增材制造钨合金的力学及侵彻性能

发布时间:

2026-10-27

钨合金具有高密度、高强度、高硬度、良好耐高温性能及优异侵彻能力，广泛应用于穿甲弹弹芯、杀爆战斗部预制破片、航天器热防护部件等领域[1-3]。相较传统钢、铝合金等材料，侵彻用钨合金密度更高，能够实现更大的质量集中，有利于提高侵彻体动量、侵彻能力和终点毁伤效能[4]。此外，其较高的强度和硬度能够满足穿甲弹在发射及高速飞行过程中对结构承载能力和抗变形能力的要求[5]。因此，钨合金被认为是高性能、高毁伤效能弹药材料的重要工程材料。
尽管钨合金凭借优异的综合性能在国防领域具有重要应用价值，但其加工制造方面仍面临诸多工程技术难题[6]。钨的韧脆转变温度较高（约200~400℃),再结晶温度较低（1200℃),室温下表现出较为明显的脆性特征，使其塑性变形和加工成形能力受到限制[7]，导致传统熔铸、锻造和机械加工过程中存在加工温度高、成形困难、刀具磨损严重、材料利用率较低等问题。尤其对于三维复杂构件，传统制造工艺通常需要经过多道工序，同时加工过程中还可能产生裂纹、孔隙、残余应力及组织不均匀等缺陷，从而限制了复杂钨合金构件的工程应用范围[8-9]。
增材制造技术的发展为解决钨合金复杂构件的成形与加工难题提供了新的技术途径。其中，粉末挤出打印（PowderExtrusionPrinting，PEP）属于间接增材制造工艺，采用油蜡复合粘结剂制备高固相含量超细钨粉浆料，经挤出实现复杂结构生坯的近净成形，再通过后续脱脂和烧结获得致密钨合金构件[10]。相较于激光、电子束等直接能量输入型增材制造方法，PEP采用低温挤出成形技术，可避免打印过程中极端局部热载荷与剧烈热梯度引起的冶金损伤和热应力问题。该工艺无需模具即可制备多孔、内腔、一体化复杂钨构件，配套溶剂-热两步脱脂工艺能够完全脱除有机组分，不存在碳杂质污染，降低了原始粉末形貌与流动性的要求；相比传统钨合金制备工艺，可减少不均匀收缩与热撕裂缺陷[11-13]。因此，PEP具有模具依赖性低、材料利用率高、加工余量小、复杂结构成形能力强以及制备周期短等优势，为复杂钨合金构件的高效制造提供了新的技术方案。
目前针对PEP工艺制备钨合金的研究多聚焦于成形工艺优化与致密化调控层面，对静动态力学性能、高应变率变形响应规律及侵彻毁伤特性尚缺乏系统的试验研究，材料动态变形与侵彻作用机理仍不明晰，制约了该类钨合金在穿甲弹芯、预制破片等国防装备领域中的工程化推广。因此，系统开展粉末挤出3D打印钨合金的力学性能与侵彻能力研究，明确其力学行为规律与作用机理，对推动该工艺的工程应用具有重要现实意义。
为探究粉末挤出3D打印钨合金的力学性能及侵彻能力，本文开展准静态压缩试验，获取材料准静态变形及抗压强度；采用分离式霍普金森压杆进行高应变率动态冲击试验，研究材料高应变率下的力学响应；通过轻气炮试验平台，完成钨合金杆弹和破片侵彻金属靶板试验，并利用数值仿真方法模拟其侵彻过程；结合钨合金试验前后的微观组织形貌表征，揭示材料的动态变形机理。
1 材料与方法
1.1 材料制备
粉末挤出打印93W钨合金材料的制备流程如图1所示，具体工艺如下：将93W钨粉（镍铁质量比7:3）与蜡基聚合物粘结剂投入密炼机充分混炼，使粘结剂均匀包覆粉末颗粒；随后经造粒机拉丝造粒，获得粒度均一的93W复合颗粒，保障后续打印过程物料输送稳定。借助3dsMax软件建立试验所需圆棒三维模型，并确定适配钨合金打印工艺参数；采用粉末挤出成形3D打印机制备钨合金圆棒生坯，保证生坯外形完整、内部结构连续。成形生坯采用溶剂脱脂-热脱脂两步法脱除粘结剂：先将生坯置于水浴锅中升温至50℃,利用正庚烷溶出部分高分子组分，初步降低生坯内粘结剂含量；再将生坯浸入煤油，置换孔隙内残存溶剂，随后经干燥箱充分烘干去除溶剂。之后将生坯转入热脱脂设备，在最高温度600℃条件下完成热脱脂，实现高分子粘结剂完全脱除。为规避烧结缺陷，脱脂后的钨合金生坯置于烧结炉内，在1000℃下预烧结，促使粉末颗粒形成烧结颈并建立初始结合，提高生坯强度，避免后续工序加工时发生开裂；再在目标烧结温度下进行高温烧结，依靠颗粒重排与固相扩散实现孔隙消除，最终获得高致密度93W钨合金棒材。

1.2 测试方法
微观组织表征采用SU-5000型扫描电子显微镜观察试样形貌，并通过配套能谱仪分析合金元素组成与分布规律；准静态力学性能测试采用MTS810型万能材料试验机，试样规格Φ6mm×9mm，压缩加载应变率设定为10–3s–1，每组试验重复3次，以确保数据稳定性；高应变率动态力学性能测试采用实验室自主研制的直径16mm分离式霍普金森压杆（SHPB）装置，试样规格为Φ5mm×5mm；侵彻试验依托实验室自主研制的一、二级混合轻气炮试验系统完成，试验弹丸包含两种规格：圆柱破片尺寸为Φ8mm×8mm，长杆弹尺寸为Φ9mm×90mm。实验系统如图2所示。

1.3 数值仿真方法
利用Autodyn软件开展钨合金侵彻体高速侵彻靶板的动力学数值仿真研究，材料力学行为均采用Johnson-Cook（JC）本构模型进行描述。JC模型可有效表征材料在高应变率、大塑性变形及冲击载荷下的硬化、损伤与断裂失效特性，适用于高速侵彻仿真场景。仿真中杆弹和破片均采用拉格朗日网格进行建模，该类网格可随材料质点同步运动，计算精度高，能够有效避免常规冲击仿真中的网格扭曲与计算失真问题。其中，杆弹为圆柱形结构，几何尺寸设定为长度90mm、直径9mm；破片规格为直径8mm、长度8mm；靶板采用603装甲钢，尺寸为长100mm、宽100mm、厚度30mm，三维仿真模型如图3所示。仿真计算所需材料本构参数如下：准静态初始屈服强度A=700MPa，应变硬化系数B=2018MPa，应变硬化指数n=0.425，应变率敏感系数C=0.8813，上述全部参数均由准静态及高应变率动态力学试验数据拟合获得。

2微观分析
2.1 3D打印93W钨合金材料表征
初始3D打印93W钨合金的微观形貌及元素分布如图4所示。由图可见，合金呈现典型两相组织：亮灰色近等轴钨晶粒均匀分布，并相互搭接构成合金的硬质骨架；钨晶粒间隙为深色连续网状黏结相，两相界面结合良好，无明显界面开裂，仅在局部存在少量微小的烧结孔隙。EDS元素面分布结果表明，W元素完全富集于晶粒内部，分布均匀且无明显偏聚；Ni与Fe元素则全部偏聚于钨晶粒的边界与间隙区域，两者空间分布高度重合，共同构成合金的黏结相，未观测到元素异常的析出或团聚现象。

2.2 力学性能测试
93W钨合金在准静态与不同应变率动态压缩条件下的应力—应变曲线如图5所示，对应力学性能参数见表1。准静态加载（应变率10–3s–1）下，合金屈服强度为671MPa，且应力随变形发展持续上升，呈现连续加工硬化特征。在1725~4511s–1的高应变率加载范围内，合金屈服强度随应变率升高呈单调递增趋势，由1514MPa逐步提升至1855MPa，表现出显著的正应变率强化效应。由此表明，在高应变率冲击下，材料的抗塑性变形能力随着加载速率的升高而持续增强。

2.3 侵彻能力
为系统评估3D打印93W钨合金在不同弹药工况下的侵彻性能，同时揭示弹体长径比对侵彻模式与能量释放规律的影响，试验分别设置小长径比圆柱破片与大长径比杆弹两类试样，对应杀爆战斗部预制破片、穿甲弹弹芯两类典型工程应用场景。采用93W钨合金制备的两种弹丸对半无限厚靶板开展侵彻试验，其中，长杆弹尺寸为Φ9mm×90mm，圆柱破片几何尺寸为Φ8mm×8mm。两种弹丸侵彻后的弹坑宏观形貌如图6所示，对应侵彻性能参数统计见表2，其中，侵彻效率为侵彻深度与弹丸原始长度的比值。

结果表明，圆柱形破片在753~1217m/s撞击速度区间内，侵彻深度由8.1mm增至10.2mm，增幅约26%，体现出短圆柱破片以径向挤压变形为主的侵彻特征，速度提升对其轴向侵彻能力的增强作用更为显著；而长杆弹在1476m/s侵彻速度下的弹坑直径仅为9.1mm，显著小于圆柱破片的径向破坏范围，侵彻深度可达77.5mm，表明弹体较大的长径比使冲击能量高度集中于轴向释放，呈现出与短圆柱破片截然不同的深侵彻作用模式。
侵彻效率层面，圆柱形破片在753~1217m/s撞击速度区间内，随速度的提升呈现单调上升趋势，由101.3%增长至127.5%，所有工况下侵彻效率均大于100%。对于长杆弹工况，3D打印93W钨合金长杆弹在1476m/s撞击速度下的侵彻效率为86.1%；与同速度等级的传统烧结93W钨合金长杆弹（侵彻效率85.1%）相比，两者能量利用效率基本处于同一水平，3D打印试样的侵彻效率略有提升。结果表明，粉末挤出打印工艺在实现复杂结构近净成形、突破传统加工工艺局限的同时，制备的钨合金材料侵彻性能可达到与传统液相烧结合金同等水平，具备良好的工程应用基础。
对侵彻后回收的长杆弹弹体头部进行扫描电镜表征，结果如图7所示。沿侵彻轴向观察可见，弹体头部区域的钨颗粒呈现明显挤压变形痕迹，颗粒沿受力方向发生定向塑性流动与形貌重构。进一步对比变形取向，发现钨颗粒的挤压变形方向与侵彻轴向一致，弹体头部表层材料存在显著局部剪切流动特征。这种微观变形行为可在一定程度上延缓弹头整体镦粗钝化的进程，减少径向扩孔与材料侧向堆积造成的动能耗散，使更多能量集中作用于轴向侵彻过程。

3 仿真模拟
为验证数值模型的计算精度与可靠性，采用实测的侵彻形貌与特征参数对仿真结果进行对标验证，结果如图8所示。从剖面整体形貌可见，长杆弹与圆柱形破片两类侵彻工况下，仿真得到的弹坑轮廓、弹体变形模式均与试验结果吻合良好。长杆弹工况下，仿真再现了“窄而深”的轴向侵彻形貌特征，弹体头部的变形形态与试验回收弹体的宏观变形规律一致；圆柱形破片工况下，仿真准确复现了破片径向挤压主导的“宽而浅”碗状弹坑形态，靶板开口处的材料侧向堆积特征同样与试验观测结果相匹配。

进一步对关键性能参数进行量化对比，两类工况下侵彻深度、弹坑直径的仿真计算值与试验实测值的相对误差均小于5%，能满足工程计算的精度要求。上述结果表明，本文选用的Johnson-Cook本构模型及通过力学试验拟合得到的材料参数，能够准确表征3D打印93W钨合金在高速冲击载荷下的动态力学响应，所建立的侵彻仿真模型具备良好的可靠性，可为后续弹靶材料流动行为与变形机理的深入分析提供支撑。
增材制造93W钨合金长杆弹对半无限厚靶板侵彻过程的数值模拟结果如图9所示。根据弹靶相互作用的力学特征与形貌演化规律，可将整个侵彻过程划分为开坑阶段、稳定侵彻阶段与侵彻终止阶段。图9（a）为初始开坑阶段，长杆弹高速撞击靶板表面，弹靶接触区域瞬时产生远超靶材屈服强度的冲击压力；靶板表层材料在强动载荷作用下发生剧烈塑性流动，沿径向与自由表面方向挤出，形成弹坑入口翻边。与此同时，弹体头部受冲击反力作用开始产生塑性变形，该阶段侵彻深度较浅，弹坑形貌尚未达到稳定状态，此时的压力云图如图9（b）所示。图9（c）为稳定侵彻阶段，是侵彻深度增长的核心阶段。随着侵彻持续推进，弹靶相互作用逐渐达到动态平衡，轴向侵彻阻力基本保持恒定，侵彻深度随时间近似线性增加；该阶段弹坑侧壁直径维持相对稳定，靶材沿弹体侧面连续、均匀地向后方流动，弹体头部在冲击正应力与剪切应力的耦合作用下维持自锐形貌，保证了持续高效的轴向侵彻能力。图9（d）为侵彻终止阶段，当弹体剩余动能不足以克服靶板侵彻阻力时，侵彻速度持续衰减直至归零，侵彻过程宣告结束。残余弹体发生镦粗变形并停留于弹坑底部，最终形成入口略宽、内部收窄的细长型弹坑形貌，充分体现了长杆弹能量集中、深侵彻能力突出的作用特性，侵彻终止阶段仿真结果如图9（e）所示。

增材制造钨合金圆柱破片0~29μs内弹体撞击、塑性变形与持续侵彻的全过程仿真如图10所示。撞击初期，弹体头部受压发生塑性流变；随着侵彻持续进行，弹体两侧边缘材料逐步发生剪切翻卷并脱落，有效抑制了弹头整体的镦粗钝化。与之相对，传统钨合金内部钨晶粒相互连通，钨相连续性较高，在高速冲击下材料趋向均匀塑性变形，难以诱发局部绝热剪切失效，弹头极易扁平化，无法形成有效的“自锐”效应。

圆柱破片分别在5μs撞击初始阶段与20μs稳定侵彻阶段的压力分布云图如图11所示，用以揭示侵彻过程中弹靶体系冲击压力的演化规律。在5μs时刻，弹体刚与靶板接触，界面峰值压力可达1.784×107kPa，高压区集中分布在弹靶接触界面的两侧边缘，弹体中心区域则呈现负压状态；边缘局部高压促使弹体外缘材料率先发生塑性失稳，并产生绝热剪切，带动弹体两侧材料发生翻卷变形，逐步形成相对尖锐的弹头轮廓。当侵彻进行至20μs时，高压区域转移至靶板侵彻坑前沿，形成连续的弧形高压带，峰值压力降至2.240×106kPa，压力沿轴向向靶体深部逐层扩散；此时形成的尖锐弹头轮廓可将冲击压力更多聚焦于侵彻前进方向，在一定程度上抑制压力向靶板侧向弥散。作为对比，传统液相烧结钨合金撞击后弹头的压力分布更为均匀，变形过程中更易发生整体镦粗钝化，使冲击能量更多耗散于靶材横向扩孔过程。总体来看，粉末挤出打印93W钨合金在侵彻过程中呈现出初始边缘高压诱发边缘剪切变形，变形后轮廓持续聚焦轴向载荷的作用特征，这种变形与载荷传递的耦合机制可使更多动能作用于靶板的轴向纵深破坏，有助于提升侵彻能量的利用效率。

图12为长杆弹与圆柱破片侵彻靶板过程中的弹体剩余速度—时间曲线，同时给出了典型侵彻时刻对应的弹靶作用形貌，能观察到两者的动力学演化特征存在显著差异。图12（a）对应长杆弹的侵彻过程，弹体初始撞击速度约为1476m/s，整个侵彻过程持续约90μs。根据速度衰减规律可将其划分为两个阶段。侵彻前期（0~60μs）为稳定侵彻阶段，弹体速度随时间呈近似线性的缓慢下降，由初始1476m/s衰减至约1200m/s；该阶段弹靶相互作用达到动态平衡，侵彻阻力基本恒定，弹体头部维持自锐形貌，并持续向靶板内部推进，侵彻深度稳定增长。侵彻后期（60~90μs）为侵彻终止阶段，随着弹体质量不断侵蚀消耗，剩余动能不足以维持稳定侵彻，速度衰减速率显著加快，直至90μs左右弹体速度降为0，侵彻过程结束，最终形成大深径比的细长型弹坑。
图12（b）对应圆柱形破片的侵彻过程，弹体初始速度约为1217m/s，整个侵彻过程仅持续约22μs，速度衰减速率远高于长杆弹。破片撞击靶板后速度呈单调快速下降趋势，没有明显的稳定侵彻平台期；原因是圆柱形破片长径比小，总动能有限，撞击后以冲塞与径向挤压变形为主，靶板抗力随侵彻深度快速上升，弹体动能在短时间内被迅速耗散，最终形成浅而宽的碗状弹坑。

对比两者速度演化特征可知，弹体长径比是决定侵彻动力学行为的核心因素：长杆弹凭借大长径比与高轴向能量密度，可维持较长时间的稳定侵彻状态，速度衰减平缓，最终实现大深度侵彻；短圆柱破片能量集中作用于靶板表层，径向能量耗散占比高，速度衰减迅速，侵彻深度有限。
4 结论
本文以粉末挤出打印制备的93W-Ni-Fe钨合金为研究对象，通过微观组织表征、静动态压缩试验、轻气炮侵彻试验及数值模拟相结合的方法，系统研究该合金的微观组织特征、动态力学响应规律及侵彻破坏机理，得出以下主要结论：
（1）粉末挤出打印制备93W钨合金呈现典型两相组织特征，近等轴状钨晶粒均匀分布并构成硬质骨架，Ni-Fe黏结相沿钨晶粒间隙呈连续网状分布；元素分布均匀无明显偏聚，W、Ni、Fe质量分数与93W钨合金名义成分基本一致，两相界面结合良好，仅局部存在少量微小孔隙，整体质量优异。
（2）93W钨合金具有显著的应变率敏感性。准静态加载下合金呈现连续加工硬化特征，屈服强度为671MPa；在1725~4511s–1高应变率范围内，合金屈服强度随应变率升高由1514MPa逐步提升至1855MPa，表现出明显的正应变率强化效应。
（3）两种结构弹丸的侵彻性能存在差异。圆柱形破片以径向挤压变形为主，在753~1217m/s速度区间内，弹坑直径随侵彻速度缓慢增长，而侵彻深度增幅更为显著；长杆弹则呈现小口径、深侵彻特征，在1476m/s侵彻速度下侵彻深度可达77.5mm。微观组织分析表明，钨颗粒沿剪切方向发生定向塑性流动与渐进剥落，是其具备优异深侵彻能力的核心微观机制。
（4）数值模拟结果表明，长杆弹侵彻过程可划分为开坑阶段、稳定侵彻阶段与侵彻终止三个阶段；稳定侵彻阶段弹靶作用达到动态平衡，侵彻阻力基本恒定，弹体速度衰减平缓，侵彻深度线性增长；圆柱形破片无明显稳定侵彻阶段，速度衰减速率远高于长杆弹，动能快速耗散于靶板径向变形。
参考文献：增材制造钨合金的力学及侵彻性能-陈文杰，黄佳豪，何晨斌，高源，郑宇轩，程春*
（宁波大学冲击与安全工程教育部重点实验室，浙江宁波315211）DOI:10.20098/j.cnki.1001-5132.2026.0816；
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