Co-Ni-Al复合黏结相硬质合金研究进展

龙坚战, 杜 勇, 陆必志, 张卫兵, 徐 涛,张忠健, 易茂中

（1．株洲硬质合金集团有限公司 硬质合金国家重点实验室，湖南 株洲 412000；2．中南大学 粉末冶金国家重点实验室，长沙 410083；3．株洲硬质合金集团有限公司 硬质材料研发中心，湖南 株洲 412000）

传统WC-Co硬质合金是采用粉末冶金方法制备的高硬度和高耐磨性的复合材料[1]。硬质相WC赋予了合金高的耐磨性，而黏结相Co赋予了合金一定的韧性，这使得WC-Co硬质合金呈现出高硬度、高弹性模量、高耐磨性以及相对较好的断裂韧度而被广泛应用于切削加工、地质勘探、矿山开采、石油钻井和模具制造等领域[1-3]，被誉为“工业的牙齿”[1]。根据德国粉末冶金协会确定的硬质合金WC晶粒度分级标准[4]，传统粗晶WC-Co硬质合金是指WC晶粒度在2.5～6.0 μm的硬质合金。与超细WC-Co硬质合金相比，粗晶WC-Co硬质合金具有更加优异的断裂韧度、抗冲击性和抗热疲劳性[5]，因而其主要被应用到矿山工具、轧辊及冷镦模具等耐磨零件上[6-7]。

高端制造业的飞速发展，对传统粗晶WC-Co硬质合金模具、耐磨零件等材料的高温、腐蚀和氧化等性能提出了更高的要求。如用于钻掘工具上的硬质合金球齿的耐磨性有待进一步提高；高品质钢轧制用硬质合金轧辊的高温性能亟待改善；硬质合金热作模具在高温挤压、热镦条件下的高温刚性和抗氧化性有待进一步提升等等。传统WC-Co硬质合金的耐磨性主要取决于合金硬度。而传统WC-Co硬质合金的硬度和韧性是对矛盾体，即提高合金的硬度往往需要牺牲一定韧性作为代价[8]。对于传统WC-Co粗晶硬质合金而言，往往是通过调整WC晶粒度大小和Co黏结相含量在一定范围内来获得所需的硬度值和韧性值。因此，根据使用工况条件，对硬度和韧性匹配性的选择往往是传统WC-Co粗晶硬质合金研究的主要方向。然而，这对于提高传统WC-Co粗晶硬质合金的耐磨性非常有限。另外，由于Co黏结相很难适应酸性工作环境[9]，在一定程度上限制了传统WC-Co硬质合金的使用范围。对于应用于腐蚀环境条件下的硬质合金工具来说，黏结相的过早腐蚀容易造成硬质合金工具出现非正常失效，极大降低硬质合金工具的使用寿命，如应用于海洋钻探的硬质合金工具钻头。为改善传统WC-Co硬质合金的抗腐蚀性能，往往采用Ni基黏结相或添加了合金元素Cr的Co-Ni-Cr复合黏结相，但提高幅度有限。最后，传统WCCo硬质合金在超过600 ℃温度下使用时会发生明显的氧化，会造成硬质合金工具性能的急剧下降，从而缩短硬质合金工具的使用寿命。总的来说，随着高端制造业的飞速发展，对传统粗晶WC-Co硬质合金模具、耐磨零件等材料的高温、腐蚀、氧化等性能提出了更高的要求，而传统粗晶WC-Co硬质合金已难以完全满足该类工况下的使用需求。因此，急需开展提高传统粗晶WC-Co硬质合金耐磨性，抗腐蚀氧化性能以及高温性能等方面的研究。

WC-Co硬质合金的机械性能与其显微组织、相组成密切相关[10]，特别是WC晶粒大小、分布以及黏结相性能[11]。然而，WC-Co硬质合金工具在腐蚀、高温等恶劣环境条件下使用时，Co基黏结相的性能不足成为影响合金使用寿命的主要影响因素[12]。为了进一步改善WC-Co硬质合金的性能，对Co基黏结相进行强化是一条有效的途径[2,7,13-15]。特别是新型 γ（无序 fcc_Al） + γ′（有序 fcc_L12）的Co基高温合金具有比常规Co基高温合金更优异的高温性能[16]，这为传统的Co基高温合金强化提供了新途径，并使其承温能力提高了100～150 ℃，也为新一代γ′相强化Co基高温合金的研究开启了新时代。在以上Co基高温合金研究的启发下，通过析出有序L12结构的γ′相来强化WC-Co硬质合金来达到提高合金高温性能的目的。这为改善WC-Co硬质合金的性能提供了一条有效的途径[2,7,13-15]。通过有序γ′相沉淀强化硬质合金黏结相，有望获得耐高温、抗腐蚀、抗氧化等性能优异的硬质合金材料。

本文综述了新型Co-Ni-Al复合黏结相的研究进展情况及其合金的性能特点，介绍了WC-Co-Ni-Al硬质合金的最新的研究成果，探讨了Co-Ni-Al复合黏结相硬质合金未来应重点关注的方面。

1 Co基高温合金的研究

高温合金因其良好的抗氧化性、耐腐蚀性和高温力学性能，被广泛地应用于发动机、燃气机以及其他在高温环境条件下服役的关键设备中。在各类高温合金中，Ni基高温合金是采用的γ′相强化，其应用最为广泛。而传统的Co基高温合金很难存在稳定的AB3型有序沉淀相来强化，而只能依靠固溶强化和碳化物强化，因而其承温能力较差，限制了其应用[17]。近几年Co基高温合金的研究取得了较大的突破，也为Co-Ni-Al复合黏结相的研究提供了可借鉴的经验。

1.1 Co-Al-W 合金

从2006年日本学者Sato等[18]在Co-Al-W合金中发现了高温稳定的 L12结构 γ′-Co3（Al，W）相以来，激发了研究L12-强化Co基高温合金的热潮[19]。特别是对析出相的组织结构、与基体相的取向关系等方面开展了深入的研究。如图1（a）所示，典型的 γ′-Co3（Al，W）相形貌呈现骰子形。此外，Suzuki[19]等通过透射电镜验证了 γ′-Co3（Al，W）相与Co基体相呈共格关系，如图1（b）所示。

图 1 Co-9Al-7.5W合金的暗场图和选区电子衍射图 （a）1173 K时效72 h后[18];（b）1173 K时效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 ℃时的等温截面[19]如图2所示，从图2可以看出稳态γ′相区和亚稳态γ +γ′相区的边界情况。其中γ + γ′两相区区域很狭窄且不稳定，容易分解成γ-Co，B2和D019相。因此，学者们[20]研究了添加合金元素来稳定和扩大γ +γ′两相区，其中最有效的是Ni元素。为此，相继对Co-Ni-Al-W合金体系开展了研究。

1.2 Co-Ni-Al-W 合金

由于具有L12结构的Ni3Al十分稳定，且在Co-Ni-Al三元相图中存在较大的成分范围[21]。随着Ni替代Co-Al-W合金中的Co，γ′相稳定性提高[20]。因此Co-Ni-Al-W合金系统更有实用价值。日本学者Shinagawa等[20]系统地研究了Co-Ni-Al-W合金体系中Ni（10%～70%，摩尔分数，下同）的成分变化对900 ℃时γ和γ′平衡相区的影响。随着Ni含量的增加，γ′相区向低W含量区域扩展，如图3所示。同时，Ni含量的增加可以提高合金的γ′相固溶温度，如图4所示；Ni含量的增加可以降低γ和γ′相间的晶格错配度，γ′相形貌从立方体向球形转变，如图5所示。

图 2 Co-Al-W合金在900 ℃时的等温截面[19]Fig. 2 Isothermal section of Co-Al-W ternary system at 900 ℃[19]

另外，北京科技大学的薛飞等[22]也开展了相似的研究工作，佐证了以上的结论，同时他们还发现，合金经900 ℃保温300 h的时效处理后，合金γ′相形貌几乎没有变化；而当时效温度提高到970～1060 ℃时，γ′相体积分数随温度的升高而逐渐减少并最终全部溶解消失。通过Ni部分取代Co，可使γ′相的稳定性大大提高[20]，有助于获得稳定γ′析出相和较大成分范围的γ + γ′相区。因此，这为开发同时具有高温和抗腐蚀性能[13-14]的硬质合金新型Co-Ni-Al复合黏结相提供可借鉴性的经验。相应的新型WC-Co-Ni-Al硬质合金也有望在高温使用条件下得到应用。因此，这些研究为新型Co-Ni-Al复合黏结相的开发提供了理论基础。

图 3 Co-10Ni-Al-W（a）, Co-30Ni-Al-W（b）, Co-50Ni-Al-W（c）和Co-70Ni-Al-W（d）900 ℃时的等温截面[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 有序相沉淀强化黏结相

2.1 WC-Co 硬质合金

Konyashin等[23]通过热处理的方法在Co黏结相中析出约3 nm左右的有序L12结构颗粒来强化黏结相，使得合金的综合性能得到大幅度的提高，应用到球齿产品上，使用寿命得到明显的提高，其显微组织结构如图6所示。具有纳米颗粒强化黏结相的WC-Co硬质合金的电子背散射衍射图（electron back scattered diffraction，EBSD）如图 6（a）所示。强化黏结相的纳米颗粒尺寸接近3 nm，分散存在于黏结相基体中，且纳米颗粒与黏结相基体成共格关系，具有Cu3Au结构（面心立方的晶体结构），如图 6（b）所示。

图 4 Co-10Al-10W和Co-30Ni-10Al-10W的差热曲线[20]Fig. 4 DSC heating curves of Co-10Al-10W and Co-30Ni-10Al-10W alloys[20]

同时，研究结果表明[7,24]，WC-Co硬质合金的耐磨性除了与合金的硬度有关外，还与合金黏结相的性能存在密切的关系，特别是黏结相的硬度。这是由于硬质合金在磨损过程中，黏结相因硬度低而会被优先磨损掉。硬质相WC在没有黏结相的把持力作用下，会很快地脱落，从而造成合金的抗磨损性能下降。而对于强化黏结相的合金来说，黏结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]开发了一种纳米颗粒增强黏结相的超粗晶WC-Co硬质合金牌号MASTER GRADES[7]，在不降低合金韧性条件下，可以显著提高合金的耐磨性，合金工具的使用寿命较传统超粗晶WC-Co硬质合金提高2～3倍。因此，黏结相强化可能是提高传统粗晶WC-Co硬质合金耐磨性的一条有效途径。

2.2 WC-Co-A1 硬质合金

国内王兴庆等[25]探索了添加Al对WC-Co硬质合金耐腐蚀性能的影响，发现适量的Al含量可以明显地提高合金的耐腐蚀性能和抗高温氧化性能，但对合金的致密度产生不利的影响；金益民等[26]也开展对Al，Ni，Cr等元素强化Co黏结相的机理研究，并探索了γ′相强化黏结相在硬质合金辊环上的应用前景。总之，通过有序γ′相沉淀强化硬质合金黏结相，有望获得高温、抗腐蚀、抗氧化等性能优异的硬质合金材料。

2.3 WC-Co-Ni-Cr-Al硬质合金

图 5 900℃退火168 h后的SEM图[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

图 6 具有纳米颗粒强化黏结相的WC-Co硬质合金的显微组织结构[23] （a）EBSD图;（b）黏结相中纳米结构的高分辨透射电镜图（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年日本学者Nishigaki等[14]在第11届普兰西国际学术会议上发表了一篇关于Co-Ni-Al基黏结相硬质合金的论文，比较系统地研究了WC-27（质量分数/%，下同）（Co-Ni）-0.9%Cr合金中添加0～1.5（质量分数/%）Al对合金黏结相性能的影响规律，并对γ′析出相的形貌进行了初步的研究。研究发现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晶粒的长大，且使WC晶粒形貌变得圆钝化；同时，当Al含量在0.6%～1.2%范围内增加时，合金的硬度和抗弯强度出现明显的增加；当Co/Ni比为1/1，Al含量为1.2%时，γ′相对黏结相的强化效果最佳，合金可获得最佳的力学综合性能。另外，Co/Ni比对γ′相形貌也有明显的影响，当Co/Ni比为1/2时，γ′相形貌呈现出两种形式，即细的球形形貌 γ′相（0.06 μm）和粗的骰子形 γ′相（0.3 μm），如图 7（a）所示。当 Co/Ni比为 1/1 和 2/1 时，γ′相形貌呈现出均匀细小球形颗粒（0.15 μm），如图 7（b）所示。合金的硬度和抗弯强度随Al含量的增加（0.6%～1.2%）出现明显的增加。

图 7 WC-Co-Ni-Cr-Al合金硬质合金中析出的γ′-相纳米级颗粒[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′相的强化作用，合金具有优异的高温硬度，高温红硬性可以持续到约800 ℃。当超过800 ℃时，由于γ′相的固溶等原因，高温硬度迅速降低。在600 ℃时效时，合金的硬度随着时效时间的增加而线性增加；在700 ℃时效时，合金的硬度在时效10 h处出现峰值；而在800 ℃和900 ℃时，硬度随着时效时间的增加而降低。随着Al含量的增加，合金容易形成致密的保护层，使得合金的抗氧化性能增加。

虽然Nishigaki等[14]对Co-Ni-Al复合黏结相硬质合金的制备及组织与性能进行了初步的探索，但由于当时技术水平和检测手段的限制。实验设计主要根据经验，没有从理论上进行设计研究，强化机理仍然不清楚。随着钴基高温合金研究的深入和检测手段不断提升，Co-Ni-Al复合黏结相中的研究也得到了长足的进步。

3 Co-Ni-Al复合黏结相集成计算材料工程

传统的硬质合金材质的开发普遍采用的是试错法，即根据硬质合金材料的研究经验进行大量的实验，逐个研究各个材料成分及工艺条件下的合金内部组织与性能关系。这种方法不能快速找到实验方向，而且很难全面把工艺参数、组织和性能之间的关系弄清楚。这给硬质合金材料的研发和产品质量控制带来难度，特别是在高端硬质合金产品上更为突出。

硬质合金作为工业基础材料，自德国20世纪90年代发明硬质合金以来，作为基础材料迅速发展起来，目前硬质合金行业巨头Sandvik公司在硬质合金材料的研发上，早在20世纪90年代就与高校联合，在硬质合金体系的热力学和动力学模拟方法开展了研究。近期，杜勇等[1]提出了硬质合金集成计算材料工程的基本思想，如图8所示。从材料开发的角度考虑，利用相图热力学、动力学模拟和材料成分、结构、性能及工艺之间的关系模型，并同关键实验相结合，快速合理地确定实验制备的合金成分和工艺参数。

为了从理论上指导WC-Co-Ni-Al硬质合金的研究，中南大学杜勇团队从2008年开展了硬质合金材料的热力学数据库研究，通过关键实验的验证和优化，成功建立了可靠高质量的Al-C-Co-Ni-W热力学数据库[27-28]，为Co-Ni-Al基复合黏结相的开发提供理论支持和指导。其中Wang等[28]重点研究了Al-Co-Ni三元热动力学数据库，并通过关键实验数据进行了修正优化，计算出了1100 ℃的等温Al-Co-Ni截面图，如图9（a）所示。另外，为了更好地理解Co含量对γ′相的影响，计算的AlNi3-Co截面图如图9（b）所示。借鉴高温合金中两相γ + γ′的强化机制，Co-Ni-Al基黏结相应该落在γ + γ′相区。在制备过程中Co-Ni-Al基黏结相应避免出现β脆性相，且γ + γ′相区随着温度降低向富Co区扩展。这都为指导Co-Ni-Al基黏结相的成分设计提供了理论指导。

图 8 硬质合金研发过程中的集成计算材料工程框架[1]Fig. 8 Integrated computational materials engineering[1]

图 9 计算的截面图 （a）1100 ℃等温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硬质合金的研究进展

在Al-C-Co-Ni-W热力学集成计算的指导下，WC-Co-Ni-Al硬质合金在制备、组织演变和性能调控等3个方面取得了较大的进展。

4.1 WC-Co-Ni-Al硬质合金的制备

笔者[29]前期利用WC粉末的加入对镍铝反应起到热缓冲作用和减小元素粉末的接触面积，从而有助于反应物的可破碎性。反应产物经破碎碾磨后可获得相成分均匀、粒度细小（约20 μm）的WC +Ni3Al预合金粉末[29]。其中Ni3Al黏附在WC晶粒上，构成一种包覆结构，如图 10（a）和图 10（b）所示。利用该方法制备的预合金粉末，成功解决了Al的添加方式的问题。采用WC + Ni3Al预合金粉末的添加方式，利用粉末冶金的方法可制备出了WCCo-Ni-Al硬质合金，样品制备流程如图11所示。

4.2 Co-Ni-Al复合黏结相显微结构

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

图 11 WC-Co-Ni-Al硬质合金制备流程Fig. 11 Preparation process of WC-Co-Ni-Al cemented carbide

为了弄清楚黏结相晶粒度大小及其影响因素，许多研究者[30-32]对黏结相晶粒尺寸的检测以及影响黏结相晶粒尺寸变化的因素进行了探讨。如Willbrand等[32]采用X射线衍射对Co基黏结相晶粒大小进行了探索，发现Co基黏结相在液相烧结冷却后能够形成黏结相晶粒。每个黏结相晶粒的取向恒定，且其尺寸大小在50～100 μm的范围内，第一次证明了黏结相的有效晶粒尺寸要远远大于碳化物的晶粒尺寸。Sarin等[31]也认为黏结相晶粒尺寸远远大于WC晶粒，甚至可以达到1 mm。这些研究结论表明，从液相凝固的固相黏结相在WC晶粒表面上的形核率远比黏结相晶粒的生长速度率慢。此外，Willbrand等[32]还研究了液相烧结后冷却速率对Co基黏结相晶粒大小的影响。即在缓慢冷却条件下，WC-10%Co和WC-20%Co硬质合金具有较大尺寸的相同取向区域（约700 μm），可能达到WC晶粒的100倍。然而，在快冷（淬火）条件获得的样品并没有观察到黏结相晶粒，说明黏结相晶粒大小与冷却条件有很大的关系。同时，通过XRD证明了WC晶粒与Co基黏结相晶粒间没有固定的取向关系。

笔者[33]通过合理调整Co-Ni-Al黏结相成分，获得了具有不同黏结相形核驱动力和固-液界面能的WC-50%（Co-Ni-Al）合金。随着Ni3Al含量的增加，黏结相形核驱动力和固-液界面能同时增大，促使黏结相晶粒的形核方式由异质形核向自发形核转变。这使得黏结相晶粒出现明显细化，如图12所示；合金的组织结构中出现了平直黏结相晶界形貌与“黏结相池”和WC聚集现象。在黏结相晶粒细化和析出相强化的共同作用下，合金的矫顽磁力和黏结相硬度出现不同程度的提高，如图13所示。析出的有序γ′相与γ黏结相基体共格，如图14所示。与之对应，晶粒细化和γ′相析出使合金的矫顽磁力、黏结相显微硬度升高（图13）。这种具有新型γ + γ′结构黏结相的WC-Co-Ni-Al硬质合金，可在硬质合金轧辊和热作模具等产品上具有应用前景。

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

图 13 Ni3Al含量对WC-50%（Co-Ni-Al）合金的矫顽磁力和黏结相硬度的影响[33] （a） 1250 ℃固溶处理态;（b）烧结态（随炉冷却）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）

图 14 1350 ℃真空烧结1 h制备的WC-38.6Co-11.4Ni3Al合金的显微结构[33] （a）黏结相的FE-SEM图像;（b）显微结构的明场像;（c）图（b）中红圈标记区域的粘结相选区电子衍射花样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复合黏结相对 WC 形貌及性能的影响

WC颗粒在液相烧结过程中的生长是通过奥斯特瓦尔德长大机制（Ostwald ripening）[34]，即小颗粒溶解，大颗粒长大，使得单位质量的比表面能减小，系统总的自由能降低[35]。而WC晶粒的长大过程实质上是WC颗粒的不断溶解-析出过程。同时，WC晶粒的长大伴随着溶质原子W和C在液相中的扩散，溶质原子的扩散速率会对WC晶粒的生长产生影响。Rohrer等[36]认为WC晶粒上平直刻面的形成与WC晶粒的2D形核有关。同时，Borgh等[37]认为通过2D形核形成新的原子层对于WC晶粒异常长大有着至关重要的影响，然而WC晶粒2D形核难易在很大程度上取决于界面能的大小[38]。为了弄清楚Co-Ni-Al复合黏结相WC晶粒形状的演变机理和更好地控制WC晶粒粒度和形貌，笔者[39]研究了不同Ni3Al含量对WC-24%（Co-Ni-Al）合金的WC晶粒大小、分布及形貌的影响[39]。

随着Ni3Al含量的增加，逐渐增加的固-液界面能提高了WC晶粒的2D形核能量位垒；同时，逐渐增加的固-液界面能使得W原子的迁移所需的能量增加，在以上两个因素的共同作用下，WC晶粒生长和异常长大被抑制。随着Ni3Al含量的增加，由2D形核粗化机理引起WC晶粒生长速率降低，WC晶粒上容易出现台阶面。通过延长烧结时间，WC晶粒有生长成平衡态形貌（截三棱柱）的趋势，如图15所示。随着Ni3Al含量的增加或者烧结温度的降低，边界能ε增加，使得WC晶粒生长速率降低，WC晶粒形貌呈现出层-层结构，如图16所示。在WC晶粒度和析出相的共同作用下，WC-24%（Co-Ni-Al）合金的硬度随Ni3A l含量的增加而增加；而抗弯强度在黏结相强化和界面结合强度的共同作用下先升后降，如图17所示。

图 15 在1450 ℃/8 h烧结后的WC-24（Co-Ni-Al）合金中WC晶粒的三维形貌图[39] （a）试样1;（b）试样2;（c）试样3;（d）试样4;（e）试样5;（f）试样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

图 16 在1450 ℃/20 h烧结后的WC-24（Co-Ni-Al）合金中WC晶粒的三维形貌图[39] （a）试样1;（b）试样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

图 17 不同Ni3Al含量的WC-24% （Co-Ni-Al）合金的抗弯强度（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 结束语

尽管Co-Ni-Al复合黏结相的研究取得了一系列的进步，但在以下几个方面需要进行深入研究：

（1）Co-Ni-Al复合黏结相与硬质相WC界面关系的研究。硬质合金是一种粉末冶金复合材料，界面问题是复合材料的共性问题。由于Co-Ni-Al复合黏结相是一种多相黏结相，这种复合黏结相对界面的影响仍然不清楚；因此，弄清楚这些基本科学问题，对开发新型WC-Co-Ni-Al硬质合金将会有很大的指导作用。

（2）研究C含量对析出相种类的影响。传统WC-Co硬质合金的C量控制对合金的质量是极其重要的。而对于WC-Co-Ni-Al硬质合金来说，C有可能对析出相种类会有影响，因此，弄清楚C含量对强化相的种类的影响规律，对WC-Co-Ni-Al硬质合金的应用和生产过程的质量控制将会有极大的帮助。

（3）耐磨性能的研究。研究发现，通过纳米颗粒强化WC-Co硬质合金黏结相可以大幅度提高合金的耐磨性，这主要是由于硬质合金在磨损过程中，黏结相因硬度低而会被优先磨损掉。硬质相WC在没有黏结相的把持力作用下，会很快地脱落，从而造成合金的抗磨损性能下降。而对于强化黏结相的合金来说，黏结相硬度提高可以有效地改善合金的耐磨性。根据该抗磨损机理，对于本研究的Co-Ni-Al复合黏结相硬质合金有望获得比传统WC-Co硬质合金高2～3倍的抗磨损性能。因此，下一步有必要深入对比研究WC-Co-Ni-Al硬质合金的耐磨性及其磨损机理。