TA-7.5%W合金箔材的退火組織與性能

王珊，汪明樸，陳暢，賈延琳，夏福中，左波

(1. 中南大學 材料科學與工程學院，湖南 長沙，410083；2. 中南大學 有色金屬材料科學與工程教育部重點實驗室，湖南 長沙，410083)

鉭具有優異的物理和化學綜合性能，如高熔點、高密度、良好的抗腐蝕性能和低溫塑性等，因此廣泛應用于化工、電子和航空等眾多高科技領域[1-2]。在鉭中添加鎢可以形成鉭鎢固溶體型合金，鎢在鉭鎢合金中起到了很好的固溶強化作用，合金的室溫拉伸強度和應變硬化率隨鎢含量的增加而明顯提高[3-5]。高密度鉭鎢合金具有耐高溫、化學穩定和加工性能好等特點,是航空航天、化學、核工業和高溫技術等領域不可缺少的重要材料，具有廣闊的應用前景[6-7]。隨著鎢含量的增加，合金的強度隨之增大，但鎢含量超過12%～14%(摩爾分數)時，合金再結晶后的塑性將顯著降低[8]。目前國內外對變形機理的研究主要集中在面心立方材料上，而對體心立方材料的研究很少。鉭鎢合金適合進行體心立方金屬塑性變形及回復再結晶規律的研究是因為其在變形和退火過程中不會發生結構轉變和相變[9-10]，因此研究鉭鎢合金的變形行為對體心立方金屬的變形規律研究具有重要意義。早期研究[11]發現，粗大晶粒的純鉭經冷旋鍛后形成的組織很不均勻，經退火后的組織也不均勻，退火后的材料也表現出了各向異性。同時研究[12]還發現變形樣品中不同取向的晶粒具有不同的微觀結構和加工硬化行為，因此在退火過程中不同取向晶粒的再結晶驅動力是不一樣的。本文作者研究100 μm Ta-7.5%W合金箔材在1 200 ℃下真空退火1 h后的組織和性能，目前國內外對這方面的研究還未見報道。因此，研究鉭鎢合金箔材在退火過程中組織和性能的演變規律，不僅對鉭鎢合金箔材的生產具有指導意義，而且對體心立方金屬的退火行為的認識具有重要意義。

1 實驗材料及方法

本研究采用粉末冶金法制備獲得了Ta-7.5%W合金坯錠，通過對合金錠坯進行1 200 ℃下1 h的中間退火，軋制得到了厚度為100 μm的Ta-7.5%W合金箔材。鉭鎢合金的軋制道次變形量控制在5%～10%，每2次退火之間的冷軋總變形量控制在50%左右。將100 μm的Ta-7.5%W合金箔材在真空條件下進行1 200 ℃退火1 h，然后對其組織和性能進行研究。

使用HV-5型小負荷維氏硬度計進行硬度測試，所選用的載荷為20 N，加載時間為15 s。拉伸性能測試采用 HB5280—1996金屬箔材拉伸試驗方法，在Instron 8032 萬能材料力學拉伸機上進行。極圖測量采用反射法，實驗樣品在100 μm箔材的軋面法向進行取樣，樣品大小為10 mm×10 mm。ODF(取向分布函數)分析是通過測定 Ta-7.5%W 合金箔材軋面的{110}，{200}和{211} 3個不完整極圖(極圖測量范圍α=0～75°，β=0～360°)，由實測值算得極密度p?(α，β)，進行歸一化處理后得到真實極密度p(α，β)，極圖數據經修正和對稱(立方正交對稱性)處理后，采用 Bunge球諧函數分析與級數展開法[13]即可計算相應的取向分布函數(ODF)，并將Clmn系數表示至lmax=22。EBSD(電子背散射衍射分析)樣品取自箔材的軋面，用配有TSL-EBSD系統的Serion-200場發射掃描電鏡進行測試。

2 實驗結果

2.1 力學性能分析

表1所示為退火態Ta-7.5%W合金在室溫條件下進行拉伸后獲得的抗拉強度σb、屈服強度σ0.2、伸長率δ以及顯微硬度測試實驗結果。由表1可以看出：100 μm厚的Ta-7.5%W箔材經1 200 ℃退火1 h后具有高的強度和伸長率，其中軋向的抗拉強度達到了753 MPa，伸長率達到了13.4%，軋向的性能均優于橫向性能。由此可以看出：退火后的箔材存在著各向異性。

表1 Ta-7.5%W合金箔材的室溫力學性能Table 1 Mechanical properties of Ta-7.5%W alloy foils at room temperatures

2.2 掃描斷口分析

圖1所示為Ta-7.5%W合金的軋向和橫向拉伸后的斷口形貌。圖1(a)所示為樣品軋向拉伸斷裂后的典型斷口，由圖1(a)中可以看到：斷口上的剪切唇表面光滑，材料軋向拉伸縮頸之后在斷裂源處出現了韌窩，這表明材料的斷裂是穿晶斷裂，典型的塑性斷口。由圖1(a)中還可以看到：合金斷口中韌窩很深，說明材料的塑性較高，這可以從伸長率上可以得到驗證。Ta-7.5%W 合金中并不存在第二相粒子，而其斷裂后在斷口上有韌窩出現，這種韌窩的形成主要是由于沿著亞晶界斷裂形成的，亞晶界上的位錯在拉伸過程中發生聚集湮滅形成了這種小的韌窩，其形成機理可參見文獻[14]。圖1(b)所示為Ta-7.5%W合金橫向拉伸掃描斷口形貌，從圖1(b)中可以看到波浪狀撕裂棱，類似于漣漪花樣。但是在橫向拉伸斷口上沒有看到韌窩，這也就是橫向伸長率遠低于軋向伸長率的原因。

圖1 Ta-7.5%W合金的拉伸斷口Fig.1 Tensile fracture of Ta-7.5%W alloy

2.3 織構分析

對體心立方金屬及合金進行軋制變形后，會在體心立方材料中形成某些微觀位錯結構。這樣即使是一種初始取向無織構的材料中也會形成某些特定的軋制織構。這些織構可以通過取向分布函數ODF來描述。發展好的軋制織構包括α和γ纖維織構，α纖維織構是〈110〉平行于軋向的一系列取向，γ纖維織構是〈111〉平行于板面法向的一系列取向[15]。在Euler空間Bunge系統中，恒φ2=45°的截面中包含了體心立方軋制織構足夠的信息，其示意圖如圖2所示。圖3所示為 100 μm Ta-7.5%W 合金箔材樣品經退火后所形成的織構在 ODF中恒φ2=45°的截面圖分析的結果。由圖3可以看出：退火樣品中主要形成了α纖維和γ纖維織構，其中主要是{001}〈110〉，{113}〈110〉，{112}〈110〉和{111}〈110〉等織構組分，其中還有較弱的{110}〈110〉織構組分。這些織構的存在都能影響材料的各向異性，導致箔材沿軋向和橫向的強度和塑性不一樣。

圖2 歐拉空間中φ2 =45°截面的主要織構組分示意圖Fig.2 φ2=45° section of Euler space showing major components of α and γ fibers

圖3 Ta-7.5%W箔材在1 200 ℃退火1 h后形成的織構在歐拉空間中φ2 =45°的截面Fig.3 Annealing texture of materials annealed at 1 200 ℃ for 1 h

2.3 EBSD分析

圖4 所示為Ta-7.5%W箔材經1 200 ℃退火1 h后軋面的取向成像圖，其中RD (軋向)和TD (橫向)如圖4所示。由圖4(a)可以看出：此時合金中發生了不完全再結晶，再結晶晶粒粒徑平均在20 μm。這說明合金中各取向的晶粒不是同時發生再結晶的。一般認為，晶核要再結晶成功必須滿足2個條件：一個為幾何條件，即晶核與周圍的晶粒必須具有足夠大的取向差；另外一個為能量條件，即晶核與周圍的晶粒必須具有足夠的能量差，2個條件缺一不可。由此可見：Ta-W合金在變形的過程中不同取向的晶粒變形條件不同，因此，在變形過程中形成的變形儲能也不一樣，各自的再結晶行為也不一樣。圖4(b)和(c)所示為相應區域的微觀織構分析結果。由圖4(c)可以看出：樣品中主要形成了3類織構，分別為軋面法向平行于〈100〉的θ-纖維織構，軋面法向平行于〈111〉的γ纖維，還有軋向平行于〈110〉的α纖維織構。對比利用X線衍射測得的宏觀織構分析結果(圖2和3)可知：2種織構分析的結果總體上是一致的，但是還是存在著一定的差異。

圖4(c)所示為主要的織構組分，由圖4(c)可知：θ-纖維織構主要包括織構組分{001}〈110〉和{001}〈130〉 ，α-纖維織構主要包括織構組分{001}〈110〉，{113}〈110〉，{112}〈110〉和{111}〈110〉，γ-纖維織構主要包括織構組分{111}〈110〉，{111}〈112〉和{111}〈123〉，另外還存在一種較強的織構組分為{332}〈023〉。這些主要的織構組分取向分布圖如圖4(d)所示，同時圖4(e)中還給出了各種主要織構組分所占的體積分數，所計算的體積分數為各種織

構組分在其理想取向的 15°偏差范圍內。由圖4(d)中可以看出：其中主要的織構為和所占的體積分數分別10.2%和11.2%。

圖4 Ta-7.5%W箔材經1 200 ℃退火1 h后的取向成像Fig.4 OIM of Ta-7.5%W foils annealed at 1 200 ℃ for 1 h

3 分析討論

由前面分析可知，退火態Ta-7.5%W合金由于其在變形過程中各種取向的晶粒變形行為不一，因此其在退火過程中各種取向的回復再結晶行為也不一樣。由圖4(d)可以看出，這些再結晶晶粒的取向主要有可見大部分γ纖維織構組分的晶粒都發生了再結晶，而取向的晶粒大部分沒有發生再結晶。對于體心立方金屬，特別是對 45°旋轉立方織構組分{001}〈110〉來說，即使在很大變形量的平面應變條件下，晶內的取向梯度很小。Rabbe等[16]指出{001}〈110〉晶粒在變形過程中形成的小角度晶界之間的取向差小于15°，Dillamore等[17]在多晶體中觀察到同樣的結果。早期 Hu等[18]對{001}〈011〉取向的 Fe-Si單晶體進行變形研究時發現，變形過程中{001}〈011〉晶粒中形成的變形組織很均勻。Hu等從Schmid因子方面分析，在平面應變條件下，{001}〈110〉晶粒中啟動的滑移系這些滑移系之間的彈性交互作用很小，因此在這種變形條件下，變形過程中的應變強化也很小。與{001}〈110〉 取 向 的 晶 粒 相 反 ， {111}〈uvw〉 和{112}〈110〉取向的晶粒中形成的取向梯度很大。研究發現這些晶粒中形成了很多高密度位錯和細小的位錯胞，并且晶粒中的微觀結構很不均勻，形成了剪切帶。因此，在這些取向上的晶粒容易發生再結晶。圖5所示為不同取向晶粒中的線取向差分布圖，圖5(a)中區域1所示為取向的晶粒，對其中線AA′進行取向差分布分析，結果如圖5(b)所示。由圖5(b)中看出：在此晶粒內部形成的位錯亞結構之間的取向差很大，最大達到了 8.3°，亞晶之間的平均取向差也達到了7°。相比而言，區域2所示為取向的晶粒，對其中線BB′進行取向差分布分析，結果如圖5(c)所示，由圖5(c)中可以看出：該取向晶粒中形成的位錯亞結構之間的取向差小很多，在圖中所示范圍內亞晶之間的取向差最大也只有 2.2°，平均取向差只有1.7°。由此可見：在晶粒中形成的小角度晶界之間的取向差要遠大于晶粒中的，因此從幾何條件上來說，變形的晶粒更加有利于再結晶形核。又根據簡單的變形儲能計算公式可以估算材料中的變形儲能：

其中：d為晶胞的平均粒徑；θ為胞間平均取向差；C為常數。通過TEM觀察可以發現晶粒中形成的亞晶尺寸更小。由此可見：此位向晶粒中的變形儲能也大，因此從能量角度上來講，該取向的晶粒會優先發生再結晶。

圖5 取向成像及線取向差分布Fig.5 Orientation image and misorientation profile

由表2和表3可以看出：這2種主要織構組分的晶粒在沿著橫向和軋向拉伸過程中所開啟的滑移系是不一樣的，也就是說在這2種拉伸過程中材料中的變形行為是不一樣的，因此Ta-7.5%W合金表現出各向異性。

表2 (112)[1 1 0]取向晶粒沿軋向和橫向拉伸的Schmid因子Table 2 Schmid factors of (112)[10]grains tensioned along RD and TD

表2 (112)[1 1 0]取向晶粒沿軋向和橫向拉伸的Schmid因子Table 2 Schmid factors of (112)[10]grains tensioned along RD and TD

滑移方向 滑移面 Schmid因子(RD)Schmid因子(TD)( 0 0 110)[111]( 0 0.272 101)( 0 0.272(110) 0 0.272 011)[111]( 0.408 0.272 011)(101) 0.408 0(110) 0 0.272[111]( 0.408 0.272 101)(011) 0.408 0(101) 0 0[111](011) 0 0( 0 0 110)

表3 (111)[1 2 1]取向晶粒沿軋向和橫向拉伸的Schmid因子Table 3 Schmid factors of (111)[11]grains tensioned along RD and TD

表3 (111)[1 2 1]取向晶粒沿軋向和橫向拉伸的Schmid因子Table 3 Schmid factors of (111)[11]grains tensioned along RD and TD

滑移方向 滑移面 Schmid因子(RD)Schmid因子(TD)( 0 0 110)( 0 0[111]101)( 0 0(110) 0.136 0.408 011)[111]( 0.272 0.408 011)(101) 0.136 0(110) 0.272 0[111]( 0 0 101)(011) 0.816 0(101) 0 0[111](011) 0.316 0.408( 0.408 0.408 110)

4 結論

(1) 退火態的 Ta-7.5%W 合金箔材在橫向和軋向拉伸過程中表現出各向異性，其中軋向的抗拉強度達到753 MPa，伸長率達到13.4%，軋向的性能均優于橫向性能。

(2) X線衍射分析發現退火態的Ta-7.5%W合金箔材 中 主 要 形 成 了 {001}〈110〉 ， {113}〈110〉 ，{112}〈110〉和{110}〈110〉 4種織構組分；而 EBSD 分析發現樣品中主要形成了3類織構，分別為軋面法向平行于〈100〉的θ-纖維織構、軋面法向平行于〈111〉的γ纖維，還有軋向平行于〈110〉的α纖維織構，其中主要的織構為所占的體積分數分別10.2%和11.2%。

(4) 樣品沿橫向和軋向拉伸開啟的滑移系是不一樣的，因此在拉伸變形時表現出各向異性。

[1]Gladczuk L, Patel A, Demaree J D, et al. Sputter deposition of bcc tantalum films with TaN underlayers for protection of steel[J]. Thin Solid Films, 2005, 476(2): 295-302.

[2]Choi Good-Sun, Lim Jae-Won, Munirathnam N R, et al.Preparation of 5N grade tantalum by electron beam melting[J].Journal of Alloys and Compounds, 2009, 469(1/2): 298-303

[3]Schwartz A J, Lassila D H, LeBlanc M M. The effects of tungsten addition on the microtexture and mechanical behavior of tantalum plate[J]. Materials Science and Engineering A, 1998,244(2): 178-190.

[4]Trillo E A, Esquivel E V, Murr L E, et al. Dynamic recrystallization-induced flow phenomena in tungsten-tantalum(4%) [001]single-crystal rod ballistic penetrators[J]. Materials Characterization, 2002, 48(5): 407-421.

[5]ZHOU Jian-qiu, Khan A S, CAI Rui, et al. Comparative Study on Constitutive Modeling of Tantalum and Tantalum Tungsten Alloy[J]. Journal of Iron and Steel Research, 2006, 13(4): 68-74.

[6]Taylor R E, Kimbrough W D, Powell R W. Thermophysical properties of tantalum, tungsten, and tantalum-10 wt. percent tungsten at high temperatures[J]. Journal of the Less Common Metals, 1971, 24(4):369-382.

[7]Kuznietz M, Livne Z, Cotler C, et al. Diffusion of liquid uranium into foils of tantalum metal and tantalum-10 wt% tungsten alloy up to 1350 °C[J]. Journal of Nuclear Materials, 1988, 152(2/3):235-245.

[8]Nemat-Nasser S, Kapoor R. Deformation behavior of tantalum and a tantalum tungsten alloy[J]. International Journal of Plasticity, 2001, 17(10): 1351-1366.

[9]Kaufmann D, M?nig R, Volkert C A, et al. Size dependent mechanical behaviour of tantalum[J]. International Journal of Plasticity, 2011, 27(3): 470-478.

[10]Rittel D, Bhattacharyya A, Poon B, et al. Thermomechanical characterization of pure polycrystalline tantalum[J]. Materials Science and Engineering A, 2007, 447(1/2): 65-70.

[11]Sandim H R Z, Padilha A F, Randle V, et al. Grain subdivision and recrystallization in oligocrystalline tantalum during cold swaging and subsequent annealing[J]. International Journal of Refractory Metals and Hard Materials, 1999, 17: 431-435.

[12]Hupalo M F, Sandim H R Z. The annealing behavior of oligocrystalline tantalum deformed by cold swaging[J].Materials Science and Engineering A, 2001, 318(1/2): 216-223.

[13]Bunge H J. Texture analysis in materials science[M]. London:Butterworths, 1982: 47.

[14]Chen C, Tan W, Wang M P, et al. The transverse elongation and fracture mechanism of the upset Mo and Mo-La2O3bars[J].Materials Science and Engineering A, 2010, 527(3): 600-605.

[15]Tse Y Y, Duggan B J. Orientation imaging microscopy studies of recrystallization in interstitial-free steel[J]. Metallurgical and Materials Transactions A, 2006, 37: 1055-1064.

[16]Raabe D, Zhao Z, Park S J, et al. Theory of orientation gradients in plastically strained crystals[J]. Acta Materialia, 2002, 50(2):421-440.

[17]Dillamore I L, Hazel R J, Watson T W, et al. An experimental study of the mechanical anisotropy of some common metals[J].International Journal of Mechanical Sciences, 1971, 13(12):1049-1061.

[18]Hu H. Microbands in a rolled Si-Fe crystal and their role in recrystallization[J]. Acta Metallurgica, 1962, 10(11):1112-1116.