Microscopic structure and properties of ultrafine cemented carbide with cobalt-iron-nickel composite binder
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摘要: 钴作为硬质合金应用最广泛的黏结剂,存在资源稀缺、成本高昂以及WC-Co硬质合金耐腐蚀性能较差等问题,综合考量生产成本与改善性能,本研究采用铁镍部分代替钴组成复合黏结剂,以其制备超细硬质合金,研究其显微组织和力学、耐蚀耐磨性能的关系。结果表明,黏结相中Fe/Ni质量分数比增加,使得合金WC晶粒细化和黏结相分布不均,合金的硬度和抗弯强度分别提高与降低。合金在中性NaCl溶液中的耐腐蚀性能评估采用极化曲线测试与浸泡实验,黏结相添加Ni能提高合金耐蚀性,归因于Ni的钝化特性与促进腐蚀产物膜的形成。硬质合金摩擦系数和磨损率与Fe/Ni质量比呈负相关,合金耐磨性的提高主要归因于黏结相的强度增强和WC晶粒细化合金硬度提高。
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关键词:
- Co-Fe-Ni复合黏结剂 /
- 超细硬质合金 /
- 物理力学性能 /
- 耐蚀耐磨性能
Abstract: As the most widely used binder for cemented carbide, cobalt has some problems, such as resource scarcity, high cost, and WC-Co cemented carbide poor corrosion resistance. Considering the production costs and performance improvement, iron and nickel, instead of cobalt, were used to form a composite binder, with which ultrafine cemented carbide was prepared, and the relationships between its microscopic structure and mechanics as well as corrosion resistance and wear resistance were studied. The results show that the increase in Fe/Ni mass fraction ratio in the binder makes alloy WC grains refined and the distribution of binder uneven, and thus the hardness and anti-bending strength of alloys are increased and decreased, respectively. The corrosion resistance of alloys in neutral NaCl solutions was evaluated by polarization curve tests and immersion experiments. The addition of Ni to the binder improves the alloy corrosion resistance, which is attributed to the passivation characteristics of Ni and the formation of films promoting corrosion product. The friction coefficient and wear rate of cemented carbide are negatively correlated with Fe/Ni mass ratio. The improvement in alloy wear resistance is mainly due to the strength enhancement of binder phase and the hardness improvement of alloy caused by WC grain refinement. -
硬质合金是一种典型粉末冶金材料,以过渡族难熔金属碳化物或碳氮化物作为主体成分,因其硬度及强度高,耐磨性好等优异性能被广泛应用于工业领域,如切削工具,海洋工程装备等[1]。随着硬质合金在相关产业应用的不断发展,市场终端用户对其使用成本、性能方面的要求越来越高。常规均质结构硬质合金的硬度与韧性是一对矛盾特性[2],传统的WC-Co硬质合金难以满足“双高”(高硬度和高强度)的性能,因而无法适应未来制造业的发展需求,而超细硬质合金为解决硬质合金硬度和韧性无法兼顾的难题提供了可行办法。
金属Co因其对WC优异的润湿性、及与碳化物制备的合金有良好的力学性能,一直广泛用作硬质合金的黏结金属。但钴的稀缺、价格上涨[3]及WC-Co粉末、硬质合金可能致癌[4]等因素制约硬质合金高速发展。面向海洋工业,在苛刻的海洋腐蚀环境,海水中的盐浓度高(一般在3.5%左右)条件下,典型WC-Co合金的耐蚀性表现不佳,其性能已难以满足硬质合金工具在特定工况条件下的使用要求,因此优化及改进黏结相的种类成为研究硬质合金的热点之一。在元素周期表中,Fe、Co、Ni为同周期元素,它们的质量、原子半径、熔点和物理化学性能都较为接近,且相比之下Fe、Ni的储存量更多、来源更广、价格便宜[5]。Fe黏结剂的运用虽然存在两相区碳含量范围狭窄[6]使得控碳困难等问题,但其可用于特殊应用,具有诸如热硬度和耐热性之类的特性,几乎不损害耐热裂纹或抗氧化性[7],并在一定程度上提高合金的耐磨性。以Ni作为黏结剂的硬质合金虽然力学性能不如WC-10Co硬质合金,但其却拥有更出色的抗氧化和耐腐蚀性能[8]。结合Fe、Co、Ni各自优势,通过成分及工艺优化,在提高硬质合金使用性能的基础上可以大大降低合金生产成本。
具有复合黏结相的超细硬质合金能为硬质合金性能打开一个无限广阔的空间。在以Co-Fe-Ni为黏结剂超细硬质合金方向上,有学者进行了一定的探索与研究[9-11],主要针对黏结相含量、烧结工艺与行为等探索,但目前少有研究铁镍部分替代钴黏结相对超细硬质合金显微组织演变和力学性能的影响,同时结合Ni黏结剂耐蚀特性与海洋工程需求,在质量分数为3.5 % NaCl溶液中模拟海水腐蚀研究长期服役中硬质合金腐蚀行为和腐蚀机制,评估复合黏结相硬质合金耐腐蚀性能;采用往复干摩擦磨损实验探究Fe、Ni黏结剂对硬质合金耐磨性能与耐磨行为的影响。
1 实验
1.1 原始粉末与合金制备
制备合金WC-10(Co-Fe-Ni)-Cr3C2合金成分配比见表 1所列,其中Co含量(质量分数,下同)为7 %,Fe/Ni质量比分为高中低3组,并设计一组对照的黏结相纯Co硬质合金,碳平衡控制是基于多组元硬质合金热力学数据进行相图计算确定合金碳窗口,在碳窗口的二相区中选取适中的合金碳量。混合粉末中添加2.2%的石蜡作为成型剂,以酒精为球磨介质,选取球料比(硬质合金球与粉料质量比)为4.5∶ 1,进行高能球磨12 h。混合料干燥制粒后经单向压力5 MPa成型为20 mm×6.5 mm×5.25 mm的标准试样条。最后压坯进行低压烧结,烧结温度设定为1 425 ℃,保温1 h,制备最终实验合金。
1.2 实验方法和步骤
通过场发射扫描电镜(JSM-7001E)进行显微组织观察,检测合金物相利用X射线衍射仪(XRD),扫描范围(2θ)为5°~90°。统计WC晶粒尺寸采用线截法,统计晶粒至少300个。采用阿基米德排水法测定密度;抗弯强度采取3点抗弯测试,每组合金测试3次取平均;维氏硬度HV20利用HXD-1000TMC/LCD型硬度计测试获取,选取3个区域测试取平均。
借助普林斯顿电化学工作站PARSTAT 4000A测试电化学腐蚀,腐蚀溶液为中性3.5% NaCl溶液的模拟海水,采用标准三电极体系,参比电极(SCE)为饱和甘汞电极,对电极为铂片。动电位极化曲线测试,预先在NaCl溶液中浸泡1 h,待开路电位稳定后,进行极化测试(电位为-1.0 ~1.0 V,扫描速率为1 mV/s)。将合金浸泡于3.5% NaCl溶液中,环境温度恒定为25 ℃,浸泡腐蚀周期30 d,定期对合金进行交流阻抗测试(EIS),测试频率0.01~100 000 Hz,振幅10 mV。摩擦磨损采用球-平面接触的往复式滑动干摩擦磨损试验方法测试,配副为4 mm的Si3N4球,设置载荷(60、80、100 N)、运行时间(60 min)、电机转速(300 r/min)、往复滑动距离(5 mm)。试验前后将合金置于酒精中超声波清洗,并在电子天平上称量,精度为0.1 mg。硬质合金的磨损率可以通过式(1)计算[12]:
(1) 式(1)中:m是质量损失;ρ是烧结试样密度;S是磨损滑动距离;F是施加的载荷。
2 结果与讨论
2.1 显微组织
图 1所示为合金XRD物相测试图谱。Co-Fe-Ni复合黏结相硬质合金由WC相和Co、Fe、Ni固溶体两相组成,WC-10Co合金为WC相与Co相,合金均不存在脆性的缺碳η相和软性的富碳石墨相。
图 2所示为合金显微组织SEM图。其中灰白色区域为WC晶粒,黑色区域为黏结相,未观察到明显的孔隙和异常长大WC晶粒。图 2(b)与图 2(c)呈现出黏结相分布不均的形貌。这主要是因为Fe较Co、Ni而言对WC的润湿性较差及WC在Co和Ni中的溶解度高于Fe[13]。在液相烧结过程中,随着黏结相Fe/Ni质量比提高,WC在黏结相中溶解量下降,液相数量会减少,伴随毛细管力的降低与WC颗粒的流动阻力的增加,进而使得颗粒重排与溶解析出过程受限[14]。此时,黏结相减缓受毛细管力流动填充WC颗粒间的网状空隙,导致黏结相分布不均。
图 3所示为合金WC平均晶粒尺寸及分布。在黏结相Fe含量较高的硬质合金中,WC晶粒趋于细化,原因有2个:一是随着黏结相中Fe含量的增加,Co-Fe-Ni黏结相中WC的溶解度降低,在液相烧结过程中,Ostwald熟化过程减慢,即WC小颗粒溶解入黏结相再析出到大颗粒上的过程放缓,促使WC晶粒细化[7]。二是WC晶粒的生长受黏结相金属与碳的亲和力(电负性)控制,Fe、Co、Ni与C的亲和力依次降低,Fe与C形成最稳定的键,碳原子的迁移和WC的溶解析出受到阻碍,间接提高了WC晶粒形核和长大所需的活化能,使WC晶粒更为细小[15]。WC-7Co0.9Fe2.1Ni与WC-10Co合金WC晶粒尺寸相近,WC在Ni中的固溶量(10%~30%)是Co、Fe、Ni中最大的[16],促进WC晶粒长大,低含量的Fe黏结剂和Ni黏结剂复合添加使得对WC晶粒长大效果正负相消,WC晶粒尺寸趋近于WC-10Co合金。
2.2 物理与力学性能
表 2所列为合金致密度、钴磁、矫顽磁力等物理性能。4种合金的致密度基本在99%左右,仅有WC-7Co2.1Fe0.9Ni稍低于99%,结果与显微组织相符,这是由于Fe对WC的溶解度和润湿性均低于Ni,黏结相Fe/Ni比增加使得烧结阶段液相数量减少,毛细管力随之亦减小,同时WC颗粒的流动阻力增大,因此烧结体的收缩速率减慢,残留空隙多,密度降低。钴磁表示黏结相在磁场中能被磁化的部分在合金质量中的占比,与合金中软磁性物质含量有关。合金随着黏结相Fe/Ni质量比提高,钴磁逐渐增大,这与黏结相中Fe含量增加与Ni含量降低密不可分(纯Co的比饱和磁化强度为0.001 6 T·cm3/g,纯Fe的比饱和磁化强度为0.002 17 T·cm3/g,纯Ni的比饱和磁化强度为0.000 545 T·cm3/g[17]。复合黏结相合金矫顽磁力(HC)随着成分变化呈现上升趋势。对于WC-Co硬质合金,HC与显微组织参数存在下列关系[18]:
(2) 式(2)中:HC为矫顽磁力;m(Co)为合金中Co的质量分数;d(WC)为WC平均晶粒尺寸。由式(2)可知矫顽磁力与WC晶粒尺寸与黏结相成分含量有关。合金WC平均晶粒尺寸越小,Co含量越大,HC越大。WC-10Co的WC平均晶粒尺寸大但Co含量多,综合计算比WC-7Co2.1Fe0.9Ni稍低,与实际测试结果相符。
图 4所示为合金的维氏硬度和抗弯强度。随黏结相Fe/Ni质量比升高,合金维氏硬度呈升高趋势,含Fe量最高的WC-7Co2.1Fe0.9Ni硬度最高。根据Hall-Petch公式,细晶组织具有更强的晶界强度以提高硬度,WC平均晶粒尺寸越小,合金的硬度越大。WC-7Co0.9Fe2.1Ni抗弯强度基本持平纯Co硬质合金,随着黏结剂中Fe含量占比增加,抗弯强度逐渐降低。Co-Fe-Ni复合黏结相是多组元固溶体合金,其中各元素的原子半径不同会引起严重的晶格畸变。复合黏结相的大小因子可由综合原子半径差δ进行表征,其计算公式如式(3)[19]:
(3) 式(3)中:ci为黏结相组分的原子百分数;ri为元素对应原子半径(r(Co)=0.125 nm, r(Fe)=0.128 nm,r(Ni)=0.125 nm);为黏结相平均原子半径,可由式(4)计算获得:
(4) 随着Fe含量从9%增加到21%,复合黏结相综合原子半径差δ逐渐减小,导致复合黏结相晶格畸变减弱,减小了位错运动的阻力,使得抗弯强度降低。WC-7Co2.1Fe0.9Ni抗弯强度的减弱也与其黏结相分布不均与致密度较低有关联性,致密度反映合金孔隙率,致密度低使得由合金内部的孔洞引起的应力集中增加,黏结相分布不均和内部孔洞等断裂源导致抗弯强度降低。
图 5所示为抗弯测试后断口形貌图。断口存在明显的解理台阶,WC晶粒为冰糖状,表面有黏结相包裹,且周围存在白色脊线,为黏结相的撕裂棱,因此合金断裂为脆性断裂,伴随黏结相的韧性撕裂。WC晶粒以沿晶断裂为主,而解理断裂主要出现于尺寸较大的晶粒。根据金属材料产生解理断裂裂纹扩展判定公式:
(5) 式(5)中:σi为位错在基体金属中运动摩擦阻力;d为晶粒直径;ky为钉扎常数;G为材料切变模量;γs为金属材料的有效表面能;q为应力状态系数。由式(5)可知,晶粒尺寸越小,裂纹扩展时需要多次改变方向,消耗更多能量,故裂纹不易产生与扩展,解释了尺寸较大的晶粒形成解理断裂的占比更高。从图 5(b)和图 5(c)中可以看到存在裂纹,黏结相不均分布致使部分WC晶粒不能很好被黏结相所束缚,受到外力作用易脱落,形成孔洞,作为裂纹源进一步扩展形成裂纹,最终降低合金的抗弯强度。
2.3 腐蚀性能
图 6所示为合金动电位极化曲线。横坐标所示为自腐蚀电位,体现的是腐蚀热力学关系,反映材料腐蚀的倾向性;纵坐标所示为自腐蚀电流密度,体现的是腐蚀动力学关系,反映材料腐蚀速率,一般采用自腐蚀电流密度评价耐腐蚀性能。表 3所列为合金极化曲线Tafel外推法拟合数据。由表 3可见,黏结相高Fe含量占比的合金WC-7Co2.1Fe0.9Ni无论从腐蚀倾向性与腐蚀速率均为最大,耐腐蚀性能最差;合金WC-7Co0.9Fe2.1Ni的自腐蚀电流最低为3.501 μA/cm2,耐腐蚀性能较优。极化曲线反映的是强烈极化的动态电极行为,为进一步探究硬质合金电极静态平衡的耐蚀性与长期浸泡腐蚀的腐蚀行为,采用EIS图谱表征合金浸泡的腐蚀过程。
图 7所示为合金随腐蚀时间变化的能奎斯特图。容抗弧半径的大小直接反映了金属电极表面电荷转移电阻的大小,电阻越大,腐蚀速率越小[20]。根据阻抗变化,浸泡腐蚀周期大致可分为3个阶段:腐蚀初期(0~1 d),腐蚀中期(1~14 d),腐蚀后期(14~30 d)。腐蚀初期合金的容抗弧半径呈现波动,当经过1 d浸泡后系统稳定,容抗弧半径逐渐增大,在14 d过后容抗弧趋于稳定。WC-10Co合金浸泡14 d以后能奎斯特图呈现电荷传递和扩散过程混合控制,由高频区(电极电荷传递过程控制)的一个半圆弧与低频区(电极反应的反应物或产物的扩散控制)的一条接近45°的直线构成,表明腐蚀后期合金WC-10Co存在黏结相金属或腐蚀产物膜的溶解。
为方便对比各腐蚀阶段不同合金电化学阻抗的变化规律,选取有代表性的4个时间点(1 h、1 d、7 d、30 d),列出合金随腐蚀时间变化的能奎斯特图与波特图,如图 8所示。在腐蚀初期(0~1 d),WC-7Co2.1Fe0.9Ni合金与WC-10Co的容抗弧半径较小,且波特图中出现2个相位角峰值,说明两者合金表面发生更强烈的法拉第过程,黏结相金属出现大量溶解,产生局部点蚀。在腐蚀中期(1 d~14 d),复合黏结相硬质合金容抗弧半径接近且有所增大,表明合金表面已生成腐蚀产物膜,阻碍Cl-的深入侵蚀,而WC-10Co容抗弧半径虽有增加,仍为4种合金中最低。腐蚀后期(14~30 d)复合黏结相硬质合金三者容抗弧半径接近,但WC-10Co呈现与腐蚀初、中期不同的容抗弧弧线,以高频半圆弧与低频近45°直线构成,电荷转移与物质扩散的法拉第过程较为剧烈,合金表面可能产生腐蚀产物或黏结相金属的溶解。
图 9所示为EIS拟合等效电路及简化过程示意图。由于所有Rsurf和Csurf都是并联的,同样适用于蚀坑内的Rct和Cdl,因此电路a1可以简化为电路a2,且因Rpit小于Rsurf,则进一步简化为电路a3,为处理固体电极双层电容的弥散效应现象,用常相位元件Q替代电容C,因子n代表Q与C之间的偏离,最终拟合电路图为a4。浸泡初期可采用单一的时间常数进行拟合,但两个时间常数的拟合效果更好,一个是由表层腐蚀相关的高频,另一个是与孔隙腐蚀有关的低频。图 9中Rs为溶液电阻,Qsurf为合金表层双层电容,Rpit为蚀孔内溶液电阻,Qdl和Rct为孔底的双层电容与电荷转移电阻。表 4所列为EIS图谱拟合参数,Qsurf与Rpit的变化代表腐蚀产物在试样表面的形成。随着浸泡时间延长,Qdl显著增加,远高于双层电容的典型值(2×10-5~5×10-5 F/cm2),可以解释为腐蚀产物(氧化物和氢氧化物)的增加[21]。合金WC-7Co2.1Fe0.9Ni和WC-10Co在浸泡周期Qdl大幅增加,表明合金表面腐蚀产物大量形成。这组实验最重要的参数是Rct,因为它是对腐蚀速率的衡量[22]。Rct越高,耐腐蚀性越高。从表 4中观察到的Rct的变化表明,在浸泡初期,Rct大幅降低,腐蚀速率较高,对应黏结相金属的溶解,随着时间的推移,合金表面产生腐蚀产物钝化膜,使得耐腐蚀性会增加。在腐蚀初期,合金WC-7Co2.1Fe0.9Ni的腐蚀速率是最快的,在14 d以后复合黏结相硬质合金的趋近;在腐蚀初、中期,WC-10Co具有最快的腐蚀速率,在浸泡30 d时,其Rct值最高,主要出现了物质扩散引入的韦伯阻抗,使其值增加。
图 10所示为腐蚀浸泡30 d后表面形貌图。随着黏结相中Fe/Ni质量比上升,合金表面存在的絮状腐蚀产物膜与蘑菇状壳层增多,WC-7Co2.1Fe0.9Ni合金表面已覆盖厚厚一层疏松腐蚀产物,WC-7Co0.9Fe2.1Ni与WC-7Co1.5Fe1.5Ni形成较为致密的絮状腐蚀产物膜,使得其阻抗较低。而WC-10Co合金表面仅有蘑菇状壳层,基本无腐蚀产物膜覆盖,WC-10Co浸泡过程中存在大量的黏结剂Co溶解,金属阳离子在阳极的溶解会导致局部酸化[23],导致腐蚀产物膜发生溶解。根据图 11的EDS检测发现产物主要为Co、Fe、Ni的多种氧化物。硬质合金在中性溶液中腐蚀,WC相与黏结相形成微电池,优先腐蚀黏结相。合金会出现局部腐蚀(点蚀),蚀孔一旦形成,孔内金属即处在活化状态,而蚀孔外金属处于钝态,使得蚀孔内外构成了膜-孔电池。孔内金属发生阳极溶解形成对应金属阳离子,孔外发生阴极反应生成OH-,在孔口结合生成氢氧化物,堆积在孔口形成蘑菇状产物[24],而产物在空气中极易分解,产生对应金属氧化物。
2.4 耐磨性能
图 12所示为不同负载下摩擦试验合金的摩擦系数。摩擦系数与磨损轨迹中材料表面粗糙度有关,从中能看到初始阶段合金的摩擦系数变化起伏较大,随着摩擦时间的延长,摩擦系数达到稳定阶段。在摩擦初始阶段,合金表面存在凹凸不平的微凸体,在合金和配副(Si3N4球)施加对应实验压力并发生相对运动时,两微观接触表面会相互“咬合”,摩擦系数上升是因为试样表面的微凸体发生断裂,断裂的微凸体形成磨屑混在两接触面之间,增加了摩擦阻力;当两接触表面达到平衡状态,没有新的微凸体发生断裂时,磨屑逐渐从接触区被移除或嵌入磨痕表面内部,使两接触表面配合更佳,摩擦阻力缓慢下降并趋于稳定,因此随着摩擦的进行,合金的摩擦系数变化过程基本一致,先上下波动然后缓慢过渡至稳定期,前一阶段的变化称为磨合期(0~20 min)。摩擦负载60、80 N的情况下,WC-10Co在稳态摩擦阶段(20 min以上摩擦磨损时间)的摩擦系数最高,表明合金表面产生磨屑更多,粗糙度更大,负载进一步提高后与其他合金摩擦系数差别不大。图 13所示为不同负载下摩擦实验合金的磨损率,合金磨损率随负载增加提升显著;无论施加何种载荷,随着Fe/Ni质量比的增加,磨损率降低,磨损率与硬质合金的硬度成反比。
为了探究Co-Fe-Ni复合黏结相硬质合金摩擦磨损的影响机制,在磨损测试后对磨损表面进行了SEM观察。图 14显示了不同负载下摩擦实验合金的磨损形貌。硬质合金的磨损机制主要为优先去除表面黏结相,WC晶粒脱落、开裂和碎裂[24]。在磨损的初始阶段,黏结相受力变形并挤出,在去除黏结相之后,由于黏结相包覆减弱,大量WC颗粒更容易断裂或脱落,这对应摩擦系数体现的磨合期。从图 14可以清楚地观察到,黏结相Ni含量占比高与纯Co的合金磨损表面展现出更严重的损伤和更粗糙的表面,黏结剂去除和WC晶粒开裂、碎裂和拉出现象明显,磨损表面分布有松散的细小磨屑,而WC-7Co2.1Fe0.9Ni合金磨损程度更低,因为黏结相中Fe含量的占比增加细化WC晶粒提高了合金硬度,并Co-Fe-Ni黏结相固溶强化了黏结相,使得去除黏结相和拉出WC晶粒受到极大限制。图 15所示为磨屑形貌及能谱分析,表明磨屑主要为W、Si氧化物,硬质合金高速摩擦磨损产生热量使得WC晶粒与Si3N4球发生高温氧化,生成对应氧化物[25]。综上合金耐磨性的提高主要归因于WC晶粒细化硬度提高和黏结相的强度增强。
3 结论
1)在所研究的成分范围内,复合黏结相中Fe/Ni质量比增加会细化WC晶粒尺寸,并使得黏结相金属烧结阶段填充WC晶粒间隙不充分,导致黏结相分布不均。
2)在所研究的成分范围内,随黏结相Fe/Ni质量比增加,硬质合金钴磁提高,矫顽磁力随Co含量增加与WC晶粒尺寸减小而上升。维氏硬度与抗弯强度随黏结相Fe/Ni质量比增加分别提高与降低,影响Co-Fe-Ni复合黏结相硬质合金力学性能的主要因素为黏结相分布与固溶强化、WC晶粒细化。
3)在模拟海水的中性3.5% NaCl溶液浸泡下,WC-Co硬质合金耐蚀性能不及本文研究的Co-Fe-Ni复合黏结相硬质合金,黏结相中添加Ni能提高合金耐蚀性。
4)针对本研究成分范围,Co-Fe-Ni复合黏结相硬质合金摩擦系数和磨损率与Fe/Ni比呈负相关,合金耐磨性的提高主要归因于WC晶粒细化合金硬度提高和黏结相的强度增强。
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表 1 实验WC-10 (Co-Fe-Ni)-Cr3C2超细硬质合金成分配比
Table 1 Composition ratio of WC-10 (Co-Fe-Ni)-Cr3C2 ultrafine cemented carbides
表 2 合金物理性能(致密度、钴磁、矫顽磁力)
Table 2 Physical properties of alloys (relative density, cobalt magnetization, coercive force)
表 3 合金极化曲线Tafel拟合数据
Table 3 Tafel fitting data of polarization curves of alloys
表 4 EIS图谱拟合参数
Table 4 EIS map fitting parameters
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[1] 黄伯云, 韦伟峰, 李松林, 等. 现代粉末冶金材料与技术进展[J]. 中国有色金属学报, 2019, 29 (9): 1917-1933. doi: 10.19476/j.ysxb.1004.0609.2019.09.08 [2] 王晓灵, 陈勇, 曾守富. 液相烧结法制备大尺寸双层梯度结构硬质合金的研究[J]. 硬质合金, 2018, 35 (1): 15-21. https://www.cnki.com.cn/Article/CJFDTOTAL-YZHJ201801003.htm [3] ZHOU P, DU Y, LENGAUER W. Morphology of η phase in cemented carbides with Fe-based binders influenced by carbon content and nitrogen atmosphere[J]. Ceramics International, 2019, 45 (16): 20774-20779. doi: 10.1016/j.ceramint.2019.07.063
[4] PITTARI J J, MURDOCH H A, KILCZEWSKI S M, et al. Sintering of tungsten carbide cermets with an iron-based ternary alloy binder: processing and thermodynamic considerations[J]. International Journal of Refractory Metals & Hard Materials, 2018, 76: 1-11. https://www.sciencedirect.com/science/article/pii/S0263436817309071
[5] 望军. 铁镍代钴硬质合金的发展现状[J]. 山东化工, 2017, 46 (22): 34-36. https://www.cnki.com.cn/Article/CJFDTOTAL-SDHG201722015.htm [6] 孙宝琦. 硬质合金中铁镍代钴问题浅析[J]. 硬质合金, 1996, 13 (1): 47-55. https://www.cnki.com.cn/Article/CJFDTOTAL-YZHJ199601011.htm [7] WITTMANN B, SCHUBERT W D, LUX B. WC grain growth and grain growth inhibition in nickel and iron binder hardmetals[J]. International Journal of Refractory Metals & Hard Materials, 2002, 20 (1): 51-60. https://www.sciencedirect.com/science/article/pii/S0263436801000701
[8] ZENG M, YAN H, YU B B, et al. Microstructure, microhardness and corrosion resistance of laser cladding Ni-WC coating on AlSi5Cu1Mg alloy[J]. Transactions of Nonferrous Metals Society of China, 2021, 31 (9): 2716-2728. doi: 10.1016/S1003-6326(21)65687-X
[9] CHANG S H, CHANG M H, HUANG K T. Study on the sintered characteristics and properties of nanostructured WC-15wt% (Fe-Ni-Co) and WC-15wt% Co hard metal alloys[J]. Journal of Alloys & Compounds, 2015, 649: 89-95. https://www.sciencedirect.com/science/article/pii/S0925838815305168
[10] CHANG S H, CHANG P Y. Investigation into the sintered behavior and properties of nanostructured WC-Co-Ni-Fe hard metal alloys[J]. Materials Science and Engineering: A, 2014, 606: 150-156. doi: 10.1016/j.msea.2014.03.096
[11] 朱斌, 柏振海, 高阳, 等. WC粒度对WC-15Fe-5Ni硬质合金组织与性能的影响[J]. 中国有色金属学报, 2016, 26(5): 1065-1074. doi: 10.19476/j.ysxb.1004.0609.2016.05.015 [12] ZHANG F, ZHU X, LEI M. Tribological behavior of WC-Ni cemented carbide irradiated by high-intensity pulsed ion beam[J]. Surface and Coatings Technology, 2014, 258: 78-85. doi: 10.1016/j.surfcoat.2014.09.062
[13] WALBRüHL M, LINDER D, ÅGREN J, et al. Diffusion modeling in cemented carbides: Solubility assessment for Co, Fe and Ni binder systems[J]. International Journal of Refractory Metals and Hard Materials, 2017, 68: 41-48. doi: 10.1016/j.ijrmhm.2017.06.006
[14] 王鹏, 时凯华, 顾金宝, 等. 不同粘结相碳化钨基硬质合金的研究与应用(Ⅰ)[J]. 硬质合金, 2020, 37 (1): 74-89. https://www.cnki.com.cn/Article/CJFDTOTAL-YZHJ202001012.htm [15] 张金祥, 张帆, 普建, 等. 铁镍比与VC对WC-15%(Fe, Ni)细晶硬质合金组织与力学性能的影响[J]. 硬质合金, 2020, 37 (3): 210-219. https://www.cnki.com.cn/Article/CJFDTOTAL-YZHJ202003006.htm [16] HUMAN A M, EXNER H E. The relationship between electrochemical behaviour and in-service corrosion of WC based cemented carbides[J]. International Journal of Refractory Metals and Hard Materials, 1997, 15(1): 65-71.
[17] QIAN C, LI K, GUO X Y, et al. Effect of WC grain size on mechanical properties and microstructures of cemented carbide with medium entropy alloy Co-Ni-Fe binder[J]. Journal of Central South University, 2020, 27(4): 1146-1157. doi: 10.1007/s11771-020-4355-5
[18] SU W, WEN Y, ZHANG Q. Effects of Ni and Cu additions on microstructures, mechanical properties and wear resistances of ultra-coarse grained WC-6Co cemented carbides[J]. International Journal of Refractory Metals and Hard Materials, 2018, 70: 176-183. doi: 10.1016/j.ijrmhm.2017.10.009
[19] ZHANG Y, ZHOU Y J, LIN J P, et al. Solid-Solution Phase Formation Rules for Multi-component Alloys[J]. Advanced Engineering Materials, 2008, 10(6): 534-538. doi: 10.1002/adem.200700240
[20] SANTOS R F, ROCHA A M F, BASTOS A C, et al. The effect of Cr content on the corrosion resistance of WC-Ni-Cr-Mo composites[J]. International Journal of Refractory Metals and Hard Materials, 2021, 95: 105434. doi: 10.1016/j.ijrmhm.2020.105434
[21] ROCHA A M F, BASTOS A C, CARDOSO J P, et al. Corrosion behaviour of WC hardmetals with nickel-based binders[J]. Corrosion Science, 2019, 147: 384-393. doi: 10.1016/j.corsci.2018.11.015
[22] SANTOS R F, ROCHA A M F, BASTOS A C, et al. Microstructural characterization and corrosion resistance of WC-Ni-Cr-Mo composite-The effect of Mo[J]. International Journal of Refractory Metals and Hard Materials, 2020, 86: 105090. doi: 10.1016/j.ijrmhm.2019.105090
[23] OLIVEIRA A B, BASTOS A C, FERNANDES C M, et al. Corrosion behaviour of WC-10% AISI 304 cemented carbides[J]. Corrosion Science, 2015, 100: 322-331. doi: 10.1016/j.corsci.2015.08.006
[24] KATIYAR P K. A comprehensive review on synergy effect between corrosion and wear of cemented tungsten carbide tool bits: A mechanistic approach[J]. International Journal of Refractory Metals and Hard Materials, 2020, 92: 105315. doi: 10.1016/j.ijrmhm.2020.105315
[25] HEINRICHS J, NORGREN S, JACOBSON S, et al. Influence of cemented carbide binder type on wear initiation in rock drilling -Investigated in sliding wear against magnetite rock[J]. International Journal of Refractory Metals and Hard Materials, 2019, 85: 105035. doi: 10.1016/j.ijrmhm.2019.105035
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1. 杨大伟,钱进,王鑫. Inconel 718合金辐照损伤研究进展. 稀有金属. 2024(04): 552-563 . 百度学术 2. 何若诗,刘鹏飞,张嘉诚,冯路路. Ni对水果辅助采摘设备用不锈钢组织及性能的影响. 南方金属. 2024(03): 42-45 . 百度学术 3. 邓胜强,高阳,李霄亭,孙德建,高卡,汪娟. 热压烧结超细晶WC-Co硬质合金致密化及性能研究. 稀有金属. 2024(11): 1565-1573 . 百度学术 其他类型引用(2)