李 洲，魏世忠，徐流杰，趙云超，王長記

（1.河南科技大學，河南 洛陽 471003；2.金屬材料磨損控制與成型技術國家地方聯(lián)合工程研究中心，河南 洛陽 471003；3.河南省耐磨材料工程技術研究中心，河南 洛陽 471003）

0 引言

鎢及其合金具有高熔點、高化學穩(wěn)定性、低膨脹系數(shù)和良好的導熱/導電性。這些特點使其應用在航空航天、軍工和能源領域具有優(yōu)勢[1-3]。例如鎢在高溫環(huán)境下具有良好的支撐性，被用來制造熱處理和高溫加熱的真空爐；高密度、強輻射吸收能力使得鎢成為用于放射療法準直儀和防護部件的理想材料；鎢的特性還使其成為制造面向等離子體第一壁中的熱門材料，可適用于核聚變反應環(huán)境中[4-6]。但鎢基材料仍然存在如低溫脆性、再結(jié)晶脆性、輻照脆性等問題，限制了其應用范圍。鎢在實際使用過程中，也存在許多困難。鎢的韌脆轉(zhuǎn)變溫度（DBTT）范圍為200～400℃，所以其在低溫時脆性較大，不利于加工導致限制其應用范圍；另一方面，高溫環(huán)境下，鎢合金的強度與室溫下相比較低。純鎢在常溫下的空氣中十分穩(wěn)定，在400℃時發(fā)生微弱氧化反應，溫度超過700℃時，氧化速度會加劇，逐步轉(zhuǎn)化成氧化鎢 （WO3）。發(fā)生氧化后的材料強度、延展性都大幅度降低，所以鎢作為高溫結(jié)構(gòu)件時，必須要控制其氧化程度[7-9]。

鎢合金需要提升各方面的性能，來適應在不同的工況下的應用。例如渦輪發(fā)動機的高溫噴管要求高溫下材料不發(fā)生再結(jié)晶，且具有優(yōu)良的高溫強度和塑性；穿甲彈與打擊目標高速接觸時瞬間產(chǎn)生高溫，要求材料具有優(yōu)良的高溫硬度和強度，以達到良好的穿甲效果；壓鑄模具工作過程中承受高溫、高壓力，要求高溫強度和硬度；核聚變反應堆上的面向等離子體第一壁材料對使用安全性、可靠性要求極高，要求材料不僅具有良好的抗高溫、抗輻射性能，還要具備一定的高溫強度[10-12]。因此，克服鎢合金的缺點，改善其性能，才可以擴大鎢合金的在高端領域的應用范圍。

彌散強化和細晶強化是改善鎢合金綜合性能的有效途徑。鎢基體中加入碳化物或氧化物等第二相可以強化晶粒和晶界進而提高合金綜合性能。第二相顆粒彌散分布在基體內(nèi)，可以阻礙晶界遷移來細化晶粒，達到細晶強化的目的。另外，晶粒越細，則晶界面積越大，所以由晶界處的雜質(zhì)所引起的脆化作用變?nèi)?，材料的整體性能得到提升。第二相顆粒的固有性質(zhì)，尺寸大小和分布等，都對強化效果有著較大的影響[13-14]。所以，第二相的特征參量可以通過優(yōu)化制備方法來進行調(diào)控。目前粉末冶金技術是制備第二相強化鎢合金最常用的方法，將原料粉末通過不同方法按比例進行混合，再經(jīng)過燒結(jié)和加工得到產(chǎn)品。所以鎢合金的性能和粉末品質(zhì)息息相關。目前常用的粉末混合方法有機械球磨法和液相法。與機械球磨相比，液相法制得的混合粉末純度較高，通過鎢和第二相金屬鹽在溶液中的反應，可以達到分子水平的混合，保證了各個組分分布均勻且可調(diào)控[15-17]。

目前常用的彌散強化相為碳化鈦（TiC）、碳化鈮（NbC）、碳化鋯（ZrC）等碳化物和氧化鑭（La2O3）、氧化鋁（Al2O3）、氧化釔（Y2O3）等氧化物，最終可以制備成碳化物強化鎢合金(CDS-W）和氧化物強化鎢合金（ODS-W）。將La2O3和Y2O3等作為增強相添加到鎢合金中，顯著地細化了晶粒，獲得了良好的性能[18-19]。相比于La2O3、Y2O3等稀土氧化物，氧化鋯陶瓷和碳化物擁有更高的熔點和硬度，在高溫下仍然能保持良好的力學性能。碳化物在燒結(jié)過程中還會與鎢形成固溶體，可以避免亞穩(wěn)態(tài)或低熔點相的生成，提高材料熱力學性能[20-22]。本文針對目前國內(nèi)外關于第二相強化鎢合金的研究概況和最新進展，對鎢合金的制備方法、微觀結(jié)構(gòu)、力學性能等方面進行了綜述，并對未來發(fā)展趨勢進行了展望。

1 碳化物強化鎢合金

TiC、ZrC是常用的碳化物增強相[23]。Kitsunai等[24]通過機械球磨及熱等靜壓等工藝制備了W-TiC復合材料。其中第二相顆粒的尺寸在幾個納米至幾十納米之間，主要分布在晶界處。試驗結(jié)果

表明，TiC的摻雜能夠降低復合材料的韌脆轉(zhuǎn)變溫度，同時明顯提高復合材料的再結(jié)晶溫度。另外，ZrC彌散強化鎢合金同樣具有自身的優(yōu)勢，Xie等[25]采用放電等離子體燒結(jié)技術制備了摻雜不同組分ZrC的鎢合金試樣，試驗發(fā)現(xiàn)添加少量ZrC可以明顯改善鎢合金的性能。由于ZrC在燒結(jié)過程中能夠吸收晶界處的O元素，形成Zr-C-O顆粒，起到強化的作用。表1給出了純W和不同摻雜量的W-ZrC合金的晶粒尺寸和基本性能。從表1可知，通過SPS燒結(jié)制得鎢合金有著較高的致密度，ZrC的添加可以提升鎢合金的致密度，減小其晶粒尺寸；在W-ZrC中添加少量Zr元素，得到的鎢合金性能最優(yōu)異，晶粒尺寸僅2.8 μm，硬度達到5.21 GPa。Xie[26]還通過軋制得到了力學性能良好的W-ZrC合金，其韌脆轉(zhuǎn)變溫度降到了100℃以下，室溫下拉伸強度為991 MPa。從圖1可以看出，合金中ZrC可以和W形成共格關系的界面，則ZrC顆粒不易發(fā)生長大和團聚，極小的第二相顆粒可以起到釘扎晶界遷移，阻礙位錯運動的作用，達到彌散強化的目的，所以軋制態(tài)W-ZrC合金的性能得到了提升。

表1 SPS燒結(jié)的純W及W-ZrC合金的性能對比[25]Tab.1 Comparison of properties between pure W and W-ZrC alloys sintered by SPS

圖1 W-ZrC合金的強韌化機理示意圖[26]Fig.1 Schematic diagram of strengthening and toughening mechanism of W-ZrC alloy

Miao等[27]通過機械球磨法將TiC顆粒添加到鎢合金中，結(jié)合粉末冶金燒結(jié)和高溫軋制工藝得到了6 mm的合金板材，對不同溫度退火后的W-0.5%TiC（質(zhì)量分數(shù)，下同）合金的力學性能及熱穩(wěn)定性進行了研究。由圖2可以看出，鎢合金在室溫下仍然處于脆性，當溫度升高至150℃時，抗拉強度均大幅增加，約為780 MPa，而伸長率無明顯變化。W-0.5%TiC在200℃時表現(xiàn)塑性特征，證明其韌脆轉(zhuǎn)變溫度在150～200℃之間。且添加TiC后，鎢合金的再結(jié)晶溫度得到了大幅度提高，從純鎢的1 300℃提升至1 600℃左右。

圖2 W-0.5%TiC合金的不同溫度下的拉伸性能[27]Fig.2 Tensile properties of W-0.5%TiC alloys at different temperatures

張順等[28]制備了不同TiC摻雜量的W-TiC合金，并對其致密化工藝進行了研究，發(fā)現(xiàn)提高燒結(jié)溫度能有效提升鎢合金的綜合性能。例如，W-6TiC合金經(jīng)2 000℃燒結(jié)后，致密度達到99.2%以上，拉伸強度為464 MPa。圖3為純鎢與不同含量的W-TiC合金在1 950℃燒結(jié)后的金相顯微組織。由圖3可見，相較于純鎢，W-TiC的晶粒得到了細化。TiC摻雜量對致密性有影響，如圖4所示，TiC過量添加會導致W-TiC相對密度下降，這是由于混合不均勻?qū)е聢F聚，較大的第二相顆粒非但不能起到強化的作用，還會導致材料中孔洞的出現(xiàn)，降低合金的燒結(jié)致密性。

圖3 純鎢與W-TiC合金在1 950℃燒結(jié)后的金相顯微組織[28]Fig.3 Metallographic microstructure of pure W and W-TiC alloys sintered at 1 950℃

圖4 1 700℃下燒結(jié)TiC含量對W-TiC合金相對密度的影響[28]Fig.4 Effect of TiC content on relative density of W-TiC alloy sintered at 1 700℃

Lang等[29]通過沉淀法和SPS燒結(jié)制備了兩種W-0.1%TiC材料，并研究了它們的微觀結(jié)構(gòu)，其中一種在液相制備過程中同時添加了有機物聚乙烯吡咯烷酮（Polyvinylpyrrolidone，簡稱PVP）。結(jié)果發(fā)現(xiàn)PVP的添加可以使鎢合金的各組分分布更均勻。添加PVP的W-TiC合金性能較未添加的W-TiC和商業(yè)純鎢有明顯提高，其抗彎強度達到了562.24MPa。沉淀涂層法是一種典型的固液摻雜方法[30-32]，用該方法制備的W-TiC粉末純度高，粒度可控，均勻性好。Xia等[30]通過沉淀涂層法制備了純度高、粒徑均勻的TiC/W核殼納米顆粒。以偏鎢酸銨（AMT）為原料，通過添加鹽酸形成水合氧化鎢銨，然后添加超聲分散的TiC顆粒，在70℃攪拌，直到前驅(qū)體粉末沉淀。如圖5所示，單個鎢顆粒中存在明顯的核心涂層結(jié)構(gòu)，合成的納米顆粒直徑均勻，約為150nm。TEM和相應的FFT圖像表明TiC納米顆粒被鎢殼層包裹（圖5（e））。

圖5 W-TiC粉末的TEM[30]Fig.5 TEM images of W-TiC powder

2 氧化物強化鎢合金

將Y2O3、La2O3等氧化物作為第二相與鎢合金摻雜，可以起到彌散強化、細晶強化的作用。氧化物彌散強化鎢合金（ODS-W）有著優(yōu)異的強度和韌性。添加的氧化物能夠彌散分布在基體當中，延緩再結(jié)晶過程，抑制晶粒長大。目前國內(nèi)外研究較多的是稀土類氧化物彌散強化鎢合金[33-34]，尤其以W-Y2O3研究較多。細小的氧化釔顆粒能夠使鎢晶粒得到細化，再結(jié)晶溫度得到提升，進而改善合金在室溫和高溫下的力學性能。此外，W-Y2O3粉體有著良好的燒結(jié)活性，在較低的溫度下即可完成致密化燒結(jié)[35]。

Liu等[36]采用溶膠凝膠法制備了W-1%Y2O3合金。圖6為Y2O3顆粒在W-1%Y2O3合金中的粒徑分布。合金中氧化物顆粒幾乎為球形，平均粒徑約為30 nm，其中大部分均勻分布在鎢晶粒內(nèi)部。鎢顆粒內(nèi)部的納米顆?？梢栽诓灰鹁Ы缌鸭y的情況下產(chǎn)生和存儲位錯，從而提高鎢材料的強度和塑性。即使在2 300℃的高溫燒結(jié)條件下，大多數(shù)Y2O3顆粒仍均勻分布在鎢顆粒內(nèi)部，這表明Y2O3納米粒子在溶膠凝膠合成的ODS-W材料中具有優(yōu)異的高溫穩(wěn)定性。

圖6 Y2O3顆粒在W-1%Y2O3合金中的粒徑分布[36]Fig.6 Particle size distribution of Y2O3particles in W-1%Y2O3 alloy

針對Y2O3改善鎢合金的燒結(jié)致密化行為，Kim等[37-38]做了不同氧化物摻雜鎢合金的對比研究，發(fā)現(xiàn)當燒結(jié)溫度在2 500℃以下時，W-Y2O3合金有著更高的致密度；當燒結(jié)溫度較低時（＜1 800℃），Y2O3則無法提升鎢合金的致密度。圖7展示了ODS-W合金相對密度與氧化物含量的關系。如圖7所示，鎢合金的致密度隨著氧化釔摻雜量的增加而增加。與HfO2和La2O3相比，Y2O3顆粒促進鎢粉末燒結(jié)致密化的能力更強，得到合金最為致密。其中，W-5.0%Y2O3合金有著最高的致密度。

Veleva等[39]通過不同方法制備了W-Y2O3合金，其中W-1%Y2O3通過熱壓燒結(jié)制得，而W-2%Y2O3則是通過熱鍛的方式制得。針對W-Y2O3粉體，發(fā)現(xiàn)隨著球磨時間的增加，晶粒尺寸隨之減小。從圖8可以看出，第二相顆粒能夠均勻地分布在W基體中，W-1%Y2O3的第二相顆粒更為細小，尺寸在1～50 nm之間，而W-2%Y2O3的第二相尺寸為0.3～1 μm之間。由表2可知，W-1%Y2O3由于晶粒得到細化，其硬度值更高，但脆性并未得到改善，而W-2%Y2O3在較低溫度下有著更好的韌性。

圖7 ODS-W合金相對密度與氧化物含量的關系[37]Fig.7 Relationship between relative density and oxide content of ODS-W alloy

表2 鎢合金的顯微硬度和彈性模量值[39]Tab.2 Micro-hardness and elastic modulus of tungsten alloys

圖8 鎢合金的TEM[39]Fig.8 TEM images of W composites

奧地利的PLANSEE公司通過將La2O3添加至鎢中，得到了性能優(yōu)異的WLl0，其表示為W-1%La2O3[40]。研究發(fā)現(xiàn)La2O3的添加提高了鎢合金的再結(jié)晶溫度，同時使其易于加工，相較于純鎢，WLl0有著更高的再結(jié)晶溫度，能夠承受更高的穩(wěn)態(tài)熱負荷[41]。Wesemann等[42]研究了鍛軋的W-1%La2O3分別在1 000℃和1 860℃退火后的材料的性能，結(jié)果如圖9所示。其中WL-S表示經(jīng)鍛軋后的W-1%La2O3，WLZ表示軋制態(tài)W-2.5%La2O3-0.07%Zr，WVM表示含有質(zhì)量分數(shù)為0.005%鉀元素的純鎢。從圖9可以看出，鍛軋后的鎢合金斷裂強度為2 600 MPa，比WVM高12%。此外，經(jīng)鍛制后的W-1%La2O3的再結(jié)晶溫度達到2 100℃以上。

圖9 不同鎢合金退火后的斷裂強度[42]Fig.9 Fracture strength of different tungsten alloys after annealing

陳勇等[43]采用機械球磨法制備了W-La2O3合金。研究發(fā)現(xiàn)，添加氧化鑭后，燒結(jié)態(tài)致密度達到了97.8%，晶粒尺寸也減少了約20 μm，說明氧化鑭可以在燒結(jié)過程中阻止晶粒發(fā)生長大?？箯澰囼炛?，W-La2O3合金有著更高的抗彎強度，達到了475 MPa。對比其斷裂方式，發(fā)現(xiàn)純鎢主要以W/W晶粒之間的斷裂為主，而W-La2O3則是沿晶和穿晶的混合斷裂模式。W-La2O3合金的性能得到提升主要是因為氧化鑭的添加，晶粒得到細化，達到了細晶強化的目的。

Dong等[44]通過改進的堿性水熱法制備了W-Y2O3合金前體粉末。通過向偏鎢酸銨（AMT）水溶液中添加氨（NH3·H2O），將pH值調(diào)節(jié)至10，在管式爐中煅燒合成產(chǎn)物，在純氫氣氛下還原。在堿性水熱產(chǎn)物中，可以形成釔組分的內(nèi)部片狀結(jié)構(gòu)和鎢組分的外部涂層，然后轉(zhuǎn)移到還原的W-Y2O3復合納米粉體中。堿性水熱產(chǎn)物的微觀結(jié)構(gòu)可以顯著阻止釔組分的聚集。這種合成策略可以生產(chǎn)出高質(zhì)量的W-Y2O3復合粉末前驅(qū)體，該前驅(qū)體具有獨特的餅狀結(jié)構(gòu)，釔組分分布均勻，并且在餅狀結(jié)構(gòu)上有一層外部鎢涂層。Hu等[45-46]通過水熱法合成了W-Y2O3復合納米粉體，并分析了共沉積原理。為了比較，采用蒸發(fā)沉淀法制備了W-Y2O3前驅(qū)粉體。從圖10可以看出，與蒸發(fā)沉積產(chǎn)物相比，水熱產(chǎn)物的粒度更小，分散更均勻。

圖10 W-Y2O3復合粉末的SEM[45]Fig.10 SEM of W-Y2O3composite powder

與稀土氧化物相比，氧化物陶瓷的熔點和硬度更高、耐磨性和耐化學腐蝕性能更好，且氧化物陶瓷資源豐富，價格低廉[47-48]。目前，一些氧化物陶瓷，如ZrO2和Al2O3，已被用來增強銅合金、鋁合金、鐵合金等[49-51]。研究表明將ZrO2、Al2O3顆粒添加到鎢合金中，能夠獲得具有良好性能的鎢材料[52-56]。

Wang等[52]通過水熱法結(jié)合液-液摻雜工藝制備了W-Al2O3復合粉體，粉體XRD分析結(jié)果如圖11所示。由圖11可以發(fā)現(xiàn)，基體和摻雜相的前驅(qū)粉體主要組成分別為 WO3·0.33H2O 和AlO(OH)，兩者經(jīng)充分攪拌后可在溶液中均勻混合，經(jīng)干燥、還原工藝后，得到了混合均勻、分散性好、粒徑均勻細小的 W-Al2O3復合粉體，其中第二相顆?？蛇_納米級。

圖11 水熱反應后基體與Al2O3前驅(qū)粉體的XRD和SEM[52]Fig.11 XRD and SEM of matrix and Al2O3precursor powder after hydrothermal reaction

Wang等[53]對W-Al2O3棒材進行了高溫拉伸試驗。圖12為W-Al2O3合金和純鎢在高溫下拉伸強度和伸長率的對比。在任何溫度下，W-0.25%Al2O3合金的極限抗拉強度均高于純鎢和其他鎢合金，在800℃時、W-0.25%Al2O3合金的極限抗拉強度為 611.1 MPa，比純鎢高18%。圖 13為W-0.25%Al2O3合金在1 400℃拉伸后的TEM圖像，從圖13中可知，由于分散的Al2O3顆粒釘扎的位錯滑移，進而提升了鎢合金的抗拉強度。純鎢的抗拉強度在 1 000℃發(fā)生彈性變形后急劇減少，這表明動態(tài)再結(jié)晶在高溫變形中起主導作用。然而，W-0.25%Al2O3合金的微觀結(jié)構(gòu)包含大量的亞晶粒和低角度晶界，在800～1 200℃的溫度范圍內(nèi)沒有顯著變化，加工硬化在高溫變形過程中起主導作用。由于高硬度、分散的Al2O3顆粒有效防止位錯移動，顯示出顯著的強化效果。

圖12 W-Al2O3合金的高溫拉伸性能[53]Fig.12 High temperature tensile properties of W-Al2O3alloy

圖13 W-0.25%Al2O3合金在1 400℃拉伸后的TEM圖像[53]Fig.13 TEM image of W-0.25%Al2O3alloy after tension at 1 400℃

ZrO2作為一種應用廣泛、資源豐富的氧化物陶瓷，可作為第二相來強化鎢基合金。Xiao等[54]采用復合水熱法和熱等靜壓工藝制備了不同摻雜量的ZrO2顆粒增強鎢合金。如圖14所示，鎢合金中第二相顆粒細小且分布均勻，當ZrO2摻雜量為0.75%（質(zhì)量分數(shù)，下同）時，基體有著最小的平均粒徑，僅為4.3 μm。在TEM觀察下，大量直徑小于100 nm的ZrO2顆粒分散在鎢基體中，且與鎢相具有良好的結(jié)合。所制備W-0.75%ZrO2有最高的抗壓強度1 577 MPa和斷裂應變26.2%，分別比純鎢高約25.2%和40.5%。

圖14 W-0.75%ZrO2合金的微觀組織[54]Fig.14 Microstructure of W-0.75%ZrO2alloy

Li等[55]同樣采用液相法制備了立方相氧化鋯摻雜鎢合金（W-YSZ）復合前驅(qū)粉體，然后通過低溫煅燒和高溫氫還原制得鎢合金粉體。粉體經(jīng)壓制燒結(jié)后得到Y(jié)SZ摻雜鎢合金，然后通過旋鍛加工成鎢合金棒材。研究發(fā)現(xiàn)，通過調(diào)節(jié)ZrO2與Y2O3的比例，可以制備出不同晶體結(jié)構(gòu)的ZrO2。其中當ZrO2與Y2O3的質(zhì)量比為4∶1時，所得氧化鋯為立方相。Y2O3的過量摻雜不僅可以穩(wěn)定ZrO2晶型，而且可以細化晶粒。如圖15所示，在鎢合金中加入適量的氧化鋯顆?？梢约毣u粉的粒度，降低團聚程度，當摻雜有穩(wěn)定立方結(jié)構(gòu)的ZrO2時，鎢晶粒有著最小的尺寸。

圖15 鎢合金粉末在900℃下二段還原后SEM圖像[55]Fig.15 SEM images of tungsten alloy powder after two-stage reduction at 900℃

Li[56]還對W-1.5%YSZ合金棒材退火后的力學性能進行了測試，圖16所示為W-1.5%YSZ合金和純鎢試樣在不同溫度下退火后硬度值的變化曲線。如圖16所示，室溫下鎢合金的初始硬度為6.69GPa。當鎢合金處在較低退火溫度（1 100～1 200℃）時，為去應力退火階段，合金硬度略有下降；隨著退火溫度的繼續(xù)升高，硬度則發(fā)生明顯下降；在相同退火溫度下，純鎢的硬度低于鎢合金；當溫度升高到1 300℃時，硬度大幅度降低。根據(jù)退火后材料的硬度測試結(jié)果表明，純鎢的再結(jié)晶溫度在1 200～1 300℃之間，低于W-1.5%YSZ合金的再結(jié)晶溫度。從圖16（b）可以發(fā)現(xiàn)，在相同退火時間內(nèi)，W-1.5%YSZ合金的硬度仍然高于純鎢，不隨退火時間的增加而發(fā)生變化。

圖16 退火對純W和W-1.5YSZ合金硬度的影響[56]Fig.16 Effect of annealing on hardness of pure W and W-1.5YSZ alloys

對多種第二相顆粒強化鎢合金、合金元素強化鎢合金以及純鎢的性能和組織進行了綜合比較，其鎢晶粒、第二相尺寸和韌脆轉(zhuǎn)變溫度的具體結(jié)果如表3所示[57-65]。從表3可以看出，彌散強化鎢合金和元素強化鎢合金的顆粒尺寸普遍小于純鎢。元素強化減小顆粒尺寸是因為Ni、Ti等元素可以起到活化燒結(jié)的作用，在顯著減低燒結(jié)溫度的情況下還能夠保持良好的致密度，進而得到晶粒細小的鎢合金。第二相的晶粒尺寸對鎢基體的晶粒尺寸有很大影響，第二相強化鎢合金在高溫燒結(jié)過程中，其對鎢合金的晶界生長具有釘扎效應，阻礙了晶界遷移，進而抑制晶粒長大。

表3 不同鎢合金及純鎢的組織及性能Tab.3 Microstructure and properties of different tungsten alloys and pure tungsten

由表3中鎢合金的韌脆轉(zhuǎn)變溫度對比可以看出，純鎢的韌脆轉(zhuǎn)變溫度較高，約為200～600℃之間，其中商業(yè)純鎢高達600℃。經(jīng)過第二相強化和合金元素強化的鎢合金的韌脆轉(zhuǎn)變溫度得到了降低，一般在100～300℃之間。文獻[21]報道的軋制態(tài)W-0.5%ZrC合金有著最低的韌脆轉(zhuǎn)變溫度，約為50～80℃，這是因為燒結(jié)過程中ZrC吸收鎢基體中易偏聚于晶界處的雜質(zhì)氧元素形成Z-C-O顆粒釘扎晶界，起到強化鎢晶界的作用，同時氧雜質(zhì)的消除可以提升材料的韌性。

3 總結(jié)與展望

為了解決傳統(tǒng)鎢材料在實際應用中低溫脆性、再結(jié)晶脆性、高溫強度下降快等問題，研究者們通過改進鎢基材料的結(jié)構(gòu)和成分設計，降低了鎢材料脆性，提高了綜合機械性能。其中，第二相的加入可以起到彌散強化和細晶強化的協(xié)同作用。向 W中添加稀土氧化物 La2O3、Y2O3等氧化物或ZrC、TiC等碳化物可以抑制鎢晶粒長大，釘扎位錯運動，大幅度提高了鎢合金的強度，同時還能保持良好的韌性。

碳化物和氧化物作為第二相強化鎢合金時均能大幅改善合金性能，但強化效果有著明顯差異，除了摻雜工藝和燒結(jié)技術外，主要原因是碳化物和氧化物自身的固有性質(zhì)所決定。MAKAROV[66]發(fā)現(xiàn)碳化物的固溶度（摩爾百分比約10-1）大于氧化物（摩爾百分比約10-6）。當溫度升高至2 700℃時，氧化物顆粒在鎢基體中的固溶度極小，與鎢基本不發(fā)生反應。碳化物顆粒則可以在高溫下與鎢形成固溶體，如穩(wěn)定的（Zr，W）C、（Ti，W）C相等，二次析出的碳化物能夠達到沉淀強化的效果。通過對比不同顆粒的長大激活能，發(fā)現(xiàn)碳化物較之氧化物在高溫下更容易長大[67]，例如HfC在2 300℃時會迅速長大，進而影響其彌散強化的效果。

在粉體摻雜過程中，相較于機械球磨法，液相法制得的鎢合金粉末各組分精確可控，純度更高，第二相分布更均勻，尺寸更細小[68]。因為大多數(shù)氧化物有其對應的可溶性硝酸鹽存在，在液體環(huán)境中與鎢組分均勻混合，然后通過化學反應沉淀出來，高溫煅燒過程中變成氧化物顆粒覆與鎢顆粒表面上，所以制備氧化物強化鎢合金可以選擇濕化學法。目前碳化物強化在濕化學法方向研究較少，因為其不存在可溶性鹽能夠在液體中發(fā)生化學反應，只能通過固-液摻雜來制備。Xia等[69]將偏鎢酸銨溶液和TiC粉末混合制得顆粒懸濁液，然后調(diào)節(jié)pH和溫度，使TiC顆粒在反應過程中被鎢酸沉淀均勻包覆，經(jīng)過還原和燒結(jié)后，使TiC在鎢基體中均勻分布。

目前鎢合金的應用和發(fā)展還存在一些難題。其中最關鍵的問題是添加第二相過程中，混合不均勻，溫度過高，燒結(jié)時間過長，都會導致鎢合金中氧化物/碳化物顆粒的尺寸長大，大大減弱強化效果。由于晶界存在大顆粒，容易形成應力集中點，導致裂紋的形成和材料脆性的增加。因此，第二相強化鎢合金未來的研究重點與發(fā)展方向是如何進一步減小第二相的顆粒尺寸。可以從優(yōu)化制備技術和摻雜工藝入手，選擇合適的原料，來對第二相的特征參量（數(shù)量、尺寸、分布等）進行調(diào)控。第二相粒子的尺寸進一步減小，可以更好地發(fā)揮彌散強化作用，細化基體晶粒，進而提高材料的強韌性。