颗粒增强金属基复合材料兼有金属基体的良好韧性和颗粒增强体的高强度、高模量、高硬度等优势^{[1, 2]}，表现出优异的抗磨损性能，因而越来越受到重视^{[3, 4, 5]}。颗粒增强金属基复合材料中适当的反应产物不仅有利于提高材料的整体强度，而且界面在基体与增强颗粒之间起到一个过渡区的作用，有利于材料整体力学性能的提高，因此，复合材料界面成为颗粒增强复合材料研究的重点之一^{[6, 7, 8, 9]}。

近年来，在颗粒增强复合材料界面研究方面，主要集中在界面组织形貌对复合材料性能的影响。李祖来等通过添加其他合金元素改善了颗粒增强复合材料的界面组织^{[10, 11, 12, 13]}；刘政等也通过添加元素改善复合材料界面的结合强度，研究表明，通过其他元素改善材料内部的界面，有利于提高复合材料的综合性能^{[14, 15]}；刘俊友等通过实验证明碳化硅增强颗粒的适度氧化能改善增强颗粒与铝液间的润湿性，从而提高复合材料的界面性能^{[16, 17]}。以上取得的研究成果对颗粒增强金属基复合材料特别是界面方面的研究起到了较好的促进作用，但上述研究都是建立在保持增强颗粒粒度不变的情况下进行，并未考虑颗粒粒度对复合材料界面的影响。对于碳化钨颗粒增强铁基复合材料，由于碳化钨的化学活性，在颗粒增强复合材料的界面处存在着良好的界面反应。而制备工艺不同，界面反应的产物及程度均不相同。界面反应对复合材料的性能及制备具有重要影响，掌握界面反应的程度是选择制备工艺参数、控制复合材料性能的前提，因此，探讨颗粒粒度对复合材料界面的影响规律及其机制成为颗粒增强金属基复合材料研究中急需解决的问题之一。

本工作采用常压烧结方法制备了碳化钨颗粒增强铁基复合材料，研究了碳化钨颗粒粒度对复合材料界面的影响，从而揭示了颗粒粒度对复合材料的影响机制及作用形式。

采用常压烧结方法制备碳化钨颗粒增强铁基复合材料。将粒度为45μm的分析纯铁粉(99.99%)分别与粒度为550~830,380~550,250~380,180~250,150~180μm的铸造碳化钨颗粒(由WC和W₂C组成)按1∶1的实际体积比进行混合配粉，采用XQM-4L行星式球磨机将铁粉与碳化钨颗粒球磨混粉30min，球磨机转速为100r/min。球磨完成后将混合粉末置入60mm×30mm的陶瓷舟中，将陶瓷舟置入真空管式炉中进行烧结。通入氩气保护，烧结温度设定为1500℃。管式炉升温速率为2~10℃/min(室温~500℃：5℃/min；500~800℃：10℃/min；800~1000℃：5℃/min；1000~1500℃：3℃/min)，达到预计温度后保温60min，然后随炉冷却至室温，即得到碳化钨颗粒增强铁基复合材料。

将制备的材料采用线切割取样，取样部位为试样中部，得到4mm×10mm的标准压缩试样，并对试样两端进行打磨、磨平。采用岛津AG-X万能试验机进行压缩实验，实验中取3个实验测试值的平均值，即为该材料的压缩强度。采用HR-150A洛氏硬度计对试样进行洛氏硬度测试，对于不同材料进行10次硬度测试，取其平均值即为该材料的硬度。采用金相显微镜进行金相组织结构分析，利用Image软件对材料的金相组织结构进行体积分数的测量，每个粒度材料选择10个不同的视场进行统计取其平均值，求出各组织的含量。使用XL30ESEM-TEM型扫描电子显微镜及其附带Phoenix+OIM一体化能谱仪，电子背散射衍射仪分析材料的显微结构特征。

图 1为不同粒度的碳化钨颗粒增强铁基复合材料的组织形貌，由图 1可见，不同粒度的碳化钨颗粒均有不同程度的熔解，随着碳化钨颗粒粒度的减小，碳化钨颗粒熔解的程度增大。碳化钨颗粒与基体之间形成了比较明显的界面，界面呈现冶金结合。当碳化钨颗粒粒度为550~830μm时，如图 1(a)所示，碳化钨颗粒与基体之间的界面分布连续，形成的界面较宽。随着碳化钨颗粒粒度的减小，如图 1(b)，(c)，(d)所示，生成的界面逐渐由连续变成间断，界面主要组成物含量逐渐增多。当碳化钨颗粒粒度为150~180μm时，如图 1(e)所示，没有明显的界面出现，生成物分散在基体中，变成孤立的杆状。

	图 1 不同颗粒粒度复合材料的光学金相照片 (a)550~830μm；(b)380~550μm；(c)250~380μm；(d)180~250μm；(e)150~180μm Fig. 1 Optical metallographic photographs of composites with different particles size (a)550-830μm；(b)380-550μm；(c)250-380μm；(d)180-250μm；(e)150-180μm
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对不同粒度的碳化钨颗粒增强铁基复合材料进行XRD分析，如图 2所示，发现制备的碳化钨颗粒增强铁基复合材料主要由WC，W₂C，Fe₃W₃C和α-Fe组成。随着碳化钨颗粒粒度的减小，图 2中W₂C对应的峰值逐渐减弱直至峰值消失，Fe₃W₃C对应的峰值则增强，而WC对应的峰值基本不变。当碳化钨颗粒粒度为550~830μm时，此时材料主要由WC，W₂C，Fe₃W₃C和α-Fe组成，通过EDS能谱分析(表 1)与不同粒度的复合材料的SEM照片(图 3)可知，在颗粒粒度为550~830μm的碳化钨处(即图 3(b)点5处)，W和C原子个数比约为2.28∶1，结合XRD图谱可知其为WC和W₂C，这也成为XRD图谱中WC,W₂C的来源，因为碳化钨主要由WC和W₂C按照1∶5的比例组成，说明碳化钨并未发生较大的熔解，颗粒内部仍然保持原状。在颗粒粒度为250~380μm的碳化钨颗粒中较亮处(即图 3(a)点1处)其W和C的原子个数比约为2.3∶1，经分析可知其为WC和W₂C，这也成为对应XRD图谱中W₂C的主要来源。碳化钨颗粒较灰暗处(即图 3(a)点2处)Fe和W原子个数比为1∶1.25，经分析可知其物相组成为WC以及生成的碳化物，对应XRD图谱中W₂C峰值强度下降，WC峰值基本不变。根据以上分析可知：随着碳化钨颗粒粒度的减小，材料中的碳化钨颗粒逐渐熔解，碳化钨的熔解主要是W₂C的熔解，WC在铁液中熔解的数量较少。

	图 2 不同颗粒粒度复合材料的XRD图谱 Fig. 2 The XRD patterns of composites with different particles size
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	图 3 不同颗粒粒度的复合材料扫描电镜照片 (a)250~380μm；(b)550~830μm Fig. 3 The SEM photographs of composites with different particles size(a)250-380μm；(b)550-830μm
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根据图 1(a)可知，复合材料界面较连续，形成一个完整的环状界面，在界面处(即图 3(b)点6处)Fe和W原子个数比接近1∶1，根据XRD图谱可知界面处的物相为Fe₃W₃C，即由颗粒边缘熔解的碳化钨与Fe发生反应生成Fe₃W₃C。在基体中的白色碎块状处(即图 3(b)点7处)Fe和W原子个数比接近1∶1，结合XRD图谱可知物相为Fe₃W₃C，该处的Fe₃W₃C为碳化钨颗粒熔解扩散后与Fe粉反应生成。试样界面及基体中出现Fe₃W₃C，同时W₂C所对应峰的强度随着碳化钨颗粒粒度的减小而降低，说明W₂C与Fe发生反应生成Fe₃W₃C^[18]。这就解释了XRD图谱中碳化钨颗粒粒度为550~830μm时存在W₂C和WC的衍射峰，随着碳化钨颗粒粒度的减小，其XRD图谱中W₂C的衍射峰逐渐减弱，直至完全不见，而Fe₃W₃C对应的衍射峰增强。在基体处(即图 3(b)点8处、图 3(a)点4处)主要由Fe和W组成，并无C，这说明C无法扩散至基体中，基体并没有变化，仍然为铁素体。

对碳化钨颗粒增强铁基复合材料中各物相体积分数进行统计如图 4所示，结果表明：随着碳化钨颗粒粒度的减小，碳化钨的体积分数逐渐下降，Fe₃W₃C的体积分数逐渐增加，基体的体积分数基本不变，计算的结果和XRD图谱的峰值变化一致。这表明碳化钨中W₂C的熔解程度的大小、Fe₃W₃C的生成量与碳化钨颗粒粒度密切相关。复合层中的碳化钨熔解较多，在碳化钨颗粒粒度较小且熔解较大的情况下之所以会以孤立的杆状形态出现是因为在凝固时，反应生成的部分Fe₃W₃C会突破临界形核半径而形核。Fe₃W₃C形核后，其周围的Fe₃W₃C浓度降低，使晶核的形成速率下降，因此靠近液相的小晶粒有较充分的机会以枝晶的方式向液相中生长，由于各个晶粒的晶体学取向不同，所以最后形成的杆状组织走向并没有呈现一定的规律性。随着结晶的进行，冷却速率逐渐减小，成分梯度也越来越平缓，枝晶的推进速率就会越来越小，直至最终停止，所以杆状组织并不具有连续性。在碳化钨颗粒粒度小于380μm时，界面以间断、孤立形态出现，而当碳化钨颗粒粒度大于380μm时，界面倾向于以连续的方式出现，界面特征不明显。

	图 4 不同颗粒粒度复合材料各相的体积分数 Fig. 4 The volume fraction of phases of composites with different particles size
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分别对制备的碳化钨颗粒增强铁基复合材料进行宏观硬度测试与压缩性能测试，并对得到的数据进行统计，如图 5所示。由图 5可知：复合材料的洛氏硬度随着碳化钨颗粒粒度的减小而减小；复合材料的压缩强度则在碳化钨颗粒粒度为380~550μm时最佳，此后随着碳化钨颗粒粒度的减小，压缩强度也呈现下降趋势。碳化钨颗粒与基体之间的界面结合将对材料的变形起到一定的缓冲作用，适度的界面结合可以提高材料的整体性能。当碳化钨颗粒粒度为550~830μm时，碳化钨颗粒周围形成一个明显的连续的环状界面，界面结合情况良好，界面宽度较大，基体中含有少量的Fe₃W₃C。材料的宏观硬度较高，并且压缩强度也较高，表现出良好的力学性能。

	图 5 不同颗粒粒度复合材料的力学性能 Fig. 5 Mechanical properties of composites with different particles size
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由图 4可知碳化钨颗粒粒度为550~830μm时，Fe₃W₃C的体积分数为26.23%，碳化钨体积分数为35.59%，Fe₃W₃C作为一种增强相，其材料特性介于碳化钨颗粒和基体之间，Fe₃W₃C在颗粒周围连续出现以及分布于基体中，在一定程度上提升了材料的整体性能，表现为材料具有较高的压缩强度和宏观硬度。当碳化钨颗粒粒度为380~550μm时，Fe₃W₃C分布在碳化钨颗粒周围形成连续的界面，宽度较碳化钨颗粒粒度为550~830μm的复合材料小，但少量无规则杆状的Fe₃W₃C分布在基体中，Fe₃W₃C的体积分数为30.56%，碳化钨体积分数为31.03%，Fe₃W₃C与碳化钨的体积分数比约为1∶1，此时测得的压缩强度最佳，试样的宏观硬度也处于一个较高的值，力学性能较好。

由图 4还可知随着碳化钨颗粒粒度的减小，反应物的体积分数依次增多，碳化钨的体积分数减少。出现这一现象是由于碳化钨颗粒的熔解，原材料中碳化钨的体积分数约为50%，实验后再对其进行测量发现碳化钨的体积分数约为30%，碳化钨出现了较大程度的熔解。Fe₃W₃C在碳化钨颗粒粒度较大时大部分分布在颗粒周围，形成环状；而当碳化钨颗粒粒度减小，反应物Fe₃W₃C则开始更多地分布于基体中，并且体积分数逐渐增加。反应物Fe₃W₃C连续的出现增强了碳化钨颗粒与基体的结合，使两者呈现冶金结合，提升了材料的整体力学性能，故碳化钨颗粒粒度为380~550μm时材料的压缩性能最佳。而Fe₃W₃C也是一种硬质相，可以起到增强材料的作用，但Fe₃W₃C同时又是一种脆性相，在材料受压时，脆性相容易产生裂纹，从而成为整个材料的裂纹源，导致材料压缩强度的下降，因此材料中反应生成物Fe₃W₃C的体积分数应当适量，当Fe₃W₃C与碳化钨颗粒的体积分数比约为1∶1时，材料具有较好的压缩强度，且反应物连续出现比孤立间断出现将使材料具有更优异的力学性能。

由上述实验结果可知：Fe₃W₃C在碳化钨颗粒周围分布越连续、形成的界面宽度越大，材料的力学性能就越好；随着碳化钨颗粒粒度的减小，在基体中分布的Fe₃W₃C越多，材料力学性能越差，因此，必须选取合适的工艺参数来获得比较完整的界面形态，且Fe₃W₃C在基体中的分布必须适量，Fe₃W₃C与碳化钨颗粒的体积分数比宜控制在1∶1。

(1)随着碳化钨颗粒粒度的减小，复合材料增强颗粒与基体间的界面由连续状向间断状过渡，复合材料的宏观硬度与压缩强度均呈降低趋势。

(2)铸造碳化钨颗粒会发生熔解，主要熔解的是W₂C，WC在铁液中熔解的数量较少，W₂C与Fe发生反应，生成Fe₃W₃C。

(3)反应物与增强颗粒的比例对材料的性能具有显著影响，当碳化钨颗粒粒度为380~550μm时，反应物Fe₃W₃C与碳化钨颗粒的体积分数之比为1∶1，Fe₃W₃C呈连续状态出现，复合材料具有较好的综合力学性能。