w(Co)/w(Ni)对Ti(C,N)基金属陶瓷高温氧化和耐腐蚀性能的影响

时间：2024-08-31

刘毅，张鹛媚，康希越，吝楠，颜焰，邱嵩，黄建华，贺跃辉

(1. 美奢锐新材料有限公司，成都 610000；2. 中南大学粉末冶金研究院国家重点实验室，长沙 410083；3. 湖南大学材料科学与工程学院，长沙 410083)

Ti(C,N)基金属陶瓷是在TiC基金属陶瓷基础上发展起来的一种具有高强度、高硬度和高热导率以及优良的耐磨损和耐高温性能的新型金属陶瓷材料[1−2]，在高速高效切削用刀具上得到广泛应用[3]。金属陶瓷切削刀具的实际使用中，刀具以较大进给量与切削工件高速摩擦，使得材料处于大载荷高温和切削水溶液不断冲蚀的工作环境中。根据以往研究报道[4]，在腐蚀环境下，由于金属相与陶瓷相之间存在着巨大的腐蚀电位差，而陶瓷相具有高的化学稳定性，因而金属相发生优先腐蚀而暴露出陶瓷相骨架，使得陶瓷相与腐蚀液的接触面积增加，提高了材料的腐蚀速率。在高温环境下，由于金属陶瓷材料中含有多种元素及化合物，当高温和氧气同时作用时材料表面会形成不同的氧化物，且部分氧化物的结构疏松，使得氧化腐蚀逐渐深入材料内部，导致材料失效报废。因此，为了提高金属陶瓷刀具材料的应用潜力和竞争力，需要进一步提高其耐腐蚀性能和高温抗氧化性能。改变材料的相组成是提高材料耐腐蚀性能的最常用方法。MSNOJ KUMAR 等[4]研究了添加碳化物(WC、NbC、TaC 和HfC等)的TiC-20%Ni金属陶瓷材料在浓度为0.2mol/L的 H2SO4溶液中的电化学腐蚀行为，结果表明添加WC、NbC和TaC的金属陶瓷电化学腐蚀过程中显示出明显的活化–钝化行为，且具有2个钝化区，而添加HfC的材料在电化学腐蚀过程中钝化现象很微弱。XIONG等[5−7研究了添加Cr3C2、Mo2C和WC的Ti(C,N)基金属陶瓷在HNO3溶液中的耐腐蚀性能，结果表明Cr3C2和Mo2C的添加能显著提高材料的耐腐蚀性能，但添加WC会使其腐蚀速率提高，耐腐蚀性能下降。ZHANG等[8]分别采用Ti(C,N)，TiC和TiN为原料制备的Ti(C,N)基金属陶瓷，在酸性和碱性条件下都表现出优异的耐腐蚀性能。在腐蚀过程中，粘结相因优先被腐蚀而受到极度关注，目前已有报道通过采用Ni3Al金属间化合物[9−10]或采用部分 Cr替代 Ni形成 Ni-Cr合金[11−12]作为粘结相等方式来改善 Ti(C,N)基金属陶瓷的耐腐蚀性能，粘结相经强化后，耐腐蚀性能显著提高。采用金属间化合物 Ni3Al作为粘结相，在800~1 000 ℃的高温氧化环境下 Ni3Al发生氧化形成NiAl2O4，从而抑制氧化的深入，提高金属陶瓷材料的高温抗氧化性能[9]，同时，在腐蚀液中由于 Ni3Al会发生氧化反应从而形成钝化膜，使材料的耐腐蚀性显著提高[10]。PALVAREDO[13]以Fe为粘结相制备的TiC基金属陶瓷，由于氧化过程中自保护层的生成而使材料具有高的抗氧化性能，经热处理后，材料的抗氧化腐蚀性能进一步增强。在复杂工况下应用时，金属陶瓷材料在保证强硬性的前提下，还需要足够的耐腐蚀和抗高温氧化性能，才能满足实际应用的要求。保证 Ti(C,N)基金属陶瓷材料强硬性的关键在于粘结相的强韧性及粘结相和硬质相两相间的结合强度，以往的研究[1,14−15]证明，采用复相金属粘结相Co-Ni制备的金属陶瓷材料具有更均匀的显微组织结构和更优异的综合力学性能，这主要是源于 Co对陶瓷相的润湿性好及 Co的添加能够降低钛在镍中的固溶性从而稳定碳氮化物。对金属陶瓷材料的耐腐蚀性能的研究中腐蚀溶液往往以 H2SO4和 HNO3为主，HNO3溶液对TiN具有更大腐蚀倾向，从而使得材料基体上的 TiN相优先发生溶解脱落[16]。本文作者以Co和Ni作为粘结相制备Ti(C,N)基金属陶瓷，以浓度为0.2 mol/L的H2SO4溶液作为腐蚀介质，对材料进行浸泡腐蚀和电化学腐蚀试验，并在静态空气中于600 ℃和900 ℃下进行高温氧化腐蚀性能测试，研究具有不同的 Co与Ni含量比(w(Co)/w(Ni))的金属陶瓷材料的高温氧化行为与在酸性水溶液中的腐蚀行为，以期在保证Ti(C,N)基金属陶瓷力学性能的同时，提高其抗氧化性能和耐腐蚀性能。研究结果对于Ti(C,N)基金属陶瓷材料的制备和应用具有重要意义。

1 实验

1.1 金属陶瓷的制备

表1所列为实验所用原料粉末及其相关参数。所有粉末均由湖南省株洲市昊坤公司提供。采用传统粉末冶金法制备不同Co与Ni含量比(即w(Co)/w(Ni))的Ti(C,N)基金属陶瓷材料，表2所列为金属陶瓷的原料配比。

表1 原料粉末的相关参数和规格Table 1 Detailed informations of initial powder

表2 Ti(C,N)基金属陶瓷的原料配比Table 2 Compositions of Ti(C,N)-based cermets withdifferent w(Co)/w(Ni) ratios

Ti(C,N)基金属陶瓷的制备过程如下：首先按照表2数据精确称取原料粉末，放入球磨罐中，添加4%(质量分数)的石蜡作为成形剂，再在球磨罐中放入直径为8 mm的WC-8%Co硬质合金球，球料质量比为5:1，加入无水乙醇作为球磨介质，在行星式球磨机上球磨。球磨转速为60 r/min，球磨时间为48 h。将球磨后的粉末在真空烘箱内80 ℃温度下保温4 h烘干，再过100目细筛，得到大小均匀、粒度小于2 μm的混合粉末；混合粉末在150 MPa压制压力下单向压制成尺寸为30 mm×5 mm×5 mm的条状生坯；最后采用固相预烧结和低压液相烧结相结合的烧结工艺，在真空气压炉中进行烧结。具体烧结工艺如下：成形坯在真空环境下以5 ℃/min的升温速率升至550 ℃，保温2 h，以去除其中的成形剂，随后以3 ℃/min的升温速率升至1 350 ℃，保温2 h，使各元素之间充分扩散并发生固相反应，接着以同样的升温速率升至1 450 ℃，保温1 h，然后通入氩气至5 MPa低压烧结2 h，最后随炉冷却至室温，得到Ti(C,N)基金属陶瓷材料样品。

对金属陶瓷样品进行粗磨、精磨和抛光，使其表面精度达到0.8 μm以下，用无水乙醇超声清洗5 min后吹干，利用扫描电镜(Quanta 250 FEG)观察材料的显微组织，用荧光光谱仪测量材料中各元素的含量，获得Co与Ni的真实含量比。

1.2 性能测试

1.2.1 力学性能

将金属陶瓷样品的每个面进行粗磨、精磨至表面粗糙度低于1 μm，利用万能试验机，采用三点弯曲法测试抗弯强度，跨距为 14.5 mm，横梁下降速度为0.5 mm/s。用维氏硬度计测试材料的硬度(HV)，载荷为294 N，保压时间为10 s。

1.2.2 耐腐蚀性能

采用电火花线切割的方法将烧结后的长条状金属陶瓷样品切割成尺寸为10 mm×5 mm×5 mm的小块体若干，用于耐腐蚀性能和抗高温氧化性能测试。

将小块体的每个面进行精磨抛光至表面粗糙度0.8 μm以下，然后在无水乙醇溶液里超声清洗5 min，吹干后称量原始质量 m0。配制浓度为 0.2 mol/L的H2SO4溶液作为腐蚀液，按照JB/T7901—1999实验方法[17]，将金属陶瓷样品放入干净的玻璃瓶内，注入50 mL腐蚀液，拧紧密封瓶盖，置于室内，每隔24 h取出样品，清洗、干燥，称量和记录质量mi，并更换腐蚀溶液。共腐蚀120 h，计算样品总的质量损失率和质量损失速率。

取金属陶瓷小块体，精抛尺寸为 10 mm×5 mm的1个工作面，用绝缘橡胶包裹住其余表面，用无水乙醇超声清洗、吹干。以该样品作为工作电极，铂电极作为辅助电极和甘汞参比电极，在电化学工作站(CHI660d)中进行电化学腐蚀试验。首先测试试样的开路电位，然后测试动电位极化曲线，取开路电位±1 V作为电压区间，扫描速率为1 mV/s。为保证实验结果的准确性，每组成分的材料取3个样品进行实验。对所得动电位极化曲线的 Tafel区进行拟合，计算材料的自腐蚀电压(Ecorr)和自腐蚀电流密度(Jcorr)。用扫描电镜观察电化学腐蚀后的样品形貌。

1.2.3 高温抗氧化性能

将金属陶瓷小块体的每个面进行粗磨、精磨和抛光，使其表面粗糙度小于1 μm，超声清洗、吹干，称量并记录原始质量0m′，再将样品置于坩埚中，分别在600 ℃和 900 ℃的马弗炉里进行高温氧化，每隔 1 h取出样品，冷却后称量质量mj，总的高温氧化时间为10 h。为了保证实验的准确性，每组成分的材料重复实验3次。在扫描电镜下观察高温氧化后的样品表面与截面形貌，并用X射线能谱仪(EDS)对腐蚀表面元素进行分析。

2 结果与讨论

2.1 显微组织

表 3所列为 Ti(C,N)基金属陶瓷的荧光光谱分析结果。从表3看出，实际的Co与Ni的含量与设定含量几乎一致，说明烧结过程中没有产生金属相的大量损失。Co含量略微偏高，可能是球磨过程中由硬质合金球引入的。图1所示为金属陶瓷的SEM形貌。由图可见所有 Ti(C,N)金属陶瓷都表现出明显的核壳结构，即黑色核相和灰色壳相；EDS分析结果表明黑色核相的成分为Ti(C,N)，该相是保留下来的原始Ti(C,N)颗粒；壳相有2种存在形态，分别为内环相和外环相(见图1(b))，内环相为富W的复杂碳氮化物固溶体，在固相烧结过程通过元素的扩散在 Ti(C,N)颗粒表面形成固溶体，外环相为富W、Mo的复杂碳氮化物固溶体，是在液相烧结过程中通过固溶析出机制在Ti(C,N)颗粒表面以固溶体的形式析出而形成的；核相和壳相形成的核壳结构为陶瓷相，主要为材料提供硬度。Ti(C,N)晶粒均匀分布，图1(e)所示为以纯Ni为粘结相的金属陶瓷 T5的显微形貌，相较于其它样品，T5中灰色相所占比例最大且与粘结相之间没有明显界限，这说明Ni与碳化物之间相互固溶形成了均匀的复杂固溶体；黑色核相的尺寸均匀细小，分布零散。EDS结果表明白色环相为富 W 的复杂碳氮化物固溶体，根据文献报道，该固溶体相是在固相烧结过程中通过元素扩散而形成的[2,18]。当加入少量Co时，材料的显微组织发生巨大的改变，与T5相比，w(Co)/w(Ni)为3/7的T4中，黑色相所占比例显著提高(图1(d)所示)，环相变薄，陶瓷相晶粒尺寸的离散性增加，并且部分陶瓷颗粒没有完全被环形相包裹，如图1(d)中箭头所示。以纯 Co为粘结相的金属陶瓷 T1(图 1(a)所示)，有明显的白色不规则相存在，核相尺寸较大，其周围包覆的环形相较厚，部分核相周围包覆着白色内环和灰色外环两层环形相，这是由于金属 Co对于陶瓷相有良好的润湿性，在烧结过程中固液两相接触面积大，固溶析出过程进行得较充分，从而形成较厚的环形相。与T1相比，添加少量Ni的T2中(w(Co)/w(Ni)为 7/3，图 1(b)所示)，陶瓷相颗粒明显细化，不规则白色相增多，通过能谱分析可知白色相的主要成分为W和Ti，存在少量Co和Mo，表明该相为富W碳化物固溶体，为烧结过程中Ti、Mo等元素扩散进入WC相中形成的富钨碳化物固溶体，同时在T2中黑芯–白色内环–灰色外环结构的数量增多。图1(c)所示为Co和Ni以等比例添加(即w(Co)/w(Ni) =1)的金属陶瓷T3的显微组织，可见陶瓷颗粒大小均匀且被环形相包覆的程度较高，具有较多的黑芯–白色内环–灰色外环结构存在(如图1(c)中箭头所示)，该结构的形成过程分为2个阶段，首先在固相烧结阶段，没有液相形成，随温度不断升高，元素扩散愈加剧烈，W、Mo、Ti元素相互扩散使得Ti(C,N)颗粒表面溶入W、Mo元素而形成一层白色的富W复杂碳氮化物环形相，当温度继续升高达到粘结相的液相形成温度后，液相开始流动，填充空隙并包裹硬质相颗粒，各元素通过固溶–析出机制在硬质相周围形成一层复杂的碳氮化物固溶体环形相，在背散射电子像下其颜色为灰色；在整个烧结阶段形成双环相，即构成显微组织中的黑芯–白色内环–灰色外环结构。综合比较不同成分粘结相的金属陶瓷的组织可看出，T3的核壳结构最均匀且所占比例最高，同时环相对核相的包覆程度最高，该形貌源于合适的w(Co)/w(Ni)比，使得粘结相具有良好的润湿性来充分填充到颗粒间的缝隙中，同时也具有良好的固溶性以促进固溶析出过程的进行，从而促进环形相的形成。

表3 Ti(C,N)基金属陶瓷的荧光光谱分析结果Table 3 The analysis result of fluorescence spectrums of Ti(C,N)-based cermet

图1 Ti(C,N)基金属陶瓷的SEM背散射形貌和EDS能谱分析结果Fig.1 SEM microstructures and EDS analysis of Ti(C,N)-based cermets(a), (b), (c), (d), (e) SEM images of T1, T2, T3, T4 and T5, respectively;(f), (g), (h), (i) EDS results of spectrum 1 (core phase), spectrum 2 (binder phase), spectrum 3 (rim phase),spectrum 4 (rim phase), respectively

2.2 力学性能

图2所示为不同w(Co)/w(Ni)比值的金属陶瓷抗弯强度和硬度。由图可见，随Co含量减少，即w(Co)/w(Ni)比值降低，Ti(C,N)基金属陶瓷的抗弯强度先上升后下降，w(Co)/w(Ni)为1的材料抗弯强度达到最大值，为1 749 MPa。这是因为随w(Co)/w(Ni)比值降低(即镍含量增加)，硬质相尺寸的均匀化和粘结相的固溶强化作用使得金属陶瓷的抗弯强度提高，然而过高Ni含量会使材料的环形相变厚，并使金属与陶瓷两相间的润湿性下降，从而导致材料强度下降。从图2可见材料的硬度随Ni含量增加而降低。从图1可知，Ni含量增加会促使更多的元素固溶进粘结相中，使得硬质相的比例降低，因此材料硬度随之降低。

2.3 浸泡腐蚀

图 3所示为 Ti(C,N)基金属陶瓷在浓度为 0.2 mol/L的H2SO4溶液中浸泡腐蚀120 h后的SEM背散射形貌与质量损失量。从图 3(f)可知，质量损失量最小的是Co与Ni为等比例的T3，腐蚀最严重的是用纯Co作为粘结相的T1，T1的质量损失量约为T3的7倍，分别为0.009 5%和0.0014%。Ni是一种耐腐蚀性很强的粘结剂，在Ti(C,N)基金属陶瓷中加入Ni后，材料的耐腐蚀性显著提升，所以含有Ni的金属陶瓷的耐腐蚀性明显优于粘结相为纯Co的试样。

据文献报道，Ti(C,N)基金属陶瓷的腐蚀行为包括2个方面[6]，一方面是粘结相在溶液中溶解，另一方面是碳化物在氧化性溶液中氧化。从图3(a)~(e)可见，金属陶瓷被腐蚀后表面出现微孔，这些微孔是表面粘结相溶解脱落后留下的。有研究指出[19]，Ti(C,N)基金属陶瓷的腐蚀是由陶瓷相和金属相共同决定的，脆性陶瓷相的断裂以及塑性金属相的塑性变形和挤压脱落都是材料受到侵蚀时的失效形式；材料组织均匀性提高和强硬性增加都能使其耐腐蚀性能增强；金属元素在粘结相中的固溶对增强粘结相的耐腐蚀性能起重要作用。粘结相中固溶的元素含量越高，粘结相的抗腐蚀能力越强[20−21]。在低浓度H2SO4溶液中浸泡腐蚀120 h不会造成腐蚀表面所有粘结相剥落，也不会导致碳化物全部氧化，因此可以通过观察腐蚀后的表面来分析材料的腐蚀机制。从图 3(a)看出，以纯钴作为粘结相的T1，其粘结相及部分环相和硬质相都发生了严重腐蚀，许多颗粒已经失去原有的核壳结构形貌，这是由于在固相烧结中元素通过相互扩散形成的环形相中固溶的元素量较少而易被腐蚀。相对于 T1来说，加入Ni元素后，材料的耐腐蚀性能显著提高，腐蚀微坑以及环形相的腐蚀都有所降低，腐蚀表面颗粒仍然保留核壳结构的形貌，说明粘结相和环形相固溶程度增强极大地提高了材料的耐腐蚀性能。图 3(b)所示为 T2经H2SO4溶液腐蚀后的表面形貌，腐蚀后的表面与腐蚀前没有太大差异，只有部分粘结相溶解后留下的微孔，并且大部分不规则白色WC固溶相也没有发生腐蚀；从图3(d)看出T4表面经腐蚀后出现了大量大小不一的微孔，主要为粘结相溶解留下的微孔和小尺寸陶瓷相在无周围粘结相把持后脱落形成的微孔；此外，从图3(c)和(e)所示T3和T5的腐蚀表面形貌看出二者的腐蚀均以粘结相的腐蚀为主，核壳结构完好，未受腐蚀影响。

2.4 电化学腐蚀

图3 Ti(C,N)基金属陶瓷在H2SO4溶液中浸泡腐蚀120 h后的SEM形貌和质量损失量Fig.3 SEM microstructures and mass loss of Ti(C,N)-based cermets immersed in H2SO4 solution for 120 h(a), (b), (c), (d), (e) SEM images of T1, T2, T3, T4 and T5, respectively; (f) Mass loss

图 4(a)所示为不同 w(Co)/w(Ni)比例的 Ti(C,N)基金属陶瓷在0.2 mol/L的硫酸溶液(25 ℃)中的动电位极化曲线，表4所列为极化曲线的拟合结果。从表4可知，当w(Co)/w(Ni)≤1时，材料的自腐蚀电流密度明显降低，说明材料的耐腐蚀性显著提高，其中 T3具有最大的腐蚀电位，为−0.1446 V，其自腐蚀电流密度最小，仅为3.356 6×10−7A/cm2，表明T3中金属的溶解速率最小，材料的耐腐蚀性能最好；T1的自腐蚀电流密度为1.112 5×10−6A/cm2，腐蚀溶解速率最快，耐腐蚀性能最差。通过图 4(a)可更直观地比较各试样的耐腐蚀性能，测试结果与浸泡腐蚀实验结果一致，进一步证明Co与Ni的含量比对Ti(C,N)基金属陶瓷耐腐性能的影响机制。

从图 4(a)看出，随电位逐渐增加，阳极极化曲线出现明显的钝化区。T1出现2个钝化区，分别为Ⅰ区间段和Ⅱ区间；随着Ni的加入，阳极极化曲线发生巨大变化，其中T3的阳极极化曲线只有1个钝化区，但其钝化电位区间为T1的2个钝化区间的总和；T2的阳极曲线显示其钝化产生电位相对于 T1发生了负移，钝化区间Ⅰ和Ⅱ融合成为1个钝化区；T4和T5的阳极极化曲线的钝化行为一致，钝化电位区间为图中的Ⅲ区间，比T1和T2的钝化电位区间窄。以往研究表明，金属陶瓷最先出现的钝化区产生的原因为TiOx的生成，第2个钝化区可能是由于金属相的氧化和溶解造成的[4,7,11]。在粘结相含有Ni的材料中，由于部分Ti元素固溶到粘结相中，随着电位增加，固溶进粘结相中的Ti连同Ni一起发生氧化，从而使得2个钝化区结合在一起。

从图4(a)还看出，在整个电化学腐蚀过程中，T3，T4和T5的极化过程几乎一致，因此以T1和T3的电化学腐蚀形貌为例来分析材料的腐蚀机理。图4(b)和(c)所示分别为T1和T3经电化学腐蚀后的表面形貌。可见T1的表面存在许多突起颗粒和腐蚀坑，EDS分析结果表明突起的颗粒为未发生反应的Ti(C,N)颗粒，而腐蚀坑为粘结相和环形相的溶解及硬质颗粒的腐蚀和脱落所留下的，这表明在腐蚀过程中以金属相和环形相的溶解为主；T3表面除了突起颗粒和腐蚀微坑之外，还分布着疏松的小团块，这些疏松的小团块覆盖在硬质颗粒和微坑上，经EDS分析可知小团块状腐蚀产物为固溶体(Ti,W,M)(C,N)的氧化物，这种表面腐蚀产物可对减缓材料的深入腐蚀起一定作用。

2.5 抗高温氧化性能

图4 Ti(C,N)基金属陶瓷的动电位极化曲线以及T1和T3电化学腐蚀后的表面形貌与EDS分析结果Fig.4 Polarization curves and surface SEM morphologies of Ti(C,N)-based cermets after electrochemical test(a) Polarization curves of cermets; (b), (c) Surface SEM morphologies and EDS result of T1 and T3, respectively

表4 Ti(C,N)基金属陶瓷动电位极化曲线的拟合参数Table 4 The fitted electrochemical parameters of Ti(C,N)-based cermets

图5 Ti(C,N)基金属陶瓷高温氧化10 h的实验结果Fig.5 High-temperature oxidation results of Ti(C,N) based cermets for 10 h(a) Total mass gains of cermets after oxidation for 10 h at 600 and 900 ℃(inset graph is mass variation with oxidation time at 900 ℃);(b), (c), (d), (e), (f) Surface moryhology of cermets T1, T2, T3, T4 and T5 after oxidation for10 h at 900 ℃

图5 所示为Ti(C,N)基金属陶瓷高温氧化10 h后的质量损失量和表面形貌。从图5(a)看出，在600 ℃温度下氧化后，所有材料的质量增加量都不超过0.1 mg，这表明该金属陶瓷在此温度下基本上没有表现出强氧化迹象。在900 ℃下氧化10 h后质量明显增加，且不同试样间的差异明显。图 5(a)右上角的插图为900 ℃下试样的质量增加量随氧化时间的变化，总体表现为在实验开始的1 h内质量明显增加，随后趋于平缓。以纯Co为粘结相的T1，由于Co相与硬质相之间的润湿性良好，材料的致密度高，高温下氧在高致密表面扩散的速率低，因此T1的氧化速率较低；w(Co)/w(Ni)为1的T3，从图1可知其硬质相尺寸和分布较均匀，且环形相的包覆程度高，在Co和Ni的共同作用下，各元素分布均匀，从而在氧化表面产生均匀的氧化膜，可阻止快速向内部氧化，所以T1和T3的质量增加都不明显。从图 5(b)可见以纯 Co为粘结相的金属陶瓷表面存在裂纹和大量氧化后留下的硬质相骨架，如图中箭头和圆圈所示，从左下部的局部放大形貌清楚地看到材料的氧化是从硬质颗粒周围的粘结相开始；从图5(c)~(f)看出材料表面产生了大量的氧化产物，有疏松不规则小团状的，也有规则形状的，其EDS成分分析结果列于表5。从表5可知图5(c)中1点处主要为(Ti,Mo)(Co,Ni)固溶体的氧化产物，图5(d)中长梭形产物为富钨固溶体的氧化产物，同时该氧化产物有逐渐向外继续生成的趋势，图5(e)为T4的表面氧化形貌，其高倍显微形貌显示为块状氧化产物，同时还零散地分布着疏松结构的团块(3点处)，该氧化产物为WOx，T5表面(图5(f)所示)分布着大量小的块状突起，从其放大图上看出以小块状平面为基底，上部零散地分布着中央凹陷的饼状和疏松团状的氧化产物，成分分析结果显示该疏松团状产物(如 4点处)为(Ti,W) Ni固溶体的氧化产物。

表5 图5中金属陶瓷表面900 ℃高温氧化产物的EDS分析结果Table 5 EDS analysis of oxidation products in Fig.5(mass friction, %)