陳遜，黃宇峰，張磊，陳柏杉，劉文勝，馬運柱

(中南大學 輕質(zhì)高強國家重點實驗室，長沙 410083)

鎢具有高密度、高熔點、高強度等優(yōu)異性能[1]，被廣泛應(yīng)用在軍事領(lǐng)域中，常在高溫、高壓、高應(yīng)變率等極端環(huán)境中服役。動態(tài)再結(jié)晶一般被認為是一個動態(tài)軟化過程[2-3]，可以使得材料的晶粒細化，塑性提高，一直是高密度動能穿甲彈和破甲彈中的研究重點之一。因此研究鎢材料在超高速撞擊下的動態(tài)再結(jié)晶行為與形核長大機制，對豐富極端條件下的材料組織演變機制有著重要的理論意義與指導(dǎo)作用。

輕氣炮或者爆炸加載能產(chǎn)生的沖擊波壓強最高可達 1 TPa，地下核爆技術(shù)則可以實現(xiàn)更高的沖擊波壓強[4]。但是核爆技術(shù)受限于實驗環(huán)境復(fù)雜、實驗周期長、耗資巨大，并且由于禁核條件的限制難以實現(xiàn)。自激光沖擊加載技術(shù)問世以來，眾多研究用以實現(xiàn)更高的沖擊壓強，以期獲得更高的應(yīng)變率加載條件。相對于爆炸加載、輕氣炮加載等技術(shù)，激光沖擊加載具有諸多優(yōu)點：樣品尺寸小、回收方便、工作效率高，并且沖擊壓強可達太帕級別且使得樣品始終保持固態(tài)，是目前應(yīng)變率最高的動態(tài)加載方式，可以達到107～109s-1[5]。

在穿甲破甲等領(lǐng)域，鎢主要被應(yīng)用在穿甲彈的彈芯和破甲彈的聚能藥型罩上[6-7]。PIZAA等[8]研究了單晶鎢棒的穿甲彈碎片，大量的等軸再結(jié)晶晶粒普遍存在于彈體碎片中。GUO等[9]對純鎢聚能藥型罩進行了爆炸加載，并未發(fā)現(xiàn)孿晶及拉長的晶粒，指出純鎢的動態(tài)再結(jié)晶機制為位錯控制。周靜怡[10]采用爆炸加載的方式研究了沉積鎢藥型罩的變形機制，同樣未發(fā)現(xiàn)孿晶參與變形；在變形過程中，純鎢晶粒被拉長變形，位錯纏結(jié)形成亞晶，最終亞晶粒內(nèi)部形成細小的等軸晶組織。動態(tài)再結(jié)晶顯然會影響穿甲彈和破甲彈的侵徹和穿透能力，而鎢作為彈體材料中重要的基體相和聚能藥型罩的候選材料，目前在107s-1及以上的超高應(yīng)變率下，其動態(tài)再結(jié)晶行為卻少見報道。此外孔洞作為粉末冶金法制備的材料普遍存在的缺陷，是材料在沖擊載荷下主要的失效影響因素之一[11]，其對于微觀組織演變的影響也少有研究。

因此本研究旨在通過激光沖擊加載技術(shù)結(jié)合透射電子顯微鏡，研究不同狀態(tài)的純鎢研究在超高應(yīng)變率下的動態(tài)再結(jié)晶形核與長大機制，為鎢材料在極端環(huán)境下服役的組織演變和材料設(shè)計提供相應(yīng)的理論基礎(chǔ)。并對粉末冶金材料內(nèi)部常見的孔洞對沖擊波傳播的影響進行探討，揭示孔洞在超高應(yīng)變率下對材料組織演變的作用。

1 實驗

1.1 材料

粉末冶金燒結(jié)態(tài)鎢由廈門虹鷺鎢鉬工業(yè)有限公司制備，熔煉態(tài)鎢由深圳中正冶金科技有限公司制備，并經(jīng)過變形和退火處理。采用超景深三維金相顯微鏡和電子背散射衍射(EBSD)對原始材料進行表征，如圖1所示。由圖1(a)、(c)可知，燒結(jié)態(tài)鎢存在大量的孔洞，由于晶間脆性的原因，孔洞傾向于分布在晶界處。熔煉態(tài)鎢的孔洞較少，較多分布在晶粒內(nèi)部。經(jīng)測量可得，燒結(jié)態(tài)鎢的平均晶粒尺寸約為40 μm，熔煉態(tài)鎢的平均晶粒尺寸約為60 μm。如圖1(b)、(d)所示，燒結(jié)態(tài)鎢晶粒尺寸相對均勻，熔煉態(tài)鎢則存在部分粗大的晶粒，從晶粒取向成像圖中可以看出，燒結(jié)態(tài)鎢和熔煉態(tài)鎢組織分布較為均勻，并無織構(gòu)存在。

圖1 純鎢原始材料的金相和EBSD晶粒取向成像圖Fig.1 Optical metallographic photographies (OM) and EBSD grain orientation images of pure tungsten original material

1.2 實驗方法

本研究中的激光沖擊加載實驗在上海超強超短激光實驗裝置上進行。圖2所示為實驗裝置的橫截面示意圖。激光經(jīng)過多級放大并照射到多晶鎢的表面，使其表面的一部分熔化或成為等離子體。多晶鎢的燒蝕面產(chǎn)生一系列向材料內(nèi)部傳播的壓縮波，壓縮波相互追逐、疊加，最終形成強烈的沖擊波。

圖2 激光沖擊加載實驗裝置的橫截面示意圖Fig.2 Cross-sectional schematic of the experimental setup of the laser shock loading technique

本實驗使用的激光脈沖持續(xù)時間為3 ns，激光波長為527 nm。光斑大小被穿孔的不銹鋼片限制為直徑2 mm。沖擊壓強可以用Lindl方程來計算[12]：

式中：P為壓強，GPa；IL為激光強度，1015W/cm2；λ為波長，μm。在實驗之前，通過金相砂紙和金剛石懸浮液研磨和拋光樣品的表面，使得樣品的厚度約為230 μm。由于儀器的功率限制，激光能量只能設(shè)置為～30 J或～120 J。因此在本研究中設(shè)計了4個樣品，主要分為低能量(～30 J)和高能量(～120 J)組，如表1所列，低激光能量組的樣品包括樣品1#和3#，高激光能量組的樣品包括樣品2#和4#。每組2個樣品的激光能量大致相同，但分別采用燒結(jié)態(tài)鎢和熔煉態(tài)鎢。

表1 純鎢的實驗和計算參數(shù)Table 1 Experimental and calculated parameters of pure tungsten

利用FEI Quanta 250 FEG 掃描電鏡(SEM)對樣品橫截面和背面(層裂面)的損傷特征及微觀形貌進行分析。用FEI Tecnai G2 F20透射電子顯微鏡(TEM)表征沖擊后材料內(nèi)部的微觀組織結(jié)構(gòu)，TEM樣品采用聚焦離子束技術(shù)(FIB, FEI Helios 5UC)進行定點取樣制備。

2 結(jié)果與討論

2.1 組織形貌

圖3所示為燒結(jié)態(tài)鎢和熔煉態(tài)鎢層裂面的宏觀形貌、三維輪廓圖和凹坑深度曲線。由圖可知，燒結(jié)態(tài)鎢和熔煉態(tài)鎢的背面都出現(xiàn)了明顯的凹坑，即撞擊后常見的層裂面。在低能量下燒結(jié)態(tài)鎢的層裂面約為 1 200 μm直徑的圓，高能量下層裂面積明顯增大，直徑增大一倍至約2 500 μm，但邊緣有一小部分樣品未完全剝落。激光能量增加導(dǎo)致沖擊壓強上升，因此層裂損傷更為明顯。相比之下，同樣在高能量下熔煉態(tài)鎢的層裂面發(fā)展并不充分，邊緣有更多的樣品未剝落，尺寸也僅為1 700 μm左右。這表明在相似的實驗條件下，燒結(jié)態(tài)鎢的層裂現(xiàn)象更為劇烈，微損傷在拉應(yīng)力的作用下能更快成核、生長和貫通，最終導(dǎo)致材料斷裂失效。

圖3 超景深三維顯微鏡下層裂面金相照片、三維輪廓圖和凹坑深度曲線Fig.3 OM, 3D contour maps and crater depth curves of the spall plane under the ultra-deep field 3D microscopy

圖4所示為燒結(jié)態(tài)鎢低能量沖擊后的橫截面和層裂面組織形貌。由圖4(a)可知，燒結(jié)態(tài)鎢存在大量幾微米尺寸的孔洞。由圖4(b)可知，在低能量(～30 J)的激光沖擊加載下，橫截面上孔洞雖未出現(xiàn)明顯的變形，但是孔洞中出現(xiàn)了大量細小的晶粒。這是再結(jié)晶形核的明顯特征，其尺寸約為幾百納米。但是由于激光能量較低，并且沖擊持續(xù)時間很短(3 ns)，因此再結(jié)晶晶粒沒有足夠的能量和時間來繼續(xù)生長。由圖3(c)、(d)可知，由于沖擊波隨著深入樣品而迅速衰減[14]，在層裂面上再結(jié)晶形核的位置明顯減少，并且層裂面的斷裂模式仍由沿晶斷裂主導(dǎo)。

圖4 燒結(jié)態(tài)鎢低能量沖擊后的橫截面和層裂面SEM圖Fig.4 SEM images of cross-section and spall plane of sintered tungsten after low energy shock (1#: 30 J and 220 μm)

圖5所示為燒結(jié)態(tài)鎢高能量沖擊后的橫截面和層裂面組織形貌。由圖5(a)、(c)可知，在高能量(～120 J)的激光沖擊加載下，燒結(jié)態(tài)鎢的橫截面上遍布著大量的再結(jié)晶晶粒。在 SEM 下即可看到樣品橫截面有大量等軸狀和長條狀的細小再結(jié)晶晶粒，一般分布在三叉晶界及孔洞處。由圖5 (b)可知，等軸狀再結(jié)晶晶粒主要在三叉晶界和孔洞邊緣處萌生，沿著沖擊方向生長，繼續(xù)合并長大成細長的再結(jié)晶晶粒。層裂面中心區(qū)域上的再結(jié)晶程度比橫截面的低，如圖5(e)、(f)中白色箭頭所示，層裂面上三叉晶界處再結(jié)晶現(xiàn)象比兩重晶界處更為明顯。如圖中黑色箭頭所示，兩重晶界上大量出現(xiàn)再結(jié)晶的白色萌生點，但由于應(yīng)力集中程度低于三叉晶界和孔洞處，因此再結(jié)晶程度不高。

圖5 燒結(jié)態(tài)鎢高能量沖擊后的橫截面和層裂面SEM圖Fig.5 SEM images of cross-section and spall plane of sintered tungsten after high energy shock (2#: 136 J and 230 μm)

圖6所示為熔煉態(tài)鎢低能量沖擊后的橫截面和層裂面組織形貌。由圖可知，當激光沖擊能量為～30 J時，熔煉態(tài)鎢的橫截面存在位錯滑移痕跡，但是其他晶粒表面較為光滑，并未有明顯的再結(jié)晶現(xiàn)象出現(xiàn)。在層裂面上，出現(xiàn)了較多的穿晶斷裂特征，裂紋起源于晶粒內(nèi)部的微孔洞處，并呈現(xiàn)放射狀向四周擴散。斷裂模式的改變說明，燒結(jié)態(tài)鎢在沖擊波經(jīng)過晶界的大孔洞時，部分沖擊波的能量被孔洞反射和吸收，因此裂紋沒有足夠的能量，傾向于沿著晶界擴展，使得沿晶斷裂成為主要的斷裂模式。而熔煉態(tài)鎢由于沖擊波未受到明顯削弱，因此裂紋在晶內(nèi)孔洞處形核，部分裂紋得以穿過整個晶粒。雖然斷裂模式仍是以沿晶斷裂為主，但是有更多的穿晶斷裂出現(xiàn)。

圖6 熔煉態(tài)鎢低能量沖擊后的橫截面和層裂面SEM圖Fig.6 Secondary electron SEM micrographs of cross-section and spall plane of melting tungsten after low energy shock (3#: 26 J and 223 μm)

圖7所示為熔煉態(tài)鎢高能量沖擊后的橫截面和層裂面組織形貌。由圖可知，熔煉態(tài)鎢橫截面上的晶粒表面光滑，并未出現(xiàn)明顯的宏觀變形現(xiàn)象，部分孔洞由于沖擊下的絕熱溫升，出現(xiàn)了熔化凝固的痕跡。在層裂面上，穿晶斷裂的比例明顯高于燒結(jié)態(tài)鎢，大部分晶粒表面光滑，并未如燒結(jié)態(tài)鎢一般出現(xiàn)大量再結(jié)晶。少量晶粒上出現(xiàn)再結(jié)晶現(xiàn)象，但不呈現(xiàn)為細小的等軸態(tài)，而是呈現(xiàn)拉長的形態(tài)，尺寸為幾微米到十幾微米不等，遠大于燒結(jié)態(tài)鎢的再結(jié)晶晶粒尺寸，表現(xiàn)出不同的再結(jié)晶特征。

圖7 熔煉態(tài)鎢高能量沖擊后的橫截面和層裂面SEM圖Fig.7 SEM images of cross-section and spall plane of melting tungsten after high energy shock (4#: 119 J and 240 μm)

2.2 微觀結(jié)構(gòu)

為進一步分析燒結(jié)態(tài)鎢再結(jié)晶區(qū)域的微觀結(jié)構(gòu)，對該區(qū)域進行聚焦離子束取樣并進行了透射電子顯微鏡分析，結(jié)果如圖8所示。燒結(jié)態(tài)鎢有大量的等軸態(tài)晶粒出現(xiàn)，是典型的再結(jié)晶晶粒特征[15]，晶粒尺寸較為均勻，約為200 nm，也存在部分長條狀的再結(jié)晶晶粒。部分裂紋沿著再結(jié)晶晶界擴展，說明一些再結(jié)晶晶粒之間結(jié)合不緊密。這是因為再結(jié)晶后，雜質(zhì)元素容易在新生的晶界處富集，使得晶界處的位錯滑移受到阻礙，加劇了晶間脆性并造成晶界的弱化。并且大部分的再結(jié)晶晶粒內(nèi)部也有大量的位錯存在，位錯相互纏結(jié)成位錯網(wǎng)。如圖8(b)所示，采用大的選區(qū)光闌進行選區(qū)衍射，可以看到電子衍射呈現(xiàn)典型的多晶環(huán)特征，高分辨透射電鏡(high-resolution transmission electron microscopy, HRTEM)觀察顯示再結(jié)晶晶粒之間既存在小角度晶界，也存在大角度晶界。

圖8 燒結(jié)態(tài)鎢高能量沖擊后的再結(jié)晶組織TEM和HRTEM圖Fig.8 TEM and HRTEM images of recrystallization organization in sintered tungsten after high energy shock (2#: 136 J and 230 μm)

2.3 動態(tài)再結(jié)晶

低應(yīng)變率下的變形通常視為等溫過程，而在激光沖擊加載下樣品的應(yīng)變率可以達到107s-1甚至更高。因此在超高應(yīng)變率下，變形功可以轉(zhuǎn)換成樣品產(chǎn)生溫升的熱量，大量熱量由于時間極短不能快速釋放，整個過程被視為絕熱狀態(tài)，稱為絕熱溫升。本實驗中，激光沖擊加載的脈沖時間為3 ns，由于孔洞的存在，沖擊波在傳播過程中被不斷反射，因此其持續(xù)時間至少延長2倍，因此取6 ns，則：

式中：ε為應(yīng)變，無量綱；ε˙為應(yīng)變率，s-1；6 ns為沖擊持續(xù)時間，t為激光脈沖時間3 ns。

關(guān)于純鎢在激光沖擊加載過程下的溫升，采用下式計算[16]：

式中：β為熱功轉(zhuǎn)換系數(shù)，一般認為轉(zhuǎn)換系數(shù)為0.9，這同時意味著有10%的變形功作為缺陷留存在材料內(nèi)部[16]；ρ為密度，g/cm3；cV為定容比熱容，J/(kg·K)；p為壓強，GPa；ε為應(yīng)變，無量綱。采用阿基米德排水法測得燒結(jié)態(tài)鎢的密度為18.51 g/cm3，其比熱容cV為 0.13×103J/(kg·K)，ΔT約為 1 572 K。因此T=ΔT+298=1 870 K。鎢的熔點Tm約為3 683 K[17]，而鎢的再結(jié)晶溫度一般為0.4Tm(1473 K)，因此絕熱溫升超過了鎢的再結(jié)晶溫度。并且由于沖擊波在傳播過程中持續(xù)衰減，樣品橫截面的再結(jié)晶程度會高于層裂面，甚至在層裂面上大多表現(xiàn)為再結(jié)晶初始形核的階段。樣品靠近沖擊面的局部應(yīng)變率超過108s-1時，其局部溫升甚至超過鎢的熔點，因此在熔煉態(tài)鎢的橫截面靠近沖擊面的位置，出現(xiàn)了孔洞處沖擊熔化的現(xiàn)象。

沖擊阻抗是指介質(zhì)密度與沖擊波速度的乘積，當沖擊波由高阻抗材料介質(zhì)A傳遞到低阻抗材料介質(zhì)B中時，界面處會反射稀疏波，而這正是層裂產(chǎn)生的物理原因[16]。當自由面反射的稀疏波與卸載造成的稀疏波相遇時，材料內(nèi)部產(chǎn)生拉應(yīng)力集中，超過其抗拉強度便產(chǎn)生層裂。如圖9 (a)所示，當沖擊波遇到孔洞時，由于是從高阻抗傳遞到零阻抗，因此往回反射稀疏波(release wave)。沖擊波是壓縮波，受到?jīng)_擊波加載的區(qū)域承受壓應(yīng)力；而稀疏波是拉伸波，所經(jīng)過的區(qū)域則承受拉應(yīng)力，因此合力始終朝向孔洞中央。由于孔洞處的應(yīng)力集中導(dǎo)致在孔洞周圍位錯更易形成，大量位錯纏結(jié)使得孔洞處的形變儲存能迅速增加，為孔洞處再結(jié)晶的形核長大提供了驅(qū)動力。并且由于沖擊波反射使得應(yīng)力持續(xù)存在，造成了新生的再結(jié)晶晶粒中仍舊有大量的位錯形成。

圖9 燒結(jié)態(tài)鎢孔洞處晶界弓出機制示意圖Fig.9 Schematic diagram of the boundary bluging mechanism at holes of sintered tungsten

動態(tài)再結(jié)晶一般分為連續(xù)動態(tài)再結(jié)晶和不連續(xù)動態(tài)再結(jié)晶，連續(xù)動態(tài)再結(jié)晶不經(jīng)過形核和長大過程，而是由位錯塞積形成小角度晶界，然后逐漸轉(zhuǎn)變成大角度晶界，最終形成再結(jié)晶晶粒[18]。不連續(xù)動態(tài)再結(jié)晶則需要經(jīng)歷晶粒的形核和長大，一般也被認為是傳統(tǒng)的再結(jié)晶方式。如圖9(b)所示，在超高應(yīng)變率加載下位錯密度迅速增加，在晶界尤其是三叉晶界和孔洞處位錯大量塞積，造成孔洞兩側(cè)的形變儲存能不同，為原始晶界的弓出提供了驅(qū)動力[19]。這也被認為是應(yīng)變誘導(dǎo)晶界遷移(strain-induced boundary migration,SIBM)[20]，屬于典型的不連續(xù)動態(tài)再結(jié)晶機制。當形核驅(qū)動力超過了臨界驅(qū)動力時，原始晶界弓出一定的曲率，弓出部分滿足臨界形核半徑，再結(jié)晶過程才能不斷進行，臨界形核半徑(Rcrit)滿足公式[19]：

式中：γb為大角度晶界能，ΔE為形變儲存能之差。因此變形后的材料形變儲存能越大，則所需的臨界形核尺寸越小，再結(jié)晶也更容易發(fā)生。晶界弓出到臨界形核尺寸的這段時間即是孕育期，弓出的晶界擁有更高的遷移率，因此更利于晶粒的優(yōu)先生長。如圖9(c)、(d)所示，在超高應(yīng)變率的變形下，材料內(nèi)部滑移系迅速啟動導(dǎo)致位錯密度大量增加。而孔洞和晶界卻阻礙位錯的運動，使得孔洞兩邊的形變儲存能相差巨大，因為孔洞內(nèi)的形變儲存能被視為零。因此在孔洞處的應(yīng)變更容易誘導(dǎo)晶界遷移使得晶界弓出，形成再結(jié)晶的形核點，再結(jié)晶晶粒形核后長大，形成等軸狀細小的再結(jié)晶晶粒。

圖10所示為燒結(jié)態(tài)鎢高能量沖擊后再結(jié)晶組織和晶粒內(nèi)的位錯。如圖10所示，再結(jié)晶晶粒呈現(xiàn)長條狀，并且內(nèi)部仍存在大量的位錯纏結(jié)，形成復(fù)雜的位錯網(wǎng)，表明再結(jié)晶晶粒發(fā)生了劇烈的塑性變形。而一般動態(tài)再結(jié)晶是消耗形變儲存能，即通過消耗位錯來進行再結(jié)晶[21]，新生的再結(jié)晶晶粒內(nèi)部通常很少有位錯存在。因此如前所述，圖中的再結(jié)晶晶粒在形核后仍舊受到了持續(xù)的加載，導(dǎo)致大量的位錯形成，位錯不斷運動導(dǎo)致相互纏結(jié)。高分辨電鏡圖顯示晶界附近有大量螺位錯聚集，這是因為BCC鎢的螺位錯的遷移率遠低于刃位錯[22]。在激光沖擊加載下，螺位錯難以穿越晶界，而大量的螺位錯甚至在晶界處互相交纏在一起，進一步相互阻礙各自的運動，使得交滑移和雙交滑移難以進行。如圖10 (a)和(b)所示，位錯塞積在晶界，使得一側(cè)的位錯密度遠高于晶界另一側(cè)，晶界出現(xiàn)明顯的弓出，促進了再結(jié)晶的形核，從而導(dǎo)致再結(jié)晶晶粒持續(xù)沿著沖擊方向生長匯聚。

圖10 燒結(jié)態(tài)鎢高能量沖擊后再結(jié)晶晶粒內(nèi)的位錯Fig.10 Dislocations within recrystallized grains of sintered tungsten (2#: 136 J and 230 μm)

3 結(jié)論

1) 采用激光沖擊加載實現(xiàn)了多晶鎢的超高應(yīng)變率加載，燒結(jié)態(tài)鎢和熔煉態(tài)鎢的斷裂模式仍均以沿晶斷裂為主。但燒結(jié)態(tài)鎢由于晶界孔洞存在使得動態(tài)損傷更劇烈，熔煉態(tài)鎢則較多出現(xiàn)晶內(nèi)孔洞引發(fā)的穿晶斷裂。

2) 在超高應(yīng)變率的動態(tài)沖擊加載下，多晶鎢孔洞處會出現(xiàn)明顯的絕熱溫升，從而超過多晶鎢的再結(jié)晶溫度?？锥磳_擊波的反射讓孔洞附近受到持續(xù)的沖擊加載，形成大量的位錯和位錯纏結(jié)，導(dǎo)致形變儲存能快速增加。

3) 在較高的沖擊壓強下，燒結(jié)態(tài)鎢在孔洞和三叉晶界處存在大量的等軸狀再結(jié)晶晶粒，動態(tài)再結(jié)晶機制為晶界弓出機制。