颗粒粒径对碳化钨高强钢复合材料界面微观组织和元素扩散的影响

文章编号:1001-9731(2021)01-01104-11
颗粒粒径对碳化钨/高强钢复合材料界面
微观组织和元素扩散的影响*
李刚1,张红梅1,2,赵大东1,2,王超1,3,李洪楠1,李娜1,孟令浩1,姜正义1,4
(1.辽宁科技大学材料与冶金学院,辽宁鞍山114051;
2.海洋装备用金属材料及其应用国家重点实验室,辽宁鞍山114051;
3.本钢集团技术研究院,辽宁本溪117000;
4.澳大利亚伍伦贡大学机械㊁材料和机电一体化学院,澳大利亚伍伦贡N S W2522)
摘要:利用 冷压成型-真空烧结法 制备了碳化钨/高强钢复合材料㊂结合光学显微镜㊁扫描电镜㊁超高温激光共聚焦显微镜和显微硬度计等分析测试手段对不同碳化钨(W C)颗粒粒径下获得的复合材料以及界面的显微组织和硬度进行了分析㊂实验结果表明,W C粉末颗粒粒径越小,W C平均晶粒尺寸越小;同时,W C致密度越高,当W C粉末颗粒粒径为100n m,致密度达到91.22%;W C粉末颗粒粒径越小,复合材料中W C一侧的硬度越高㊂当W C粉末颗粒粒径为100n m,烧结温度为1320ħ时,W C最高硬度值达1680H V0.1左右;且在靠近结合界面处W C硬度较其他位置更高;芯部的高速钢材料随W C颗粒粒径的变化不大,都在500H V0.1左右㊂当W C粉末颗粒粒径为200n m时,碳化钨与高强钢在界面处形成了一定宽度的过渡层,复合材料的结合为冶金结合;高强钢基体中的铁元素扩散到接触的碳化钨组织中,产生了一定宽度的熔合层,复合材料界面结合相对较好㊂在过渡区域内,W㊁F e和C o元素在界面处都发生了明显的扩散;随着碳化钨颗粒粒径的增大,元素扩散趋势减弱㊂当W C 粉末颗粒粒径为500n m时,在复合材料界面处F e元素和W元素未发生明显扩散现象,只有C o元素发生了一定程度的扩散㊂
关键词:复合材料;微观组织;界面;粒径
中图分类号: T B333文献标识码:A D O I:10.3969/j.i s s n.1001-9731.2021.01.015
0引言
碳化钨(W C)材料由于具有高硬度㊁高熔点㊁高密度㊁高耐磨性和耐侵蚀性等吸引人的特性而被广泛应用于微型钻头,核耐火零件,医疗设备㊁切削工具及耐磨件等领域[1-4]㊂但是作为W C的主要生产原料钨是极其稀缺㊁珍贵的战略性资源,在我国具有重要的战略意义[5]㊂因此,有必要在经济有效地利用资源的基础上,开发具有优异的综合性能的复合材料㊂
W C硬质合金是一种本征脆性材料,由W C硬质合金制成的部件易断裂㊂尤其是在精密型微钻头应用中,机器和微型钻头稍有偏差就可能导致微型钻头断裂,造成工具和工件的损失[6-7]㊂因此可以使用一种高强度和高断裂韧性的材料作为W C材料的心部支撑㊂以节约稀有资源,降低生产成本㊂外部采用超细晶粒的碳化钨材料作为耐磨层,使其具有优越的硬度㊁耐磨性和断裂强度;内部采用高强钢内芯,可以同时提高复合材料的强度和断裂韧性㊂开发这种碳化钨/高强钢复合材料具有重要意义㊂
据报道,以碳化钨为增强颗粒㊁钢铁材料为基体的复合材料越来越受到人们的重视[8]㊂碳化钨增强钢铁基复合材料的结合分为整体复合和表面复合㊂主要制备方法包括粉末冶金法㊁原位生成复合法(整体复合);激光熔覆法㊁堆焊法和铸渗法(表面复合)[9]㊂为了解决碳化钨/钢复合材料基体与增强体之间热膨胀系数不匹配的问题,改善复合材料的界面,许多学者进行了大量的研究工作㊂陈志辉[10]等通过真空铸渗工艺制备了W C/C r15钢基表面复合材料,研究了添加钨铁粉对复合材料界面组织和性能的影响㊂隋育栋[11]等人采用铸渗法制备了W C颗粒增强钢基表面复合材料,研究了N i的添加对铸渗层界面组织的影响㊂冯志扬[12]等利用常压烧结的方法把纯铁粉和碳化钨混合粉在1500ħ下烧结6m i n得到了W C铁基复合材料㊂V y t e n i s J a n k a u s k a s[13]等用粉末冶金的方法制备了W C-A I S I304不锈钢硬质合金,对材料的机械性能㊁热性能和耐腐蚀性进行了研究㊂清华大学C h u n-M i n g
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*基金项目:国家自然科学基金面上资助项目(51474127,51671100);辽宁科技大学材料与冶金学院船舶装备与应用金属材料国家重点实验室联合资助项目(S K L M E A-U S T L2017010和201905)
收到初稿日期:2020-06-03收到修改稿日期:2020-07-20通讯作者:张红梅,E-m a i l:l i l y z h m68@163.c o m
作者简介:李刚(1993 ),男,山东潍坊人,硕士,师张红梅教授,从事碳化钨/高强钢复合材料的研究㊂
L i n[14]以粒径为100~150μm的原始奥氏体304L不锈钢粉末和粒径为30~50μm的碳化钨粉末为原料,采用激光加热的方式制备了碳化钨增强钢基复合材料,并通过研究发现,复合材料在制备过程中,碳化钨粉末溶解在熔体中然后再固化形成了(F e,W)3C和M7C3(M=C r,F e)等金属碳化物,这些碳化物的形成改善了不锈钢的硬度和断裂韧性等机械性能㊂近年来,在碳化钨颗粒增强钢基复合材料的研究方面,主要集中在工艺参数对复合材料组织㊁性能及界面的影响㊂例如烧结温度㊁保温时间和制坯压力等㊂这些研究都是以保持碳化钨颗粒粒径不变的条件下进行,并没有考虑碳化钨颗粒粒径对复合材料组织㊁性能及界面的影响㊂目前针对碳化钨颗粒粒径对碳化钨/钢复合材料组织㊁性能及界面的影响的研究较少㊂此外,现有研究大部分都集中在宏观部件的制造方面[15],而用于微小部件的碳化钨/钢复合材料鲜有报道㊂
本文采用自行设计的特制模具使用 冷压成型-真空烧结 的方法,制备了超细晶碳化钨/高强钢复合材料㊂实现了粉末烧结的碳化钨硬质合金与固体高强钢芯的两种材料的复合㊂研究了不同颗粒粒径对碳化钨/高强钢复合材料界面微观组织以及复合材料界面处元素扩散的影响㊂
1实验材料与方法
实验采用 冷压成型-真空烧结 的方法使用自制模具制备碳化钨/高强钢复合材料㊂自制模具示意图如图1所示,模具内径为3mm,外径6mm㊂实验过程中用到的原料粉末有:粒径分别为100㊁200㊁300和500n m的4种W C粉以及C o粉㊂高强钢芯材料为直径1mm的M2高速钢㊂具体的实验步骤如下:首先打磨直径为1mm的高速钢钢芯,然后将打磨好的钢芯利用底座固定到模具中心位置㊂将不同粒径的W C 粉末和C o粉末按质量比为9ʒ1的比例混合均匀,填入模具内㊂
使用M T S810疲劳试验机将混合粉末与高强钢芯一同压制成型,载荷为1400M P a㊂然后将整套模具放入真空管式炉中(G R.T F60)进行烧结,为避免烧结过程中材料发生氧化,在升温前先抽真空,然后通入氩气,保证排尽空气,重复上述步骤3次,整个烧结过程在氩气保护下进行㊂烧结温度分别设定为1300ħ,保温90m i n,保温结束后随炉冷却至室温㊂
利用光学显微镜(OM V H X-500)和扫描电子显微镜(S E M Z e i s s-I GMA H D)观察复合材料的微观组织形貌,并对复合界面进行面扫描分析;利用I m a g e软件测量W C颗粒的晶粒尺寸㊂采用V L2000D X超高温激光共聚焦显微镜对复合材料在升温过程中的显微组织进行观察分析㊂在数字型显微硬度计(Q10M)上测量复合材料各区域的显微硬度,加载力0.1k g,加载时间10S㊂打点方式选择从高强钢圆心开始沿半径方向,向外每隔0.2mm取一个点,每个试样打7个点㊂
1-高强钢芯2-碳化钨和钴混合粉末3-阴模4-冲头
5-恒定压力6-真空环境7-底座
图1冷压成型-真空烧结模具示意图和实物图F i g1S c h e m a t i ca n d p h y s i c a ld r a w i n g so fc o l d
p r e s s i n g-v a c u u ms i n t e r i n g m o l d
2结果与分析
2.1 W C微观组织分析
为了研究碳化钨颗粒粒径对碳化钨/高强钢复合材料显微组织的影响,选取了平均粒径分别为100㊁200㊁300和500n m的超细碳化钨粉末㊂选用粒径为纳米级的超细W C粉末所制备的W C-C o硬质合金具有良好的力学性能和切削性能,广泛应用于金属切削和P C B加工等行业[16]㊂图2为原始W C粉末形貌的S E M图片㊂由图2(a)~(d)可以看出,W C粉末外形为球形或多面体形状㊂图2(a)㊁(b)和(c)碳化钨粉末颗粒大小分布较均匀㊂但是由于颗粒尺寸较小,比表面积大,在表面能的作用下,发生了一定的 团聚 现象㊂ 团聚 是指多个颗粒黏附到一起成为 团聚 的现象㊂团聚的主要原因是颗粒所带的电荷㊁水分㊁范德华力等表面能相互作用的结果㊂颗粒越细,其表面能越大,团聚的机会就越多[17]㊂当W C平均粒径为300n m 时,团聚现象最为严重,如图2(c)㊂当W C平均粒径为500n m时,W C粒径分布差异较大,个别碳化钨颗粒的直径达到1μm以上,如图2(d)㊂
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李刚等:颗粒粒径对碳化钨/高强钢复合材料界面微观组织和元素扩散的影响
图2 不同颗粒粒径原始W C 粉末形貌的S E M 图
F i g 2S E Mi m a g e s o f o r i g i n a lW C p o w d e rm o r p h o l o g y w
i t hd i f f e r e n t p a r t i c l e s i z e s 图3为不同粒度下的W C 经1300ħ烧结后的W C -10C o 硬质合金显微组织的S E M 图㊂通过截线法
对W C 的晶粒尺寸进行测量得出,当W C 平均颗粒粒径为100n m 时,
烧结后的W C 的平均晶粒尺寸为0.566μm ㊂W C 晶粒呈多边形形状,
晶界明显,灰色物相C o 相较为均匀的分布在W C 晶粒周围如图3(a
)所示;当W C 平均颗粒粒径为200n m 时,
烧结后的W C 的平均晶粒尺寸为0.658μm ,W C 晶粒也呈多边形形
状,但是晶界不明显,C o 相分布不是十分均匀如图
3(b )所示;当W C 平均颗粒粒径为300n m 或500n m
时,W C 组织表面凹凸不平,存在大量的孔洞(3(c )㊁(d )中黑色部分)㊂这是因为,W C 颗粒粒径较大时需要较高的烧结温度,此温度并没有达到其烧结温度,
W C 组织没有完成致密化㊂
图3 不同颗粒粒径下W C -10C o 的S E M 图
F i g 3T h eW C -10C oS E Mi m a g
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图4是不同粒径碳化钨经同一烧结温度烧结后的碳化钨硬质合金致密度大小的变化曲线㊂从中可以看出,碳化钨硬质合金的致密度随着碳化钨粒径的增大而呈降低的趋势㊂当碳化钨粉末平均颗粒粒径为100n m时,烧结后的硬质合金致密度达到最大值91.22%;当碳化钨粉末平均颗粒粒径为200n m时,烧结后的硬质合金致密度降至79.58%;当碳化钨粉末平均颗粒粒径为300或500n m时,烧结后的硬质合金致密度较低,在60%以下㊂说明当碳化钨粉末平均颗粒粒径为300或500n m时,需要更高的烧结温度才能完成致密化过程㊂一般认为,原始W C颗粒的颗粒粒径会影响W C硬质合金的烧结温度:颗粒越细小,所需的烧结温度就越低,完成致密化的温度就越低㊂因此,原始W C粉末平均颗粒粒径越细小,经同一温度下烧结后,其致密化程度越高㊂同时,两个碳化钨颗粒的中心距随着颗粒的减小而缩短,因而细晶粒的粉末在烧结时彼此更易靠拢;粉末粒径越细,比表面积越大,其固相扩散和液相出现以后的溶解-析出速度也越大㊂
图4不同颗粒粒径下W C-10C o的致密度
F i g4D e n s i t y o fW C-10C o u n d e r d i f f e r e n t p a r t i c l e s i z e s
2.2碳化钨颗粒粒径对碳化钨/高强钢复合材料显微
硬度的影响
图5和6分别为不同粒径下的W C经过混粉㊁装料和压制成型后,经1300和1320ħ烧结后的碳化钨/高强钢复合材料维氏硬度分布曲线㊂由图5和6可以看出,在烧结温度一定的条件下,烧结后的W C硬质合金的硬度随着W C粒径的增大而减小㊂这是因为W C硬质合金的硬度主要与致密度以及W C的晶粒尺寸有关:致密度越高,硬度越大,晶粒尺寸越小,硬度越大㊂在本实验中,原始W C粉末粒度越细,烧结后的W C致密度越高,且烧结后的W C组织晶粒尺寸越大㊂由图5可以看出,碳化钨侧的硬度明显高于高强钢基体,在碳化钨和高强钢基体的分界面处硬度值发生明显的变化,存在一个 跃迁 现象;当碳化钨粒径为100n m时,经1300ħ烧结后,W C硬度值达1300~ 1400H V0.1;当碳化钨粒径为200n m时,W C硬度值达1299H V0.1
;
图5不同颗粒粒径下复合材料显微硬度分布F i g5M i c r o h a r d n e s sd i s t r i b u t i o no f c o m p o s i t e su n d e r
d i f f
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由图6可以看出,当碳化钨粒径为100n m时,经1320ħ烧结后,W C最高硬度值达1680H V0.1左右㊂当碳化钨粒径为200n m时,经1320ħ烧结后,W C 硬度值达1400H V0.1㊂T.S.S r i v a t s a n[18]等人以0.2㊁0.8和1.2μm的碳化钨原始粉末采用放电等离子烧结工艺制备了碳化钨硬质合金,研究了碳化钨颗粒粒径对硬质合金微观组织和显微硬度的影响,结果表明,粉末粒度增加会导致碳化钨硬质合金硬度值降低;当碳化钨粉末粒径为0.2μm时,其平均硬度值为1377H V0.5,与本文研究结果差别不大㊂W C颗粒粒径不同,心部的高速钢材料硬度变化不大,其平均硬度值都在500H V0.1左右㊂靠近界面处的W C硬度较其他位置更高,这有利于强化界面结合强度
㊂
图6不同颗粒粒径下烧结温度为1320ħ复合材料显微硬度分布
F i g6M i c r o h a r d n e s sd i s t r i b u t i o no fc o m p o s i t e s w i t h
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2.3复合界面微观组织形貌及元素扩散
图7为不同碳化钨颗粒粒径所制备的碳化钨/高强钢复合材料界面扫描电镜图片㊂图(a)~(d)的碳化钨原始粉末平均颗粒粒径分别为100㊁200㊁300和500n m㊂由图可以看出,当W C平均颗粒粒径为100n m时,碳化钨/高强钢复合材料复合界面缺陷较为明显,结合界面处存在明显较宽的裂纹,如图7(a)所示㊂这是因为碳化钨颗粒越细,其流动性越差,在高
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温下与高强钢之间的元素扩散越差,F e 元素向碳化钨
中的扩散越差,所以由于二者之间热膨胀系数差异较大,在冷却至室温的过程中,在界面处会产生应力集中现象,进而形成较明显的裂纹;当W C 平均颗粒粒径为
200n m 时,高强钢基体中的铁元素扩散到接触的碳化钨组织中,产生了一定宽度的熔合层,如图7(b
)所示,这是因为在此温度下,高强钢已经开始慢慢熔化,所以
F e 元素扩散到碳化钨组织中与碳化钨发生了反应;
当碳化钨原始粉末平均颗粒粒径为300或500n m 时,复合材料界面处并未出现过渡层,如图7(c )㊁(d )
所示㊂这是由于在此烧结温度下W C 并未完成致密化,
W C 增强体粒度相对较大,
其结合主要依赖于粗糙的增强体表面和基体的收缩产生摩擦力完成,两种材料的结合接近于机械结合的方式㊂
此外,当碳化钨原始粉末粒径为500n m 时,
可以观察到临近界面处高强钢组织中存在大量圆形 黑点 如图7(d
)所示㊂其能谱分析结果如图8所示,可以发现,此黑点为主要由C ㊁O ㊁N a ㊁S i ㊁K 和S 元素组成的
杂质,这可能是由于在试样制备过程中混入了其他杂质㊂
图7 不同颗粒粒径下碳化钨/高强钢复合材料界面S E M 图片
F i g 7S E Mi m a g e s o f i n t e r f a c e o fW C /h i g hs t r e n g t hs t e e l c o m p
o s i t e sw i t hd i f f e r e n t p a r t i c l e s i z e
s 图8 颗粒粒径为500n m 的碳化钨/高强钢复合材料界面能谱分析
F i g 8I n t e r f a c i a l e n e r g y s p e c t r u ma n a l y s i s o fW C /h i g hs t r e n g t hs t e e l c o m p
o s i t e sw i t h p a r t i c l e s i z e o f 500n m 图9为采用粒径为200和500n m 的碳化钨粉末
所制备的碳化钨/高强钢复合材料界面的S E M 显微图
片和相应的面扫描(E D S )
图㊂采用同一烧结温度1300ħ,图片的左侧为W C ,右侧为M 2高速钢㊂通
8
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过面扫描所检测的元素主要有F e㊁W㊁C r和C o元素㊂从图9中可以看出,当W C粉末平均颗粒粒径为200n m时,可以看到在过渡区域内,W㊁F e和C o元素在界面处都发生了明显的扩散,如图9(a)所示;随着碳化钨颗粒粒径的增大,元素扩散趋势减弱,当W C粉末平均颗粒粒径为500n m时,F e元素和W元素在复合材料界面处存在明显的分界面,界面处不存在过渡层,元素未发生明显扩散现象,但是C o元素发生了微量的扩散,如图9(b)所示㊂山泉[19]研究了不同颗粒尺寸的碳化钨增强表层复合材料的复合界面的显微组织,发现随着碳化钨颗粒尺寸的增大,碳化钨颗粒在基体中的溶解度呈递减趋势㊂
图9不同颗粒粒径下碳化钨/高强钢复合材料界面处各元素的面分布(E D S)
F i g9S u r f a c e d i s t r i b u t i o n(E D S)o f v a r i o u s e l e m e n t s a t t h e c o m p o s i t e i n t e r f a c e o fW C/h i g h s t r e n g t h s t e e l u n-
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为了更好地观察碳化钨/高强钢复合材料各主要元素在界面处的变化趋势,选取烧结温度为1300ħ的复合材料试样利用扫描电镜所附带的能谱仪(E D S)进行线扫描分析㊂
图10是F e㊁W和C o元素的线扫描分析图谱㊂由图像可以看出,扫描区域从左至右可以分为三个部分,分别是高强钢基体㊁过渡层和碳化钨增强体,过渡层宽度约为25~30μm㊂F e元素主要存在于高强钢基体中,从左侧至右侧有两个变化过程,首先是从高强钢基体到在界面处元素含量迅速降低,在过渡区内存在一定量的F e元素,然后由过渡区到碳化钨增强体,F e元素的含量又发生了降低㊂所以在这个过程中F e元素向碳化钨组织中进行了扩散;与F e元素不同的是,W 元素从右侧至左侧,只发生了一次明显变化,由碳化钨组织到过渡层,含量逐渐发生了减少,在高强钢基体区域内含量极少,几乎可以忽略不计㊂C o元素在过渡区内含量较高,且向高强钢基体中进行了扩散;在过渡层区域内F e㊁W和C o元素同时存在,在此区域内三种元素发生了反应,生成了新相,复合材料形成了良好的冶金结合㊂
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图10碳化钨颗粒粒径为200n m的复合材料界面处线扫描图
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图11所示为碳化钨颗粒粒径为500n m的复合材料界面处的线扫描图谱,所测试的3种元素为F e㊁W 和C o元素㊂由图可以看出,复合材料高强钢基体和碳化钨增强体分界面明显,并没有产生过渡层㊂同时,F e 元素在分界面处急剧下降,在右侧碳化钨区域中存在少量的F e元素,其含量变化趋于平缓;W元素主要存在于右侧碳化钨组织中,在从右到左的界面处其含量急剧下降,在右侧高强钢基体中含量极少,几乎可以忽略不计;C o元素从右侧到左侧呈下降趋势,总体变化较平缓,证明C o元素扩散到了高强钢基体中㊂所以,当碳化钨颗粒粒径为500n m时,F e元素和C o元素发生了微量扩散㊂但是,与图5㊁6(碳化钨颗粒粒径200n m)相比,复合材料的界面并未产生过渡层,证明复合材料并未发生界面反应,产生新相
㊂
图11碳化钨颗粒粒径为500n m的复合材料界面处线扫描图
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2.4高温激光共聚焦显微镜(C L S M)实验结果分析
传统的研究金属材料显微组织的方法主要有光学显微镜㊁扫描电子显微镜和透射电子显微镜等㊂然而这些方法只能观察材料在静态下的组织,无法观察材料在升温或冷却过程中起组织的变化过程㊂高温激光共聚焦显微镜(C L S M)可以在一定程度上解决上述问题㊂在本实验中,为了观察所制备的碳化钨/高强钢复合材料在升温过程中高强钢基体组织以及复合界面的变化情况,采用V L2000D X超高温激光共聚焦显微镜对复合材料在升温过程中的显微组织进行观察分析㊂
图12所示为碳化钨颗粒粒径为200n m,烧结温度为1300ħ制备的碳化钨/高强钢复合材料样品通过C S L M原位观察在升温过程中高强钢基体和界面显微组织的变化过程,变量温度显示在连续记录的图片中㊂图12(a)~(i)为复合材料从室温25ħ到1320ħ过程中的显微组织变化情况㊂从图中可以看出,当温度升至1002ħ时,高强钢基体与碳化钨交界面处的组织开始熔化,如图12(b);当温度升至1002~1151ħ时,高强钢基体组织中的黑点状碳化物析出开始增多,增大,如图12(b)~(e);当温度升至1202ħ时,高强钢基体组织晶界开始析出,并从晶界处的碳化物处开始熔化,组织表面开始由固态转为出现少量液体,如图12(f);当温度升至1202~1320ħ时,高强钢基体表面逐渐熔化,表面液体逐渐增多,呈现出熔融状态,如图12(f)~(i);此外,当温度升至1202ħ时,高强钢基体中的熔融态的铁开始由界面向碳化钨组织中扩散,如图12(f)所示;随着温度的升高扩散层逐渐增宽
㊂
图12颗粒粒径为200n m的碳化钨/高强钢复合材料升温过程C S L M原位观察图
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图13所示为碳化钨颗粒粒径为200n m,烧结温度为1300ħ制备的碳化钨/高强钢复合材料样品通过C S L M原位观察在升温过程中高强钢基体和界面显微组织的变化过程,变量温度显示在连续记录的图片中㊂图13(a)~(i)为复合材料从室温23ħ到1346ħ过程中的显微组织变化情况㊂当温度升至1051~1101ħ时,高强钢组织表面开始析出细小粒状碳化物,如图13(b)㊁(c);当温度为1150ħ时,高强钢组织表面晶界开始析出,如图13(d)所示;当升至1150~1300ħ时,粒状碳化物开始增大,晶界加深,如图13(d)~(g);当温度为1320~1346ħ时高强钢组织开始熔化,表面液体逐渐增多,如图13(h)㊁(i)㊂此外,在整个升温过程中,未发现高强钢基体由界面处向碳化钨组织中扩散的现象,这与前文中面扫描分析结果一致㊂
图13颗粒粒径为500n m的碳化钨/高强钢复合材料升温过程C S L M原位观察图
F i g13I n-s i t uo b s e r v a t i o no f C S L Md u r i n g t e m p e r a t u r e r i s e o fW C/h i g h s t r e n g t h s t e e l c o m p o s i t ew i t h p a r t i c l e
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3结论
(1)采用 冷压成型-真空烧结法 用特制模具成功制备出了用于微小部件的超细碳化钨/高强钢复合材料,实现了 粉末-固体 的结合㊂
(2)W C粉末颗粒粒径越小,W C平均晶粒尺寸越小;同时,W C致密度越高㊂当W C粉末颗粒粒径为100n m,致密度达到91.22%㊂
(3)W C粉末颗粒粒径越小,复合材料中W C一侧的硬度越高㊂当W C粉末颗粒粒径为100n m,烧结温度为1320ħ时,W C最高硬度值达1680H V0.1左右;且在靠近结合界面处W C硬度较其他位置更高;芯
211102021年第1期(52)卷
部的高速钢材料随W C颗粒粒径的变化不大,都在500H V0.1左右㊂
(4)当W C粉末颗粒粒径为200n m时,碳化钨与高强钢在界面处形成了一定宽度的过渡层,复合材料的结合为冶金结合;高强钢基体中的铁元素扩散到接触的碳化钨组织中,产生了一定宽度的熔合层,复合材料界面结合相对较好㊂
(5)当W C粉末平均颗粒粒径为200n m时,在过渡区域内,W㊁F e和C o元素在界面处都发生了明显的扩散;随着碳化钨颗粒粒径的增大,元素扩散趋势减弱㊂当W C粉末颗粒粒径为500n m时,在复合材料界面处F e元素和W元素未发生明显扩散现象,只有C o元素发生了一定程度的扩散㊂
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李刚等:颗粒粒径对碳化钨/高强钢复合材料界面微观组织和元素扩散的影响。