反 应 结 构 材 料 （ ｒｅａｃｔｉｖｅ。螅簦颍酰悖簦酰颍幔臁。恚幔簦澹颍椋幔欤 ，RSMs ）是一种兼具结构强度和释能效应的结构-职能一体化资料，最早由 Ｈｕｇｈ 等 ［1] 以反映破片（ｒｅａｃｔｉｖｅｆｒａｇｍｅｎｔｓ ）的大局提出。 RSMs在通例状态下维持不变，但在极端载荷（如高温，高速撞击等）作用下，能够诱发组元间以及组元与环境间的高放热反映，产生强烈的点火甚至类爆轰成效 ［2-3] 。用 RSMs来包办传统战斗部中的惰性部件，如壳体、破片等，能够实现动能侵彻与化学能相结合的双沉危险成效，大幅提升传统战斗部的危险威力 ［4] 。由于RSMs 在军事设备方面较高的利用价值，成为当前高效危险领域的一个钻研热点。特殊的服役环境要求反映结构资料具备以下特点：（1 ）足够高的强度和肯定的塑性，确保资料在爆炸驱动和侵彻指标过程中的齐全性；（2 ）足够高的密度，确保资料在飞行结尾维持良好的侵彻能力；（3 ）尽量大的活性元素占比，确保资料在反映过程中提供有效的二次危险增益。因而，综合机能优异的高密度 RSMs在新一代兵器设备发展中有着强烈的需要。凭据资料成分特点，目前RSMs重要分为3类：金属／聚合物型，代表系统如 Ａｌ-ＰＴFe[5]和 Zr－ ＰＴFe[6] ；金属／金属氧化物型（铝热剂型），代表系统如 Ａｌ ／ Fe2O3[7]和 Ａｌ／ＣｕＯ[8] ；金属合金型，如 Ａｌ基多元合金 [9-10] 、非晶合金 ［11] 等。其中，金属／聚合物型和金属／金属氧化物型RSMs固然拥有良好的能量开释个性，但是密度和强度较低，限度了其现实利用 ［12-13] 。相比之下，金属合金型 RSMs 的强度、密度调控空间大，且释能个性良好，更具利用潜力 ［14] 。 W-Zr 合金属于典型的金属合金型RSMs ，其组元W具备很高的密度和强度，能够确保资料在飞行结尾足够的侵彻能力，组元Zr则具备较高的点火热值和绝热火焰温度，是W-Zr合金能量开释的重要起源，两组元结合得到的W-Zr合金 RSMs兼具高密度、高强度、高反映释能蹬着点，受到国内表钻研人员的宽泛关注 ［15] 。 W-Zr 合金 RSMs 作为一种极具利用潜力的释能-结构一体化资料，已成为多职能危险资料领域的一个沉要发展方向。本文总结了W-Zr合金的重要造备步骤及工艺流程，并对分歧工艺造备合金的力学机能进行了统计对比，沉点关注W-Zr 合金在侵彻能力以及释能个性上的阐发，梳理出影响Ｗ-Zr合金进一步推广利用的关键问题，并在此基础上提出了未来W-Zr合金 RSMs的发展思路，以供后续钻研者参考。
1、造备工艺
1.1 粉末冶金法
元素Ｗ的熔点高（3422℃ ）、流动性差，很难通过熔炼工艺造备得到成吩旖均的W-Zr合金。粉末冶金法是当前造备W-Zr合金 RSMs的重要步骤，可分为压造-烧结两步法、热压法以及机械合金化法。
1.1.1 压造-烧结两步法
压造-烧结（ｐｒｅｓｓ-ｓｉｎｔｅｒ ）两步法工艺单一、合用性强、易于实现试件的批量出产，在复合伙料的出产造备中有着宽泛的利用。张将等 ［16] 选取压造-烧结两步法造得密度9.45g/cm3 、致密度超过90％的 W-Zr合金，合金展示出优异的动态强度及反映个性。李朋辉 ［17] 选取模压造备圆柱状坯体后，在氩空气围下升温至1600℃保温2ｈ得到分歧配比的 W-Zr合金（Ｗ20 ／Zr80和 Ｗ57 ／ Zr43 ），但密度测试了局显示两类合金致密度均在75％左右，存在大量缺点，严沉影响合金的强度。由于压造-烧结两步法为无压烧结，在烧结过程中短缺表在的致密驱动力，要实现W-Zr合金的近全致密，烧结温杜爪当靠近或高于Zr的熔点温度（1822℃ ）。
秦颖楠等 ［18] 选取冷等静压造坯，将烧结温度提升至2200℃，保温3ｈ ，成功造备出致密度较高且力学机能满足相应指标的W／Zr基 RSMs ，但是2200℃的成型温度对于烧结设备提出了较高的要求。 Ｄａｓ等 ［19] 报路了一种在较低温度下造备细晶W-Zr 合金的步骤，尝试将纳米Cr2O3 颗粒引入W和 Zr混合粉末，并通过20ｈ的球磨活化以降低烧结温度。了局显示，球磨活化后的混合粉末经 500 MPa 压实后，在1500 ℃ 保温2ｈ得到了致密度91.46％的 W-Zr合金。
1.1.2 热压法
热压（ ｈｏｔ。穑颍澹螅螅椋睿 ， ＨＰ ）烧结，又称加压烧结，是将压造和烧结两个工序一路实现，在加热的同时施加表部压力，强化烧结过程，因而能够在较低温度下实现资料的全致密化。此表，热压烧结还能够在肯定水平上抑造晶粒长大，是造备高机能难熔金属基复合伙料最为常用的工艺 ［20] 。
Ｘｉｅ等[21] 为获得高强、高延展性的 W-Zr合金，在2200℃/70 MPa的前提下保温10ｈ得到全致密的Ｗ-Zr-Ｙ 2 Ｏ 3 合金，经150 ℃轧造强化后，资料的极限拉伸强度为911MPa ，断裂伸长率达到3.2％ ，展示出优良的综合力学机能。刘晓俊等 ［15] 选取热压烧结步骤造备了分歧配比的W-Zr 合金，烧结工艺为 1500℃ ／ 20MPa ， 2～3ｈ 保温功夫，烧结后样品致密度为 87.5％～99.2％ ，资料的准静态压缩强度达到 1000MPa 以上。
能够发现，压力的施加极大地降低了W-Zr 合金的致密温度。 Ｓｈａｎｇ 等 ［22] 同样拔取 1500 ℃ ／20MPa 作为热压工艺参数，保温功夫耽搁至 8ｈ ，获得的W25.8 －Zr74.2 合 金 长 杆 密 度 7.83 ｇ ／ ｃｍ3 ，致 密 度 提 升 至99.6％ ，注明耽搁保温功夫同样有助于提升Ｗ-Zr合金样品的致密度。由此可见，在W-Zr合金 RSMs的造备上，热压烧结相较于无压烧结所须致密温度更低，并且致密度普遍增长，更具加工优势。另表，烧结温度的降低还能够有效削减W2 Zr， ZrＣ 等化合物的天生，有助于保留合金的释能潜力。
1.1.3 机械合金化法
机械合金化（ ｍｅｃｈａｎｉｃａｌ。幔欤欤铮椋睿 ， ＭＡ ），也被称为高能球磨，是通过磨球对混合粉末长功夫的高速撞击碾压，促使分歧组元之间产生原子扩散和固相反映，进而实现合金化 ［23] 。 ＭＡ 属于非平衡加工工艺，并且是在室温或低温前提下进行，跳过了溶解、凝固等加工过程，因而往往能够出产出平衡加工工艺无法造备的高机能资料系统，在造备高熔点合金、亚稳态纳米复合伙料等方面具备怪异的优势 ［24-25] 。
由于 ＭＡ 过程中粉末颗粒不休破碎并沉新组合，最终获得的每个微粒都是蕴含所有组分的纳米粒子簇。 Ｃｏｖｅｒｄｉｌｌ[26] 为增长W，Zr组元的接触面积，以Zr的点火热实现W的引燃，选取 ＭＡ 工艺造备多种成分的 W-Zr混合粉末。表征分析中发现，W和Zr粉末经长功夫球磨处置后， Zr的衍射峰显著弱化，注明ＭＡ 过程中可能出现 Zr向W的固溶。改性粉末的静爆尝试了局显示，尝试中的总能量开释要高于合金中Zr所含化学能，显然，部门W被引燃并参加了释能反映。 Ｚｈａｏ 等 ［27] 系统发展了机械合金化造备Ｗ-Zr亚稳态合金粉体的钻研工作，并对W-Zr合金粉末的固溶度扩大机造、热不变性机理等均做了较为具体的报路。整体来看， ＭＡ 工艺在调控W-Zr 合金机能方面展示出肯定的利用潜力，但是该工艺重要利用在W-Zr粉体的造备，后续仍必要借助热压、放电等离子烧结（ｓｐａｒｋｐｌａｓｍａ。螅椋睿簦澹颍椋睿 ， ＳＰＳ ）等烧结工艺能力实现Ｗ-Zr合金资料的致密成型。
综上，机械合金化法在造备W-Zr 合金粉体方面展示出优良的利用潜力，并且造备得到的纳米晶合金粉体为超鼓和固溶体结构或无序非晶结构，以此为原料，有望获得机能越发优异的W-Zr合金。热压法相较于压造-烧结两步法，能够降低烧结温度、提升烧结致密度和合金强度，在W-Zr 合金的造备中更具优势。
1.2 电弧熔炼法
电弧熔炼是指通过持续的高能集束等离子体击打原料表表，将能量传递给原料，从而促使原料加热至熔融状态，待合金原料形成液池后自行或在电磁搅拌辅助下 混 合 均 匀，随 后 快 速 凝 固 形 成 铸 态 合 金 的 工艺 ［28] 。由于电弧熔炼造备合金中可能会形成部门超鼓和固溶体相，并伴随有肯定水平的晶格畸变效应，往往能够得到机能较为优异的合金资料，因而电弧熔炼近年来被宽泛利用于难熔合金的造备 ［29] 。
赵文天等 ［30] 选取非自耗电弧熔炼工艺，经过至少两次的真空熔炼得到了成吩旖均、无偏析同化的W-Zr合金。但由于W的熔点过高，受限于电极的极限温度，选取该步骤造备的合金中W含量不能超过40％（质量分数，下同）。为造备高W含量的W-Zr合金资料，刘桂涛等 ［31] 将粉末冶金工艺与自耗电弧熔炼工艺相结合，把粉末冶金造得的W-Zr合金棒作为自耗电极，再经一次或屡次沉熔，得到成吩旖均、无组织偏析的W-Zr 合金资料。通过该步骤能够造备W含量高达70％的熔炼态W-Zr合金，并且合金的致密杜纂强韧性均要优于粉末冶金态合金。刘凯等 ［32] 将ZrＴｉ粉与 Ｗ粉混合烧结，得到 φ30ｍｍ×200ｍｍ 的钨锆钛合金棒，再用真空自耗电弧炉对其进行两次自耗熔炼，样品密度相迸宗粉末冶金样品密度提升8.4％ ，实现齐全致密，抗拉强度也从0.85GPa提升至1.3GPa 。
目前来看，选取真空电弧熔炼造备的 W-Zr合金根基能够实现资料的全致密或近全致密成型，力学机能阐发也较为优异。但是，铸态合金在冷却凝固过程通；嵝纬善住⑵龅热钡，后续仍必要共同轧造、热处置等工艺以提升资料机能。并且，当前电弧熔炼法只能造备较幼尺寸样品，对于W含量较高、尺寸较大的样品，必要屡次熔炼，不仅工艺繁琐，并且对操作人员的要求高，工业化出产难度较大。
2、Ｗ-Zr合金 RSMs 的机能特点
2.1 侵彻机能
W-Zr 合金作为战斗部壳体或破片资料，良好的侵彻机能是基础前提，而密度和强度则是决定战斗部侵彻能力的两大沉要成分 ［33] 。密度高，弹丸在飞行结尾动能大，侵彻能力也就越强；强度则确保资料在抗爆轰加载、飞行过程以及穿甲过程中的齐全性。对于W-Zr合金，其组元均为中高密度元素，其中W的密度为19.25ｇ/cm3 ，Zr的密度为6.52g/cm3 ，为造备高密度合金系统提供了优良的基础。通常，W-Zr 合金系统中的W元 素 占 比 为 34％ ～75％ ，密 度 跨 度 为 7.8～13g/cm3 ，这一数值高于钢，靠近部门Ｗ 基合金，确保了W-Zr 合金具备足够的动能侵彻能力。
W-Zr 合金的力学机能阐发同样优异。表 1 汇总了分歧工艺造备的W-Zr 合金密度、致密度及力学机能 ［16-17 ， 22 ， 34-35] Ｄ芄豢吹，热压烧结造备的 W-Zr合金准静态抗压强度普遍在 1000 MPa以上，有些系统甚至达到1880MPa ，部门W／ Zr基非晶复合伙料的抗拉强度也超过了1000MPa 。而不锈钢资料经退火处置后强度仍低于1000MPa ，高比沉钨合金，如93W，经形变、热处 理 等 强 化处置后，强度 极 限 一 般 不 超 过1500MPa[36] 。 W-Zr合金在密度、准静态强度指标上均不弱于当前战斗部的主用壳体资料（钢及钨合金）。
只管 W-Zr合金在室温下的破碎失效通常产生在弹性变形段，但 Ｆｕ 等 ［37] 的 研 究 显 示，当 变 形 温 度 升 至618～718Ｋ之间，W／ Zr基非晶复合伙料的拉伸曲线中展示出显著的“加工硬化”景象，断裂应变率得到显著改善。除此之表，W-Zr合金还具备优异的动态力学机能。据刘晓俊等 ［34] 报路，在470ｓ-1 的应变率下，Ｗ-Zr合金的抗压强度为1060 MPa ，当应变率增长到1200ｓ－1 后，抗压强度随之增长到2880MPa ，失效应调换是提升3倍以上，展示出良好的动态力学强度以及显著的应变率效应。
钻研显示，在高速冲击下，W-Zr合金存在显著的正应变率效应以及高速摩擦温升导致的热软化效应，这使得W-Zr 合 金 破 片 具 有 更 强 的 穿 透 能 力 ［38] 。
Ｓｈａｎｇ 等[22]对 比 了 相 同 密 度 的W-Zr 合 金 与40CrＮｉ2ＭｏＡ 不锈钢对多层靶板的侵彻机能，尝试选取二级 轻 气 炮 将 不 同 材 料 造 备 的 长 棒 （φ7 ｍｍ×70ｍｍ ）加快至 2000ｍ ／ ｓ 以上速度，随后射入靶箱对多层钢板进行穿甲测试。对于不锈钢资料，其最大穿孔直径为长棒直径的 7.9倍，危险区域最大直径为长棒直径的 26.5倍；而W-Zr合金的最大穿孔直径则达到了长棒直径的 13.2 倍，靠近不 锈 钢 穿孔直 径的2 倍，受损区域最大直径也提升至长棒直径的 30.5倍，侵彻成效显著优于不锈钢资料。高速摄像照片显示，当W-Zr 合金以 2180ｍ ／ ｓ 或更高的速度撞击多层距离板时，会产生剧烈的点火反映。这种动能和化学能的耦合危险效应促使W-Zr合金对多层靶产生更大的穿孔和危险面积。
2.2 反映释能
2001 年，王树山等[39] 对 93 Ｗ合金以及W-Zr 合金破片引燃屏蔽装药的能力进行了测试，了局显示，93Ｗ 合金对屏蔽弹药的临界起爆速度为 868.6ｍ ／ ｓ ，而 Ｗ－ Zr合金的临界起爆速度仅为733.2ｍ ／ ｓ 。陈伟等 ［40] 通过对比分歧破片穿燃油箱时的瞬态压力、压力复原功夫和油箱内烃气浓度等指标，证实 W-Zr合金破片相迸宗W合金拥有越发优异的引燃纵火能力，并指出 W-Zr合金优异的纵火能力源于其更大的碎片分散角和多火点引燃。据统计，分歧加载速度下W-Zr合金的碎片飞散角均大于90° ，且加载速度越快，飞散角也相应越大。宽泛散布的幼破片在摩擦力的作用下形成多个火点，引燃燃油。徐豫新等 ［41] 在分析 W-Zr破片引燃钢板屏蔽燃油的过程中也得到了类似结论，Ｗ-Zr破片在穿透钢造油箱后，能够有效引燃柴油表表的油气混合物，而随着 Zr含量的升高，破片的引燃能力也会提升。但是，Zr含量的增长却减弱了破片的侵彻能力，部门高Zr含量的W-Zr破片出现无法穿透钢板的景象。
W-Zr 合金优异的纵火个性吸引了大量学者对其反映过程及机理的钻研。 Ｒｅｎ 等 ［42] 选取高速摄像纪录了W-Zr 合金在霍普金森杆加载下反映的全过程，如图1所示Ｄ芄豢吹，W-Zr合金在压杆的高速撞击下破碎成飞溅的碎片云。较幼的碎片（ ＜100 μ ｍ）与空气充分接触后起头点火并迅速舒展，这些幼尺寸火球不仅能够确保对左近指标的有效粉碎，并且由于颗粒质量幼、动能低，杀伤半径也会相应减幼，从而降低对无辜旁观者的中伤；而中等尺寸碎片 （100～200μ ｍ ）虽不能立刻点火，但是在幼颗粒持续点火热的引发下，也会产生点火放热反映；而大型碎片 （ ＞200μ ｍ ）由于和空气的接触面积极度幼，且飞行过程中热量损失很大，因而在整个撞击过程中都不会产生反映，这部门碎片重要对指标起到机械贯通中伤。
图１。 － Ｚｒ合金在动态冲击分歧功夫下的高速摄像照片［ ４２ ］
Ｆｉｇ．１。龋椋纾 － ｓｐｅｅｄ。穑瑁铮簦铮纾颍幔穑瑁椋恪。穑瑁铮簦铮蟆。铮妗。 － Ｚｒ。幔欤欤铮蟆。幔簟。洌椋妫妫澹颍澹睿簟。簦椋恚濉。幔妫簦澹颉。洌睿幔恚椋恪。椋恚穑幔悖簦 ４２
由此可见，W-Zr 合金的破碎行为将直接影清脆续的反映个性。而脆性资料在动态加载下的破碎行为陪伴着多裂纹天生及急剧扩大，除了与冲击速度、冲击压力有关表，还与资料的本征个性有关，拥有较高的复杂性和不确定性 ［43] 。凭据张青艳 [44] 对于脆性资料破碎行为的钻研报路，脆性资料的强度越高，断裂前贮存的应变能也会越高。而更高的应变能会促使合金破碎越发充分，同时碎片飞行速度也越快，这对于反映结构资料的释能个性是有益的。因而，资料自身的细观特点，如物相组成、孔洞缺点、颗粒状态、尺寸等，通过影响资料的破碎行为，进而影响系统的能量开释。对于W-Zr合金，其烧结后的物相组成除了主相W和Zr表，还会形成W2 Zr，ZrＣ 等脆性相，加剧资料的脆性 ［45] 。因而，W-Zr合金在准静态及动态加载下的失效行为通常是沿晶断裂主导的瞬间粉碎。这种断裂模式有助于获得尺寸更为藐幼的碎片云，增长与空气的接触面积，提升反映效能。并且，由于烧结造备的W-Zr 合金往往存在肯定的孔洞缺点，这对于缺点敏感性较高的脆性资料将产生较大影响 ［46] 。总体来看，目前关于细观特点对W-Zr 合金破碎行为影响的系统性钻研较少，乔良 ［47] 通过将细观尺度上的冲击压缩响应与反映热化学模型相结合，初步成立起资料细观特点（颗粒状态、尺寸、散布）与宏观反映个性的关联机造，具备肯定的借鉴价值。
由于合金在动态断裂过程中，裂纹尖端的非弹性变形通常陪伴着热量的产生 ［48] ，因而，裂纹尖端在冲击引发过程中，现实上表演了反映“热点”的作用，裂纹的扩大过程能够看作是热源在资猜中的传布过程。Ｒｅｎ等 ［42] 构建了预测裂纹尖端温度的理论模型，预测了局如图 2 所示Ｄ芄豢吹，W-Zr 合金在 200ｓ－1 以上的高应变速度下产生撞击破碎时，裂纹尖端温度均达到450℃以上。而在空气环境下，粒径106 μｍ 的Zr粉的引燃温度只需222 ℃ ，并且，粉尘的引燃点还会随表表积的增猛进一步降低 ［49] 。因而，基于模型预测得到的“热点”温度远高于引燃Zr所需温度，这使得高速撞击并充分破碎的W-Zr碎片云在与空气接触后迅速被引燃。
图 ２。 － Ｚｒ 合金在分歧应变率下的温度预测 ［４２ ］
Ｆｉｇ．２。裕澹恚穑澹颍幔簦酰颍濉。穑颍澹洌椋悖簦椋铮睢。铮妗。 － Ｚｒ。幔欤欤铮幔簟。洌椋妫妫澹颍澹睿簟。螅簦颍幔椋睢。颍幔簦澹螅 ４２ ］
Ｒｅｎ 等[45] 选取 霍普金森杆钻研了 元 素 配 比 对Ｗ-Zr合金动态反映个性的影响，从反映的宏观成效来看， Zr占比力高的 Zr66 ／W34 系统，反映剧烈水平显著超过低 Zr含量的 Zr43 ／W57 系统，注明 Zr是 W-Zr合金反映活性的沉要起源。在反映产品分析中也发现大量液滴状的 ZrＯ 2 颗粒，这种液滴状颗粒通常是熔融态合金凝固形成的，注明 Zr的点火火焰温度很可能超过了ZrＯ 2的熔点（2700 ℃ ）[50] 。而W与 Ｗ2 Zr仍维持原有结构并未参加反映释能，再次证实 W-Zr合金系统的能量开释起源为Zr的氧化。惰性组元W以及烧结过程中产生的W2 Zr不参加反映，在肯定水平上影响系统的释能阐发。为进一步对W-Zr合金受到冲击后的能量开释率进行定量分析，Ｚｈａｎｇ 等[51] 选取弹路枪尝试装置发展了W-Zr合金在分歧速度下的打靶尝试，并基于靶箱超压数据及一维冲击波理论，推算了分歧速度下的化学反映释能，了局见表2 Ｄ芄环⑾，冲击速度（冲击压力）在决定W-Zr含能结构资料的能量开释个性方面起着沉要作用。随着冲击速度的加快，反映景象越发剧烈，靶箱内的准静态超压值也相应更高。 在 1335 ｍ ／ ｓ 的 速 度 下，能 量 释 放 率 达 到42.7％ ，单元质量的能量开释为3.04ｋＪ ，这一数值甚至要优于部门 Ａｌ-Ｎｉ[52]及 Ａｌ－ ＰＴFe[53] 系统。
W-Zr合金 RSMs的反映个性不仅与资料自身个性及冲击速杜仔关，还与弹丸状态和指标物材质有关。据 Ｌｉｕ 等 ［54] 报路，选取同样配比、分歧状态（立方体、圆柱形、球形）的W-Zr 合金引燃屏蔽航空火油时，立方体试样的破碎水平最齐全，引燃成效最好，圆柱形试样次之，球形试样最差。 Ｌｕｏ 等 ［35] 则在弹路枪尝试 中 发现，靶板材 料、靶 板 厚 度等成分对 于Ｗ-Zr合金反映个性有显著影响。如图 3 （ ａ ）所示，Ｗ-Zr合金冲击钢板时的临界冲击速度和板厚均要低于 Ａｌ 板，这是由于钢的密度大于铝，在一样冲击速度下撞击钢板产生的冲击压力更高。而当含能破片冲击一样资料的靶板时，由于破片产生反映的临界能量是恒定的，因而临界冲击速杜纂板的厚度成反比。图 3 （ ｂ ）为分歧配比W-Zr 合金（样品 Ａ ， Ｂ ）在分歧冲击压力下的反映释能个性对比？芍，当冲击压力过高时，靶箱内检测到的能量开释总量以及对应的能量开释率反而可能出现降低。这是由于，爆轰加载速度过快，冲击压力超出W-Zr 合金的承载强度极限，破片在射入靶箱前破碎的比率增长，导致参加靶箱内反映的比率降低 ［55] ，这也露出出 W-Zr 合金抗爆轰加载能力有限的问题。
图 ３。 － Ｚｒ 合金临界反映速杜纂资料厚度（ ａ ），能量开释量、能量开释率与冲击压力的关系（ ｂ ）［ ３５ ］
Ｆｉｇ．３。遥澹欤幔簦椋铮睿螅瑁椋稹 ｂｅｔｗｅｅｎ。悖颍椋簦椋悖幔臁。觯澹欤铮悖椋簦幔睿洹。悖颍椋簦椋悖幔臁。簦瑁椋悖耄睿澹螅蟆。铮妗。 － Ｚｒ。幔欤欤铮 （ ａ ），ａｎｄ。澹妫妫澹悖簦椋觯濉。澹睿澹颍纾 ， ｅｎｅｒｇｙ ｅｆｆｉｃｉｅｎｃｙ ｗｉｔｈ。椋恚穑幔悖簟。穑颍澹螅螅酰颍 （ ｂ ）［ ３５ ］
整体来看，W-Zr合金拥有优异的侵彻机能以及优良的冲击反映个性，点火纵火能力强，切合反映结构资料的设计需要，但也存在一些问题。如W-Zr 合金为典型的高强脆性资料，其在室温下的压缩应变率通常不及1.5％ ，动态加载下的断裂应变率也低于 3％[34] ，在接受爆轰加载时，过高的脆性易导致合金提前破碎，亏损化学潜能。此表，释能元素的单一也极大限度合金反映个性的提升。因而，要进一步推动W-Zr合金在 RSMs中的利用，一方面要调控合金的脆性，另一方面要尽可能提升合金中的活性组元占比。
3、Ｗ-Zr合金 RSMs 的机能改进
3.1 脆性调控
W-Zr合金的脆性起源重要是造备过程中引入的脆性W2 Zr及 ZrＣ 相。凭据W-Zr 平衡相图（图 4 ）[27] ，无论W， Zr组元选用何种配比，在高温成型（烧结或熔炼）过程中，W2 Zr的出现是难以预防的。而当前Ｗ-Zr合金的主流造备工艺为热压烧结，由于烧结温度较高（1500℃ 及以上），通常选取高强石墨作为模具，势必会引发 Zr和 Ｃ 的反映形成 ZrＣ ，加剧W-Zr 合金的脆性。
图４。 －Ｚｒ二元平衡相图 ［２７ ］
Ｆｉｇ．４。 － Ｚｒ。猓椋睿幔颍 ｅｑｕｉｌｉｂｒｉｕｍ。穑瑁幔螅濉。洌椋幔纾颍幔 ［２７ ］
针对脆性合金的改性问题， Ｗｉｅｓｎｅｒ 等 ［56] 提出通过在脆性资料表表包覆具备较高断裂韧性的资料，来有效阻止脆性资料的裂纹扩大；诖怂枷， Ｗａｎｇ等 ［57] 选取电沉积工艺在球状Ｗ-Zr合金表表镀覆 Ｎｉ涂层，造备了拥有核壳结构的W-Zr弹丸。在火药爆轰驱动下，未镀 Ｎｉ 涂层的W-Zr 弹丸在飞行过程中已经产生破碎氧化。并且，由于飞行过程中的摩擦温升，碎片表表的 ZrＯ 2 薄膜在扰爪力作用下分裂，内部组分持续氧化，导致弹丸在击中指标前已经损耗大量化学能。相比之下，镀 Ｎｉ涂层有效地阻止了 W-Zr合金裂纹的扩大，使弹丸在击发、飞行的全蹊径维持结构的齐全性，免受氧化影响，从而最大水平保留W-Zr 破片的释能潜力。除电沉积工艺镀覆涂层表，一些学者还通过烧结工艺将W-Zr合金与韧性资料结合造备复合反映资料。如束庆海等 ［58] 将Ｗ-Zr合金作为内层，与含有 Ａｌ 粉、 Ｎｉ 粉及加强相粉末的表层在 500 ℃ 下真空烧结1ｈ ，得到了一种表韧内脆的复合反映资料。
该资料的准静态抗压强度可达1500MPa ，并且可有效击穿6ｍｍ 厚的 Ａ3钢板，引燃屏蔽燃油。包覆韧性表壳的方式固然提升W-Zr 合金的抗爆轰加载能力，但并未从性质上解决W-Zr 的脆性问题。为限度合金中脆性W2 Zr相的形成， Ｘｉｎｇ 等[59] 通过Ｆａｃｔｓａｇｅ软件的相图？橥扑懔1673Ｋ ／ 0.1MPa前提下 Ｗ-Ｔｉ －Zr系统的三元平衡相图，发现Ｔｉ的增长能够抑造W-Zr合金中W2 Zr相的形成。当W含量恒按时，随着 Ｔｉ 含量的增长，脆性的W2 Zr相逐步隐没，系统偏差于形成单一的 ＢＣＣ固溶体结构。随后设计造备了5％～60％Ｔｉ含量的 Ｗ-Ｔｉ-Zr合金，了局显示，当Ｔｉ含量达到25％时，合金中的 ＷＴｉ固溶体相齐全取代 Ｗ2 Zr，并且与 α 基体形成齐全共格界面。界面结合力的提升加强了沿相界面的裂纹扩大阻力，力学机能测试了局显示，随着 Ｔｉ含量从5％增长到50％ ，W-Zr合金的动态抗压强度从852 MPa增长到2361 MPa ，断裂应变也从2.7％增长到7.9％ ，合金的强韧性得到显著提升。
Ｔｉ的增长抑造了W2 Zr的产生，全面提升合金的强韧性，但同时也显著降低W-Zr系统的密度。当 Ｔｉ含量达到 50％ 时， Ｗ-Ｔｉ－ Zr系统的密度仅为 6.36g/cm3 ，远低于通例W-Zr合金。由于合金的侵彻能力与密度直接有关，因而 Ｔｉ的增长固然对W-Zr合金的强韧性有所 增 益，但 是 过 度 添 加 也 会 削 弱 破 片 的 侵 彻 能力 ［60] 。若何在维持 W-Zr合金高密度、高侵彻能力的同时改善合金脆性，是当前W-Zr 合金造备领域仍需进一步改进的方面。
3.2 释能改善
W-Zr 合金的能量开释起源重要是 Zr的氧化点火，而W为惰性元素，通常仅作为配沉组分存在，这在很大水平上降低了W-Zr 系统的整体能量密度 ［61] 。在
不大幅降低密度的前提下想要提升W-Zr 合金的能量开释个性，重要有两种规划：一是W／ Zr组元的部门代替；二是调控W的点火个性。对于规划一，可通过适量引入一些高点火热值元素，除了前文提及的 Ｔｉ元素， Ｈｆ ，Ｔａ等高密度活性元素也是梦想的备选组元。王璐瑶等 ［62] 选用Ｈｆ 元素包办部门 Zr，在 1553 ℃ 下真空烧结造备得到W-Zr-Ｈｆ 合金。冲击反映尝试了局显示，W-Zr－ Ｈｆ 合金能够成功击穿多层靶板，动能侵彻能力优异，并且具备可观的能量开释效能。然而，Ｔｉ ， Ｈｆ ， Ｔａ 等元素均属于贵金属，大量代替会导致原资料成本的大幅增长。
在此布景下，部门钻研者起头聚焦于W的点火个性调控。在很长一段功夫里，W被视作难以参加反映的惰性组分，凭据 Ｗｉｌｓｏｎ等 ［63] 提出的热惯性（ｋρｃ ， ｋ为热传导率，ρ 为密度，ｃ 为比热容）衡量尺度，热惯性值越高，物质越不容易产生点火反映。W的热惯性比Ｔｉ ， Zr， Ｈｆ等活性金属高了1个数量级，引燃难度显著提升。此表，W的绝热火焰温度仅2670Ｋ，远低于Zr和Ｔｉ（4000Ｋ以上），更增长其在空气中矜持点火的难度 ［64] 。但是W的惰性并不是绝对的，目前国内表已有部门学者陆续观测并钻研了W的点火反映。例如，Ｈｅｒｔｚｂｅｒｇ 等[64] 在粉尘爆炸尝试中纪录到W的点火反映，并推算了W粉的绝热火焰温度。 Ｋｗｏｎ等 ［65] 报路了纳米W颗粒在空气中的点火反映，火焰温度为（1235±80 ） Ｋ ，注明在适当的诱发前提下，W也能够产生点火释能。如 Ｃｏｖｅｒｄｉｌｌ等 ［66] 利用高能球磨增大Ｗ ， Zr颗粒的接触面积，造备得到组元高度均匀且有少量固溶的W-Zr 混合粉末，并通过静爆尝试证实改性W粉是能够被引燃释能的。 Ｈａｓｔｉｎｇｓ等 ［67] 通过机械合金化的方式造备了三元 Ｂ-Ｔｉ-Ｗ 复合粉末，并选取定容点火室对其点火个性进行评估。了局显示，Ｂ-Ｔｉ-Ｗ复合粉末不仅具备高放热、高 点火速度等 利益，并且在 Ｂ ， Ｔｉ活性组元的催化作用下，惰性元素Ｗ 也产生急剧点火反映。这一发现为调控W的点火个性提供了新的思路，即利用活性元素的催化诱导作用，可能会实现W的点火释能。但上述工作均未将活性粉末进行烧结固化，并不是真正意思上的反映结构资料。
基于活化改性这一思路，Ｌｉ等[68] 选取机械合金化的方式将大量活性元素（ Ａｌ ， Zr）引入W晶格，造备Ｗ （ Ａｌ ），W（ Zr）超鼓和固溶体合金粉末。在热不变性钻研的基础上，选取 Ａｌ ， Ｚｎ 等低熔点高点火热值元素作为黏结 剂，热压 造备 了 一 系 列W基 反 应 结 构 资料 ［69] 。弹路枪尝试了局显示，固溶改性后的W基合金在高速撞击下点火反映越发剧烈，靶箱超压值更高，能量开释个性得到显著提升。同时，在反映产品中检测到大量的 ＷＯ 3 ，证实惰性元素W参加了点火释能，这为W-Zr类反映结构资料的发展提供新的技术蹊径。
4、实现语
W-Zr 合金在反映结构资料领域展示出巨大的利用潜力，经过二十余年的发展，已在资料造备工艺、侵彻机能、反映个性以及综合机能提升等方面获得了长足进取，但仍有部门环节必要进一步的提升改进，重要蕴含以下 3 个方面：
（1 ）W-Zr合金的脆性改善。W／ Zr基非晶复合伙料展示出了肯定的高温塑性变形能力，但 是 造 备 难题，大尺寸件的造备技术仍是必要攻克的技术瓶颈。
而通例W-Zr合金属于典型的高强脆性资料，过高的脆性严沉影响W-Zr合金作为结 构件的 加 工 使 用。后续能够通过调整元素配比抑造脆性相天生、增长第二相抑造裂纹扩大、改进烧结工艺等方面提升资料塑性。
（2 ）W-Zr合金的动态变形机造。W-Zr合金的反映释能重要起源组元在冲击过程中的氧化反映，而氧化反映的速度及程杜纂合金的破碎行为亲昵有关。因而，关于 W-Zr合金、Ｗ ／ Zr基非晶复合伙料在高速冲击下的动态变形机造、裂纹扩大机造均必要进一步挖掘，并在此基础上成立起冲击速度-破碎行为-反映效能的逻辑关系。
（3 ）W的活化改性工艺索求及烧结工艺优化。固溶活化已被证实能够诱导实现W的引燃，但是选取传统球磨方式造备超鼓和固溶体的周期较长，且过程中必要增长大量过程节造剂，导致缓慢氧化，亏损掉部门Zr的反映活性。因而，能够尝试选取放电等离子球磨、搅拌球磨等高效球磨工艺造备W基超鼓和固溶体。另表，超鼓和固溶体合金粉末处于亚稳态，热不变性有限，在高温下长功夫保温难以预防会产生脱溶析出。因而，以超鼓和固溶体粉末为原料造备W／ Zr基合金时，能够思考增长活化助剂或选取放电等离子烧结等工艺，以降低烧结温度，提升烧结速度，削减溶质元素的析出。
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基金项目：国度天然科学基金（ 11972372 ， Ｕ20Ａ20231 ）
收稿日期： 2023-02-21 ；订正日期：2023-05-11
通讯作者：李顺（ 1981 —），男，教授，博士，钻研方向为金属基复合伙料及含能结构资料，联系地址：湖南省长沙市开福区东风路街路德雅路109 号国 防 科 技 大 学 空 天 科 学 学 院 材 料 科 学 与 工 程 系 （ 410073 ），Ｅ-ｍａｉｌ ： ｌｉｎｕｄｔ＠163.ｃｏｍ ；唐宇（ 1983 —），男，教授，博士，钻研方向为高熵合金及其兵器化利用，联系地址：湖南省长沙市开福区东风路街路德雅路109号国防科技大学空天科学学院资料科学与工程系（ 410073 ），Ｅ-ｍａｉｌ ： ｔａｎｇｙｕ16＠ｎｕｄｔ.ｅｄｕ.ｃｎ
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