靳 晨，刘新宽，刘 平,，陈小红，何代华，马凤仓，李 伟

(1. 上海理工大学 机械工程学院，上海 200093； 2. 上海理工大学 材料科学与工程学院，上海 200093)



C194合金连续挤压全过程的组织与性能演变*

靳 晨1，刘新宽2，刘 平1,2，陈小红2，何代华2，马凤仓2，李 伟2

(1. 上海理工大学 机械工程学院，上海 200093； 2. 上海理工大学 材料科学与工程学院，上海 200093)

采用光学显微镜、透射电子显微镜(TEM)、维氏硬度仪和万能材料试验机等手段对C194合金连续挤压全过程的组织演变与性能特征进行研究。结果表明，C194合金连续挤压过程没有出现明显的动态再结晶组织，仅在直角弯曲后变形区观察到少量沿晶界择优析出的不完全动态再结晶细小晶粒；各变形区硬度随变形量的增加由88.7 HV提升至136.1 HV，并在直角弯曲后变形区增长减缓；挤压前后材料抗拉强度由263 MPa提高到476 MPa，延展性则由26.5%降至18.7%；挤压过程中发生第二相析出，析出物呈现尺寸为60～80 nm的椭球形和尺寸为10～20 nm且弥散分布的微小颗粒两种形貌。

C194合金；连续挤压；组织与性能演变

0 引 言

作为一项新型塑性成形技术，连续挤压(continuous extrusion forming, CEF,)诞生于20世纪70年代初的英国，被誉为有色金属加工的一项革命性技术[1-2]。与传统挤压方式相比，连续挤压技术实现了材料生产在连续化、智能降耗和提高材料利用率方面的突破，不仅成形稳定，而且可实现产品无限长度高品质的生产，目前已广泛应用于铝、铜及其合金型材、盘管及导线电缆等产品的生产[3-5]。

引线框架是集成电路的重要组成部分，铜合金在该领域应用十分广泛，其中Cu-Fe-P系合金更是占到整个引线框架材料用量的65%之多[6-7]。近年来有关连续挤压的研究大部分系纯铝、纯铜和镁合金等软质金属，尚鲜有诸如C194铜合金等典型析出强化合金连续挤压成功的案例，对其挤压各阶段的微观组织、力学性能以及第二相析出的研究则更少。对于一种压力加工方法的金属塑性流动规律缺乏深入了解则很难控制其产品质量，因而对以C194为代表的典型析出强化合金连续挤压过程的研究尤为迫切。本文采用金相分析、电子显微分析、拉伸试验和显微硬度测量等方法，探究C194铜合金连续挤压过程中的组织演变规律和性能特征，为今后该合金引线框架产品连续挤压制备提供理论依据和技术参考。

1 实 验

实验原材料为Ø16 mm圆柱形棒状C194合金，其化学成分如表1所示。合金坯料经850 ℃×60 min固溶处理后水淬至室温，再进行700 ℃×20 min预热处理，随即在MFCCE350型挤压机上以4 r/min转速进行连续挤压试验，制得40 mm×10 mm矩形板坯，水冷至室温，得到连续挤压产品；将挤压变形腔内坯料取出，用线切割机沿挤压方向切割取样，得到连续挤压过程各阶段材料样品。组织金相分析采用Axio ScopeA1型蔡司光学显微镜，试样腐蚀剂为氯化铁盐酸溶液；显微硬度测试采用HXD1000 TMC型数显显微硬度计，载荷0.49 N，保荷时间15 s，每个试样测试5个区域，误差±5%；拉伸试验在Zwick 50 kN万能材料试验机上进行，拉伸试样沿挤压板坯纵向加工，拉伸速度1 mm/min；析出相分析在JEM-2100型透射电子显微镜(TEM)上进行，加速电压为200 kV，样品制备采用离子减薄法；样品切割采用低速走丝电火花切割机，热处理设备采用箱式炉。

表1 C194合金的化学成分

Table 1 Chemical composition of investigated C194 alloy (wt%)

FePZnCu2.300.110.24Bal.

2 分析与讨论

2.1 C194合金连续挤压前后的组织

图1分别为C194合金固溶后和连续挤压后的金相组织。如图1(a)所示，经固溶和水淬处理后，材料中的Fe与P元素已充分固溶至Cu基体中，形成过饱和单相固溶体，整体呈等轴晶形态并含有大量孪晶，平均尺寸在80 μm左右。图1(b)为连续挤压后产品的微观样貌。可以看出，材料在连续挤压过程中发生了剧烈的塑性变形，强大的剪切变形力使得挤压后产品晶粒组织沿加工方向拉长，并在垂直于加工方向上紧密层叠，形成加工织构，产品组织均匀，晶粒厚度约为1 μm。

图1 C194合金连续挤压前后组织

Fig 1 Microstructures of C194 copper alloy before and after CEF

2.2 C194合金连续挤压过程中的组织演变

对于连续挤压过程各变形区的划分应充分突出各区域变形特点，进行合理而有限的区域划分。孙健等[5]将连续挤压过程分为6个变形区，即剪切摩擦区、镦粗变形区、粘着区、直角弯曲前区、直角弯曲后区和扩展成型区。图2所示为C194合金连续挤压各塑性变形区的划分示意图。

图2 C194合金连续挤压过程各塑性变形区划分示意

Fig 2 Plastic deformation regions of C194 copper alloy during CEF: (a) Friction-shearing region; (b) Upsetting region; (c) Adhesion region; (d) Before-right-anglebending region; (e) After-right-angle bending region; (f) Extending forming region

C194合金连续挤压不同塑性变形区的微观组织如图3所示。在剪切摩擦区(图3(a))，坯料金相内仅出现少量滑移带，内部晶粒基本保持挤压前形貌。这是因为此阶段棒料仅仅在轮槽摩擦力的带动下沿周向进行运动，因而内部晶粒形貌基本不发生太大改变。

图3 C194合金连续挤压过程各塑性变形区微观组织形貌

随着坯料进一步充满挤压型腔，且内部晶粒逐渐被镦粗压实，镦粗区(图3(b))的晶粒组织开始出现明显的流向性特征，滑移带密度明显增加。与纯铜和黄铜[6-7]连续挤压过程相比，C194合金在上述两阶段的变形特征并无大异。

热变形时局部应变和非均匀变形将导致剪切变形带的形成[8]。从粘着区(图3(c))开始，剧烈的剪切变形在材料内部产生巨大应变，促进高密度缠结位错的产生，导致金相中出现了大量剪切变形带[9]，由于剪切力的作用材料剪切流线的方向性也表现明显，这一现象与此阶段晶粒在力偶作用下发生协调变形的Cu-Ni-Si合金连续挤压变形特征有明显的不同[5]。

图3(d)显示的是直角弯曲前变形区的微观组织。可以看到，随着挤压的进行，绝大部分晶粒已沿挤压方向拉长，形成稳定取向，层状晶粒平均厚度降至约27 μm；由于直角弯曲剧烈的剪切变形作用，已形成的沿挤压方向拉长的晶粒在直角弯曲后区(图3(e))失去整体流向性，取而代之的是局部小区域晶粒各自按照同一方向的有序排列，同时观察到少量在晶界处优先生成的细小晶粒(见图3(d))，即再结晶晶核，由此推断C194合金在直角弯曲后变形区发生了不完全动态再结晶[10]。

而与黄铜连续挤压[6]明显不同的是，虽然C194合金在直角弯曲后变形区出现不完全动态再结晶特征，但再结晶晶核数量较少，且仅择优析出分布在晶界处，金相中并未观察到大量明显的动态再结晶组织。分析其原因为：首先，坯料较高的预热温度导致其单位体积变形功的下降[11]，在相同塑性变形下，C194合金的温度效应相比未经预热而直接进行连续挤压的纯铜要小；其次，在4 r/min的挤压轮转速下，坯料在通过直角弯曲区时应变速率相对较高。发生动态再结晶的条件之一是较高的温度和较低的变形速率[12]，此处温度效应的降低导致再结晶驱动力的不足，过高的变形速率又抑制了再结晶晶粒的形核与长大，这是C194合金连续挤压在直角弯曲后变形区未出现明显动态再结晶组织的原因。

与明显发生动态再结晶的黄铜[7]等材料的连续挤压过程不同，C194合金在扩展成型区(图3(f))的组织明显沿挤压方向拉长，形成加工织构，晶粒沿垂直挤压方向紧密层叠，厚度降低为约5 μm。

2.3 C194合金连续挤压前后的硬度和抗拉强度

图4为C194合金连续挤压前后及过程中各阶段显微硬度的变化。可以看出，材料硬度整体呈上升趋势：剪切摩擦区至直角弯曲前变形区材料硬度提高显著，直角弯曲后变形区至扩展成形区材料硬度提高放缓，经模具成形过程材料最终实现硬度的较大提升。随着挤压的进行，材料在直角转弯之前逐渐填满型腔，由于温度和压力的不断升高，材料内部剧烈的剪切变形导致了大量高密度缠结位错的产生，并在粘着区开始出现大量剪切变形带，导致材料硬度的显著提升。而在直角弯曲后变形区，一方面巨大的直角转弯作用带来的剪切变形进一步加强了材料内部的机械咬合，提高了摩擦系数[13]，促使加工织构的形成，促进材料硬度的提升；另一方面由于不完全动态再结晶的发生，晶界处不断生成的新的再结晶晶核具有不断长大和吞噬位错的趋势，在一定程度上又导致了材料的软化。两者协同作用，导致了C194合金在直角弯曲后变形区硬度增长的放缓。以上显微硬度的变化与连续挤压过程中的组织演变规律相吻合。

图4 C194合金挤压前后及各变形区硬度变化

Fig 4 Vickers-Hardness of C194 copper alloy before, after and during the process of CEF

C194合金连续挤压前后样品的拉伸曲线如图5所示。可以看出，经连续挤压之后材料的抗拉强度由之前的263 MPa提升至476 MPa，强度提高接近一倍；而材料延伸率则由26.5%降低至18.7%。连续挤压过程中材料组织明显细化，由加工前尺寸约80 μm的均匀等轴晶演变为厚度仅约1 μm紧密层叠的加工织构；金相中仅出现极少量不完全动态再结晶特征晶粒，动态回复的软化作用不足以抵消塑性形变中的加工硬化，因而造成材料塑性的下降和抗拉强度的显著提升。总体而言，C194合金经连续挤压之后综合力学性能有所提高。

图5 C194合金CEF前后拉伸试验曲线

Fig 5 Tensile curves of C194 copper alloy before and after CEF

晶粒尺寸对材料力学性能具有巨大影响，其具体影响作用可用霍尔-佩奇(Hall-Petch)公式[14-15]表示

σy=σ0+kHPd-1/2

式中，σy表示材料剪切强度，σ0表示移动单个位错时产生的晶格摩擦阻力，kHP为与材料相关的常数，d为晶粒平均尺寸。根据文献[16]估算得出C194合金的kHP值约为120 MPa·μm-1/2，结合图1可知连续挤压前后材料的晶粒尺寸分别约为80和1 μm，通过计算得出由晶粒细化导致的材料强度提升约为110 MPa。由图5可清晰地看出，经连续挤压过程C194合金的强度提升约为210 MPa，从而说明晶粒细化并非连续挤压提高材料抗拉强度的唯一原因。

2.4 C194合金连续挤压过程中的析出

连续挤压过程中C194合金元素的析出对最终挤压产品的微观形貌和性能具有巨大影响。图6为C194合金挤压板坯的TEM明场和暗场形貌，由图可见材料内部发生第二相析出，EDS检测显示析出相成分为Fe、P元素化合物。第二相析出呈现两种不同形态：一种为尺寸为60～80 nm的椭球形粒子，分布较不均匀，主要出现在晶界区域；另一种为弥散分布在晶界和晶粒内部尺寸约10～20 nm的微小颗粒。椭球形粒子的产生与材料长时间处于高温环境下以及挤压后材料冷却速度较慢所致的第二相长大有关，对材料力学性能的改善作用不大[17]。而弥散分布的微小颗粒则可以有效钉扎位错和亚晶界，阻止小角度晶界向大角度晶界的转化，降低发生动态再结晶晶粒的比例；同时有助于晶粒内部位错的积累，增加位错滑移难度[18]，这在很大程度上提升了材料的力学性能。与细晶强化一起，连续挤压过程中的析出强化共同构成了这种新型塑性成形工艺对材料的主要强化机制。

图6 C194合金CEF板坯的TEM图像

Fig 6 TEM images of C194 copper alloy extrudes after CEF

3 结 论

(1) C194合金连续挤压过程中并未出现大量明显动态再结晶组织，仅在直角弯曲后变形区观察到少量沿晶界择优析出的不完全动态再结晶的细小晶粒。

(2) 挤压过程中各变形区硬度随变形量的增加呈整体上升趋势，由88.7 HV提升至136.1 HV，并在直角弯曲后变形区出现增长放缓；挤压前后材料抗拉强度由263 MPa提高到476 MPa，延展性则由26.5%降至18.7%。

(3) 挤压过程中发生第二相析出，析出成分为Fe、P元素化合物，析出形貌分别呈现尺寸为60～80 nm的椭球形粒子和尺寸为10～20 nm的微小颗粒。前者主要出现在晶界处，后者则弥散分布在晶界和晶粒内部。

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Microstructure and property development of C194 copper alloy during continuous extrusion

JIN Chen1, LIU Xinkuan2, LIU Ping1,2, CHEN Xiaohong2,HE Daihua2, MA Fengcang2, LI Wei2

(1. School of Mechanical Engineering, University of Shanghai for Science and Technology,Shanghai 200093, China;2. School of Materials Science and Engineering, University of Shanghai for Science and Technology,Shanghai 200093, China)

The microstructure and property development of C194 copper alloy obtained by continuous extrusion forming (CEF) were investigated with methods of optical microscopy, transmission electron microscopy (TEM), micro-Vickers hardness measurement and universal-testing machine. The results indicate that no massive obvious dynamic recrystallization (DRX) structures are found during the whole CEF process, whereas small amount of incomplete DRX grains are found preferentially precipitated along grain boundaries at after-right-angle bending region. With the increment of plastic deformation, hardness of C194 copper alloy rises from 88.7 HV to 136.1 HV, an increasing rate slowdown occurs at after-right-angle bending region. Tensile strength was drastically promoted from 263 MPa to 476 MPa during CEF process while elongation drops from 26.5% to 18.7%. Second-phase precipitate with morphology of ellipsoid measuring 60-80 nm and micro dispersed particles measuring 10-20 nm, respectively, are found during CEF process.

C194 alloy; continuous extrusion; microstructure and property development

1001-9731(2016)04-04164-05

上海市教委创新资助项目(11YZ112)；上海市科委基础研究重点资助项目(10JC1411800)；上海市教育委员会重点学科建设资助项目(J50503)

2015-05-07

2015-09-20 通讯作者：刘新宽，E-mail: Charles_jin@126.com

靳 晨 (1990-)，男，河北邯郸人，在读硕士，师承刘新宽教授，从事铜合金功能材料研究。

TG375+.25

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10.3969/j.issn.1001-9731.2016.04.033