劉冠旗，王春旭，劉少尊，厲 勇，譚成文,劉志超

(1.鋼鐵研究總院 特殊鋼研究所，北京 100081；2.北京理工大學(xué) 材料科學(xué)與工程學(xué)院，北京 100081 )

導(dǎo)彈毀傷目標(biāo)的專用裝置，通常稱之為戰(zhàn)斗部，它是導(dǎo)彈結(jié)構(gòu)的重要組成部分[1].戰(zhàn)斗部可以分為很多種，本文研究的是穿爆型戰(zhàn)斗部，其結(jié)構(gòu)可以簡(jiǎn)化為空心殼體，這類材料在應(yīng)用過(guò)程中要求實(shí)現(xiàn)深侵徹且不發(fā)生明顯塑性變形及破壞.這就要求材料具有良好的強(qiáng)度、塑韌性、密度及動(dòng)態(tài)性能的配合.

目前穿爆型戰(zhàn)斗部材料主要有兩種.一種是高密度鎢合金.它以鎢為基體，同時(shí)加入鎳、鐵、銅、鈷、錳等，其中幾種合金元素，具有高密度(約16～19 g/cm3)、熔點(diǎn)高、強(qiáng)韌性適中、臨界剪切應(yīng)變率較高、良好的導(dǎo)熱性等優(yōu)異性能[2-4].近年來(lái)，國(guó)內(nèi)外研究人員對(duì)鎢合金性能的提升做了大量工作：優(yōu)化合金成分、探索新的粉末冶金技術(shù)、發(fā)展先進(jìn)的燒結(jié)方法以及燒結(jié)前預(yù)變形加工等[5-11].對(duì)于典型鎢合金93WNiFe，在保證一定塑性的前提下，其抗拉強(qiáng)度可以達(dá)到1 300 MPa左右[12].但其微觀組織由鎢顆粒(體心立方(BCC)結(jié)構(gòu))和粘結(jié)相(面心立方(FCC)結(jié)構(gòu))兩相組成，相間界面結(jié)合力有限，這在一定程度上限制了合金性能的提升.另一種常用材料是超高強(qiáng)度鋼，典型鋼種為G50鋼，其微觀組織主要為板條馬氏體，屬于體心立方(BCC)結(jié)構(gòu).其力學(xué)性能較好(抗拉強(qiáng)度約1 800 MPa[13-14])，但密度較低，難以獲得高的侵徹能量，且由于其滑移系少，在變形過(guò)程中易導(dǎo)致應(yīng)力集中，因此，臨界破壞速率較低，易發(fā)生絕熱剪切斷裂，難以滿足使用條件對(duì)材料提出的更高要求.

目前該領(lǐng)域?qū)γ嫘牧⒎?FCC)結(jié)構(gòu)合金研究很少，而面心立方有滑移系多、易變形、強(qiáng)化方式多樣等諸多優(yōu)點(diǎn)，充分挖掘FCC結(jié)構(gòu)的優(yōu)點(diǎn)，可以為戰(zhàn)斗部用材發(fā)展提供更廣闊的思路.為此，本文基于面心立方結(jié)構(gòu)和時(shí)效析出細(xì)小彌散強(qiáng)化相的原理設(shè)計(jì)出一種新型高密度合金，并研究不同時(shí)效溫度對(duì)合金性能與組織的影響，同時(shí)總結(jié)了動(dòng)態(tài)加載下其絕熱剪切帶的特征.

1 實(shí) 驗(yàn)

1.1 實(shí)驗(yàn)材料

鎢合金擁有較高的密度與強(qiáng)度，因此，本文將鎢作為固溶強(qiáng)化相，同時(shí)由于鎢在鎳中的固溶度較高，將鎳作為固溶體基體，根據(jù)相關(guān)研究經(jīng)驗(yàn)，擬添加Ta、Co元素，促進(jìn)合金中強(qiáng)化相的形成，提高合金的綜合性能.合金的化學(xué)成分為(質(zhì)量分?jǐn)?shù))： 57%Ni， 37%W，5%Co，1%Ta.將該合金定義為NiW750高密度合金.

1.2 實(shí)驗(yàn)方法

合金經(jīng)過(guò)真空爐熔煉，得到直徑85 mm的圓棒，而后在1 180 ℃經(jīng)過(guò)兩次鍛造，得到直徑為20 mm的圓柱體毛坯，從該毛坯上取樣進(jìn)行熱處理實(shí)驗(yàn).采用時(shí)效處理，時(shí)效溫度為650、700、750、800、850、900 ℃，時(shí)效時(shí)間5 h，冷卻方式為空冷.設(shè)置空白組(未時(shí)效試樣)進(jìn)行對(duì)比.熱處理后進(jìn)行靜態(tài)力學(xué)實(shí)驗(yàn)，拉伸應(yīng)變速率為5×10-4s-1，沖擊采用夏比擺錘實(shí)驗(yàn)，缺口為“U”型.而后在室溫下進(jìn)行分離式Hopkinson壓桿(SHPB)實(shí)驗(yàn)，取樣加工成尺寸為Φ4 mm×4 mm的試樣，控制應(yīng)變率在1 500～7 000 s-1.采用ZEISS-40MAT倒置型光學(xué)顯微鏡(OM)，HITACHI-S4300冷場(chǎng)發(fā)射掃描電鏡(SEM)觀察試樣微觀組織形貌，采用FEI Tecnai G2 F20透射電鏡(TEM)觀察微結(jié)構(gòu)，采用FM300型數(shù)字顯微硬度計(jì)測(cè)試基體與絕熱剪切帶的硬度.

2 結(jié)果及分析

2.1 靜態(tài)性能

該高密度合金經(jīng)過(guò)不同熱處理制度后的力學(xué)性能如圖1所示，可以看出，隨著時(shí)效溫度的升高，合金的抗拉強(qiáng)度先增高后降低，在750 ℃時(shí)達(dá)到峰值1 746 MPa，韌性值A(chǔ)ku基本呈先降低后升高趨勢(shì)，在750 ℃至最低值，但仍有113 J/cm2，斷后伸長(zhǎng)率(A)和斷面收縮率(Z)也呈先降低后升高趨勢(shì).試樣的硬度先升高后降低，其值與抗拉強(qiáng)度存在基本對(duì)應(yīng)關(guān)系，在750 ℃達(dá)到峰值HRC48.此外，試樣在900 ℃時(shí)效后，各項(xiàng)數(shù)據(jù)變化特別顯著，推測(cè)材料在900 ℃時(shí)微觀組織發(fā)生了明顯改變.

將NiW750合金與G50鋼，鎢合金93WNiFe性能進(jìn)行對(duì)比，結(jié)果如表1所示，可以看到合金的密度(ρ)為11.4 g/cm3，比傳統(tǒng)超高強(qiáng)度鋼高出40%以上.高的密度保證了該種合金在高速?zèng)_擊過(guò)程中獲得高的侵徹能量，滿足其應(yīng)用需求.而在力學(xué)性能方面，NiW750合金未時(shí)效試樣力學(xué)性能就優(yōu)于鎢合金93WNiFe，其中抗拉強(qiáng)度高出11.6%，韌性值A(chǔ)ku更是高出一個(gè)數(shù)量級(jí).合金經(jīng)過(guò)750 ℃×5 h時(shí)效處理后抗拉強(qiáng)度進(jìn)一步提高(提高21.7%)，韌性值A(chǔ)ku下降，但仍高出鎢合金100 J/cm2.G50的強(qiáng)度最高，但韌性比NiW750合金差.綜合考慮密度和強(qiáng)度因素，NiW750合金比其他兩種材料具有更好的性能配合，時(shí)效處理使其強(qiáng)度進(jìn)一步提高.

圖1 NiW750合金在不同時(shí)效溫度下的力學(xué)性能

SpecimensRm/MPaRp0.2/MPaA/%Z/%Aku/(J·cm-2)ρ/(g·cm-3)NiW750-without aging1 4351 26224.56426811.4NiW750-aging at 750 ℃1 7461 57114.06011311.493WNiFe[12]1 2861 2553.0-1317.7G50[13-14]1 8101 59012.060677.7

2.2 時(shí)效溫度對(duì)合金微觀組織的影響

圖2為不同時(shí)效溫度下合金微觀形貌，可以看到合金的基體為奧氏體,在850 ℃以下時(shí)效處理，晶粒尺寸隨時(shí)效溫度變化不明顯.直徑在10～15 μm.

圖2 不同時(shí)效溫度下NiW750的微觀組織

Fig.2 Microstructures of NiW750 at different aging temperatures：(a)without aging treatment；(b)650 ℃；(c)700 ℃；(d)750 ℃；(e)800 ℃；(f)850 ℃；(g)900 ℃

然而，由圖2還可以看到，當(dāng)時(shí)效溫度提高到850～900 ℃，晶粒直徑增大，約為30 μm，其強(qiáng)度急劇下降，韌性值上升.可以認(rèn)為，在此溫度范圍內(nèi)材料發(fā)生了回復(fù)現(xiàn)象，削弱了由鍛造時(shí)造成的加工硬化效應(yīng).這印證了上文的推測(cè).

基體上零星分布的白色顆粒為未溶物，在不同時(shí)效溫度下其形貌大致相同，為不規(guī)則的球體，直徑約在1 μm，如圖3所示.通過(guò)能譜EDS分析，該未溶物的成分如表2所示.需要說(shuō)明的是，鎢已大部分溶于奧氏體基體，只有少部分以未溶物形式存在，時(shí)效處理可以使少量未溶物溶解于基體，影響規(guī)律需進(jìn)一步研究.

圖3 NiW750合金中未溶物的形態(tài)

通過(guò)透射選區(qū)電子衍射可以發(fā)現(xiàn)，未經(jīng)時(shí)效的試樣無(wú)析出相形成，經(jīng)過(guò)時(shí)效的試樣均得到析出相.通過(guò)透射衍射斑標(biāo)定，可以確定析出相為Ni4W.析出相呈圓球或橢球狀，合金在不同時(shí)效溫度下的微觀形貌如圖4所示.時(shí)效溫度為650 ℃時(shí)，試樣析出相尺寸約為10.05 nm，析出相分布間距較大；當(dāng)溫度升高到750 ℃，析出相逐漸長(zhǎng)大，平均尺寸約為10.35 nm，分布間距有所減小；800 ℃時(shí)，析出相長(zhǎng)大更加明顯，約為31.2 nm，分布間距進(jìn)一步減小，而當(dāng)時(shí)效溫度升至900 ℃，析出相平均尺寸40.5 nm，析出相分布間距卻急劇增大.推測(cè)合金在800～900 ℃時(shí)效后，一部分析出相進(jìn)一步長(zhǎng)大，而另一部分在時(shí)效過(guò)程中發(fā)生回溶現(xiàn)象，即析出相在高溫情況下溶解于奧氏體基體.另結(jié)合試樣性能分析推斷，隨著時(shí)效溫度的升高，合金內(nèi)部不斷有新的析出相形核析出，同時(shí)，已經(jīng)出現(xiàn)的析出相繼續(xù)長(zhǎng)大，在約800～900 ℃時(shí)效時(shí)析出相發(fā)生回溶，對(duì)位錯(cuò)的阻礙作用減小，使得強(qiáng)度明顯下降.析出相的大小與分布間距均影響該合金的靜態(tài)力學(xué)性能，在750 ℃左右兩者達(dá)到最優(yōu)配比，合金的靜態(tài)力學(xué)性能達(dá)到最佳.

表2 未溶物的化學(xué)成分

2.3 動(dòng)態(tài)力學(xué)實(shí)驗(yàn)

為研究該合金動(dòng)態(tài)力學(xué)性能，選取具有代表性的未時(shí)效(無(wú)時(shí)效強(qiáng)化作用)試樣及750 ℃×5 h時(shí)效后(時(shí)效強(qiáng)化作用最大)試樣進(jìn)行多次動(dòng)態(tài)壓縮實(shí)驗(yàn)，應(yīng)變率控制在1 500～7 000 s-1，實(shí)驗(yàn)結(jié)果如表3所示.

圖4 不同時(shí)效溫度下NiW750合金TEM形貌:(a)未時(shí)效；(b)650℃;(c)750℃;(d)800℃;(e)900℃

Fig.4 Morphologies of NiW750 alloy by TEM at different aging treatment temperatures：(a) without aging treatment； (b)650 ℃； (c)750 ℃；(d)800 ℃；(e)900 ℃

表3中的加載速率均為實(shí)驗(yàn)過(guò)程中的平均應(yīng)變速率.時(shí)效組試樣在應(yīng)變率為6 800 s-1下出現(xiàn)斷裂現(xiàn)象， 試樣在45°方向上出現(xiàn)剪切斷裂. 圖5為圓柱形試樣實(shí)驗(yàn)前后的照片.

表3 SHPB實(shí)驗(yàn)結(jié)果

圖5 NiW750合金SHPB實(shí)驗(yàn)前后試樣對(duì)比

2.3.1 動(dòng)態(tài)加載下真應(yīng)力應(yīng)變曲線

對(duì)SHPB實(shí)驗(yàn)測(cè)得的數(shù)據(jù)進(jìn)行處理，繪制如圖6所示的真實(shí)應(yīng)力應(yīng)變曲線圖.曲線形狀相似，隨著應(yīng)變的增加，應(yīng)力在短時(shí)間內(nèi)迅速上升，而后保持相對(duì)穩(wěn)定，出現(xiàn)平臺(tái).這是由于在高應(yīng)變率下，材料的加工硬化作用和由絕熱溫升引起的軟化作用相互競(jìng)爭(zhēng)的原因.從圖7可以看出，隨著應(yīng)變速率的提高，兩組合金的流變應(yīng)力均逐漸提高，其中未時(shí)效試樣強(qiáng)度從約1 750 MPa到2 000 MPa左右，時(shí)效態(tài)試樣從1 900 MPa左右提高到約2 250 MPa，且均高于其靜態(tài)抗拉強(qiáng)度，說(shuō)明材料具有明顯的應(yīng)變率硬化效應(yīng).

圖6 NiW750合金真實(shí)應(yīng)力-應(yīng)變曲線

2.3.2 動(dòng)態(tài)壓縮對(duì)合金微觀組織的影響

進(jìn)一步觀察未時(shí)效組試樣縱截面的顯微組織(圖7)可以發(fā)現(xiàn)，應(yīng)變率越高，絕熱剪切現(xiàn)象越明顯.試樣在2 220 s-1下出現(xiàn)較為模糊的絕熱剪切帶，帶的形貌不連續(xù)，沿與受力軸呈45°方向延伸，說(shuō)明在此方向上材料受力最大.觀察試樣心部區(qū)域，發(fā)現(xiàn)晶粒發(fā)生變形，并存在大量孿晶與滑移帶，推斷此帶為變形帶.當(dāng)應(yīng)變率提高到5 330 s-1，試樣的剪切帶更加清晰，觀察試樣內(nèi)部發(fā)現(xiàn)晶粒變形更加嚴(yán)重，孿晶和滑移帶存在更加廣泛，但依然沒(méi)有觀察到相變特征.靠近帶的位置晶粒變形與孿晶現(xiàn)象很明顯，遠(yuǎn)離帶的位置變?nèi)?，形成相?duì)的梯度.分析出現(xiàn)以上現(xiàn)象的原因：通常，奧氏體強(qiáng)導(dǎo)比高，動(dòng)態(tài)條件下產(chǎn)生的熱量可以更快的散失，溫升現(xiàn)象不顯著，引起的相變不明顯.另一方面，由于奧氏體基體滑移系較多，在動(dòng)態(tài)加載條件下，材料發(fā)生協(xié)同變形，集中在變形帶處的應(yīng)力被及時(shí)疏散到基體，因而變形帶的過(guò)渡區(qū)很大.這使得它不易因變形帶處應(yīng)力過(guò)于集中而易于斷裂.

圖7 未時(shí)效合金在不同應(yīng)變速率下的縱截面微觀組織形貌：(a)～ (c)2 220 s-1；(d)～ (f)5 330 s-1

Fig.7 Longitudinal section microstructures of NiW750 alloy without aging treatment at different strain rates:(a)～ (c)2 220 s-1；(d)～ (f)5 330 s-1

對(duì)比時(shí)效態(tài)與未時(shí)效態(tài)兩組試樣在不同應(yīng)變率下橫截面的微觀組織(圖8)，可以發(fā)現(xiàn)時(shí)效組試樣更易形成剪切帶：在應(yīng)變率為2 000 s-1左右時(shí)，兩組試樣變形帶組織均不明顯.隨著應(yīng)變率的升高，時(shí)效組試樣在3 980 s-1首先出現(xiàn)明顯的變形帶組織，變形帶沿著試樣邊緣，呈現(xiàn)不連續(xù)的特征.而未時(shí)效組試樣在4 110 s-1應(yīng)變率下變形帶依舊不明顯；當(dāng)應(yīng)變率繼續(xù)上升，兩組試樣變形帶更加清晰，而時(shí)效組試樣變形帶清晰度更高.變形帶基本封閉，沿著試樣邊緣成圓環(huán)狀，結(jié)合縱截面變形帶的形貌推斷，帶的立體模型為中心對(duì)稱的兩個(gè)圓錐體曲面[15].時(shí)效組試樣在5 760 s-1下變形帶寬度約為80～120 μm，未時(shí)效組在5330 s-1下變形帶寬度120～150 μm.變形帶的寬度與清晰度不同，除了應(yīng)變率的影響外，還與材料的硬度有關(guān)[16].時(shí)效處理使材料硬度變大，而材料的硬度越大，其協(xié)同變形能力越小(觀察到的剪切帶越清晰)，應(yīng)力越容易集中，帶寬越小，越容易引起試樣的剪切斷裂.

2.3.3 動(dòng)態(tài)壓縮對(duì)合金顯微硬度的影響

可以利用顯微硬度測(cè)試總結(jié)NiW750合金在動(dòng)態(tài)條件下的特點(diǎn).剪切帶內(nèi)部與周圍基體組織的顯微硬度隨應(yīng)變率變化的關(guān)系見(jiàn)圖9.在靜態(tài)情況下，未時(shí)效組組硬度為HV432.22，750 ℃時(shí)效組硬度為HV487.14，隨著應(yīng)變率的提高，基體的硬度隨之提高，表明兩組材料經(jīng)歷了明顯的應(yīng)變率硬化效應(yīng).隨著應(yīng)變速率的提高，基體硬度與帶內(nèi)的硬度同時(shí)上升，說(shuō)明材料發(fā)生協(xié)同變形.750 ℃時(shí)效組試樣帶內(nèi)的硬度上升幅度比未時(shí)效組更大，說(shuō)明硬度越大的材料應(yīng)力越集中，變形帶受到的硬化作用越大.這3項(xiàng)結(jié)果均與上文得到的結(jié)論相符.

圖8 不同應(yīng)變速率下試樣橫截面顯微組織

Fig.8 Cross section microstructures of NiW750 alloy at different strain rates：(a) without aging treatment & at the strain rate of 2 220 s-1；(b) without aging treatment & at the strain rate of 4110 s-1；(c) without aging treatment & at the strain rate of 5 330 s-1；(d) aging at 750 ℃×5 h & at the strain rate of 1 910 s-1；(e) aging at 750 ℃×5 h & at the strain rate of 3 980 s-1；(f) aging at 750 ℃×5 h & at the strain rate of 5 760 s-1

圖9 絕熱剪切帶內(nèi)部及試樣基體顯微硬度隨應(yīng)變率變化折線圖(FG：未時(shí)效試樣；AG：750 ℃×5 h時(shí)效處理試樣)

Fig.9 Four curves showing microhardness in bulk material and bands at different strain rate(FG:specimens without aging treatment;AG:spcimens with aging at 750 ℃×5 h)

3 結(jié) 論

1)本文設(shè)計(jì)出一種新型高密度合金NiW750，采用本領(lǐng)域以往研究較少的新合金體系——FCC單相結(jié)構(gòu)，并通過(guò)時(shí)效處理析出細(xì)小彌散相進(jìn)一步強(qiáng)化基體.實(shí)驗(yàn)證明該合金具有良好的綜合性能.

2)時(shí)效處理對(duì)合金的性能有重要影響.隨著時(shí)效溫度的升高，NiW750合金中析出相的尺寸及數(shù)量均增長(zhǎng)，強(qiáng)度逐漸增大；在800～900 ℃析出相出現(xiàn)回溶現(xiàn)象，析出相間距變大，強(qiáng)度降低.合金在750 ℃時(shí)效后出現(xiàn)抗拉強(qiáng)度峰值1 746 MPa，此時(shí)性能達(dá)到最好.

3)在動(dòng)態(tài)加載條件下，NiW750合金存在應(yīng)變率硬化效應(yīng).形成的絕熱剪切帶立體模型為中心對(duì)稱的兩個(gè)圓錐體曲面，變形帶過(guò)渡區(qū)較大；帶的寬度與硬度有關(guān)，時(shí)效處理可提高硬度，使應(yīng)力集中，帶寬變小，材料更容易發(fā)生斷裂.

4)實(shí)驗(yàn)設(shè)計(jì)的時(shí)效溫度梯度可進(jìn)一步減小，時(shí)效時(shí)間對(duì)該合金的影響尚有待進(jìn)一步研究.