсуждаются три типа строения твердого сплава:
1. Сплошной «карбидный скелет», образованный при спекании, с включениями в него кобальтовой фазы.
2. Зерна карбида вольфрама отделенные друг от друга тонкими прослойками кобальтовой фазы.
3. Карбидный скелет пронизанный прожилками кобальта, образующими непрерывную фазу Со.
Наличие сплошного «карбидного скелета» сложно установить по фотографии микроструктуры из-за малой толщины прослоек кобальта. Их толщина может составлять один атомный слой [9]. Еще сложнее повлиять на появление прослоек кобальта, поэтому влияние строения сплава на прочность проще исследовать теоретически. Расчеты методом конечных элементов позволяют обнаружить слабые места в микроструктуре твердого сплава и определить предельные условия нагружения изделия из материала с заданной микроструктурой.
Целью данного исследования является определение влияния наличия сплошного «карбидного скелета» в твердом сплаве на напряженное состояние в кобальте и карбиде вольфрама.
МЕТОДИКА ЭКСПЕРИМЕНТА
На фотографии среднезернистого твердого сплава ВК8 ^С+8%Со), полученной с помощью растрового микроскопа EVO-40, случайным образом выбрали участок микроструктуры размером 2*2 мкм. (рис. 1). Данный размер микроструктуры вполне достаточен, так как структурных элементов большего размера в твердом сплаве не обнаружено. Содержание кобальта в выбранном участке находится близко к среднему его содержанию в сплаве ВК8.
Светлые участки соответствуют карбиду вольфрама, темные - кобальту Рис. 1. Фотография микроструктуры твердого сплава ВК8 и выбранный для моделирования участок
Были проведены исследования двух вариантов одной микроструктуры:
1. Микроструктура, состоящая из зерен карбида вольфрама, соединенных в сплошной «карбидный скелет» (рис.2, а).
2. Микроструктура, состоящая из искусственно изолированных зерен карбида вольфрама (рис.2, б).
а - с карбидным скелетом, справа - увеличенный фрагмент микроструктуры в месте контакта WC — WC; б- с изолированными зернами WC, справа показана прослойка кобальта в месте соединения зерен
Рис. 2. Исследуемые участки микроструктуры твердого сплава ВК8 размером 2x2 мкм
Разделение зерен карбида вольфрам проводили кобальтовой прослойкой толщиной около 30 нм. Величина напряжений во многом определяется количеством кобальтовой фазы в сплаве [9], поэтому мы добивались незначительного различия (менее 0,1 % по объему) в содержании кобальта в микроструктурах с «карбидным скелетом» и без него. Свойства материалов (карбида вольфрама и кобальта) представлены в табл. 2. Анизотропия свойств карбида вольфрама и кобальта при моделировании не учитывалась. На выбранных участках микроструктуры сплава ВК8 создавалась сетка конечных элементов. Минимальный размер конечных элементов не превышает 10 нм, что в несколько раз меньше толщину прослойки кобальта. Общее количество конечных элементов достигало 25000 (рис. 3). В сплаве учитывались термические напряжения, возникающие при охлаждении с температуры 800 °С до 25 °С из-за разности коэффициентов термического расширения карбида вольфрама и кобальта. К левой границе исследуемой микроструктуры прикладывалось граничное условием Дерихле, что соответствует ее закреплению, а к правой границе прикладывалось условие Неймана, что соответствует приложению нагрузки. Величина растягивающего напряжения составляла (0, 1, 2, 3) ГПа. Данные значения близки к напряжениям,
прикладываемым к самому нагруженному участку микроструктуры при определении предела прочности твердого сплава на изгиб (табл. 1).
Рис. 3. Исходная сетка конечных элементов и увеличенный ее фрагмент (справа)
Свойства компонентов сплава ВК8
Таблица 2
Свойство Материал Литература
WC Со
Модуль Юнга Е, ГПа 720 215 [4]
Коэффициент Пуассона, V 0,19 0,31 [4]
Коэффициент термического расширения, а 5,2е-6 1,4е-5 [8]
Межатомное расстояние, нм 0,29 0,25 [1]
Двухмерное моделирование проводили методом конечных элементов, реализованным в программе OOF2, созданной в США в Национальном Институте Стандартизации и Технологии. Расчет проводили методом сопряженных градиентов линейного спуска, применимым для решения симметричных матриц. В результате мы получали распределение напряжений по всей сетке конечных элементов исследуемых микроструктур твердого сплава ВК8.
Прикладываемые к материалу внешние силы стремятся изменить взаимное расположение элементов (сместить узлы конечных элементов в нашем случае), а возникающее при этом напряжение препятствует смещению. Каждая точка нагруженного материала окружена множеством других точек, и по-разному взаимодействует с ними, поэтому в окрестностях данной точки напряжения по разным направлениям различны. Совокупность напряжений в трех взаимно перпендикулярных направлениях описывается тензором напряжений. Тензор состоит из шести независимых компонент: три нормальных напряжения (ох, оу, о2 ) и три касательных напряжения (тху, туг, т2Х). По известным величинам симметричного тензора были определены главные напряжения для каждой точки микроструктуры (01 > о2 > о3).
ЭКСПЕРИМЕНТАЛЬНЫЕ РЕЗУЛЬТАТЫ
Расчеты показали, что средняя величина термических напряжений в карбиде вольфрама составляет -0,2 ГПа, что соответствует сжатию. Средняя величина рассчитанных растягивающих напряжений в кобальтовой фазе составляет 1,2 ГПа. Средние значения термических напряжений, рассчитанные нами методом конечных элементов, хорошо согласуются с данными, полученными в результате рентгеноструктурного анализа твердых сплавов такого же состава [7]. После приложения нагрузки в образце исследуемой микроструктуры возникают напряжения, которые уравновешивают внешнее воздействие. Средние величины напряжений в карбиде вольфрама и кобальте в условиях равновесия можно описать соотношением:
°ШС -иШС + °Со •иСо , (1)
где 0 - прикладываемое растягивающее напряжение первого рода; 0ШС - средняя величина напряжений в карбиде вольфрама; оСо - средняя величина напряжений в кобальте; иШС = 88 % - объемная доля карбида вольфрама принята равной его ареальной доле; иСо =
12 % - объемная доля кобальта принята равной его ареальной доле.
Рассчитанные средние значения напряжений в карбиде вольфрама и кобальте полностью удовлетворяют соотношению (1), что полностью соответствует результатам рентгеноструктурного анализа. Данные результаты являются тривиальными, так как следуют из самой теории упругости и показывают лишь математическую правильность расчетов. Наибольший интерес представляют локальные напряжения, возникающие в отдельных элементах микроструктуры. Как показал анализ полученных результатов, в компонентах микроструктуры возникает объемное напряженное состояние, поэтому для описания процесса разрушения необходимо выбрать критерий разрушения.
Разрушение материала начинается, когда максимальная величина напряжений достигается предельного значения хотя бы в одной точке разрушаемого материала. Для компонентов микроструктуры не существует универсальных критериев прочности из-за сложности описания процессов, происходящих в них. Так как мы рассматриваем напряженное состояние в конечном элементе, размер которого составляет примерно 10 нм, то можно предположить, что на таком уровне разрушение кобальта и карбида вольфрама начинается скольжением одной части кристалла относительно другой и заканчивается образованием микротрещины в последнем. Известно [1, 13], что моменту начала скольжения в кристалле отвечает определенная величина интенсивности главных напряжений, которая определяется по формуле:
ог =^2[(01 -о2)2 + (о2 -О3)2 + (03 -о^2]. (2)
При моделировании прочности твердого сплава мы считаем, что разрушение начнется в том месте исследуемой микроструктуры, где интенсивность главных напряжений превышает некоторое предельное значение, что соответствует 4-ому критерию прочности. Таким образом, критерии разрушения карбида вольфрама и кобальта в исследуемой нами микроструктуре имеют вид:
0 г ШС тах — 0в ШС 0 г Со тах — 0 вСо
(3)
где ог ШС тах - максимальное значение интенсивности главных напряжении, возникающих в карбиде вольфрама; ог Со тах - максимальное значение интенсивности главных напряжений, возникающих в кобальте; овШС - предел прочности карбида вольфрама в структуре твердого сплава; овСо - предел прочности элемента кобальта в структуре твердого сплава.
Предел прочности на растяжение спеченного карбида вольфрам составляет 0,35 ГПа [5]. Предел прочности на растяжение твердого раствора карбида вольфрама в кобальте, из которого состоит кобальтовая фаза, составляет 1,14 ГПа [14]. Данные величины определяются в результате испытаний макрообразцов, в которых уже имеется множество дефектов. В кобальтовой фазе это в первую очередь дислокаций, в карбиде вольфрама - поры. В твердом сплаве за счет создания определенной структуры действие наиболее опасных дефектов уменьшено. Скольжение дислокаций в кобальте заблокировано границами зерен карбида вольфрама, а подавляющее большинство пор, которые присутствуют в карбиде вольфрама, заполнены кобальтом, поэтому прочность компонентов микроструктуры значительно превосходит прочность их образцов. Теоретическую прочность компонентов микроструктуры можно рассчитать по формуле:
\У' Е
0 теор Л , (4)
\\ а
где уя - удельная поверхностная энергия; а - межатомное расстояние; Е - модуль Юнга.
Величины поверхностной энергии кобальта и карбида вольфрама, полученные
2 2
квантово-механическим моделированием, составляют 2,7 Дж/м и 7,25 Дж/м [12], соответственно. Теоретические прочности карбида вольфрама и кобальта, рассчитанные по этим данным составляют 134 ГПа и 38 ГПа. Реальные прочности компонентов микроструктуры находятся в диапазоне от теоретической прочности до прочности образцов измеренной на практике. Величина прочности компонента микроструктуры в каждом отдельном случае может отличаться в зависимости от размера, наличия примесей, дефектов и т.д. Так как рассчитать реальную величину прочности компонентов не представляется возможным, то для сравнения мы будем использовать величины микротвердостей этих компонентов. Условия определения деформации при определении микротвердости наиболее близки к условиям деформации компонента микроструктуры. Итак, микротвердость карбида вольфрама составляет 20,6 ГПа. Микротвердость кобальтовой фазы в микроструктуре среднезернистого твердого сплава составляет 7,5 ГПа.
На рис. 4 представлены зависимости максимальных интенсивностей напряжений от среднего растягивающего напряжения для карбида вольфрама и кобальта. Кривые напряжения начинаются со значений термических напряжений. Максимальные интенсивности напряжений, возникающие при растяжении в компонентах микроструктуры, хорошо описываются прямой.
а)
1
2
2
б)
Растягивающие напряжения, ГПа
Растягивающие напряжения, ГПа
Рис. 4. Зависимость максимальной интенсивности напряжений в карбиде вольфрама (■) и кобальте (•) от величины растягивающих напряжений в микроструктурах с карбидным скелетом (а) и без него (б)
о
3
В результате моделирования напряженного состояния микроструктуры среднезернистого твердого сплава ВК8 было установлено, что контакты между зернами карбида вольфрама являются концентраторами напряжений. Интенсивность напряжений в них достигает 9,8 ГПа при отсутствии нагрузки и достигает 11 ГПа при приложении напряжения 3 ГПа. Максимальная интенсивность напряжений в кобальте составляет 4,5 ГПа при отсутствии нагрузки и увеличивается до 5,1 ГПа при приложении нагрузки 3 ГПа, что значительно меньше его микротвердости. То есть разрушение такой микроструктуры начнется, вероятно, с контактов между зернами карбида вольфрама, прочность которых должна быть значительно меньше прочности центральной части зерна. Локальное разрушение этих границ на практике наблюдается уже при малых нагрузках [3], что подтверждает результаты нашего расчета. Разрушение образца не заканчивается разрушением контактов зерен карбида вольфрама, а продолжается в результате пластической деформации кобальта, но микродефекты, которые образуются при разрушении контактов зерен карбида вольфрама, должны значительно ускорить процесс.
Совсем другое распределение напряжений наблюдается при отсутствии сплошного карбидного «скелета». В такой микроструктуре напряжения в карбиде вольфрама концентрируются вблизи искривлений границы с кобальтом (рис. 5). Максимальная интенсивность напряжений, возникающих под внешним напряжением 3 ГПа в карбиде
вольфрама, составляет (9,1 ГПа), что на 30 % меньше максимальной интенсивности напряжений в структуре со сплошным карбидным «скелетом». В кобальте при этой же нагрузке напряжения концентрируются в месте наименьшей толщины прослоек, их интенсивность достигает 7,4 ГПа, что весьма близко к значению их микротвердости. Это говорит о том, что разрушение данной микроструктуры должно начаться с пластической деформации кобальта. Разрушение карбида вольфрама начнется при значительно большей нагрузке.
а - с карбидным скелетом; б - без него; справа - исследуемые микроструктуры
Рис. 5. Распределение напряжений в микроструктуре твердого сплава ВК8
Среднезернистые твердые сплавы, выпускаемые по традиционной технологии, имеют сплошной карбидный «скелет». Обычно прочность твердого сплава ВК8 имеющего такую микроструктуру не превышает 2 ГПа (табл. 1). Если допустить, что хрупкое разрушение исследованного компонента микроструктуры твердого сплава начинается под действием растягивающих напряжений 2 ГПа в результате разрушения контакта зерен WC под действием напряжений интенсивностью 10,5 ГПа, то для разрушения зерен WC во второй микроструктуре необходимо приложить внешнее напряжение 4,4 ГПа. То есть твердый сплав, зерна WC которого изолированы, может обладать прочностью в несколько раз превышающую прочность сплава со сплошным карбидным «скелетом».
Данное предположение подтверждается в результате сравнения новых марок твердых сплавов, в которых срастанию зерен WC препятствует ингибитор роста зерна, и сплавов выпущенных по традиционной технологии (табл. 1). Как видно из таблицы, твердый сплав с добавкой ингибитора роста зерна (GU15F) в несколько раз прочнее стандартного сплава. Первым на данный эффект обратил внимание Герланд еще в 1963 году [15]. Он показал, что прочность при изгибе твердого сплава зависит от степени разделения карбидных зерен и может быть повышена в несколько раз при полном отсутствии контактов WC-WC. Щетилина Е.А. [16] установила, что снижение удельной межфазовой поверхности при равной величине карбидного зерна приводит к росту предела прочности на изгиб. В работе [17] объясняют высокую прочность на изгиб (3,5 ГПа) твердого сплава WC+10%Co (по массе) малой протяженностью границ WC-WC. Отсюда следует, что одним из наиболее эффективных путей упрочнения твердого сплава является препятствование срастанию зерен WC между собой.
ВЫВОДЫ
Исследование методом конечных элементов напряженного состояния микроструктур твердого сплава ВК8 с карбидным «скелетом» и без него показало, что места срастания зерен WC являются концентраторами напряжений. Под воздействием термических напряжений и нагрузки в них возникают напряжения, интенсивность которых в несколько раз превышает
интенсивность прилагаемого напряжения. При нагрузке 2 ГПа интенсивность напряжений достигает 10,5 ГПа. Напряжения такой интенсивности могут вызвать появление сдвигов и образование микротрещин. Согласно расчетам такая высокая интенсивность напряжений в полностью разделенных зернах карбида вольфрама достигается при нагрузке 4,4 ГПа, что объясняет высокую прочность таких сплавов.
Работа выполнена при поддержке грантов ДВО РАН 09-Ш-В-04-104 и 09-Ш-А-04-092, и гранта РАН 09-1-П18-01.
Материалы статьи обсуждались на Двенадцатой Межрегиональной конференции молодых ученых по физике полупроводниковых, диэлектрических и магнитных материалов «ПДММ-2009) (г. Владивосток, 17-20 июня 2009 г.) и рекомендованы к публикации в журнале «Химическая физика и мезоскопия».
СПИСОК ЛИТЕРАТУРЫ
1. Креймер Г.С. Прочность твердых сплавов / 2-е изд. М. : Металлургия, 1971. 247 с.
2. Панов В.С., Чувилин А.М. Технология и свойства спеченных твердых сплавов и изделий из них / Уч. пособие для ВУЗов. М. : МИСИС, 2001. 428 с.
3. Подорога В.А. Термические напряжения в твердом сплаве WC-Co после спекания / Под ред. В.П.Кебко, М.Г.Лошак // Проблемы прочности. 1990. № 12. С. 87-93.
4. Лошак М.Г. Прочность и долговечность твердых сплавов. Киев : Наук. Думка, 1984. 328 с.
5. Туманов В.И. Свойства сплавов системы карбид вольфрама-кобальт. М. : Металлургия, 1971. 95 с.
6. Клочко Н.А. Метод анализа распределения деформаций и напряжений между фазами при деформировании сплавов WC-Co // Твердые сплавы. 1970. № 10. С. 44-54.
7. Александрова Л.И., Лошак М.Г., Горбачева Т.Б. и др. Рентгенографическое исследование термообработанных твердых сплавов WC-Co // Порошковая металлургия. 1986. № 5. C. 93-98.
8. Kim C.S., Massa T.P., Rohrer G.S. Modeling the relationship between Microstructural features and the Strength of WC-Co Composites // Int. Journal of Refractory Metals and Hard Materials. 2006. V.24 (1). P. 89-100.
9. Yamamoto T., Ikuhara Y., Watanabe T. et al. High resolution microscopy study in Cr3C2-doped WC-Co // Journal of Materials Science. 2001. № 36. Р. 3885 - 3890.
10. Jaensson B.O. Die Untersuchung von Verformungsersheinungen in hochfesten WC-Co-Legierungen mit Hilfe eines neuen Localisierungsverfahrens für die Abdruckelektronenmicroscopie // Pract. Metallogr. 1972. V. 9, № 11. Р. 624-641.
11. Францевич И.Н., Воронов Ф.Ф., Бакута С.Ф. Упругие постоянные и модули упругости металлов и неметаллов / Справочник / Под ред. И.Н. Францевича. Киев : Наукова думка, 1982.
12. Christensen M., Wahnctrom G. Co - phase penetration of WC (1010)/WC (1010) grain boundaries from first principles // Phys. rew. B 67. 2003. Р.115415.
13. Сопротивление материалов / Учебник для вузов / Под ред. акад. АН УССР Г.С.Писаренко / 5-е изд., перераб. и доп. Киев : Вища шк. Головное изд-во, 1986, 775 с.
14. Bock H., Hoffman H., Blumenauer H. Mechanische Eigenschaften von Wolframkarbid-Kobalt-Legierugen // Technik. 1976. V.31, № 1. Р. 47-51.
15. Gurland J. The Fracture Strength of Sintered WC-Co Alloys in Relation to Composition and Particle Spacing // Trans. Met. Soc. AIME. 1963. V. 227, № 1. Р. 28-43.
16. Щетилина Е.А. Исследование межфазной поверхности сплавов WC-Co // Цветные металлы. 1971. № 9. С.85-89.
17. Suzuki H., Hayashi K. Strenght of WC-Co Cemented Carbides in relation to their Fracture Sources // Planseeber. Pulverment. 1975. V. 23, №1. Р. 24-36.
RESEARCH OF WC-8%Co HARD ALLOY STRENGTH BY FINITE ELEMENTS METHOD ИССЛЕДОВАНИЕ ПРОЧНОСТИ ТВЕРДОГО СПЛАВА ВК8 МЕТОДОМ КОНЕЧНЫХ ЭЛЕМЕНТОВ
Dvornik M.I., Mikhailenko E.A.
Institute of material science KhSC FEB RAS, Khabarovsk, Russia
SUMMARY. Two-dimensional simulation of stress state in microstructure components of medium-grained WC-8%Co hard alloy under tensile stress is studied in this work. Simulation was executed by finite element method using elasticity theory. Thermal stress was taken into account. We used two models of hard alloy microstructure. WC in the first model of microstructure is presented by continuous carbide «skeleton». WC in the second model of microstructure is presented by separated grains. There is the maximal stress intensity appearing in components of hard alloy in the first microstructure significantly exceeds stress intensity in components in second microstructure.
KEYWORDS: hard alloy, microstructure, stressed state, strength, finite element analysis.
Дворник Максим Иванович, кандидат технических наук, старший научный сотрудник Института материаловедения ХНЦДВО РАН, тел. (4212)226598, e-mail: [email protected]
Михайленко Елена Альбертовна, кандидат физико-математических наук, научный сотрудник Института материаловедения ХНЦ ДВО РАН, тел. (4212)226598, e-mail: [email protected]
