5. Спекание поликристаллов на основе алмаза методом пропитки алмазных порошков

Формирование ПСТМ на основе алмаза осуществляется в условиях высоких давлений и температур. При воз­вращении до атмосферного давления и комнатной температуры на физико-механические свойства получен­ного образца на определенном этапе сильно влияют эффек­ты упругого последствия, связанные с уменьшением объе­ма вещества при охлаждении и с увеличением его при снятии давления.

Предположим, что вещество в твердом состоянии на­ходится под действием давления p, температуры T и за­нимает объем Vpt. Будем считать, что при охлаждении от температуры Т до температуры Ti объем уменьшится на величину

, (V.5) где V_PTi — объем при давлении р и температуре T_i.

Затем уменьшим давление до значения p_i. При этом увеличение объема запишем в виде

. (V.6)

Подставив значение V_PTi из (V.6) в (V.5), получим выражение для относительного изменения объема при охлаждении до температуры Т_i и снятии давления до ве­личины p_t:

(V.7)

Пусть при давлении p и температуре Т сформировал­ся кристалл алмаза с порой, заполненной другим веще­ством, причем давление в поре такое же. Из-за разницы в коэффициентах объемного сжатия и термического рас­ширения алмаза и включения после охлаждения и сня­тия давления вещество, зажатое в поре, будет источни­ком напряжения внутри алмазного кристалла. Действие этого напряжения на включение эквивалентно состо­янию, когда оно находится под влиянием внешнего давления.

Оценим величину этого давления. Будем считать, что объем поры изменился во столько же раз, что и объем алмаза. Тогда, записав уравнение (V.7) для алмаза и включения и приравняв правые части, после несложных алгебраических преобразований получим выражение для давления

(V.8)

где р₀ и Т_о — атмосферное давление и комнатная тем­пература; , , , — коэффициенты термического расширения и сжимаемости алмаза и включения соот­ветственно.

Полученная формула позволяет в первом приближе­нии оценивать, какие добавки могут служить источни­ком значительных внутренних напряжений в поликри­сталле алмаза, сформированном в условиях высоких давлений и температур.

Материал, из которого изготавливаются рабочие по­верхности инструмента, как отмечалось, должен соче­тать в себе ряд уникальных свойств. Одним из них наряду с высокой твердостью, прочностью и другими яв­ляется чистота рабочей поверхности инструмента. Вы­сокое качество поверхности алмазного поликристалла до­стигается при тщательной шлифовке и полировке образ­цов, спеченных из мелкодисперсного алмазного порош­ка (с размером зерна порядка 0,3 мкм) [212]. Однако та­кие заготовки имеют низкую твердость по сравнению с поликристаллами, спеченными из крупного порошка при тех же условиях. Поэтому добиться одновременно повышения твердости и улучшения качества поверхнос­ти можно, лишь приняв меры для уменьшения интенсив­ности процесса графитизации, препятствующего уплот­нению при спекании алмазных частиц размером порядка нескольких микрон.

На начальной стадии спекания графит, образовав­шийся в порах, не будет сжат до высоких давлений до тех пор, пока сохраняет достаточную жесткость алмаз­ный каркас. При дальнейшем уплотнении и уменьше­нии объема пор давление в графите будет возрастать. Имеющаяся аппаратура, используемая для спекания алмазных заготовок, не дает возможности достичь пря­мого перехода графита в алмаз. Расчеты .по формуле (V.8) [6] показали, что зажатый в порах при давлении 8,0 ГПа и температуре 2000 К графит будет в поликри­сталле источником напряжения, величина которого достигает 4,0 ГПа.

В то же время никель ( = 12,3 . 10^-6 К^-1, = = 0,62 • 10^-1 Па^-1) [180], как включение в алмазном поликристалле, формирование которого осуществля­лось при давлении 8,0 ГПа и температуре выше 1400 К, при комнатной температуре и атмосферном давлении не является источником напряжений (значение , вычис­ленное по формуле (V.8), равно отрицательной величине). Учитывая это, наиболее удачно спекание алмазных поли­кристаллов способом пропитки алмазных порошков [69] расплавленными никелем, кобальтом — металлами, которые хорошо смачивают алмаз и являются раствори­телями углерода, не образуя при этом стойких карбидов. При вдавливании под действием высокого давления рас­плавленного металла или сплава металл — углерод в поры сжатого в АВД алмазного порошка вытесняются газы, взаимодействие алмаза с которыми делает графи-тизацию более интенсивной [17]. Хорошо смачивая алмаз и растворяя графит, образовавшийся в результате графитизации, жидкий металл способствует уплотне­нию алмазного поликристалла, увеличению его прочнос­ти и твердости. К тому же поры максимально заполня­ются минимальным количеством металла, что невозмож­но достичь, приготавливая смесь металл—алмазный по­рошок или нанося известными способами на алмазы металлические покрытия. Спеченные с кобальтом по­ликристаллы (исходная зернистость 10/7) имели плот­ность 3,86—3,88 г/см³, откуда вытекает, что для ко­бальта С 15 %, а С₁ 6,5 %. Твердость получен­ных образцов составляла 65 ±7 ГПа на торце, кото­рый до спекания контактировал с металлом, и 40 ± ± 7 ГПа — на противоположной стороне. Это свидетель­ствует о том, что чем быстрее вступил в контакт с рас­плавленным металлом алмазный порошок, тем выше плотность образованного поликристалла [83, 174].

Обработка алмазными кругами спеченных образцов при изготовлении шлифов привела к возникновению в них трещин. Проведенный рентгенофазовый анализ по­казал, что графита в спеках не имеется. По-видимому, избежать чрезмерного роста зерен не удалось, и это послужило источником внутренних напряжений в поли­кристалле. О скорости этого процесса можно судить по зависимости силы тока от времени при изучении кине­тики пропитки (см. рис. 53) после контакта жидкой фа­зы с графитовым нагревателем. Как видно из рис. 53, наиболее резко сила тока падает (что вызвано ростом алмазов в нагревателе) при пропитке алмазного порош­ка никелем. При взаимодействии с кобальтом рост алма- за идет более медленно, а добавка в алмазный порошок порошка карбида вольфрама с размером частиц около 1 мкм, который является ингибитором роста алмазных зерен [212], через некоторое время и вовсе прекращает этот процесс.

Добавкой карбида вольфрама в алмазный порошок удалось увеличить прочность поликристаллов, спечен­ных при пропитке кобальтом.

Испытания поликристаллов при ударном нагружении [111] позволили определить, что предел прочности при растяжении равен 970 ± 400 МПа, а предел прочности при сжатии — 1250 ± 100 МПа (доверительный интер­вал выбран при надежности 0,98, число опытов — 8).

Теплопроводность материала, измеренная методом стягивания теплового потока [125], составляет при 298 К от 104 до 120 Вт/(м . К).

Эксперименты по отжигу материала при 1070 К в те­чение 45 мин показали, что вследствие диффузии кобаль­та получается структура с более равномерным распреде­лением элементов (рис. 57). При этом происходят частич­ное разрушение и разупрочнение алмазных зерен, выз­ванные, по-видимому, обратным переходом алмаза в

Рис. 57. Распределение кобальта в алмазном поликристалле:

а — исходный образец; б — после отжига при 1070 К в течение 45 мин ( X 3000)

графит. Поэтому при изготовлении инструментов на ос­нове этого материала проводить технологические опера­ции при 1070 К и выше нежелательно. Испытания из­готовленного из этого материала (АЛВ) волочильного инструмента на последних ступенях маршрута показали эффективность его использования при волочении сталь­ной проволоки высокой прочности. При хорошем ка­честве поверхности протянутой проволоки стойкость во­лок более чем в 20 раз превышает стойкость твердосплав­ных волок.

С целью снижения термодинамических параметров процесса спекания сверхтвердых материалов, применяе­мых в режущем инструменте, целесообразно проводить активированное спекание алмазных порошков, которое осуществляется путем физико-химического взаимодей­ствия между алмазом и активирующими добавками, в ре­зультате чего происходит сращивание алмазных частиц между собой. Чаще всего такое взаимодействие происхо­дит в процессе жидкофазного спекания микропорошков алмаза с расплавом металла-связки подложки, мигри­рующего в алмазный порошок в процессе спекания. При этом алмаз растворяется в расплаве и повторно осажда­ется на поверхности спекаемых частиц, в том числе в местах контакта. Углерод из раствора в расплаве метал­ла осаждается в виде наиболее плотной своей модифика­ции, так как процесс спекания проводится в области тер­модинамической стабильности алмаза. В результате этого процесса площадь контактных участков между зернами увеличивается, они срастаются, формируя жест­кий алмазный каркас.

Для изготовления беспористого поликристалличе­ского композиционного материала и получения острых кромок в резцах, изготовленных из этого материала, его режущий алмазный слой спекается из мелкозернистых микропорошков (1—10 мкм). В процессе спекания таких микропорошков алмаза на твердосплавной подложке, содержащей в качестве металла-связки кобальт или ни­кель, режущий алмазный слой часто имеет слоистое строение. Нижний, прилегающий к подложке слой, пред­ставляет собой мелкозернистый, плотный, хорошо спечен­ный поликристалл, верхний слой спекается более рых­лым, имеющим пониженную твердость, содержит зна­чительное количество графита. На границе слоев встре­чаются трещины.

Рентгеновские исследования спеченного алмазного поликристаллического слоя двухслойного материала с подложкой из твердого сплава группы ВК (WC—Co) показали, что линии алмаза (220) и (331) на рентгенов­ских дифрактограммах уширены в два — пять раз по сравнению с этими линиями исходного алмазного по­рошка. Анализ этих данных по методике [173] позво­лил установить, что при спекании алмазных порош­ков в присутствии жидкой фазы (расплав кобальта) в условиях высоких давлений, как и при твердофазном спекании, происходит пластическая деформация зерен ал­маза, приводящая к искажениям кристаллической ре­шетки.

На дифрактограммах алмазной поверхности двух­слойного материала помимо линий алмаза присутствуют достаточно интенсивные линии кубической модификации кобальта. Их появление вызвано наличием в алмазном слое кобальта, расплав которого в процессе спекания мигрирует между частицами алмаза. Незначительное смещение линий алмаза на дифрактограммах в сторону больших углов обусловлено наложением на них близких линий кобальта. В итоге мы наблюдаем суммарную ли­нию, состоящую из соответствующих линий алмаза и кобальта. Величина уширения дифракционных линий зависит от условий спекания, и прежде всего от температуры, при этом уширение достигает примерно таких же значений, как и для поликристаллов алмаза, получен­ных в условиях твердофазного спекания при соответст­вующих параметрах. Это свидетельствует о заметном повышении уровня микроискажений кристаллической решетки алмаза и увеличении плотности дислокаций на несколько порядков.

Как показали рентгеноструктурные исследования, в режущем слое присутствует кобальт кубической моди­фикации. Структура кобальта в основном формирова­лась в процессе охлаждения спеченного, композицион­ного материала БПА при высоком давлении. По-види­мому, решетка кобальта когерентно связана с решеткой алмаза благодаря структурному соответствию плоско­стей (111). В результате образуется структура, близкая к каркасной, а она, как известно, обеспечивает повы­шение механических характеристик материала. Сле­дует отметить, что имеет место корреляция субструк­турных характеристик алмазного слоя композиционного материала и его механических свойств, таких, как твер­дость, прочность, износостойкость.

Перед спеканием многослойных поликристалличе­ских алмазных материалов в процессе первоначального уплотнения частиц алмазных микропорошков, из кото­рых формируется рабочий (режущий) слой, происходит их дробление и перегруппировка под действием высоко­го давления, как и при твердофазном спекании. В даль­нейшем происходит плавление металла-связки под­ложки и пропитка расплавом пористой алмазной прес­совки.

При спекании двухслойного материала с твердосплав­ной подложкой и алмазным слоем, спеченным в присутст­вии жидкой фазы (расплава кобальта) из микропорош­ков алмаза зернистостью 5/3—14/10, миграция расплава металла из подложки в алмазный слой может происхо­дить как под действием капиллярных сил, так и под дей­ствием перепада давления, вызванного увеличением объема материала подложки в результате плавления ме­талла-связки. Однако, как отмечалось выше, расплав­ленный металл может иметь заметную вязкость, поэто­му пропитка мелкодисперсных алмазных порошков, да еще подвергшихся дроблению при холодном обжатии, происходит очень медленно и неравномерно. Это обус­ловлено значительным уменьшением диаметра пор, об­разующих каналы, по которым происходит миграция расплавленного металла-связки подложки.

Для получения плотного и твердого алмазного слоя двухслойного материала необходимо добиться равномер­ной миграции расплавленных металлов или сплавов из подложки в алмазный слой. При спекании мелких алмазных микропорошков (зернистостью 5/3—14/10) для восстановления путей миграции жидких металлов или сплавов в состав алмазного слоя целесообразно до­бавить более крупные порошки. Оптимальной оказа­лась добавка 2—5 % порошков зернистостью 60/40— 125/100. После добавления крупных зерен пропитка расплавленными металлами алмазного слоя происходит равномерно по всему объему, и к тому же скорость про­питки, следовательно, и скорость спекания алмазного двухслойного материала возрастают в несколько раз. Структура алмазного слоя стала однородной, плотной, с характерным, напоминающим металлический, блеском. Прочностные свойства такого материала исследовали по методике [99]. Для испытаний готовили образцы в виде дисков диаметром 6 мм и толщиной 1,5—2,0 мм. Образ­цы перед испытаниями подвергали алмазной обработке по торцам и цилиндрической поверхности до шерохо­ватости R_a = 0,5 -- 0,8 мкм. Для определения прочност­ных свойств составляющих двухслойный материал час­тей отдельно разрушали при круговом изгибе алмазный слой и твердосплавную подложку.

При испытаниях некоторые образцы двухслойного материала разрушались при нагрузках, в два раза мень­ших средних значений. Изучение характера разрушения таких пластин показало, что в процессе испытания ал­мазный слой и твердосплавная подложка расслаиваются относительно друг друга, в то время как большинство образцов разрушалось на несколько частей без расслоя с образованием сквозных трещин по обоим слоям двух­слойного материала.

Результаты определения прочностных свойств двух­слойного мелкозернистого материала с алмазным поли­кристаллическим слоем и твердосплавной подложкой приведены в табл. 22. При расчетах коэффициент Пуас­сона для алмазного слоя принимали равным 0,32, для твердосплавной подложки — 0,2, согласно данным [186] по твердому сплаву группы ВК с содержанием 6 % Со. Для двухслойного материала коэффициент Пуассона выбрали равным его значению для подлож­ки — 0,2. Следует отметить, что при увеличении значе­ния этого коэффициента в два раза, значение увеличи­вается только на 7—10 %.

Таблица 22. Прочность алмазного слоя, твердосплавной подложки и двухслойных пластин из БПА

	Толщина	Средняя раз-	Напряжение
Материал	пластины,	рушающая	МПа
	мм	нагрузка, Н
Алмазный слой	1,36±0,05	530±62	318±32
Твердосплавная подложка	1,35±0,03	680±94	352±57
Двухслойные пластины
(БПА—63)	1,90+0,02	2000±100	547±24
Бипластины с расслоем	1,90±0,02	1030±92	280±23
Окмал	0,87±0,01	167±35	239+56

Как видно из табл. 22, предел прочности двухслой­ного материала на круговой изгиб _изг в 1,6—1,7 раза превышает аналогичную прочность материала состав­ляющих слоев. Следовательно, прочностные его свойст­ва не определяются суммой свойств алмазного слоя и

Рис. 58. Зависимость износа пластин ВК (1), стратапакс (2) и АТП (3) от пути строгания блоков мелкозерни­стого кварцевого песчаника Мона-ховского месторождения

подложки, взаимодейст­вие слоев дает эффект усиления прочностных свойств двухслойного ма­териала

Спеченные при про­питке кобальтом из твер­досплавной подложки ал­мазно - твердосплавные пластины (АТП) облада­ют высокой износостой­костью и твердостью. На рис. 58 представлены ре­зультаты строгания бло­ка кварцевого песчаника пластинами АТП по сравнению с пластинами из твердого сплава ВК-6 и материала стратапакс. Исследованиями уста­новлена зависимость износа пластин по задней поверх­ности от пути строгания.

О тличительной характеристикой пластин АТП по сравнению с другими сверхтвердыми поликристалличе­скими материалами является то, что по мере износа ал­мазного слоя кромка его остается практически острой. Такими свойствами пластины обладают благодаря струк­туре алмазного слоя, состоящего из алмазного каркаса довольно крупных зерен размером 40—60 мкм. Между68

Рис. 59. Структура ал­мазного слоя ATП пос­ле химической обра­ботки :

изображение в отражен­ных электронах совмеще­но с изображением этого же участка в характери­стическом излучении ко­бальта (а) и вольфрама (б)

крупными зернами расположены мелкие и кобальтовая связка, содержащая вольфрам. При этом создается впе­чатление, что алмазные зерна не образуют сплошной каркас [113]. Для детального изучения структуры из ал­мазного слоя химической обработкой удалены кобальт и карбид вольфрама. Фото, полученные на электронном растровом микроскопе-анализаторе «Кемскан» в излуче­нии Со и W показывают полное отсутствие кобальта (рис. 59). В некоторых местах сохранились включения карбида вольфрама, но они, как видно, не образуют сплошных цепочек.

На шлифе вокруг крупного алмазного кристалла име­ется светлый слой, образованный довольно мелкими ал­мазными зернами. Образование такой структуры связа­но со скалыванием кромок зерен и дроблением менее прочных при создании давления. При нагреве за счет пластической деформации в таких местах образуются перешейки. Возникновению таких перешейков также спо­собствует превращение алмаза в графит на стадии твер­дофазного спекания и его обратный переход в алмаз на стадии жидкофазного спекания. Следует отметить, что пластическая деформация происходит на очень ограни­ченных участках алмазных зерен и в основном связана с микровдавливанием мелких дробленых зерен в поверхность более крупных. На шлифе видно [46], что пласти­ческая деформация на периферии кристалла не привела к искажению пирамид роста, четко выделяющихся внут­ри него, хотя ранее было установлено, что ширина ди­фракционных линий (220) и (331) поликристаллических алмазов в два — пять раз превышает ширину этих ли­ний исходного алмазного порошка. В связи с этим в кристаллической решетке алмазов в поликристалле об­разуется множество дефектов. Твердость материала в некоторой степени определяет и его эксплуатационные свойства. Определение твердости не связано с разруше­нием пластин. Как показала практика исследований, измерением твердости можно контролировать неодно­родность спекания и установить необходимые давления и температуру для получения изотропных свойств ма­териала. Для измерения твердости алмазно-твердосплав­ных пластин были изготовлены шлифы алмазного поли­кристаллического слоя. Твердость определяли алмазной пирамидой с ромбическим основанием (индентор Кнупа) на приборе ПМТ-3 при нагрузке 9,8 Н. Измерения по­казали, что твердость пластины составляет 50—80 ГПа. При расположении отпечатка частично по мелким зернам, между границами крупных зерен, твердость составляла 55—65 ГПа. Несколько меньшие значения твердости 40—45 ГПа наблюдаются в местах скопления мелких зерен.

Определение твердости пластин стратопакс практи­чески дало аналогичные результаты. Измерение микро­твердости по высоте алмазного слоя показало, что не­сколько меньшие значения твердости наблюдаются бли­же к границе с твердым сплавом. Несколько иной харак­тер изменения твердости имел место в твердосплавной подложке. Ближе к границе с алмазным слоем твердость была выше и уменьшалась по мере удаления от него до определенного значения, после чего практически оста­валась постоянной. Измерения показали, что получен­ные пластины при оптимальных параметрах спекания имеют достаточно стабильные значения твердости. Одна­ко такими свойствами поликристаллы обладают в исход­ном состоянии.

В настоящее время в бурении все чаще находит при­менение инструмент из сверхтвердых поликристалличе­ских материалов на основе алмаза. Для оснащения буро­вого инструмента, работающего в режиме резания, рядом зарубежных фирм широко используются двухслой­ные алмазные поликристаллы типа стратопакс («Дженерал электрик»), синдрилл («Де Бирс») и сумидиа («Сумитомо электрик»). Обычно такие поликристаллы закрепляют в корпусе инструмента или державке путем пайки высокотемпературным припоем. Наличие в а л- мазном слое металлов типа Ni или Со приводит к сниже­нию эксплуатационных свойств пластин при их нагреве до температуры выше 1000 К [218]. В последнее время разработаны алмазные поликристаллы типа балласет (торговая марка фирмы «Кристенсен»), геосет («Дженерел электрик») и синдакс-3 («Де Бирс»), которые термо­стабильны до 1470 К.

Рис. 60. Влияние нагрева на износ поликристаллов с включениями ме­таллов-растворителей (1) и поли­кристаллов без включений с твер­достью по Кнупу 45 (2) и 60 (3) ГПа

1070

П ромышленностью СССР выпускается ряд марок поликристаллических сверхтвердых материалов, для получения которых мо­гут и не использоваться W^.10⁶,м/м *w растворители. Следова­тельно, такие поликри­сталлы должны иметь высокую термостойкость. Более доступно произ-вести оценку термостой­кости исследованием ин­тенсивности их изнаши­вания после нагрева до различных температур. С этой целью алмазные поликристаллы механи­чески закрепляли в ци­линдрической державке из молибдена [50], после чего образцы нагревали в печи до различных температур в среде осушенного водорода в течение 10 мин. Износо­стойкость поликристаллов изучали путем определения интенсивности их изнашивания при трении о нежестко закрепленный абразив.

Установлено, что поликристаллический материал ти­па СВ, не содержащий металлов-растворителей углерода, после нагрева до 1400 К не изменяет свои свойства (рис. 60), в то время как поликристаллы, полученные методом пропитки алмазного каркаса кобальтом или другим металлом-растворителем, снижают физико-меха­нические свойства после термообработки при 1200 К. Так, интенсивность изнашивания поликристаллов типа АСПК, АСБ, имеющих включения сплава-растворителя Мп—Ni, Ni—Cr [66], резко возрастает при их нагреве до температуры свыше 1200 К. Указанные данные коррелируют с данными по изменению прочности зерен, по­лученных после дробления таких поликристаллов и подвергнутых термической обработке при различных температурах. Следует отметить, что часть поликристал­лов при 1200 К растрескивалась на мелкие части. Обус­ловлено это тем, что коэффициент термического расши­рения имеющихся включений сплава-растворителя Мп—Ni—С в четыре — пять раз выше коэффициента термического расширения алмаза. При более высоких температурах наблюдается резкое увеличение объема сплава-растворителя при его плавлении. Кроме того, при этом будет иметь место переход алмаза в графит из-за взаимодействия сплава-растворителя с алмазом. Ука­занное явление также будет сопровождаться объемным изменением и соответственно вызывать растрескивание поликристалла.

При несколько меньших температурах наблюдается снижение износостойкости двухслойных алмазных по­ликристаллических пластин на твердосплавной подлож­ке. Износостойкость пластин определяли строганием блоков песчаника [151]. Пластины механически крепили в держателе строгального станка. Предварительно опре­деляли износостойкость пластины в исходном состоянии, после чего пластина подвергалась термической обработ­ке и последующему определению ее износостойкости с не­большим поворотом от места первоначального испыта­ния. Установлено, что алмазно-твердосплавные пласти­ны не изменяют практически свойств после нагрева при

900—950 К.

Дальнейшее увеличение температуры нагрева вызы­вает увеличение площадки износа. В алмазном поликри­сталлическом слое содержится кобальт в качестве связки, поэтому графитизация может происходить по грани­цам зерен алмаза. Кобальт является растворителем угле­рода и даже при температурах ниже его точки плавле­ния он взаимодействует с алмазом.

При нагреве металлы, имеющие с углеродом область ограниченных растворов или соединений, будут взаимо­действовать с алмазным каркасом поликристаллического слоя и перерабатывать его. Движущая сила такого про­цесса — избыточная поверхностная энергия углеродно­го материала, которая и реализует метастабильный тип диаграмм состояния [119]. Такая переработка происхо­дит не только в жидкой среде, но и в твердой. В нашем случае в твердой фазе будет происходить переработка алмазного каркаса, заключающаяся в диффузии углеро

да (алмаза) в карбидную фазу или твердый раствор, при­водящая к превышению стехиометрии карбида с после­дующим выделением графита по реакции MeC_y + С_ал МеС_y+ MeC_y + С_гр, где С_у — стехиометрический состав; — превышение стехиометрии.

Аналогичное явление наблюдалось при изучении про­цесса переработки несовершенного углеродного мате­риала в графит при взаимодействии сплава Мп—Ni, распределенного в объеме несовершенного углеродного материала, и при взаимодействии расплава Ni—С [160] с различными по термодинамической активности форма­ми углерода. Поэтому при нагреве в алмазном поли­кристаллическом слое и на границе с твердосплавной подложкой будут протекать процессы взаимодействия по приведенной выше реакции. При атмосферном дав­лении углерод, растворенный в кобальте, может осаж­даться в виде графита по границам зерен. Такая графитизация постепенно снижает сопротивление абразивному износу алмазного поликристаллического слоя.

При нагреве до температуры выше 1000 К на алмаз­ном поликристаллическом слое появляются отдельные радиальные трещины. Повышение температуры нагрева приводит к скалыванию отдельных частей поликристал­лического слоя, а в некоторых случаях — к полному отделению его от твердосплавной подложки. Возникно­вение трещины в поликристаллическом слое связано с относительно высоким коэффициентом теплового расши­рения (КТР) подложки. Так, КТР твердосплавной под­ложки в два раза больше КТР алмазного поликристал­лического слоя. Возникающих тепловых напряжений при таких температурах на поверхности раздела твердо­сплавная подложка — алмаз достаточно, чтобы алмаз­ный поликристаллический слой отделялся от подложки. Здесь также не надо исключать влияние взаимодействия алмазов с кобальтом твердосплавной подложки. В этом случае на границе раздела будет выделяться свободный углерод.