钨铼合金是以钨元素为基体且与铼元素组成的固溶强化型合金。由于铼效应^[1−7]，钨铼合金在变形过程中易形成孪晶，减少了堆垛层位错能量，降低了位错移动的晶界阻抗，具有高再结晶温度、高强度、高塑性以及低蒸汽压、低电子逸出功和低韧脆转变温度等优点，在航空航天、核工业、电子工业、高端医疗等领域有着广泛的应用^[8−11]。钨铼合金中铼质量分数一般为3%～25%，当铼质量分数超过25%时，钨铼合金中生产W₂Re₃合金相，W₂Re₃是一种高强度和高硬度的组织结构，给钨铼合金的变形加工带来困难，同时对钨铼合金的均匀性有不良影响^[12−16]。通常使用的钨铼合金材质牌号有W−3Re、W−5Re和W−25Re。

国外对大规格钨铼合金结构件材料进行了大量的研究，其中Leonhardt^[17]研究了W−25Re、W−24.5Re−2.0HfC棒材的微观组织和力学性能。国内对钨铼合金的研究局限于丝材，对钨铼合金作为结构件材料研究较少。锻造态钨铼合金的综合性能受变形量、应变速率、锻造温度和退火温度等多种因素影响，其中退火温度是一个重要的工艺参数。本文采用粉末冶金法制备了直径为30 mm的W−25Re合金棒材，研究了退火温度对钨铼合金微观组织、硬度和力学性能的影响。

1.   实验材料及方法

采用粉末冶金法制备了W−25Re合金（铼质量分数为25%），原料选用钨粉和高纯铼粉。钨粉粒度为2.9 μm，纯度99.96%，铼粉粒度D₅₀=25 μm，纯度99.99%。将钨粉与高纯铼粉在三维混料机中机械混合，混料时间6 h。将混合后的粉末至于模具内并放入冷等静压机进行压制成型，成型压力为220 MPa，时间为10 min。将压制成型的坯料放置在中频感应烧结炉内，最高烧结温度设定为2320 ℃，烧结后的坯料直径为70 mm，密度为18.6 g/cm³。采用空气锤经高温多道次锻造变形，锻造开坯温度为1600 ℃，锻造总变形量为81%，最终得到直径为30 mm的锻坯棒材。

在氢气保护气氛炉内进行钨铼合金的退火实验，退火温度分别设定为1300、1400、1500、1600、1700 ℃，退火时间为1 h，退火完成后随炉冷却至室温。沿坯料的纵向方向上切取6 mm×6 mm×8 mm的试样，磨拋后置于NaOH和K₃Fe(CN)₆水溶液中进行腐蚀。在OLYMPUS GX51型金相显微镜上观察钨铼合金腐蚀试样的微观组织。在SANS-CMT-5205型电子万能试验机上测试棒材室温拉伸性能，拉伸速度设定为v=2 mm/min。在JEOLJSM-6380LV型扫描电镜上观察钨铼合金显微组织以及室温拉伸断口形貌，并采用HVS-50维氏硬度计测试材料硬度。

2.   结果和讨论

2.1   W−25Re合金金相组织与性能

图1是钨铼合金烧结态和锻造态金相形貌。由图可知，烧结态钨铼合金晶粒内部存在大量孔隙，晶界平直清晰。铼原子的存在阻碍了晶界扩散，细化了烧坯晶粒，平均晶粒尺寸约为30 μm。经锻造变形后，钨铼合金内部孔隙减少，晶粒被拉长成纤维状组织，密度达到19.67 g/cm³，相对密度为99.8%。由于固溶强化、变形强化、细晶强化等综合作用，锻造后钨铼合金的硬度达到HV₃₀ 540，抗拉强度为1620 MPa，断后伸长率为20%。

图  1  W−25Re合金金相组织：（a）烧结态；（b）锻造态

Figure  1.  Metallographic structure of the W−25Re alloys: (a) as-sintered; (b) as-forged

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2.2   退火温度对W−25Re合金显微组织的影响

图2为钨铼合金在1300～1700 ℃温度下退火1 h后的显微组织。从图2可看出，在退火温度低于1400 ℃时，随着温度的升高，原子扩散加剧，变形应力逐步释放，晶粒开始发生回复，钨铼合金纵向组织仍保持热变形后的纤维状组织。当退火温度升高到1500 ℃时，可以观察到在已经宽化的纤维边界出现了细小的再结晶晶核，但仍保留着部分变形加工态组织，这表明1500 ℃ 时钨铼合金已经开始了局部再结晶。随着退火温度继续升高到1600 ℃，钨铼合金发生了完全再结晶，晶粒呈现等轴化，平均晶粒尺寸为40 μm。当退火温度升高到1700 ℃时，钨铼合金发生了晶粒长大，平均晶粒尺寸为55 μm。钨铼合金的晶粒长大是在完全再结晶之后开始，其驱动力是晶粒长大前后总的界面能差。

图  2  退火温度对W−25Re合金显微组织的影响：（a）室温；（b）1300 ℃；（c）1400 ℃；（d）1500 ℃；（e）1600 ℃；（f）1700 ℃

Figure  2.  Effect of annealing temperature on the microstructure of the W−25Re alloys: (a) room temperature; (b) 1300 ℃; (c) 1400 ℃; (d) 1500 ℃; (e) 1600 ℃; (f) 1700 ℃

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2.3   退火温度对W−25Re合金室温硬度的影响

图3所示为退火温度和W−25Re合金室温硬度的关系。从图3可以看出，未退火前，钨铼合金的室温硬度为HV₃₀ 540，随着退火温度的升高，钨铼合金的残余应力逐渐消除，在1300～1400 ℃时硬度缓慢下降至HV₃₀ 500，当退火温度升高到1500 ℃时，钨铼合金硬度下降至HV₃₀ 480，随着温度的进一步升高，在1600 ℃时，硬度显著下降至HV₃₀ 450。这是由于钨铼合金在1600 ℃退火后，钨铼合金发生了再结晶，钨铼合金晶粒尺寸长大，晶界所占面积减小，晶界强化效果降低；同时位错密度显著下降，消除了位错强化效果。当温度进一步升高到1700 ℃，硬度下降至HV₃₀ 400。

图  3  退火温度对W−25Re合金室温硬度的影响

Figure  3.  Effect of annealing temperature on the hardness of the W−25Re alloys

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2.4   退火温度对W−25Re合金室温力学性能的影响

图4所示为W−25Re合金室温抗拉强度、断后伸长率与和退火温度的关系。从图4可看出，退火前的钨铼合金室温抗拉强度为1620 MPa；经1300 ℃退火，抗拉强度下降到1580 MPa；经1400℃退火，抗拉强度平缓下降至1520 MPa；经1500 ℃退火，抗拉强度下降至1420 MPa；1600℃退火后，抗拉强度进一步下降至1320 MPa；1700 ℃退火后，抗拉强度下降到1270 MPa。这是由于在1300～1400 ℃范围内退火，钨铼合金保持着变形加工态的纤维状组织，以发生回复过程为主，抗拉强度下降不显著，在回复阶段的晶粒尺寸及形态与锻造态基本保持一致，仅引起晶粒内部位错缠结和晶格畸变的减少，因此，回复阶段抗拉强度降低幅较小。在1500～1700 ℃范围内，随着退火温度的不断提高，钨铼合金发生了再结晶，抗拉强度大幅降低。从图4可以看出，在1300～1400 ℃范围内退火，随着退火温度的升高，断后伸长率逐渐升高，在1400 ℃时断后伸长率达到最高22%，随着退火温度的进一步升高，断后伸长率不断下降，在1700 ℃断后伸长率达到最低9%。

图  4  W−25Re合金室温抗拉强度、断后伸长率与退火温度的关系

Figure  4.  Relationship between the tensile strength at room temperature, elongation after fracture, and annealing temperature of the W−25Re alloys

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图5为1400 ℃和1700 ℃退火后室温拉伸断口形貌。从断口形貌可以看出，1400 ℃退火后，断口存在大量的解离面，此解离面由裂纹与螺位错的交互作用产生。同时，断口上还存在大量的撕裂岭，表明材料并非脆性断裂，而是经过塑性变形后断裂。因此，1400 ℃退火后材料拥有一定的强度和韧性。1700 ℃退火后，断口为“沿晶断裂+穿晶断裂”，此时材料为脆性断裂。因为实验中的钨铼合金经1700 ℃退火后已经发生再结晶，且晶粒明显长大，拉伸时发生脆性断裂。

图  5  W−25Re合金不同退火温度室温拉伸断口形貌：（a）1400 ℃；（b）1700 ℃

Figure  5.  Tensile fracture morphology at room temperature of the W−25Re alloys at the different annealing temperatures: (a) 1400 ℃; (b) 1700 ℃

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3.   结论

（1）经锻造变形后，钨铼合金内部孔隙消除，晶粒被拉长成为纤维状组织，相对密度达到99.8%。

（2）在1300～1700 ℃范围内，钨铼合金棒材随着退火温度的升高，硬度逐渐降低，1700 ℃下降到HV₃₀ 400。抗拉强度随着退火温度的升高逐渐降低，1700 ℃抗拉强度下降至1270 MPa。室温断后伸长率随着退火温度的提高先升高后降低，1400 ℃时断后伸长率最高可达22%，断口存在大量的解离面，并存在大量的撕裂岭，为经过塑性变形后断裂；随着退火温度的进一步升高，断后伸长率不断下降，在1700 ℃断后伸长率达到最低9%，断口为明显的沿晶断裂断口，为脆性断裂。

（3）钨铼合金在1600 ℃时发生了完全再结晶，晶粒呈现等轴化，在1700 ℃时发生了晶粒长大。