Co-Ni-Al復合黏結相硬質合金研究進展

龍堅戰, 杜 勇, 陸必志, 張衛兵, 徐 濤,張忠健, 易茂中

（1．株洲硬質合金集團有限公司 硬質合金國家重點實驗室，湖南 株洲 412000；2．中南大學 粉末冶金國家重點實驗室，長沙 410083；3．株洲硬質合金集團有限公司 硬質材料研發中心，湖南 株洲 412000）

傳統WC-Co硬質合金是采用粉末冶金方法制備的高硬度和高耐磨性的復合材料[1]。硬質相WC賦予了合金高的耐磨性，而黏結相Co賦予了合金一定的韌性，這使得WC-Co硬質合金呈現出高硬度、高彈性模量、高耐磨性以及相對較好的斷裂韌度而被廣泛應用于切削加工、地質勘探、礦山開采、石油鉆井和模具制造等領域[1-3]，被譽為“工業的牙齒”[1]。根據德國粉末冶金協會確定的硬質合金WC晶粒度分級標準[4]，傳統粗晶WC-Co硬質合金是指WC晶粒度在2.5～6.0 μm的硬質合金。與超細WC-Co硬質合金相比，粗晶WC-Co硬質合金具有更加優異的斷裂韌度、抗沖擊性和抗熱疲勞性[5]，因而其主要被應用到礦山工具、軋輥及冷鐓模具等耐磨零件上[6-7]。

高端制造業的飛速發展，對傳統粗晶WC-Co硬質合金模具、耐磨零件等材料的高溫、腐蝕和氧化等性能提出了更高的要求。如用于鉆掘工具上的硬質合金球齒的耐磨性有待進一步提高；高品質鋼軋制用硬質合金軋輥的高溫性能亟待改善；硬質合金熱作模具在高溫擠壓、熱鐓條件下的高溫剛性和抗氧化性有待進一步提升等等。傳統WC-Co硬質合金的耐磨性主要取決于合金硬度。而傳統WC-Co硬質合金的硬度和韌性是對矛盾體，即提高合金的硬度往往需要犧牲一定韌性作為代價[8]。對于傳統WC-Co粗晶硬質合金而言，往往是通過調整WC晶粒度大小和Co黏結相含量在一定范圍內來獲得所需的硬度值和韌性值。因此，根據使用工況條件，對硬度和韌性匹配性的選擇往往是傳統WC-Co粗晶硬質合金研究的主要方向。然而，這對于提高傳統WC-Co粗晶硬質合金的耐磨性非常有限。另外，由于Co黏結相很難適應酸性工作環境[9]，在一定程度上限制了傳統WC-Co硬質合金的使用范圍。對于應用于腐蝕環境條件下的硬質合金工具來說，黏結相的過早腐蝕容易造成硬質合金工具出現非正常失效，極大降低硬質合金工具的使用壽命，如應用于海洋鉆探的硬質合金工具鉆頭。為改善傳統WC-Co硬質合金的抗腐蝕性能，往往采用Ni基黏結相或添加了合金元素Cr的Co-Ni-Cr復合黏結相，但提高幅度有限。最后，傳統WCCo硬質合金在超過600 ℃溫度下使用時會發生明顯的氧化，會造成硬質合金工具性能的急劇下降，從而縮短硬質合金工具的使用壽命。總的來說，隨著高端制造業的飛速發展，對傳統粗晶WC-Co硬質合金模具、耐磨零件等材料的高溫、腐蝕、氧化等性能提出了更高的要求，而傳統粗晶WC-Co硬質合金已難以完全滿足該類工況下的使用需求。因此，急需開展提高傳統粗晶WC-Co硬質合金耐磨性，抗腐蝕氧化性能以及高溫性能等方面的研究。

WC-Co硬質合金的機械性能與其顯微組織、相組成密切相關[10]，特別是WC晶粒大小、分布以及黏結相性能[11]。然而，WC-Co硬質合金工具在腐蝕、高溫等惡劣環境條件下使用時，Co基黏結相的性能不足成為影響合金使用壽命的主要影響因素[12]。為了進一步改善WC-Co硬質合金的性能，對Co基黏結相進行強化是一條有效的途徑[2,7,13-15]。特別是新型 γ（無序 fcc_Al） + γ′（有序 fcc_L12）的Co基高溫合金具有比常規Co基高溫合金更優異的高溫性能[16]，這為傳統的Co基高溫合金強化提供了新途徑，并使其承溫能力提高了100～150 ℃，也為新一代γ′相強化Co基高溫合金的研究開啟了新時代。在以上Co基高溫合金研究的啟發下，通過析出有序L12結構的γ′相來強化WC-Co硬質合金來達到提高合金高溫性能的目的。這為改善WC-Co硬質合金的性能提供了一條有效的途徑[2,7,13-15]。通過有序γ′相沉淀強化硬質合金黏結相，有望獲得耐高溫、抗腐蝕、抗氧化等性能優異的硬質合金材料。

本文綜述了新型Co-Ni-Al復合黏結相的研究進展情況及其合金的性能特點，介紹了WC-Co-Ni-Al硬質合金的最新的研究成果，探討了Co-Ni-Al復合黏結相硬質合金未來應重點關注的方面。

1 Co基高溫合金的研究

高溫合金因其良好的抗氧化性、耐腐蝕性和高溫力學性能，被廣泛地應用于發動機、燃氣機以及其他在高溫環境條件下服役的關鍵設備中。在各類高溫合金中，Ni基高溫合金是采用的γ′相強化，其應用最為廣泛。而傳統的Co基高溫合金很難存在穩定的AB3型有序沉淀相來強化，而只能依靠固溶強化和碳化物強化，因而其承溫能力較差，限制了其應用[17]。近幾年Co基高溫合金的研究取得了較大的突破，也為Co-Ni-Al復合黏結相的研究提供了可借鑒的經驗。

1.1 Co-Al-W 合金

從2006年日本學者Sato等[18]在Co-Al-W合金中發現了高溫穩定的 L12結構 γ′-Co3（Al，W）相以來，激發了研究L12-強化Co基高溫合金的熱潮[19]。特別是對析出相的組織結構、與基體相的取向關系等方面開展了深入的研究。如圖1（a）所示，典型的 γ′-Co3（Al，W）相形貌呈現骰子形。此外，Suzuki[19]等通過透射電鏡驗證了 γ′-Co3（Al，W）相與Co基體相呈共格關系，如圖1（b）所示。

圖 1 Co-9Al-7.5W合金的暗場圖和選區電子衍射圖 （a）1173 K時效72 h后[18];（b）1173 K時效150 h后[19]Fig. 1 Dark-field image and selected area diffraction pattern of Co-9Al-7.5W alloy annealed （a）1173 K for 72 hours[18]; （b）1173 K for 150 hours[19]

Co-Al-W合金在900 ℃時的等溫截面[19]如圖2所示，從圖2可以看出穩態γ′相區和亞穩態γ +γ′相區的邊界情況。其中γ + γ′兩相區區域很狹窄且不穩定，容易分解成γ-Co，B2和D019相。因此，學者們[20]研究了添加合金元素來穩定和擴大γ +γ′兩相區，其中最有效的是Ni元素。為此，相繼對Co-Ni-Al-W合金體系開展了研究。

1.2 Co-Ni-Al-W 合金

由于具有L12結構的Ni3Al十分穩定，且在Co-Ni-Al三元相圖中存在較大的成分范圍[21]。隨著Ni替代Co-Al-W合金中的Co，γ′相穩定性提高[20]。因此Co-Ni-Al-W合金系統更有實用價值。日本學者Shinagawa等[20]系統地研究了Co-Ni-Al-W合金體系中Ni（10%～70%，摩爾分數，下同）的成分變化對900 ℃時γ和γ′平衡相區的影響。隨著Ni含量的增加，γ′相區向低W含量區域擴展，如圖3所示。同時，Ni含量的增加可以提高合金的γ′相固溶溫度，如圖4所示；Ni含量的增加可以降低γ和γ′相間的晶格錯配度，γ′相形貌從立方體向球形轉變，如圖5所示。

圖 2 Co-Al-W合金在900 ℃時的等溫截面[19]Fig. 2 Isothermal section of Co-Al-W ternary system at 900 ℃[19]

另外，北京科技大學的薛飛等[22]也開展了相似的研究工作，佐證了以上的結論，同時他們還發現，合金經900 ℃保溫300 h的時效處理后，合金γ′相形貌幾乎沒有變化；而當時效溫度提高到970～1060 ℃時，γ′相體積分數隨溫度的升高而逐漸減少并最終全部溶解消失。通過Ni部分取代Co，可使γ′相的穩定性大大提高[20]，有助于獲得穩定γ′析出相和較大成分范圍的γ + γ′相區。因此，這為開發同時具有高溫和抗腐蝕性能[13-14]的硬質合金新型Co-Ni-Al復合黏結相提供可借鑒性的經驗。相應的新型WC-Co-Ni-Al硬質合金也有望在高溫使用條件下得到應用。因此，這些研究為新型Co-Ni-Al復合黏結相的開發提供了理論基礎。

圖 3 Co-10Ni-Al-W（a）, Co-30Ni-Al-W（b）, Co-50Ni-Al-W（c）和Co-70Ni-Al-W（d）900 ℃時的等溫截面[20]Fig. 3 Isothermal section diagram at 900 ℃[20]（a） Co-10Ni-Al-W;（b）Co-30Ni-Al-W;（c）Co-50Ni-Al-W;（d）Co-70Ni-Al-W

2 有序相沉淀強化黏結相

2.1 WC-Co 硬質合金

Konyashin等[23]通過熱處理的方法在Co黏結相中析出約3 nm左右的有序L12結構顆粒來強化黏結相，使得合金的綜合性能得到大幅度的提高，應用到球齒產品上，使用壽命得到明顯的提高，其顯微組織結構如圖6所示。具有納米顆粒強化黏結相的WC-Co硬質合金的電子背散射衍射圖（electron back scattered diffraction，EBSD）如圖 6（a）所示。強化黏結相的納米顆粒尺寸接近3 nm，分散存在于黏結相基體中，且納米顆粒與黏結相基體成共格關系，具有Cu3Au結構（面心立方的晶體結構），如圖 6（b）所示。

圖 4 Co-10Al-10W和Co-30Ni-10Al-10W的差熱曲線[20]Fig. 4 DSC heating curves of Co-10Al-10W and Co-30Ni-10Al-10W alloys[20]

同時，研究結果表明[7,24]，WC-Co硬質合金的耐磨性除了與合金的硬度有關外，還與合金黏結相的性能存在密切的關系，特別是黏結相的硬度。這是由于硬質合金在磨損過程中，黏結相因硬度低而會被優先磨損掉。硬質相WC在沒有黏結相的把持力作用下，會很快地脫落，從而造成合金的抗磨損性能下降。而對于強化黏結相的合金來說，黏結相硬度提高可以有效地改善合金的耐磨性[7]。基于以上研究，Konyashin等[2,7]開發了一種納米顆粒增強黏結相的超粗晶WC-Co硬質合金牌號MASTER GRADES[7]，在不降低合金韌性條件下，可以顯著提高合金的耐磨性，合金工具的使用壽命較傳統超粗晶WC-Co硬質合金提高2～3倍。因此，黏結相強化可能是提高傳統粗晶WC-Co硬質合金耐磨性的一條有效途徑。

2.2 WC-Co-A1 硬質合金

國內王興慶等[25]探索了添加Al對WC-Co硬質合金耐腐蝕性能的影響，發現適量的Al含量可以明顯地提高合金的耐腐蝕性能和抗高溫氧化性能，但對合金的致密度產生不利的影響；金益民等[26]也開展對Al，Ni，Cr等元素強化Co黏結相的機理研究，并探索了γ′相強化黏結相在硬質合金輥環上的應用前景。總之，通過有序γ′相沉淀強化硬質合金黏結相，有望獲得高溫、抗腐蝕、抗氧化等性能優異的硬質合金材料。

2.3 WC-Co-Ni-Cr-Al硬質合金

圖 5 900℃退火168 h后的SEM圖[20]Fig. 5 SEM images annealed at 900℃ for 168 hours[20]（a）Co-10Ni-10Al-7.5W;（b）Co-40Ni-10Al-7.5W;（c）Co-50Ni-10Al-7.5W;（d）Co-60Ni-10Al-7.5W

圖 6 具有納米顆粒強化黏結相的WC-Co硬質合金的顯微組織結構[23] （a）EBSD圖;（b）黏結相中納米結構的高分辨透射電鏡圖（HRTEM）Fig. 6 Microstructure of cemented carbide with nanograin reinforced binder[23] （a） EBSD image;（b）high resolution transmission electron microscopy of nanostructure in binder phase

1985年日本學者Nishigaki等[14]在第11屆普蘭西國際學術會議上發表了一篇關于Co-Ni-Al基黏結相硬質合金的論文，比較系統地研究了WC-27（質量分數/%，下同）（Co-Ni）-0.9%Cr合金中添加0～1.5（質量分數/%）Al對合金黏結相性能的影響規律，并對γ′析出相的形貌進行了初步的研究。研究發現Al和Cr以AlN和Cr2N形式添加，可以有效避免Al2O3氧化物的形成；此外，Al的添加可抑制WC晶粒的長大，且使WC晶粒形貌變得圓鈍化；同時，當Al含量在0.6%～1.2%范圍內增加時，合金的硬度和抗彎強度出現明顯的增加；當Co/Ni比為1/1，Al含量為1.2%時，γ′相對黏結相的強化效果最佳，合金可獲得最佳的力學綜合性能。另外，Co/Ni比對γ′相形貌也有明顯的影響，當Co/Ni比為1/2時，γ′相形貌呈現出兩種形式，即細的球形形貌 γ′相（0.06 μm）和粗的骰子形 γ′相（0.3 μm），如圖 7（a）所示。當 Co/Ni比為 1/1 和 2/1 時，γ′相形貌呈現出均勻細小球形顆粒（0.15 μm），如圖 7（b）所示。合金的硬度和抗彎強度隨Al含量的增加（0.6%～1.2%）出現明顯的增加。

圖 7 WC-Co-Ni-Cr-Al合金硬質合金中析出的γ′-相納米級顆粒[14] （a）Co/Ni=1/2;（b）Co/Ni=1/1或2/1Fig. 7 Precipitation of nanoscale γ′-phase in WC-Co-Ni-Cr-Al cemented carbide[14] （a）Co/Ni=1/2;（b）Co/Ni=1/1 or 2/1

由于γ′相的強化作用，合金具有優異的高溫硬度，高溫紅硬性可以持續到約800 ℃。當超過800 ℃時，由于γ′相的固溶等原因，高溫硬度迅速降低。在600 ℃時效時，合金的硬度隨著時效時間的增加而線性增加；在700 ℃時效時，合金的硬度在時效10 h處出現峰值；而在800 ℃和900 ℃時，硬度隨著時效時間的增加而降低。隨著Al含量的增加，合金容易形成致密的保護層，使得合金的抗氧化性能增加。

雖然Nishigaki等[14]對Co-Ni-Al復合黏結相硬質合金的制備及組織與性能進行了初步的探索，但由于當時技術水平和檢測手段的限制。實驗設計主要根據經驗，沒有從理論上進行設計研究，強化機理仍然不清楚。隨著鈷基高溫合金研究的深入和檢測手段不斷提升，Co-Ni-Al復合黏結相中的研究也得到了長足的進步。

3 Co-Ni-Al復合黏結相集成計算材料工程

傳統的硬質合金材質的開發普遍采用的是試錯法，即根據硬質合金材料的研究經驗進行大量的實驗，逐個研究各個材料成分及工藝條件下的合金內部組織與性能關系。這種方法不能快速找到實驗方向，而且很難全面把工藝參數、組織和性能之間的關系弄清楚。這給硬質合金材料的研發和產品質量控制帶來難度，特別是在高端硬質合金產品上更為突出。

硬質合金作為工業基礎材料，自德國20世紀90年代發明硬質合金以來，作為基礎材料迅速發展起來，目前硬質合金行業巨頭Sandvik公司在硬質合金材料的研發上，早在20世紀90年代就與高校聯合，在硬質合金體系的熱力學和動力學模擬方法開展了研究。近期，杜勇等[1]提出了硬質合金集成計算材料工程的基本思想，如圖8所示。從材料開發的角度考慮，利用相圖熱力學、動力學模擬和材料成分、結構、性能及工藝之間的關系模型，并同關鍵實驗相結合，快速合理地確定實驗制備的合金成分和工藝參數。

為了從理論上指導WC-Co-Ni-Al硬質合金的研究，中南大學杜勇團隊從2008年開展了硬質合金材料的熱力學數據庫研究，通過關鍵實驗的驗證和優化，成功建立了可靠高質量的Al-C-Co-Ni-W熱力學數據庫[27-28]，為Co-Ni-Al基復合黏結相的開發提供理論支持和指導。其中Wang等[28]重點研究了Al-Co-Ni三元熱動力學數據庫，并通過關鍵實驗數據進行了修正優化，計算出了1100 ℃的等溫Al-Co-Ni截面圖，如圖9（a）所示。另外，為了更好地理解Co含量對γ′相的影響，計算的AlNi3-Co截面圖如圖9（b）所示。借鑒高溫合金中兩相γ + γ′的強化機制，Co-Ni-Al基黏結相應該落在γ + γ′相區。在制備過程中Co-Ni-Al基黏結相應避免出現β脆性相，且γ + γ′相區隨著溫度降低向富Co區擴展。這都為指導Co-Ni-Al基黏結相的成分設計提供了理論指導。

圖 8 硬質合金研發過程中的集成計算材料工程框架[1]Fig. 8 Integrated computational materials engineering[1]

圖 9 計算的截面圖 （a）1100 ℃等溫Al-Co-Ni;（b）AlNi3-Co[28]Fig. 9 Calculated isothermal section （a）Al-Co-Ni system at 1100℃;（b）vertical section along AlNi3-Co[28]

4 WC-Co-Ni-Al硬質合金的研究進展

在Al-C-Co-Ni-W熱力學集成計算的指導下，WC-Co-Ni-Al硬質合金在制備、組織演變和性能調控等3個方面取得了較大的進展。

4.1 WC-Co-Ni-Al硬質合金的制備

筆者[29]前期利用WC粉末的加入對鎳鋁反應起到熱緩沖作用和減小元素粉末的接觸面積，從而有助于反應物的可破碎性。反應產物經破碎碾磨后可獲得相成分均勻、粒度細小（約20 μm）的WC +Ni3Al預合金粉末[29]。其中Ni3Al黏附在WC晶粒上，構成一種包覆結構，如圖 10（a）和圖 10（b）所示。利用該方法制備的預合金粉末，成功解決了Al的添加方式的問題。采用WC + Ni3Al預合金粉末的添加方式，利用粉末冶金的方法可制備出了WCCo-Ni-Al硬質合金，樣品制備流程如圖11所示。

4.2 Co-Ni-Al復合黏結相顯微結構

圖 10 SEM 圖[29]（a）,（b）WC + Ni3Al預合金粉末;（c）WC-Ni3Al合金Fig. 10 SEM micrographs[29]（a）,（b）WC + Ni3Al mixture;（c）WC-Ni3 Al

圖 11 WC-Co-Ni-Al硬質合金制備流程Fig. 11 Preparation process of WC-Co-Ni-Al cemented carbide

為了弄清楚黏結相晶粒度大小及其影響因素，許多研究者[30-32]對黏結相晶粒尺寸的檢測以及影響黏結相晶粒尺寸變化的因素進行了探討。如Willbrand等[32]采用X射線衍射對Co基黏結相晶粒大小進行了探索，發現Co基黏結相在液相燒結冷卻后能夠形成黏結相晶粒。每個黏結相晶粒的取向恒定，且其尺寸大小在50～100 μm的范圍內，第一次證明了黏結相的有效晶粒尺寸要遠遠大于碳化物的晶粒尺寸。Sarin等[31]也認為黏結相晶粒尺寸遠遠大于WC晶粒，甚至可以達到1 mm。這些研究結論表明，從液相凝固的固相黏結相在WC晶粒表面上的形核率遠比黏結相晶粒的生長速度率慢。此外，Willbrand等[32]還研究了液相燒結后冷卻速率對Co基黏結相晶粒大小的影響。即在緩慢冷卻條件下，WC-10%Co和WC-20%Co硬質合金具有較大尺寸的相同取向區域（約700 μm），可能達到WC晶粒的100倍。然而，在快冷（淬火）條件獲得的樣品并沒有觀察到黏結相晶粒，說明黏結相晶粒大小與冷卻條件有很大的關系。同時，通過XRD證明了WC晶粒與Co基黏結相晶粒間沒有固定的取向關系。

筆者[33]通過合理調整Co-Ni-Al黏結相成分，獲得了具有不同黏結相形核驅動力和固-液界面能的WC-50%（Co-Ni-Al）合金。隨著Ni3Al含量的增加，黏結相形核驅動力和固-液界面能同時增大，促使黏結相晶粒的形核方式由異質形核向自發形核轉變。這使得黏結相晶粒出現明顯細化，如圖12所示；合金的組織結構中出現了平直黏結相晶界形貌與“黏結相池”和WC聚集現象。在黏結相晶粒細化和析出相強化的共同作用下，合金的矯頑磁力和黏結相硬度出現不同程度的提高，如圖13所示。析出的有序γ′相與γ黏結相基體共格，如圖14所示。與之對應，晶粒細化和γ′相析出使合金的矯頑磁力、黏結相顯微硬度升高（圖13）。這種具有新型γ + γ′結構黏結相的WC-Co-Ni-Al硬質合金，可在硬質合金軋輥和熱作模具等產品上具有應用前景。

圖 12 EBSD圖[33]Fig. 12 EBSD maps[33] （a）WC-38.6Co-11.4Ni3Al;（b）WC-34.8Co-15.2Ni3Al.

圖 13 Ni3Al含量對WC-50%（Co-Ni-Al）合金的矯頑磁力和黏結相硬度的影響[33] （a） 1250 ℃固溶處理態;（b）燒結態（隨爐冷卻）Fig. 13 Effect of Ni3Al concentration on coercivity and hardness of binder of WC-50%（Co-Ni-Al） alloys[33] （a）solid solution treatment at 1250 ℃;（b）as-sintered（furnace cooling）

圖 14 1350 ℃真空燒結1 h制備的WC-38.6Co-11.4Ni3Al合金的顯微結構[33] （a）黏結相的FE-SEM圖像;（b）顯微結構的明場像;（c）圖（b）中紅圈標記區域的粘結相選區電子衍射花樣Fig. 14 Microstructure of prepared WC-38.6Co-11.4Ni3Al alloy sintered at 1350 ℃ in vacuum for 1 hour[33] （a）FE-SEM image of binder;（b）bright-field image of microstructure;（c）indexed SADP pattern taken from binder phase marked by the red circles in Fig.（b）.

4.3 Co-Ni-Al復合黏結相對 WC 形貌及性能的影響

WC顆粒在液相燒結過程中的生長是通過奧斯特瓦爾德長大機制（Ostwald ripening）[34]，即小顆粒溶解，大顆粒長大，使得單位質量的比表面能減小，系統總的自由能降低[35]。而WC晶粒的長大過程實質上是WC顆粒的不斷溶解-析出過程。同時，WC晶粒的長大伴隨著溶質原子W和C在液相中的擴散，溶質原子的擴散速率會對WC晶粒的生長產生影響。Rohrer等[36]認為WC晶粒上平直刻面的形成與WC晶粒的2D形核有關。同時，Borgh等[37]認為通過2D形核形成新的原子層對于WC晶粒異常長大有著至關重要的影響，然而WC晶粒2D形核難易在很大程度上取決于界面能的大小[38]。為了弄清楚Co-Ni-Al復合黏結相WC晶粒形狀的演變機理和更好地控制WC晶粒粒度和形貌，筆者[39]研究了不同Ni3Al含量對WC-24%（Co-Ni-Al）合金的WC晶粒大小、分布及形貌的影響[39]。

隨著Ni3Al含量的增加，逐漸增加的固-液界面能提高了WC晶粒的2D形核能量位壘；同時，逐漸增加的固-液界面能使得W原子的遷移所需的能量增加，在以上兩個因素的共同作用下，WC晶粒生長和異常長大被抑制。隨著Ni3Al含量的增加，由2D形核粗化機理引起WC晶粒生長速率降低，WC晶粒上容易出現臺階面。通過延長燒結時間，WC晶粒有生長成平衡態形貌（截三棱柱）的趨勢，如圖15所示。隨著Ni3Al含量的增加或者燒結溫度的降低，邊界能ε增加，使得WC晶粒生長速率降低，WC晶粒形貌呈現出層-層結構，如圖16所示。在WC晶粒度和析出相的共同作用下，WC-24%（Co-Ni-Al）合金的硬度隨Ni3A l含量的增加而增加；而抗彎強度在黏結相強化和界面結合強度的共同作用下先升后降，如圖17所示。

圖 15 在1450 ℃/8 h燒結后的WC-24（Co-Ni-Al）合金中WC晶粒的三維形貌圖[39] （a）試樣1;（b）試樣2;（c）試樣3;（d）試樣4;（e）試樣5;（f）試樣6Fig. 15 3D morphology of WC grains extracted from WC-24（Co-Ni-Al） alloys sintered at 1450 ℃ for 8 h[39] （a）sample1;（b）sample 2;（c）sample 3;（d）sample 4;（e）sample 5;（f）sample 6

圖 16 在1450 ℃/20 h燒結后的WC-24（Co-Ni-Al）合金中WC晶粒的三維形貌圖[39] （a）試樣1;（b）試樣6Fig. 16 3D morphology of WC grains extracted from WC-24（Co-Ni-Al） alloys sintered at 1450 ℃ for 20 h[39]（a）sample 1;（b）sample 6

圖 17 不同Ni3Al含量的WC-24% （Co-Ni-Al）合金的抗彎強度（TRS）和洛氏硬度（HRA）[39]Fig. 17 TRS and HRA of WC-24%（Co-Ni-Al） alloys with different Ni3Al contents[39]

5 結束語

盡管Co-Ni-Al復合黏結相的研究取得了一系列的進步，但在以下幾個方面需要進行深入研究：

（1）Co-Ni-Al復合黏結相與硬質相WC界面關系的研究。硬質合金是一種粉末冶金復合材料，界面問題是復合材料的共性問題。由于Co-Ni-Al復合黏結相是一種多相黏結相，這種復合黏結相對界面的影響仍然不清楚；因此，弄清楚這些基本科學問題，對開發新型WC-Co-Ni-Al硬質合金將會有很大的指導作用。

（2）研究C含量對析出相種類的影響。傳統WC-Co硬質合金的C量控制對合金的質量是極其重要的。而對于WC-Co-Ni-Al硬質合金來說，C有可能對析出相種類會有影響，因此，弄清楚C含量對強化相的種類的影響規律，對WC-Co-Ni-Al硬質合金的應用和生產過程的質量控制將會有極大的幫助。

（3）耐磨性能的研究。研究發現，通過納米顆粒強化WC-Co硬質合金黏結相可以大幅度提高合金的耐磨性，這主要是由于硬質合金在磨損過程中，黏結相因硬度低而會被優先磨損掉。硬質相WC在沒有黏結相的把持力作用下，會很快地脫落，從而造成合金的抗磨損性能下降。而對于強化黏結相的合金來說，黏結相硬度提高可以有效地改善合金的耐磨性。根據該抗磨損機理，對于本研究的Co-Ni-Al復合黏結相硬質合金有望獲得比傳統WC-Co硬質合金高2～3倍的抗磨損性能。因此，下一步有必要深入對比研究WC-Co-Ni-Al硬質合金的耐磨性及其磨損機理。