深過冷條件下Co7Mo6金屬間化合物的枝晶生長和維氏硬度研究?

沙莎 王偉麗 吳宇昊 魏炳波

(西北工業大學應用物理系,西安 710072)

1 引 言

金屬間化合物以其高強度、耐腐蝕和抗氧化的優異性能,被制造工業界廣泛使用[1?4].除此之外,深過冷狀態下化合物快速凝固所導致的晶粒細化,固溶度擴展以及有序-無序轉變等現象更是引起了材料科學界的廣泛關注[5?7].其中二元Co-Mo合金作為Co基高溫合金的一種,在航空航天和機械制造領域均有著重要的應用價值[8?10].目前,對于二元Co-Mo合金的研究主要集中在材料結構的模擬和物化性質的測定[11?13],對其凝固組織演變和機械性能優化的研究還相對較少.尤其是在深過冷條件下快速凝固組織生長機理和力學性能的研究還有待進一步的探索.

電磁懸浮和自由落體技術[14?16]是實現液態金屬深過冷和快速凝固的兩種有效方法.本文選取二元Co-50%Mo過共晶合金作為研究對象進行電磁懸浮和自由落體對比實驗,測定了初生Co7Mo6金屬間化合物的枝晶生長速度,探索了其形貌特征及維氏硬度,并對合金熔體凝固動力學進行了理論計算,旨在研究深過冷條件下該合金的快速凝固機制、初生相形貌轉變及其力學性能,為制備新型高溫結構材料提供理論依據.

2 實驗方法

利用電磁懸浮和自由落體兩種深過冷方法實現了液態Co-50%Mo過共晶合金的快速凝固.為了抑制固有雜質所引起的異質形核現象,母合金采用高純Co(99.999%)和Mo(99.95%)在超高真空電弧爐中熔配而成,每個合金樣品質量約0.6 g.在電磁懸浮實驗過程中,將樣品放置在懸浮線圈的中上部,抽真空至1.0×10?5Pa后,反充高純Ar氣至1.0×105Pa,利用高頻感應裝置將樣品懸浮并加熱熔化至過熱300—500 K后,用He氣將其冷卻.樣品溫度由Raytek Marathon型紅外溫度儀測定,精度為±5 K.結晶潛熱快速釋放產生的再輝信號用PDA100A-EC型光電二極管記錄,其時間分辨率小于1μs.每個樣品循環熔凝2—3次以獲得期望的過冷度.

自由落體實驗在3 m落管中進行.實驗開始之前,將樣品放置在底部開有?0.3 mm孔形噴嘴、尺寸為?15 mm×160 mm的石英試管中,隨后將裝好樣品的試管固定于落管頂部的加熱線圈中央,抽真空至1.0×10?4Pa后反充入體積比為1:1的高純He氣和Ar氣至1 atm以防止氧化現象的產生.然后利用高頻感應裝置將樣品加熱至合金液相線溫度以上100—200 K并保溫.待合金熔化均勻后,向試管內通入高壓He氣,使液態合金通過試管底部的小孔噴出并霧化成不同尺寸的微小液滴下落,這些液滴在下落過程中快速凝固,隨后在落管系統的底部進行收集.

實驗結束后,將電磁懸浮樣品沿縱軸切開,自由落體實驗所得合金粒子按液滴直徑分級鑲嵌,隨后拋光腐蝕,采用的腐蝕劑為1.5%HF+0.5%HNO3水溶液.合金的快速凝固組織由FEI Sirion型掃描電子顯微鏡(SEM)進行表征;分別利用Oxford INCA Energy 3000型能譜儀(EDS)和HXD-2000TMC/LCD顯微硬度儀對合金凝固組織的元素分布和顯微硬度進行測定.

3 結果與討論

圖1為二元Co-Mo合金相圖[17]的富Co部分,實驗所選擇的Co-50%Mo成分點及電磁懸浮實驗中所獲最大過冷度已在圖上標出.由相圖可知,Co-50%Mo過共晶合金的液相線溫度為1755 K,凝固組織由初生Co7Mo6相和共晶(Co7Mo6+αCo)相構成,其中α(Co)為面心立方(FCC)結構,Co7Mo6為密排六方(HCP)結構.

圖1 Co-50%Mo合金在相圖[17]中的位置及其過冷度Fig.1.Location and undercooling of Co-50%Mo alloy illustrated in phase diagram[17].

3.1 電磁懸浮狀態下Co-50%Mo合金快速凝固

3.1.1 快速枝晶生長動力學

為了研究二元Co-50%Mo合金中初生相的生長機理,圖2(a)給出了電磁懸浮實驗中Co-50%Mo過共晶合金在不同過冷度下的冷卻曲線.顯然,當過冷度從45 K增加到203 K時,合金熔體均發生典型的過共晶凝固,其冷卻曲線依次出現兩個放熱峰.其中,第一個放熱峰對應于初生Co7Mo6相的析出,而第二個峰是共晶組織凝固所釋放的潛熱導致的.隨著過冷度的增大,第一個放熱峰越來越劇烈,即初生Co7Mo6枝晶從過冷合金熔體中的生長越來越迅速.基于不同過冷度下合金熔體的溫度-時間曲線,本文定量測定了初生Co7Mo6相的枝晶生長速度隨過冷度的變化關系,如圖2(b)所示.在電磁懸浮實驗中,當二元Co-50%Mo合金的過冷度為45 K時,初生相生長速度僅為3.5 mm·s?1.隨著過冷度的增大,初生枝晶生長速度單調遞增,當達到最大過冷度203 K時,初生Co7Mo6相生長速度高達20.5 mm·s?1.枝晶生長速度V與熔體過冷度ΔT之間存在如下的冪函數關系:

Lipton-Kurz-Trivedi/Boettinger-Coriel-Trivedi(LKT/BCT)快速枝晶生長理論[18,19]闡述了枝晶生長速度V,尖端半徑R和熔體過冷ΔT之間的關系.其主要包括兩個方程:第一個方程描述了過冷熔體整體過冷度的構成,即

式中ΔTc,ΔTt,ΔTr和ΔTk表示四個部分過冷度,分別為溶質過冷度、熱過冷度、曲率過冷度和動力學過冷度;第二個方程構建了枝晶頂端曲率半徑和固液界面處臨界擾動波長的關系,以求得(2)式中的惟一解:

式中,Γ是Gibbs-Thomson系數,CP是熔體比熱,ΔH是熔化焓,σ?是穩定性常數,kv是非平衡分配系數,Pt和Pc分別是傳熱Peclet數和溶質Peclet數,ξt和ξc分別是熱穩定性函數和溶質穩定性函數,Iv(Pc)是溶質Ivantsov函數.在上述模型計算過程中,界面動力學系數μ(μ=VdΔH/Rg/T2L)是一個重要的參數,其中Vd為原子擴散速度,Rg和TL分別是氣體常數和合金液相線溫度.考慮到合金熱物性參數的獲取較為困難,計算過程中采用相關純金屬參數[20]線性擬合得到熔化焓ΔH、熔體比熱CP和表面輻射率εL等參數的近似值,所得結果在表1中給出.

圖2 初生Co7Mo6相的枝晶生長動力學特征 (a)典型冷卻曲線;(b)枝晶生長速度;(c)四個部分過冷度;(d)初生相中Co含量Fig.2.Dendrite growth kinetics of primary Co7Mo6phase:(a)Typical cooling curves;(b)dendrite growth velocity;(c)four partial undercoolings;(d)Co content of primary phase.

表1 計算所用液態Co-50%Mo合金的物性參數[20]Table 1.Physical parameters[20]of liquid Co-50%Mo alloy used in the calculations.

根據LKT/BCT快速枝晶生長模型,計算了初生相枝晶生長速度隨過冷度的變化關系,如圖2(b)中黑色點劃線所示.可以看出,當合金熔體過冷度低于150 K時,理論結果與實驗結果符合良好.隨著過冷度的進一步增大,合金熔體在遠離平衡的極端狀態下快速凝固,線性擬合的理論參數與實際值之間雖存在一定誤差,但計算結果與實驗數據的趨勢仍保持一致.圖2(c)是計算所得的部分過冷度對整體過冷度的貢獻.在ΔT＜224 K時,溶質過冷度ΔTc占據整體過冷度的主要部分,支配初生Co7Mo6枝晶的生長.但隨著整體過冷度ΔT的增大,動力學過冷度ΔTk迅速增大.在ΔT＞17 K時高于曲率過冷度ΔTr,并在ΔT＞224 K后成為初生相生長的主要控制因素.當0＜ΔT＜300 K時,曲率過冷度ΔTr和熱過冷度ΔTt單調遞增.電磁懸浮實驗中所獲最大過冷度為203 K,初生枝晶生長主要受到溶質過冷度ΔTc的影響,枝晶生長速度較小.

3.1.2 枝晶組織形態與顯微硬度

在電磁懸浮實驗中,過共晶Co-50%Mo合金的凝固組織均由初生Co7Mo6枝晶和枝晶間(Co7Mo6+αCo)共晶構成,如圖3所示.初生枝晶即圖中淺色相,深色相為共晶組織.在近平衡凝固條件下,Co7Mo6金屬間化合物從合金熔體中優先形核并生長,形成了雜亂分布的小平面相形貌,如圖3(a)所示.隨后共晶組織生長并分布在初生枝晶間隙,圖3(b)則為共晶組織的局部放大圖.圖3(c)給出了ΔT=45 K時合金的快速凝固組織,初生Co7Mo6相為粗大的樹狀枝晶,其二次分枝以平行排布的小平面相形貌生長.隨著合金熔體過冷度的增大,初生Co7Mo6枝晶顯著細化,如圖3(d)和圖3(e)所示.圖3(f)是合金微觀組織中初生Co7Mo6枝晶主干長度及二次分枝間距隨過冷度的變化關系.可以看出,當過冷度為45 K時,初生枝晶主干長度約為3.5 mm,而在過冷度為203 K時減小為1.2 mm左右.與此同時,枝晶二次分枝間距從52.3μm變化至13.6μm,減小約3倍.分析表明,在深過冷條件下合金快速凝固組織發生了顯著細化.

圖3 不同過冷度下Co-50%Mo合金的凝固組織及形態特征 (a)母合金凝固組織;(b)局部放大組織;(c)ΔT=45 K;(d)ΔT=113 K;(e)ΔT=203 K;(f)組織特征尺寸Fig.3.Solidi fi cation microstructures and morphology characteristics of Co-50%Mo alloy at different undercoolings:(a)Master alloy structure;(b)partial enlarged microstructure;(c)ΔT=45 K;(d)ΔT=113 K;(e)ΔT=203 K;(f)microstructure characteristic size.

由二元Co-Mo合金相圖可知,Co7Mo6金屬間化合物中有著較大的固溶度區間.以其最小Co元素含量為基準,本文中將實驗測定結果與Co元素最小含量之間的差值定義為固溶度,如圖1陰影部分所示.在平衡凝固條件下,過共晶Co-50%Mo合金中初生Co7Mo6枝晶Co元素含量為39.5 wt.%,固溶度為1.4 wt.%.在深過冷條件下,固液界面上的原子來不及重新分布以維持兩相化學勢相等,界面將不再處于平衡態即發生溶質截留效應.通過EDS測定和LKT/BCT模型計算的初生枝晶Co元素含量均在圖2(d)中給出.在過冷度為45 K時,初生Co7Mo6枝晶中Co含量為40.2 wt.%.隨著過冷度的增大,Co元素的含量呈現明顯的增多趨勢.當過冷度增大到203 K時,初生枝晶中Co元素含量達到了42.8 wt.%.即初生Co7Mo6枝晶中Co的固溶度從2.1 wt.%(ΔT=45 K)增加到4.7 wt%(ΔT=203 K),均高于平衡凝固條件下的1.4 wt.%.這表明深過冷條件下的溶質截留效應增強了Co7Mo6枝晶固溶Co的能力.根據LKT/BCT模型計算的初生相Co元素分布隨過冷度也呈現類似的變化趨勢.計算表明,當ΔT增大到600 K以上時,初生Co7Mo6枝晶中Co元素含量將達到50 wt.%,發生完全的溶質截留.

為研究二元Co-50%Mo合金中初生相的顯微硬度演變,對不同過冷度下初生Co7Mo6枝晶的維氏硬度進行測定,統計結果在圖4中給出.由圖4(a)可知,當合金熔體過冷度為45 K時,初生枝晶維氏硬度僅為1216.1 HV.隨著過冷度的增大,初生相維氏硬度單調遞增,并在過冷度為203 K時取得1337.5 HV的最大值.初生枝晶維氏硬度HV與熔體過冷度ΔT之間存在如下所示的線性函數關系:

除此之外,本文還探究了初生Co7Mo6枝晶顯微硬度與Co元素含量及枝晶尺寸之間的變化關系,分別如圖4(b)和圖4(c)所示.當過冷度從45 K增大到203 K時,初生相發生了顯著的溶質截留效應,Co含量單調遞增.與此同時,枝晶主干長度明顯減小,初生枝晶顯著細化.初生Co7Mo6相維氏硬度隨Co含量的增加和凝固組織細化均呈現指數型增大的趨勢.分析可得,初生枝晶的Co元素分布和枝晶尺寸是影響其顯微硬度的兩個重要因素.在深過冷條件下,隨著合金熔體過冷度的增大,初生Co7Mo6枝晶中Co含量單調遞增,快速凝固組織顯著細化,從而使初生相具有較高的硬度.

3.2 自由落體狀態下Co7Mo6枝晶的快速生長

自由落體實驗所得合金液滴尺寸較小,理論上容易獲得更大的過冷度和冷卻速率.除電磁懸浮實驗外,本文還采用自由落體實驗技術研究了液態Co-50%Mo合金在更大過冷度和冷卻速率條件下的快速凝固組織特征.

圖4 初生Co7Mo6相的顯微硬度 (a)過冷度對顯微硬度的影響;(b)維氏硬度隨Co含量的變化關系;(c)顯微硬度與枝晶尺寸之間的關系Fig.4.The microhardness of primary Co7Mo6phase:(a)Microhardness versus undercooling;(b)microhardness versus Co content;(c)microhardness versus of dendrite size.

3.2.1 合金液滴的傳熱分析

在自由落體實驗中,合金液滴的尺寸在微米量級,難以在實驗中直接測定其冷卻速率,一般通過理論計算獲取信息.在充滿Ar和He的氣體氛圍中,合金液滴主要通過熱輻射和熱對流兩種途徑進行熱傳遞.根據牛頓傳熱模型[21],合金液滴的冷卻速率Rc為

式中ρL,CP和D分別為液滴的密度、比熱和直徑,εL為合金液滴表面輻射率,σSB為Stefan-Boltzmann常數,h為對流換熱系數,T和T0分別為液滴下落過程中的溫度和環境溫度.理論計算所用Co-50%Mo過共晶合金相關熱物性參數如表1中所列.

圖5 Co-50%Mo合金液滴的冷卻速率計算 (a)冷卻速率隨液滴直徑和過熱度的變化關系;(b)冷卻速率隨液滴直徑和初始速度的變化關系;(c)冷卻速率隨初始速度和過熱度的變化關系Fig.5.Cooling rate calculation for liquid Co-50%Mo alloy droplets:(a)Cooling rate versus droplet diameter and superheating;(b)cooling rate versus droplet diameter and initial velocity;(c)cooling rate versus initial velocity and superheating.

利用(5)式對落管中Co-50%Mo合金液滴的冷卻速率Rc進行了計算.計算表明合金液滴冷卻速率Rc與液滴直徑D、過熱度ΔTh及其初始速度V0密切相關,如圖5所示.圖5(a)表明,假設合金液滴的過熱度ΔTh為100 K且初始下落速度V0為2 m·s?1,在液滴直徑從1379 μm減小至139μm時,冷卻速率Rc從6.8×102K·s?1迅速增大至4.6×104K·s?1.除此之外,圖5(b)和圖5(c)表征了合金液滴過熱度ΔTh及初始速度V0的增大對其冷卻速率Rc的提高有著促進作用.對比圖5(a)可以得出,雖然合金液滴冷卻速率受到液滴直徑D、過熱度ΔTh及初始速度V0的調控,但液滴直徑D是其最主要的影響因素.

3.2.2 小平面-非小平面形貌轉變與力學性能

自由落體實驗所得二元Co-50%Mo過共晶合金液滴直徑分布在1379—139μm之間,其快速凝固組織微觀形貌如圖6所示.在D=1379μm的合金液滴中,初生Co7Mo6枝晶以小平面相形態生長并雜亂分布,如圖6(a)中淺色相所示,深色區域為纖維狀(Co7Mo6+αCo)共晶組織,其局部放大組織在圖6(b)中給出.隨著合金液滴直徑的減小,初生Co7Mo6枝晶得到了明顯細化,并發生了由小平面相向非小平面相的形態轉變.圖6(c)表征了這一形貌轉變(小平面相-非小平面相)的過渡狀態,當液滴直徑減小到D=392μm時,雖然大部分初生相仍以小平面相方式生長,但其特征已變得粗糙,且凝固組織中開始出現了等軸晶組織.一旦合金液滴直徑D降低到最小液滴直徑139μm時,合金液滴的快速凝固組織已幾乎全部變為非小平面相形態,如圖6(d)所示.為了探索初生Co7Mo6枝晶發生小平面-非小平面形貌轉變的臨界過冷度,本文采用Lee-Ahn模型[22]對自由落體實驗中微小合金液滴過冷度ΔT隨液滴直徑D的變化關系進行了理論預測,計算所用材料熱物性參數如表1中所列.由圖6所示自由落體條件下合金液滴凝固組織形態的演變規律可知,初生Co7Mo6相從小平面生長轉變為非小平面生長的臨界液滴直徑為D=392μm,其過冷度約為227 K.

這種小平面-非小平面形貌轉變是由于初生Co7Mo6相為金屬間化合物,具有復雜的晶體結構和較慢的生長速度.在凝固過程中,原子更趨向于填平其固液界面上存在的任何原子尺度的間隙,即更易在具有粗糙特性的高指數晶面上附著.高指數晶面的較快生長導致其自身的消失,使生長較慢的低指數晶面形成晶體外形,宏觀表現為小平面相[23].參照圖2(b)可知,深過冷條件下初生Co7Mo6相生長速度隨著過冷度的增加呈現單調遞增的變化趨勢.在快速凝固過程中,隨著合金液滴直徑的減小,過冷度和冷卻速率均增大,初生相生長速度迅速提升,將抑制高指數晶面的消失,從而展現非小平面相的生長形貌.對比圖2(c)也可推測,在溶質過冷度ΔTc占據整體過冷度的主要部分時(ΔT＜224 K),初生Co7Mo6相生長受溶質擴散控制而較為緩慢,液固界面前沿的Co和Mo原子按照一定的晶格點陣進行排列,有序生長的Co7Mo6金屬間化合物宏觀呈現小平面相形貌特征.隨著合金熔體過冷度的進一步增大,凝固驅動力增強,當動力學過冷度ΔTk成為初生相生長的主要控制因素時(ΔT＞224 K),液固界面前沿的原子來不及按照原來的晶格結構排列便以完成凝固過程,此時初生枝晶為非小平面相形貌.

圖6 自由落體狀態下Co-50%Mo合金凝固組織隨液滴直徑的變化 (a)D=1379μm;(b)局部放大;(c)D=392μm;(d)D=139μmFig.6.The solidi fi cation microstructure of Co-50%Mo alloy versus alloy droplet diameter under free fall condition:(a)D=1379μm;(b)partial enlarged detail;(c)D=392μm;(d)D=139μm.

圖7 初生Co7Mo6相元素組成和形貌特征與液滴直徑的關系 (a)Co含量;(b)枝晶尺寸Fig.7.Elemental composition and morphology characteristics of primary Co7Mo6phase at various droplet diameters:(a)Co content;(b)dendrite size.

圖7所示為二元Co-50%Mo過共晶合金在不同液滴直徑下的初生枝晶凝固特征.在自由落體狀態下,合金液滴由于尺寸較小而更易獲得較大的過冷度,從而使非平衡分配系數kv[24,25]更趨近于1,發生更為顯著的溶質截留效應.圖7(a)給出了自由落體合金粒子初生相中Co元素含量隨液滴直徑D的變化關系.結果發現,當初生Co7Mo6枝晶以小平面相或非小平面相形貌生長時,其固溶的Co含量均隨著液滴直徑的減小單調遞增,并在D=505μm時取得44.1 wt.%的最大值,此時固溶度為6.0 wt.%,已超過了平衡狀態下的最大固溶度(4.8 wt.%).這表明深過冷條件下的快速凝固顯著地擴展了初生Co7Mo6枝晶的固溶度.但當液滴直徑減小到392μm時,初生相凝固組織發生小平面相到非小平面相的形貌轉變,其Co元素含量驟降,在D=392μm時,Co元素含量僅為41.5 wt.%.

圖7(b)反映了初生Co7Mo6枝晶尺寸隨粒徑的變化關系.可以看出,統計數值隨液滴直徑呈線性變化關系.在D=1379μm的液滴中,一次枝晶間距為24.3μm,當液滴直徑減小到D=392μm時枝晶一次間距達到最小值4.1μm,而此時合金液滴中初生相凝固組織正處在小平面相形貌向非小平面相形貌的轉變中.在初生Co7Mo6枝晶為非小平面相生長形態時,等軸枝晶晶粒尺寸隨粒徑的減小單調遞減.當液滴直徑位于392—139μm區間內時,晶粒尺寸從29.1縮小至19.6μm,合金快速凝固組織隨液滴直徑的減小而發生顯著細化.

圖8為初生Co7Mo6相維氏硬度在不同合金液滴直徑下的測定結果.由圖8(a)可知,當初生枝晶以小平面相生長時(D＞392μm),初生枝晶顯微硬度隨合金液滴直徑的減小單調遞增,并在合金液滴直徑為505μm時達到最大值1231.3 HV.其指數型變化關系為

當初生相以非小平面形貌生長時(D＜392μm),初生相維氏硬度發生驟降,并隨著合金液滴直徑的進一步減小而線性增加,它們之間的關系可表達為

這種由于初生枝晶形貌而引發的突變同樣發生在初生枝晶維氏硬度隨其Co含量和枝晶尺寸的變化關系中,如圖8(b)和圖8(c)所示.當合金液滴直徑大于392μm時,初生Co7Mo6相顯微硬度隨其Co含量的增加和小平面相枝晶一次間距的減小而呈指數型增大.隨著合金液滴直徑的進一步減小,初生枝晶為非小平面生長形貌時,其維氏硬度隨Co含量的增加和等軸晶晶粒直徑的減小而線性遞增.

圖8 自由落體狀態下初生Co7Mo6相的顯微硬度 (a)維氏硬度隨合金液滴直徑的變化關系;(b)Co含量對維氏硬度的影響;(c)維氏硬度與初生枝晶尺寸之間的關系Fig.8.The microhardness of primary Co7Mo6phase under free fall condition:(a)Vickers microhardness versus the droplet diameter;(b)Vickers microhardness versus the Co content;(c)Vickers microhardness versus the primary dendrite size.

理論分析表明,初生枝晶維氏硬度與Co元素分布和凝固組織形貌特征密切相關.初生枝晶為小平面相形貌時,Co含量隨合金液滴直徑的減小而增加,與此同時,一次枝晶間距單調遞減,初生相顯微硬度指數型上升.在初生枝晶為非小平面相生長形態時,維氏硬度隨Co含量的增加和等軸枝晶的細化而線性遞增.

4 結 論

本文采用電磁懸浮和自由落體兩種實驗方法研究了二元Co-50%Mo過共晶合金中初生Co7Mo6化合物的生長機理和強化機制,主要得到以下結論.

1)在電磁懸浮狀態下,合金熔體所獲最大過冷度ΔT=203 K.初生Co7Mo6枝晶生長速度隨過冷度的增大呈現單調遞增的冪函數關系,最大可達20.5 mm·s?1.與此同時,初生Co7Mo6相的二次分枝間距單調遞減,枝晶組織顯著細化.

2)在自由落體實驗中,當液滴直徑減小到392μm以下時,初生Co7Mo6枝晶小平面相形貌開始向非小平面轉變.此時,初生小平面相枝晶的一次間距達到最小值,等軸晶晶粒尺寸為最大值.

3)EDS能譜分析顯示,電磁懸浮實驗中初生枝晶Co含量隨過冷度的增大而單調遞增.自由落體實驗中,初生相中Co元素分布隨液滴直徑的減小而增加,但在小平面相形貌向非小平面相形貌的轉變時急劇減小.這表明深過冷條件下,初生Co7Mo6枝晶發生了顯著的溶質截留效應,其固溶度得到明顯擴展.

4)在電磁懸浮狀態下,初生枝晶顯微硬度隨其Co含量的增加和凝固組織的細化而不斷上升.在自由落體實驗中,小平面初生相的維氏硬度隨著一次枝晶間距的減小和Co元素含量的增加而指數型增大.但當初生枝晶為非小平面相形貌時,其顯微硬度顯示出線性變化趨勢.理論分析表明,初生Co7Mo6枝晶維氏硬度與其Co含量和形貌特征緊密相關.

實驗和分析過程中得到楊尚京、魏紹樓和王磊等同事的幫助,在此一并致謝.

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