D0I:10.13374/i.i8sm1001t153.2010.01.017 第32卷第1期 北京科技大学学报 Vol 32 No 1 2010年1月 Journal of Un iversity of Science and Techno lgy Beijing Jan 2010 热力交变作用下WC-12Co硬质合金变形机理 黄道远)易丹青)李荐)周明哲)贾延林)陈响明) 1)中南大学材料科学与工程学院，长沙4100832)株洲钻石切削刀具股份有限公司，株洲412007 摘要采用Gebe1500对WC-12Co硬质合金进行不同温度和应力场的压缩疲劳实验，测量疲劳前后合金硬度的变化，通 过扫描电镜(SM)、透射电镜(TEM)等手段观察其组织结构的变化并分析其变形失效机理.结果表明：随着实验温度与加载 载荷的升高，WC-12Co合金硬度呈下降趋势，WC晶粒发生圆化，WC晶粒骨架的完整程度下降.WC-12Co合金的疲劳变形失 效机理为：在较低变形温度和变形载荷下，塑性变形由WC相中的位错滑移和黏结相马氏体转变所提供，随着变形温度和变形 载荷的升高，塑性变形则通过硬质相的层错运动和WCWC的界面滑动形成黏结相条带来实现. 关键词硬质合金；变形机理；层错：硬度 分类号TG135+.5TG146.4+11 Defom ation m echan is ofW C-12Co alloy under them om echan ical alternation HUANG Dao yuan,YI Dan'qing,LI Jian,ZHOU Ming he),JIA Yan-lin),CHEN Xiangm ing) 1)School ofMaterials Science and Engineerng Centmal South University Changsha 410083 China 2)Zhuzhou Cemented Cadbie Cutting Tools Co Ld,Zhuzhou 412007.China ABSTRACT Camnpression fatigue experiments ofW C-12Co cemented cabide were carried out on G leeble 1500 under different ther momechan ical conditions The V ickers hardness of the alloy was tested the m icmostnuctures were observed by SEM and TEM.and the defom mechanis was discussed It is shown that w ith increasing experinental temperature and load the continuity ofWC skelectons is broken down leading to the decreasing in hardness ofW C-12Co alboy The defom mechan im ofW C-12Co alloy is that the alloy's plastic ability is offered by the slipping of dislcations in WC phase and the binder's martensitic transfomation at low defomation tem- perature and stress W ith the defomation temperature and stress ncreasing the further defomation ability is offered by the movement of stack ing faults in WC and the slipping ofW C AC interfaces KEY W ORDS cemented cabide defom mechan is:stacking faults hardness 硬质合金由于具有高的耐磨性、红硬性，在机械 硬质合金抗弯强度的影响，发现在700℃静载荷加 加工、矿山开采领域应用广泛，硬质合金工具在进 载后抗弯强度比室温下降20%，而700℃交变载荷 行切削加工、凿岩的时候，将受到交变载荷的反复作 10次循环后抗弯强度降低40%以上，Sarm和Jo- 用；同时还由于冲击、摩擦的作用，合金材料的温度 hannesson研究了WC-Co硬质合金变形过程中的 将急剧变化，其局部温度可达1000℃以上，这种复 黏结相fcc~hcp相变，并对两者的取向关系进行了 杂的工况条件将对合金的性能、使用寿命产生巨大 分析.国内黄新等对WC室温下的变形机制进行 影响，因此，开展实际工况条件下硬质合金组织性 了研究，他们认为WC的塑性变形主要以滑移为主， 能变化的研究具有重大现实意义， 李生系统运动作补充·刘武等采用X射线衍射 M im an等对亚微米晶WC-Co硬质合金在 (XRD)等手段分析了WC-2OCo合金压缩疲劳前后 20~1000℃的载荷挠度曲线进行分析，发现在 黏结相的变化，结果表明，硬质合金经热力复合循环 300~700℃时合金发生延脆转变，并有明显的应 后，面心钴含量较单独热循环或力循环后的要低 变硬化，K indemann等2研究了温度和加载条件对 60%~70%. 收稿日期：2009-04-29 作者简介：黄道远(1978)男，博士研究生：易丹青(1953)男，教授，博士生导师，Email danqing9 mail esu edu cn
第 32卷 第 1期 2010年 1月 北 京 科 技 大 学 学 报 ＪｏｕｒｎａｌｏｆＵｎｉｖｅｒｓｉｔｙｏｆＳｃｉｅｎｃｅａｎｄＴｅｃｈｎｏｌｏｇｙＢｅｉｊｉｎｇ Ｖｏｌ．32Ｎｏ．1 Ｊａｎ．2010 热力交变作用下 ＷＣ--12Ｃｏ硬质合金变形机理 黄道远 1） 易丹青 1） 李 荐 1） 周明哲 1） 贾延林 1） 陈响明 12） 1） 中南大学材料科学与工程学院长沙 410083 2） 株洲钻石切削刀具股份有限公司株洲 412007 摘 要 采用 Ｇｌｅｅｂｌｅ1500对 ＷＣ--12Ｃｏ硬质合金进行不同温度和应力场的压缩疲劳实验测量疲劳前后合金硬度的变化通 过扫描电镜 （ＳＥＭ）、透射电镜 （ＴＥＭ）等手段观察其组织结构的变化并分析其变形失效机理．结果表明：随着实验温度与加载 载荷的升高ＷＣ--12Ｃｏ合金硬度呈下降趋势ＷＣ晶粒发生圆化ＷＣ晶粒骨架的完整程度下降．ＷＣ--12Ｃｏ合金的疲劳变形失 效机理为：在较低变形温度和变形载荷下塑性变形由 ＷＣ相中的位错滑移和黏结相马氏体转变所提供随着变形温度和变形 载荷的升高塑性变形则通过硬质相的层错运动和 ＷＣ／ＷＣ的界面滑动形成黏结相条带来实现． 关键词 硬质合金；变形机理；层错；硬度 分类号 ＴＧ135 ＋∙5；ＴＧ146∙4 ＋11 Ｄｅｆｏｒｍａｔｉｏｎｍｅｃｈａｎｉｓｍ ｏｆＷＣ-12Ｃｏａｌｌｏｙｕｎｄｅｒｔｈｅｒｍｏｍｅｃｈａｎｉｃａｌａｌｔｅｒｎａｔｉｏｎ ＨＵＡＮＧＤａｏ-ｙｕａｎ 1）ＹＩＤａｎ-ｑｉｎｇ 1）ＬＩＪｉａｎ 1）ＺＨＯＵＭｉｎｇ-ｚｈｅ 1）ＪＩＡＹａｎ-ｌｉｎ 1）ＣＨＥＮＸｉａｎｇ-ｍｉｎｇ 12） 1） ＳｃｈｏｏｌｏｆＭａｔｅｒｉａｌｓＳｃｉｅｎｃｅａｎｄＥｎｇｉｎｅｅｒｉｎｇＣｅｎｔｒａｌＳｏｕｔｈＵｎｉｖｅｒｓｉｔｙＣｈａｎｇｓｈａ410083Ｃｈｉｎａ 2） ＺｈｕｚｈｏｕＣｅｍｅｎｔｅｄＣａｒｂｉｄｅＣｕｔｔｉｎｇＴｏｏｌｓＣｏ．Ｌｔｄ．Ｚｈｕｚｈｏｕ412007Ｃｈｉｎａ ＡＢＳＴＲＡＣＴ ＣｏｍｐｒｅｓｓｉｏｎｆａｔｉｇｕｅｅｘｐｅｒｉｍｅｎｔｓｏｆＷＣ-12ＣｏｃｅｍｅｎｔｅｄｃａｒｂｉｄｅｗｅｒｅｃａｒｒｉｅｄｏｕｔｏｎＧｌｅｅｂｌｅ1500ｕｎｄｅｒｄｉｆｆｅｒｅｎｔｔｈｅｒ- ｍｏｍｅｃｈａｎｉｃａｌｃｏｎｄｉｔｉｏｎｓ．ＴｈｅＶｉｃｋｅｒｓｈａｒｄｎｅｓｓｏｆｔｈｅａｌｌｏｙｗａｓｔｅｓｔｅｄｔｈｅｍｉｃｒｏｓｔｒｕｃｔｕｒｅｓｗｅｒｅｏｂｓｅｒｖｅｄｂｙＳＥＭａｎｄＴＥＭａｎｄｔｈｅ ｄｅｆｏｒｍｍｅｃｈａｎｉｓｍｗａｓｄｉｓｃｕｓｓｅｄ．ＩｔｉｓｓｈｏｗｎｔｈａｔｗｉｔｈｉｎｃｒｅａｓｉｎｇｅｘｐｅｒｉｍｅｎｔａｌｔｅｍｐｅｒａｔｕｒｅａｎｄｌｏａｄｔｈｅｃｏｎｔｉｎｕｉｔｙｏｆＷＣｓｋｅｌｅｃｔｏｎｓ ｉｓｂｒｏｋｅｎｄｏｗｎｌｅａｄｉｎｇｔｏｔｈｅｄｅｃｒｅａｓｉｎｇｉｎｈａｒｄｎｅｓｓｏｆＷＣ-12Ｃｏａｌｌｏｙ．ＴｈｅｄｅｆｏｒｍｍｅｃｈａｎｉｓｍｏｆＷＣ-12Ｃｏａｌｌｏｙｉｓｔｈａｔｔｈｅａｌｌｏｙʾｓ ｐｌａｓｔｉｃａｂｉｌｉｔｙｉｓｏｆｆｅｒｅｄｂｙｔｈｅｓｌｉｐｐｉｎｇｏｆｄｉｓｌｏｃａｔｉｏｎｓｉｎＷＣｐｈａｓｅａｎｄｔｈｅｂｉｎｄｅｒʾｓｍａｒｔｅｎｓｉｔｉｃｔｒａｎｓｆｏｒｍａｔｉｏｎａｔｌｏｗｄｅｆｏｒｍａｔｉｏｎｔｅｍ- ｐｅｒａｔｕｒｅａｎｄｓｔｒｅｓｓ．Ｗｉｔｈｔｈｅｄｅｆｏｒｍａｔｉｏｎｔｅｍｐｅｒａｔｕｒｅａｎｄｓｔｒｅｓｓｉｎｃｒｅａｓｉｎｇｔｈｅｆｕｒｔｈｅｒｄｅｆｏｒｍａｔｉｏｎａｂｉｌｉｔｙｉｓｏｆｆｅｒｅｄｂｙｔｈｅｍｏｖｅｍｅｎｔ ｏｆｓｔａｃｋｉｎｇｆａｕｌｔｓｉｎＷＣａｎｄｔｈｅｓｌｉｐｐｉｎｇｏｆＷＣ／ＷＣｉｎｔｅｒｆａｃｅｓ． ＫＥＹＷＯＲＤＳ ｃｅｍｅｎｔｅｄｃａｒｂｉｄｅ；ｄｅｆｏｒｍｍｅｃｈａｎｉｓｍ；ｓｔａｃｋｉｎｇｆａｕｌｔｓ；ｈａｒｄｎｅｓｓ 收稿日期：2009--04--29 作者简介：黄道远 （1978— ）男博士研究生；易丹青 （1953— ）男教授博士生导师Ｅ-ｍａｉｌ：ｄａｎｑｉｎｇ＠ｍａｉｌ．ｃｓｕ．ｅｄｕ．ｃｎ 硬质合金由于具有高的耐磨性、红硬性在机械 加工、矿山开采领域应用广泛．硬质合金工具在进 行切削加工、凿岩的时候将受到交变载荷的反复作 用；同时还由于冲击、摩擦的作用合金材料的温度 将急剧变化其局部温度可达 1000℃以上这种复 杂的工况条件将对合金的性能、使用寿命产生巨大 影响．因此开展实际工况条件下硬质合金组织性 能变化的研究具有重大现实意义． Ｍｉｌｍａｎ等 ［1］对亚微米晶 ＷＣ--Ｃｏ硬质合金在 20～1000℃的载荷挠度曲线进行分析发现在 300～700℃时合金发生延--脆转变并有明显的应 变硬化．Ｋｉｎｄｅｒｍａｎｎ等 ［2］研究了温度和加载条件对 硬质合金抗弯强度的影响发现在 700℃静载荷加 载后抗弯强度比室温下降 20％而 700℃交变载荷 10次循环后抗弯强度降低 40％以上．Ｓａｒｉｎ和 Ｊｏ- ｈａｎｎｅｓｓｏｎ ［3］研究了 ＷＣ--Ｃｏ硬质合金变形过程中的 黏结相 ｆｃｃ--ｈｃｐ相变并对两者的取向关系进行了 分析．国内黄新等 ［4］对 ＷＣ室温下的变形机制进行 了研究他们认为 ＷＣ的塑性变形主要以滑移为主 孪生系统运动作补充．刘武等 ［5］采用 Ｘ射线衍射 （ＸＲＤ）等手段分析了 ＷＣ--20Ｃｏ合金压缩疲劳前后 黏结相的变化结果表明硬质合金经热力复合循环 后面心钴含量较单独热循环或力循环后的要低 60％ ～70％． DOI :10．13374／j．issn1001—053x．2010．01．017
,62 北京科技大学学报 第32卷 但是，对硬质合金在热力复合交变条件下组织、 性能的演变还未开展系统深入的研究，其变形失效 1.2实验方法 采用G leeble1500材料热力模拟试验机，根据 机理仍不清楚，有必要开展这方面的研究工作. 预设的程序对样品进行压缩疲劳实验，加热方式为 1实验材料及方法 电流通过试样的电阻加热，加载为液压伺服控制， 最大载荷分别为600800和1000MPa应力比为R= 1.1实验材料 0.1和R=1,实验温度取400℃恒定、350~450℃交 实验材料采用株洲硬质合金厂生产的WC一 变、600℃恒定、550~650℃交变、800℃恒定、750~ 12Co硬质合金，其制备工艺流程为：混料→干燥过 850℃交变，热力复合交变时温度和应力同步变化 筛→压制→脱胶·烧结. (图1)实验循环次数N=1000次，循环周期为5 WC-12Co主要性能参数如表1所示，实验所用 试样为中8mm×12mm的圆柱 用69-1型布洛维光学硬度计测量疲劳前后 表1实验所用合金的主要物理性能 WC-12Co合金的硬度.利用LE01525场发射扫描 Table 1 Physical pmperties of the expermnental alby 电镜和TecnaG20透射电镜观察合金微观组织变 合金 硬度，HV0/密度/横向断裂韧性/矫顽磁力/ 化，分析WC-12Co合金在热力交变条件下的变形 名称 (kN.mm-2)(g an 3)(N.mm2)(kA.m1) 失效机理 WC-12C。 24.1 14.36 2460 10.6 ◆(a) ◆(b aW/ A 人 修 tis 图1实验条件.(a)恒定温度，交变应力；(b)恒定应力，交变温度；(c)温度、应力复合交变 Fig 1 Experinent condition (a)constant iemperature and altemative pressuns (b)constant pressure and altemative temperatuns (c)altemative pressure and temperature 度为750~850℃，100~1000MPa交变后合金的 2结果与讨论 HVo仅比60~600MPa交变后合金的HVo低0.372 2.1热力交变前后WC-12C0合金的硬度变化 kN.mm2). 热力交变前后WC-12Co合金硬度与实验条件 2.2热力交变后WC-12C0合金的SEM分析 的关系曲线如图2所示，可以看出，随着实验温度 WC-12Co合金热力交变前后的SEM照片如图 和交变载荷的升高，WC-12Co合金维氏硬度呈下降 3所示，烧结态合金（图3(a)的WC晶粒为规整多 趋势，热力复合交变后的WC-12Co合金硬度要比 边形状，边角尖锐，其平均晶粒尺寸约2m均匀地 恒温力交变条件下低一些（图2(a)) 分布在黏结相中，形成连续的骨架结构，合金在 热交变温度为350~450℃时，热力复合交变后 400℃以下及600℃恒温、60~600MPa力交变后，其 合金硬度比恒载热交变条件下的硬度要高一些 组织较烧结态组织没有明显的变化（图3(b)人、(c) (图2(b))且随着加载载荷的升高，两者的差值变 和(d))对比图3(d)和(e)可发现热力复合交变 小（最大加载载荷为6O0MPa时，热力复合交变后合 与恒温力交变后合金组织区别不大， 金硬度比恒载荷热交变高0.539kN·mm2,最大加 600℃恒温，交变载荷为80~800MPa时 载载荷为1000MPa时，热力复合交变后合金硬度比 (图3())可观察到WCC晶界发生滑动，将部 恒载热交变仅高0.018kN·mm-2)随着热交变温 分黏结相挤出，形成黏结相条带（图3(）中黑色箭 度的上升（图2(0d)),合金硬度较350~450℃交 头所示)，其连续骨架结构遭到破坏，交变载荷提高 变时明显下降，且受载荷的影响很小（如热交变温 到100~1000MPa时，黏结相条带变宽，WC晶粒的
北 京 科 技 大 学 学 报 第 32卷 但是对硬质合金在热力复合交变条件下组织、 性能的演变还未开展系统深入的研究其变形失效 机理仍不清楚有必要开展这方面的研究工作． 1 实验材料及方法 1∙1 实验材料 实验材料采用株洲硬质合金厂生产的 ＷＣ-- 12Ｃｏ硬质合金其制备工艺流程为：混料→干燥过 筛→压制→脱胶→烧结． ＷＣ--12Ｃｏ主要性能参数如表 1所示实验所用 试样为 ●8ｍｍ×12ｍｍ的圆柱． 表 1 实验所用合金的主要物理性能 Ｔａｂｌｅ1 Ｐｈｙｓｉｃａｌｐｒｏｐｅｒｔｉｅｓｏｆｔｈｅｅｘｐｅｒｉｍｅｎｔａｌａｌｌｏｙ 合金 名称 硬度ＨＶ60／ （ｋＮ·ｍｍ—2） 密度／ （ｇ·ｃｍ—3） 横向断裂韧性／ （Ｎ·ｍｍ—2） 矫顽磁力／ （ｋＡ·ｍ—1） ＷＣ--12Ｃｏ 24∙1 14∙36 2460 10∙6 1∙2 实验方法 采用 Ｇｌｅｅｂｌｅ1500材料热力模拟试验机根据 预设的程序对样品进行压缩疲劳实验加热方式为 电流通过试样的电阻加热加载为液压伺服控制． 最大载荷分别为 600、800和 1000ＭＰａ应力比为 Ｒ＝ 0∙1和 Ｒ＝1实验温度取400℃恒定、350～450℃交 变、600℃恒定、550～650℃交变、800℃恒定、750～ 850℃交变热力复合交变时温度和应力同步变化 （图 1）．实验循环次数 Ｎ＝1000次循环周期为 5 ｓ． 用 69--1型布洛维光学硬度计测量疲劳前后 ＷＣ--12Ｃｏ合金的硬度．利用 ＬＥＯ1525场发射扫描 电镜和 ＴｅｃｎａｉＧ 220透射电镜观察合金微观组织变 化分析 ＷＣ--12Ｃｏ合金在热力交变条件下的变形 失效机理． 图 1 实验条件．（ａ） 恒定温度交变应力；（ｂ） 恒定应力交变温度；（ｃ） 温度、应力复合交变 Ｆｉｇ．1 Ｅｘｐｅｒｉｍｅｎｔｃｏｎｄｉｔｉｏｎ：（ａ） ｃｏｎｓｔａｎｔｔｅｍｐｅｒａｔｕｒｅａｎｄａｌｔｅｒｎａｔｉｖｅｐｒｅｓｓｕｒｅ；（ｂ） ｃｏｎｓｔａｎｔｐｒｅｓｓｕｒｅａｎｄａｌｔｅｒｎａｔｉｖｅｔｅｍｐｅｒａｔｕｒｅ；（ｃ） ａｌｔｅｒｎａｔｉｖｅ ｐｒｅｓｓｕｒｅａｎｄｔｅｍｐｅｒａｔｕｒｅ 2 结果与讨论 2∙1 热力交变前后 ＷＣ--12Ｃｏ合金的硬度变化 热力交变前后 ＷＣ--12Ｃｏ合金硬度与实验条件 的关系曲线如图 2所示．可以看出随着实验温度 和交变载荷的升高ＷＣ--12Ｃｏ合金维氏硬度呈下降 趋势热力复合交变后的 ＷＣ--12Ｃｏ合金硬度要比 恒温力交变条件下低一些 （图 2（ａ））． 热交变温度为 350～450℃时热力复合交变后 合金硬度比恒载热交变条件下的硬度要高一些 （图 2（ｂ））且随着加载载荷的升高两者的差值变 小 （最大加载载荷为 600ＭＰａ时热力复合交变后合 金硬度比恒载荷热交变高 0∙539ｋＮ·ｍｍ —2最大加 载载荷为 1000ＭＰａ时热力复合交变后合金硬度比 恒载热交变仅高 0∙018ｋＮ·ｍｍ —2 ）．随着热交变温 度的上升 （图 2（ｃｄ））合金硬度较 350～450℃交 变时明显下降且受载荷的影响很小 （如热交变温 度为 750～850℃100～1000ＭＰａ交变后合金的 ＨＶ60仅比 60～600ＭＰａ交变后合金的 ＨＶ60低 0∙372 ｋＮ·ｍｍ —2 ）． 2∙2 热力交变后 ＷＣ--12Ｃｏ合金的 ＳＥＭ 分析 ＷＣ--12Ｃｏ合金热力交变前后的 ＳＥＭ照片如图 3所示．烧结态合金 （图3（ａ））的 ＷＣ晶粒为规整多 边形状边角尖锐其平均晶粒尺寸约 2μｍ均匀地 分布在黏结相中形成连续的骨架结构．合金在 400℃以下及600℃恒温、60～600ＭＰａ力交变后其 组织较烧结态组织没有明显的变化 （图 3（ｂ）、（ｃ） 和 （ｄ））．对比图 3（ｄ）和 （ｅ）可发现热力复合交变 与恒温力交变后合金组织区别不大． 600℃ 恒 温交 变 载 荷 为 80～800ＭＰａ时 （图 3（ｆ））可观察到 ＷＣ／ＷＣ晶界发生滑动将部 分黏结相挤出形成黏结相条带 （图 3（ｆ）中黑色箭 头所示 ）其连续骨架结构遭到破坏．交变载荷提高 到 100～1000ＭＰａ时黏结相条带变宽ＷＣ晶粒的 ·62·
第1期 黄道远等：热力交变作用下WC-12C0硬质合金变形机理 63. 24.0r 25.0r 23.5 (a) 24.5 (b) ■恒载荷热交变 -·一恒温载荷交变 23.0 24.0 -·热力复合交变 ·一热力复合交变 22.5 23.5 22.0 23.0 21.5 22.5 21.0 22.0 20.5 21.5 20.0 21.0 400 500600 700 800 600 700800 9001000 T/℃ P/MPa 24.0rd 23.5 -。-恒截荷热交变 23.0d 22.5 -。-恒载荷热交变 23.0 -·热力复合交变 ·-热力复合交变 22.5 目22.0 22.0 21.5 21.0 g 20.5 20.5 20.0 600700800900 1000 20.0 6007008009001000 P/MPa P/MPa 图2硬度与实验条件的关系曲线.(a)100~1000MPa应力交变条件下硬度与温度的关系；(b)350~450℃热交变条件下硬度与载荷的 关系；(c)550~650℃热交变条件下硬度与载荷的关系；(d)750~850℃热交变条件下硬度与载荷的关系 Fig 2 Curves of V ickers haness to experiental conditions (a)curves of V ickers hanness to tempematue after the ftigue of 100MPa to 1000 MPa (b)curves of V ickers haness to pressure after the fatigue of 350C to 450C:(c)curves of V ickers haniness to pressure after the fatigue of 550C to 650C:(d)curves ofV ickers hanness to pressum after the fatigue of 750C to 850C 图3WC-12Co合金的SEM照片.(a)烧结态；(b)室温，100~1000MPa应力交变后；(c)350~450C,100~1000MPa热力复合交变后： (d)600℃，100~1000MPa应力交变后：(e)550~-650C,60~600MPa热力复合交变后；(0600C,80~800MPa应力交变后：(g)600C, 100~1000MPa应力交变后；(h)800℃，100~1000MPa应力交变后；()800℃，1000MPa恒应力压缩后 Fig3 SEM inages ofWC-12Co alby (a)assntend (b)mechanical altemation of 100 to1000MPa at moan tempemtines (c)themanechanical altemation of 350 to 450C and 100 to 1000MPa (d)mechanical altemation of 60 to 600MPa at 600C:(e)themanechanical altemation of550 to 650C and 60 to 600MPa (f)mechanical alemation of80 to 800MPa at 600C:(g)mechanical altemation of 100 1000MPa at600C;(h) mechanical altemation of100o1000 MPa at800℃：()1000MPa800'℃
第 1期 黄道远等： 热力交变作用下 ＷＣ--12Ｃｏ硬质合金变形机理 图 2 硬度与实验条件的关系曲线．（ａ）100～1000ＭＰａ应力交变条件下硬度与温度的关系；（ｂ）350～450℃热交变条件下硬度与载荷的 关系；（ｃ）550～650℃热交变条件下硬度与载荷的关系；（ｄ）750～850℃热交变条件下硬度与载荷的关系 Ｆｉｇ．2 ＣｕｒｖｅｓｏｆＶｉｃｋｅｒｓｈａｒｄｎｅｓｓｔｏｅｘｐｅｒｉｍｅｎｔａｌｃｏｎｄｉｔｉｏｎｓ：（ａ） ｃｕｒｖｅｓｏｆＶｉｃｋｅｒｓｈａｒｄｎｅｓｓｔｏｔｅｍｐｅｒａｔｕｒｅａｆｔｅｒｔｈｅｆａｔｉｇｕｅｏｆ100ＭＰａｔｏ1000 ＭＰａ；（ｂ） ｃｕｒｖｅｓｏｆＶｉｃｋｅｒｓｈａｒｄｎｅｓｓｔｏｐｒｅｓｓｕｒｅａｆｔｅｒｔｈｅｆａｔｉｇｕｅｏｆ350℃ ｔｏ450℃；（ｃ） ｃｕｒｖｅｓｏｆＶｉｃｋｅｒｓｈａｒｄｎｅｓｓｔｏｐｒｅｓｓｕｒｅａｆｔｅｒｔｈｅｆａｔｉｇｕｅｏｆ 550℃ ｔｏ650℃；（ｄ） ｃｕｒｖｅｓｏｆＶｉｃｋｅｒｓｈａｒｄｎｅｓｓｔｏｐｒｅｓｓｕｒｅａｆｔｅｒｔｈｅｆａｔｉｇｕｅｏｆ750℃ ｔｏ850℃ 图 3 ＷＣ--12Ｃｏ合金的 ＳＥＭ照片．（ａ） 烧结态；（ｂ） 室温100～1000ＭＰａ应力交变后；（ｃ）350～450℃100～1000ＭＰａ热力复合交变后； （ｄ）600℃100～1000ＭＰａ应力交变后；（ｅ）550～650℃60～600ＭＰａ热力复合交变后；（ｆ）600℃80～800ＭＰａ应力交变后；（ｇ）600℃ 100～1000ＭＰａ应力交变后；（ｈ）800℃100～1000ＭＰａ应力交变后；（ｉ）800℃1000ＭＰａ恒应力压缩后 Ｆｉｇ．3 ＳＥＭｉｍａｇｅｓｏｆＷＣ-12Ｃｏａｌｌｏｙ：（ａ） ａｓ-ｓｉｎｔｅｒｅｄ；（ｂ） ｍｅｃｈａｎｉｃａｌａｌｔｅｒｎａｔｉｏｎｏｆ100ｔｏ1000ＭＰａａｔｒｏｏｍｔｅｍｐｅｒａｔｕｒｅ；（ｃ） ｔｈｅｒｍｏｍｅｃｈａｎｉｃａｌ ａｌｔｅｒｎａｔｉｏｎｏｆ350ｔｏ450℃ ａｎｄ100ｔｏ1000ＭＰａ；（ｄ） ｍｅｃｈａｎｉｃａｌａｌｔｅｒｎａｔｉｏｎｏｆ60ｔｏ600ＭＰａａｔ600℃；（ｅ） ｔｈｅｒｍｏｍｅｃｈａｎｉｃａｌａｌｔｅｒｎａｔｉｏｎｏｆ550 ｔｏ650℃ ａｎｄ60ｔｏ600ＭＰａ；（ｆ） ｍｅｃｈａｎｉｃａｌａｌｔｅｒｎａｔｉｏｎｏｆ80ｔｏ800ＭＰａａｔ600℃；（ｇ） ｍｅｃｈａｎｉｃａｌａｌｔｅｒｎａｔｉｏｎｏｆ100ｔｏ1000ＭＰａａｔ600℃；（ｈ） ｍｅｃｈａｎｉｃａｌａｌｔｅｒｎａｔｉｏｎｏｆ100ｔｏ1000ＭＰａａｔ800℃；（ｉ）1000ＭＰａ800℃ ·63·
,64 北京科技大学学报 第32卷 尖锐程度下降（图3(g))温度升高到800℃时 粒的圆化，第三，在热交变条件下，由于两相热膨胀 (图3(h)、(i)),WCC晶界滑动明显，黏结相条 系数的差异(WC的热膨胀系数为3.84×10-6K1, 带的数目明显增多，宽度变宽，并出现了大量微孔洞 Co的热膨胀系数为12.3×10-6K1),将产生第1 (图3(D圆圈所示)，同时硬质相晶粒明显圆化并被 类热应力，循环过程中热应力的积累将导致相界面 破碎，其骨架结构遭到破坏 分离).但是，由于热交变的温度幅值上下相差仅 WC-12Co合金热力交变后SM下组织变化的 100℃，产生的热应力有限，当交变温度和应力升高 原因包括如下几个方面：第一，硬质合金随着温度升 时，热交变的影响将变小. 高，整体强度下降，但是黏结相强度随温度下降速度 在进行硬度测试时，加载载荷基本由WC骨架 比硬质相要快，所以随着温度升高，较硬的WC晶粒 所承受o,随着温度和加载载荷的升高，WC-12C0 会把较软的黏结相Co挤出，占据部分WCNC晶 合金中WC骨架的破坏程度加大，导致合金硬度 界，形成黏结相条带[，黏结相在被WC骨架挤出 降低 的过程中，由于晶界处发生滑移，导致孔洞以及裂纹 的萌生，第二，温度的升高将导致WC中的W、C原 2.3热力交变前后WC-12Co合金的T日M分析 子向黏结相中扩散[？-)，由于在晶粒尖角处比表面 图4是WC-12Co合金热力交变前后的TEM照 较大，黏结相条带形成过程中的滑动都将大大提高 片.可以发现，WC-12Co合金烧结态样品黏结相中 W、C原子向黏结相中的扩散速度，从而造成WC晶 仅有少量层错和少量细小析出物的存在（图4 (b) 0.2um 0.2μm 100nm (d) e 0.2 um 0.2μm 100nm 0.2um 图4WC-12Co合金的TEM照片.(a)烧结态；(b)绕结态中的硬质相：(c)350450℃，100一1000MPa热力复合交变后的黏结相： (d)350~450℃，100~1000MPa热力复合交变后的硬质相；(e)800℃，100~1000MPa热力复合交变后的黏结相：(0图4(c)冲区域所对 应衍射花样：(g)800℃，100~1000MPa应力交变后硬质相中的位错缠结：(h)800℃，100~1000MPa应力交变后硬质相中的堆跺层错： (i)800℃，100~1000MPa应力交变后WC尔C界面滑动 Fig 4 TEM mages ofW C12Co (a)as sintemd (b)har phase n the as sintered alloy (c)bnder phase after the hemanechanical altemation of 350 to450C and 100 to 1000MPa (d)ha phase after the themomnechanical altemation of 350 to450C and 100 to 1000MPa (e)binder phase after the mechanical altemation of 100 to 1000MPa at 800C;(f)diffraction pattem of Fig 4(e):(g)disbcation w ist in had phase after the me chanical altemation of 100 to 1000MPa at 800C:(h)stack ing faults n han phase after the mechan ical altemation of 100 to 1000MPa at 800C: (i)WCAVC in terface slip after the mechanical altemation of 100 to 1000MPa at800C
北 京 科 技 大 学 学 报 第 32卷 尖锐程度下降 （图 3（ｇ））．温度升高到 800℃时 （图 3（ｈ）、（ｉ））ＷＣ／ＷＣ晶界滑动明显黏结相条 带的数目明显增多宽度变宽并出现了大量微孔洞 （图 3（ｆ）圆圈所示 ）同时硬质相晶粒明显圆化并被 破碎其骨架结构遭到破坏． 图 4 ＷＣ--12Ｃｏ合金的 ＴＥＭ照片．（ａ） 烧结态；（ｂ） 烧结态中的硬质相；（ｃ） 350～450℃100～1000ＭＰａ热力复合交变后的黏结相； （ｄ）350～450℃100～1000ＭＰａ热力复合交变后的硬质相；（ｅ）800℃100～1000ＭＰａ热力复合交变后的黏结相；（ｆ） 图 4（ｅ）中区域所对 应衍射花样；（ｇ）800℃100～1000ＭＰａ应力交变后硬质相中的位错缠结；（ｈ） 800℃100～1000ＭＰａ应力交变后硬质相中的堆跺层错； （ｉ）800℃100～1000ＭＰａ应力交变后 ＷＣ／ＷＣ界面滑动 Ｆｉｇ．4 ＴＥＭｉｍａｇｅｓｏｆＷＣ-12Ｃｏ：（ａ）ａｓ-ｓｉｎｔｅｒｅｄ；（ｂ）ｈａｒｄｐｈａｓｅｉｎｔｈｅａｓ-ｓｉｎｔｅｒｅｄａｌｌｏｙ；（ｃ）ｂｉｎｄｅｒｐｈａｓｅａｆｔｅｒｔｈｅｔｈｅｒｍｏｍｅｃｈａｎｉｃａｌａｌｔｅｒｎａｔｉｏｎｏｆ 350ｔｏ450℃ ａｎｄ100ｔｏ1000ＭＰａ；（ｄ） ｈａｒｄｐｈａｓｅａｆｔｅｒｔｈｅｔｈｅｒｍｏｍｅｃｈａｎｉｃａｌａｌｔｅｒｎａｔｉｏｎｏｆ350ｔｏ450℃ ａｎｄ100ｔｏ1000ＭＰａ；（ｅ） ｂｉｎｄｅｒｐｈａｓｅ ａｆｔｅｒｔｈｅｍｅｃｈａｎｉｃａｌａｌｔｅｒｎａｔｉｏｎｏｆ100ｔｏ1000ＭＰａａｔ800℃；（ｆ） ｄｉｆｆｒａｃｔｉｏｎｐａｔｔｅｒｎｏｆＦｉｇ．4（ｅ）；（ｇ） ｄｉｓｌｏｃａｔｉｏｎｔｗｉｓｔｉｎｈａｒｄｐｈａｓｅａｆｔｅｒｔｈｅｍｅ- ｃｈａｎｉｃａｌａｌｔｅｒｎａｔｉｏｎｏｆ100ｔｏ1000ＭＰａａｔ800℃；（ｈ） ｓｔａｃｋｉｎｇｆａｕｌｔｓｉｎｈａｒｄｐｈａｓｅａｆｔｅｒｔｈｅｍｅｃｈａｎｉｃａｌａｌｔｅｒｎａｔｉｏｎｏｆ100ｔｏ1000ＭＰａａｔ800℃； （ｉ） ＷＣ／ＷＣｉｎｔｅｒｆａｃｅｓｌｉｐａｆｔｅｒｔｈｅｍｅｃｈａｎｉｃａｌａｌｔｅｒｎａｔｉｏｎｏｆ100ｔｏ1000ＭＰａａｔ800℃ ＷＣ--12Ｃｏ合金热力交变后 ＳＥＭ下组织变化的 原因包括如下几个方面：第一硬质合金随着温度升 高整体强度下降但是黏结相强度随温度下降速度 比硬质相要快所以随着温度升高较硬的 ＷＣ晶粒 会把较软的黏结相 Ｃｏ挤出占据部分 ＷＣ／ＷＣ晶 界形成黏结相条带 ［6］．黏结相在被 ＷＣ骨架挤出 的过程中由于晶界处发生滑移导致孔洞以及裂纹 的萌生．第二温度的升高将导致 ＷＣ中的 Ｗ、Ｃ原 子向黏结相中扩散 ［7--8］由于在晶粒尖角处比表面 较大黏结相条带形成过程中的滑动都将大大提高 Ｗ、Ｃ原子向黏结相中的扩散速度从而造成 ＷＣ晶 粒的圆化．第三在热交变条件下由于两相热膨胀 系数的差异 （ＷＣ的热膨胀系数为 3∙84×10 —6Ｋ —1 Ｃｏ的热膨胀系数为 12∙3×10 —6 Ｋ —1 ）将产生第 1 类热应力循环过程中热应力的积累将导致相界面 分离 ［9］．但是由于热交变的温度幅值上下相差仅 100℃产生的热应力有限当交变温度和应力升高 时热交变的影响将变小． 在进行硬度测试时加载载荷基本由 ＷＣ骨架 所承受 ［10］随着温度和加载载荷的升高ＷＣ--12Ｃｏ 合金中 ＷＣ骨架的破坏程度加大导致合金硬度 降低． 2∙3 热力交变前后 ＷＣ--12Ｃｏ合金的 ＴＥＭ 分析 图 4是 ＷＣ--12Ｃｏ合金热力交变前后的 ＴＥＭ照 片．可以发现ＷＣ--12Ｃｏ合金烧结态样品黏结相中 仅有少量层错和少量细小析出物的存在 （图 4 ·64·
第1期 黄道远等：热力交变作用下WC一12Co硬质合金变形机理 ,65. (a)),而烧结态硬质相中有少量呈平行分布的位错 方向发生马氏体转变以协调变形.由于WC中位错 存在（图4(b)),WC中位错的存在说明硬质的WC 密度较低，且仅有四个独立的滑移系统并且不能沿 相也可以通过位错的运动提供部分塑性变形，WC/着c轴方向扩展，黏结相所占的体积分数较低且马 WC和WCCo之间的界面清晰平直（图4(a)) 氏体相变提供的体积变化有限，在发生马氏体转变 在350~450℃、100~1000MPa热力复合交变 后，黏结相滑移系由12个减少到4个，其协调变形 后，黏结相中的层错密度增高，并沿不同的方向开始 能力下降⑧).因此，这种硬质相的位错滑移、黏结相 出现，以协调继续变形的需要，析出第2相的数目增 的马氏体相变机制不足以满足继续变形的需要，必 多并出现了明显长大（图4(c))WC相中位错发 须引入新的变形方式来实现， 生运动并出现明显的位错缠结（图4(d)) 当变形载荷继续增加时，硬质WC相内部将产 当合金在800℃、100~1000MPa下交变后， 生层错，并沿对称方向生长，这种对称生长的层错能 黏结相中堆跺层错密度急剧增高，并从不同方向 成为阻碍裂纹生长和扩展的壁垒，提供更多的位错 生长，形成毯状结构的B-Co(图4(e),并出现 堆积点和裂纹形核点，避免应力集中)；另外它能 大量第2相析出物的数目增多且有所长大·对该 作为一种中介变形模式，改变滑移的方向，使滑移变 区域进行选区衍射，对衍射斑点进行标定（图4得更易进行，提高合金的塑性变形性能。与此同时， (f)),图中比较明亮的为fcc基体斑，其晶带轴取 WCWC的界面发生滑动，将较软的黏结相Co挤 向为[013]，较暗斑点为hcp基体斑点上有芒 出，形成黏结相条带.由于WC相组成了复杂的骨 线，这是由于堆垛层错的小尺寸效应而产生，硬 架结构，单个晶粒的微小变形就将导致整个骨架的 质相中的位错密度增大并发生缠结形成位错胞 扭曲，这为WC-12Co合金的继续变形提供新的 (图4(g)),同时还观察到WC相中有呈对称生 途径 长的层错出现（图4(h)).部分WCWC晶界发 生滑动并分离，被黏结相填充（图4(）)，这与 3结论 SEM的观测结果一致. (1)WC-12Co合金热力交变后硬度随着实验 2.4WC-12Co硬质合金的变形机理分析 温度和加载载荷的升高而降低，热力复合交变后合 黏结相存在两种结构，在常温下，烧结态WC一 金硬度比恒温力交变条件下要低一些 12Co合金中的黏结相主要以fcc形态存在，中间夹 (2)随着交变温度、载荷的增加，WC晶粒发生 杂着少量的层错，由于室温下fec Cof的层错能较低， 圆化，WC晶粒骨架的完整程度下降 这些极薄的层错就成为马氏体的形核平面山.当 (3)WC-12Co热力交变下的变形机理是：低变 合金变形时，fcc结构中每两个平行(111)面中的肖 形温度和变形载荷下，合金塑性变形由硬质相WC 克莱不全位错产生滑动形成层错，堆垛层错合并后 位错运动和黏结相fcc~hcp转变所提供；随着变形 就形成hcp板条).它们之间的取向关系如下： 温度和变形载荷的升高，塑性变形则通过硬质相的 (111)fcc(0001)hcp[110]fccl[1120]hcp当 层错运动和WCWC的界面滑动形成黏结相条带来 合金承受热力循环的时候，热膨胀系数差异产生的 实现 热应力也将有助于Co中层错的扩展，促使fcCo~ 参考文献 hep Co转变.由于fec Co中不全位错滑移是在平行 滑移平面上进行的，因此在TEM下观测不到位错缠 [1]Miman Y V.Luyckx S Gonchanck V A.et al Results frm bend ng tests on suhm icron and m icmon WCCo grades at elevated 结现象 tmperatures Int J Refract Met Han Mater 2002 20.71 在较低的变形温度和变形载荷时，WC-12Co合 [2]K indemann P Schlund P SockelH G.et al High-tempemature 金的变形能力由黏结相的fcehep的马氏体相转变 fatigue of cemented catbdes under cyclic loads Int J Refract Met (Ve=11.1375×103m3,Vp=11.0790× Han Mater 1999 17:55 l0-3mm3,fcCo转变为hep Cof时单胞体积减少 [3]Sarin V K.Johanesson T.On the defomation ofW C Co cemented catbiles Met Sci 1975.9,472 0.53%)和WC相中的位错滑动所提供（棱柱面 [4]Huang X.Sun Y L Yan J et al The mechanism of defomation (1120{1100}滑移系开动，柏氏矢量反应为13 wn in WC phase of camented cabide Rare Met Mater Eng 200635(12):1888 (1120→13(1010+1B(01i0)].随着变 (黄新，孙亚丽，颜杰，等，硬质合金中WC相的孪生变形机制 形的继续，WC相中的位错运动加剧，黏结相沿不同 稀有金属材料与工程，200635(12)：1888)
第 1期 黄道远等： 热力交变作用下 ＷＣ--12Ｃｏ硬质合金变形机理 （ａ））而烧结态硬质相中有少量呈平行分布的位错 存在 （图 4（ｂ））ＷＣ中位错的存在说明硬质的 ＷＣ 相也可以通过位错的运动提供部分塑性变形ＷＣ／ ＷＣ和 ＷＣ／Ｃｏ之间的界面清晰平直 （图 4（ａ））． 在 350～450℃、100～1000ＭＰａ热力复合交变 后黏结相中的层错密度增高并沿不同的方向开始 出现以协调继续变形的需要析出第 2相的数目增 多并出现了明显长大 （图 4（ｃ））．ＷＣ相中位错发 生运动并出现明显的位错缠结 （图 4（ｄ））． 当合金在 800℃、100～1000ＭＰａ下交变后 黏结相中堆跺层错密度急剧增高并从不同方向 生长形成毯状结构的 β--Ｃｏ（图 4（ｅ） ）并出现 大量第 2相析出物的数目增多且有所长大．对该 区域进行选区衍射对衍射斑点进行标定 （图 4 （ｆ） ）图中比较明亮的为 ｆｃｃ基体斑其晶带轴取 向为 ［013］较暗斑点为 ｈｃｐ．基体斑点上有芒 线这是由于堆垛层错的小尺寸效应而产生．硬 质相中的位错密度增大并发生缠结形成位错胞 （图 4（ｇ） ）同时还观察到 ＷＣ相中有呈对称生 长的层错出现 （图 4（ｈ） ）．部分 ＷＣ／ＷＣ晶界发 生滑动并分离被黏结相填充 （图 4（ｉ） ）．这与 ＳＥＭ的观测结果一致． 2∙4 ＷＣ--12Ｃｏ硬质合金的变形机理分析 黏结相存在两种结构在常温下烧结态 ＷＣ-- 12Ｃｏ合金中的黏结相主要以 ｆｃｃ形态存在中间夹 杂着少量的层错由于室温下 ｆｃｃＣｏ的层错能较低 这些极薄的层错就成为马氏体的形核平面 ［11］．当 合金变形时ｆｃｃ结构中每两个平行 （111）面中的肖 克莱不全位错产生滑动形成层错堆垛层错合并后 就形成 ｈｃｐ板条 ［12］．它们之间的取向关系如下： （111）ｆｃｃ‖ （0001）ｈｃｐ；［110］ｆｃｃ‖ ［112 — 0］ｈｃｐ．当 合金承受热力循环的时候热膨胀系数差异产生的 热应力也将有助于 Ｃｏ中层错的扩展促使 ｆｃｃＣｏ- ｈｃｐＣｏ转变．由于 ｆｃｃＣｏ中不全位错滑移是在平行 滑移平面上进行的因此在 ＴＥＭ下观测不到位错缠 结现象． 在较低的变形温度和变形载荷时ＷＣ--12Ｃｏ合 金的变形能力由黏结相的 ｆｃｃ-ｈｃｐ的马氏体相转变 （Ｖｆｃｃ ＝ 11∙1375× 10 —3ｎｍ 3Ｖｈｃｐ＝ 11∙0790× 10 —3ｎｍ 3ｆｃｃＣｏ转变为 ｈｃｐＣｏ时单胞体积减少 0∙53％ ）和 ＷＣ相中的位错滑动所提供 （棱柱面 〈112 — 0〉｛11 — 00｝滑移系开动柏氏矢量反应为 1／3 〈112 — 0〉→1／3〈101 — 0〉＋1／3〈011 — 0〉） ［13］．随着变 形的继续ＷＣ相中的位错运动加剧黏结相沿不同 方向发生马氏体转变以协调变形．由于 ＷＣ中位错 密度较低且仅有四个独立的滑移系统并且不能沿 着 ｃ轴方向扩展黏结相所占的体积分数较低且马 氏体相变提供的体积变化有限在发生马氏体转变 后黏结相滑移系由 12个减少到 4个其协调变形 能力下降 ［8］．因此这种硬质相的位错滑移、黏结相 的马氏体相变机制不足以满足继续变形的需要必 须引入新的变形方式来实现． 当变形载荷继续增加时硬质 ＷＣ相内部将产 生层错并沿对称方向生长这种对称生长的层错能 成为阻碍裂纹生长和扩展的壁垒提供更多的位错 堆积点和裂纹形核点避免应力集中 ［14］；另外它能 作为一种中介变形模式改变滑移的方向使滑移变 得更易进行提高合金的塑性变形性能．与此同时 ＷＣ／ＷＣ的界面发生滑动将较软的黏结相 Ｃｏ挤 出形成黏结相条带．由于 ＷＣ相组成了复杂的骨 架结构单个晶粒的微小变形就将导致整个骨架的 扭曲这为 ＷＣ--12Ｃｏ合金的继续变形提供新的 途径． 3 结论 （1） ＷＣ--12Ｃｏ合金热力交变后硬度随着实验 温度和加载载荷的升高而降低热力复合交变后合 金硬度比恒温力交变条件下要低一些． （2） 随着交变温度、载荷的增加ＷＣ晶粒发生 圆化ＷＣ晶粒骨架的完整程度下降． （3） ＷＣ--12Ｃｏ热力交变下的变形机理是：低变 形温度和变形载荷下合金塑性变形由硬质相 ＷＣ 位错运动和黏结相 ｆｃｃ--ｈｃｐ转变所提供；随着变形 温度和变形载荷的升高塑性变形则通过硬质相的 层错运动和 ＷＣ／ＷＣ的界面滑动形成黏结相条带来 实现． 参 考 文 献 ［1］ ＭｉｌｍａｎＹＶＬｕｙｃｋｘＳＧｏｎｃｈａｒｕｃｋＶＡｅｔａｌ．Ｒｅｓｕｌｔｓｆｒｏｍ ｂｅｎｄｉｎｇｔｅｓｔｓｏｎｓｕｂｍｉｃｒｏｎａｎｄｍｉｃｒｏｎＷＣ-Ｃｏｇｒａｄｅｓａｔｅｌｅｖａｔｅｄ ｔｅｍｐｅｒａｔｕｒｅｓ．ＩｎｔＪＲｅｆｒａｃｔＭｅｔＨａｒｄＭａｔｅｒ200220：71 ［2］ ＫｉｎｄｅｒｍａｎｎＰＳｃｈｌｕｎｄＰＳｏｃｋｅｌＨＧｅｔａｌ．Ｈｉｇｈ-ｔｅｍｐｅｒａｔｕｒｅ ｆａｔｉｇｕｅｏｆｃｅｍｅｎｔｅｄｃａｒｂｉｄｅｓｕｎｄｅｒｃｙｃｌｉｃｌｏａｄｓ．ＩｎｔＪＲｅｆｒａｃｔＭｅｔ ＨａｒｄＭａｔｅｒ199917：55 ［3］ ＳａｒｉｎＶＫＪｏｈａｎｅｓｓｏｎＴ．ＯｎｔｈｅｄｅｆｏｒｍａｔｉｏｎｏｆＷＣ-Ｃｏｃｅｍｅｎｔｅｄ ｃａｒｂｉｄｅｓ．ＭｅｔＳｃｉ19759：472 ［4］ ＨｕａｎｇＸＳｕｎＹＬＹａｎＪｅｔａｌ．Ｔｈｅｍｅｃｈａｎｉｓｍｏｆｄｅｆｏｒｍａｔｉｏｎ ｔｗｉｎｉｎＷＣｐｈａｓｅｏｆｃｅｍｅｎｔｅｄｃａｒｂｉｄｅ．ＲａｒｅＭｅｔＭａｔｅｒＥｎｇ 200635（12）：1888 （黄新孙亚丽颜杰等．硬质合金中 ＷＣ相的孪生变形机制． 稀有金属材料与工程200635（12）：1888） ·65·