旋鍛鎢合金的殘余應力及動態力學性能

林澤華，康俊，周永貴，周承商，閆文敏

旋鍛鎢合金的殘余應力及動態力學性能

林澤華1，康俊2，周永貴2，周承商1，閆文敏3

(1. 中南大學粉末冶金國家重點實驗室，長沙 410083；2. 深圳市注成科技股份有限公司，深圳 518100；3. 中國兵器工業第208研究所瞬態沖擊技術重點實驗室，北京 102202)

以W、Ni、Fe粉末為原料，采用冷等靜壓成形和真空燒結工藝制備成分為95W-3.5Ni-1.5Fe的鎢合金，然后進行變形量分別為15%、30%和40%的旋鍛變形，利用掃描電鏡觀察、電子背散射衍射分析、X射線衍射分析、霍普金森壓桿(SHPB)及實彈靶試等手段分析和測試合金的微觀組織、動態力學性能和應力分布。結果表明：鎢合金經旋鍛變形后，鎢顆粒被拉長，從球狀變為橄欖狀。經過40%變形量的旋鍛加工，鎢合金的靜態抗拉強度與硬度(HRC)分別從983 MPa與28.9提升至1 434 MPa與46.1，伸長率從11.9%下降至4.6%。合金內部存在殘余壓應力，主要分布在鎢顆粒與顆粒之間，以及Ni-Fe黏結相中。旋鍛鎢合金在應變速率約為1.2×103s-1下沖擊時具有較高的應變率，為4.9%，且在侵徹鋼靶時表現出“自銳”性。

W-Ni-Fe 合金；旋鍛變形；動態力學性能；絕熱剪切；微觀組織；殘余應力

高密度鎢合金具有優異的力學性能，作為穿甲彈彈芯材料得到廣泛研究[1-4]。在實際應用中，彈體材料在侵徹過程中存在高應變率與絕熱剪切，表現出與準靜態變形不同的效應[5-6]，盡管傳統鎢合金具有相對優異的強度與塑韌性，但其高應變速率敏感性使其容易在侵徹過程中形成“蘑菇狀”頭部，從而降低穿透效果[7-8]。為了提升鎢合金彈的侵徹效果，需提高鎢合金的絕熱剪切帶(adiabatic shear bands，ASB)敏感性，獲得“自銳”行為[9-10]。提高鎢合金的絕熱敏感性、降低應變硬化率和應變速率敏感性都有利于ASB的形成[11-12]。對傳統鎢合金材料進行旋鍛變形可使其細晶結構各向異性，合金組織呈現纖維化趨勢，合金強度大幅度提高，但也會犧牲部分塑性[13-15]。旋鍛變形也影響鎢合金的動態性能，變形后組織纖維化使高熔點鎢相在動態沖擊過程中易出現流動軟化，形成ASB[16]。LI等[17]的研究表明，與常規鎢合金相比，變形量為60%的鍛造變形鎢合金表現出明顯的各向異性，沿鍛造方向更容易出現ASB。ZHOU等[10]對比未變形、熱擠壓(hot-hydrostatic extrusion, HE)變形與HE+熱扭轉(hot torsion, HT)復合變形的鎢合金，發現未經變形處理的合金與單一HE變形的合金均出現“蘑菇狀”頭部，而HE+HT復合變形合金則具有“自銳”效應，彈頭的頭部保持尖銳，HE變形可提升彈頭芯部的強度與剛度，從而增加侵徹效果。然而，對變形處理合金中ASB的形成機理仍缺乏研究。本文利用鎢(W)、鎳(Ni)、鐵(Fe)粉末為原料，采用冷等靜壓成形和真空燒結工藝制備95W-3.5Ni-1.5Fe合金，然后進行旋鍛變形處理，研究旋鍛變形對合金微觀組織與動態力學性能的影響，并分析不同變形量合金的宏觀殘余應力分布，從殘余應力的角度分析變形處理對鎢合金ASB形成機理的影響，為材料的動態失效機理和侵徹理論分析及彈體設計提供理論依據。

1 實驗

1.1 合金制備

所用原料為納米W粉、羰基Ni粉和羰基Fe粉，均為市場采購。原料粉末的基本參數列于表1。

表1 原料粉末的基本參數

鎢合金的名義成分(質量分數)為95W-3.5Ni- 1.5Fe，簡稱95W合金。首先稱取原料粉末，用滾筒球磨機混合球磨 14 h，球料質量比為 2:1，球磨轉速為61 r/min。球磨后的混合粉末在130 MPa 壓力下冷等靜壓，得到直徑約 13 mm、長度為62 mm 的圓柱形壓坯。壓坯在氨分解氣氛的二帶鉬絲燒結爐(一帶溫度設為 900 ℃，二帶為燒結溫度)中燒結，燒結溫度為 1 490 ℃，保溫時間為 30 min。然后在真空燒結爐中1 250 ℃真空保溫 4 h。對真空熱處理后的鎢合金圓棒進行旋轉鍛造，通過徑向鍛造使合金圓棒在單一軸向上被拉長，旋鍛變形量分別為15%、30%和40%。將變形前的95W合金和變形量為15%、30%和40%的旋鍛變形合金分別標記為95W-0、95W-15%、95W-30%和95W-40%。

1.2 組織與性能表征

采用阿基米德排水法測定鎢合金的密度。由于經過變形處理后鎢晶粒具有各向異性，因此對合金樣品分別在平行于旋鍛拉長方向的軸向面(即縱截面)和垂直于拉長方向的徑向面(即橫截面)取樣，用JSM 6360LV型(日本)掃描電鏡(SEM)觀察合金的顯微組織與形貌，并進行電子背散射衍射分析(electron back- scatter diffraction, EBSD)。用 HR-150A 型洛氏硬度計測定合金硬度(HRC)，載荷為1 471 N，每個樣品測 6 個數據，計算平均值與誤差。對各合金沿軸向取樣，按GB/T 7964—2020標準加工成頸徑0=(5±0.01) mm，標距原長0=(25±0.01) mm 的拉伸試樣，用 LD26.205 型萬能實驗機進行室溫拉伸試驗，測定合金的抗拉強度和伸長率。相同變形量的合金取3個試樣進行測試，計算平均值。將合金加工成直徑8 mm、長度10 mm 的圓柱形試樣，在分離式霍普金森壓桿(split Hopkinson pressure bar, SHPB)裝置上進行動態壓縮試驗，研究合金的真實應力-應變關系。試驗裝置如圖1所示，試驗時在試樣兩端分別墊高強鋼墊塊，應變速率約為～103s-1。在實彈靶試實驗中，靶材為20 mm/90°均質鋼板，與地面垂直放置，按照WJ523—1966標準安裝鋼靶，實彈著靶速度約為800 m/s。

圖1 分離式霍普金森壓桿裝置示意圖

2 結果與討論

2.1 顯微組織與靜態力學性能

圖2所示為旋鍛變形前的鎢合金(95W-0合金)與變形處理后的鎢合金圓柱體樣品的軸向截面(即縱截面)與徑向截面(即橫截面)的SEM形貌。實驗測得95W-0合金的相對密度為99.01%。由于在1 490 ℃液相燒結，該鎢合金中熔點較高的鎢顆粒經歷溶解-再析出過程，所以鎢顆粒呈球狀，Ni-Fe黏結相均勻包裹在鎢顆粒周圍(見圖2(a))。從圖2(b)和(c)看出，95W-0合金經過旋鍛變形后，軸向面上的鎢晶粒沿軸向出現不同程度的拉伸，其中變形量為15%的鎢合金(95W-15%)的鎢顆粒從近球狀變為沿變形方向的橢球狀，變形量為40%的鎢合金(95W-40%)中鎢晶粒沿軸向進一步被拉長，長徑比增大，多數顆粒呈橄欖狀，但從圖2(d)看出該合金徑向截面上的鎢顆粒尺寸稍微變小，呈球狀。綜上所述，旋鍛變形是單一方向的沿軸向變形，隨變形量增大，軸向面上的鎢顆粒形狀從橢球狀變為橄欖狀，徑向面上顆粒尺寸有所減小，但仍保持球形。

圖3所示為95W合金的硬度和拉伸性能，圖4所示為95W-0和95W-40%的拉伸斷口形貌。從圖3可見，旋鍛前合金的抗拉強度和伸長率分別為983.3 MPa和12%。經過40%變形量的旋鍛變形后，合金抗拉強度顯著提高至1 434 MPa；伸長率隨變形量增加而下降，95W-40%的伸長率為4.6%。旋鍛變形后合金抗拉強度提高，這主要是因為鎢顆粒被拉長為纖維狀所產生的強化效應；同時黏結相被擠壓成條帶狀均勻包裹鎢顆粒，使鎢顆粒從黏結相上脫落變得困難，合金抗拉強度提高。此外，從圖4可見在材料斷裂過程中，未變形合金的鎢顆粒主要為沿晶斷裂，高變形量的合金(95W-40%)中鎢顆粒發生解理斷裂并且黏結相被撕裂，因而95W-40%合金具有更高的抗拉強度[18]。而隨變形量增加，鎢晶粒變得更細長，同時四周包裹的黏結相變薄，導致合金伸長率下降。此外，與95W-0合金相比較，95W-40%合金具有較高的硬度，HRC平均值達到46.1。

圖2 95W合金旋鍛變形前與變形后的SEM形貌

(a) 95W-0 (without deformation); (b) 95W-15% (deformation is 15%), axial surface; (c), (d) 95W-40% (deformation is 40%), axial surface and radial surface respectively

圖3 不同變形量的95W合金拉伸性能和硬度

(a) Tensile strength and elongation; (b) Hardness

圖4 95W合金的拉伸斷口SEM形貌

2.2 殘余應力

采用X射線衍射(XRD)技術研究95W合金的殘余應力。殘余應力變化在XRD譜上表現為W峰位的變化，當存在壓應力時，晶面間距變小，因此W衍射峰向高角度偏移；反之，當存在拉應力時，晶面間距變大，W衍射峰位向低角度位移。圖5所示為95W-0和95W-40%的XRD譜。由圖可見，經過旋鍛變形后，軸向截面的(110)、(200)、和(211)晶面衍射峰分別向高角度偏移0.25°、0.38°和0.35°，說明經過旋鍛變形，W晶粒被拉長后，W晶面間距變小，存在壓應力。而變形合金徑向截面的W衍射峰位沒有發生明顯偏移，表明在徑向面上不存在明顯的殘余應力。

圖6所示為95W-40%合金的SEM照片和、、三個方向的EBSD圖。從圖中看出，多數W晶粒內部存在明顯的取向差異，呈現不同的顏色。統計相鄰晶粒取向差異的差值，得到如圖7所示的局部取向差(kernel average misorientation，KAM)，并得到表2所列合金的軸向截面殘余應力，直觀地反映合金表面晶粒的殘余應力分布情況。結合表2和圖7可知，代表中等程度殘余應力的黃色區塊所占比例最大，面積分數為42.2%，普遍分布在各晶粒當中。其次為代表較高殘余應力的橙色區塊，面積分數為25.9%，普遍分布在晶粒與黏結相連接處的外圍，而晶粒內部則多為代表較小殘余應力的綠色區塊，表明旋鍛變形使鎢合金晶粒拉長，W晶粒-黏結相界面處受到的應力比W晶粒內部更大。紅色區塊(面積分數為10.5%)代表存在很高的殘余應力，集中存在于多個晶粒相交處的黏結相中，是由于晶粒被拉長后，晶粒間的黏結相被擠壓，造成較高的殘余擠壓應力集中。該結果與XRD分析結果一致。經過變形后，集中在鎢顆粒與顆粒交界處的Ni-Fe黏結相中的殘余應力可分擔鎢相的殘余應力。因此，變形鎢合金的殘余應力可能有利于提高合金的“自銳”效果。

圖5 95W合金的XRD譜

(a) 95W-0; (b) Radical surface of 95W-40%; (c) Axial surface of 95W-40%

圖6 95W-40%合金軸向截面的SEM照片和EBSD圖

(a) SEM morphology; (b), (c), (d) EBSD images ofaxle,axle andaxle, respectively

圖7 95W-40%的軸向截面殘余應力分布

表2 95W-40%合金軸向截面的殘余應力

2.3 動態力學性能

圖8所示為95W-0與95W-40%合金在高應變率(～1.2×103s-1)下的動態壓縮真應力-真應變曲線，在進行SHPB沖擊后，這兩種合金均未出現宏觀失效。從圖8看出，合金在0.1%應變附近產生第一次屈服，歸結為晶體中位錯發生移動并達到一個穩定狀態，其對應的流變應力約為370 MPa。在發生動態屈服后，流變應力隨應變增大而持續上升，因為經過屈服滑移后，合金抵抗壓縮變形的能力提高，發生應變需增加應力，表現出一定程度的應變硬化效應，95W-0與95W-40%的應力最大值均約為1 050 MPa，在最大應力所對應的應變分別為2.88%和4.22%。在動態沖擊發生時，95W-40%的真實應變明顯大于95W-0，這與靜態拉伸的結果相反，可能是由于在相同的沖擊絕熱環境下，95W-40%合金的橄欖狀鎢顆粒較容易發生位移，表現為合金的流動軟化程度更大，有利于ASB的形成。

圖8 95W-0與95W-40%的動態壓縮真應力-應變曲線

將95W-0與95W-40%合金組裝成實彈進行彈芯靶試實驗，并回收彈體碎片進行微觀形貌分析，結果如圖9所示。從圖9看出，95W-0合金彈頭在穿靶后，出現“蘑菇頭”狀，這是由于球狀顆粒的未變形鎢合金的絕熱剪切不敏感性，彈頭位置發生侵徹時，彈頭迅速發生變形而未造成剪切破壞，使受力面積增大，進一步惡化侵徹效果。而95W-40%合金彈頭中明顯觀察到由絕熱剪切破壞而發生“自銳”效應，彈頭保持鋒利，可顯著提高彈頭的侵徹性能。此外，從圖9還看出，95W-40%彈芯頭部的鎢顆粒受到擠壓而發生一定變形，方向平行于旋鍛變形方向，由于橄欖狀顆粒使應力在該方向集中，同時導致該方向上流動軟化程度增加，造成絕熱剪切破壞，使彈頭保持穿透性。此外在彈芯頭部觀察到ASB(圖9(b)中長方形框內)，證實了“自銳”效應的發生，彈芯尾部的顆粒仍保持橄欖狀。95W-0合金彈芯頭部的鎢顆粒受到沖擊發生嚴重變形，呈傘狀張開，極大地增加了受力面積，影響侵徹效果。

3 結論

1) 粉末冶金95W-3.5Ni-1.5Fe合金經過旋鍛變形后，W顆粒在變形方向上被拉長，由球狀變為橄欖狀，垂直于變形方向的顆粒尺寸變小，但形狀不變。

2) 95W-3.5Ni-1.5Fe合金經過40%變形量的旋鍛變形后，靜態抗拉強度從983.3 MPa提高到1 434 MPa，伸長率下降至4.6%，硬度(HRC)為46.1。變形合金內部存在殘余壓應力，并且壓應力在橄欖狀的鎢顆粒與顆粒交界處及黏結相Ni-Fe處集中。

圖9 95W合金彈芯侵徹實驗后的碎片形貌

(a), (b), (c) Macrographphotom of 95W-40% bullets’ fragments, SEM images of the tip (area 1) and rear (area 2), respectively;(d), (e), (f) Macrographphotom of 95W-0 bullets’ fragments, SEM images of the tip (area 3) and rear (area 4), respectively

3) 變形鎢合金的ASB敏感性更高，在動態沖擊時表現出“自銳”性，而未經變形的鎢合金在侵徹時出現“蘑菇頭”，惡化侵徹效果。

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Residual stress and dynamic mechanical properties of swaging deformed tungsten alloy

LIN Zehua1, KANG Jun2, ZHOU Yonggui2, ZHOU Chengshang1, YAN Wenmin3

(1. State Key Laboratory of Powder Metallurgy, Central South University, Changsha 410083, China; 2. Shenzhen Zhucheng Technology Co., Ltd., Shenzhen 518100, China; 3. Key Laboratory of Transient Shock Technology, No. 208 Research Institute of China Ordnance Industry,Beijing 102202, China)

95W-3.5Ni-1.5Fe tungsten alloy was prepared by cold isostatic pressing and vacuum sintering using W, Ni and Fe powders as raw materials. Then, the swaging processing with 15%, 30% and 40% deformation was carried out. Scanning electronic microscope with electron backscattered diffraction, split Hopkinson pressure bar and live-fire target test were used to analyze the microstructure, dynamic mechanical properties and residual stress distribution of 95W-3.5Ni-1.5Fe tungsten alloy. The results show that the W particles in the tungsten alloy deform from a spherical shape to an olive shape after swaging process. The static tensile strength and hardness (HRC) of the 40% deformation tungsten alloy increase from 983 MPa and 28.9 to 1 434 MPa and 46.1 HRC respectively, and the elongation decreases from 11.9% to 4.6%. There are residual compressive stresses in the alloy, which are mainly distributed between tungsten particles and in the Ni-Fe bonding phase. The deformed tungsten alloy has a higher strain rate of 4.9% under the impact strain rate of about 1.2×103s-1, and exhibits “self-sharpening” when penetrating the steel target.

W-Ni-Fe alloy; rotary swaging deformation; dynamic mechanical property; adiabatic shear; microstructure; residual stress

TF125.2；TG146.4

A

1673-0224(2021)05-404-08

國防科技重點實驗室基金資助項目(6142606183209)

2021-02-28；

2021-06-01

周承商，副教授，博士。E-mail: chengshang.zhou@csu.edu.cn; 閆文敏，高級工程師。E-mail: wenmin7477038@163.com

(編輯 湯金芝)