DOI: 10.11817/j.issn.1672-7207.2015.01.011

添加LaB₆对超细晶WC-Ni₃Al合金的组织与力学性能影响

肖代红，李秀秀，申婷婷，宋旼

(中南大学 粉末冶金国家重点实验室，湖南 长沙，410083)

摘要：通过球磨与低压烧结方法，制备超细晶WC-Ni₃Al硬质合金。采用X线衍射、扫描电镜及力学性能测试方法，研究LaB₆掺杂对超细晶WC-Ni₃Al合金的组织与力学性影响。研究结果表明：添加适量LaB₆可以提高烧结体的致密度和断裂韧性，减少WC颗粒的反常长大，抑制基体合金中的脱碳相Ni₃W₉C₄的生成，但当加入过量的LaB₆后合金中出现另一种脱碳相Ni₂W₄C。在1 500 ℃烧结后，添加质量分数为0.096 7% LaB₆到WC-Ni₃Al硬质合金中，合金的断裂韧性从13.1 MPa·m^1/2提高到15.6 MPa·m^1/2，而抗压缩强度达到3 500 MPa。

关键词：超细晶WC-Ni₃Al 硬质合金；六硼化镧；显微组织；力学性能

中图分类号：TG410.704             文献标志码：A         文章编号：1672-7207(2015)01-0081-07

Effect of LaB₆ addition on microstructure and mechanical properties of ultrafine grain WC-Ni₃Al alloys

XIAO Daihong, LI Xiuxiu, SHEN Tingting, SONG Min

(State Key Laboratory of Powder Metallurgy, Central South University, Changsha 410083, China)

Abstract: The ultrafine grain WC-Ni₃Al alloys with different LaB₆ contents were prepared by ball milling and low pressure sintering. Effects of LaB₆ doping on microstructure and mechanical properties of ultrafine grain WC-Ni₃Al alloys were investigated with X-ray diffraction, scanning electron microscope and mechanical properties testing. The results show that doping minor LaB₆ can increase the density and fracture toughness of the ultrafine grain WC-Ni₃Al alloys, and decrease the abnormal growth of WC grain. Meanwhile, the additions of LaB₆ decrease the volume fraction of Ni₃W₉C₄ phase in ultrafine grain WC-Ni₃Al alloys. After low pressure sintering at 1 500 ℃, the fracture toughness increases from 15.6 MPa·m^1/2 for alloy with free LaB₆ to 13.1 MPa·m^1/2 for alloy with 0.097 6% LaB₆, and the comprehensive strength reaches 3 500 MPa.

Key words: ultrafine grain WC-Ni₃Al cemented carbide; LaB₆; microstructure; mechanical properties

硬质合金是以难熔金属碳化物(WC和TiC等)为基体，铁族金属(Co, Fe和Ni)作为黏结相，用粉末冶金方法制造的一种复合结构材料，因具有高强度高硬度及良好的耐磨性，在金属切削、金属成型工具、矿山采掘、石油钻井、国防军工及石材、木材切割等方面获得了广泛应用，被喻为“现代工业的牙齿”，其中以钴作为黏结相的WC-Co系硬质合金研究和应用最为广泛。超细晶WC-Co合金因具有高强度与高断裂韧性的双高特点，被广泛用作精密切削刀具材料。超细晶WC-Co合金的制备通常采用超细或纳米级WC粉烧结制备而成^[1-2]。但在传统液相无压烧结过程中，超细或纳米晶WC颗粒易于发生异常长大现象。如何控制WC的长大成为制备超细晶硬质合金的关键技术之一^[1-3]。随着工业的不断发展，钴的应用越来越广泛，而钴资源也不断减少，从而提高了碳化基硬质合金的生产成本，限制了钴的进一步应用。为进一步改善碳化钨基硬质合金的断裂韧性等综合性能，寻找无毒且能满足要求的新型黏结相，成为了重要的研究内容之一。在过去的20多年中，国内外许多研究者开展了可作为Co替代物的黏结材料研究，其中研究较多的有：Ni，Fe，Ni-Fe，Ni-Co，Ni-Cr，Ni-Cr-Mo-Al和Fe-Co等^[4-7]。但工业应用表明：以这些材料作为黏结相的硬质合金的综合性能低于WC-Co系合金的综合性能，难以适应酸性、高温氧化性等复杂恶劣工作环境，限制了其在硬质合金工业中的广泛应用。与钴比较，金属间铝化合物(简称M_xAl，M代表金属元素，如Ni，Fe和Ti等，下同)因具有高熔点、高硬度、优异抗腐蚀性能以及耐高温抗蠕变等优点，可望改善WC-Co系硬质合金的缺点。Tiegs等^[8]研究表明：Ni₃Al对WC有一定的润湿性。索进平等^[9]在采用含有WC的Ni₃Al焊条焊接NiAl过程中，也发现Ni₃Al对WC具有良好的润湿性。Ahmadian等^[10]采用电弧熔炼及气压粉碎法制备了预合金化的Ni₃Al-B粉，然后再与粒度为0.8 μm的WC粉球磨混合并通过真空热压坯烧结，获得了Ni₃Al黏结的WC基硬质合金，但对WC/Ni₃Al之间的界面反应及合金的断裂行为与高温抗氧化性能并没有进行研究。李小强等^[11]采用等离子烧结方法制备了WC-10Ni₃Al(质量分数，下同)硬质合金，但合金中WC晶粒主要为微米级板条状。而龙坚战等^[12-13]采用镍粉、铝粉与碳化钨粉(粒度为15~20 μm)为原料，通过预烧结获得Ni₃Al-WC复合粉，再把复合粉经过脱氧处理后，压制成型并低压烧结获得Ni₃Al黏结的粗晶WC基硬质合金，但该工艺存在着工艺流程长、工艺复杂等问题，所制备的WC晶粒尺寸粗大，分布不均匀，同时合金中还含有部分NiAl相，使得材料的力学性能相对偏低。本文作者采用球磨及低压烧结的方法，制备超细晶WC-Ni₃Al硬质合金，探讨稀土硼化物LaB₆对基体合金的组织与性能影响，为新型金属间铝合金黏结的超细晶碳化钨硬质合金的研究开发提供参考。

1  材料制备与表征

实验合金的名义成分如表1所示，所用原料均为商业用超细WC粉末、超细Ni粉、超细Al粉以及LaB₆粉末，其中WC粉的平均晶粒度为200 nm。原料按照配比称量后在行星式球磨机上球磨，黏结剂采用石蜡，球磨时间为48 h。原料球磨后，在真空干燥箱中干燥并研磨过筛，最后得到WC-Ni-Al复合粉。复合粉在200~300 MPa的压力下压制成型，并在氢气炉中脱脂处理。烧结采用低压液相烧结，烧结温度为1 500 ℃，压力为5 MPa 氩气(纯度99.9%)，保温60 min，炉冷至室温。

球磨后的复合粉末中WC晶粒尺寸通过Williamson-Hall方法确定^[14]。烧结试样的物相分析在D/Ma 2500VB-RA型X线衍射仪上进行。烧结试样的晶粒大小在Nava Nano SEM 230场发射扫描电镜下进行观察分析。硬度测试采用维氏硬度，加载载荷为  294 N。断裂韧性K_IC采用如下公式计算^[15]：

K_IC=0.002 8(HP/)^1/2             (1)

其中：H为硬度(N/mm²)；P为载荷(N)，采用294 N维氏硬度载荷；为压痕的裂纹总长度(mm)，在金相显微镜上进行测量。

表1  试样的名义成分(质量分数)

      Table 1  Nominal composition of alloys      %

2  实验结果

对不同LaB₆含量的合金样品进行XRD测试结果(图1)可见：直接添加Ni粉和Al粉通过低压液相烧结可以制备得到超细WC-Ni₃Al硬质合金，并且合金中没有发现其他Ni-Al金属间化合物。从图1可见：合金N1中除了Ni₃Al和WC相以外，还有脱碳相Ni₂W₄C；而添加了LaB₆的合金N2和N3中，却没有发现脱碳相存在。然而，合金N4却出现了另外一种脱碳相Ni₃W₉C₄相。表明LaB₆的添加可以明显抑制脱碳相生成，而当加入过量的LaB₆后，合金中反而会出现新的一种脱碳相Ni₃W₉C₄。分析Ni₃Al相的衍射峰可知：添加质量分数为0.096 7% LaB₆的硬质合金中Ni₃Al相的衍射峰发生一定程度的宽化，表明合金N2中的Ni₃Al相晶粒细化，而晶粒细化有助于提高黏结相的韧性等力学性能。

图1  合金于1 500 ℃烧结后的XRD谱

Fig. 1  XRD patterns of alloys after sintering at 1 500 ℃

图2所示为1 500 ℃烧结后不同LaB₆含量的WC-Ni₃Al硬质合金的SEM像。图2中白色颗粒为WC颗粒，而深色区域为Ni₃Al黏结相，WC嵌入在连续的Ni₃Al黏结相中，这种连续的黏结相包围着WC颗粒可以有效地减少WC颗粒之间的接触，这也验证了Ni₃Al可以有效地润湿WC颗粒，从而得到致密度高的超细WC-Ni₃Al硬质合金；同时，随着LaB₆含量的增加，可看出WC颗粒之间的接触而减少，烧结体致密度提高，这有利于合金的断裂韧性和强度的提高。另外，从图2可观察到：添加LaB₆合金的刻面形貌WC晶粒比没有添加LaB₆合金的刻面形貌WC颗粒多。并且合金N4中有板状晶粒生成，而板状晶粒的存在会对合金的断裂韧性、硬度和抗压缩强度有所影响。

从图2还可知：当加入质量分数为0.096 7%的LaB₆时，WC晶粒的平均尺寸从242 nm下降到217 nm左右；而加入0.191 6% LaB₆时，WC平均晶粒度增大到253 nm；继续增加LaB₆含量，WC晶粒继续长大到261 nm，表明加入少量LaB₆可在一定程度抑制晶粒生长，但加入过量的LaB₆反而促进晶粒生长，但WC晶粒度增大的幅度不明显。

WC-Ni₃Al合金的SEM断口照片(图3)显示：随着LaB₆含量的增加，Ni₃Al相与WC颗粒分布更加均匀。由图3可见：WC晶粒的解离断裂以及Ni₃Al塑性变形而形成的韧窝组织，这一种断口形貌显示出WC/Ni₃Al界面良好的强度，以及Ni₃Al作为WC基硬质合金黏结剂所表现出的良好的韧性。在断口形貌图中，也可以明显地看到亮色区域，经过能谱分析得出该相为Al₂O₃相，并且Al₂O₃大部分分布在Ni₃Al富集区域的界面上。合金中出现Al₂O₃主要原因是由于在长时间的球磨过程中，虽然充Ar气保护，但仍会引入氧元素，烧结过程中形成微量的Al₂O₃相。从图3还可见：随着LaB₆的添加，合金中的Al₂O₃逐渐减少，在合金N4中，没有观察到Al₂O₃的存在，这是由于稀土元素有极强的吸附氧等元素的能力。

图2  不同LaB₆含量的WC-Ni₃Al硬质合金的SEM像

Fig. 2  SEM images of WC-Ni₃Al alloys with different LaB₆ contents

图3  合金于1 500 ℃烧结后的SEM断口照片

Fig. 3  SEM images of fracture surface of alloys after sintering at 1 500 ℃

对烧结态合金进行力学性能测试，结果见表2。从表2可见：合金的硬度总体变化趋势为随着LaB₆含量的增加而小幅度上升，而随着LaB₆含量进一步增加，硬度减小。但必须指出的是合金的HRA硬度在87.5~88.8之间变化，变化范围很小，说明LaB₆的含量对合金硬度的影响不大，而这种小幅度的变化与合金的孔隙度、晶粒度以及Ni₃Al富集有关。从表2可见：LaB₆的添加可明显提高材料的断裂韧性，即相比于合金N1，合金N2的断裂韧性提高了14.85%；但当LaB₆含量为0.191 6%时，合金N3的断裂韧性反而下降；而进一步增加LaB₆含量时，合金N4的断裂韧性提高至15.1 MPa·m^1/2。从表2还可见：随着LaB₆的增加，基体合金的抗压强度显著增加。但当加入过量的LaB₆时，合金的抗压强度显著下降。合金N2的抗压强度比合金N1的抗压强度提高了22.9%，而随着Lab₆含量的增加，合金N3较合金N2的抗压强度继续提高了8.6%，但当加入过量的LaB₆后，合金N4的抗压强度显著下降，甚至低于不加LaB₆的合金N1的抗压强度，这可能是由于添加过量的LaB₆使得B元素超过了其在Ni₃Al黏结剂中的固溶度，从而使得过量的B元素偏析在WC/Ni₃Al的界面上，使得界面强度明显下降，而进一步降低材料的抗压强度。

表2  试样的力学性能

Table 2  Mechanical properties of samples

3  分析讨论

3.1  添加LaB₆对合金显微组织的影响

从图1可以看到：采用Ni粉与Al粉为原料，通过低压烧结方法，可制备Ni₃Al黏结的超细晶WC-Ni₃Al硬质合金。Ni₃Al相的形成取决于反应温度，根据Ni-Al相图可知，在反应加热的过程中，由于温度的不断升高会生成不同的中间产物，例如Ni₂Al₃，NiAl和Ni₃Al等。在200~660 ℃温度区间内，在Ni和Al粉末界面上形成中间产物Ni₂Al₃。然而在此过程中，会形成少量的Al残留以及空位，这是由于Al和Ni不同的扩散系数造成的。但温度接近660 ℃时，开始形成Ni₃Al和NiAl相；温度进一步升高后Ni₃Al和NiAl大量形成。此外，在660~1 100 ℃范围内，Ni，Ni₃Al和NiAl共同存在，而当温度达1 100 ℃时，Ni相完全消失。当温度达到1 200 ℃时，Ni与Al反应完全，反应产物只为Ni₃Al。因此，此间发生的化学反应可由如下反应式表示：

2Ni+3Al→Ni₂Al₃ (200~660 ℃)         (2)

4Ni+2Ni₂Al₃→5NiAl+Ni₃Al (大约660 ℃)    (3)

2Ni+NiAl→Ni₃Al (660~1 100 ℃)        (4)

由此可知，直接添加Ni和Al粉通过液相烧结反应合成Ni₃Al并制备WC-Ni₃Al的方法是可行的。

当烧结温度高于Ni₃Al的熔点(1 395 ℃)，金属间化合物Ni₃Al开始融化并润湿WC颗粒，并通过毛细管力来填充样品中的空隙从而得到致密WC-Ni₃Al硬质合金。虽然Ni₃Al对WC的润湿性不及Co对WC的润湿性能，但是理论和实验都证明了在1 500 ℃时Ni₃Al对WC有着良好的润湿性能。由图2可知：LaB₆的添加可以促进合金的致密化过程。这是由于La及B元素对合金共同作用的结果。一方面，稀土La使合金的共晶温度降低，样品提前进入液相烧结阶段，促进了合金中的空隙填充；稀土元素具有强烈的化学活性，在烧结过程中，与合金中的O和S元素等结合形成难熔的二元或多元化合物，就可不析出或少析出气体，减少孔隙的产生提高致密度；同时由于稀土金属La能够与界面上的杂质结合，起到净化晶界的作用，使Ni₃Al对WC的润湿性得到改善，而液相的毛细管压力随润湿性的改善而得以提高，增强了液相填充孔隙的能力，提高材料致密度。另一方面，当添加到金属间化合物黏结相中的B元素提高到0.1%(质量分数)时，可以将W在Ni₃Al中的固溶度提高到3.5%(原子数分数)，从而促进WC晶粒的溶解析出过程加速合金的致密化^[16]。这是由于B可影响金属间化合物的熔点，研究发现随着B含量的增加，Ni₃Al的熔点降低^[17]。因此，由于Ni₃Al熔点的降低促进了W在Ni₃Al中的固溶度，从而加速合金的致密化。

由图2还可知：随着LaB₆的添加，合金中的刻面形貌WC晶粒增加。这是由于随着LaB₆的增加提高了WC在黏结剂相中的固溶度，而固溶度的提高会使得WC晶粒的形貌由圆形变为刻面形貌。这一现象与Ahmadian-Najafabadi等^[16-18]的研究结果类似。由于WC的固溶度在Ni₃Al中明显小于Co的固溶度，WC-Ni₃Al中刻面形貌的WC晶粒数量比WC-Co合金中的少。随着LaB₆含量的增加，WC颗粒之间的接触减少及Ni₃Al分布均匀说明合金中WC/Ni₃Al的界面结合增强；这同样是由于WC在金属间化合物中固溶度提高以及黏结相熔点降低的缘故。

图1的XRD谱显示：LaB₆的添加可以抑制Ni₂W₄C脱碳相的生成，可能是由于La是一种催渗剂，可以吸收周围环境的碳原子，从而抑制该脱碳相的生成。然而随着LaB₆含量的增加，却生成了另一种脱碳相Ni₃W₉C₄，这可能与过量添加LaB₆元素有关，当添加B元素超过B元素在Ni₃Al中的固溶度后，可能会有B在WC-Ni₃Al界面中析出，而这种B元素析出可能促进合金发生脱碳而生成Ni₃W₉C₄脱碳相。

3.2  添加LaB₆对合金力学性能的影响

从表2可见：LaB₆的添加对合金的硬度影响不是很大，合金硬度的稍微上升和下降与合金晶粒度的变化、孔隙度以及黏结相的分布有关，而合金N2硬度最高是由于其拥有最小WC晶粒度。作为黏结相的Ni₃Al往往比块体时的硬度大，这是由于W和C原子在Ni₃Al黏结相中产生固溶强化的结果。虽然Ni₃Al块体材料有明显的环境脆性，但作为WC-Ni₃Al黏结相时合金却有优异的断裂韧性(表2)，提高脆性材料的断裂韧性主要因素是作用于裂纹尖端桥连区域使韧带扩展的塑性功^[19]。有研究表明^[15]：在WC-Co中Co的屈服应力比Co块体的屈服应力高出几倍。而屈服应力的提高依赖于加工硬化系数、界面脱离的程度等，从图3可明显地看到WC/Ni₃Al的界面脱离。相比于强的界面结合，弱的界面结合会引起更高的能量吸收从而提高材料的韧性。同时，虽然块体金属间化合物的断口主要为解离断裂，但从图3可明显地观察到Ni₃Al黏结相形成的韧窝组织，表明对于小尺寸的韧带，位错堆积的有效距离不足以使得材料发生解离断裂。

表2中的断裂韧性数据表明：LaB₆的适量添加可以提高合金的断裂韧性，这是由于La与B元素共同作用的结果。稀土La可以净化晶界和相界、改善 WC/Co界面的润湿性能，因而提高了晶界和相界面的强度，稀土硬质合金的断裂韧性便有较大的提高。同时，研究表明^[20]稀土元素的适量添加可明显细化金属间化合物的组织和晶粒尺寸，有效提高合金的室温塑性，从而提高了WC-Ni₃Al硬质合金的韧性。WC-Ni₃Al合金加入B后，除了Ni₃Al晶内B原子的间隙固溶强化作用外，还有B的晶界强化作用。B原子往往偏聚在晶界上，这种偏聚属平衡偏聚，它降低晶界能，增加晶界结合力，从而增加晶界抵抗裂纹的能力。由于B原子偏聚在晶界，增加晶界位错的可动性，促进晶界位错的产生，在晶界附近形成滑移线转向、双重滑移或交滑移，使滑移容易穿过晶界面扩展，晶界局部应力得以消除，所以塑性增加^[21]。此外，B的添加可以提高WC在Ni₃Al的固溶度，而固溶度的提高会增强WC/Ni₃Al界面的强度从而使得材料增韧。与此同时，随着LaB₆的添加，合金中WC的接触减少，而这同样会提高材料的韧性和强度。但界面出现偏析或者反应物后会使得材料的韧性下降，这可能就是合金N3断裂韧性下降的原因。

表2显示添加LaB₆有助于提高基体合金的抗压强度，这是由于稀土元素La极为活泼，对氧的亲和力明显超过Al^[22]，从而能够与界面上的杂质氧等结合，减少Al₂O₃的含量(图3)，起到净化晶界的作用，提高WC/Ni₃Al界面强度；同时La可以吸附在界面上，降低固液界面的界面能，而这将减少WC晶粒的生长从而提高合金的强度；另外，添加B后的合金固溶度的提高可以改善WC/Ni₃Al的界面强度，从而提高合金的强度。有报道表明^[23]：B元素可以细化Ni₃Al晶粒，提高Ni₃Al 的强度，而这会有利于WC-Ni₃Al合金强度的提高。但是，当LaB₆含量加入过量后，材料的抗压强度显著下降，这可能是与B的添加超过了其在Ni₃Al中的固溶度导致发生偏析而使WC/Ni₃Al界面强度下降，以及合金N4 生成脱碳相使得合金强度下降有关。

4  结论

1) 通过直接添加Ni和Al元素粉末在低压烧结过程中反应合成Ni₃Al能够制备得到组织均匀、密度高、性能优良的超细WC-Ni₃Al超细硬质合金。

2) LaB₆添加到WC-Ni₃Al硬质合金中，可以使合金的Ni₃Al黏结相分布均匀，WC晶粒接触减少，WC晶粒度分布均匀，降低合金的孔隙度提高合金的致密度。同时在加入0.096 7%LaB₆时，合金的晶粒度下降。同时，适量LaB₆的添加可以抑制WC-Ni₃Al合金中的脱碳相的生成，但是当加入过量的LaB₆后合金中出现另一种脱碳相。

3) 在WC-Ni₃Al超细硬质合金中，加入0.096 7% LaB₆使得材料的硬度和断裂韧性达到最高值。合金的抗压强度随LaB₆含量增加而升高，但加入过量LaB₆会使材料强度显著下降。WC-Ni₃Al硬质合金中，随着Ni₃Al含量的增加，合金的硬度和抗压强度逐渐下降，合金的断裂韧性明显增加。

参考文献：

[1] Berger S, Porat R, Rosen R. Nanocrystalline materials: A study of WC-based hard metals[J]. Prog Mater Sci, 1997, 42(3): 311-320.

[2] Fang Z Z, Wang X, Ryu T. Synthesis, sintering, and mechanical properties of nanocrystalline cemented tungsten carbide: A review [J]. Int J Refract Met Hard Mater, 2009, 27 (2): 288-299.

[3] SHEN Tingting, XIAO Daihong, OU Xiaoqin, et al. Preparation of ultrafine WC-10Co composite powders by reduction and carbonization[J]. J Cent South Univ, 2013, 20(8): 2090-2095.

[4] Fernandes C M, Senos A M R, Castanho J M. Effect of the Ni chemical distribution on the reactivity and densification of WC-(Fe/Ni/Cr) composite powders[J]. Mater Sci Forum, 2006, 514/515/516: 633-637.

[5] 姜媛媛, 易丹青, 李荐, 等. WC-9Ni-0.57Cr硬质合金在模拟海水中的腐蚀特性[J]. 材料科学与工程学报, 2008, 26(5): 750-753.

QIANG Yuanyuan, YI Danqing, LI Jian, et al. Corrosion characteristic of WC-9Ni-0.57Cr cemented carbide in artificial seawater environment[J]. J Mater Sci Eng, 2008, 26(5): 750-753.

[6] 王丽利, 李海艳, 刘宁. 添加金属Mo对WC-Co硬质合金组织和性能的影响[J]. 稀有金属与硬质合金, 2010, 38(2): 31-37.

WANG Lili, LI Haiyan, LIU Ning. Effect of Mo addition on microstructure and mechanical property of WC-Co based carbides[J]. Rare Metals and Cemented Carbide, 2010, 38(2): 31-37.

[7] 荣会永, 彭志坚, 任小勇, 等. 镍含量对超细WC-Ni-VC-TaC硬质合金结构和力学性能的影响[J]. 稀有金属材料与工程, 2011, 40(S1): 608-611.

RONG Huiyong, PENG Zhijian, REN Xiaoyong, et al. Influence of Ni content on the structure and mechanical properties of ultrafine WC-Ni-VC-TaC hardmetals[J]. Rare Metal Mater Eng, 2011, 40(S1): 608-611.

[8] Tiegs T N, Alexander K B, Plucknet K P. Ceramic composites with a ductile Ni₃Al blinder phase[J]. Mater Sci Eng A, 1996, 209: 243-247.

[9] 索进平, 洛合力. WC颗粒在堆焊过程中溶解机理研究[J]. 功能材料, 2003, 34(2): 221-223.

SUO Jinping, LUO Heli. Dissolving behavior of WC particles in lap welding[J]. Function Materials, 2003, 34(2): 221-223

[10] Ahmadian M, Wexler D, Chandra T, et al. Abrasive wear of WC-FeAl-B and WC-Ni₃Al-B composites[J]. Int J Refract Met Hard Mater, 2005, 23: 155-159.

[11] 李小强, 陈剑, 郑东海, 等. 含板状WC晶粒的WC-10Ni3Al硬质合金的制备与性能研究[C]// 2011年全国粉末冶金学术会议暨海峡两岸粉末冶金技术研讨会论文集. 广州, 2011: 523-525.

LI Xiaoqiang, CHEN Jian, ZHENG Haidong, et al Preparation and properties of containing plate-like WC grains the WC-10Ni3Al cemented carbide[C]// 2011 National Powder Metallurgy Conference of Cross-strait Powder Metallurgy Technology Symposium. Guangzhou, 2011: 523-525.

[12] 龙坚战, 徐涛, 彭文, 等. 粉末冶金制备WC/Ni3Al复合材料的组织与性能[C]// 2011年全国粉末冶金学术会议暨海峡两岸粉末冶金技术研讨会论文集. 广州, 2011: 562-567.

LONG Jianzhan, XU Tao, PENG Wen, et al. Microstructure and properties of WC-Ni₃Al composites by powder metallurgy[C]// 2011National Powder Metallurgy Conference of cross-strait Powder Metallurgy Technology Symposium. Guangzhou, 2011: 562-567.

[13] 龙坚战, 徐涛, 彭文, 等. 粉末冶金法制备WC-Ni₃Al 复合材料的组织与性能[J]. 粉末冶金材料科学与工程, 2012, 17(1): 63-68.

LONG Jianzhan, XU Tao, PENG Wen, et al. Microstructure and properties of WC-Ni₃Al composites by powder metallurgy[J]. Mater Sci Eng Powder Metallurgy, 2012, 17(1): 63-68.

[14] Williamson G K, Hall W H. X-ray broadening from filed aluminum and wolfram[J]. Acta Metall, 1953, 1: 22-31.

[15] Schubert W D, Neumeister H, Kinger G, et al. Hardness to toughness relationship of fine-grained WC-Co hardmetals[J]. Int J Refract Met Hard Mater, 1998, 16(2): 133-142.

[16] Ahmadian-Najafabadi M. Sintering, microstructure and properties of WC-FeAl-B and WC-Ni₃Al-B[D]. New South Wales: University of Wollongong, 2005: 25-35.

[17] Yeh C L. Combustion synthesis of Ni₃Al by SHS with boron additions[J]. J Alloys Compnd, 2005, 390(1/2): 74-81.

[18] Tumanov A V. Wetting of TiC-WC system carbides with molten Ni₃Al[J]. Soviet Powder Metallurgy and Metal Ceramics, 1986, 25(5): 428-430.

[19] Subramanian R, Schneibel J H. FeAl-TiC and FeAl-WC composites-melt infiltration processing, microstructure and mechanical properties[J]. Mater Sci Eng A, 1998, 244: 103-112.

[20] Ren W L, Guo J L. Effect of Nd on microstructure and mechanical properties of NiAl-based intermetallic alloy[J]. Materials Letters, 2003, 57: 1374-1379.

[21] 郭建亭, 周兰章, 李谷松. 高温结构金属间化合物及其强韧化机理[J]. 中国有色金属学报, 2011, 21(1): 1-34.

GUO Jianting, ZHOU Lanzhang, LI Gusong. High temperature structural intermetallics and their strengthening-softening mechanisms[J]. The Chinese Journal of Nonferrous Metals, 2011, 21(1): 1-34.

[22] 孙伟成. 稀土元素在铝合金中的行为[M]. 北京: 兵器工业出版社, 1992: 115-120.

SUN Weicheng. Behavior of rare earth elements in aluminum alloys[M]. Beijing: Weapon Industry Press, 1992: 115-120.

[23] Guo J T, Sheng L Y. Microstructure and mechanical properties of Ni₃Al and Ni₃Al-1B alloys fabricated by SHS/HE[J]. Intermetallics, 2011, 19: 137-142.

(编辑  杨幼平)

收稿日期：2014-02-13；修回日期：2014-04-20

基金项目(Foundation item)：国家自然科学基金资助项目(51271152)；湖南省自然科学基金资助项目(13JJ6006) (Project(51271152) supported by the National Natural Science Foundation of China; Project(13JJ6006) supported by the Natural Science Foundation of Hunan Province)

通信作者：肖代红，博士，副教授，从事轻合金及粉末冶金材料研究；E-mail: daihongx@csu.edu.cn