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颗粒增强钢铁基复合材料能够将陶瓷材料和钢铁材料的优点融为一体，是耐磨材料、摩擦材料、高温合金及工具材料的理想应用对象。由于原位反应合成法的一项突出优点是增强体表面无污染，避免了与基体相容性不良的问题，且界面结合强度高，因此近年来有大量研究集中在原位反应法制备钢铁基复合材料。其中基于铸造法和SHS技术的居多，而结合了粉末冶金和原位反应技术优点的原位烧结技术的报道并不多见。相比之下，原位烧结技术具有如下优点：材料外观好，无后续加工或后续加工少；可采用液相烧结技术，材料致密化好；增强相体积分数可以较大；与钎涂技术结合，可制取表面复合材料等优点。因此原位烧结法制备钢铁基复合材料是一个值得研究的领域。TiC和VC均具有高硬度、高模量、高熔点、热力学稳定性高等特点，因而被广泛用作复合材料的增强相。此外，钒在钢中常被用来细化钢的组织，提高晶粒粗化温度，降低钢的过热敏感性，提高钢的强度和韧性。在热处理中，钒溶入奥氏体时能增加钢的淬透性，回火时钒延缓马氏体分解，提高钢的回火抗力，更重要的是，回火时钒有强烈的二次硬化作用。在以往的研究中，多采用TiC作钢铁基复合材料的增强相，用VC作增强相的研究很少。用原位烧结法制备钢铁基复合材料，并且用TiC和VC复相增强的报道更是没有。因此，本研究综合TiC、VC和V的优点，以钛粉、铁粉、钒铁粉、铬铁粉、钼铁粉及石墨粉为原料，采用原位烧结技术制备了（Ti，V）C／Fe复合材料，着重对其微观结构和热处理问题进行了较为系统的研究。研究发现，TiC／Fe、（Ti，V）C／Fe复合材料的最佳烧结温度分别是1420℃、1400℃。烧结所制得的复合材料致密化程度高，Ti和V反应程度高，无Fe2Ti等有害相存在。Fe-Ti-V-C反应的动力学过程为：在765℃左右发生钒的碳化反应FeV+C=VC+α-Fe，1140.4℃时达到TiC反应的着火点反应生成TiC，在随后的烧结中，TiC和VC形成（Ti，V）C固溶体，（Ti，V）C颗粒在液相中根据Gibbs-Thomson效应按照小颗粒不断溶解，大颗粒相应粗化的模式长大。形成（Ti，V）C固溶体后，随着V／Ti比提高会使（Ti，V）C在铁中的溶解度增大，（Ti，V）C和基体之间的交互作用增强。因此（Ti，V）C增强相颗粒的形态比TiC规则，随着V／Ti比提高，（Ti，V）C颗粒趋于球形，并逐渐长大。增强相（Ti，V）C和基体之间存在的交互作用促进了基体的合金化，改变了基体的名义成分，并提高了增强相颗粒和基体之间的界面结合强度。TiC／Fe、（Ti，V）C／Fe复合材料烧结态基体为珠光体组织。经淬火后材料具有良好的淬硬性，硬度由烧结态的HRA81提高到HRA84～87。经适当温度淬火后形成针状马氏体+残余奥氏体+硬质相的组织。V／Ti比提高则淬硬性提高。TiC／Fe、（Ti，V）C／Fe复合材料具有较好的回火稳定性。各试样淬硬性的差别以及试样回火稳定性好主要是由于硬质相和基体在烧结和热处理过程中存在交互作用，改变了基体中C和合金元素的含量。（Ti，V）C／Fe复合材料在450～550℃回火有二次硬化现象，系弥散析出M7C3（（Fe，Cr）7C3）碳化物和“二次淬火”所致。V的固溶改变（Ti，V）C固溶体的密度，在增强相质量分数不变的情况下，改变了增强相的体积分数。通过调整V含量可以调整（Ti，V）C／Fe复合材料增强相的形态、大小及体积分数，进而调整（Ti，V）C／Fe复合材料的机械性能。随着V／Ti的提高，增强相体积分数减小，硬质相颗粒直径增大，复合材料抗弯强度减小。随着V／Ti提高，硬质相体积分数下降，耐磨性降低。由于TiC形态不规则，因此TiC／Fe复合材料的抗弯强度和耐磨性并不是最好的。1000℃淬火后分别经250℃回火和500℃回火的（Ti，V）C／Fe复合材料耐磨性接近，但比烧结态试样的耐磨性明显提高。因此，热处理是进一步提高（Ti，V）C／Fe复合材料耐磨性的有效手段。