李 剛，張紅梅,2，趙大東,2，王 超,3，李洪楠，李 娜，孟令浩，姜正義,4

(1. 遼寧科技大學(xué) 材料與冶金學(xué)院，遼寧 鞍山 114051；2. 海洋裝備用金屬材料及其應(yīng)用國家重點(diǎn)實(shí)驗(yàn)室，遼寧 鞍山 114051；3. 本鋼集團(tuán)技術(shù)研究院，遼寧 本溪 117000;4. 澳大利亞伍倫貢大學(xué) 機(jī)械、材料和機(jī)電一體化學(xué)院，澳大利亞 伍倫貢 NSW 2522)

0 引 言

碳化鎢(WC)材料由于具有高硬度、高熔點(diǎn)、高密度、高耐磨性和耐侵蝕性等吸引人的特性而被廣泛應(yīng)用于微型鉆頭，核耐火零件，醫(yī)療設(shè)備、切削工具及耐磨件等領(lǐng)域[1-4]。但是作為WC的主要生產(chǎn)原料鎢是極其稀缺、珍貴的戰(zhàn)略性資源，在我國具有重要的戰(zhàn)略意義[5]。因此，有必要在經(jīng)濟(jì)有效地利用資源的基礎(chǔ)上，開發(fā)具有優(yōu)異的綜合性能的復(fù)合材料。

WC硬質(zhì)合金是一種本征脆性材料，由WC硬質(zhì)合金制成的部件易斷裂。尤其是在精密型微鉆頭應(yīng)用中，機(jī)器和微型鉆頭稍有偏差就可能導(dǎo)致微型鉆頭斷裂，造成工具和工件的損失[6-7]。因此可以使用一種高強(qiáng)度和高斷裂韌性的材料作為WC材料的心部支撐。以節(jié)約稀有資源，降低生產(chǎn)成本。外部采用超細(xì)晶粒的碳化鎢材料作為耐磨層，使其具有優(yōu)越的硬度、耐磨性和斷裂強(qiáng)度；內(nèi)部采用高強(qiáng)鋼內(nèi)芯，可以同時(shí)提高復(fù)合材料的強(qiáng)度和斷裂韌性。開發(fā)這種碳化鎢/高強(qiáng)鋼復(fù)合材料具有重要意義。

據(jù)報(bào)道，以碳化鎢為增強(qiáng)顆粒、鋼鐵材料為基體的復(fù)合材料越來越受到人們的重視[8]。碳化鎢增強(qiáng)鋼鐵基復(fù)合材料的結(jié)合分為整體復(fù)合和表面復(fù)合。主要制備方法包括粉末冶金法、原位生成復(fù)合法(整體復(fù)合)；激光熔覆法、堆焊法和鑄滲法(表面復(fù)合)[9]。為了解決碳化鎢/鋼復(fù)合材料基體與增強(qiáng)體之間熱膨脹系數(shù)不匹配的問題，改善復(fù)合材料的界面，許多學(xué)者進(jìn)行了大量的研究工作。陳志輝[10]等通過真空鑄滲工藝制備了WC/Cr15 鋼基表面復(fù)合材料，研究了添加鎢鐵粉對復(fù)合材料界面組織和性能的影響。隋育棟[11]等人采用鑄滲法制備了WC 顆粒增強(qiáng)鋼基表面復(fù)合材料，研究了Ni的添加對鑄滲層界面組織的影響。馮志揚(yáng)[12]等利用常壓燒結(jié)的方法把純鐵粉和碳化鎢混合粉在1 500 ℃下燒結(jié)6 min得到了WC鐵基復(fù)合材料。Vytenis Jankauskas[13]等用粉末冶金的方法制備了WC-AISI304不銹鋼硬質(zhì)合金，對材料的機(jī)械性能、熱性能和耐腐蝕性進(jìn)行了研究。清華大學(xué)Chun-Ming Lin[14]以粒徑為100～150 μm的原始奧氏體304L不銹鋼粉末和粒徑為30～50 μm的碳化鎢粉末為原料，采用激光加熱的方式制備了碳化鎢增強(qiáng)鋼基復(fù)合材料，并通過研究發(fā)現(xiàn)，復(fù)合材料在制備過程中，碳化鎢粉末溶解在熔體中然后再固化形成了(Fe, W)3C和M7C3(M=Cr, Fe)等金屬碳化物，這些碳化物的形成改善了不銹鋼的硬度和斷裂韌性等機(jī)械性能。

近年來，在碳化鎢顆粒增強(qiáng)鋼基復(fù)合材料的研究方面，主要集中在工藝參數(shù)對復(fù)合材料組織、性能及界面的影響。例如燒結(jié)溫度、保溫時(shí)間和制坯壓力等。這些研究都是以保持碳化鎢顆粒粒徑不變的條件下進(jìn)行，并沒有考慮碳化鎢顆粒粒徑對復(fù)合材料組織、性能及界面的影響。目前針對碳化鎢顆粒粒徑對碳化鎢/鋼復(fù)合材料組織、性能及界面的影響的研究較少。此外，現(xiàn)有研究大部分都集中在宏觀部件的制造方面[15]，而用于微小部件的碳化鎢/鋼復(fù)合材料鮮有報(bào)道。

本文采用自行設(shè)計(jì)的特制模具使用“冷壓成型-真空燒結(jié)”的方法，制備了超細(xì)晶碳化鎢/高強(qiáng)鋼復(fù)合材料。實(shí)現(xiàn)了粉末燒結(jié)的碳化鎢硬質(zhì)合金與固體高強(qiáng)鋼芯的兩種材料的復(fù)合。研究了不同顆粒粒徑對碳化鎢/高強(qiáng)鋼復(fù)合材料界面微觀組織以及復(fù)合材料界面處元素?cái)U(kuò)散的影響。

1 實(shí)驗(yàn)材料與方法

實(shí)驗(yàn)采用“冷壓成型-真空燒結(jié)”的方法使用自制模具制備碳化鎢/高強(qiáng)鋼復(fù)合材料。自制模具示意圖如圖1所示，模具內(nèi)徑為3 mm，外徑6 mm。實(shí)驗(yàn)過程中用到的原料粉末有：粒徑分別為100、200、300和500 nm的4種WC粉以及Co粉。高強(qiáng)鋼芯材料為直徑1 mm的M2高速鋼。具體的實(shí)驗(yàn)步驟如下：首先打磨直徑為1 mm的高速鋼鋼芯，然后將打磨好的鋼芯利用底座固定到模具中心位置。將不同粒徑的WC粉末和Co粉末按質(zhì)量比為9∶1的比例混合均勻，填入模具內(nèi)。

使用MTS810疲勞試驗(yàn)機(jī)將混合粉末與高強(qiáng)鋼芯一同壓制成型，載荷為1 400 MPa。然后將整套模具放入真空管式爐中(GR.TF60)進(jìn)行燒結(jié)，為避免燒結(jié)過程中材料發(fā)生氧化，在升溫前先抽真空，然后通入氬氣，保證排盡空氣，重復(fù)上述步驟3次，整個(gè)燒結(jié)過程在氬氣保護(hù)下進(jìn)行。燒結(jié)溫度分別設(shè)定為1 300 ℃，保溫90 min，保溫結(jié)束后隨爐冷卻至室溫。

利用光學(xué)顯微鏡(OM VHX-500)和掃描電子顯微鏡(SEM Zeiss- IGMA HD)觀察復(fù)合材料的微觀組織形貌，并對復(fù)合界面進(jìn)行面掃描分析；利用Image軟件測量WC顆粒的晶粒尺寸。采用VL2000DX超高溫激光共聚焦顯微鏡對復(fù)合材料在升溫過程中的顯微組織進(jìn)行觀察分析。在數(shù)字型顯微硬度計(jì)(Q10M)上測量復(fù)合材料各區(qū)域的顯微硬度，加載力0.1 kg，加載時(shí)間10S。打點(diǎn)方式選擇從高強(qiáng)鋼圓心開始沿半徑方向，向外每隔0.2 mm取一個(gè)點(diǎn)，每個(gè)試樣打7個(gè)點(diǎn)。

1-高強(qiáng)鋼芯 2-碳化鎢和鈷混合粉末 3-陰模 4-沖頭 5-恒定壓力 6-真空環(huán)境 7-底座圖1 冷壓成型-真空燒結(jié)模具示意圖和實(shí)物圖Fig 1 Schematic and physical drawings of cold pressing-vacuum sintering mold

2 結(jié)果與分析

2.1 WC微觀組織分析

為了研究碳化鎢顆粒粒徑對碳化鎢/高強(qiáng)鋼復(fù)合材料顯微組織的影響，選取了平均粒徑分別為100、200、300和500 nm的超細(xì)碳化鎢粉末。選用粒徑為納米級的超細(xì)WC粉末所制備的WC-Co硬質(zhì)合金具有良好的力學(xué)性能和切削性能，廣泛應(yīng)用于金屬切削和PCB加工等行業(yè)[16]。圖2為原始WC粉末形貌的SEM圖片。由圖2(a)～(d)可以看出，WC粉末外形為球形或多面體形狀。圖2(a)、(b)和(c)碳化鎢粉末顆粒大小分布較均勻。但是由于顆粒尺寸較小，比表面積大，在表面能的作用下，發(fā)生了一定的“團(tuán)聚”現(xiàn)象?！皥F(tuán)聚”是指多個(gè)顆粒黏附到一起成為“團(tuán)聚”的現(xiàn)象。團(tuán)聚的主要原因是顆粒所帶的電荷、水分、范德華力等表面能相互作用的結(jié)果。顆粒越細(xì)，其表面能越大，團(tuán)聚的機(jī)會(huì)就越多[17]。當(dāng)WC平均粒徑為300 nm時(shí)，團(tuán)聚現(xiàn)象最為嚴(yán)重，如圖2(c)。當(dāng)WC平均粒徑為500 nm時(shí)，WC粒徑分布差異較大，個(gè)別碳化鎢顆粒的直徑達(dá)到1 μm以上，如圖2(d)。

圖2 不同顆粒粒徑原始WC粉末形貌的SEM圖Fig 2 SEM images of original WC powder morphology with different particle sizes

圖3為不同粒度下的WC經(jīng)1 300 ℃燒結(jié)后的WC-10Co硬質(zhì)合金顯微組織的SEM圖。通過截線法對WC的晶粒尺寸進(jìn)行測量得出，當(dāng)WC平均顆粒粒徑為100 nm時(shí)，燒結(jié)后的WC的平均晶粒尺寸為0.566 μm。WC晶粒呈多邊形形狀，晶界明顯，灰色物相Co相較為均勻的分布在WC晶粒周圍如圖3(a)所示；當(dāng)WC平均顆粒粒徑為200 nm時(shí)，燒結(jié)后的WC的平均晶粒尺寸為0.658 μm，WC晶粒也呈多邊形形狀，但是晶界不明顯，Co相分布不是十分均勻如圖3(b)所示；當(dāng)WC平均顆粒粒徑為300 nm或500 nm時(shí)，WC組織表面凹凸不平，存在大量的孔洞(3(c)、(d)中黑色部分)。這是因?yàn)?，WC顆粒粒徑較大時(shí)需要較高的燒結(jié)溫度，此溫度并沒有達(dá)到其燒結(jié)溫度，WC組織沒有完成致密化。

圖3 不同顆粒粒徑下WC-10Co的SEM圖Fig 3 The WC-10Co SEM images under different particle sizes

圖4是不同粒徑碳化鎢經(jīng)同一燒結(jié)溫度燒結(jié)后的碳化鎢硬質(zhì)合金致密度大小的變化曲線。從中可以看出，碳化鎢硬質(zhì)合金的致密度隨著碳化鎢粒徑的增大而呈降低的趨勢。當(dāng)碳化鎢粉末平均顆粒粒徑為100 nm時(shí)，燒結(jié)后的硬質(zhì)合金致密度達(dá)到最大值91.22%；當(dāng)碳化鎢粉末平均顆粒粒徑為200 nm時(shí)，燒結(jié)后的硬質(zhì)合金致密度降至79.58%；當(dāng)碳化鎢粉末平均顆粒粒徑為300或500 nm時(shí)，燒結(jié)后的硬質(zhì)合金致密度較低，在60%以下。說明當(dāng)碳化鎢粉末平均顆粒粒徑為300或500 nm時(shí)，需要更高的燒結(jié)溫度才能完成致密化過程。一般認(rèn)為，原始WC顆粒的顆粒粒徑會(huì)影響WC硬質(zhì)合金的燒結(jié)溫度：顆粒越細(xì)小，所需的燒結(jié)溫度就越低，完成致密化的溫度就越低。因此，原始WC粉末平均顆粒粒徑越細(xì)小，經(jīng)同一溫度下燒結(jié)后，其致密化程度越高。同時(shí)，兩個(gè)碳化鎢顆粒的中心距隨著顆粒的減小而縮短，因而細(xì)晶粒的粉末在燒結(jié)時(shí)彼此更易靠攏；粉末粒徑越細(xì)，比表面積越大，其固相擴(kuò)散和液相出現(xiàn)以后的溶解-析出速度也越大。

圖4 不同顆粒粒徑下WC-10Co的致密度Fig 4 Density of WC-10Co under different particle sizes

2.2 碳化鎢顆粒粒徑對碳化鎢/高強(qiáng)鋼復(fù)合材料顯微硬度的影響

圖5和6分別為不同粒徑下的WC經(jīng)過混粉、裝料和壓制成型后，經(jīng)1 300和1 320 ℃燒結(jié)后的碳化鎢/高強(qiáng)鋼復(fù)合材料維氏硬度分布曲線。由圖5和6可以看出，在燒結(jié)溫度一定的條件下，燒結(jié)后的WC硬質(zhì)合金的硬度隨著WC粒徑的增大而減小。這是因?yàn)閃C硬質(zhì)合金的硬度主要與致密度以及WC的晶粒尺寸有關(guān)：致密度越高，硬度越大，晶粒尺寸越小，硬度越大。在本實(shí)驗(yàn)中，原始WC粉末粒度越細(xì)，燒結(jié)后的WC致密度越高，且燒結(jié)后的WC組織晶粒尺寸越大。由圖5可以看出，碳化鎢側(cè)的硬度明顯高于高強(qiáng)鋼基體，在碳化鎢和高強(qiáng)鋼基體的分界面處硬度值發(fā)生明顯的變化，存在一個(gè)“躍遷”現(xiàn)象；當(dāng)碳化鎢粒徑為100 nm時(shí)，經(jīng)1 300 ℃燒結(jié)后，WC硬度值達(dá)1 300～1 400 HV0.1;當(dāng)碳化鎢粒徑為200 nm時(shí)，WC硬度值達(dá)1 299 HV0.1;

圖5 不同顆粒粒徑下復(fù)合材料顯微硬度分布Fig 5 Microhardness distribution of composites under different particle sizes

由圖6可以看出，當(dāng)碳化鎢粒徑為100 nm時(shí)，經(jīng)1 320 ℃燒結(jié)后，WC最高硬度值達(dá)1 680HV0.1左右。當(dāng)碳化鎢粒徑為200 nm時(shí)，經(jīng)1 320 ℃燒結(jié)后，WC硬度值達(dá)1 400HV0.1。T.S. Srivatsan[18]等人以0.2、0.8和1.2μm的碳化鎢原始粉末采用放電等離子燒結(jié)工藝制備了碳化鎢硬質(zhì)合金，研究了碳化鎢顆粒粒徑對硬質(zhì)合金微觀組織和顯微硬度的影響，結(jié)果表明，粉末粒度增加會(huì)導(dǎo)致碳化鎢硬質(zhì)合金硬度值降低；當(dāng)碳化鎢粉末粒徑為0.2 μm時(shí)，其平均硬度值為1 377HV0.5，與本文研究結(jié)果差別不大。WC顆粒粒徑不同，心部的高速鋼材料硬度變化不大，其平均硬度值都在500HV0.1左右?？拷缑嫣幍腤C硬度較其他位置更高，這有利于強(qiáng)化界面結(jié)合強(qiáng)度。

圖6 不同顆粒粒徑下燒結(jié)溫度為1 320 ℃復(fù)合材料顯微硬度分布Fig 6 Microhardness distribution of composites with sintering temperature of 1 320 ℃ under different particle sizes

2.3 復(fù)合界面微觀組織形貌及元素?cái)U(kuò)散

圖7為不同碳化鎢顆粒粒徑所制備的碳化鎢/高強(qiáng)鋼復(fù)合材料界面掃描電鏡圖片。圖(a)～(d)的碳化鎢原始粉末平均顆粒粒徑分別為100、200、300和500 nm。由圖可以看出，當(dāng)WC平均顆粒粒徑為100 nm時(shí)，碳化鎢/高強(qiáng)鋼復(fù)合材料復(fù)合界面缺陷較為明顯，結(jié)合界面處存在明顯較寬的裂紋，如圖7(a)所示。這是因?yàn)樘蓟u顆粒越細(xì)，其流動(dòng)性越差，在高溫下與高強(qiáng)鋼之間的元素?cái)U(kuò)散越差，F(xiàn)e元素向碳化鎢中的擴(kuò)散越差，所以由于二者之間熱膨脹系數(shù)差異較大，在冷卻至室溫的過程中，在界面處會(huì)產(chǎn)生應(yīng)力集中現(xiàn)象，進(jìn)而形成較明顯的裂紋；當(dāng)WC平均顆粒粒徑為200 nm時(shí)，高強(qiáng)鋼基體中的鐵元素?cái)U(kuò)散到接觸的碳化鎢組織中，產(chǎn)生了一定寬度的熔合層，如圖7(b)所示，這是因?yàn)樵诖藴囟认?，高?qiáng)鋼已經(jīng)開始慢慢熔化，所以Fe元素?cái)U(kuò)散到碳化鎢組織中與碳化鎢發(fā)生了反應(yīng)；當(dāng)碳化鎢原始粉末平均顆粒粒徑為300或500 nm時(shí)， 復(fù)合材料界面處并未出現(xiàn)過渡層，如圖7(c)、(d)所示。這是由于在此燒結(jié)溫度下WC并未完成致密化，WC增強(qiáng)體粒度相對較大，其結(jié)合主要依賴于粗糙的增強(qiáng)體表面和基體的收縮產(chǎn)生摩擦力完成，兩種材料的結(jié)合接近于機(jī)械結(jié)合的方式。

此外，當(dāng)碳化鎢原始粉末粒徑為500 nm時(shí)，可以觀察到臨近界面處高強(qiáng)鋼組織中存在大量圓形“黑點(diǎn)”如圖7(d)所示。其能譜分析結(jié)果如圖8所示，可以發(fā)現(xiàn)，此黑點(diǎn)為主要由C、O、Na、Si、K和S元素組成的雜質(zhì)，這可能是由于在試樣制備過程中混入了其他雜質(zhì)。

圖7 不同顆粒粒徑下碳化鎢/高強(qiáng)鋼復(fù)合材料界面SEM圖片F(xiàn)ig 7 SEM images of interface of WC/high strength steel composites with different particle sizes

圖8 顆粒粒徑為500 nm的碳化鎢/高強(qiáng)鋼復(fù)合材料界面能譜分析Fig 8 Interfacial energy spectrum analysis of WC/high strength steel composites with particle size of 500 nm

圖9為采用粒徑為200和500 nm的碳化鎢粉末所制備的碳化鎢/高強(qiáng)鋼復(fù)合材料界面的SEM顯微圖片和相應(yīng)的面掃描(EDS)圖。采用同一燒結(jié)溫度1 300 ℃，圖片的左側(cè)為WC，右側(cè)為M2高速鋼。通過面掃描所檢測的元素主要有Fe、W、Cr和Co元素。

從圖9中可以看出，當(dāng)WC粉末平均顆粒粒徑為200 nm時(shí)，可以看到在過渡區(qū)域內(nèi)，W、Fe和Co元素在界面處都發(fā)生了明顯的擴(kuò)散，如圖9(a)所示；隨著碳化鎢顆粒粒徑的增大，元素?cái)U(kuò)散趨勢減弱，當(dāng)WC粉末平均顆粒粒徑為500 nm時(shí)，F(xiàn)e元素和W元素在復(fù)合材料界面處存在明顯的分界面，界面處不存在過渡層，元素未發(fā)生明顯擴(kuò)散現(xiàn)象，但是Co元素發(fā)生了微量的擴(kuò)散，如圖9(b)所示。山泉[19]研究了不同顆粒尺寸的碳化鎢增強(qiáng)表層復(fù)合材料的復(fù)合界面的顯微組織，發(fā)現(xiàn)隨著碳化鎢顆粒尺寸的增大，碳化鎢顆粒在基體中的溶解度呈遞減趨勢。

圖9 不同顆粒粒徑下碳化鎢/高強(qiáng)鋼復(fù)合材料界面處各元素的面分布(EDS)Fig 9 Surface distribution (EDS) of various elements at the composite interface of WC/high strength steel under different particle sizes

為了更好地觀察碳化鎢/高強(qiáng)鋼復(fù)合材料各主要元素在界面處的變化趨勢，選取燒結(jié)溫度為1 300 ℃的復(fù)合材料試樣利用掃描電鏡所附帶的能譜儀(EDS)進(jìn)行線掃描分析。

圖10是Fe、W和Co元素的線掃描分析圖譜。由圖像可以看出，掃描區(qū)域從左至右可以分為三個(gè)部分，分別是高強(qiáng)鋼基體、過渡層和碳化鎢增強(qiáng)體，過渡層寬度約為25～30 μm。Fe元素主要存在于高強(qiáng)鋼基體中，從左側(cè)至右側(cè)有兩個(gè)變化過程，首先是從高強(qiáng)鋼基體到在界面處元素含量迅速降低，在過渡區(qū)內(nèi)存在一定量的Fe元素，然后由過渡區(qū)到碳化鎢增強(qiáng)體，F(xiàn)e元素的含量又發(fā)生了降低。所以在這個(gè)過程中Fe元素向碳化鎢組織中進(jìn)行了擴(kuò)散；與Fe元素不同的是，W元素從右側(cè)至左側(cè)，只發(fā)生了一次明顯變化，由碳化鎢組織到過渡層，含量逐漸發(fā)生了減少，在高強(qiáng)鋼基體區(qū)域內(nèi)含量極少，幾乎可以忽略不計(jì)。Co元素在過渡區(qū)內(nèi)含量較高，且向高強(qiáng)鋼基體中進(jìn)行了擴(kuò)散；在過渡層區(qū)域內(nèi)Fe、W和Co元素同時(shí)存在，在此區(qū)域內(nèi)三種元素發(fā)生了反應(yīng)，生成了新相，復(fù)合材料形成了良好的冶金結(jié)合。

圖10 碳化鎢顆粒粒徑為200 nm的復(fù)合材料界面處線掃描圖Fig 10 Line scanning of composite interface with WC particle size of 200 nm

圖11所示為碳化鎢顆粒粒徑為500 nm的復(fù)合材料界面處的線掃描圖譜，所測試的3種元素為Fe、W和Co元素。由圖可以看出，復(fù)合材料高強(qiáng)鋼基體和碳化鎢增強(qiáng)體分界面明顯，并沒有產(chǎn)生過渡層。同時(shí)，F(xiàn)e元素在分界面處急劇下降，在右側(cè)碳化鎢區(qū)域中存在少量的Fe元素，其含量變化趨于平緩；W元素主要存在于右側(cè)碳化鎢組織中，在從右到左的界面處其含量急劇下降，在右側(cè)高強(qiáng)鋼基體中含量極少，幾乎可以忽略不計(jì)；Co元素從右側(cè)到左側(cè)呈下降趨勢，總體變化較平緩，證明Co元素?cái)U(kuò)散到了高強(qiáng)鋼基體中。所以，當(dāng)碳化鎢顆粒粒徑為500 nm時(shí)，F(xiàn)e元素和Co元素發(fā)生了微量擴(kuò)散。但是，與圖5、6(碳化鎢顆粒粒徑200 nm)相比，復(fù)合材料的界面并未產(chǎn)生過渡層，證明復(fù)合材料并未發(fā)生界面反應(yīng)，產(chǎn)生新相。

圖11 碳化鎢顆粒粒徑為500 nm的復(fù)合材料界面處線掃描圖Fig 11 Line scanning of composite interface with WC particle size of 500 nm

2.4 高溫激光共聚焦顯微鏡(CLSM)實(shí)驗(yàn)結(jié)果分析

傳統(tǒng)的研究金屬材料顯微組織的方法主要有光學(xué)顯微鏡、掃描電子顯微鏡和透射電子顯微鏡等。然而這些方法只能觀察材料在靜態(tài)下的組織，無法觀察材料在升溫或冷卻過程中起組織的變化過程。高溫激光共聚焦顯微鏡(CLSM)可以在一定程度上解決上述問題。在本實(shí)驗(yàn)中，為了觀察所制備的碳化鎢/高強(qiáng)鋼復(fù)合材料在升溫過程中高強(qiáng)鋼基體組織以及復(fù)合界面的變化情況，采用VL2000DX超高溫激光共聚焦顯微鏡對復(fù)合材料在升溫過程中的顯微組織進(jìn)行觀察分析。

圖12所示為碳化鎢顆粒粒徑為200 nm，燒結(jié)溫度為1 300 ℃制備的碳化鎢/高強(qiáng)鋼復(fù)合材料樣品通過CSLM原位觀察在升溫過程中高強(qiáng)鋼基體和界面顯微組織的變化過程，變量溫度顯示在連續(xù)記錄的圖片中。圖12(a)～(i)為復(fù)合材料從室溫25 ℃到1 320 ℃過程中的顯微組織變化情況。從圖中可以看出，當(dāng)溫度升至1 002 ℃時(shí)，高強(qiáng)鋼基體與碳化鎢交界面處的組織開始熔化，如圖12(b)；當(dāng)溫度升至1 002～1 151 ℃時(shí)，高強(qiáng)鋼基體組織中的黑點(diǎn)狀碳化物析出開始增多，增大，如圖12(b)～(e)；當(dāng)溫度升至1 202 ℃時(shí)，高強(qiáng)鋼基體組織晶界開始析出，并從晶界處的碳化物處開始熔化，組織表面開始由固態(tài)轉(zhuǎn)為出現(xiàn)少量液體，如圖12(f)；當(dāng)溫度升至1 202～1 320 ℃時(shí)，高強(qiáng)鋼基體表面逐漸熔化，表面液體逐漸增多，呈現(xiàn)出熔融狀態(tài)，如圖12(f)～(i)；此外，當(dāng)溫度升至1 202 ℃時(shí)，高強(qiáng)鋼基體中的熔融態(tài)的鐵開始由界面向碳化鎢組織中擴(kuò)散，如圖12(f)所示；隨著溫度的升高擴(kuò)散層逐漸增寬。

圖12 顆粒粒徑為200 nm的碳化鎢/高強(qiáng)鋼復(fù)合材料升溫過程CSLM原位觀察圖Fig 12 In-situ observation of CSLM during temperature rise of WC/high strength steel composite with particle size of 200 nm

圖13所示為碳化鎢顆粒粒徑為200 nm，燒結(jié)溫度為1 300 ℃制備的碳化鎢/高強(qiáng)鋼復(fù)合材料樣品通過CSLM原位觀察在升溫過程中高強(qiáng)鋼基體和界面顯微組織的變化過程，變量溫度顯示在連續(xù)記錄的圖片中。圖13(a)～(i)為復(fù)合材料從室溫23 ℃到1 346 ℃過程中的顯微組織變化情況。當(dāng)溫度升至1 051～1 101 ℃時(shí)，高強(qiáng)鋼組織表面開始析出細(xì)小粒狀碳化物，如圖13(b)、(c)；當(dāng)溫度為1 150 ℃時(shí)，高強(qiáng)鋼組織表面晶界開始析出，如圖13(d)所示；當(dāng)升至1 150～1 300 ℃時(shí)，粒狀碳化物開始增大，晶界加深，如圖13(d)～(g)；當(dāng)溫度為1 320～1 346 ℃時(shí)高強(qiáng)鋼組織開始熔化，表面液體逐漸增多，如圖13(h)、(i)。此外，在整個(gè)升溫過程中，未發(fā)現(xiàn)高強(qiáng)鋼基體由界面處向碳化鎢組織中擴(kuò)散的現(xiàn)象，這與前文中面掃描分析結(jié)果一致。

3 結(jié) 論

(1)采用“冷壓成型-真空燒結(jié)法”用特制模具成功制備出了用于微小部件的超細(xì)碳化鎢/高強(qiáng)鋼復(fù)合材料，實(shí)現(xiàn)了“粉末-固體”的結(jié)合。

(2) WC粉末顆粒粒徑越小，WC平均晶粒尺寸越?。煌瑫r(shí)，WC致密度越高。當(dāng)WC粉末顆粒粒徑為100 nm，致密度達(dá)到91.22%。

(3) WC粉末顆粒粒徑越小，復(fù)合材料中WC一側(cè)的硬度越高。當(dāng)WC粉末顆粒粒徑為100 nm，燒結(jié)溫度為1 320 ℃時(shí)，WC最高硬度值達(dá)1 680HV0.1左右；且在靠近結(jié)合界面處WC硬度較其他位置更高；芯部的高速鋼材料隨WC顆粒粒徑的變化不大，都在500HV0.1左右。

(4) 當(dāng)WC粉末顆粒粒徑為200 nm時(shí)，碳化鎢與高強(qiáng)鋼在界面處形成了一定寬度的過渡層，復(fù)合材料的結(jié)合為冶金結(jié)合；高強(qiáng)鋼基體中的鐵元素?cái)U(kuò)散到接觸的碳化鎢組織中，產(chǎn)生了一定寬度的熔合層，復(fù)合材料界面結(jié)合相對較好。

(5) 當(dāng)WC粉末平均顆粒粒徑為200 nm時(shí)，在過渡區(qū)域內(nèi)，W、Fe和Co元素在界面處都發(fā)生了明顯的擴(kuò)散；隨著碳化鎢顆粒粒徑的增大，元素?cái)U(kuò)散趨勢減弱。當(dāng)WC粉末顆粒粒徑為500 nm時(shí)，在復(fù)合材料界面處Fe元素和W元素未發(fā)生明顯擴(kuò)散現(xiàn)象，只有Co元素發(fā)生了一定程度的擴(kuò)散。