Preparation of WC–xVC composite powders and the effect of high content VC on microstructure and mechanical properties of WC–Co based cemented carbides
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摘要:
采用两步碳热还原法合成了WC–xVC复合粉，并以此为原料通过真空烧结法制备了不同Co含量（6%和10%，质量分数）的WC–Co–VC硬质合金，研究了烧结温度（
1420 ℃、1440 ℃和1460 ℃）对硬质合金致密化过程的影响，分析了Co和VC含量对WC晶粒尺寸以及硬质合金维氏硬度和断裂韧性的影响。结果表明，随着烧结温度的升高，合金的相对密度增大，当烧结温度为1460 ℃时，所有合金试样的相对密度均大于98.5%。此外，随着VC含量的增加，WC的平均晶粒尺寸减小，这导致样品的硬度提高，断裂韧性降低。当VC质量分数为6%时，WC–6Co硬质合金和WC–10Co硬质合金的硬度均达到最大值，分别为HV30 1941和HV30 1838。在烧结温度和VC含量一定的情况下，试样的断裂韧性随着Co含量的增加而增加，试样的硬度随着Co含量的增加而减小。Abstract:The WC–xVC composite powders were synthesized by two-step carbothermal reduction process, and the WC–Co–VC cemented carbides with different mass fraction of Co (6% and 10%) were prepared by vacuum sintering method using the WC–xVC composite powders as the raw materials. The effect of sintering temperature (
1420 ℃,1440 ℃, and1460 ℃) on the densification process of the cemented carbides was studied. Meanwhile, the effects of Co and VC content on the grain size, hardness, and fracture toughness of the WC samples were investigated. The experimental results show that the relative density of the alloys increases with the increase of sintering temperature. When the sintering temperature is1460 ℃, the relative density of each sample is greater than 98.5%. With the increase of VC addition amount, the average grain size of WC decreases, which leads to the increase of hardness and the decrease of fracture toughness. When the VC mass fraction is 6%, the hardness of the WC–6Co cemented carbides and the WC–10Co cemented carbides reaches the maximum as HV30 1941 and HV30 1838, respectively. In addition, under the certain condition of sintering temperature and VC content, the fracture toughness of the samples increases with the increase of Co content, and the hardness of the samples decreases. -
WC–Co硬质合金具有优异的硬度、韧性以及良好的耐腐蚀性，被广泛应用于航空航天、军工、采矿等领域[1−4]。晶粒尺寸是影响WC–Co合金力学性能的重要因素之一，合金硬度随晶粒尺寸的减小而增大[4]。通常，随着硬度的增加，断裂韧性会降低，而当晶粒减小到超细/纳米尺寸时，硬度和断裂韧性同时增强[5]。对于传统的液相烧结，晶粒的生长难以控制[6−7]，通过弱化晶粒的溶解–沉淀过程来抑制晶粒的生长十分关键。目前，加入晶粒生长抑制剂是抑制晶粒长大的一种常用而有效的方法。稀土氧化物（La2O3、CeO2、Y2O3等）和难熔金属碳化物（VC、Cr3C2、Mo2C、TiC、NbC等）是常见的晶粒生长抑制剂[8−16]。Cai等[8]发现纳米CeO2的抑制效果优于微米CeO2，并且当纳米CeO2质量分数为0.4%时，WC–10Co合金表现出最佳的力学性能。Li等[9]合成了不同含量La2O3的超细晶WC–10Co合金，WC–10Co–0.8La2O3具有最高的断裂韧性（13.44 MPa·m1/2）和硬度（HRA 91.8）。Yang等[10]以W–Y2O3复合粉为原料，采用放电等离子烧结法制备了WC–8Co–0.5Y2O3合金，当烧结温度为
1250 ℃时，合金的硬度和韧性分别为HV5 2004和11.97 MPa·m1/2。Deng等[11]研究了不同稀土氧化物（La2O3、CeO2和Y2O3）对WC–10Co硬质合金性能的影响，其中CeO2抑制晶粒长大的效果最佳，WC–10Co–0.5CeO2的硬度和断裂韧性最高，分别为HV301710 和18.90 MPa·m1/2。除稀土氧化物外，难熔金属碳化物也是优异的晶粒生长抑制剂。与WC–7Co相比，WC–7Co–2NbC的硬度提高了6.4%[4]。Guo等[12]发现Mo2C不仅能提高Co相的硬度，还可以细化WC晶粒。Luo等[13]研究表明TiC可以加速WC的形核，从而有效抑制晶粒的长大。Wu等[14]探讨了Cr3C2添加量对性能的影响，当Cr3C2质量分数为0.75%时，合金的晶粒尺寸最小，为0.48 μm，且硬度高达HRA 93.23。Sun等[6]研究发现，加入适当比例的VC/Cr3C2后，合金的硬度可提高至HV30 1938，断裂韧性可达16.34 MPa·m1/2。Okada和Osada[15]发现在WC/Co界面形成的(W, V)Cx膜抑制了液相烧结过程中晶粒的生长。Wang等[16]制备了晶粒尺寸为200 nm、硬度为HV30
2110 、断裂韧性为10.4 MPa·m1/2的超细WC–8Co–0.4VC–0.4Cr3C2合金。目前，研究主要集中在低VC含量（质量分数＜1%）对WC–Co硬质合金综合性能的影响，而对高VC添加量的研究较少，同时缺少VC含量对WC–VC复合粉粒度和形貌影响的研究。本文主要研究VC添加量对WC–VC复合粉形貌和粒度的影响，同时分析了高VC添加量对WC–Co基合金力学性能的影响。
1. 实验材料及方法
1.1 实验材料
实验所用原料的基本参数如表1所示。目标合金的制备包括WC–VC复合粉的制备和烧结两个阶段，其工艺流程如图1所示。首先，将WO3、V2O5和炭黑在200 r·min−1转速下球磨混合4 h，球料比为5:1。其中，炭黑与V2O5和WO3的摩尔比分别为2.5和3.5。然后，在
1100 ℃或1200 ℃的N2气氛下还原6 h。随后，根据还原产物的实际碳含量与理论碳含量的差异，将一定量的炭黑与还原粉混匀，在1300 ℃或1400 ℃的H2气氛下碳化4 h，得到WC–xVC复合粉末（x表示复合粉中VC的质量分数，x=0、2、4、6）。根据表2所示目标硬质合金的组成，将一定量的Co粉与WC–VC复合粉加入硬质合金球磨罐中湿磨4 h，以无水乙醇为球磨介质，转速为250 r·min−1，球料比为10:1，然后在250 MPa的压力下将混合物压成圆柱形生坯。最后，在真空条件下（10 Pa），将生坯加热至400 ℃并保温2 h，再继续升温至烧结温度（1420 ℃、1440 ℃和1460 ℃）保温2 h，制备得到WC–Co–VC硬质合金。表 1 原料的基本参数Table 1. Basic parameters of the raw materials原料 纯度 / % 颗粒尺寸 供应商 WO3 99.9 48.6 μm 赣州华兴钨制品有限公司 V2O5 99.6 10 目 阿法埃莎（中国）化学有限公司 Co 99.5 300 目 阿拉丁试剂（上海）有限公司 炭黑 98.5 ＜100 nm 三菱化学株式会社 ![]()
图 1 WC−Co−VC硬质合金制备过程示意图Figure 1. Preparation process diagram of the WC–Co−VC cemented carbides表 2 目标WC−Co−VC硬质合金成分及密度Table 2. Compositions and density of the target WC–Co−VC cemented carbides编号 WC–xVC质量
分数 / %Co质量
分数 / %理论密度 /
（g·cm−3）a1 94（WC–0VC） 6 14.95 b1 94（WC–2VC） 6 14.51 c1 94（WC–4VC） 6 14.09 d1 94（WC–6VC） 6 13.69 a2 90（WC–0VC） 10 14.53 b2 90（WC–2VC） 10 14.13 c2 90（WC–4VC） 10 13.75 d2 90（WC–6VC） 10 13.38 1.2 表征与检测
分别采用日本理学株式会社TTR III型X射线衍射仪（X-ray diffraction，XRD）、德国奥伯科亨蔡司SUPRA 55型扫描电子显微镜（scanning electron microscope，SEM）和能谱分析仪（energy disperse spectroscope，EDS）对产物的物相组成、微观形貌和元素分布进行表征。利用日本堀场EMIA-920V2红外碳–硫分析仪和EMGA-830氧–氮–氢分析仪检测样品的碳含量和氧含量。根据阿基米德原理测得样品密度。使用中国莱州莱洛特试验仪器有限公司HV-430SVD维氏硬度计在30 kg的载荷下测量合金的硬度，并根据裂纹长度计算断裂韧性[17−18]，如式（1）所示。
$$ {K_{{\text{IC}}}} = 0.0028\sqrt {{{\left( {{\text{HV}} \cdot P} \right)} \mathord{\left/ {\vphantom {{\left( {{\text{HV}} \cdot P} \right)} {\Sigma l}}} \right. } {\Sigma l}}} $$ (1) 式中：KIC为断裂韧性，MPa·m1/2；HV为维氏硬度，N·mm−2；P为压痕载荷，N；Σl为裂纹总长度，mm。
2. 结果与讨论
2.1 粉体制备
为了确定合适的还原温度，首先在不同温度下对WC–VC样品进行预还原实验。预还原温度为
1100 ℃和1200 ℃时，WC–6VC样品预还原粉的氧含量分别为0.97%和0.66%，如表3所示。这表明还原温度越高越有利于脱氧反应的进行，因此选择1200 ℃作为本研究的还原温度。从表3可以看出，在1200 ℃下制备的还原产物的氧含量均在0.66%以下，说明脱氧反应已基本完成。由于V2O5脱氧不完全，导致残余氧含量随VC含量的增加而增加。式（2）和式（3）的标准吉布斯自由能变化（∆GO − ）与温度的关系如图2（a）所示。从热力学角度看，在1082 ℃以下式（2）可以自发进行，而在整个温度范围（0～1600 ℃）内式（3）均可自发进行。在碳热还原过程中，式（3）的∆GO − 比式（2）的∆GO − 更负，因此式（3）更容易发生。不含VC的还原粉的含碳量为6.01%。随着VC质量分数的增加，目标产物的理论碳含量也随之增加。因此，VC含量的增加提高了还原产物的碳含量。如图2（b）所示，当温度低于1088 ℃时，由于式（6）的∆GO − 为正，因此式（6）不能自发进行；但当温度高于1088 ℃时，式（4）～式（6）的∆GO − 均为负值，表明这些反应都是可以自发进行的。为了确定最佳的碳化温度，以1200 ℃还原得到的WC–6VC样品为原料进行碳化反应预实验。当渗碳温度为1300 ℃和1400 ℃时，碳化产物氧质量分数分别为0.55%和0.21%，见表4。因此，为使碳化产物的含氧量最小，选择1400 ℃作为碳化温度。表 3 WC–VC样品还原产物的相关参数Table 3. Relevant parameters of reduction products for WC–VC samplesVC质量
分数 / %还原
温度 / ℃氧质量
分数 / %碳质量
分数 / %0 1200 0.22 6.01 2 1200 0.54 5.48 4 1200 0.62 5.69 6 1100 0.97 6.22 6 1200 0.66 6.05 ![]()
图 2 式（2）～式（6）中∆GO −与温度的关系：（a）式（2）～式（3）；（b）式（4）～式（6）Figure 2. Temperature dependence of ∆GO − for each reaction: (a) Eq. (2)~Eq. (3); (b) Eq. (4)~Eq. (6)表 4 WC−VC样品碳化产物的相关参数Table 4. Relevant parameters of carbonization products for WC−VC samplesVC质量
分数 / %理论碳质量
分数 / %碳化
温度 / ℃氧质量
分数 / %碳质量
分数 / %0 6.13 1400 0.12 6.12 2 6.39 1400 0.22 6.35 4 6.65 1400 0.23 6.61 6 6.91 1300 0.55 6.98 6 6.91 1400 0.21 6.81 $$ \mathrm{W+1/4N}_{ \mathrm{2}} \mathrm{(g)=1/2W}_{ \mathrm{2}} \mathrm{N} $$ (2) $$ \mathrm{W+C=WC}$$ (3) $$ \mathrm{V}_{ \mathrm{2}} \mathrm{O}_{ \mathrm{5}} \mathrm{+C=2VO}_{ \mathrm{2}} \mathrm{+CO(g)} $$ (4) $$ \mathrm{2VO}_{ \mathrm{2}} \mathrm{+C=V}_{ \mathrm{2}} \mathrm{O}_{ \mathrm{3}} \mathrm{+CO(g)} $$ (5) $$ \mathrm{1/5V}_{ \mathrm{2}} \mathrm{O}_{ \mathrm{3}} \mathrm{+C=2/5VC+3/5CO(g)} $$ (6) 图3为WC−VC样品还原产物和碳化产物的X射线衍射图谱。从图3（a）中可以看出，还原产物的衍射峰为WC、W2C、W和VC，随着VC含量的增加，WC衍射峰的强度明显降低，这可能是VC抑制了W的碳化反应。在图3（b）中只出现了VC和WC的衍射峰，说明所有缺碳相（W2C和W）被完全碳化形成了WC。图4为WC−VC样品还原产物和碳化产物扫描电子显微形貌。从图4可以看出，还原产物与碳化产物微观形貌基本一致，均为球形颗粒。在没有VC的情况下，还原产物中存在大量的游离碳。此外，随着VC的增加对还原产物和碳化产物的粒径影响不大。
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图 3 WC−VC样品还原产物（a）和碳化产物（b）X射线衍射图谱Figure 3. XRD patterns of the reduction products (a) and carbonization products (b) for WC−VC samples![]()
图 4 含有不同质量分数VC的WC−VC还原产物（（a）～（d））和碳化产物（（e）～（h））扫描电子显微形貌：（a）、（e）0；（b）、（f）2%；（c）、（g）4%；（d）、（h）6%Figure 4. SEM images of the reduction ((a)～(d)) and carbonization products ((e)～(h)) for WC−VC samples with different VC mass fractions: (a), (e) 0%; (b), (f) 2%; (c), (g) 4%; (d), (h) 6%2.2 烧结
所有烧结试样的X射线衍射图谱如图5所示，从图中可以看出，所有样品只存在WC和VC相的衍射峰，没有出现其他杂峰。图5（b）是WC相的主衍射峰的局部放大图，随着VC含量的增加，WC的衍射峰向大衍射角方向发生了明显的偏移。这是由于金属V的原子半径小于金属W的原子半径，VC溶解到WC中导致了晶格收缩和晶格常数减小，从而证明了(W,V)C固溶体的形成。
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图 5 烧结试样的X射线衍射图谱（a）和35.0°～36.0°的局部放大图（b）Figure 5. XRD patterns of all as-sintered samples (a) and the local magnification of 35.0°~36.0° (b)图6为烧结样品的相对密度。从图6可以看出，当烧结温度为
1420 ℃和1440 ℃时，样品的相对密度均小于97.0%；而当烧结温度为1460 ℃时，样品的相对密度均大于98.5%，这是由于温度升高可以加快晶界扩散速率，促进晶粒的重排，从而达到最紧密的排列。此外，致密化程度主要取决于液相的形成量[19]。温度升高，体系中液相含量增加，同时降低了Co的流动阻力，使更多的孔隙被液相填充，致密化程度增大。图7为
1460 ℃下烧结样品的元素分布图。从图7可以看出，未添加VC的样品中有少量异常长大的晶粒。结合元素分布图，样品中存在深色Co相和浅灰色WC相，Co元素在试样中存在富集，而V元素分布相对均匀，但是当VC含量较高时，V元素出现了团聚现象。随着VC含量的增加，样品上出现了孔洞，这可能是Co池或孔隙。在液相烧结过程中，团聚的Co颗粒不能很好地沿毛细管流动，从而形成Co池，这也会导致Co池附近出现局部缺Co现象，该区域WC晶粒的直接接触导致晶粒生长异常。此外，Co池的出现和V的团聚会使Co与WC之间的润湿性变差，不利于烧结样品的致密化，从而在一定程度上会降低材料的力学性能。而WC/Co界面处VC的存在弱化了WC晶粒之间的聚集和生长，降低了WC晶粒异常生长的可能性[20−21]。同时，VC的加入使WC晶粒呈多面化，晶粒尺寸明显减小。这是由于VC比WC更优先溶于Co中，降低了WC在Co中的溶解度，从而弱化溶解–沉淀过程的进行，抑制WC晶粒的长大[6]。另外，溶解在Co相中的V原子会阻碍W原子从一个晶粒向另一个相邻晶粒移动，从而限制晶粒的生长。据报道，大量的W可以溶解到VCx中形成(V, W)Cx相，该相在W–V–Co–C体系中是稳定的[22]，并且(V, W)Cx主要分布在沿晶界处[23]。(W, V)Cx薄膜阻止了WC晶界的迁移，达到抑制晶粒粗化和长大的目的。
图8为在
1460 ℃下烧结样品断口形貌。从图8中可以看出，添加VC后，WC的晶粒尺寸明显减小，异常长大的晶粒也减少。但是，加入VC后，由于WC的晶粒尺寸较小，在现有的实验条件下，很难获得晶界明显的扫描电子显微形貌，因此，无法准确量化晶粒度的大小。通过断口形貌图可以判断，样品a1和a2的晶粒尺寸分布范围约为0.1～2.0 μm，且a2中的大尺寸晶粒较多。而加入VC后，样品的晶粒度基本在0.5 μm以下，WC的晶粒尺寸明显得到了细化，且随着VC含量的增加，WC的晶粒尺寸变化不是很明显。此外，从图8中可以看出，样品中穿晶断裂和沿晶断裂共存，且以沿晶断裂为主。从图8（a1）和图8（a2）中可以看出，在大尺寸晶粒处容易发生穿晶断裂，且大尺寸晶粒可以容纳更多的移动位错，增加了裂纹扩展的阻力，因此样品a1和a2的断裂韧性高于其他含有VC的样品。加入VC后，WC的晶粒尺寸明显细化，在小尺寸晶粒处主要以沿晶断裂为主，从而导致断裂韧性降低。![]()
图 81460 ℃下烧结样品断口形貌图Figure 8. Fracture morphology of all as-sintered samples at1460 ℃2.3 力学性能
图9为
1460 ℃下烧结试样的维氏硬度和断裂韧性。如图9所示，在Co含量一定的情况下，随着VC添加量的增加，试样的硬度增大。当VC质量分数从0增加到6%时，WC–6Co和WC–10Co硬质合金的硬度分别提高了37.5%和39.2%。众所周知，晶粒尺寸、致密化程度和Co含量是决定合金硬度的关键因素[24−26]。硬度随晶粒尺寸的减小而增大，并且晶粒尺寸的减小会导致Co相平均自由程的减小，这有利于硬度的提高。在1460 ℃下制备的合金的相对密度均大于98.5%，几乎达到了完全致密化。因此，相对密度不是导致试样力学性能存在差异的关键因素。由于硬质相含量的降低，Co含量低的合金硬度高于Co含量高的合金，这是因为Co含量的增加促进了晶粒的溶解–沉淀过程，导致晶粒长大、硬度降低。此外，高Co试样的残余应力能得到更好的缓解，这也是硬度降低的另一个原因[27]。![]()
图 91460 ℃下烧结制备试样的维氏硬度和断裂韧性Figure 9. Vickers hardness and fracture toughness of the alloys sintered at1460 ℃在Co含量一定的情况下，样品的断裂韧性随VC含量的增加而减小。这是由于大尺寸晶粒会阻碍裂纹扩展，从而提高了断裂韧性[28−29]；而小尺寸的晶粒无法容纳更多的移动位错，这不利于韧性的提高[30]。此外，(W, V)Cx薄膜阻碍了晶界的迁移和Co相的流动，使试样中出现了一些微孔，降低了试样的相对密度，同时，Co池的形成也会使合金的断裂韧性变差[31]。由于Co的塑性变形对韧性有很大的影响，因此高Co试样的断裂韧性更优异。Co含量的增加提高了WC与Co接触的可能性，从而降低了裂纹扩展的可能性。
图10为WC–10Co基硬质合金力学性能比较。本文所制备的WC–10Co–6VC合金具有超高的硬度和良好的断裂韧性，这可能是由于自合成的高纯度超细WC–VC粉末使样品的微观结构更均匀，晶粒尺寸更细。晶粒尺寸越细小，合金的硬度越高，但是合金的断裂韧性会变差。V元素沿WC/Co界面偏析，在WC/Co界面形成(W, V)C膜，阻碍了晶界的迁移[15,23]。VC溶入Co相，减弱了晶粒的溶解–沉淀过程，抑制了晶粒的长大，导致硬度提高。但需要注意的是，合金的断裂韧性略有牺牲。文献中样品的断裂韧性相对较高，少量的晶粒抑制剂（质量分数<1%）对材料的相对密度影响不大，而质量分数6%的VC抑制了硬质合金致密化过程的进行，这对合金的力学性能是不利的。
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图 10 WC–10Co基合金力学性能比较Figure 10. Comparison of mechanical properties for the WC–10Co based alloys3. 结论
（1）两步碳热还原法制备的超细、低氧WC–xVC复合粉为烧结过程中合金的致密化提供了有利的条件。
（2）添加VC后，WC的晶粒被细化，但随着VC含量的增加，WC的晶粒度变化不是很明显。
（3）烧结温度对样品相对密度的影响最大，当烧结温度为
1460 ℃时，所有试样几乎完全致密。（4）当Co含量和烧结温度一定时，随着VC含量的增加，合金的致密化过程受到了抑制，WC的平均晶粒尺寸减小，这导致样品的硬度提高，断裂韧性降低。
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图 1 WC−Co−VC硬质合金制备过程示意图
Figure 1. Preparation process diagram of the WC–Co−VC cemented carbides
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图 2 式（2）～式（6）中∆GO −与温度的关系：（a）式（2）～式（3）；（b）式（4）～式（6）
Figure 2. Temperature dependence of ∆GO − for each reaction: (a) Eq. (2)~Eq. (3); (b) Eq. (4)~Eq. (6)
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图 3 WC−VC样品还原产物（a）和碳化产物（b）X射线衍射图谱
Figure 3. XRD patterns of the reduction products (a) and carbonization products (b) for WC−VC samples
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图 4 含有不同质量分数VC的WC−VC还原产物（（a）～（d））和碳化产物（（e）～（h））扫描电子显微形貌：（a）、（e）0；（b）、（f）2%；（c）、（g）4%；（d）、（h）6%
Figure 4. SEM images of the reduction ((a)～(d)) and carbonization products ((e)～(h)) for WC−VC samples with different VC mass fractions: (a), (e) 0%; (b), (f) 2%; (c), (g) 4%; (d), (h) 6%
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图 5 烧结试样的X射线衍射图谱（a）和35.0°～36.0°的局部放大图（b）
Figure 5. XRD patterns of all as-sintered samples (a) and the local magnification of 35.0°~36.0° (b)
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图 8
1460 ℃下烧结样品断口形貌图Figure 8. Fracture morphology of all as-sintered samples at
1460 ℃![]()
图 9
1460 ℃下烧结制备试样的维氏硬度和断裂韧性Figure 9. Vickers hardness and fracture toughness of the alloys sintered at
1460 ℃![]()
图 10 WC–10Co基合金力学性能比较
Figure 10. Comparison of mechanical properties for the WC–10Co based alloys
表 1 原料的基本参数
Table 1 Basic parameters of the raw materials
原料 纯度 / % 颗粒尺寸 供应商 WO3 99.9 48.6 μm 赣州华兴钨制品有限公司 V2O5 99.6 10 目 阿法埃莎（中国）化学有限公司 Co 99.5 300 目 阿拉丁试剂（上海）有限公司 炭黑 98.5 ＜100 nm 三菱化学株式会社 
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表 2 目标WC−Co−VC硬质合金成分及密度
Table 2 Compositions and density of the target WC–Co−VC cemented carbides
编号 WC–xVC质量
分数 / %Co质量
分数 / %理论密度 /
（g·cm−3）a1 94（WC–0VC） 6 14.95 b1 94（WC–2VC） 6 14.51 c1 94（WC–4VC） 6 14.09 d1 94（WC–6VC） 6 13.69 a2 90（WC–0VC） 10 14.53 b2 90（WC–2VC） 10 14.13 c2 90（WC–4VC） 10 13.75 d2 90（WC–6VC） 10 13.38
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表 3 WC–VC样品还原产物的相关参数
Table 3 Relevant parameters of reduction products for WC–VC samples
VC质量
分数 / %还原
温度 / ℃氧质量
分数 / %碳质量
分数 / %0 1200 0.22 6.01 2 1200 0.54 5.48 4 1200 0.62 5.69 6 1100 0.97 6.22 6 1200 0.66 6.05
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表 4 WC−VC样品碳化产物的相关参数
Table 4 Relevant parameters of carbonization products for WC−VC samples
VC质量
分数 / %理论碳质量
分数 / %碳化
温度 / ℃氧质量
分数 / %碳质量
分数 / %0 6.13 1400 0.12 6.12 2 6.39 1400 0.22 6.35 4 6.65 1400 0.23 6.61 6 6.91 1300 0.55 6.98 6 6.91 1400 0.21 6.81
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1. 刘璇，龙本夫，王玥，竭正强，池水清. Cr_3C_2及VC对不同碳含量的WC-6%Co细晶硬质合金磁性能的影响. 硬质合金. 2024(05): 361-368 . 
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