吴玉程
WU Yucheng
中图分类号: TG146.4
文章编号: 0412-1961(2019)02-0171-10
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收稿日期: 2018-08-31
网络出版日期: 2019-01-31
版权声明: 2019 《金属学报》编辑部 《金属学报》编辑部
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作者简介 吴玉程,男,1962年生,教授
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摘要
作为面向等离子体候选材料,金属W多晶材料具有低韧性的特点,表现出室温脆性行为和高的韧脆转变温度,极大地限制了其在工程上的应用。针对当前常用的改善W韧性的方法：细化晶粒,添加合金化元素、第二相颗粒和W纤维以及加工变形技术,本文从内韧化和外韧化2种韧化机制来阐述各种韧化方法,以加深对改善W韧性的理解。结合目前国内外研究现状,对改善钨基材料的方法进行讨论并对改善钨基材料发展方向进行简单展望。
关键词：
Abstract
As a candidate for plasma facing material (PFM) in nuclear fusion situation, polycrystalline W with a characteristic of bad low temperature ductility shows brittle behaviour at room temperature and possesses a high ductile-to-brittle transition temperature, which limits its engineering application. In this paper, several common methods of grain refinement, addition of alloying elements, second-phase particles and tungsten fibre, and deformation processing for improving ductility of W are illustrated. To in-depth comprehend of how to improving W toughening, these toughening methods are discussed from intrinsic or extrinsic toughening mechanisms. Furthermore, the research status and development prospects for improving ductility of W materials have been presented.
Keywords：
W是熔点最高(约3410 ℃)的金属材料,具有高密度(19.25 g/cm3)、良好的高温强度、优异的导热性能(室温下热导率约173 W/(mK))、低的热膨胀系数和高的抗核辐射等优点,被广泛应用在军工国防、航空航天、电子工业、辐射屏蔽等领域[1,2,3,4,5]。此外,W还具有良好的抗粒子溅射能力和低氢(H/D/T)滞留的特性,被认为是未来核聚变装置用直接面向等离子体的第一候选材料[6,7,8]。然而,作为VIB过渡金属W,实际应用的多晶W材料具有低室温韧性和高韧脆转变温度(DBTT)的缺点[9,10,11],在室温下通常表现出脆性行为,因而极大地限制W材料的加工和应用。通常来说,金属合金为提高强度而设计,金属间化合物为提高延展性(塑性)而设计,陶瓷为提高韧性而设计[12]。对于具有高强度、低韧性的金属W来说,改善其脆性行为(即增韧),是突破其力学性能满足其在工程应用上的关键。
为了改善W的韧性,非常有必要对W的脆性行为进行深入的理解。W材料脆性,即在外力作用下其没有发生明显的屈服(塑性变形)就发生断裂的行为,意味着W材料具有高的屈服强度和难以发生塑性变形的特点[13]。也就是说,W发生塑性变形所需克服的晶格阻力比较大或者材料中位错可动性有限[14]。对于bcc结构金属,其塑性变形主要依赖于1/2<111>螺位错[15,16,17],且该位错更倾向在(110)晶面上滑移。在bcc结构金属的{110}<111>滑移系中,滑移面上的滑移方向,即<111>方向,只有1或2个方向(即位错可动性有限),因而相比fcc结构金属更容易表现出脆性行为[18]。Cui等[19]采用离散位错动力学模拟发现,1/2<111>螺位错形核和运动所需克服的能垒比较大;W塑性变形的屈服应力强烈依赖于温度,随着实验温度升高屈服应力降低非常明显。Giannattasio等[20]采用位错动力学模拟W材料的裂纹尖端位错行为时发现,升高温度有利于位错形核,从而可以避免裂纹尖端应力强度因子低于解理开裂值。值得注意的是,研究者[21,22,23]通过实验发现,单晶W不具备室温脆性,其DBTT只有77 K[22],甚至低至20 K[23]。与单晶W相比,工程应用的W材料一般为多晶材料,因此,W材料表现出室温脆性行为,这从根本上来说不仅与W的晶格属性有关,还与材料中存在的晶界有关。来自晶界的影响主要有3个方面[11]：(1) 低的晶界强度;(2) 晶粒间变形的不协调性;(3) 晶界限制位错的可动性。由于W材料的晶界强度低,在室温下断裂主要呈现沿晶脆性断口形貌[24,25,26]。而杂质元素(C、N、O、P、S等)在晶界处偏析,被认为是导致W材料发生沿晶脆性断裂的主要原因之一[27,28,29,30,31]。Joshi和Stein[29]认为,影响W材料DBTT的主要杂质元素是P,P会偏析聚集在晶界从而使材料变脆。Loi等[30]研究发现,随着杂质P含量的增加,W的沿晶断口形貌相比穿晶解理断口形貌增多。低温时晶粒间变形不协调性非常重要,主要是因为螺位错的可动性依赖于位错可动滑移系的数量。对于多晶材料来说,如果其位错可动滑移系数量小于5个,就难以持续发生均匀塑性变形,从而使材料表现出低的韧性行为。Cheng等[32]对W中位错与晶界的相互作用进行原子模拟,结果表明,位错更容易通过小角度晶界传递应变,发生变形而不发生断裂。
研究[33,34]表明,材料的脆性行为除了取决于其晶格类型和晶格原子间的结合力(原子键)之外,还与材料开裂引起的表面能有关。前者即是材料的晶格属性,与材料发生塑性变形时位错形核和位错可动性有关;后者与材料断裂功有关。所以,改善W材料的脆性行为可以从提高材料的塑性变形能力和材料的断裂吸收功来考虑。由Griffith裂纹理论可知[35]：在外力作用下,当材料存储的弹性势能不小于裂纹扩展产生的新表面能时,裂纹开始失稳扩展。这意味着抵抗材料脆性开裂可以通过改变断裂形成的新表面形貌(提高表面能)来尽可能地缓解。提高材料断裂表面能(断裂吸收功)可以体现在2方面：一是提高材料断裂的强度;二是使材料断裂形成的断口面积增多。其实断裂力学早已指出韧性是材料抵抗断裂的能力,因此,改善W的韧性还应从裂纹萌生和裂纹扩展来考虑。图1[36]是Ritchie[12,36]提出的在裂纹附近的2种韧化机制示意图。材料韧化机制可以分为内韧化(intrinsic toughening)和外韧化(extrinsic toughening) 2种。内韧化总是与改善材料塑性有关,作用在裂纹尖端前沿,能够有效抵抗裂纹形成和裂纹扩展。所以,内韧化机制一般是通过提高位错的可动性,在裂纹尖端前沿产生一个如图1[36]中所示的塑性区。然后,位错运动造成位错塞积或引起界面分离,导致解理断裂或微孔聚集断裂。对于外韧化机制来说,材料固有抗断裂性质不能改变,主要作用在裂纹尖端后面,通过改变断裂表面的微观结构特性来缓解、阻碍裂纹扩展。在复合材料中,外韧化机制一般可以通过添加的纤维、薄片层、第二相颗粒或者韧性相在裂纹上提供桥接牵引作用来实现。从本质上来说,外韧化就是通过提高材料断裂形成新表面所需要的能量,从而提高材料的断裂韧性。
图1 内韧化机制和外韧化机制示意图[
Fig.1 Schematic illustration of intrinsic versus extrinsic toughening mechanisms[
一般来说,内韧化机制是塑性材料抵抗断裂的主要机制;相反,外韧化机制是脆性材料的主要韧化机制[12,36]。对于室温脆性的W材料来说,可以从内韧化和外韧化2种韧化机制来改善W的韧性,以满足实际工程上的应用。首先值得一提的是能够提高金属材料综合性能的方法：细化晶粒。细化晶粒的影响主要来自2个方面：晶界和晶粒位向。对位错运动来说,晶界起到阻碍作用。晶粒越小,单位体积内的位错越多,材料表现出的塑性变形抗力越大,即材料强度越高;另外,晶粒越小,在一定体积内,塑性变形有利位向晶粒越多,材料越容易发生均匀变形,即材料表现出良好的塑性行为。除此之外,晶粒越小,材料越不容易产生裂纹,裂纹产生后也不容易扩展。因为在断裂过程中,细晶材料需要吸收更多的能量,这就意味着外力要做更大的功,因而细晶材料具有良好的韧性。所以,纳米晶和超细晶材料一般均能表现出良好的强度和韧性[37,38,39]。当然,细化晶粒同样适合用来改善W材料的脆性行为[40,41,42]。综上分析,细化晶粒既属于内韧化机制也属于外韧化机制。本文概述了改善W韧性方法(包括添加合金元素、第二相颗粒、W纤维和加工变形等)的韧化机制和研究现状,旨在对室温脆性W的韧化方法进行深入理解,能够更好地对W材料进行韧化设计以满足苛刻环境下的工程应用。
通过添加合金元素来改善W的韧性,主要体现在2个方面：一是添加可与W形成固溶体的合金化元素,改变材料中部分W—W原子键从而有望改善W的韧性;另外是添加与W不能或轻微固溶的金属元素作为基体相,主要通过提高钨基材料断裂所需的表面能来改善其脆性行为。对应这2种情况最典型的2种材料分别是W-Re合金和W重合金。
Re作为韧化元素已经被广泛地添加到W、Mo和Cr等bcc结构金属里用来改善韧性,并发现其具有良好的韧化效果[9,43]。Geach和Hughes[44]在1955年第一次采用Re元素对W的韧性进行改善,发现制备的W-25Re (质量分数,%,下同)合金比纯W具有更好的可加工性能和低温韧性。Klopp等[45]对电弧和电子束熔炼获得的W-Re合金进行热加工后,进行三点弯曲和拉伸实验也发现,W-Re合金比纯W具有更好的塑性和韧性,且W-Re合金的DBTT随着添加的Re含量增加而降低。电子束熔炼获得的W-1.9Re和W-24Re合金进行热加工后的DBTT分别约为-59和-190 ℃,明显比同样制备工艺获得纯W的DBTT (约113 ℃)低。经过1900 ℃完全再结晶退火后发现,Re元素的添加仍能有效改善W的韧性,比如：W-2Re合金的DBTT只有约232 ℃,明显低于纯W (约332 ℃)。一般认为,材料中添加的合金化元素是作为溶质原子对位错起钉扎作用(限制位错的可动性),会阻碍位错运动从而使材料具有高的屈服强度。随着深入研究发现有些合金化元素的添加会对材料产生固溶软化的作用[46,47,48]。固溶软化就是在材料中添加溶质原子后,其屈服强度会降低的现象。Romaner等[49]采用密度泛函理论研究发现,W中添加的Re元素一方面可以改变1/2<111>螺位错中心的对称属性使滑移面增多,另一方面可以降低塑性变形的Peierls力(提高位错的可动性),从而实现改善W韧性的目的。这说明Re作为韧化元素改善W材料的韧性属于内韧化机制。此外,W中添加的Re元素还能提高晶界结合力[50]。值得注意的是,从W-Re相图中可以发现存在WRe (σ相)和WRe3 (χ相)的脆性相[45],因而制备W-Re合金时要注意添加的Re含量要适中。Nemoto等[51]在对W-26Re合金进行中子辐照后发现,材料中存在σ和χ脆性相,从而表现出硬化、脆性行为。当然,除了Re之外,Tc、Os、Ru和Ir都有可能与Re一样能够改善W的韧性[9,52,53]。然而,这些金属都是稀有金属元素,且价格昂贵。因此,有研究[54,55]通过添加Ta和V等合金化元素来改善W的脆性,发现Ta和V的含量只有超过30% (质量分数)后才有可能改善W的韧性。此外,Hu等[48]通过第一性原理计算,预计Al和Mn是最可能替代Re的元素,能够有效地改善W的韧性。总之,添加合金化元素改变了W材料的成分、提高材料中位错可动性,这种韧化机制属于内韧化机制。
W重合金属于双相复合材料,由高熔点、高强度的W相和低熔点、高韧性的基体相构成。基体相一般是由fcc结构的金属元素组成,比如Ni、Fe、Cu、Mn、Co等[1~3,56~63]。基体相的低熔点能够使W重合金进行液相烧结而实现高致密化。理想态的W重合金兼有W的高强度和基体相的良好韧性的特点,从而能表现出良好的力学性能。这主要取决于基体相的性能和W-基体两相之间的界面强度[57,58,59]。基体相的性能与其组织、结构和成分有关。一般组成基体相的组元都是fcc结构,具有良好的塑性、韧性。Dewen等[60]研究了不同Ni/Fe比值(质量比)的W-Ni-Fe合金的性能,发现当Ni/Fe比值为7∶3时,材料具有良好的综合力学性能。Senthilnathan等[57]在W-Ni-Fe合金中添加适量Co元素,发现Co元素的添加不但可以提高基体相的强度,还能提高W-基体之间界面强度。添加1%Co (质量分数)可以使W-Ni-Fe的屈服强度从686 MPa增加到1300 MPa,其断裂强度可达1508 MPa;主要断裂模式也从沿晶断裂变成W解理穿晶断裂。影响W-基体两相之间的界面强度的主要因素有：(1) W-基体间形成的金属间化合物会导致界面弱化[31];(2) 材料中W-W界面处容易发生裂纹、孔洞形核[58];(3) 杂质元素(如S、P、O等)在界面处偏析而弱化界面[61]。因此,有研究者通过添加La[62]和Y[63]等稀土元素来净化晶界,提高界面强度,从而实现改善W重合金力学性能的目的。
图2[63]是Gong等采用粉末冶金法制备的W-4.9Ni-2.1Fe-0.03Y合金在不同温度下拉伸后断口形貌的SEM像。可以看出,钨合金在室温拉伸后的断裂模式主要为W的穿晶解理断裂和基体相的韧性断裂。随着温度升高,在W的穿晶断口上发现有明显的滑移线,即W颗粒内出现明显位错开动的迹象,这说明温度升高可以有效地提高位错可动性,如图2b[63]所示。当温度继续升高时,W重合金的主要断裂模式变为沿晶断裂,如图2d[63]所示。另外,断口形貌呈现出明显的W/W界面和W/基体相界面剥离的现象。结合W重合金的拉伸性能结果可知,断裂模式为W的穿晶解理断裂和基体相的韧性断裂时,材料具有良好的综合性能。Kumari等[58]对拉伸后的W重合金进行表征时发现,W相颗粒没有明显的变形,而在基体相的TEM明场像中发现有高密度的位错。这意味着W重合金基体相产生了强烈的塑性变形,说明W重合金在拉伸时发生的塑性变形主要由基体相塑性变形所主导。这说明W重合金增韧主要是通过基体相的塑性变形来实现韧化的效果。这种不改变W的塑性变形能力,只改善材料断裂的表面,从而提高材料断裂的吸收功实现韧化的机制属于外韧化机制。
图2 93W-4.9Ni-2.1Fe-0.03Y合金在不同温度下拉伸后断口形貌的SEM像[
Fig.2 SEM fracture morphologies of 93W-4.9Ni-2.1Fe-0.03Y alloy after tensile test at 25 ℃ (a), 500 ℃ (b), 800 ℃ (c) and 1100 ℃ (d)[
目前,国内外研究主要通过添加碳化物TiC[64,65,66]、ZrC[67,68,69]、TaC[24,70]和稀土氧化物Y2O3[71,72,73]、La2O3[74,75]等第二相颗粒弥散增强钨基材料。添加第二相弥散颗粒对W材料的作用主要体现在2方面：一方面是第二相颗粒在烧结过程中可以阻碍W晶粒长大,从而起到细化晶粒的作用;另一方面,添加的第二相颗粒细小弥散分布在钨基材料的晶界或者晶内,能有效地阻碍位错运动,从而表现出弥散强化作用。研究发现,在同样制备工艺下、一定范围内随着第二相TiC[64]或者TaC[24]含量增加,W材料晶粒细化越明显。前文已经阐述,细化晶粒是有效的改善材料韧性的方法。然而目前看来,仅通过添加第二相颗粒很难获得纳米级钨基复合材料,但是第二相颗粒弥散强化的作用是非常明显。Tan等[76]分别在W中添加1%TaC (质量分数)和1%TiC (质量分数)微纳级的颗粒制备出W-TaC和W-TiC复合材料,然后进行100次的电子束(10 keV,8 kW)脉冲热冲击实验(2 s+7.5 s)。热冲击后W材料的表面形貌如图3[76]所示。可以看出,纯W样品表面出现了明显的网状裂纹和塑性变形,而添加有第二相的W材料只表现出轻微的塑性变形,无明显的裂纹。这说明第二相的添加可以强化晶界,提高裂纹萌生、扩展阈值,因此有望改善W材料的韧性。
图3 W材料热冲击后的SEM形貌[
Fig.3 Low (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[
从材料断裂的角度来看,一方面第二相弥散分布可以使W晶粒产生更多的穿晶解理断裂形貌[24];另一方面由于第二相的添加,裂纹也会在第二相颗粒的界面处产生,表现出裂纹分叉、裂纹曲折的现象,从而对总体裂纹扩展产生影响。通过添加第二相颗粒改变W材料的断裂方式和裂纹扩展路径,提高裂纹扩展抗力、材料断裂形成新鲜表面所需能量,从而降低材料开裂的倾向达到改善W韧性的目的。因此,通过添加第二相来提高材料断裂韧性的方式是由外韧化机制所主导。尽管如此,仅通过添加第二相来改善W材料韧性的效果一般不太明显,因而很多研究结合加工变形工艺来进一步改善其韧性。Zhang等[77]研究发现,经过同样轧制变形后的纯W和W-La2O3复合材料在600 ℃时的Charpy冲击功分别约为1.0和5.7 J,相应的DBTT分别约为1000和600 ℃。Deng等[69]采用同样的制备工艺获得纯W和W-0.5%ZrC (质量分数)复合材料,也发现ZrC的添加可以使W材料的DBTT降低50 ℃以上。
加工变形对W材料产生的影响主要体现在4个方面[11,78]：(1) 细化晶粒;(2) 改变晶粒位向(产生变形织构);(3) 改变晶体形态;(4) 提高位错密度。这些影响都可能对加工变形后W材料的韧性有益。W材料经过加工变形后,晶粒细化效果非常明显。特别是大塑性变形可以使W晶粒细化至亚微米甚至是纳米级(100 nm以下)[79,80,81]。W的晶体织构与其DBTT有关。图4[82]为单晶W的不同裂纹系关于温度变化的断裂韧性结果。可以发现,裂纹系{100}<001>和{100}<011>的DBTT分别约为470 和370 K;而裂纹系{110}<001>和{110}<011>的DBTT分别约为430和370 K。这说明不同取向的W晶粒具有不同的断裂韧性和DBTT。加工变形后的多晶W材料存在织构取向,其织构类型主要与加工工艺有关。对于bcc结构W变形来说,锻造、挤压、拔丝加工会导致强烈的<110>型织构;轧制变形会产生{111}型织构和<110>型织构。不同类型的织构其变形的Schmidt因子不同,因而可以通过加工变形使有利位向的织构取向晶粒增多,从而改善W材料的韧性。变形后W的晶体形态对其韧、脆行为也可能会产生影响。对轧制变形后的W材料沿不同方向进行三点抗弯实验,发现垂直于轧制方向的断口呈现纤维状形貌,主要为穿晶解理断裂,而其它方向的断口均主要为沿晶断裂[83,84]。Rupp等[84]发现,在室温至600 ℃范围内,W轧制变形后垂直于轧制方向断口所对应的断裂韧性明显高于其它方向断口的断裂韧性。这些不仅与W材料的织构取向有关,应该还与变形引起的晶粒形貌变化有关。此外,变形时会在W材料内引入大量的位错。高的位错密度意味着可动螺位错数量增多,材料的位错可动性增强从而表现出更好的塑、韧性行为[85]。总之,加工变形改善W材料的韧性主要是由于材料中存在的变形织构和高密度的可动螺位错,因此加工变形属于内韧化机制。
图4 不同裂纹系W单晶在不同温度下的断裂韧性[
Fig.4 Fracture toughness (K) of W single crystal with different crack systems at different temperatures[
图5 经过不同轧制比变形后的纯W在不同温度下的Charpy冲击功[
Fig.5 Charpy energy of the rolled pure W with different rolling reductions at different temperatures[
目前,比较广泛地用来对W材料进行加工变形的工艺有轧制[83,84,85,86]、锻造[87,88]以及2种工艺结合运用[89,90,91]。当然,也有采用高压扭转[79,80,81]和等通道转角挤压[92,93]这种大塑性变形工艺对W进行加工变形。Zhang等[86]对经过不同轧制变形比的纯W在不同温度下进行Charpy冲击实验,相应断裂韧性结果如图5[86]所示。可以看出,在实验测试条件下,烧结态的纯W均表现为脆性,而W轧制变形后的韧性明显得到改善;不同变形比的纯W的断裂韧性不同,这主要是由于不同变形比对纯W材料引起的孔、微裂纹和残余应力不同所致。值得注意的是,变形比为80%和90%的纯W在较高温度下进行Charpy冲击时,其断口呈现分层状的形貌。Rieth等[94]对经受轧制变形后的W材料进行不同温度的Charpy冲击实验也发现了这种层状撕裂状断口形貌。这种断口形貌意味着材料断裂时形成新表面需要高的能量,从而通过降低材料开裂倾向达到改善W材料韧性的目的。可以把这种改善W材料韧性的方法称为层状增韧,属于能量释放机制[95]。因此,很多研究[96,97,98]对W材料进行多次轧制变形,获得强织构的层状结构W材料,以期改善材料的韧性。Ding等[98]对W-ZrC复合材料进行多次热轧、冷轧工序后,然后再对其进行不同温度下拉伸时发现,材料在50 ℃拉伸就开始屈服,在80 ℃拉伸后材料的断后伸长率可达约4%。
W纤维增韧钨基复合材料也被认为是改善W韧性的有效方式之一[99,100,101,102]。W纤维增韧钨基复合材料主要体现在裂纹扩展阶段,因而属于外韧化机制。韧化作用效果主要由2方面因素来决定：W纤维和W纤维与W基体之间的界面。图6[102]为W纤维增韧钨基复合材料的韧化机制示意图。由于添加的W纤维具有良好的塑性变形能力[103],在外加载荷作用下主要是通过纤维变形、纤维拔出和裂纹桥接3种方式消耗能量来提高W材料韧性。这意味着W纤维增韧钨基复合材料也属于能量释放机制。另外,改善W材料的韧性还可以通过提高材料断裂形成新表面的面积及其所需要的能量。对于W纤维增韧钨基复合材料来说,通过改善W纤维和W基体之间的界面获得合适的界面强度,使断裂形成更多的新表面,从而对W韧性进行改善。因此,对W纤维与W基体之间的界面应该进行合理的设计[104,105]。
从图6[102]所示的韧化机制可以看出,制备W纤维增韧钨基复合材料的理念是“裂而不断”。添加W纤维的目的就是在W材料发生开裂后,材料还能继续服役不至于失效。目前,研究者主要通过编织层状[101,102]和网状[106]的W长纤维来制备出纤维增韧的钨基复合材料。由于编织W长纤维的工艺要求高,Mao等[105]采用粉末冶金法成功地制备出W短纤维增强钨基复合材料。此外,对W纤维和W基体间的界面通过制备Er2O3[104]、Mo和Y2O3[105]中间层来弱化界面,使裂纹能够沿着界面扩展产生大量的新表面,从而达到改善W韧性的作用。
图6 W纤维增韧钨基复合材料的韧化机制示意图[
Fig.6 Schematic of the toughening mechanism of fibre-reinforced tungsten composites[
从韧化机制来理解改善脆性的W多晶材料的韧性,可以通过降低材料的屈服强度、提高W材料中位错可动性的内韧化机制来实现,也可以从外韧化机制通过控制材料中微裂纹形成、裂纹分叉和裂纹桥接来改变材料开裂时裂纹扩展形式来改善。目前常用的韧化方式中,添加Re、Tc、Os等合金元素和加工变形主要是内韧化机制,通过提高位错可动性从根本上改善W的韧性;而添加Ni、Fe、Cu、Co等合金元素以获得基体相来制备W重合金、添加第二相碳化物或者稀土氧化物和添加W纤维均属于外韧化机制,主要是通过提高W材料开裂形成新表面所需表面能的能量耗散机制来改善W的韧性。细化晶粒可以有效改善W材料的韧性,但只能通过其它途径来实现这一目标,比如添加第二相和加工变形。
然而,对于内韧化的方式来说,添加的合金元素均为昂贵的稀有金属元素,且韧化效果最显著的Re元素在含量较高时还会与W形成σ和χ脆性相;加工变形是有效且容易工程化的韧化方式,但获得的W材料力学性能存在明显的取向差异,很可能会限制材料的应用。对于外韧化方式来说,其韧化效果均不是很明显。重合金的韧化效果取决于基体相的塑性、韧性和基体相与W相的界面强度;而添加第二相颗粒一方面很难获得纳米或者亚微米晶体组织,另一方面第二相颗粒在W基体中也难以实现细小弥散的分布;W纤维增韧钨基复合材料低韧化效果主要在于W纤维的性能和W纤维与基体之间的界面问题。比如W纤维在烧结时高温下会发生再结晶,从而表现出再结晶脆性行为[107]。另外,W纤维也并不能按照其韧化机制完全发挥作用。
从本质上来看,改善W多晶材料的韧性一方面是改变其晶格特性,另一方面就是改善其界面特性。界面包括W晶粒间的晶界、重合金中W与基体之间的相界、第二相颗粒与W之间的界面以及W纤维与W基体间的界面。加工变形可以改变W的晶格特性,除了不能对W纤维增韧钨基复合材料进行处理外,对其它韧化方式均可以进行加工处理。因此可以将加工变形与其它韧化方式结合,进一步改善W的韧性。对W纤维增韧钨基复合材料来说,对W纤维及其与基体间的界面需要进一步优化。此外,考虑到W中引入的杂质元素(O、S、P等)会弱化晶界的因素,还可以通过添加合金化元素(Zr、Y等)对晶界进行净化来强化晶界。另外,不同的变形工艺对W材料的组织和性能影响不同。比如Reiser等[108]在不同温度下进行轧制变形时发现,W材料进行冷轧后比热轧后具有更低的DBTT。因此,选择合适的加工变形工艺,可以进一步改善W的韧性。
致谢 感谢德国于利希研究中心等离子物理研究所、日本京都大学、日本九州大学等的合作,感谢合肥工业大学谭晓月博士、朱晓勇博士、刘家琴博士和罗来马教授、昝祥副教授的支持与帮助。
The authors have declared that no competing interests exist.
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