2-钨钼及其合金详解

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较低温度，位错滑移；温度升高&固溶原子含量增加：由位错滑移逐渐 转变为晶界滑移。 原因： 固溶原子的增加引起钨合金的熔点降低 高温下，原子扩散增加，固溶原子对位错的钉轧作用减小 固溶原子增加和温度升高，螺型位错将发生交滑移，晶界滑 移逐渐成为主要的变形机制 应变速率升高，加工硬化率增加，钨合金强度增加 绝热条件，应变速率升高，材料自身温度升高，发生软化。 举例： W-Hf合金，应变速率1.9×103/s，材料应变率在20%时发生断裂； 应变速率4.9×103/s，材料应变率在40%时未断裂。
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钨及钨合金的断裂机制
钨单晶的断裂机制
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(1)完全的塑性断裂，先缩颈，后发生细小的刃端断裂； (2)部分呈塑性断裂，而另外部分经塑性变形后，在[100] 平面上劈裂，然后造成断裂，或者是由沿孪晶界面劈裂和 破断共同引起断裂。 多晶钨的断裂机制 裂纹类型： 材料中预先存在的裂纹； 杂质元素在晶界处偏聚，引起裂纹萌生，尤其在三晶界交叉点； 由孪晶引起；
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高密度钨合金穿甲弹材料
国外研究经历的3个阶段：
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W- Ni- Fe系，加入少量的Co，钨的质量分数90%或93%，研 究内容集中在Ni/Fe比和烧结工艺上，以提高材料的强度和塑性 指标为主要目标； 20世纪90年代初期，关注钨合金穿甲弹在侵彻过程中的自锐化 现象并将其与材料的绝热剪切性质相联系，试图通过加入其它合 金元素或用各种形变强化手段来提高钨合金材料的侵彻能力； 目前，已研制出侵彻能力与贫铀材料接近的新型W- Ni-Mn合 金，在高速冲击条件下可以保持其形状，可代替存在放射性污染 的贫铀合金穿甲弹。
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钨单晶在[110]方向上变形后位错和孪晶的柏氏矢量 钨单晶在[111]方向上变形后位错和孪晶的柏氏矢量
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多晶钨的变形机制
多晶钨对应变速率非常敏感
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准静态载荷：均匀的位错滑移变形， s较低； 升高， s升高，孪生发生，孪晶密度增加，由于杂质 动态载荷： 元素N、O、S、Si 等对钨晶界的弱化作用，晶界脱粘也开始发生。
钨合金断裂机制 在较低的温度下，固溶原子对位错的钉轧起到强化作用，钨合金 的断裂模式主要为穿晶断裂，随着温度的升高和固溶原子含量的 增加, 断裂模式也逐渐转为沿晶断裂。
Ta－W合金沿晶断裂模型
ZrCp/W合金 的高温断裂模型
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不同温度条件下90 钨合金力学性能
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轧制钨在低应变速率作用下主要为沿晶断裂，随着应变速率的 升高，逐渐向穿晶断裂转变。 退火钨由于脆性析出物在晶界的析出使晶界变脆，在高应变速 率作用下，晶界发生脱粘，导致沿晶脆性断裂。
穿晶断裂
沿晶脆性断裂
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ⅥA族 A2型BCC 优良的导热、导电以及耐腐蚀性能, 低的热膨胀系 数、较高的硬度、好的高温强度
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钼及钼合金可进行机加工,加工后表面光洁度好且 精度高。研磨、光刻和电火花加工通常也用于钼 及钼合金的加工
钼的低温脆性、焊接性能差、容易氧化、再结晶脆性
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温度与W合金断裂模式的关系
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剪切带和钨晶粒取向关系示意图
阶梯圆柱试件中绝热剪切带的微观形貌
来自百度文库
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钨合金的强化机制
固溶强化
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固溶原子与位错之间的相互作用，有弹性交互作用、模量交互 作用、化学作用、静电相互作用、位错与有序分布的溶质原子 间的相互作用及位错与空位同溶质原子间的相互作用6种强化 机理。
(5)烧结工艺改进
为液相烧结 (6)烧结后热处理 冷却处理、气氛处理和循环热处理
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固相烧结及固-液两步烧结
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几种高密度弹芯材料的力学性能和侵彻性能
U-3/4Ti与97%WHA弹坑的比较
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穿甲弹破坏行为示意图
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钼的属性概述
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第2讲 钨钼及其合金
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钨材料的概述
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钨是ⅥB族元素，金属表面都呈银灰色光泽，粉末呈暗灰色；
熔点高，强度大，弹性模量高，膨胀系数小，蒸汽压低，导电 导热性能优良，然高温易氧化，低温脆性。 十世纪发现 “重石”，1783年人们用钨酸和碳粉混合物炼 得金属钨。十九世纪末，钨作为钢的添加剂用于冶金工业。 1908年开始用钨作灯丝。 钨在地壳中含量为0.07％，在自然界中大约有15种钨矿物，
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细晶强化 添加稀土元素或稀土氧化物(如Y2O3、CeO2、ZrO2、La2O3、ThO2、 V2O3等)可以起到明显的细化晶粒的作用，起到抑制W晶粒长大的 作用。 晶粒长大主要发生在W的溶解-析出过程中：(1)抑制剂吸附在W 颗粒表面，改变了W-粘结相的界面自由能，同时也减小了W-粘 结相不同界面间的各向异性，减少了颗粒长大的机会；(2)抑制 剂弥散分布在W颗粒表面，阻碍W界面的迁移，防止W颗粒发生聚 集长大；(3)抑制剂通过在粘结相中的溶解，阻止了溶解-沉淀 的进程，降低了溶解-沉淀速度。
退火钨 轧制钨 应变速率从10-6/s s /MPa s /MPa 增至10-3/s 准静态 动态 750 1150 1200 2000
对DBTT的影响
应变速率从10-1/s升高 到103/s，多晶钨经历 脆塑转变，DBTT升高
s 升高240MPa
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钨合金的变形机制
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弥散强化及沉淀强化 弥散强化包括直接强化和间接强化作用。 直接强化主要来源于位错与弥散颗粒的相互作用，其主要强 化机制是颗粒对位错的钉扎作用，位错在颗粒周围缠结，阻 碍位错滑移。 间接强化主要是由于亚晶粒的形成引起的。W-Re-HfC、 W4Re-0.26HfC中的亚晶粒和位错网都起到了强化作用。随着 温度的升高，原子扩散速率加快，位错网的解锁，弥散颗粒 尺寸增大, 强化效果下降。
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气泡强化 掺钾的钨合金用于白炽灯丝，使钨的再结晶温度提高大约 200K。由于钾气泡和钨之间的界面能较低，有效地阻碍了晶 粒粗化动力，阻碍了再结晶。钾气泡阻止或拖曳晶界滑移， 晶界发生弯曲和扭折。钾气泡也对位错有钉扎作用。这些都 提高了灯丝的强度。
其中主要是黑钨矿和白钨矿，集中分布于亚州的环绕着太平洋
沿岸一带。我国的钨矿资源丰富，占世界第一位，其次是澳大 利亚、加拿大、葡萄牙等。
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我国钨材的生产情况
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中国钨资源丰富，钨矿主要集中在江西、湖南和广东等省。 钨储量、钨精矿产量和钨出口量均居世界首位。
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钨单晶的变形机制
方向敏感
[110]方向 [111]方向 应变速率敏感 位错滑移 位错滑移和孪生
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准静态载荷条件： 对应变速率不十分敏感，位错密度较低，是一些较短的螺 型位错片段，且无位错缠结，也没有孪晶。
动态载荷条件： 钨单晶对应变速率非常敏感，晶体的剪应力随着应变速率 的升高而增大，且比静态载荷下的剪应力几乎大两倍，位 错密度较高，且出现大量的位错缠结，发生孪生。
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(2)粘结相成分的优化 CeO2、ZrO2、ThO2；HfC、 TiB2、Y2O3、Ni3Al和Fe3Al
含Ni3Al钨合金的显微结构和准静态性 能( 1 500 ℃ 液相烧结1 h)
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不同Y2O3含量的氧化物弥散钨合 金高温压缩应力应变
90 钨合金的四种断裂形式： 钨颗粒解理断裂； 钨颗粒与钨颗粒界面分离； 钨颗粒与粘结相界面分离； 粘结相断裂。
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不同温度条件下90 钨合金的断口形貌
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100℃
200℃
350℃
400℃
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600℃
900℃
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几种固溶强 化钨合金性 能的比较
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变形强化 随变形量增大钨颗粒断面尺寸减小，钨颗粒的断面形状从球形 向椭圆形直至不规则的多边形发展。多边形趋势与材料变形所 受复杂的应力状态相关。尺寸变小则是长径比变化在断口上的 直接体现。 随变形量增大，钨颗粒被拉长，断面中基体的韧窝状断裂比例 逐渐减小，钨/钨界面断裂和钨颗粒/基体界面断裂比例明显降 低，而钨颗粒解理断裂比例逐渐增加。说明断裂逐渐由基体向 增强体转移，这是导致钨合金强度增加的关键因素之一。
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钼的变形行为及改性
钼的脆性行为 本征的低温脆性和非本征的晶界脆性
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微观结构(晶体结构、晶粒之间的位相差、晶粒的大小等) 细化晶粒： 晶粒越细，强度越高，塑性也越好 添加K元素：后续加工过程中形成大的拉长的纤维状组织， 有效抑制裂纹的产生和扩展，提高合金塑性。 化学成分 加入C、B、K、Si、Al、Ti、Zr、Re和稀土元素改善金属钼塑性。
我国钨加工材产量增长情况
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钨及钨合金的应用领域
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1、切削、耐磨、焊接和喷涂－碳化钨 2、电气和电子工业－电灯的灯丝和电 子管的阴极，汽车的电接点，高温 电阻炉的加热元件 3、高速钢、工具钢、模具钢、高温高 强度合金和各种有色金属合金 4、用于各种化工制品。
传统钨合 金与贫铀合 金不同冲击 速度下穿透 性能比较
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穿甲弹用钨合金侵彻性能改善的途径
(1)改变粘结相，以提高钨合金的绝热剪切能力。
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绝热剪切局部化 是材料冲击响应 中的重要现象
钨合金局部剪切能力优化设计途径
绝热剪切带的形成和发展是材料在高应变率下应变强化、应变率 强化和软化三种效应相互竞争,当热软化效应占优势时的失稳现象 在动能弹高速侵彻板靶的过程中，绝热剪切有利于提高弹头的穿 甲性能。贫铀弹比钨合金弹具有更强的穿甲威力，其原因在于贫 铀材料具有更高的绝热剪切失稳和变形局部化敏感性。
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(3)添加合金元素及钨粒子表面涂渡
La；Co、Fe、Ni、Pd；Mo、Ta、Re；Mn；Si；Y、V、Nb、Hf 用CVD法和羰基法等钨粒子涂镀方法来减少W-W接触度
(4)W- SiO2及钨纤维/金属玻璃基复合材料 利用SiO2玻璃相作为添加相，形成W- SiO2复合材料。玻璃 相SiO2趋向弥散于钨颗粒内而非颗粒界面，当温度超过玻 璃相转变温度时，在高应变率条件下，局部剪切应力将导 致SiO2玻璃相的钨合金早期失效。 W-1.5SiO2-0.3Ni合金 Zr41.25Ti13.75Cu12.5Ni10Be22.5金属玻璃
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界面强化 界面强化主要包括优化晶界提高晶界(强度或减少杂质在晶界的 偏聚)、调整增强体和基体之间的结合状态两种方式。
N、O、S、P及Si等杂质元素使钨晶粒间粘附力弱化导致晶界“松 散”，造成沿晶断裂。加入Ti、Y、Mo、Zr及Hf等强化合物形成 元素使其与杂质元素形成稳定的化合物相来改善晶界，达到强化 材料的目的。 TiCp/W和ZrCp/W：原子W向TiC、ZrC颗粒扩散形成, (Ti,W)C、 (Zr,W)C固溶体, 固溶体的形成增强了界面结合，提高了材料的 强度。