Теоретические основы прочности спеченных твердых сплавов

МИНИСТЕРСТВО ОБРАЗОВАНИЯ И НАУКИ РФ 

ФЕДЕРАЛЬНОЕ ГОСУДАРСТВЕННОЕ ОБРАЗОВАТЕЛЬНОЕ УЧРЕЖДЕНИЕ  
ВЫСШЕГО ПРОФЕССИОНАЛЬНОГО ОБРАЗОВАНИЯ  
«НАЦИОНАЛЬНЫЙ ИССЛЕДОВАТЕЛЬСКИЙ ТЕХНОЛОГИЧЕСКИЙ УНИВЕРСИТЕТ «МИСиС» 

 

 
 
 

 

 

 

 
 

 

№ 1990 

Кафедра порошковых материалов и функциональных покрытий

В.С. Панов 
 
 

Теоретические основы
прочности спеченных 
твердых сплавов 

 

Учебное пособие 

Рекомендовано редакционно-издательским 
советом университета 

Москва  2011 

УДК 621.762 
 
П12 

Р е ц е н з е н т  
канд. техн. наук проф. Н.Н. Ракова 

Панов, В.С.  
П12  
Теоретические основы прочности спеченных твердых 
сплавов : учеб. пособие / В.С. Панов. – М. : Изд. Дом МИСиС, 
2011. – 83 с. 
ISBN 978-5-87623-399-8 

В учебном пособии обобщены свойства и структура спеченных твердых 
сплавов, различные качественные и количественные теории прочности, условия формирования карбидного скелета, механизм разрушения сплавов, технология, свойства и структура ультрадисперсных и наноразмерных твердых 
сплавов. 
Содержание пособия соответствует программе курса «Технология и 
свойства спеченных твердых сплавов и изделий из них». 
Предназначено для магистров, обучающихся по направлению 150100 
«Металлургия», может быть использовано магистрами других вузов, преподавателями, аспирантами и слушателями курсов повышения квалификации. 

УДК 621.762 

ISBN 978-5-87623-399-8 
© Панов В.С., 2011 

ОГЛАВЛЕНИЕ 

Введение....................................................................................................4 
1. Характер изменения прочностных свойств спеченных 
твердых сплавов........................................................................................6 
1.1. Сплавы WC–Co и WС–TaС–Co....................................................6 
1.2. Двухфазные сплавы WC–TiС–Co и WС–TiС–TaС–Co ............20 
1.3. Трехфазные сплавы WС–TiC–Co и WС–TiС–TaС–Co.............24 
2. Проблемы карбидного скелета и прочности твердых сплавов ......32 
2.1. Формирование карбидного скелета в спеченных 
твердых сплавах..................................................................................33 
2.2. Различные теории прочности спеченных твердых сплавов ....38 
2.3. Качественная и количественная теории прочности 
спеченных твердых сплавов, предложенные Г.С. Креймером.......49 
3. Механизм разрушения и теоретические основы прочности 
твердых сплавов различных составов...................................................57 
4. Современная концепция прочности спеченных твердых 
сплавов.....................................................................................................62 
5. Ультрадисперсные и нанофазные твердые сплавы.........................67 
5.1. Производство порошков карбидов.............................................68 
5.2. Получение порошка кобальта для тонкодисперсных 
твердых сплавов..................................................................................70 
5.3. Применение ингибиторов роста зерна карбидной фазы 
в твердых сплавах...............................................................................71 
5.4. Технологии нано- и ультрадисперсных твердых сплавов .......73 
Библиографический список...................................................................82 
 

ВВЕДЕНИЕ 

Из основных свойств твердых сплавов – износостойкости и прочности – определяющей является прочность, которая существенно 
уступает прочности стали, но превосходит ее по твердости и износостойкости. Объясняется это хрупкостью или весьма малой пластичностью спеченных твердых сплавов, что связано со свойствами основной составляющей сплавов (карбиды) и, как следствие, относительно низким сопротивлением растягивающим напряжениям и деформациям, особенно ударным нагрузкам. 
Недостаточная прочность твердых сплавов является одной из причин, сдерживающих замену стальных изделий на твердосплавные. 
Вместе с тем прочность твердых сплавов определяет дальнейший рост 
производительности труда в той области, которая ими завоевана. 
Практически приходится не только ограничивать ударные нагрузки при работе, но и выбирать для каждой операции марку твердого 
сплава, обладающую минимально необходимой прочностью в ущерб 
возможному повышению износостойкости. Увеличение прочности 
твердых сплавов в силу их специфической структуры чаще всего 
связано с понижением их износостойкости и твердости. 
Отсутствие исчерпывающих данных о механизмах прочности и 
разрушения твердых сплавов препятствует улучшению их свойств. В 
литературе имеются некоторые данные, но они не были подтверждены экспериментально и остаются в области недостаточно достоверных предположений, а также не имеют связи с общим материаловедением. 
В основном исследования направлены на установление прочностных 
закономерностей различных сплавов систем: WC–Co, WC–TaC–Co, 
WC–TiC–Co, WC–TiC–TaC–Co, WC–TiC–TaC–NbC–Co, TiC(TiN)– 
–Ni–Mo и др. от состава, размера карбидных зерен и температуры 
испытания. Имеются разработки по исследованию пластической деформации спеченных твердых сплавов для разных видов нагружения. Предложены количественные закономерности, выраженные в 
математической форме и выведенные с учетом знания основ металловедения, позволившие в какой-то мере проникнуть в механизм 
разрушения твердых сплавов. Если некоторые положения предложенных теорий и являются спорными, то они дают новую основу для 
дискуссий на более высоком уровне. 

Автор стремился дать в учебном пособии сжатое, но вполне современное изложение накопившегося фактического и теоретического 
материала о прочностных свойствах твердых сплавов, представляющих интерес для студентов старших курсов, по специальностям 
150108 и 150701, аспирантов и инженеров. 

1. ХАРАКТЕР ИЗМЕНЕНИЯ ПРОЧНОСТНЫХ 
СВОЙСТВ СПЕЧЕННЫХ ТВЕРДЫХ СПЛАВОВ 

Исходными веществами, входящими в состав сплавов, являются 
карбиды вольфрама, титана, тантала, ниобия (в зависимости от марки 
сплава) и кобальт. Основные свойства карбидов и кобальта хорошо 
известны из литературных источников. Микроструктура сплавов является двухфазной (WC–Co) или трехфазной (WС–TiС–Co, WС–TiС–
TaС–NbC–Co при содержании TiC больше 30 %∗), состоящей из кристаллов карбида и участков кобальтовой фазы (твердого раствора 
металлов карбида и углерода в кобальте), называемой связующей 
или цементирующей фазой. 
Свойства цементирующей фазы зависят от количества растворенных в ней элементов, которое меняется с составом сплава и условиями их получения. Как правило, растворимость карбидов в кобальте 
повышает его твердость и понижает пластичность. Отклонения содержания углерода в сплаве от стехиометрического существенно 
сказывается на растворимости. При недостатке углерода в сплавах 
растворимость существенно повышается, а при избытке – снижается. 
Основными факторами, влияющими на свойства спеченных твердых сплавов являются: фазовый состав; размер зерна карбидных фаз; 
однородность по размеру фазовых составляющих сплава и равномерности их распределения по объему образца. 

1.1. Сплавы WC–Co и WС–TaС–Co 

Наиболее распространенной прочностной характеристикой твердых сплавов является предел прочности при изгибе, что объясняется 
их хрупкостью или весьма малой пластичностью, затрудняющей испытания при растяжении. 

Предел прочности при изгибе (σизг) 

По данным ряда работ σизг с повышением содержания кобальта 
сначала возрастает, а затем падает, проходя через максимум в пределах 15…20 % Co (рис. 1.1). С увеличением размера зерна WC и, следовательно, кобальтовых участков (прослоек) максимум сдвигается в 

––––––––– 
∗ По всей работе там, где приводится концентрация в процентах без специального указания, подразумеваются проценты по массе: % масс. 

сторону меньших содержаний кобальта. По данным Г.С. Креймера с 
сотрудниками при среднем размере зерна 1,64…3,3 мкм максимум 
лежит при 20 %, при размере 4,95 мкм – 15 % Со (см. рис. 1.1). 

 

Рис. 1.1. Зависимость прочностных свойств сплавов WC–Co 
от содержания кобальта (a) и среднего размера зерна WC (б): 
1 – предел прочности при изгибе; 2 – предел прочности при сжатии; 
3 – предел пропорциональности при сжатии; размер зерна, мкм: 
1–2; 2–3; 3–4; 4–5 

С повышением температуры испытания (470…670 К) наблюдается 
небольшое увеличение σизг, а затем резкое падение. Положения максимума для разных по величине зерен WC при повышенных температурах также различны, а выше 870 К максимум прочности для всех 
размеров WC-фазы примерно одинаков (рис. 1.2) 

 

Рис. 1.2. Зависимость предела прочности при изгибе сплавов WC–Co 
от температуры при различных размерах зерна WC и разных 
количествах кобальта: WC, мкм: а – 1,64; б – 4,95; кобальт, %: 
1–2; 2–4; 3–6; 4–10; 5–15; 6–20; 7–25 

Как отмечает Г.С. Креймер, было бы неправильно считать, что 
положение максимума на кривой однозначно определяется содержанием кобальта, размером карбидных зерен и температурой испытания. Нет сомнения, что максимум может в некоторых пределах смещаться в зависимости и от других неучтенных факторов, как например, пористость, степень однородности распределения фаз и т.п. Кроме того, необходимо иметь в виду, что зависимость σизг от среднего 
размера зерен WC действительна лишь в том случае, когда интенсивность размола одинакова или мало отличается, изменение размера зерен WC достигается за счет исходного порошка W или WC. 

Зависимость предела прочности при изгибе 
от содержания углерода 

По данным некоторых работ следует, что кривая проходит через 
максимум при содержании углерода, соответствующем стехиометрическому его содержанию в карбиде вольфрама (6,12 %), причем 
падение прочности происходит более резко в случае недостатка углерода, чем в случае его избытка (рис. 1.3). Можно сказать, что σизг 
сохраняет практически постоянное значение (с вероятностью ~ 0,95) 
в интервале содержания в сплаве от 0,5 % объемн. графита до 0,1 % 
объемн. фазы η1. Максимальное значение приходится на сплавы, содержащие 0,2 % объемн. структурно свободного графита. Установлено, что вне пределов содержания графита или η1-фазы указанных 
выше, наблюдается существенное падение σизг. 

 

Рис. 1.3. Зависимость предела прочности при изгибе сплава 
с 8 % Co от содержания свободного графита и η1-фазы, % объемн.: 
1, 2, 3 – разные авторы; пунктирная линия – двухфазные сплавы 
(без графита и η1-фазы) 

Нельзя также забывать, что значение σизг сильно зависит от состояния поверхности и объема образца, методики испытания (расстояние между опорами и т.д.). Рост объема образца приводит к увеличению вероятности присутствия «опасного» дефекта (из теории 
хрупкости), а следовательно, к снижению σизг. 

Прочность при изгибе от введения ТаС 

Введение карбида тантала приводит к падению прочности, причем 
при небольших количествах TaC оно незначительно (50…70 МПа), а 
после введения 10 % наблюдается существенное падение (рис. 1.4). 
При высоком содержании кобальта (> 20 %) или маленьком (< 7 % 
объемн.) при добавках до 5 % TaC σизг не снижается (рис. 1.5). При 
температуре 800 °С наблюдается повышение предела прочности при 
изгибе при 2…10 % TaC. Сплавы имеют более высокое значение σизг 
при наличии мелкозернистой танталовой фазы. По данным некоторых авторов, прочность выше, если тантал вводить через TaC–WC, 
чем при введении через TaC. 

 

Рис. 1.4. Зависимость предела прочности при изгибе сплавов 
WC–TaС–Co от содержания ТаС при количествах кобальта, % объемн.: 
1,3 – 7; 2,4 – 25;– 1,2 – 290 К; 3,4 – 1070 К 

Аналогично сплавам WC–Co, σизг зависит от содержания углерода 
в сплаве (состава связующей фазы).