高密度W-Ni-Fe合金是由體心立方(bcc)結(jié)構(gòu)的W相與面心立方(fcc)結(jié)構(gòu)的粘結(jié)相組成的雙相復(fù)合材料,由于具有許多優(yōu)異的物理和力學(xué)性能而被廣泛應(yīng)用在國(guó)防軍工和民用領(lǐng)域。目前,鎢合金的制備方法仍為冷等靜壓或模壓成型后再進(jìn)行液相燒結(jié)。除燒結(jié)方式外,合金成分和后處理對(duì)鎢合金的性能有重要影響。本論文以93W-4.9Ni-2.1Fe合金為對(duì)象,通過添加納米Al_2O_3/ZrO_2陶瓷相和金屬Co來制備新型高密度鎢合金,并對(duì)其進(jìn)行形變處理或滲碳-循環(huán)熱處理,研究不同成分和后處理方式對(duì)鎢合金的顯微組織、成分分布、力學(xué)性能和磨損性能的影響。采用液相燒結(jié)(1520℃保溫90 min)和固溶淬火(1200℃保溫60 min)制備了納米Al_2O_3/ZrO_2陶瓷顆粒增強(qiáng)的高密度鎢合金(陶瓷相含量為0 wt%~3 wt%)。鎢合金的致密度與拉伸性能隨陶瓷相含量的增加而降低,致密度從99.1%下降至98.2%,抗拉強(qiáng)度和延伸率分別由944 MPa與24.3%下降至705 MPa與2.9%,合金的斷裂方式由W晶粒穿晶解理斷裂為主轉(zhuǎn)變?yōu)閃-W界面斷裂為主。相反地,合金的室溫壓縮屈服強(qiáng)度和硬度隨Al_2O_3/ZrO_2陶瓷相含量的增加而增加,分別從未添加時(shí)的743 MPa和298 HV提高至843 MPa和350 HV(陶瓷相含量為3 wt%)。摩擦磨損實(shí)驗(yàn)表明,隨納米陶瓷相含量的增加,鎢合金的摩擦系數(shù)變化不大,基本維持在0.5~0.65之間,磨損機(jī)制由粘著磨損與磨粒磨損共同作用轉(zhuǎn)變?yōu)槟チＤp為主,當(dāng)Al_2O_3/ZrO_2含量大于1 wt%時(shí),鎢合金的磨損量有所下降。采用固溶淬火處理不同Co含量(0 wt%~1.5 wt%)的93W-4.9Ni-2.1Fe合金(1480℃保溫60 min)。合金的致密度與拉伸性能隨Co含量的增加而增加,當(dāng)Co含量為1.5 wt%時(shí),合金的抗拉強(qiáng)度和延伸率達(dá)到最高值,分別為985 MPa與31%。合金的室溫壓縮屈服強(qiáng)度和硬度對(duì)Co含量不敏感。對(duì)93W-4.2Ni-1.8Fe-1Co合金進(jìn)行0%~30%變形量的旋鍛處理,合金的抗拉強(qiáng)度、室溫壓縮屈服強(qiáng)度和硬度均隨變形量的增加而增加,在30%的旋鍛變形量時(shí)分別達(dá)到1403 MPa、1438 MPa、491 HV。然而合金的延伸率卻隨變形量的增加急劇下降。采用滲碳-循環(huán)熱處理一體化技術(shù)對(duì)93W-4.9Ni-2.1Fe、93W-3.85Ni-1.65Fe-1.5Co和92.07W-4.85Ni-2.08Fe-1(Al_2O_3/ZrO_2)合金同時(shí)進(jìn)行表面硬化和芯部增韌處理。結(jié)果表明:三種合金經(jīng)滲碳-循環(huán)熱處理后總滲碳層均由最外層WC層和次表層芯殼層組成,93W-4.9Ni-2.1Fe合金與92.07W-4.85Ni-2.08Fe-1(Al_2O_3/ZrO_2)合金生成的三元碳化物為Ni_2W_4C與Fe_6W_6C,而93W-3.85Ni-1.65Fe-1.5Co生成的三元碳化物為Ni_2W_4C與Co_2W_4C。隨循環(huán)次數(shù)的增加(0~20次),三種合金的彎曲強(qiáng)度均呈下降趨勢(shì),滲碳層的斷裂方式以碳化物斷裂和碳化物與W顆粒界面斷裂為主;合金的顯微硬度得到顯著提高,表面硬度最高達(dá)1050 HV左右。當(dāng)熱處理循環(huán)次數(shù)為5次左右時(shí),合金具有較好的綜合力學(xué)性能。
【學(xué)位單位】：華南理工大學(xué)
【學(xué)位級(jí)別】：碩士
【學(xué)位年份】：2019
【中圖分類】：TF841.1
【部分圖文】：

織與宏觀力學(xué)性能，某實(shí)驗(yàn)用微波爐爐腔示意圖如圖 1-1 所示波燒結(jié)具有多種優(yōu)點(diǎn)，研究者們便利用其對(duì)高密度鎢合金展開了hyaya 等[22]對(duì) 92.5W-6.4Ni-1.1Fe 合金進(jìn)行了常規(guī)液相燒結(jié)和微波燒結(jié)和微波燒結(jié)分別在功率為 4.5 KW 的管式爐和功率為 2 KW 的結(jié)溫度均為 1500 ℃，由于微波燒結(jié)升溫速率可達(dá) 20 ℃/min，是的 4 倍，因此大大縮短了燒結(jié)時(shí)間。且相比于常規(guī)燒結(jié)的顯微組出現(xiàn) NiW，F(xiàn)e7W6等脆性相，合金的 W 晶粒尺寸更細(xì)小，基體是合金的 W-W 晶粒連接度與二面角更大。國(guó)內(nèi)劉文勝等[23]對(duì)微波燒結(jié)的機(jī)械性能與顯微組織轉(zhuǎn)變進(jìn)行了研究，結(jié)果顯示：微在基體相中的溶解和擴(kuò)散，強(qiáng)化了燒結(jié)活性。隨著微波燒結(jié)溫度逐漸減少直至消失，W 顆粒和粘結(jié)相分布更為均勻，但 W 顆粒波燒結(jié)溫度的升高，93W-4.9Ni-2.1Fe 合金的界面結(jié)合強(qiáng)度得到提，合金的斷裂模式也從晶間斷裂轉(zhuǎn)變?yōu)?W 晶粒穿晶斷裂。

燒結(jié)時(shí)間短，晶粒生長(zhǎng)被充分抑制，可制備納米晶或超細(xì)晶具有一定的“清潔”和活化作用；升溫速率快，節(jié)能環(huán)保，生產(chǎn)效率放電等離子燒結(jié)技術(shù)在制備 W-Ni-Fe 高密度鎢合金方面，國(guó)內(nèi)雖起步起眾多研究者們的重視，并進(jìn)行了大量的報(bào)道。向道平等[24]研究了放對(duì)鎢合金的影響，結(jié)果表明：隨燒結(jié)溫度的升高，合金諾氏硬度不斷持續(xù)上升。當(dāng)燒結(jié)溫度從 1000 ℃上升到 1200 ℃時(shí)，W 晶粒尺寸不沿晶斷裂在抗彎斷裂方式中占絕對(duì)優(yōu)勢(shì)。胡可等[25]研究了 93W-5.6Ni-1時(shí)間下的放電等離子燒結(jié)，并探討了該鎢合金的致密化與晶粒長(zhǎng)大行洞附近的局部溫度梯度能使粘結(jié)相融化或軟化，形成包覆 W 顆粒的 在粘結(jié)相中的溶解度。在放電等離子燒結(jié)初始階段，致密化主要表現(xiàn)頸的形成與長(zhǎng)大，此時(shí)粘結(jié)相已生成。在放電等離子燒結(jié)中間階段，溶擴(kuò)散和粘滯效應(yīng)共同促進(jìn)合金的致密化與晶粒長(zhǎng)大。在放電等離子燒結(jié)擴(kuò)散和溶解-再析出使晶粒快速長(zhǎng)大，在致密化過程中起主導(dǎo)作用。

圖 1-3 所示為旋轉(zhuǎn)鍛造原理圖，目前它是我國(guó)穿甲彈用高密加工方法。鍛造前鎢合金一般需加熱到 600~800 ℃，常規(guī)的鍛般一次最大變形量不能超過 25%~30%，否則材料易產(chǎn)生破壞退火，溫度范圍在 500~1100 ℃，通常以加熱-鍛造-退火為一個(gè)u 等[54]研究了 93W-4.9(Ni,Co)-2.1Fe 合金旋鍛后的顯微組織與至 600 ℃進(jìn)行形變處理，變形量在 15%~84.8%之間，結(jié)果顯具有最高的抗拉強(qiáng)度，達(dá)到 1490Mpa，但是延伸率只有 2.5%穿晶斷口。對(duì)變形合金進(jìn)行透射分析發(fā)現(xiàn) W 晶粒和 W-Ni-Fe位錯(cuò)，使合金抗拉強(qiáng)度顯著提高。國(guó)外 Levin 等[55]研究了 90W的硬度與熱穩(wěn)定性，結(jié)果顯示合金的硬度隨形變量的增大而增加RC 左右，W 顆粒的形貌由近球形拉長(zhǎng)為橢球形或片狀。退火溫度為 500 ℃，而 W 相再結(jié)晶的溫度大約為 800 ℃。
【參考文獻(xiàn)】

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