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 材料與冶金學院，遼寧 鞍山 114051；2. 海洋裝備用金屬材料及其應用國家重點實驗室，遼寧 鞍山 114051；3. 本鋼集團技術研究院，遼寧 本溪 117000;4. 澳大利亞伍倫貢大學 機械、材料和機電一體化學院，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、高密度、高耐磨性和耐侵蝕性等吸引人的特性而被廣泛應用于微型鉆頭，核耐火零件，醫(yī)療設備、切削工具及耐磨件等領域[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)濟有效地利用資源的基礎上，開發(fā)具有優(yōu)異的綜合性能的復合材料。

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用中，機器和微型鉆頭稍有偏差就可能導致微型鉆頭斷裂，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、耐磨性和斷裂強度；內(nèi)部采用高強鋼內(nèi)芯，可以同時提高復合材料的強度和斷裂韌性。開發(fā)這種碳化鎢/高強鋼復合材料具有重要意義。

據(jù)報道，以碳化鎢為增強顆粒、鋼鐵材料為基體的復合材料越來越受到人們的重視[8]。碳化鎢增強鋼鐵基復合材料的結合分為整體復合和表面復合。主要制備方法包括粉末冶金法、原位生成復合法(整體復合)；激光熔覆法、堆焊法和鑄滲法(表面復合)[9]。為了解決碳化鎢/鋼復合材料基體與增強體之間熱膨脹系數(shù)不匹配的問題，改善復合材料的界面，許多學者進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 鋼基表面復合材料，研究了添加鎢鐵粉對復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 顆粒增強鋼基表面復合材料，研究了Ni的添加對鑄滲層界面組織的影響。馮志揚[12]等利用常壓燒結的方法把純鐵粉和碳化鎢混合粉在1 500 ℃下燒結6 min得到了WC鐵基復合材料。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，對材料的機械性能、熱性能和耐腐蝕性進行了研究。清華大學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鋼基復合材料，并通過研究發(fā)現(xiàn)，復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械性能。

近年來，在碳化鎢顆粒增強鋼基復合材料的研究方面，主要集中在工藝參數(shù)對復合材料組織、性能及界面的影響。例如燒結溫度、保溫時間和制坯壓力等。這些研究都是以保持碳化鎢顆粒粒徑不變的條件下進行，并沒有考慮碳化鎢顆粒粒徑對復合材料組織、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/鋼復合材料鮮有報道。

本文采用自行設計的特制模具使用“冷壓成型-真空燒結”的方法，制備了超細晶碳化鎢/高強鋼復合材料。實現(xiàn)了粉末燒結的碳化鎢硬質(zhì)合金與固體高強鋼芯的兩種材料的復合。研究了不同顆粒粒徑對碳化鎢/高強鋼復合材料界面微觀組織以及復合材料界面處元素擴散的影響。

1 實驗材料與方法

實驗采用“冷壓成型-真空燒結”的方法使用自制模具制備碳化鎢/高強鋼復合材料。自制模具示意圖如圖1所示，模具內(nèi)徑為3 mm，外徑6 mm。實驗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。高強鋼芯材料為直徑1 mm的M2高速鋼。具體的實驗步驟如下：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疲勞試驗機將混合粉末與高強鋼芯一同壓制成型，載荷為1 400 MPa。然后將整套模具放入真空管式爐中(GR.TF60)進行燒結，為避免燒結過程中材料發(fā)生氧化，在升溫前先抽真空，然后通入氬氣，保證排盡空氣，重復上述步驟3次，整個燒結過程在氬氣保護下進行。燒結溫度分別設定為1 300 ℃，保溫90 min，保溫結束后隨爐冷卻至室溫。

利用光學顯微鏡(OM VHX-500)和掃描電子顯微鏡(SEM Zeiss- IGMA HD)觀察復合材料的微觀組織形貌，并對復合界面進行面掃描分析；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合材料在升溫過程中的顯微組織進行觀察分析。在數(shù)字型顯微硬度計(Q10M)上測量復合材料各區(qū)域的顯微硬度，加載力0.1 kg，加載時間10S。打點方式選擇從高強鋼圓心開始沿半徑方向，向外每隔0.2 mm取一個點，每個試樣打7個點。

1-高強鋼芯 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-真空燒結模具示意圖和實物圖Fig 1 Schematic and physical drawings of cold pressing-vacuum sintering mold

2 結果與分析

2.1 WC微觀組織分析

為了研究碳化鎢顆粒粒徑對碳化鎢/高強鋼復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的超細碳化鎢粉末。選用粒徑為納米級的超細WC粉末所制備的WC-Co硬質(zhì)合金具有良好的力學性能和切削性能，廣泛應用于金屬切削和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“團聚”現(xiàn)象。“團聚”是指多個顆粒黏附到一起成為“團聚”的現(xiàn)象。團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果。顆粒越細，其表面能越大，團聚的機會就越多[17]。當WC平均粒徑為300 nm時，團聚現(xiàn)象最為嚴重，如圖2(c)。當WC平均粒徑為500 nm時，WC粒徑分布差異較大，個別碳化鎢顆粒的直徑達到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的晶粒尺寸進行測量得出，當WC平均顆粒粒徑為100 nm時，燒結后的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WC平均顆粒粒徑為200 nm時，燒結后的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WC平均顆粒粒徑為300 nm或500 nm時，WC組織表面凹凸不平，存在大量的孔洞(3(c)、(d)中黑色部分)。這是因為，WC顆粒粒徑較大時需要較高的燒結溫度，此溫度并沒有達到其燒結溫度，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)同一燒結溫度燒結后的碳化鎢硬質(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。當碳化鎢粉末平均顆粒粒徑為100 nm時，燒結后的硬質(zhì)合金致密度達到最大值91.22%；當碳化鎢粉末平均顆粒粒徑為200 nm時，燒結后的硬質(zhì)合金致密度降至79.58%；當碳化鎢粉末平均顆粒粒徑為300或500 nm時，燒結后的硬質(zhì)合金致密度較低，在60%以下。說明當碳化鎢粉末平均顆粒粒徑為300或500 nm時，需要更高的燒結溫度才能完成致密化過程。一般認為，原始WC顆粒的顆粒粒徑會影響WC硬質(zhì)合金的燒結溫度：顆粒越細小，所需的燒結溫度就越低，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小，經(jīng)同一溫度下燒結后，其致密化程度越高。同時，兩個碳化鎢顆粒的中心距隨著顆粒的減小而縮短，因而細晶粒的粉末在燒結時彼此更易靠攏；粉末粒徑越細，比表面積越大，其固相擴散和液相出現(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/高強鋼復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 ℃燒結后的碳化鎢/高強鋼復合材料維氏硬度分布曲線。由圖5和6可以看出，在燒結溫度一定的條件下，燒結后的WC硬質(zhì)合金的硬度隨著WC粒徑的增大而減小。這是因為WC硬質(zhì)合金的硬度主要與致密度以及WC的晶粒尺寸有關：致密度越高，硬度越大，晶粒尺寸越小，硬度越大。在本實驗中，原始WC粉末粒度越細，燒結后的WC致密度越高，且燒結后的WC組織晶粒尺寸越大。由圖5可以看出，碳化鎢側的硬度明顯高于高強鋼基體，在碳化鎢和高強鋼基體的分界面處硬度值發(fā)生明顯的變化，存在一個“躍遷”現(xiàn)象；當碳化鎢粒徑為100 nm時，經(jīng)1 300 ℃燒結后，WC硬度值達1 300～1 400 HV0.1;當碳化鎢粒徑為200 nm時，WC硬度值達1 299 HV0.1;

圖5 不同顆粒粒徑下復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，當碳化鎢粒徑為100 nm時，經(jīng)1 320 ℃燒結后，WC最高硬度值達1 680HV0.1左右。當碳化鎢粒徑為200 nm時，經(jīng)1 320 ℃燒結后，WC硬度值達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，結果表明，粉末粒度增加會導致碳化鎢硬質(zhì)合金硬度值降低；當碳化鎢粉末粒徑為0.2 μm時，其平均硬度值為1 377HV0.5，與本文研究結果差別不大。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，這有利于強化界面結合強度。

圖6 不同顆粒粒徑下燒結溫度為1 320 ℃復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 復合界面微觀組織形貌及元素擴散

圖7為不同碳化鎢顆粒粒徑所制備的碳化鎢/高強鋼復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WC平均顆粒粒徑為100 nm時，碳化鎢/高強鋼復合材料復合界面缺陷較為明顯，結合界面處存在明顯較寬的裂紋，如圖7(a)所示。這是因為碳化鎢顆粒越細，其流動性越差，在高溫下與高強鋼之間的元素擴散越差，F(xiàn)e元素向碳化鎢中的擴散越差，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，在界面處會產(chǎn)生應力集中現(xiàn)象，進而形成較明顯的裂紋；當WC平均顆粒粒徑為200 nm時，高強鋼基體中的鐵元素擴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，這是因為在此溫度下，高強鋼已經(jīng)開始慢慢熔化，所以Fe元素擴散到碳化鎢組織中與碳化鎢發(fā)生了反應；當碳化鎢原始粉末平均顆粒粒徑為300或500 nm時， 復合材料界面處并未出現(xiàn)過渡層，如圖7(c)、(d)所示。這是由于在此燒結溫度下WC并未完成致密化，WC增強體粒度相對較大，其結合主要依賴于粗糙的增強體表面和基體的收縮產(chǎn)生摩擦力完成，兩種材料的結合接近于機械結合的方式。

此外，當碳化鎢原始粉末粒徑為500 nm時，可以觀察到臨近界面處高強鋼組織中存在大量圓形“黑點”如圖7(d)所示。其能譜分析結果如圖8所示，可以發(fā)現(xiàn)，此黑點為主要由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/高強鋼復合材料界面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/高強鋼復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/高強鋼復合材料界面的SEM顯微圖片和相應的面掃描(EDS)圖。采用同一燒結溫度1 300 ℃，圖片的左側為WC，右側為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WC粉末平均顆粒粒徑為200 nm時，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)生了明顯的擴散，如圖9(a)所示；隨著碳化鎢顆粒粒徑的增大，元素擴散趨勢減弱，當WC粉末平均顆粒粒徑為500 nm時，F(xiàn)e元素和W元素在復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)生明顯擴散現(xiàn)象，但是Co元素發(fā)生了微量的擴散，如圖9(b)所示。山泉[19]研究了不同顆粒尺寸的碳化鎢增強表層復合材料的復合界面的顯微組織，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/高強鋼復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/高強鋼復合材料各主要元素在界面處的變化趨勢，選取燒結溫度為1 300 ℃的復合材料試樣利用掃描電鏡所附帶的能譜儀(EDS)進行線掃描分析。

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部分，分別是高強鋼基體、過渡層和碳化鎢增強體，過渡層寬度約為25～30 μm。Fe元素主要存在于高強鋼基體中，從左側至右側有兩個變化過程，首先是從高強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)到碳化鎢增強體，F(xiàn)e元素的含量又發(fā)生了降低。所以在這個過程中Fe元素向碳化鎢組織中進行了擴散；與Fe元素不同的是，W元素從右側至左側，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，在高強鋼基體區(qū)域內(nèi)含量極少，幾乎可以忽略不計。Co元素在過渡區(qū)內(nèi)含量較高，且向高強鋼基體中進行了擴散；在過渡層區(qū)域內(nèi)Fe、W和Co元素同時存在，在此區(qū)域內(nèi)三種元素發(fā)生了反應，生成了新相，復合材料形成了良好的冶金結合。

圖10 碳化鎢顆粒粒徑為200 nm的復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，復合材料高強鋼基體和碳化鎢增強體分界面明顯，并沒有產(chǎn)生過渡層。同時，F(xiàn)e元素在分界面處急劇下降，在右側碳化鎢區(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，在右側高強鋼基體中含量極少，幾乎可以忽略不計；Co元素從右側到左側呈下降趨勢，總體變化較平緩，證明Co元素擴散到了高強鋼基體中。所以，當碳化鎢顆粒粒徑為500 nm時，F(xiàn)e元素和Co元素發(fā)生了微量擴散。但是，與圖5、6(碳化鎢顆粒粒徑200 nm)相比，復合材料的界面并未產(chǎn)生過渡層，證明復合材料并未發(fā)生界面反應，產(chǎn)生新相。

圖11 碳化鎢顆粒粒徑為500 nm的復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)實驗結果分析

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。在本實驗中，為了觀察所制備的碳化鎢/高強鋼復合材料在升溫過程中高強鋼基體組織以及復合界面的變化情況，采用VL2000DX超高溫激光共聚焦顯微鏡對復合材料在升溫過程中的顯微組織進行觀察分析。

圖12所示為碳化鎢顆粒粒徑為200 nm，燒結溫度為1 300 ℃制備的碳化鎢/高強鋼復合材料樣品通過CSLM原位觀察在升溫過程中高強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，當溫度升至1 002 ℃時，高強鋼基體與碳化鎢交界面處的組織開始熔化，如圖12(b)；當溫度升至1 002～1 151 ℃時，高強鋼基體組織中的黑點狀碳化物析出開始增多，增大，如圖12(b)～(e)；當溫度升至1 202 ℃時，高強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)轉為出現(xiàn)少量液體，如圖12(f)；當溫度升至1 202～1 320 ℃時，高強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，當溫度升至1 202 ℃時，高強鋼基體中的熔融態(tài)的鐵開始由界面向碳化鎢組織中擴散，如圖12(f)所示；隨著溫度的升高擴散層逐漸增寬。

圖12 顆粒粒徑為200 nm的碳化鎢/高強鋼復合材料升溫過程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，燒結溫度為1 300 ℃制備的碳化鎢/高強鋼復合材料樣品通過CSLM原位觀察在升溫過程中高強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)為復合材料從室溫23 ℃到1 346 ℃過程中的顯微組織變化情況。當溫度升至1 051～1 101 ℃時，高強鋼組織表面開始析出細小粒狀碳化物，如圖13(b)、(c)；當溫度為1 150 ℃時，高強鋼組織表面晶界開始析出，如圖13(d)所示；當升至1 150～1 300 ℃時，粒狀碳化物開始增大，晶界加深，如圖13(d)～(g)；當溫度為1 320～1 346 ℃時高強鋼組織開始熔化，表面液體逐漸增多，如圖13(h)、(i)。此外，在整個升溫過程中，未發(fā)現(xiàn)高強鋼基體由界面處向碳化鎢組織中擴散的現(xiàn)象，這與前文中面掃描分析結果一致。

3 結 論

(1)采用“冷壓成型-真空燒結法”用特制模具成功制備出了用于微小部件的超細碳化鎢/高強鋼復合材料，實現(xiàn)了“粉末-固體”的結合。

(2) WC粉末顆粒粒徑越小，WC平均晶粒尺寸越??；同時，WC致密度越高。當WC粉末顆粒粒徑為100 nm，致密度達到91.22%。

(3) WC粉末顆粒粒徑越小，復合材料中WC一側的硬度越高。當WC粉末顆粒粒徑為100 nm，燒結溫度為1 320 ℃時，WC最高硬度值達1 680HV0.1左右；且在靠近結合界面處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WC粉末顆粒粒徑為200 nm時，碳化鎢與高強鋼在界面處形成了一定寬度的過渡層，復合材料的結合為冶金結合；高強鋼基體中的鐵元素擴散到接觸的碳化鎢組織中，產(chǎn)生了一定寬度的熔合層，復合材料界面結合相對較好。

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