郭巨華，李彬，何人桂，汪建英，婁嘉，劉艷軍，李詠俠，楊海林

(1.中南大學(xué) 粉末冶金國(guó)家重點(diǎn)實(shí)驗(yàn)室，長(zhǎng)沙 410083；2.贛南師范大學(xué) 化學(xué)化工學(xué)院，贛州 341000；3.湘潭大學(xué) 材料科學(xué)與工程學(xué)院，湘潭 411105；4.湖南博云東方粉末冶金有限公司，長(zhǎng)沙 410083)

硬質(zhì)合金是以難熔金屬碳化物為基體，金屬Co、Cr、Ni、Mo、Fe等為黏結(jié)劑，采用粉末冶金法制備的一種合金材料[1-2]。WC-Co硬質(zhì)合金由于具有高硬度和良好的耐磨性能，廣泛應(yīng)用于切削刀具、地質(zhì)勘探、采礦、石油鉆探和模具制造等領(lǐng)域[3-4]。制備WC-Co硬質(zhì)合金時(shí)，通常先采用干磨或者在汽油、乙醇介質(zhì)中濕磨等方法[5]制備WC-Co混合料。球磨會(huì)導(dǎo)致WC顆粒內(nèi)較高的應(yīng)變，這種高的殘余應(yīng)力，在燒結(jié)過(guò)程中易誘導(dǎo)WC晶粒異常生長(zhǎng)，對(duì)硬質(zhì)合金的力學(xué)性能產(chǎn)生不利影響[5]?；瘜W(xué)包覆法[6]通過(guò)化學(xué)反應(yīng)將Co等黏結(jié)相包覆在WC顆粒表面，得到黏結(jié)劑均勻分布的WC-Co復(fù)合粉末。與球磨法制備的WC-Co混合料相比，化學(xué)包覆法制備的復(fù)合粉末具有WC粉末表面缺陷少、粒度可控和黏結(jié)相分布均勻的特點(diǎn)，因此可制備致密度高、結(jié)構(gòu)缺陷少、性能優(yōu)異的硬質(zhì)合金[7]。

近年來(lái)硬質(zhì)合金在流體混合器、鉆具和噴嘴等領(lǐng)域的應(yīng)用逐漸增多，服役工況多在較強(qiáng)的化學(xué)腐蝕環(huán)境中，合金易腐蝕和磨損，傳統(tǒng) WC-Co合金的性能難以滿足服役需求。鉬(Mo)具有良好的耐腐蝕性能、較好的導(dǎo)熱導(dǎo)電性能，以及高熔點(diǎn)、高強(qiáng)度、低線膨脹系數(shù)等特性[8-9]，常作為添加劑用于改善硬質(zhì)合金的綜合性能。研究表明，與Y2O3、Cu、Mo2C等添加劑相比，在WC-6Co硬質(zhì)合金中添加適量Mo可有效細(xì)化WC晶粒并提高合金的耐腐蝕性能[10]。通過(guò)球磨向WC-Co硬質(zhì)合金中引入Mo，能抑制燒結(jié)過(guò)程中WC的溶解-析出，使 WC晶粒細(xì)化，從而提高合金的相對(duì)密度和斷裂韌性[11]。但Mo含量過(guò)高會(huì)導(dǎo)致硬質(zhì)合金的致密度、硬度、耐磨性能和耐腐蝕性能下降[10-12]。因此確定合適的 Mo含量對(duì)獲得綜合性能優(yōu)良的WC-Co硬質(zhì)合金至關(guān)重要。本文采用化學(xué)包覆法制備WC-(8Co,2Ni)-xMo復(fù)合粉末，再通過(guò)真空燒結(jié)制備WC-(8Co,2Ni)-xMo硬質(zhì)合金。分析前驅(qū)體、復(fù)合粉末與合金的微觀形貌與物相組成，研究Mo對(duì)WC-(8Co,2Ni)硬質(zhì)合金顯微組織、力學(xué)性能和耐腐蝕性能的影響，研究結(jié)果對(duì)于進(jìn)一步提高WC-(8Co,2Ni)硬質(zhì)合金的綜合性能具有指導(dǎo)意義。

1 實(shí)驗(yàn)

1.1 原料

實(shí)驗(yàn)所用原料為 WC 粉末、乙酸亞鈷(C4H6CoO4·4H2O)、乙酸鎳(C4H6NiO4·4H2O)、草酸(H2C2O4·2H2O)和鉬酸銨(NH4)6Mo7O24·4H2O)等。其中，WC粉末由廈門(mén)金鷺特種合金有限公司生產(chǎn)，費(fèi)氏粒度為 2.0 μm，w(WC)≥99.5%，w(C)為 6.13%。乙酸亞鈷、乙酸鎳和草酸均為國(guó)藥控股股份有限公司生產(chǎn)，w≥99.5%。鉬酸銨由西隴化工股份有限公司生產(chǎn)，純度(質(zhì)量分?jǐn)?shù))≥99.0%。

1.2 樣品制備

1.2.1 WC-(8Co, 2Ni)-xMo復(fù)合粉末制備

首先將 33.8 g乙酸亞鈷和 8.7 g乙酸鎳溶解在1 986 mL無(wú)水乙醇中制備4組無(wú)水乙醇鹽溶液。向4組無(wú)水乙醇鹽溶液中分別加入90.0、89.5、89.0和88.5 g WC粉末，50 ℃下連續(xù)攪拌、超聲震蕩，以確保WC粉末分散良好。隨后向溶液中倒入250 mL濃度為0.8 mol/L的草酸-乙醇混合液，待充分反應(yīng)后，抽濾，置于真空箱中 100 ℃干燥，得到 A、B、C、D共 4組 WC-MC2O4·2H2O (M=Co、Ni)粉末。將這 4 組粉末分別與0、0.9、1.8、2.8 g鉬酸銨混合，置于4個(gè)燒杯中，各加入300 mL去離子水，在100 ℃油浴中連續(xù)攪拌至燒杯中的水蒸發(fā)殆盡，得到 WC-(8Co,2Ni)C2O4·2H2O-x(NH4)6Mo7O24·4H2O 前驅(qū)體粉末。然后用管式電阻爐，在氫氣氣氛下，溫度和時(shí)間分別為880 ℃和2 h條件下還原前驅(qū)體粉末，得到WC-(8Co,2Ni)-xMo(x=0, 0.5%, 1.0%, 1.5%)復(fù)合粉末。

1.2.2 WC-(8Co, 2Ni)-xMo硬質(zhì)合金的制備

在WC-(8Co, 2Ni)-xMo復(fù)合粉中加入1.5%(質(zhì)量分?jǐn)?shù))石蠟，采用湘潭江麓精密機(jī)械有限公司的壓制設(shè)備(型號(hào)為PS21)，在200 MPa單軸壓力下模壓成形。將壓坯在脫脂-燒結(jié)一體爐內(nèi)500 ℃脫脂50 min，然后在1 450 ℃燒結(jié)60 min，得到塊體硬質(zhì)合金樣品。按照GB/T 3851—2015標(biāo)準(zhǔn)，制備尺寸為20 mm×6.5 mm×5.25 mm 的 B型抗彎強(qiáng)度試樣和尺寸為 10 mm×10 mm×10 mm的金相樣品。

1.3 組織與性能表征

分別采用 LECO CS-600碳硫分析儀、LECO TCH-600氮?dú)溲趼?lián)合測(cè)定儀測(cè)定 WC粉末和WC(Co,Ni)-Mo復(fù)合粉的碳含量和氧含量，用 Varian AA240FS火焰原子吸收光譜儀測(cè)定復(fù)合粉的 Co、Ni和Mo含量。按照國(guó)標(biāo)GB/T 3488—2018《硬質(zhì)合金—顯微組織的金相測(cè)定》制備合金金相樣品，采用Leica DM4000 M金相顯微鏡觀察硬質(zhì)合金的顯微組織。通過(guò)Quanta FEG 250掃描電鏡對(duì)復(fù)合粉末和硬質(zhì)合金的顯微組織和形貌進(jìn)行表征。利用Image J軟件，使用截距法對(duì)硬質(zhì)合金截面的晶粒尺寸進(jìn)行測(cè)量和統(tǒng)計(jì)，每個(gè)截面統(tǒng)計(jì)的晶粒數(shù)為500。通過(guò)Rigaku D/max 2550型 X射線衍射儀分析粉末與硬質(zhì)合金的物相組成。

用500MRA洛氏硬度計(jì)測(cè)定硬質(zhì)合金的洛氏硬度(HRA)，每個(gè)試樣上測(cè)試點(diǎn)不少于5個(gè)，計(jì)算平均值。用Instron3369力學(xué)試驗(yàn)機(jī)測(cè)定合金的橫向斷裂強(qiáng)度，測(cè)量方法為三點(diǎn)抗彎法，支點(diǎn)跨距為14.5 mm，每組合金測(cè)量5個(gè)試樣，計(jì)算平均值。采用CHI 660e電化學(xué)工作站測(cè)定合金的耐腐蝕性能，所用腐蝕介質(zhì)分別為pH=1的HCl溶液和pH=13的NaOH溶液。掃描范圍為-1.0～1.0 V，電位掃描速率為 0.005 V/s。根據(jù)Tafel曲線得到自腐蝕電流密度和腐蝕電位等參數(shù)。

2 結(jié)果與討論

2.1 前驅(qū)體粉末

圖1和圖2所示分別為WC-(8Co,2Ni)C2O4·2H2O-x(NH4)6Mo7O24·4H2O前驅(qū)體粉末的SEM背散射照片和XRD譜。從圖1可知，加入鉬酸銨未對(duì)前驅(qū)體粉末形貌產(chǎn)生明顯影響；WC顆粒形貌與原料WC顆粒相近，顆粒較完整，無(wú)破碎；粉末未出現(xiàn)明顯團(tuán)聚，分散性良好。由圖2可知前驅(qū)體粉末僅含 WC和(Co,Ni)C2O4·2H2O兩相。4組粉末的WC衍射峰一致，(Co,Ni)C2O4·2H2O衍射峰也無(wú)明顯差異。由于粉末中(NH4)6Mo7O24·4H2O的含量低，在XRD譜中未觀察到明顯的衍射峰。

圖1 WC-(8Co,2Ni)C2O4·2H2O-x(NH4)6Mo7O24·4H2O前驅(qū)體粉末的SEM背散射照片F(xiàn)ig.1 SEM BSE images of WC-(8Co, 2Ni)C2O4·2H2O-x(NH4)6Mo7O24·4H2O precursor powders

圖2 WC-(8Co,2Ni)C2O4·2H2O-x(NH4)6Mo7O24·4H2O前驅(qū)體粉末的XRD譜Fig.2 XRD patterns of WC-(8Co,2Ni)C2O4·2H2O-x(NH4)6Mo7O24·4H2O precursor powders

2.2 WC-(8Co,2Ni)-xMo復(fù)合粉末

圖3和圖4所示分別為WC-(8Co,2Ni)-xMo復(fù)合粉末的SEM二次電子像和XRD譜。從圖3可見(jiàn)，WC顆粒較完整，Co、Ni、Mo顆粒細(xì)小，分布較均勻，對(duì)WC顆粒形成包覆，未出現(xiàn)團(tuán)聚現(xiàn)象。隨Mo含量增加，粉末形貌未發(fā)生明顯變化。從圖4可知，復(fù)合粉末中含有明顯的WC相和Co/Ni相，未檢測(cè)出脫碳相和氧化物等其他物相。研究表明[13-14]，Mo與C在900 ℃以下發(fā)生反應(yīng)生成Mo2C，在前驅(qū)體粉末的煅燒還原過(guò)程中，(NH4)6Mo7O24·4H2O 先發(fā)生熱分解產(chǎn)生MoO2，在 650 ℃以上 MoO2開(kāi)始發(fā)生還原反應(yīng)，至800 ℃還原反應(yīng)結(jié)束。MoO2還原成金屬 Mo，同時(shí)Mo與C反應(yīng)生成Mo2C，冷卻后保留在復(fù)合粉末中[15]。由于Mo含量低，未出現(xiàn)明顯的Mo2C衍射峰。

圖3 WC-(8Co,2Ni)-xMo復(fù)合粉末的SEM二次電子像Fig.3 SEM secondary electron images of WC-(8Co,2Ni)-xMo composite powders

圖4 WC-(8Co,2Ni)-xMo復(fù)合粉末的XRD譜Fig.4 XRD patterns of WC-(8Co,2Ni)-xMo composite powders

表1所列為WC-(8Co,2Ni)-xMo復(fù)合粉末的C、O含量。從表中看出，C含量與理論值接近，O含量低(w(O)＜0.1%)，表明在粉末制備過(guò)程中只有較少的粉末發(fā)生氧化。

表1 WC-(8Co,2Ni)-xMo復(fù)合粉末的碳氧含量Table 1 Carbon and oxygen content of WC-(8Co,2Ni)-xMo composite powders

2.3 WC-(8Co,2Ni)-xMo硬質(zhì)合金

2.3.1 顯微組織

圖5所示為WC-(8Co,2Ni)-xMo合金的金相照片。4組合金中均未觀察到明顯的孔洞，WC晶粒和黏結(jié)相均無(wú)明顯聚集，合金致密。隨 Mo含量增加，WC晶粒細(xì)化，合金組織更均勻。

圖5 WC-(8Co,2Ni)-xMo硬質(zhì)合金的金相照片F(xiàn)ig.5 Metallographs of WC-(8Co,2Ni)-Mo cemented carbide

圖6所示為WC-(8Co,2Ni)-xMo硬質(zhì)合金的XRD譜。由圖可知，合金中僅有WC和γ(Co,Ni)黏結(jié)相，未檢測(cè)出脫碳相和游離碳。加入Mo后，γ(Co,Ni)相的衍射峰發(fā)生小角度偏移，可能是因?yàn)樵跓Y(jié)過(guò)程中Mo與C反應(yīng)生成極少量的Mo2C溶解到黏結(jié)相中[15]，使黏結(jié)相的晶格發(fā)生擴(kuò)張。TROSNIKOVA等[16]在研究 Mo添加量對(duì) WC-W2C合金性能的影響時(shí)發(fā)現(xiàn)(W,Mo)C固溶體的存在，認(rèn)為這種固溶體是在液相燒結(jié)過(guò)程中液相 Mo與 C結(jié)合生成的。本研究制備的WC-(8Co,2Ni)-xMo硬質(zhì)合金，因 Mo含量少，XRD分析未檢測(cè)出(C,Mo)C固溶體相。

圖6 WC-(8Co,2Ni)-xMo硬質(zhì)合金的XRD譜Fig.6 XRD patterns of WC-(8Co,2Ni)-xMo cemented carbide

圖7所示為WC-(8Co,2Ni)-xMo硬質(zhì)合金的SEM照片，WC平均晶粒尺寸列于表2。從圖7看出，隨Mo含量增加，WC晶粒細(xì)化，與表2中的平均晶粒尺寸dWC一致。不含Mo的合金WC晶粒平均尺寸為1.6 μm。隨x從0.5增加至1.5，平均晶粒尺寸從1.3 μm減小至1.1 μm。這可能主要是由于少量(W,Mo)C在燒結(jié)過(guò)程中優(yōu)先溶于黏結(jié)相中，抑制WC在黏結(jié)相中的溶解-再析出過(guò)程，從而使晶粒細(xì)化[16-19]。

圖7 WC-(8Co,2Ni)-xMo硬質(zhì)合金的SEM形貌Fig.7 SEM micrographs showing microstructures of WC-(8Co,2Ni)-xMo cemented carbide

一般而言，硬質(zhì)合金的碳含量一定時(shí)，WC晶粒尺寸與矯頑磁力成反比，由表2看出，隨Mo含量增加，合金的矯頑磁力(HC)總體呈上升趨勢(shì)，即合金晶粒度呈下降趨勢(shì)，與所測(cè)晶粒度結(jié)果一致。從表2還發(fā)現(xiàn)，加入Mo后，鈷磁(cobalt magnetism)未出現(xiàn)明顯波動(dòng)，表明合金的碳含量無(wú)明顯變化。

2.3.2 力學(xué)性能

WC-(18Co,2Ni)-xMo硬質(zhì)合金的力學(xué)性能列于表2?？梢?jiàn)隨x從0增加至1.5，WC-(8Co,2Ni)-xMo硬質(zhì)合金的硬度(HRA)從 87.3±0.1提高至 88.3±0.2，但抗彎強(qiáng)度從(2 890±27) MPa下降至(2 560±29) MPa。合金硬度提高的原因，一方面是因?yàn)榧尤隡o后，WC晶粒細(xì)化，使得合金的硬度提高；另一方面是(W,Mo)C固溶體對(duì)黏結(jié)相的強(qiáng)化作用，使合金硬度提高。含Mo合金的抗彎強(qiáng)度下降，一是因?yàn)镸o2C硬脆相導(dǎo)致合金抗彎強(qiáng)度降低；二是因?yàn)镸o在(Co,Ni)黏結(jié)相中的溶解度有限，同時(shí)Mo對(duì)黏結(jié)相的潤(rùn)濕性較差，使得合金中產(chǎn)生一些細(xì)小孔洞，對(duì)合金的抗彎強(qiáng)度產(chǎn)生不利影響[20]。當(dāng)Mo的質(zhì)量分?jǐn)?shù)從1.0%增加到1.5%時(shí)，合金的抗彎強(qiáng)度降低較明顯。

表2 WC-(8Co,2Ni)-xMo硬質(zhì)合金的平均晶粒尺寸(dWC)、磁性能與力學(xué)性能Table 2 Average grain size (dWC), magnetic properties and mechanical properties of WC-(8Co,2Ni)-xMo cemented carbide

2.3.3 耐腐蝕性能

圖8所示為WC-(8Co,2Ni)-xMo硬質(zhì)合金在pH=1的HCl溶液中和在pH=13的NaOH溶液中的Tafel曲線，根據(jù)曲線計(jì)算出合金的自腐蝕電流密度和腐蝕電位，如表3所列。由表3可知，隨x從0增加至1.5，合金在酸性溶液中的腐蝕電位從-0.209 V上升至-0.188 V，自腐蝕電流密度從 9.74 μA/cm2降至 4.65 μA/cm2，這表明隨Mo含量增加,合金的腐蝕速率逐漸降低。在WC-(8Co,2Ni)中添加0.5%Mo(質(zhì)量分?jǐn)?shù))時(shí)，自腐蝕電流密度從9.74 μA/cm2降至 6.15 μA/cm2，降幅為36.9%，耐腐蝕性能提升幅度較大，而當(dāng)Mo的質(zhì)量分?jǐn)?shù)增加到1.0.%和1.5%時(shí)，自腐蝕電流密度降幅分別為 14.8%與 11.3%，即合金的耐腐蝕性能提高幅度減小。隨x從0增加至1.5，WC-(8Co,2Ni)-xMo硬質(zhì)合金在NaOH溶液中的電化學(xué)腐蝕電位從-0.449 V上升至-0.051 V，自腐蝕電流密度從11.71 μA/cm2降低至4.44 μA/cm2，合金的耐腐蝕性能顯著增強(qiáng)。

圖8 WC-(8Co,2Ni)-xMo硬質(zhì)合金在HCl (pH=1)和NaCl溶液(pH=13)中的動(dòng)電位極化曲線Fig.8 Tafel potentio dynamic polarization curves of WC-(8Co, 2Ni)-xMo cemented carbides in HCl solution (pH=1) (a) and NaOH solution (pH=13) (b)

圖9所示為WC-(8Co,2Ni)-xMo硬質(zhì)合金在HCl溶液中電化學(xué)腐蝕后的腐蝕表面SEM形貌。對(duì)比圖7和圖9發(fā)現(xiàn)，與未腐蝕的合金相比，腐蝕后的合金表面出現(xiàn)大量孔洞，孔洞位于黏結(jié)相的位置，即黏結(jié)相被 HCl溶液腐蝕，而 WC晶粒形貌相對(duì)完好。不含Mo的硬質(zhì)合金，黏結(jié)相被腐蝕后留下較深的孔洞，幾乎沒(méi)有黏結(jié)相殘留；含Mo合金的黏結(jié)相被腐蝕的深度變淺，表明腐蝕程度下降，即添加Mo可提高硬質(zhì)合金在酸性溶液中的耐腐蝕性能，這與動(dòng)電位極化曲線參數(shù)顯示的結(jié)果一致。

圖9 WC-(8Co,2Ni)-xMo硬質(zhì)合金在HCl溶液(pH=1)中電化學(xué)腐蝕后的表面SEM形貌Fig.9 Surface SEM micrographs of WC-(8Co,2Ni)-xMo cemented carbides after electrochemical corrosion in HCl solutions (pH=1)

圖10所示為 WC-(8Co,2Ni)-xMo硬質(zhì)合金在NaOH溶液中電化學(xué)腐蝕后的表面SEM形貌。從圖中看出，合金表面出現(xiàn)大量凹坑，依據(jù)凹坑形狀判斷為WC顆粒剝落，而黏結(jié)相相對(duì)完整。隨Mo的加入以及含量增加，合金表面凹坑的深度下降。x為1.5的合金表面還有部分WC晶粒未被腐蝕(見(jiàn)圖11(d))，表明在WC-(8Co,2Ni)硬質(zhì)合金中加入Mo可提升合金在堿性環(huán)境中的耐腐蝕性能，這與表3顯示的結(jié)果一致。

圖10 WC-(8Co,2Ni)-xMo硬質(zhì)合金在NaOH溶液(pH=13)中電化腐蝕后的表面SEM形貌Fig.10 Surface SEM micrographs of WC-(8Co,2Ni)-xMo cemented carbides after electrochemical corrosion in NaOH solutions (pH=13)

表3 WC-(8Co,2Ni)-xMo硬質(zhì)合金在HCl溶液(pH=1)和NaOH溶液(pH=13)中的動(dòng)電位極化曲線參數(shù)Table 3 Potentiodynamic polarization parameters of WC-(8Co,2Ni)-xMo cemented carbides in HCl solution (pH=1) and NaOH solution (pH=13)

由于WC-(8Co,2Ni)-xMo合金是在WC-(8Co,2Ni)的基礎(chǔ)上加入 Mo。一般情況下，在酸性環(huán)境中，碳化物的耐腐蝕性能優(yōu)于 Co、Ni。隨著腐蝕的進(jìn)行，(Co,Ni)黏結(jié)相逐漸溶解，導(dǎo)致WC晶粒脫落。本研究結(jié)果表明，在WC-(8Co,2Ni)硬質(zhì)合金中加入Mo可提高合金在鹽酸溶液中的耐腐蝕性能，有以下幾方面的原因：1) 加入 Mo元素，合金中形成少量 Mo2C和(W,Mo)C，在燒結(jié)過(guò)程中Mo2C和(W,Mo)C優(yōu)先溶于黏結(jié)相中，抑制WC在黏結(jié)相中的溶解-再析出[16-19]，使晶粒細(xì)化，同時(shí)，溶于(Co,Ni)黏結(jié)相中的Mo可抑制W在黏結(jié)相中的溶解，對(duì)FCC-(Co,Ni)起穩(wěn)定作用，提高黏結(jié)相的耐腐蝕性能，從而提升硬質(zhì)合金整體的耐腐蝕性能[21-22]。2) Mo具有良好的抑制點(diǎn)蝕作用，增強(qiáng)合金的鈍化行為[16,23]。3) 腐蝕過(guò)程中黏結(jié)相中的Mo被氧化成MoO3，附著在硬質(zhì)合金表面，起到隔離腐蝕溶液的作用，從而提高合金的耐腐蝕性能[23-25]。4) 加入 Mo可細(xì)化WC晶粒，使得WC/(Co,Ni)界面增加，也是合金耐腐蝕能力增強(qiáng)的原因之一[26]。

加入Mo后WC晶粒細(xì)化導(dǎo)致WC/(Co,Ni)界面增加也是提高合金在堿性環(huán)境中的耐腐蝕性能的原因之一，其次是腐蝕過(guò)程中形成含Mo鈍化膜[23-25]。因此，添加 0.5%～1.5%(質(zhì)量分?jǐn)?shù))的 Mo可顯著提高 WC-(8Co,2Ni)硬質(zhì)合金在酸性及堿性溶液中的耐腐蝕性能。

3 結(jié)論

1) 采用化學(xué)包覆法制備的WC-(8Co,2Ni)-xMo復(fù)合粉末，WC顆粒形貌完整，Co、Ni和Mo顆粒分散較均勻，對(duì)WC顆粒形成良好的包覆。

2) WC-(8Co,2Ni)-xMo硬質(zhì)合金致密，無(wú)明顯孔洞，WC和黏結(jié)相均無(wú)明顯聚集。隨Mo質(zhì)量分?jǐn)?shù)從0增加到1.5%，WC平均晶粒尺寸從1.6 μm減小至1.1 μm，合金硬度(HRA)從 87.3±0.1 升高至 88.3±0.2，抗彎強(qiáng)度從(2 890±27) MPa下降至(2 560±29) MPa。隨Mo含量增加，合金在HCl溶液(pH=1)和NaOH溶液(pH=13)中的耐腐蝕性能顯著提升。