本发明涉及合金
技术领域：
，具体涉及一种新型钨合金材料及其制备方法。
背景技术：
：钨合金具有密度高、强度高、塑性强等优良性能，是目前制备动能穿甲弹的主要材料。相对于榴弹来说，传统钨合金动能穿甲弹具有较强的轴向破坏特性，但对目标没有较好的杀伤效果。这种低密度材料具有的特性是比传统钨合金密度低，密度在9-12g/cm3.具有高韧性，抗拉强度600-800mpa，延伸率大于30%。低密度钨合金具有钨合金的穿甲性能，同时它的超强韧型与延伸率可以更好的承受火炸药的爆风驱动的力，普通钨合金很难承受超强的爆风驱动力（在受到爆风加载后会碎）。钨合金应具有较低的抗拉强度。同时为保证发射强度又需要足够的抗压强度及伸长率，即保证一定塑性的前提下，有较大的压拉比。国内外已研制出多种易碎钨合金，然而多数易碎钨合金如w-ni-fe(al2o3)，w-ni-al-fe等都存在抗拉强度过高导致破碎性不足，压拉比过低，以及伸长率过低等问题，无法满足实际需求。因此，提高钨合金的破碎性，并保证钨合金具有一定压缩强度和塑性是制备钨合金的关键。并且要保证钨合金弹体在侵彻后弹体不能遭到破坏，保证在穿透后在发生爆破，高密度的钨合金弹体在侵彻后分裂为四段，弹体中部发生明显的破坏，因此，增大钨合金密度虽然可以增强弹体的侵彻能力，但是在侵彻过程中更容易发生破坏。技术实现要素：为了解决上述现有技术存在的缺陷，本发明的目的在于提出一种新型钨合金材料及其制备方法。一种新型钨合金材料，由还原w粉、羰基ni和羰基fe组成，还原w粉、羰基ni和羰基fe按照质量分数比进行配比，按60w-28ni-12fe，65w-24.5ni-10.5fe，70w-21ni-9fe，75w-17.5ni-7.5fe，80w-14ni-6fe5种成分配料。在本发明的这种新型钨合金材料中，所述还原w粉的费式粒度为2.8μm，纯度为99.9%。在本发明的这种新型钨合金材料中，所述羰基ni的平均费氏粒度为2.5μm，纯度为99.7%。在本发明的这种新型钨合金材料中，所述羰基fe的平均费氏粒度为3.0μm，纯度为99.9%。在本发明的这种新型钨合金材料中，所述钨基体为w粉、ni粉、zr粉和fe粉。本发明还提供了一种新型钨合金材料的制备方法，包括如下步骤：步骤一、混料，将还原w粉、羰基ni和羰基fe按照质量分数比进行配比，按60w-28ni-12fe，65w-24.5ni-10.5fe，70w-21ni-9fe，75w-17.5ni-7.5fe，80w-14ni-6fe5种成分配料，放到三维混合机中混合；步骤二、球磨，在无水乙醇的保护下，通过球磨机球磨10h-20h混合均匀，球磨质量比为5∶1，转速250r/min；步骤三、等静压成形，将球磨好的混合粉末经真空干燥后在进行等静压成形，压制压力为250mpa；步骤四、烧结，将压制好的成型钨合金放在烧结炉中进行烧结，通入氢气，升温速率为450℃/h，升温至900℃，保温4h，在经过固相烧结和液相烧结，降温至1100℃，再通入氮气，待自然降温，得到w-ni-fe合金。在本发明的这种新型钨合金材料的制备方法中，所述固相烧结的升温速率为75℃/h，温度为1400℃，保温4h。在本发明的这种新型钨合金材料的制备方法中，所述液相烧结的升温速率为45℃/h，温度为1440℃，保温1h。本发明的有益效果是：（1）、用固相烧结工艺制备的钨含量质量分数为60%-80%的低钨含量钨合金，为多孔结构，随钨含量增加，孔隙度和平均孔径都增大。（2）、低钨含量的钨合金的抗拉强度较低，其中钨含量为60%-80%的钨合金，抗拉强度为230-260mpa，伸长率为0.3%-2.3%，抗压强度为2450-2550mpa，压拉比为9.45-11.04，密度在8.2mpa-11.5mpa，低密度钨合金弹体在侵彻后不会发生破坏，与初始的形状更加的接近，仅在尾部发生轻微破坏，适合作为弹体的制备材料。（3）、随钨含量增加，合金的抗拉强度下降，伸长率明显减小，70w-21ni-9fe合金的伸长率在1.8%以上。合金的断裂方式没有出现w颗粒晶粒解理断裂，主要以w-w颗粒界面分离和w-黏结相界面断裂为主，随钨含量增加，w-黏结相界面断裂占的比例增大，其力学性能增强。（4）、采用的微波烧结-热处理技术制取钨合金，工艺易于控制、技术成熟，可用于工业生产。与传统工艺相比，本发明将传统的烧结工艺和热处理工艺合并为一个工序，在烧结阶段采用低真空，冷却阶段采用高真空，使得合金的氢含量降低，有效避免了氢脆现象，并且提高了钨合金的抗蠕变性能。而且，采用微波烧结技术和设备制备钨合金，快速、高效、简单、低成本。(5)、烧结致密度得到提高，获得了晶体组织，在控制烧结温度和烧结时间抑制晶体粒的长大和提高组织的均匀性，从而提高了其综合力学性能。附图说明图1为本发明60w-28ni-12fe合金的sem形貌图；图2为70w-21ni-9fe合金的sem形貌图；图3为80w-14ni-6fe合金的sem形貌图；图4为钨合金的拉伸强度及伸长率随钨含量的变化关系示意图；图5为60w-28ni-12fe合金的微观结构图；图6为70w-21ni-9fe合金的微观结构图；图7为80w-14ni-6fe合金的微观结构图；图8为钨合金的抗拉强度与抗压强度随钨含量的变化关系示意图。具体实施方式下面结合实施例对本发明做进一步描述。这种新型钨合金材料，由钨基体、羰基ni和羰基fe。其中钨基体的费式粒度为2.8μm,纯度为99.9%；羰基ni的平均费氏粒度为2.5μm，纯度为99.7%；羰基fe的平均费氏粒度为3.0μm，纯度为99.9%。按照钨合金中镍与铁的含量质量分数比为7:3的比例，将原料按60w-28ni-12fe，65w-24.5ni-10.5fe，70w-21ni-9fe，75w-17.5ni-7.5fe，80w-14ni-6fe等5种成分配料。其中钨基体为w粉、ni粉、zr粉和fe粉。具体步骤如下：步骤一、按照重量百分比w粉91.16%，ni粉3.03%，zr粉3.53，fe粉2.28%，称取w粉、ni粉、zr粉和fe粉，将w粉碾磨成粉末，碾磨是在450mpa的静压力下碾磨，并且保压0.5h,颗粒大小为150目-200目。步骤二、将w粉、ni粉、zr粉和fe粉加入到三维搅拌器中进行搅拌混合，搅拌时间为2h，搅拌速率为35r/min。步骤三、将步骤二中混合好的粉末先在500℃-600℃的氢气中3.5h，再在860℃-900℃的氢气中5.5h，得到后的混合粉末，备用。步骤四、球磨，将步骤三中后的混合粉末进行球磨，球磨使用行星式球磨机进行高能球磨，球磨直径7mm，球料比为4:1-8:1，转速为350r/min，球磨时间为15h，得到球磨后的混合粉末，备用。步骤五、将步骤四中球磨后的混合粉末进行压制，制成坯料，采用粉末挤压成形制备。步骤六、将步骤五中压制好的坯料放入烧结炉中进行烧结，采用放电等离子烧结，待自然冷却，备用。步骤七、热处理，将步骤六中烧结好的钨基体进行热处理工艺。步骤八、对步骤七中的钨基体进行形变强化，得到所需钨基体。实施例一按照钨基体、羰基ni和羰基fe的质量分数比为80%∶28%∶12%的比例混合，在无水乙醇的保护下，通过球磨机球磨10h-20h混合均匀，球磨质量比为5∶1，转速250r/min。等静压成形，将球磨好的混合粉末经真空干燥后在进行等静压成形，压制压力为250mpa。烧结，将压制好的成型钨合金放在烧结炉中进行烧结，以升温速率为450℃/h的升温速度升至900℃，在900℃的温度下保温4h，再由900℃升温至1400℃，升温速率为75℃/h，保温4h，这段时间的烧结工艺为固相烧结工艺；再由1400℃升温至1440℃，升温速率为40℃/h，保温1h，这段时间的烧结工艺为液相烧结工艺；以上的烧结阶段是在持续通入氢气下进行的。最后由1440℃温度下降至1100℃，在1100℃时将氢气转换为氮气，由1100℃直至到自然温度，在将制备好的钨合金取出，得到60w-28ni-12fe合金。实施例二按照钨基体、羰基ni和羰基fe的质量分数比为65%∶24.5%∶10.5%的比例混合，在无水乙醇的保护下，通过球磨机球磨10h-20h混合均匀，球磨质量比为5∶1，转速250r/min。等静压成形，将球磨好的混合粉末经真空干燥后在进行等静压成形，压制压力为250mpa。烧结，将压制好的成型钨合金放在烧结炉中进行烧结，以升温速率为450℃/h的升温速度升至900℃，在900℃的温度下保温4h，再由900℃升温至1400℃，升温速率为75℃/h，保温4h，这段时间的烧结工艺为固相烧结工艺；再由1400℃升温至1440℃，升温速率为40℃/h，保温1h，这段时间的烧结工艺为液相烧结工艺；以上的烧结阶段是在持续通入氢气下进行的。最后由1440℃温度下降至1100℃，在1100℃时将氢气转换为氮气，由1100℃直至到自然温度，在将制备好的钨合金取出，得到65w-24.5ni-10.5fe合金。实施例三按照钨基体、羰基ni和羰基fe的质量分数比为70%∶21%∶9%的比例混合，在无水乙醇的保护下，通过球磨机球磨10h-20h混合均匀，球磨质量比为5∶1，转速250r/min。等静压成形，将球磨好的混合粉末经真空干燥后在进行等静压成形，压制压力为250mpa。烧结，将压制好的成型钨合金放在烧结炉中进行烧结，以升温速率为450℃/h的升温速度升至900℃，在900℃的温度下保温4h，再由900℃升温至1400℃，升温速率为75℃/h，保温4h，这段时间的烧结工艺为固相烧结工艺；再由1400℃升温至1440℃，升温速率为40℃/h，保温1h，这段时间的烧结工艺为液相烧结工艺；以上的烧结阶段是在持续通入氢气下进行的。最后由1440℃温度下降至1100℃，在1100℃时将氢气转换为氮气，由1100℃直至到自然温度，在将制备好的钨合金取出，得到70w-21ni-9fe合金。实施例四按照钨基体、羰基ni和羰基fe的质量分数比为75%∶17.5%∶7.5%的比例混合，在无水乙醇的保护下，通过球磨机球磨10h-20h混合均匀，球磨质量比为5∶1，转速250r/min。等静压成形，将球磨好的混合粉末经真空干燥后在进行等静压成形，压制压力为250mpa。烧结，将压制好的成型钨合金放在烧结炉中进行烧结，以升温速率为450℃/h的升温速度升至900℃，在900℃的温度下保温4h，再由900℃升温至1400℃，升温速率为75℃/h，保温4h，这段时间的烧结工艺为固相烧结工艺；再由1400℃升温至1440℃，升温速率为40℃/h，保温1h，这段时间的烧结工艺为液相烧结工艺；以上的烧结阶段是在持续通入氢气下进行的。最后由1440℃温度下降至1100℃，在1100℃时将氢气转换为氮气，由1100℃直至到自然温度，在将制备好的钨合金取出，得到75w-17.5ni-7.5fe合金。实施例五按照钨基体、羰基ni和羰基fe的质量分数比为80%∶14%∶6%的比例混合，在无水乙醇的保护下，通过球磨机球磨10h-20h混合均匀，球磨质量比为5∶1，转速250r/min。等静压成形，将球磨好的混合粉末经真空干燥后在进行等静压成形，压制压力为250mpa。烧结，将压制好的成型钨合金放在烧结炉中进行烧结，以升温速率为450℃/h的升温速度升至900℃，在900℃的温度下保温4h，再由900℃升温至1400℃，升温速率为75℃/h，保温4h，这段时间的烧结工艺为固相烧结工艺；再由1400℃升温至1440℃，升温速率为40℃/h，保温1h，这段时间的烧结工艺为液相烧结工艺；以上的烧结阶段是在持续通入氢气下进行的。最后由1440℃温度下降至1100℃，在1100℃时将氢气转换为氮气，由1100℃直至到自然温度，在将制备好的钨合金取出，得到80w-14ni-6fe合金。对上述的实施例一、实施例二、实施例三、实施例四和实施例五进行性能检测，用排水法测量钨合金的密度，计算孔隙率。用10t万能拉伸试验机测量合金的抗拉强度、抗压强度和伸长率，测量时的应变速率为0.5mm/min。用jeol-6360lv型扫描电镜观察合金的微观形貌，并根据sem照片，运用image-proplus软件计算合金孔隙的直径。合金孔隙率/%平均孔径/μm收缩率/%60w-28ni-12fe12.83.726.865w-24.5ni-10.5fe13.44.224.670w-21ni-9fe14.25.323.775w-17.5ni-7.5fe16.26.621.580w-14ni-6fe17.08.520.7上表所列为5种不同w含量的钨合金的孔隙率、平均孔径及收缩率。从表中可以看出，随钨含量增加，钨合金的孔隙率逐渐增大，孔径增大，收缩率逐渐减小。钨基合金在固相烧结阶段就能完成大部分的致密化。固相烧结阶段，粉末体的致密化主要是固相扩散。在钨体系中，ni与fe的互溶度大，能形成完全固溶体，w在ni，fe中的溶解度大，形成γ-(ni，fe，w)基体相。固相烧结的钨合金，由于烧结温度较低，这种化学互扩散能形成固溶体和新相，从而使系统的自由能降低，是致密化的主要因素。在1400℃的液相烧结温度下，ni，fe熔点低且互溶度大，会优先形成固溶体。但随钨含量增加，ni，fe粉被大量的钨基体分隔开，阻碍ni，fe的互扩散，不利于形成均匀的γ-(ni，fe，w)基体相，从而抑制致密化过程，所以钨合金的孔隙率逐渐增大，收缩率逐渐减小图1、图2和图3所示60w-28ni-12fe合金由于w含量较低，黏结相的体积分数较大，w颗粒被大量黏结相阻隔，因而分布较分散，w颗粒间的连接度很小；且60w-28ni-12fe合金中的孔隙数量较少，孔隙形状多为圆孔。当w含量增加到80%时，w颗粒多数聚集在一起形成大的团聚体，孔隙数量明显增多，某些孔隙呈不规则形状。固相烧结过程中，不同元素间通过扩散形成固溶相及新相，新相的形成是合金致密化及孔隙消失的主要驱动力。在固相烧结早期阶段，混合粉末中的ni、fe首先相互扩散形成γ-(ni，fe)相，随温度升高，部分w向γ-(ni，fe)相中扩散，导致粉末间的孔隙开始缩小，最终使合金产生收缩。当w含量较小时，w颗粒均匀分布在黏结相中，向γ-(ni，fe)相中的扩散更容易，合金致密化的驱动力较大。因此，较低w含量的钨合金的孔隙率及孔隙尺寸更小。如图1所示为钨含量分别为60%，70%和80%的钨合金的显微组织，从图中可看出，大部分钨颗粒团聚在一起，仅有少量钨颗粒，不存在明显圆整化的钨颗粒。这是因为前期烧结温度较低，没有出现液相，较难发生颗粒间的相对运动，因此固相烧结后钨颗粒间接触度较大，且分布不均匀，呈颗粒状或块状分布。如图4所示，随钨含量增加，合金的抗拉强度下降，伸长率明显减小。60w-28ni-12fe的抗拉强度达到260mpa，伸长率为2.3%；当钨含量大于70%时，抗拉强度有所下降，75w-17.5ni-7.5fe的抗拉强度为242mpa，伸长率为0.8%，而80w-14ni-6fe的伸长率接近于零。传统的高致密度钨合金，钨含量为88%-97%，致密度为99%以上，抗拉强度为870-1000mpa，伸长率为20%-30%。该工艺制备的w含量为60%-80%的低钨含量合金的抗拉强度和伸长率均较低，抗拉强度为230-260mpa，伸长率为0.3%-2.3%，主要原因是大量孔隙的存在，钨合金的延性和强度对孔隙率很敏感，孔隙在钨合金中是应力集中的断裂源。当钨合金的孔隙率大于1%时，合金的延性急剧下降，伸长率下降到接近于零。降低钨含量有助于提高固相烧结钨合金的伸长率，随钨含量增加，合金的伸长率减小，但并没降低为零，60w-28ni-12fe合金的伸长率为2.3%。同时从上表中可以看出，钨含量减小，合金的孔隙率减小，并有效减小w-w颗粒间的连接度，而w-w界面结合力最弱，当存在孔隙时，容易产生裂纹并沿着w-w界面生长，使钨合金在较小的应力下发生断裂，所以钨含量为60%的合金，抗拉强度及伸长率都最大。如图5、图6和图7所示为不同钨含量的钨合金的微观结构，其中白色区域为钨颗粒，灰色区域为黏结相，黑色圆孔为孔隙。从图中可看出60w-28ni-12fe的钨颗粒接触度明显小于80w-14ni-6fe。当钨含量大于70%时，压坯中所有w颗粒相互接触。当减小钨含量时，黏结相均匀分布在钨颗粒之间，w-w颗粒间的接触减少。在图5可看到，当钨含量为60%时合金中的孔隙更多地会出现在黏结相中，而钨含量增加到80%时孔隙多与钨颗粒接触(见图7)。因此，提高黏结相的含量，能降低合金孔隙度，抑制孔隙处裂纹的扩展，从而提高合金的延性。w-w颗粒间的结合力远比黏结相间的结合力小，所以当拉伸应力作用于孔隙时，首先在w-w颗粒间和w-黏结相间出现裂纹，裂纹快速扩展导致合金断裂。而黏结相为γ-(ni，fe，w)基体相，该相为软韧相，当孔隙出现在黏结相中时，黏结相可阻碍裂纹和孔隙的扩展，从而提高钨合金的伸长率。这也说明钨含量较高的钨合金能够在有大量孔隙存在的情况下，仍具有一定的伸长率。如图8所示是钨合金的抗拉强度与抗压强度随钨含量的变化关系。从图中可看出，合金的抗压强度在2450-2550mpa之间，没有出现明显的变化规律，变化幅度很小。说明孔隙度对钨合金的压缩性能影响不大。这可能是因为在合金受压时孔隙会闭合，不易产生裂纹，已有的裂纹很可能因为受压缩载荷而闭合。与传统的钨合金相比，固相烧结钨合金的抗压强度没有明显下降。钨合金的压拉比(即抗压强度与抗拉强度的比值)为9.45-11.04，能够满足穿甲弹弹芯材料的使用要求。总之，以上所述仅为本发明的较佳实施例，凡依本发明申请专利范围所作的均等变化与修饰，皆应属本发明专利的涵盖范围。当前第1页12