2019, Vol. 47
文章信息
- 刘冠旗, 王春旭, 刘少尊, 厉勇, 谭成文, 刘志超
- LIU Guan-qi, WANG Chun-xu, LIU Shao-zun, LI Yong, TAN Cheng-wen, LIU Zhi-chao
- 新型高密度合金的组织与性能
- Microstructure and properties of a new high density alloy
- 材料工程, 2019, 47(8): 154-160
- Journal of Materials Engineering, 2019, 47(8): 154-160.
- http://dx.doi.org/10.11868/j.issn.1001-4381.2017.001550
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文章历史
- 收稿日期: 2017-12-17
- 修订日期: 2019-03-09
2. 北京理工大学 材料学院, 北京 100081
2. School of Materials Science and Engineering, Beijing Institute of Technology, Beijing 100081, China
战斗部用于各种炮弹、火箭弹、导弹、航弹等武器系统，它是弹药毁伤目标或产生既定终点效应的部分。战斗部可分为很多种，本工作研究的对象为穿爆型战斗部，其结构可简化为空心壳体。在大多数情况下，壳体也是形成毁伤元素的基体，这类战斗部要求材料能实现深侵彻且在侵彻过程中壳体不发生明显的变形和破坏。为满足这些条件，材料应具有较高的强度、密度及良好的动态性能。目前，穿爆型战斗部的常用材料有超高强度钢(如30CrMnSiNi2A, 50SiMnVB, AISI4340, G50, DT300, Aermet100等)以及高密度钨合金(如93WNiFe等)[1-3]。近年来，国内外学者对此类战斗部材料的研究已取得一定成果。薛智等[4]研究了不同热处理制度对30CrMnSiNi2A钢动态力学性能的影响，结果表明在860℃淬火+600℃回火后该钢综合性能最好。刘盼萍等[5]建立了正火态50SiMnVB钢的Johnson-Cook本构方程，其计算结论与实验结果吻合较好。Odeshi等[6-7]研究了热处理制度对AISI4340钢绝热剪切带的影响，结果表明，提高热处理温度或者延长保温时间可使材料的绝热剪切带由相变带转化为变形带，并且该团队还探究了AISI4340钢的绝热剪切带的立体模型以及断裂机理。王可慧等[8]对G50钢在应变率10-4~2000s-1、室温和500K高温条件下力学性能进行研究，结果表明G50钢强度较高，在高温条件下出现温度软化效应，在动态加载下出现应变率硬化效应。张胜男等[9]研究了深冷处理及回火温度对Aermet100钢动态性能的影响，结果表明深冷处理可提高材料的动态塑性，在482℃回火后材料出现动态流变应力的峰值。Liu等[10]研究了热等静压及热扭转对高密度钨合金绝热剪切带的影响。Li等[11]运用放电等离子烧结法(spark plasma sintering, SPS)制备钨合金93WNiFe，其力学性能与通过传统烧结法制得的合金相比有所提高。
针对此类战斗部材料，目前研究的合金类型主要有两种：一种是具有体心立方(BCC)结构的马氏体型超高强度钢，另一种是具有两相结构(钨颗粒，BCC结构+黏结相，FCC结构)的钨合金。具有BCC结构的超高强度钢力学性能较好(G50钢在3000s-1下流变应力约2200MPa)，但是密度较低，难以获得高的侵彻能量，且由于其滑移系少，在变形过程中易导致应力集中，从而易造成材料的绝热剪切断裂；而钨基合金虽然密度足够高，但是由于其两相结构的制约，其动态流变应力不高(93WNiFe在5000s-1下约1800MPa)，韧性较差[12-13]。
目前该领域对面心立方(FCC)结构体系合金研究甚少，而FCC结构具有滑移系多、塑韧性高、强化方式多样等诸多优点。因此本工作基于FCC结构和时效析出细小弥散强化相的原理设计出一种新型高密度合金NiW750，充分挖掘FCC结构的优点，以解决超高强度钢BCC结构和钨合金两相结构中存在的问题。该设计理念为穿爆战斗部材料的发展提供了更广阔的思路。
1 实验材料与方法 1.1 实验材料由于钨合金拥有较高的密度与强度，选定钨作为固溶强化相，同时由于钨在镍中的固溶度较高，选定镍作为固溶体基体。将钨溶于镍，保证了FCC单相结构的形成。根据相关研究经验，拟定添加元素Ta, Co，促进合金中强化相的形成，提高合金的综合性能。NiW750合金的化学成分(质量分数)最终确定为Ni 57%, W 37%, Co 5%, Ta 1%。
1.2 实验方法合金经过单真空炉熔炼，得到直径为85mm的圆棒，随后在1180℃下，经过两次锻造，得到直径为20mm的圆柱体毛坯，从该毛坯上取样进行时效处理。时效制度为750℃/5h，冷却方式为空冷。采用排水法测得合金的密度。静态拉伸实验在MTS-880型力学试验机上进行，拉伸应变速率为5×10-4s-1，冲击实验在NI300型冲击试验机上进行。采用ZEISS-40MAT倒置型光学显微镜(OM)，HITACHI-S4300冷场发射扫描电镜(SEM)观察试样微观组织形貌；采用FEI Tecnai G2 F20透射电镜(TEM)观察试样析出相。在室温下，利用分离式Hopkinson压杆(SHPB)对材料进行动态压缩实验，将NiW750, G50, 93WNiFe 3种材料取样加工成ϕ4mm×4mm圆柱试样，控制实验的应变率在1500~6000s-1范围内。
分离式Hopkinson压杆(SHPB)实验装置如图 1所示。通过测得的入射波、反射波和透射波，在满足一维假定和均匀性假定的基础上，可确定材料在一维状态下的动态应力-应变关系。应力、应变以及应变率基本的计算公式分别如下：
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(1) |
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(2) |
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(3) |
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图 1 分离式Hopkinson压杆装置示意图 Fig. 1 Schematic view of split Hopkinson pressure bar set-up |
式中：εi, εr, εt分别为入射应变信号，反射应变信号和透射应变信号；E, C, A分别为压杆的弹性模量，弹性波波速和压杆的横截面积；As, l0分别为样品初始横截面积和初始长度。
2 结果与分析 2.1 静态性能NiW750合金与G50钢, 93WNiFe合金的性能对比如表 1所示，可以看出，NiW750合金的密度为11.4g/cm3，比传统超高强度钢高出40%以上。高的密度保证了该合金在高速冲击过程中获得高的侵彻能量，满足其应用。而力学性能方面，未时效态合金抗拉强度就已经达到1400MPa以上，冲击韧度(akU)接近270J/cm2，性能优于93WNiFe。时效态合金得到进一步强化，抗拉强度达到1746MPa，akU降到113J/cm2，但仍然远高于其他两种材料。据此可知，时效后的NiW750合金具有更好的综合性能。
进一步观察NiW750合金的微观形貌，如图 2所示，可以发现合金的基体为奥氏体, 是典型的面心立方结构。时效处理对晶粒尺寸基本没有影响，晶粒尺寸均在12μm左右。基体上零星分布的白色小颗粒为未溶物，其直径约为1μm，形貌如图 3所示。通过能谱EDS分析(见图 4)，该未溶物的成分如表 2所示。推断未溶物为钨或高钨含量的化合物。合金中的钨绝大部分已溶于奥氏体基体中，只有很少一部分以未溶物形式存在。时效处理对未溶物的溶解有一定影响，影响规律有待进一步研究。
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图 2 NiW750合金的微观组织 (a)未时效；(b)750℃时效 Fig. 2 Microstructures of the NiW750 alloy (a)without aging treatment; (b)aging at 750℃ |
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图 3 NiW750合金中未溶物的形貌 Fig. 3 Morphology of the un-molten substances in the NiW750 alloy |
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图 4 未溶物能谱分析 Fig. 4 EDS analysis of the un-molten substances |
| Element | Mass fraction/% | Atom fraction/% |
| Ta | 5.91 | 4.55 |
| Co | 2.14 | 5.06 |
| Ni | 12.84 | 30.46 |
| W | 79.11 | 59.93 |
NiW750合金的TEM形貌如图 5所示。在未时效合金内部未观察到析出相，时效后在合金内部观察到大量弥散分布的第二相。析出相呈球或椭球状，直径约为10nm，将衍射斑与标准衍射斑卡片比对，结合衍射斑标定，确定析出相为Ni4W。析出相尺寸较小，分布较分散，可以起到弥散强化的作用，使合金强度进一步提高。
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图 5 NiW750合金TEM形貌 (a)未时效；(b)750℃时效 Fig. 5 Morphologies of the NiW750 alloy by TEM (a)without aging treatment; (b)aging at 750℃ |
传统钨合金微观组织为钨颗粒+黏结相的两相结构，钨颗粒相对较硬，塑韧性较差，黏结相则相对较软，材料变形依靠两相协调。然而两相之间黏结力有限，钨颗粒直接接触的界面(W/W界面)很弱，冲击断口呈现明显的沿晶断裂，说明材料脆性较大，材料的力学性能明显受限于结构[15]。
2.3 动态压缩条件下的力学性能可以用动态流变应力、应变率硬化效应、绝热剪切临界应变率等参数表征材料的动态性能。将NiW750合金与G50钢，93WNiFe合金在动态压缩条件下的真应力-应变曲线进行对比，结果如图 6所示。可以看出，曲线形状大致相似，当材料达到均匀塑性变形阶段后，随着应变的增加，曲线呈现平缓的特征，流变应力保持动态稳定，这是试样变形过程中应变、应变率硬化作用与由绝热温升导致的热软化作用相互竞争的结果。比较3种材料的流变应力：93WNiFe合金流变应力相对较低，仅为1750MPa；G50钢在动态加载条件下流变应力约为2200MPa；NiW750时效态合金动态流变应力最高，可达约2250MPa。
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图 6 不同材料的真应力-应变曲线 (a)NiW750未时效态；(b)NiW750在750℃时效态；(c)G50；(d)93WNiFe Fig. 6 True stress-strain curves of different materials (a)NiW750 without aging treatment; (b)NiW750 aging at 750℃; (c)G50;(d)93WNiFe |
通过对比4组材料流变应力与应变率之间的关系(如图 7所示)，可以发现在准静态(应变率5×10-4s-1)至1500s-1范围内，4组材料均存在应变率硬化效应，G50钢应变率硬化效应最明显。在1500~6000s-1范围内，G50钢流变应力变化不明显，甚至呈下降趋势，说明材料应变率硬化作用在减小，这与合金的热软化现象有关。而NiW750合金和93WNiFe合金应变率硬化效应依然存在，硬化作用大小顺序：93WNiFe>NiW750时效态≈NiW750未时效态。
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图 7 不同材料流变应力与应变率之间的关系 Fig. 7 Relationships between the flow stress and the strain rate of different materials |
为进一步研究屈服强度与应变率之间的关系，引进Perzyna提出的公式[16]：
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(4) |
式中：σyd, σs分别为动态屈服强度和准静态屈服强度；m为材料的应变率硬化指数；r为材料的黏性参数；在实验条件下，m和r近似看作常数。将式(4)变形为对数形式：
NiW750未时效试样屈服强度和应变率关系式
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(5) |
NiW750时效后试样屈服强度和应变率关系式
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(6) |
G50试样屈服强度和应变率关系式
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(7) |
93WNiFe试样屈服强度和应变率关系式
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(8) |
比较4个公式中的m值，m(93WNiFe)>m(NiW750时效态)≈m(NiW750未时效态)>m(G50)，这与图 7在对应应变率下所示的变化规律一致，说明m值也可以反映实验中试样的应变率硬化效应。r值的关系：r(G50)>r(NiW750时效态)>r(NiW750未时效态)>r(93WNiFe)，这反映了材料的特性。经验证，这4个关系式在本实验条件下拟合效果较好。另外在1500~6000s-1下，NiW750合金和93WNiFe试样均未出现断裂，G50钢在应变率为4000s-1左右时即产生剪切断裂。G50钢的绝热剪切临界应变率低于其他两种材料，说明G50钢抗绝热剪切断裂能力不如其他两种材料。综上所述，NiW750时效态合金各项动态参数比较均衡，具有相当的优势。
2.4 动态压缩条件下的微观组织未时效试样在高应变率下纵截面的微观组织如图 8所示。在光学显微镜下可以观察到试样边缘出现明显的绝热剪切带，该剪切带呈暗黑色，宽度大约为100~150μm，带宽不完整，为变形带特征。综合对其横纵截面进行观察，推断剪切带的立体模型为两个互相镜面对称的圆锥面[7]。通过对该剪切带进一步观察发现，剪切带沿45°方向向内逐渐模糊，其过渡区很宽，带内存在大量的孪晶与变形，靠近带的位置晶粒变形与孪晶现象很明显，远离带的位置变弱，形成相对的梯度，由微观形貌可推断该剪切带为变形带。大量的变形说明材料最终只发生了很少的回复，加工硬化作用仍大于热软化的影响。另外，FCC结构滑移系较多，材料发生大量协同变形，使集中在变形带处的应力被及时疏散到基体，这使得材料不易因变形带应力过于集中而发生断裂。
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图 8 未时效NiW750合金在5330s-1应变率下纵截面的微观组织 Fig. 8 Longitudinal section microstructures of the NiW750 alloy without aging treatment at the strain rate of 5330s-1 |
将未时效试样与经750℃时效试样在高应变率下的横截面微观组织进行对比，如图 9(a), (b)所示。可以看出，时效态的情况与未时效态的相似。但是在高应变率下，时效态的变形带更窄，约为80~120μm，并且变形带与基体组织的界限更加明显，变形梯度更窄，这与材料的硬度有关。根据相关文献报道[17]，材料的硬度越大，由动态加载引起的变形带越窄。
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图 9 NiW750合金在高应变率下的横截面微观组织 (a)未时效，应变率为5330s-1；(b)750℃时效，应变率为5760s-1 Fig. 9 Cross section microstructures of the NiW750 alloy at high strain rate (a)without aging treatment, at the strain rate of 5330s-1; (b)aging at 750℃, at the strain rate of 5760s-1 |
而在G50钢中，在动态实验之后对试样进行腐蚀，在光学显微镜下可以观察到很窄的绝热剪切带(在约3000s-1应变率下宽度为20~30μm)。田杰等[18]认为在应变率为3000s-1左右时，G50钢中形成的依然是变形带，带中心微观组织为严重碎化的马氏体，其上存在大量位错与少量的碳化物。由于材料硬度较高，材料的绝热剪切带与过渡区都很窄，应力高度集中，这极易导致材料在该处发生断裂失效。这也解释了材料绝热剪切临界应变率较低(约4000s-1)的原因。其绝热剪切带形貌参见文献[18]。
对于高密度钨合金，在高应变率下，钨颗粒(BCC结构)发生非弹性变形，之后迅速升温，促进与黏结相基体(FCC结构)整体变形，形成局部变形带，两相协调变形使得应力及时分散，热量及时散失，因此材料的绝热剪切临界应变率较高。在约5000s-1应变率下剪切带宽度为50~100μm，带内基本没有发生相变，其绝热剪切带形貌参见文献[19]。但是两相结构限制其力学性能，导致其动态流变应力并不高。
3 结论(1) 本工作设计一种新型战斗部用高密度合金NiW750，它具有良好的综合性能。合金为FCC单相结构，以镍为基体，钨为固溶强化相，通过时效处理析出细小弥散相Ni4W使强度提高。其密度为11.4g/cm3，合金在750℃时效后抗拉强度为1746MPa，冲击韧度为113J/cm2。
(2) 在本实验条件下，NiW750合金的动态流变应力可达到2250MPa，高于其他两种材料的流变应力。应变率硬化指数关系m(93WNiFe)>m(NiW750时效态)≈m(NiW750未时效态)>m(G50)。
(3) 在动态压缩条件下，NiW750合金试样在与中心轴线成45°方向出现绝热剪切变形带，带宽80~150μm(在应变率约为5500s-1下)。合金过渡区较宽，避免了由于应力过于集中引起的材料断裂。在本实验范围内，NiW750合金均未发生断裂，而G50钢在4000s-1下即发生断裂。
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