4. Пропитка алмазных порошков кобальтом из твердосплавной подложки

Формирование алмазного слоя на твердосплавной под­ложке в условиях высоких давлений и температур при жидкофазном спекании позволяет получать пластины с более высокой износостойкостью. От температуры спекания в значительной мере зависит образование меж-кристаллитной связи в зернах, возникновение различ­ного рода дефектов в кристаллах, количество связующе­го материала в поликристаллическом слое и, соответ-ственно, износостойкость пластин.

Таблица 21. Расчет фазового состава и ширины алмазных линий пластин АТП при различных температурах спекания

Темпера­тура спекания	I (200), отн. ед.	B220 мрад	B331, мрад	L, нм			N,	см-2
0.50 Topt	INi = 170	5,9	5,9
0,70 Topt	INi= 170	6,6	7,8	—		—
0,80 Topt	INl = 170	8,4	20,4			—
0,85 Topt	INi = 170	9,3	23,1	16,9 2,0		10-3	7,7	• 108
0,95 Topt	INi = 40	11,1	20,4	—		—
1,20 Topt	INi-Co= 50	11,1	25,8	— 2,8		■10-3	1,9	• 108
1,00 Topt	INi-Co
	= 40	10,2	30,0	— 3,0		•10-3	2,9	• 108
Без Ni	ICo=30	—	-	—

Изучалось изменение фазового состава и интеграль­ной ширины алмазных дифракционных линий (220) и (331) в зависимости от температуры спекания. При этом давление и продолжительность спекания не изменялись. Съемка велась на рентгеновском дифрактометре ДРОН-2,0 в фильтрованном излучении медного анода, запись велась на диаграммную ленту. В табл. 21 приведены ре­зультаты исследований: фазовый состав и интегральная ширина дифракционных линий (220) и (331) после исправления на немонохроматичность излучения мед­ного анода методом, описанным в работе [86].

Для изучения миграции жидкой составляющей в ал­мазный слой и обратно никель предварительно вводил­ся в исходные алмазные порошки.

Как видно из табл. 21, при изменении температуры спекания изменяется и фазовый состав алмазного слоя.

90 70

П ри повышении температуры спекания до значения 0,5—0,7 от оптимальной на рентгенограмме видны чет­кие интенсивные линии никеля (200) и (220), не совпа­дающие с линиями алмаза. Дальнейшее повышение тем­пературы до 0,8—0,85 T_opt приводит к появлению графита. На дифрактограмме четко видна линия (002) графита, интенсивность линии никеля не изменяется. На рентгенограммах образцов, спекавшихся при более вы­соких температурах (до 1,2 T_opt), исчезают линии гра­фита и (220) никеля, умень­шается почти в два раза ин­тенсивность линии (200). При такой температуре в алмазный слой проникает кобальт из твердосплавной подложки и растворяет гра­фит. Этот факт подтвержда­ется при исследовании пла­стины, спеченной в идентич­ных условиях, но без при­меси никеля. На рентгено­грамме отсутствует линия

зо t,мкм графита, дополнительная

Рис. 56. Распределение концент­рации кобальта (1) и никеля (2) по высоте образца в алмазном поли кристаллическом слое и твердосплавной подложке при температуре 0,8T_opt

линия с d = 0,17 нм соот­ветствует (200) линии ко­бальта, интенсивность ее немного меньше, чем на рентгенограмме образцов, полученных при температу-

рах спекания 0,95—1,2 T_opt. Поскольку линии на рент­генограммах никеля и кобальта полностью совпадают, разделить их невозможно и соответствующие линии на рентгенограммах смеси усиливаются.

Микрорентгеноспектральный анализ этих образцов показал, что при температурах спекания 0,8 T_opt ко­бальт твердосплавной подложки начинает пропитывать алмазный слой. Из рис. 56 видно, что количество кобаль­та в твердосплавной подложке на границе с алмазным слоем уменьшается. При данной температуре спекания глубина межзеренной миграции кобальта составляет 0,2 мм. Несколько с большей глубины алмазного слоя наблюдается миграция никеля к границе с подложкой и в саму подложку. С повышением температуры спекания фронт плавления продвигается в глубь твердосплавной подложки. Кобальт под действием капиллярных сил и перепадов давления в реакционном объеме АВД пропитывает слой алмазного порошка. В подложке происхо­дит перераспределение ее составляющих WC—Со, по направлению к границе с алмазным слоем подложка обогащается WC и обедняется кобальтом. Количество кобальта в приграничной зоне меньше, чем в алмазном слое и подложке. При данной температуре спекания боль­шая часть никеля мигрирует из алмазного слоя в под­ложку и в приграничную зону, где происходит его преи­мущественное накапливание.

Полученные экспериментальные данные позволяют выделить два характерных этапа в формировании струк­туры алмазного поликристаллического слоя [46, 48,. 56]. При повышении температуры нагрева на внеконтакт-ных поверхностях алмазных зерен начинает образовы- ваться графит и происходит процесс твердофазного спекания слоя. При плавлении металлической состав­ляющей в подложке жидкая фаза мигрирует по капилля­рам, образованным алмазными зернами и их осколка­ми, и в присутствии кобальта графит растворяется и превращается в алмаз. Между отдельными зернами обра­зуется межкристаллитная связь алмаз — алмаз, на гра­ничной зоне алмазный слой — твердосплавная подлож­ка происходит надежное сцепление поликристалличес­кого слоя с последней.

При получении композиционного материала происхо­дит заметное изменение в кристаллической решетке алмаза, следствием чего является уширение линий. Это указывает на образование большого числа нарушений в кристаллической решетке алмаза и позволяет изучить его субструктуру: размер областей когерентного рассея­ния, величину микроискажений, плотность дислокаций [19]. Как видно из табл. 21, по мере повышения темпера­туры спекания увеличивается ширина алмазных линий (220) и (331). Причем ширина линии (220) увеличивается в два раза, а (331) — в шесть. В пластинах, полученных при температурах спекания до 0,8 T_opt, эффект ушире-ния незначителен, на линии (331) виден K-дублет. С повышением температуры спекания до 1,2 T_opt линии размываются сильнее, постепенно исчезает K-дублет на линии (331), она становится симметричной и сильно уширенной. Поскольку метод интегральной ширины, применяемый для определения величины характеристик субструктуры, дает хорошие результаты в случае сильно уширенных линий, характеристики субструктуры уда­лось определить для образцов, полученных при темпе­ратурах 0,85; 1,0 и 1,2 Topt. Они приведены в табл. 21.

При низких температурах спекания происходит дробле­ние и уплотнение частичек алмазного порошка и ушире-ние линий незначительно. Затем, по мере повышения тем­пературы спекания происходит дробление блоков и воз­растает величина микроискажений и плотность дислока­ций (0,85 Topt). Однако дальнейшее уширение линий (Topt и 1,2 T_opt) вызвано только микроискажениями. Вероятно, в результате пропитки алмазного слоя ко­бальтом тормозится процесс дробления блоков и возрас­тает роль микроискажений.

Процесс формирования поликристаллического слоя при жидкофазном спекании существенно отличается от процесса формирования чистого поликристаллического алмаза, в котором на всех этапах спекания уширение линий вызвано наличием микроискажений и измельче­нием блоков [179].

Исследование пластин с различными механическими характеристиками показало, что в пластинах с высокой износостойкостью наблюдается большее уширение ли­ний (331). Таким образом, сравнение ширин дифракцион­ных линий позволяет сделать вывод о режимах спекания и механических свойствах алмазнотвердосплавных пла-стин.