不互溶双金属材料力学性能与电导率的协同提升——以W-Cu为例

段起祥 ,  侯超 ,  韩铁龙 ,  李昱嵘 ,  王海滨 ,  宋晓艳 ,  聂祚仁

Engineering ›› 2025, Vol. 46 ›› Issue (3) : 238 -249.

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Engineering ›› 2025, Vol. 46 ›› Issue (3) : 238 -249. DOI: 10.1016/j.eng.2024.07.024
研究论文

不互溶双金属材料力学性能与电导率的协同提升——以W-Cu为例

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Synergistic Enhancement of Mechanical Properties and Electrical Conductivity of Immiscible Bimetal: A Case Study on W–Cu

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摘要

以钨-铜（W-Cu）为代表的不互溶双金属材料在需兼具力学和物理性能的领域具有重要应用。然而，如何充分发挥双金属各自的优势，以获得优异的综合性能，是当前面临的严峻挑战。本文通过将精细控制的粉末处理与混合工艺以及低温快速烧结技术相结合，制备出一种具有空间连通Cu相和特定W岛状构型的超细晶W-Cu双金属材料，所制备的双金属材料可兼具高屈服强度、良好塑性应变和高电导特性。采用有限元模拟量化分析了不同类型的W-Cu双金属材料在加载过程中各相的应力分布和应变响应。所报道的双金属材料的高屈服强度源于晶粒细化和W岛状结构中高的W相邻接度，这增强了分配到W相中的应力并提升了W相对总体塑性变形的贡献。高导电特性可归因于W岛结构和Cu的特殊组合形式引起的Cu平均自由程增加和相界比例降低。本研究可为不互溶金属复合材料的两相构型调控提供一种新的策略，为开发满足不同应用需求的高性能复合材料奠定基础。

Abstract

Immiscible bimetal systems, of which tungsten–copper (W–Cu) is a typical representative, have crucial applications in fields requiring both mechanical and physical properties. Nevertheless, it is a major challenge to determine how to give full play to the advantages of the two phases of the bimetal and achieve outstanding comprehensive properties. In this study, an ultrafine-grained W–Cu bimetal with spatially connected Cu and specific W islands was fabricated through a designed powder-mixing process and subsequent rapid low-temperature sintering. The prepared bimetal concurrently has a high yield strength, large plastic strain, and high electrical conductivity. The stress distribution and strain response of individual phases in different types of W–Cu bimetals under loading were quantified by means of a simulation. The high yield strength of the reported bimetal results from the microstructure refinement and high contiguity of the grains in the W islands, which enhance the contribution of W to the total plastic deformation of the bimetal. The high electrical conductivity is attributed to the increased mean free path of the Cu and the reduced proportion of phase boundaries due to the specific phase combination of W islands and Cu. This work provides new insight into modulating phase configuration in immiscible metallic composites to achieve high-level multi-objective properties.

关键词

不互溶双金属 / 相构型 / 力学性能 / 电导率 / 应变响应

Key words

Immiscible bimetal / Phase configuration / Mechanical property / Electrical conductivity / Strain response

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段起祥,侯超,韩铁龙,李昱嵘,王海滨,宋晓艳,聂祚仁. 不互溶双金属材料力学性能与电导率的协同提升——以W-Cu为例[J]. 工程（英文）, 2025, 46(3): 238-249 DOI:10.1016/j.eng.2024.07.024

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1 引言

不互溶双金属材料通常表现出独特的力学和物理性能[1‒2]。钨铜（W-Cu）复合材料是一种典型的不互溶双金属复合材料，由于兼具W的高硬度、低热膨胀系数以及Cu优异的导热、导电等特性，因此在电子封装材料、热管理器件、高压电接触材料以及焊接电极等领域得到了广泛应用[3‒5]。实现优异的综合性能，如优异的力学性能和导电特性，是开发先进W-Cu双金属复合材料的迫切需求。

调节不互溶金属复合材料的力学和物理性能的有效方法之一是引入第三组元[6‒8]。例如，锌（Zn）元素的添加起到固溶强化作用，使W-Cu双金属材料的最大抗弯强度和硬度分别提高到960 MPa和3.6 GPa [9]。此外，添加硬质陶瓷纳米颗粒可通过弥散强化作用提高复合材料的强度。在双金属复合粉末的烧结过程中，硬质颗粒相往往会降低双相金属的连通性并抑制晶粒的粗化。然而，过多的纳米颗粒添加易引起团聚，降低复合材料的强度和韧性，并导致其物理性能下降。研究表明，添加合金元素和引入过多强化颗粒相均会显著降低双金属复合材料的导电性[10‒11]。因此，设计和制备不含第三组元同时兼具优异力学和物理性能的不互溶双金属材料，具有重要意义并引起了广泛关注。

不互溶双金属复合材料中存在两种特征尺寸：相尺寸及其内部的晶粒尺寸。细化双金属相尺寸是提高复合材料强度的常用策略[12]。然而，这种细化微结构的方法也存在负面作用。当相尺寸减小到纳米尺度时，界面体积分数的增加会导致材料导电率显著下降[13‒14]。此外，相尺寸减小至纳米尺度后受各相中容纳位错能力所限，复合材料的塑性大大降低。因此，为了在强度、塑性和导电性方面获得优异综合性能，应将双金属相尺寸控制在适当范围内。另一方面，细化金属相内部的晶粒尺寸也可有效提高复合材料的硬度和强度[15‒16]。通过引入晶界而非相界，可以减少W/Cu相界对复合材料导电性能的不利影响。

不互溶双金属的两相构型对复合材料的性能同样具有重要影响。连续网络结构有利于提升双金属复合材料的承载能力和导电性[17]。双金属材料中的网状结构一般采用熔渗法制备获得。然而，采用这种方法难以同时实现复合材料的高致密度以及网络结构细小的特征尺寸。最近有研究指出，通过调节沉积速率和基底温度，利用共溅射技术可成功制备出双连续的不互溶金属纳米复合材料[18]。但是该方法仅适用于制备薄膜材料，很难用于批量制备与生产。因此，获得兼具细小金属网络结构和内部晶粒尺寸的不互溶双金属块体材料依然面临挑战。

由于两相金属的不互溶性，因此相界的结合强度较低。这些薄弱的相界在承受载荷时容易发生滑动或脱黏，从而降低了两相间的有效应力传递[19]。局域高连通的网络结构有利于防止裂纹沿最小阻力路径（如相对较弱的相内和相界处）扩展，因此与W相分散于Cu基体的复合材料相比，具有局域高连通网络结构复合材料的断裂强度和韧性都将有所提高。上述分析表明，必须适当控制金属组元的微观结构特征尺寸和空间构型，以实现不互溶双金属复合材料力学性能和物理性能的良好匹配。

本研究以W-Cu体系为例，制备出了一种新型的具有空间连通Cu相和W岛状结构的超细晶复合材料。这种双金属复合材料兼具优异的综合力学性能和导电性能。与其他报道的具有不同晶粒尺寸的W-Cu复合材料相比，本工作所制备的W-Cu复合材料除了晶粒细化引起的强化作用外，还具有额外的强化效果。采用基于真实材料微观组织结构的有限元模拟方法，定量研究了不同微观结构特征对应力分布、应变响应和断裂行为的影响规律，确定了所制备的W-Cu复合材料具有优异综合性能的内在机理。

2 实验方法

超细晶W岛结构以超细W粉为基元进行构筑。为了保证W晶粒在W岛结构中的连接性以及W岛结构与Cu相之间的连接，采用了不同粒径的W和Cu粉末。相比于Cu粉末，W粉末具有更小的粒径，这有利于W岛和连续Cu相的形成。首先，将超细W粉（粒径为100~200 nm，纯度为99.9%，北京浩克科技有限公司）在不使用任何过程控制剂的条件下进行球磨。磨球与粉末的质量比为20∶1，转速为500 r∙min-1，时间为20 h。由于超细W粉的表面积较大，因此容易发生团聚，形成由超细W颗粒组成的团聚体。这些团聚体与传统的超细晶W颗粒不同，因为这些团聚体中的W颗粒通过表面接触而非晶界相互连结。

将W团聚体与Cu粉（粒径为1 µm，纯度为99.9%，上海阿拉丁生化科技有限公司）进行球磨混合。W团聚体与Cu粉的质量比为7∶3。团聚体的松散堆积结构，使其具有较强的形状适应性，易于附着在Cu颗粒表面，形成了与Cu颗粒接触、由松散连接的超细W颗粒（W岛）构成的网络。球磨时间为6 h，转速为300 r∙min-1，球粉质量比为10∶1。经过优化确定上述球磨参数，保证在短时间内获得理想的W相和Cu相分布，避免对Cu的导电性产生不利影响。上述球磨过程中采用碳化钨-钴（WC-Co）硬质合金球磨罐和磨球。整个球磨过程都在高纯氩气保护中进行，以确保粉末不被氧化。最后，通过快速热压烧结将W-Cu复合粉末致密化，制备得到含有超细晶W岛结构的双金属块体材料。为了抑制晶粒在烧结过程中的生长，烧结温度和压力分别为950 ℃和100 MPa。烧结时间为6 min，加热速率为100 ℃∙min-1。

作为对比，制备了粗晶W-Cu（CG W-Cu）复合粉末，烧结参数与上述过程相同，但原料粉末和粉末处理工艺不同。制备CG W-Cu复合材料的W粉末平均粒径为12 µm，Cu粉末的平均粒径为1 µm（纯度均为99.9%，上海阿拉丁生化科技有限公司）。球料比为5∶1，转速为300 r∙min-1，球磨时间为3 h。

采用X射线衍射仪（XRD; RikaguD/max-3c, 日本）检测相组成，使用Cu Kα放射源，扫描速率为4 (°)·min-1。使用扫描电子显微镜（SEM; FEI Nova NanoSEM 200，美国）和透射电子显微镜（TEM; JEOL JEM-2100F, 200 keV，日本）对材料的微观结构进行表征。采用电子背散射衍射（EBSD）技术对晶粒尺寸进行分析。用于EBSD表征的样品经过机械和离子抛光，以确保最佳的表面质量并消除表面应力。为了获得可靠的统计结果，Cu相中选取超过300个晶粒、W相中选取超过1200个晶粒进行统计。相对密度采用阿基米德排水法测定，所制备试样的相对密度均大于97%。采用维氏硬度计测量硬度，载荷为30 kg，保持载荷时间5 s。电导率测试采用涡流电导率仪（Sigma 2008， 厦门天研仪器有限公司）。力学试验采用单轴压缩：将试样加工成尺寸为ϕ3 mm × 6 mm的圆柱，应变速率为5 × 10-4 s-1。为了保证数据的可靠性，在相同的测试条件下，每种条件至少测量三个试样。采用ABAQUS软件进行有限元模拟与分析。

3 结果与讨论

3.1 复合材料的成分与显微结构

图1（a）为超细晶W-Cu复合粉末和烧结制备的块体材料的XRD图，图中可见仅存在W和Cu两相，证明在制备粉末和烧结块体过程中并未引入其他杂相。图1（b）和（c）分别显示了超细晶W-Cu复合材料中W相和Cu相的晶粒取向分布，表明复合材料中的W、Cu两相并无特定取向。图1（d）和（e）分别是W相和Cu相的反极图，W相和Cu相极限密度最大值分别为1.08和2.52，说明两相并无特殊织构存在。

超细晶W-Cu材料中W和Cu两相的分布和晶粒统计如图2所示。在图2（a）中，衬度较暗的区域为Cu相，衬度较亮的区域为W相，可见形成了空间连通的Cu和W岛状结构（该材料表示为UFG-CW-Cu），这种结构均匀分布在整个复合材料中。通过EBSD对两相的晶粒尺寸进行了统计。如图2（b）、（c）所示，W、Cu两相的平均晶粒尺寸分别为210 nm和200 nm。通过与原料W颗粒的粒径分布（附录A中的图S1）进行对比可知，烧结后W岛中的超细晶粒尺寸保留了原料W颗粒中的超细晶结构。W粉末粒径的细化促进了球磨过程中粉末的团聚。本研究所采用的热压烧结技术和烧结参数具有粉末致密化过程温度低和时间短的优势，因此可有效抑制团聚体中W晶粒的粗化。图2（d）、（e）分别为W相和Cu相的晶界错配角的分布统计图，可以看出W相中以大角度晶界（HAGBs）为主，占W相中晶界总数的92%。这一结果证实了超细W岛状结构来自于对W颗粒团聚体的烧结。在Cu相中约有45%的晶粒取向差分布在60°附近，说明在Cu相中存在大量孪晶[20]。除大量孪晶外，Cu相中小角度晶界（LAGBs）和HAGBs的比例分别为19%和81%。

使用TEM对UFG-CW-Cu材料的微观结构进行进一步表征。图3（a）显示了W和Cu相构型的特征结构，可以清楚地看到W岛结构由超细W晶粒组成。图3（b）为高分辨率TEM（HRTEM）观察到的W/Cu相界两侧的W和Cu晶体。在该相界处，W和Cu表现出Kurdjumov-Sachs关系，即满足(111)Cu(110)W和[111]W[011]Cu的取向关系，这也是BCC与FCC结构金属之间常见的界面结合形式[21]。测得Cu(200)晶面和W(101)晶面的面间距分别为0.181 nm和0.224 nm，这些数值与W [粉末衍射文件（PDF）卡片04-0806]和Cu（PDF卡片04-0836）的标准晶面间距一致，说明UFG-CW-Cu材料中W相和Cu相没有产生明显的晶格畸变。

3.2 综合性能

3.2.1 硬度和电导率

UFG-CW-Cu材料的硬度和电导率分别为(430.0 ± 3.6) HV30（HV30代表采用30 kgf载荷测试的维氏硬度，1 kgf = 9.80665 N）和42% IACS ± 3.2% IACS [IACS为国际退火铜标准的首字母缩写，20 ℃退火铜的电导率（5.8001 × 107 S∙m-1）被定义为100% IACS]。在Cu含量相同的情况下，CG W-Cu材料的硬度仅为(210.0 ± 2.7) HV30，电导率为53% IACS ± 2.8% IACS（其显微组织和晶粒尺寸分布见附录A中的图S2）。因此，UFG-CW-Cu材料的硬度略高于CG W-Cu材料的两倍。此外，UFG-CW-Cu材料的硬度也高于大多数已报道的W-30wt% Cu复合材料[7,11,13,22‒24]。UFG-CW-Cu材料硬度的提高主要是由于W晶粒的细化。本研究中使用超细W粉并采用快速热压烧结工艺制备超细晶W-Cu复合材料，所制备的UFG-CW-Cu材料中W相的平均晶粒尺寸小于文献中已报道的W-Cu复合材料，其中包括熔渗法（W晶粒尺寸：5~7 µm [25]）、热压烧结（W晶粒尺寸：1~2 µm [26]）、高能球磨后液相烧结（W晶粒尺寸：1 µm [13]）以及添加Al2O3且采用低温液相烧结（W晶粒尺寸：472 nm [27]）制备的材料。

对于W相均匀分布于Cu基体的全致密W-Cu复合材料而言，可使用Weiner定则根据公式（1）计算复合材料的电导率[28]：

δC-δCuδC-2δCu=fWδW-δCuδW+2δCu

式中，δC、δW和δCu分别表示W-Cu复合材料、W相和Cu相的电导率；fw为复合材料中W相的体积分数。其中，W相和Cu相的电导率分别设置为31% IACS和100% IACS（即与纯物质相同），则可估算出全致密W-30wt% Cu复合材料的理论电导率应为60% IACS。UFG-CW-Cu材料的实际电导率约为理论值的70%，实际电导率与理论电导率之间的差异可归因于UFG-CW-Cu材料中显著增加的界面电阻，特别是来自W/Cu异质相界面。界面电阻率Δρi的影响可用如下公式计算[29]：

Δρi=23ρMe-iSV

式中，ρMe-i为特定界面电阻率，如W/Cu相界和晶界电阻率；S为界面面积，V为体积，S/V表示单位体积的界面面积。如图2（a）所示，形成的W岛状结构在UFG-CW-Cu材料中均匀分布，W-W邻接度大大提高，导致W/Cu相界面在复合材料中的比例大幅降低。

为了定量描述W晶粒的邻接程度，根据公式（3）[30]计算了W晶粒的邻接度（CW-W）：

CW-W=2LW-W2LW-W+LW-Cu

式中，LW-W为W晶界长度；LW-Cu为W/Cu相界长度。经计算，UFG-CW-Cu材料中W晶粒邻接度为CW-W = 0.48，该数值是超细W颗粒化学镀Cu后快速热压烧结制备的超细晶W-Cu复合材料（CW-W = 0.24）的两倍[23]，是冷等静压镀铜W颗粒后采用熔渗法制备的粗晶W-Cu复合材料的近5倍[30]。上述超细晶和粗晶W-Cu复合材料中W晶粒的低邻接度是由于W和Cu相之间的构型差异所致。图4为W-Cu复合材料中W邻接度对界面的影响示意图，W/Cu相界用黄色标注。当两个孤立的W晶粒相邻时，两个W/Cu相界将合并成一个W晶界。因此，对于相同Cu含量和W晶粒尺寸的W-Cu复合材料而言，W晶粒的邻接度越高，W/Cu相界数量越少[将图4（b）与（a）进行对比]。在这种结构下，Cu晶粒的连通性和平均自由程得到提升，界面对电子传输的阻碍降低，如图4（b）所示。通过这种结构设计，可在超细晶双金属复合材料中获得优异的电导率。

图5比较了UFG-CW-Cu材料与文献报道的W-Cu复合材料的硬度和电导率。涉及的复合材料包括W-Cu复合材料，如纳米结构W-Cu [15,31]、通过化学镀制备的粗晶W-Cu [32]、热挤压W-Cu [33]和细晶W-Cu [34]。研究还涉及添加合金元素（如Zr [35]、Ag [36]、Ce [37]和La [38]）和引入第三组元[如石墨烯（Gr）[22]、石墨烯纳米片（GNPs）[39]、碳纳米管（CNTs）[40]、WC [41]、CeO2 [42]、TiB2 [25]、AlN [26]和Al2O3 [27]等]的W-Cu基复合材料。如图所示，上述报道的W-Cu复合材料虽然Cu含量不同，但相比较而言UFG-CW-Cu材料在硬度和电导率方面表现出优异的综合性能。

3.2.2 压缩性能

对UFG-CW-Cu和CG-W-Cu材料进行室温压缩试验，应力-应变曲线如图6（a）所示。CG W-Cu材料的屈服强度约为600 MPa，而UFG-CW-Cu材料的屈服强度达到了1460 MPa，约为CG W-Cu材料的2.5倍。与文献报道的其他超细晶W-Cu基复合材料（如掺杂Al2O3 [27]、化学镀[23]以及W纤维增强[43]）相比，本文制备的UFG-CW-Cu材料不仅具有较高的屈服强度，而且应变达到10%，表现出良好的综合力学性能。图6（b）对比了UFG-CW-Cu材料与文献报道的其他W-Cu复合材料的压缩性能，总结分析了影响W-Cu复合材料力学性能的几个关键因素。首先，Cu含量对W-Cu复合材料的力学性能具有显著影响，随着Cu含量的增加，复合材料的屈服强度降低而应变增加。其次，复合材料中W晶粒尺寸对复合材料的强度和塑性的综合性能也起着重要作用。对于W-Cu复合材料来说，液相烧结通常会导致晶粒组织粗化，从而降低屈服强度[44]。以放电等离子烧结为代表的快速烧结技术可有效抑制W晶粒的生长，提高复合材料的屈服强度，但其塑性应变也普遍低于液相烧结法制备的材料[23]。再次，添加CNTs [40]、WC [24,26]、石墨烯Gr [45]、铌（Nb）[46]等可以显著提高复合材料的强度。在所制备的复合材料中，W-Cu-Cr-ZrC复合材料表现出最高的屈服强度，这是由于多种组元的复合添加有效稳定了W相中的纳米结构，然而其塑性应变较低[16]。如图6（b）所示，UFG-CW-Cu材料在屈服强度和塑性应变方面的综合性能明显优于文献报道的其他W-Cu复合材料。

为了定量分析材料的强化机理，对不同W晶粒尺寸的W-Cu复合材料与UFG-CW-Cu材料的屈服强度进行了比较。研究发现，从超细晶[16,23]到粗晶W-Cu复合材料[24,47‒49]，屈服强度与W晶粒尺寸的关系基本符合Hall-Petch关系，如图6（c）中虚线所示。根据Hall-Petch关系预测的强度表明，UFG-CW-Cu材料的强化机制主要是晶粒细化。图6（c）中插图所示为超细晶W-Cu复合材料的屈服强度与晶粒尺寸关系的放大图。本工作利用EBSD测定了UFG-CW-Cu材料的平均W晶粒尺寸为210 nm。在文献[23]中，通过SEM评估复合材料中W的平均晶粒尺寸为200 nm，而文献[46]中通过局部TEM观察获得的平均W晶粒尺寸约为500 nm。虽然在这些工作中采用了不同的方法来统计晶粒尺寸，但可以确定的是，这些材料均具有小于500 nm的超细W晶粒尺寸。值得注意的是，UFG-CW-Cu材料的压缩屈服强度，比W晶粒尺寸相近但W晶粒分散分布于基体的复合材料高260 MPa [23]。UFG-CW-Cu材料的强度提升表明，除了晶粒细化外，还存在其他因素对该材料的强度起到额外贡献。

3.3 失效分析

对UFG-CW-Cu和CG-W-Cu双金属材料的失效机理进行了研究。图7（a）显示了UFG-CW-Cu材料断口附近出现了明显的变形区。图7（b）为断口区域形貌的放大图，可以看出UFG-CW-Cu材料中W岛状结构发生了强烈的变形。这与W晶粒弥散分布于基体的超细晶W-Cu复合材料中观察到的轻微塑性变形不同，其W相中并没有观察到明显的塑性变形[23]。在本研究的CG W-Cu复合材料中，W相在断裂区附近没有发生明显的塑性变形，如图7（c）所示，说明W相对CG W-Cu复合材料的塑性应变贡献较小。

图7（d）为UFG-CW-Cu材料压缩断口的表面形貌。除了Cu相以撕裂形式发生的韧性断裂外，还可观察到W岛状结构中依然可保持超细W晶粒的紧密结合，证实了UFG-CW-Cu材料的高屈服强度和大塑性应变。裂纹尖端区域观察结果如图7（e）所示，可以看出，裂纹在由超细晶粒组成的W岛中停止扩展，W晶粒没有发生穿晶断裂。图7（e）中正方形标记区域对应的反傅里叶变换图像如图7（f）所示，显示裂纹尖端W岛中的晶粒内部发生了严重的晶格畸变。此外，在W岛与Cu相界附近的W晶粒中存在位错，表明UFG-CW-Cu材料的W相发生了一定程度的塑性变形。这一发现与图7（a）和（b）所观察到的变形形貌相一致。

3.4 应力应变分析

3.4.1 模型构建

为了准确描述双金属复合材料在压缩条件下的应力分布和应变响应，基于复合材料的真实微观结构建立了不同类型双金属复合材料的有限元模型。首先，从实验中选取代表性的UFG-CW-Cu和CG W-Cu复合材料的显微结构，如图8（a-i）和（a-ii）所示。然后对原始图像进行二值化处理[图8（b-i）和（b-ii）]，再将二值化后的图像进行向量化，生成W相和Cu相的几何边界[图8（c-i）和（c-ii）]。最后通过识别W/Cu相界得到W相和Cu相所对应的区域。网格单元选择八节点四边形单元。为了保证模拟结果的可靠性，对模型的网格划分采取相同的参数，如图8（d-i）和（d-ii）所示。为了研究两相构型差异对双金属材料力学性能的影响，通过分离UFG-CW-Cu材料中W岛中的晶粒，得到了W相分散分布于Cu相结构的复合材料，作为对比，将该结构复合材料记为UFG-SW-Cu材料。图8（b-iii）、（c-iii）和（d-iii）显示了UFG-SW-Cu材料的二值化微观结构、几何边界的生成和网格划分。考虑到UFG-CW-Cu材料中W相和Cu相超细的晶粒尺寸，采用超细晶W和Cu的基本力学性能进行模拟[50‒51]，所选用的参数如表1所示。采用平面应变模式，模型左侧固定，右侧施加力和位移，上下边缘保持自由不受约束。上下边缘采用自由边界条件可部分松弛表面应力，与中心区域相比表面应力水平略微降低。需要说明的是，这种处理方法在三种模型中均保持一致，以确保不会改变三种模型的应力分布和应变响应的相对趋势。

3.4.2 局部应力分析

在前文论述中，图7显示了UFG-CW-Cu复合材料压缩断裂后断口处的显微组织特征，其典型特征是断口附近W相和Cu相均发生较大程度的塑性变形。为了探究W相的尺寸和邻接度对复合材料变形和失效行为的影响，分析了三种不同微观组织特征复合材料的应力分布，如图9至图11所示。模拟结果表明，在1%应变下，UFG-CW-Cu材料的W岛中的部分超细W晶粒达到了W的抗压强度（2069 MPa），如图9（a-i）所示。上述结果表明在初始加载阶段，UFG-CW-Cu材料中的W相承受了较大的应力。而在同一阶段，Cu相中的应力普遍低于500 MPa。此外，最大剪切应力沿与加载方向呈45°角的方向分布。在某些W/Cu相界处的Cu相存在应力集中，如图9（b-i）所示。应力集中的产生是由于界面处的两相应变不匹配造成的。

当应变增加到5%时，UFG-CW-Cu材料的W相和Cu相中的应力同时增大，如图9（a-ii）和（b-ii）所示。此时Cu相的最大剪切应力达到Cu的抗压强度（675 MPa）。当应变增加到10%时，W相和Cu相的应力进一步增大[图9（a-iii）和（b-iii）]，表明两相共同起到承载作用。图9中存在与加载方向呈45°角的两个最大切应力方向。由于具有不同的W相邻接度，两个方向的应力分布特征也有所不同。Cu相内剪切应力的远距离扩展在W邻接度高的区域难以发生。从实验的力学测试结果可知，UFG-CW-Cu材料在应变为10%时达到最大变形能力。结合上述有限元模拟结果可知，在载荷作用下W相和Cu相同时发生了塑性变形，证实了UFG-CW-Cu材料在断裂区附近所观察到的微观结构特征的变形机理[图7（a）和（b）]。此外，模拟结果表明，应力集中倾向于发生在W/Cu相界面处。由于W和Cu相润湿性差，结合强度弱，应力集中可能导致微裂纹的形成并沿相界扩展，最终导致复合材料的断裂失效。

与UFG-CW-Cu材料相比，CG W-Cu材料在1%应变时的W相应力水平较低，而Cu相应力水平较高，如图10（a-i）和（b-i）所示。这一结果表明，Cu相在加载初期可迅速达到屈服强度。当应变为5%时，Cu相的应力水平显著增大。相反，W相中仅有少量区域的应力增加，如图10（a-ii）和（b-ii）所示。当应变增加到10%时，Cu相和W相的应力水平均有所增加[图10（a-iii）和（b-iii）]。在加载过程中，W相和Cu相的构型特征会影响双金属材料的应力分布。在CG W-Cu材料中，由于W相粗大且邻接度较低，因此存在于W相之间的Cu相比W相更早达到屈服强度，从而比UFG-CW-Cu材料中的Cu相具有更大的塑性变形。这些结果解释了实验观察到的CG W-Cu材料的压缩断口附近W相未发生明显变形的现象[图7（c）]。

除了W晶粒尺寸导致W相的邻接度不同外，W晶粒尺寸相似的复合材料也会表现出不同的W相邻接度，从而导致复合材料具有不同的应力分布。与UFG-CW-Cu材料相比，Cu包覆W烧结制备的W-Cu复合材料中W在Cu基体中均匀分布，W相的邻接度较低。为了阐明W相（晶粒尺寸相近）邻接度差异对W-Cu复合材料中应力分布的影响，建立了UFG-SW-Cu材料模型，计算了具有分散超细W晶粒的W-Cu复合材料中的应力分布（图11）。与UFG-CW-Cu材料相比，UFG-SW-Cu材料中只有少数W相具有较高的应力水平。然而位于孤立W相之间的Cu相在加载初期（应变为1%）便出现了应力的长程扩展，如图11（a-i）和（b-i）所示。在应变为5%时，尽管UFG-SW-Cu材料中的W相应力增大，但其值依然小于UFG-CW-Cu材料中的W相应力，如图9（a-ii）和图11（a-ii）所示。这一发现表明，即使具有细小的特征尺寸，W相邻接度的降低也会降低复合材料中W相的承载能力。由于消除了W相的连通特性（在建模中，所有W相都被分离成孤立的区域），缺少对Cu相中应力的连续阻碍，因此在分散的W相之间的Cu相中的高应力区域增多[图11（b-ii）]。当应变从5%增加到10%时，W相和Cu相的高应力区域均增加[图11（a-iii）和（b-iii）]。上述模拟结果与实验观察到的W相分散分布于基体的超细晶W-Cu复合材料的压缩断口附近的变形形貌相一致，在断口附近W晶粒的变形程度较小[23]。因此，W相的邻接度对W-Cu复合材料各相的应力分布产生显著影响。在相同载荷下，W相的邻接度越高，越有利于阻碍Cu相应力的增加和大范围扩展。因此，高应力状态区域主要存在于W相，使复合材料表现出较高的屈服强度。

3.4.3 应变响应

对UFG-CW-Cu、UFG-SW-Cu和CG W-Cu材料在不同加载阶段的应变响应进行了进一步的研究。图12（a）为三种复合材料中W相和Cu相在载荷作用下平均等效塑性应变的变化情况。可以看出，UFG-CW-Cu材料中W相的等效塑性应变明显高于其他两种复合材料中的W相[图12（b）]。随着应变的增加，UFG-CW-Cu材料中W相的等效塑性应变的增速最大。另一方面，CG W-Cu材料中Cu相的等效塑性应变最大。这种应变响应的差异是由于UFG-CW-Cu材料中的超细晶W岛结构在三种复合材料中可承担更多载荷。

为了更直观地表现出W相和Cu相各自对复合材料塑性的贡献，计算了三种复合材料中两相的等效塑性应变差异，并将其定义为应变分配，结果如图12（c）所示。UFG-CW-Cu、UFG-SW-Cu以及CG W-Cu材料中W相和Cu相的应变分配都随着应变载荷的增加而增加，表明W相和Cu相的塑性变形差异随着应变的增加而增大。应变分配随应变的增速按照CG W-Cu、UFG-SW-Cu、UFG-CW-Cu的顺序依次递减。当应变为10%时，UFG-SW-Cu和CG W-Cu材料的应变分配分别比UFG-CW-Cu材料高24.8%和45.6%。在CG W-Cu和UFG-SW-Cu材料中，W相的塑性应变分别仅占总应变的1%和7%，而UFG-CW-Cu材料中，W相的塑性应变占总应变的20%。图12（d）显示了复合材料整体承受的应力（表示为名义应力），这表明在相同的加载条件下，UFG-CW-Cu材料比UFG-SW-Cu和CG W-Cu材料能承受更高的应力。

为了探究复合材料的微观结构与应变响应之间的关系，进一步分析了UFG-CW-Cu材料中一些代表性的W相和Cu相区域的局部应变响应。所选位置和对应的等效塑性应变如图12（e）和（f）所示。这些区域包括靠近Cu与W岛相界附近的Cu相（位置1）、Cu晶粒内部（位置2）、W岛内部的W晶粒（位置3）、Cu相和W岛相界附近的W相（位置4）、孤立的W晶粒内部（位置5）。图12（f）中计算出的局部应变响应表明，随着应变的增加，区域1~4的等效塑性应变的增加趋势相似。这说明在变形过程中，这些位置的应变响应是协调一致的。特别是Cu相和W岛相界附近的协同应变响应[图12（f）中的“1”和“4”曲线]延缓了界面处应变集中的发生。相比之下，孤立W晶粒内部的局部塑性应变明显小于图中其他区域，并且随着应变的增加其增速缓慢[图12（f）中的曲线“5”]，这意味着孤立W晶粒对双金属复合材料的塑性应变的贡献远低于W岛中的W晶粒。这一发现也可以解释与UFG-SW-Cu材料相比UFG-CW-Cu材料具有更大的塑性。随着W相邻接度的增大，Cu相的平均自由程增大，W/Cu相界面所占比例减小（图4）。同时，Cu相对双金属复合材料总塑性应变的相对贡献减小[图12（c）]。因此，在UFG-CW-Cu材料中，Cu相和W岛可发生协同塑性变形，而不会导致W/Cu相界附近发生Cu相过早失效。因此，硬质W岛的特殊构型有利于促进UFG-CW-Cu材料中W相和Cu相的协同变形，同时增加W相对双金属复合材料总塑性的贡献。在UFG-CW-Cu材料中，W岛和Cu相之间的塑性变形协调使双金属复合材料的屈服强度和塑性应变得到了良好匹配。

本研究结果为开发高性能不互溶双金属复合材料提供了新的思路。一般来说，对复合材料的微观组织进行细化和均匀化可以有效地提高材料的力学性能。然而，对于不互溶双金属复合材料而言，由于两种金属的基本性质差异很大，两相界面结合能力较差，容易产生应力和应变集中。因此，在组织结构细化的复合材料中需要调控相界比例。本研究中，在微观组织结构保持超细晶粒尺寸的同时，避免了W相的过度分散，增加了W晶粒的邻接性，有效降低了超细晶双金属复合材料中的相界比例。另一方面，微观结构的细化对电导率有负面影响。因此，为了平衡晶粒细化对力学性能和电导率的影响，不互溶金属之间的构型设计尤为重要。在UFG-CW-Cu材料中，Cu相在空间上连通分布且具有较大的平均自由程，这使得基于Cu基体的双金属复合材料具有高导电性。因此，特定的两相构型有助于UFG-CW-Cu材料力学性能和导电性的协同提升。上述策略同样有望提高其他不互溶双金属复合材料的综合性能。

4 结论

本研究以W-Cu体系为例，制备出一种具有空间连通Cu相和超细晶W岛状结构的新型不互溶双金属复合材料。文中分析了不同类型复合材料的两相构型和微观结构特征，并通过实验研究和有限元模拟论证了获得优异力学性能和导电性的关键因素，得到如下主要结论：

（1）通过超细W粉末的细化和团聚、两相粉末粒径优选及低温快速热压烧结的配合，可在复合材料中形成超细晶W岛状结构，在UFG-CW-Cu材料中W岛构型和空间连通的Cu相均匀分布。

（2）所制备的UFG-CW-Cu材料的抗压屈服强度高达1460 MPa，约为常规粗晶W-Cu复合材料的2.5倍，同时表现出10%的压缩应变和42% IACS的高电导率，综合性能达到了文献报道的W-Cu复合材料的较高水平。

（3）UFG-CW-Cu材料的高屈服强度源于晶粒细化与W岛状结构中晶粒的高邻接度。W岛和Cu的空间构型促进了W和Cu两相协同变形，增强了W对双金属复合材料总塑性应变的贡献，并且W岛构型增加了Cu的平均自由程并减少了相界比例，因此表现出较高电导率。

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