吳玉程1,2,3,

1 合肥工業大學材料科學與工程學院 合肥 230009
2 合肥工業大學有色金屬與加工技術國家地方聯合工程研究中心 合肥 230009
3 太原理工大學新材料界面科學與工程教育部重點實驗室 太原 030024

摘要

關鍵詞：面向等離子體材料;W;韌化機制;力學性能;內韌化;外韌化

W是熔點最高(約3410 ℃)的金屬材料,具有高密度(19.25 g/cm3)、良好的高溫強度、優異的導熱性能(室溫下熱導率約173 W/(mK))、低的熱膨脹系數和高的抗核輻射等優點,被廣泛應用在軍工國防、航空航天、電子工業、輻射屏蔽等領域[1,2,3,4,5]。此外,W還具有良好的抗粒子濺射能力和低氫(H/D/T)滯留的特性,被認為是未來核聚變裝置用直接面向等離子體的第一候選材料[6,7,8]。然而,作為VIB過渡金屬W,實際應用的多晶W材料具有低室溫韌性和高韌脆轉變溫度(DBTT)的缺點[9,10,11],在室溫下通常表現出脆性行為,因而極大地限制W材料的加工和應用。通常來說,金屬合金為提高強度而設計,金屬間化合物為提高延展性(塑性)而設計,陶瓷為提高韌性而設計[12]。對于具有高強度、低韌性的金屬W來說,改善其脆性行為(即增韌),是突破其力學性能滿足其在工程應用上的關鍵。

為了改善W的韌性,非常有必要對W的脆性行為進行深入的理解。W材料脆性,即在外力作用下其沒有發生明顯的屈服(塑性變形)就發生斷裂的行為,意味著W材料具有高的屈服強度和難以發生塑性變形的特點[13]。也就是說,W發生塑性變形所需克服的晶格阻力比較大或者材料中位錯可動性有限[14]。對于bcc結構金屬,其塑性變形主要依賴于1/2<111>螺位錯[15,16,17],且該位錯更傾向在(110)晶面上滑移。在bcc結構金屬的{110}<111>滑移系中,滑移面上的滑移方向,即<111>方向,只有1或2個方向(即位錯可動性有限),因而相比fcc結構金屬更容易表現出脆性行為[18]。Cui等[19]采用離散位錯動力學模擬發現,1/2<111>螺位錯形核和運動所需克服的能壘比較大;W塑性變形的屈服應力強烈依賴于溫度,隨著實驗溫度升高屈服應力降低非常明顯。Giannattasio等[20]采用位錯動力學模擬W材料的裂紋尖端位錯行為時發現,升高溫度有利于位錯形核,從而可以避免裂紋尖端應力強度因子低于解理開裂值。值得注意的是,研究者[21,22,23]通過實驗發現,單晶W不具備室溫脆性,其DBTT只有77 K[22],甚至低至20 K[23]。與單晶W相比,工程應用的W材料一般為多晶材料,因此,W材料表現出室溫脆性行為,這從根本上來說不僅與W的晶格屬性有關,還與材料中存在的晶界有關。來自晶界的影響主要有3個方面[11]：(1) 低的晶界強度;(2) 晶粒間變形的不協調性;(3) 晶界限制位錯的可動性。由于W材料的晶界強度低,在室溫下斷裂主要呈現沿晶脆性斷口形貌[24,25,26]。而雜質元素(C、N、O、P、S等)在晶界處偏析,被認為是導致W材料發生沿晶脆性斷裂的主要原因之一[27,28,29,30,31]。Joshi和Stein[29]認為,影響W材料DBTT的主要雜質元素是P,P會偏析聚集在晶界從而使材料變脆。Loi等[30]研究發現,隨著雜質P含量的增加,W的沿晶斷口形貌相比穿晶解理斷口形貌增多。低溫時晶粒間變形不協調性非常重要,主要是因為螺位錯的可動性依賴于位錯可動滑移系的數量。對于多晶材料來說,如果其位錯可動滑移系數量小于5個,就難以持續發生均勻塑性變形,從而使材料表現出低的韌性行為。Cheng等[32]對W中位錯與晶界的相互作用進行原子模擬,結果表明,位錯更容易通過小角度晶界傳遞應變,發生變形而不發生斷裂。

研究[33,34]表明,材料的脆性行為除了取決于其晶格類型和晶格原子間的結合力(原子鍵)之外,還與材料開裂引起的表面能有關。前者即是材料的晶格屬性,與材料發生塑性變形時位錯形核和位錯可動性有關;后者與材料斷裂功有關。所以,改善W材料的脆性行為可以從提高材料的塑性變形能力和材料的斷裂吸收功來考慮。由Griffith裂紋理論可知[35]：在外力作用下,當材料存儲的彈性勢能不小于裂紋擴展產生的新表面能時,裂紋開始失穩擴展。這意味著抵抗材料脆性開裂可以通過改變斷裂形成的新表面形貌(提高表面能)來盡可能地緩解。提高材料斷裂表面能(斷裂吸收功)可以體現在2方面：一是提高材料斷裂的強度;二是使材料斷裂形成的斷口面積增多。其實斷裂力學早已指出韌性是材料抵抗斷裂的能力,因此,改善W的韌性還應從裂紋萌生和裂紋擴展來考慮。圖1[36]是Ritchie[12,36]提出的在裂紋附近的2種韌化機制示意圖。材料韌化機制可以分為內韌化(intrinsic toughening)和外韌化(extrinsic toughening) 2種。內韌化總是與改善材料塑性有關,作用在裂紋尖端前沿,能夠有效抵抗裂紋形成和裂紋擴展。所以,內韌化機制一般是通過提高位錯的可動性,在裂紋尖端前沿產生一個如圖1[36]中所示的塑性區。然后,位錯運動造成位錯塞積或引起界面分離,導致解理斷裂或微孔聚集斷裂。對于外韌化機制來說,材料固有抗斷裂性質不能改變,主要作用在裂紋尖端后面,通過改變斷裂表面的微觀結構特性來緩解、阻礙裂紋擴展。在復合材料中,外韌化機制一般可以通過添加的纖維、薄片層、第二相顆粒或者韌性相在裂紋上提供橋接牽引作用來實現。從本質上來說,外韌化就是通過提高材料斷裂形成新表面所需要的能量,從而提高材料的斷裂韌性。

圖1內韌化機制和外韌化機制示意圖[36]

Fig.1Schematic illustration of intrinsic versus extrinsic toughening mechanisms[36]

一般來說,內韌化機制是塑性材料抵抗斷裂的主要機制;相反,外韌化機制是脆性材料的主要韌化機制[12,36]。對于室溫脆性的W材料來說,可以從內韌化和外韌化2種韌化機制來改善W的韌性,以滿足實際工程上的應用。首先值得一提的是能夠提高金屬材料綜合性能的方法：細化晶粒。細化晶粒的影響主要來自2個方面：晶界和晶粒位向。對位錯運動來說,晶界起到阻礙作用。晶粒越小,單位體積內的位錯越多,材料表現出的塑性變形抗力越大,即材料強度越高;另外,晶粒越小,在一定體積內,塑性變形有利位向晶粒越多,材料越容易發生均勻變形,即材料表現出良好的塑性行為。除此之外,晶粒越小,材料越不容易產生裂紋,裂紋產生后也不容易擴展。因為在斷裂過程中,細晶材料需要吸收更多的能量,這就意味著外力要做更大的功,因而細晶材料具有良好的韌性。所以,納米晶和超細晶材料一般均能表現出良好的強度和韌性[37,38,39]。當然,細化晶粒同樣適合用來改善W材料的脆性行為[40,41,42]。綜上分析,細化晶粒既屬于內韌化機制也屬于外韌化機制。本文概述了改善W韌性方法(包括添加合金元素、第二相顆粒、W纖維和加工變形等)的韌化機制和研究現狀,旨在對室溫脆性W的韌化方法進行深入理解,能夠更好地對W材料進行韌化設計以滿足苛刻環境下的工程應用。

1 添加合金元素

通過添加合金元素來改善W的韌性,主要體現在2個方面：一是添加可與W形成固溶體的合金化元素,改變材料中部分W—W原子鍵從而有望改善W的韌性;另外是添加與W不能或輕微固溶的金屬元素作為基體相,主要通過提高鎢基材料斷裂所需的表面能來改善其脆性行為。對應這2種情況最典型的2種材料分別是W-Re合金和W重合金。

1.1 W-Re合金

Re作為韌化元素已經被廣泛地添加到W、Mo和Cr等bcc結構金屬里用來改善韌性,并發現其具有良好的韌化效果[9,43]。Geach和Hughes[44]在1955年第一次采用Re元素對W的韌性進行改善,發現制備的W-25Re (質量分數,%,下同)合金比純W具有更好的可加工性能和低溫韌性。Klopp等[45]對電弧和電子束熔煉獲得的W-Re合金進行熱加工后,進行三點彎曲和拉伸實驗也發現,W-Re合金比純W具有更好的塑性和韌性,且W-Re合金的DBTT隨著添加的Re含量增加而降低。電子束熔煉獲得的W-1.9Re和W-24Re合金進行熱加工后的DBTT分別約為-59和-190 ℃,明顯比同樣制備工藝獲得純W的DBTT (約113 ℃)低。經過1900 ℃完全再結晶退火后發現,Re元素的添加仍能有效改善W的韌性,比如：W-2Re合金的DBTT只有約232 ℃,明顯低于純W (約332 ℃)。一般認為,材料中添加的合金化元素是作為溶質原子對位錯起釘扎作用(限制位錯的可動性),會阻礙位錯運動從而使材料具有高的屈服強度。隨著深入研究發現有些合金化元素的添加會對材料產生固溶軟化的作用[46,47,48]。固溶軟化就是在材料中添加溶質原子后,其屈服強度會降低的現象。Romaner等[49]采用密度泛函理論研究發現,W中添加的Re元素一方面可以改變1/2<111>螺位錯中心的對稱屬性使滑移面增多,另一方面可以降低塑性變形的Peierls力(提高位錯的可動性),從而實現改善W韌性的目的。這說明Re作為韌化元素改善W材料的韌性屬于內韌化機制。此外,W中添加的Re元素還能提高晶界結合力[50]。值得注意的是,從W-Re相圖中可以發現存在WRe (σ相)和WRe3(χ相)的脆性相[45],因而制備W-Re合金時要注意添加的Re含量要適中。Nemoto等[51]在對W-26Re合金進行中子輻照后發現,材料中存在σ和χ脆性相,從而表現出硬化、脆性行為。當然,除了Re之外,Tc、Os、Ru和Ir都有可能與Re一樣能夠改善W的韌性[9,52,53]。然而,這些金屬都是稀有金屬元素,且價格昂貴。因此,有研究[54,55]通過添加Ta和V等合金化元素來改善W的脆性,發現Ta和V的含量只有超過30% (質量分數)后才有可能改善W的韌性。此外,Hu等[48]通過第一性原理計算,預計Al和Mn是最可能替代Re的元素,能夠有效地改善W的韌性。總之,添加合金化元素改變了W材料的成分、提高材料中位錯可動性,這種韌化機制屬于內韌化機制。

1.2 W重合金

W重合金屬于雙相復合材料,由高熔點、高強度的W相和低熔點、高韌性的基體相構成。基體相一般是由fcc結構的金屬元素組成,比如Ni、Fe、Cu、Mn、Co等[1~3,56~63]。基體相的低熔點能夠使W重合金進行液相燒結而實現高致密化。理想態的W重合金兼有W的高強度和基體相的良好韌性的特點,從而能表現出良好的力學性能。這主要取決于基體相的性能和W-基體兩相之間的界面強度[57,58,59]。基體相的性能與其組織、結構和成分有關。一般組成基體相的組元都是fcc結構,具有良好的塑性、韌性。Dewen等[60]研究了不同Ni/Fe比值(質量比)的W-Ni-Fe合金的性能,發現當Ni/Fe比值為7∶3時,材料具有良好的綜合力學性能。Senthilnathan等[57]在W-Ni-Fe合金中添加適量Co元素,發現Co元素的添加不但可以提高基體相的強度,還能提高W-基體之間界面強度。添加1%Co (質量分數)可以使W-Ni-Fe的屈服強度從686 MPa增加到1300 MPa,其斷裂強度可達1508 MPa;主要斷裂模式也從沿晶斷裂變成W解理穿晶斷裂。影響W-基體兩相之間的界面強度的主要因素有：(1) W-基體間形成的金屬間化合物會導致界面弱化[31];(2) 材料中W-W界面處容易發生裂紋、孔洞形核[58];(3) 雜質元素(如S、P、O等)在界面處偏析而弱化界面[61]。因此,有研究者通過添加La[62]和Y[63]等稀土元素來凈化晶界,提高界面強度,從而實現改善W重合金力學性能的目的。

圖2[63]是Gong等采用粉末冶金法制備的W-4.9Ni-2.1Fe-0.03Y合金在不同溫度下拉伸后斷口形貌的SEM像。可以看出,鎢合金在室溫拉伸后的斷裂模式主要為W的穿晶解理斷裂和基體相的韌性斷裂。隨著溫度升高,在W的穿晶斷口上發現有明顯的滑移線,即W顆粒內出現明顯位錯開動的跡象,這說明溫度升高可以有效地提高位錯可動性,如圖2b[63]所示。當溫度繼續升高時,W重合金的主要斷裂模式變為沿晶斷裂,如圖2d[63]所示。另外,斷口形貌呈現出明顯的W/W界面和W/基體相界面剝離的現象。結合W重合金的拉伸性能結果可知,斷裂模式為W的穿晶解理斷裂和基體相的韌性斷裂時,材料具有良好的綜合性能。Kumari等[58]對拉伸后的W重合金進行表征時發現,W相顆粒沒有明顯的變形,而在基體相的TEM明場像中發現有高密度的位錯。這意味著W重合金基體相產生了強烈的塑性變形,說明W重合金在拉伸時發生的塑性變形主要由基體相塑性變形所主導。這說明W重合金增韌主要是通過基體相的塑性變形來實現韌化的效果。這種不改變W的塑性變形能力,只改善材料斷裂的表面,從而提高材料斷裂的吸收功實現韌化的機制屬于外韌化機制。

圖293W-4.9Ni-2.1Fe-0.03Y合金在不同溫度下拉伸后斷口形貌的SEM像[63]

Fig.2SEM fracture morphologies of 93W-4.9Ni-2.1Fe-0.03Y alloy after tensile test at 25 ℃ (a), 500 ℃ (b), 800 ℃ (c) and 1100 ℃ (d)[63]

2 添加第二相碳化物或稀土氧化物

目前,國內外研究主要通過添加碳化物TiC[64,65,66]、ZrC[67,68,69]、TaC[24,70]和稀土氧化物Y2O3[71,72,73]、La2O3[74,75]等第二相顆粒彌散增強鎢基材料。添加第二相彌散顆粒對W材料的作用主要體現在2方面：一方面是第二相顆粒在燒結過程中可以阻礙W晶粒長大,從而起到細化晶粒的作用;另一方面,添加的第二相顆粒細小彌散分布在鎢基材料的晶界或者晶內,能有效地阻礙位錯運動,從而表現出彌散強化作用。研究發現,在同樣制備工藝下、一定范圍內隨著第二相TiC[64]或者TaC[24]含量增加,W材料晶粒細化越明顯。前文已經闡述,細化晶粒是有效的改善材料韌性的方法。然而目前看來,僅通過添加第二相顆粒很難獲得納米級鎢基復合材料,但是第二相顆粒彌散強化的作用是非常明顯。Tan等[76]分別在W中添加1%TaC (質量分數)和1%TiC (質量分數)微納級的顆粒制備出W-TaC和W-TiC復合材料,然后進行100次的電子束(10 keV,8 kW)脈沖熱沖擊實驗(2 s+7.5 s)。熱沖擊后W材料的表面形貌如圖3[76]所示。可以看出,純W樣品表面出現了明顯的網狀裂紋和塑性變形,而添加有第二相的W材料只表現出輕微的塑性變形,無明顯的裂紋。這說明第二相的添加可以強化晶界,提高裂紋萌生、擴展閾值,因此有望改善W材料的韌性。

圖3W材料熱沖擊后的SEM形貌[76]

Fig.3Low (a1~c1) and high (a2~c2) magnified SEM morphologies of pure W (a1, a2), W-1%TaC (b1, b2) and W-1%TiC (c1, c2) after thermal shock test[76]

從材料斷裂的角度來看,一方面第二相彌散分布可以使W晶粒產生更多的穿晶解理斷裂形貌[24];另一方面由于第二相的添加,裂紋也會在第二相顆粒的界面處產生,表現出裂紋分叉、裂紋曲折的現象,從而對總體裂紋擴展產生影響。通過添加第二相顆粒改變W材料的斷裂方式和裂紋擴展路徑,提高裂紋擴展抗力、材料斷裂形成新鮮表面所需能量,從而降低材料開裂的傾向達到改善W韌性的目的。因此,通過添加第二相來提高材料斷裂韌性的方式是由外韌化機制所主導。盡管如此,僅通過添加第二相來改善W材料韌性的效果一般不太明顯,因而很多研究結合加工變形工藝來進一步改善其韌性。Zhang等[77]研究發現,經過同樣軋制變形后的純W和W-La2O3復合材料在600 ℃時的Charpy沖擊功分別約為1.0和5.7 J,相應的DBTT分別約為1000和600 ℃。Deng等[69]采用同樣的制備工藝獲得純W和W-0.5%ZrC (質量分數)復合材料,也發現ZrC的添加可以使W材料的DBTT降低50 ℃以上。

3 加工變形

加工變形對W材料產生的影響主要體現在4個方面[11,78]：(1) 細化晶粒;(2) 改變晶粒位向(產生變形織構);(3) 改變晶體形態;(4) 提高位錯密度。這些影響都可能對加工變形后W材料的韌性有益。W材料經過加工變形后,晶粒細化效果非常明顯。特別是大塑性變形可以使W晶粒細化至亞微米甚至是納米級(100 nm以下)[79,80,81]。W的晶體織構與其DBTT有關。圖4[82]為單晶W的不同裂紋系關于溫度變化的斷裂韌性結果。可以發現,裂紋系{100}<001>和{100}<011>的DBTT分別約為470 和370 K;而裂紋系{110}<001>和{110}<011>的DBTT分別約為430和370 K。這說明不同取向的W晶粒具有不同的斷裂韌性和DBTT。加工變形后的多晶W材料存在織構取向,其織構類型主要與加工工藝有關。對于bcc結構W變形來說,鍛造、擠壓、拔絲加工會導致強烈的<110>型織構;軋制變形會產生{111}型織構和<110>型織構。不同類型的織構其變形的Schmidt因子不同,因而可以通過加工變形使有利位向的織構取向晶粒增多,從而改善W材料的韌性。變形后W的晶體形態對其韌、脆行為也可能會產生影響。對軋制變形后的W材料沿不同方向進行三點抗彎實驗,發現垂直于軋制方向的斷口呈現纖維狀形貌,主要為穿晶解理斷裂,而其它方向的斷口均主要為沿晶斷裂[83,84]。Rupp等[84]發現,在室溫至600 ℃范圍內,W軋制變形后垂直于軋制方向斷口所對應的斷裂韌性明顯高于其它方向斷口的斷裂韌性。這些不僅與W材料的織構取向有關,應該還與變形引起的晶粒形貌變化有關。此外,變形時會在W材料內引入大量的位錯。高的位錯密度意味著可動螺位錯數量增多,材料的位錯可動性增強從而表現出更好的塑、韌性行為[85]。總之,加工變形改善W材料的韌性主要是由于材料中存在的變形織構和高密度的可動螺位錯,因此加工變形屬于內韌化機制。

圖4不同裂紋系W單晶在不同溫度下的斷裂韌性[82]

Fig.4Fracture toughness (K) of W single crystal with different crack systems at different temperatures[82](a) {100}<001> and {100}<011> (b) {110}<001> and {110}<011>

圖5經過不同軋制比變形后的純W在不同溫度下的Charpy沖擊功[86]

Fig.5Charpy energy of the rolled pure W with different rolling reductions at different temperatures[86]

目前,比較廣泛地用來對W材料進行加工變形的工藝有軋制[83,84,85,86]、鍛造[87,88]以及2種工藝結合運用[89,90,91]。當然,也有采用高壓扭轉[79,80,81]和等通道轉角擠壓[92,93]這種大塑性變形工藝對W進行加工變形。Zhang等[86]對經過不同軋制變形比的純W在不同溫度下進行Charpy沖擊實驗,相應斷裂韌性結果如圖5[86]所示。可以看出,在實驗測試條件下,燒結態的純W均表現為脆性,而W軋制變形后的韌性明顯得到改善;不同變形比的純W的斷裂韌性不同,這主要是由于不同變形比對純W材料引起的孔、微裂紋和殘余應力不同所致。值得注意的是,變形比為80%和90%的純W在較高溫度下進行Charpy沖擊時,其斷口呈現分層狀的形貌。Rieth等[94]對經受軋制變形后的W材料進行不同溫度的Charpy沖擊實驗也發現了這種層狀撕裂狀斷口形貌。這種斷口形貌意味著材料斷裂時形成新表面需要高的能量,從而通過降低材料開裂傾向達到改善W材料韌性的目的。可以把這種改善W材料韌性的方法稱為層狀增韌,屬于能量釋放機制[95]。因此,很多研究[96,97,98]對W材料進行多次軋制變形,獲得強織構的層狀結構W材料,以期改善材料的韌性。Ding等[98]對W-ZrC復合材料進行多次熱軋、冷軋工序后,然后再對其進行不同溫度下拉伸時發現,材料在50 ℃拉伸就開始屈服,在80 ℃拉伸后材料的斷后伸長率可達約4%。

4 添加W纖維

W纖維增韌鎢基復合材料也被認為是改善W韌性的有效方式之一[99,100,101,102]。W纖維增韌鎢基復合材料主要體現在裂紋擴展階段,因而屬于外韌化機制。韌化作用效果主要由2方面因素來決定：W纖維和W纖維與W基體之間的界面。圖6[102]為W纖維增韌鎢基復合材料的韌化機制示意圖。由于添加的W纖維具有良好的塑性變形能力[103],在外加載荷作用下主要是通過纖維變形、纖維拔出和裂紋橋接3種方式消耗能量來提高W材料韌性。這意味著W纖維增韌鎢基復合材料也屬于能量釋放機制。另外,改善W材料的韌性還可以通過提高材料斷裂形成新表面的面積及其所需要的能量。對于W纖維增韌鎢基復合材料來說,通過改善W纖維和W基體之間的界面獲得合適的界面強度,使斷裂形成更多的新表面,從而對W韌性進行改善。因此,對W纖維與W基體之間的界面應該進行合理的設計[104,105]。

從圖6[102]所示的韌化機制可以看出,制備W纖維增韌鎢基復合材料的理念是“裂而不斷”。添加W纖維的目的就是在W材料發生開裂后,材料還能繼續服役不至于失效。目前,研究者主要通過編織層狀[101,102]和網狀[106]的W長纖維來制備出纖維增韌的鎢基復合材料。由于編織W長纖維的工藝要求高,Mao等[105]采用粉末冶金法成功地制備出W短纖維增強鎢基復合材料。此外,對W纖維和W基體間的界面通過制備Er2O3[104]、Mo和Y2O3[105]中間層來弱化界面,使裂紋能夠沿著界面擴展產生大量的新表面,從而達到改善W韌性的作用。

圖6W纖維增韌鎢基復合材料的韌化機制示意圖[102]

Fig.6Schematic of the toughening mechanism of fibre-reinforced tungsten composites[102]

5 總結與展望

從韌化機制來理解改善脆性的W多晶材料的韌性,可以通過降低材料的屈服強度、提高W材料中位錯可動性的內韌化機制來實現,也可以從外韌化機制通過控制材料中微裂紋形成、裂紋分叉和裂紋橋接來改變材料開裂時裂紋擴展形式來改善。目前常用的韌化方式中,添加Re、Tc、Os等合金元素和加工變形主要是內韌化機制,通過提高位錯可動性從根本上改善W的韌性;而添加Ni、Fe、Cu、Co等合金元素以獲得基體相來制備W重合金、添加第二相碳化物或者稀土氧化物和添加W纖維均屬于外韌化機制,主要是通過提高W材料開裂形成新表面所需表面能的能量耗散機制來改善W的韌性。細化晶粒可以有效改善W材料的韌性,但只能通過其它途徑來實現這一目標,比如添加第二相和加工變形。

然而,對于內韌化的方式來說,添加的合金元素均為昂貴的稀有金屬元素,且韌化效果最顯著的Re元素在含量較高時還會與W形成σ和χ脆性相;加工變形是有效且容易工程化的韌化方式,但獲得的W材料力學性能存在明顯的取向差異,很可能會限制材料的應用。對于外韌化方式來說,其韌化效果均不是很明顯。重合金的韌化效果取決于基體相的塑性、韌性和基體相與W相的界面強度;而添加第二相顆粒一方面很難獲得納米或者亞微米晶體組織,另一方面第二相顆粒在W基體中也難以實現細小彌散的分布;W纖維增韌鎢基復合材料低韌化效果主要在于W纖維的性能和W纖維與基體之間的界面問題。比如W纖維在燒結時高溫下會發生再結晶,從而表現出再結晶脆性行為[107]。另外,W纖維也并不能按照其韌化機制完全發揮作用。

從本質上來看,改善W多晶材料的韌性一方面是改變其晶格特性,另一方面就是改善其界面特性。界面包括W晶粒間的晶界、重合金中W與基體之間的相界、第二相顆粒與W之間的界面以及W纖維與W基體間的界面。加工變形可以改變W的晶格特性,除了不能對W纖維增韌鎢基復合材料進行處理外,對其它韌化方式均可以進行加工處理。因此可以將加工變形與其它韌化方式結合,進一步改善W的韌性。對W纖維增韌鎢基復合材料來說,對W纖維及其與基體間的界面需要進一步優化。此外,考慮到W中引入的雜質元素(O、S、P等)會弱化晶界的因素,還可以通過添加合金化元素(Zr、Y等)對晶界進行凈化來強化晶界。另外,不同的變形工藝對W材料的組織和性能影響不同。比如Reiser等[108]在不同溫度下進行軋制變形時發現,W材料進行冷軋后比熱軋后具有更低的DBTT。因此,選擇合適的加工變形工藝,可以進一步改善W的韌性。

致謝 感謝德國于利希研究中心等離子物理研究所、日本京都大學、日本九州大學等的合作,感謝合肥工業大學譚曉月博士、朱曉勇博士、劉家琴博士和羅來馬教授、昝祥副教授的支持與幫助。

來源--金屬學報