李 敏

（金堆城鉬業(yè)股份有限公司 金屬分公司，陜西 西安 710077）

0 引言

由于鉬具有高熔點(diǎn)、優(yōu)異的高溫強(qiáng)度、良好的導(dǎo)電和導(dǎo)熱性、高耐磨性、加工性好、低成本等一系列特點(diǎn)，成為惡劣條件下理想的高溫結(jié)構(gòu)材料。然而在高溫下使用的鉬回到室溫附近時(shí)卻表現(xiàn)出嚴(yán)重的脆性[1-4]。

為了提高鉬的室溫韌性，延長(zhǎng)鉬零部件的使用壽命，近年來的研究者大多在鉬基體中添加稀土氧化物或者第二相粒子，以增強(qiáng)鉬合金強(qiáng)度及降低室溫脆性，這種材料研究應(yīng)用較多的是鉬鑭合金。由于鎢、鉬金屬熔點(diǎn)高（高于2 500℃），不能用傳統(tǒng)的熔煉工藝進(jìn)行生產(chǎn)，國(guó)內(nèi)外較成熟的制備工藝是粉末冶金方法，而用于還原鎢、鉬粉末的容器，大多都是高溫合金材質(zhì)，隨著難熔金屬及其合金材料的廣泛應(yīng)用，對(duì)其純度要求也越來越嚴(yán)格，因此這樣盛裝粉末的容器也逐漸被鉬金屬及其合金所取代。由于鉬具有室溫脆性的特點(diǎn)，對(duì)于壁厚大于2.0 mm的鉬制品無法在室溫下進(jìn)行沖壓成形，為了研究鉬及其合金高溫成形的特點(diǎn)，對(duì)其合金進(jìn)行高溫力學(xué)性能研究，以便能制備出合格的產(chǎn)品，并保證產(chǎn)品的性能穩(wěn)定。本文針對(duì)該產(chǎn)品特殊的加工方式，通過對(duì)鉬鑭合金熱處理工藝及熱拉伸工藝的研究，確定出合理的加工工藝。

1 試驗(yàn)部分

選用常規(guī)二氧化鉬作為原料，用固-液摻雜方式將一定配比的硝酸鑭溶液和二氧化鉬混合，隨后進(jìn)行干燥處理。干燥后的二氧化鉬在氫氣爐中進(jìn)行還原，得到的鉬粉過網(wǎng)孔直徑為74 μm的篩網(wǎng)，混料合批后即制得鉬鑭合金粉末。鉬鑭合金粉末主要理化指標(biāo)見表1。

表1 鉬鑭合金粉末理化指標(biāo)Tab.1 Physical-chemical properties of Mo-La powder

采用粉末冶金方法，冷等靜壓壓制出鉬鑭合金板坯，隨后在最高溫度1 960℃下中頻燒結(jié)出厚度為40 mm、密度大于9.6 g/cm3的合格板坯。板坯在1 300～1 400℃的開坯溫度下，經(jīng)過多火次軋制出厚度為3.5 mm的鉬鑭合金板材。分別取樣并在不同溫度下退火，分析其組織結(jié)構(gòu)，得出合理的退火溫度，并進(jìn)行不同溫度下的拉伸試驗(yàn)，確定該鉬鑭合金板材的熱成形溫度。

材料的純度越高，則塑脆轉(zhuǎn)變溫度越低，盡量減少雜質(zhì)元素的同時(shí)，在基體中加入一定量的第二相粒子，能夠很大程度上提高鉬合金的塑脆轉(zhuǎn)變溫度，同時(shí)提高其再結(jié)晶溫度。為了提高合金的使用溫度，即在研制高于0.7～0.8 T熔點(diǎn)溫度下工作的合金時(shí)，必須考慮到蠕變機(jī)理發(fā)生的根本變化，即位錯(cuò)攀移變成了控制過程，這時(shí)蠕變激活能與自擴(kuò)散激活能很接近。因此，對(duì)預(yù)定在約高于0.7 T熔點(diǎn)溫度下工作的金屬進(jìn)行合金化時(shí)，提高晶體晶格原子間鍵合力，從而阻止自擴(kuò)散過程是合金化的基本目的[5]。選擇鑭元素作為微量元素加入到鉬基體中，是因?yàn)槟軌蛟鰪?qiáng)原子鍵合力，以提高鉬的再結(jié)晶溫度。金屬鉬中加入微量氧化鑭，其再結(jié)晶溫度在1 500～1 600℃之間，而純鉬再結(jié)晶溫度在1 000～1 200℃之間。由于摻氧化鑭鉬合金比純鉬顯示出較高的再結(jié)晶溫度和較小的變形，晶界和軸向交叉的情況很少，在高溫下由于晶界滑移和分離產(chǎn)生的蠕變變形最小，所以具有好的高溫性能。因此，稀土氧化物能顯著提高鉬合金的再結(jié)晶溫度和高溫抗蠕變性能[6-8]。

2 結(jié)果及分析

2.1 不同退火溫度對(duì)板材組織影響分析

圖1是該鉬鑭合金板坯軋制態(tài)及在不同溫度下退火2 h的金相組織。從圖1可以看出，當(dāng)退火溫度為1100℃時(shí)只發(fā)生了回復(fù)，當(dāng)退火溫度為1300℃時(shí)鉬鑭板材已經(jīng)發(fā)生了再結(jié)晶，晶粒組織較均勻；隨著溫度的升高，1 430℃退火溫度下晶粒已經(jīng)長(zhǎng)大，退火溫度繼續(xù)升高到1550℃晶粒進(jìn)一步長(zhǎng)大。

由于金屬在高溫下強(qiáng)度降低，塑性會(huì)隨著溫度的升高而提高，尤其是金屬的原子在高溫下擴(kuò)散速度很快，金屬的再結(jié)晶會(huì)隨時(shí)發(fā)生，且不會(huì)產(chǎn)生加工硬化現(xiàn)象，可以順利地進(jìn)行大量的加工變形。變形后的組織在退火溫度為1 100℃下發(fā)生了回復(fù)現(xiàn)象，在這一階段，內(nèi)部應(yīng)力雖然已經(jīng)得到釋放，但位錯(cuò)密度的減少并不多，僅僅是穩(wěn)定了變形后的組織，仍保留了加工硬化的性能，因此，在這個(gè)退火溫度下不能直接進(jìn)行后序的熱成形等加工變形。

隨著退火溫度的提高（1 300℃），晶粒發(fā)生了再結(jié)晶。通常情況下，再結(jié)晶核心易在晶格畸變大的地方（如滑移帶、晶界、夾雜物等處）形成（見圖 1（c）），形核動(dòng)力主要是變形晶粒的畸變能，發(fā)展靠金屬內(nèi)部的原子擴(kuò)散移動(dòng)。再結(jié)晶過程只是一種組織變化，由舊的畸變晶粒變?yōu)樾碌牡容S晶粒。再結(jié)晶晶核形成后，會(huì)借界面的移動(dòng)向周圍畸變區(qū)域自發(fā)地、穩(wěn)定地生長(zhǎng)。晶核的長(zhǎng)大直到彼此接觸，當(dāng)舊晶粒完全消失，且全部被新生無畸變的再結(jié)晶晶粒代替時(shí)，再結(jié)晶過程完成[9-10]。

圖1 不同退火溫度下鉬鑭合金板的金相組織Fig.1 Metallographic structure at different annealing temperatures

退火溫度的進(jìn)一步增高，晶粒開始長(zhǎng)大。晶粒長(zhǎng)大的本質(zhì)就是晶界在晶體組織中的遷移，組織中大晶粒通常具有比小晶粒更多的晶粒界面或邊數(shù)，由于界面張力在晶界相交處的局部平衡，大晶粒的晶界將向內(nèi)凹，而小晶粒的晶界向外凸。晶界的移動(dòng)破壞晶界相交處原始平衡狀態(tài)，從而驅(qū)動(dòng)晶界的相交點(diǎn)以及晶界相交線作相應(yīng)的運(yùn)動(dòng)以恢復(fù)界面張力平衡所要求的界面曲率，因而導(dǎo)致了晶粒的長(zhǎng)大，見圖1（d）～（f）。

對(duì)于需要進(jìn)行深沖加工的板材，為防止或減少深沖過程中產(chǎn)生的制耳且提高材料利用率和生產(chǎn)率，需要控制材料的晶粒長(zhǎng)大。因此，退火溫度為1300℃較合理。

2.2 高溫拉伸試驗(yàn)

圖2和表2分別列出了厚度為3.5 mm的鉬鑭合金板材，在選擇好合理的退火溫度后，不同溫度下的拉伸試驗(yàn)曲線及力學(xué)性能。從試驗(yàn)數(shù)據(jù)中可以看出，隨著試驗(yàn)溫度的升高，抗拉強(qiáng)度呈現(xiàn)下降的趨勢(shì)；同時(shí)，斷后延伸率隨著溫度的升高而增加。

由于鉬具有抗拉強(qiáng)度高、韌性差的特性，拉伸過程中沒有明顯的屈服現(xiàn)象，隨著拉伸的進(jìn)行，材料的強(qiáng)度逐漸升高，到達(dá)最大強(qiáng)度后，鉬鑭合金板材應(yīng)該出現(xiàn)了微裂紋，這時(shí)強(qiáng)度下降，隨著拉伸的繼續(xù)進(jìn)行達(dá)到鉬鑭合金板的最大承受力后，板材斷裂。

表2 鉬鑭合金板在不同溫度下的力學(xué)性能Tab.2 Mechanical properties of molybdenum plate at different temperatures

圖2 不同溫度下鉬鑭合金板高溫拉伸試驗(yàn)曲線Fig.2 Curves of high temperature tensile test at different temperatures

2.2.1 金屬鉬沒有明顯的屈服現(xiàn)象

對(duì)于塑性較好的金屬材料而言，在對(duì)其施加一定的外力作用下，金屬首先發(fā)生抵抗微量塑性變形的應(yīng)力，這個(gè)力即為屈服強(qiáng)度。而對(duì)于無明顯屈服的金屬材料來說，規(guī)定以產(chǎn)生0.2%殘余變形的應(yīng)力為其屈服極限。當(dāng)大于此極限的外力作用之下，零件將會(huì)產(chǎn)生永久變形，而小于這個(gè)值，零件會(huì)恢復(fù)原來的樣子。

為了保證金屬鉬能夠進(jìn)行沖壓成形并且不發(fā)生脆斷的情況，必須了解金屬鉬的力學(xué)性能。金屬鉬是典型的體心立方晶體，由于體心立方晶體結(jié)構(gòu)對(duì)稱度低、滑移系少，在具有強(qiáng)的原子鍵合力的晶體點(diǎn)陣中，當(dāng)位錯(cuò)由其對(duì)稱的點(diǎn)陣位置移動(dòng)時(shí)，會(huì)出現(xiàn)原子力的極大不平衡，滑移面兩邊的原子產(chǎn)生彈性交互作用而引起很大的錯(cuò)排能。要使位錯(cuò)滑移啟動(dòng)，必須外加應(yīng)力來克服由于位錯(cuò)周期變化引起的點(diǎn)陣摩擦。

一般對(duì)于體心立方金屬來說，宏觀物理屈服現(xiàn)象不顯著。這種宏觀屈服是由軟位向晶粒的塑性變形傳播到硬位向晶粒時(shí)發(fā)生的。這一傳播過程不是直接發(fā)生，而是軟位向晶粒內(nèi)位錯(cuò)滑移受到晶界阻礙，在晶界發(fā)生很大應(yīng)力集中，這一附加應(yīng)力的作用觸發(fā)相鄰硬位向晶粒內(nèi)滑移系中位錯(cuò)的滑移而發(fā)生傳播。晶界對(duì)屈服極限有重要影響，同時(shí)位錯(cuò)滑移在晶界受阻所產(chǎn)生的應(yīng)力集中的大小與晶粒大小有關(guān)。由于晶粒尺寸越大，位錯(cuò)塞積帶越長(zhǎng)，產(chǎn)生的應(yīng)力集中越大；晶粒尺寸越小，位錯(cuò)塞積數(shù)目越小，在晶界產(chǎn)生的應(yīng)力集中也越小。因此，測(cè)量到的宏觀屈服極限，是軟位向晶粒的滑移在晶界上的應(yīng)力集中達(dá)到觸發(fā)硬位向晶粒發(fā)生滑移時(shí)的宏觀應(yīng)力。所以，宏觀上屈服應(yīng)力是大多數(shù)晶粒都發(fā)生塑性變形時(shí)的應(yīng)力[11-12]。

對(duì)于體心立方金屬鉬而言，即使在高溫下也不會(huì)有明顯的屈服現(xiàn)象，而為了在沖壓過程中不發(fā)生斷裂情況，必須使材料在達(dá)到最大抗拉強(qiáng)度之前即完成了塑性變形，也就是說在材料達(dá)到最大延伸率之前已經(jīng)完成了應(yīng)該有的塑性變形，并且不發(fā)生斷裂。從圖2和表2中可以看到，隨著溫度的升高抗拉強(qiáng)度逐漸降低而延伸率升高，說明在700℃下進(jìn)行沖壓成形，可以保證材料發(fā)揮其最大的變形強(qiáng)度及塑性水平。

2.2.2 鉬的高溫力學(xué)性能分析

具有體心立方結(jié)構(gòu)的鉬金屬，其屈服強(qiáng)度對(duì)溫度有很強(qiáng)的依賴關(guān)系，隨著溫度升高而減小。金屬鉬材料熱變形時(shí)，由于加工硬化的同時(shí)，要發(fā)生軟化作用，而且軟化作用起主導(dǎo)作用，硬化不斷消除，因此某些顯微裂縫可以得到愈合，尤其對(duì)粉末冶金鉬坯而言，可使鉬坯組織改變?yōu)樽冃谓M織，這種變形組織具有較高的密度、均勻而細(xì)小的等軸晶粒和比較均勻的化學(xué)成分。金屬材料受到外力后，首先達(dá)到屈服并發(fā)生塑性變形，進(jìn)而產(chǎn)生微裂紋，最后裂紋長(zhǎng)大，形成斷裂。由于金屬鉬的低溫脆性很大，因而其塑性變形范圍很窄，在很短的時(shí)間內(nèi)就完成了鉬的塑性變形。塑性變形發(fā)生的位錯(cuò)滑移被晶界（或第二相粒子）所阻擋，促使位錯(cuò)塞積，塞積位錯(cuò)所引起的應(yīng)力集中，產(chǎn)生微裂紋。從能量角度考慮，微裂紋形成所需要的應(yīng)力要小于裂紋擴(kuò)展所需的外力，因?yàn)樵谒苄越饘僦校鸭y的擴(kuò)展將在其周圍伴隨有大的塑性變形[13]。

結(jié)合表2可以分析出，在300℃下，給鉬材料施加一定的拉伸力后，達(dá)到最大抗拉強(qiáng)度627.3 MPa前，材料已經(jīng)發(fā)生了塑性變形，如果再進(jìn)一步施加力的作用，使得材料的延伸率超過7.348%，這時(shí)鉬基體已經(jīng)出現(xiàn)了微裂紋，如果進(jìn)一步拉伸，裂紋將進(jìn)一步擴(kuò)展，隨后發(fā)生斷裂。同樣在500℃及700℃下，如果施加同樣的應(yīng)力，其最大抗拉強(qiáng)度分別為561.69 MPa、453.44 MPa，而發(fā)生微裂紋時(shí)的延伸率分別為8.546 8%、9.338 9%。說明在較高的溫度下，金屬鉬能夠表現(xiàn)出較好的塑性，并使得材料達(dá)到9.338 9%時(shí)才出現(xiàn)微裂紋，進(jìn)而保證沖壓成形時(shí)的穩(wěn)定性。

根據(jù)高溫力學(xué)性能及以上分析，隨著溫度的升高，鉬合金的強(qiáng)度降低，延伸率升高。試驗(yàn)結(jié)合試驗(yàn)條件的限制及具體的工業(yè)生產(chǎn)現(xiàn)狀，沒有做更高溫度的性能檢測(cè)，對(duì)于金屬鉬來說，越高的溫度下進(jìn)行拉伸成形加工越有利于零件的制備。根據(jù)試驗(yàn)結(jié)果，在700℃下進(jìn)行熱成形，材料具有良好的塑形，不易發(fā)生斷裂，能夠保證加工零件的成品率。

3 結(jié)論

鉬及其合金板材的深加工大多都是厚度小于0.5 mm的薄板在室溫下進(jìn)行壓力加工或者沖壓成形，由于鉬的室溫塑性差，塑-脆轉(zhuǎn)變溫度低，因此厚度大于1.0 mm的板材無法進(jìn)行常規(guī)的沖壓成形。為了保證鉬及其合金厚板材能夠采用沖壓成形工藝加工出需要的產(chǎn)品，必須在適當(dāng)?shù)母邷叵逻M(jìn)行熱加工成形。試驗(yàn)選用Mo-0.8%La的合金制備出厚度3.5mm的板材，通過對(duì)其進(jìn)行高溫性能的檢測(cè)，獲得了適合高溫?zé)岢尚蔚脑囼?yàn)數(shù)據(jù)。

從試驗(yàn)可以看出，厚度為3.5 mm的鉬鑭合金板材，通過控制加工工藝及合理的退火制度，可以使得材料發(fā)揮其最大的力學(xué)性能，能夠保證在后續(xù)熱成形加工過程中的穩(wěn)定性。通過對(duì)厚度為3.5 mm的軋制鉬鑭合金板材的退火試驗(yàn)及高溫力學(xué)性能研究，得到了Mo-0.8%La合金板材在1 300℃下退火2 h，板材發(fā)生再結(jié)晶，晶粒呈等軸晶組織。板材1 300℃下退火后進(jìn)行高溫拉伸試驗(yàn)，700℃抗拉強(qiáng)度較低，延伸率高，具有良好的力學(xué)性能。