毕莉明, 刘 平, 陈小红, 刘新宽， 李 伟， 马凤仓， 何代华

(1.上海理工大学 能源与动力工程学院,上海 200093; 2.上海理工大学 材料科学与工程学院,上海 200093)

0 前 言

20世纪70年代以来,形变铜基原位复合材料因其高强高导的综合性能优势,越来越受国内外研究者的关注[1].现有的Cu-Nb、Cu-Ag、Cu-Ta等形变原位复合材料虽然具备良好的综合性能,但Nb、Ag和Ta的价格较贵,使其广泛应用受到限制[2-4].Fe价格低廉,高温组织稳定,且Fe的剪切模量大,是一种有效的增强相,因此形变Cu-Fe系铜基原位复合材料已经成为研究的热点.

从Cu-Fe二元合金相图可知,高温下Fe在Cu中的溶解度约为10%～20%,如果在Cu中加入Fe的量过少,将达不到强化效果;加入量过多,将恶化材料的导电率.因此,本试验根据以往的研究结果,选择Cu-15Fe作为研究对象.以往的研究表明[5],含Fe量为17.5%(质量分数)的形变Cu-Fe原位复合材料在400 ℃退火,铜基体就已经发生了广泛的再结晶,这将极大地限制材料的使用范围.为了弥补这个缺点,本试验在Cu-15Fe的基础上又加入了0.1%的Zr.因为Zr和Cu在高温下会发生反应生成Zr和Cu的化合物,这些化合物会阻碍晶界迁移,从而能提高材料的抗软化温度和高温强度[6].

以往对形变Cu-Fe系原位复合材料的研究主要集中在冷拔+中间退火得到的线材上[5,7],而对通过冷轧+中间退火得到的带材的研究却很少,采用冷拔和冷轧两种变形方式的比较研究更是鲜见报道.因此,本文以优化材料的综合性能为目的,对通过冷拔和冷轧两种变形方式制备的形变Cu-15Fe-0.1Zr原位复合材料进行了不同温度的退火处理,研究了不同退火温度下的抗拉强度和导电率,并做了比较分析.

1 试验材料与方法

Cu-15Fe-0.1Zr中的合金元素成分为纯度99.99%的阴极Cu、99.99%的工业纯Fe和99.9%的工业纯Zr.合金经中频感应加热的方法熔炼而成,然后浇铸成直径为φ81 mm、重约8 kg的圆柱形铸锭.经表面机械加工后,试样直径为φ80 mm,经1 000 ℃热锻铸件至φ20 mm,然后进行1 000 ℃×1 h的固溶处理(水淬),而后冷拔到φ10 mm,再进行450 ℃×1 h的中间退火.然后拉拔到φ6 mm,再将φ6 mm的棒材通过两种变形方式变形.工艺A(拉拔变形):φ6 mm→φ5 mm→(400 ℃、450 ℃、500 ℃、550 ℃) ×1 h退火处理;工艺B(轧制变形):φ6 mm→2.56 mm→(400 ℃、450 ℃、500 ℃、550 ℃) ×1 h退火处理.退火处理在氮气保护的管式炉中进行.冷拔和冷轧变形的试样的应变量η采用对数表示:η=ln(A0/Af),其中A0为试样原始截面积,Af为试样终了截面积.

样品的显微组织用扫描电子显微镜(JSM-5610LV)观察.腐蚀液为浓度67%的浓硝酸,抗拉强度的测量在AG-I250KN型精密万能试验机上进行拉伸试验.电阻用ZY9987型数字微欧计测试,然后换算成导电率.

2 微观组织观察和分析

形变Cu-Fe系原位复合材料在大变形时的组织演变规律与Cu-Nb系基本类似,即随着形变量的增大,Cu基体依次形成胞状亚结构,胞状亚结构与形变胞状亚结构的混合,最终基本上都以形变胞状亚结构存在[8].拉拔态的体心立方的Nb纤维的横截面发生卷曲,呈蠕虫状,轧制变形的Nb纤维的横截面较为平直,或有轻微弯曲[9].

图1(见下页)是形变Cu-15Fe-0.1Zr原位复合材料的SEM组织照片.图1(a)和图1(b)是合金的铸态组织照片.从图1(a)中可以看到，合金的铸态组织为基体上(灰色)均匀分布着树枝状的第二相α-Fe(黑色)。图1(b)是放大到2 000倍的铸态组织照片,可以清晰地看到枝晶的形貌。图1(c)和图1(d)是通过工艺A制备的变形态组织照片；图1(e)和图1(f)是通过工艺B得到的变形态组织照片.比较图1(c)和图1(e),可以看出,通过两种变形方式得到的Fe纤维的纵截面差别显著,前者比后者更加均匀、连续.从图1(d)和图1(f)的对比中可以看出,由工艺A制得材料的横截面上的第二相Fe呈弯曲的蠕虫状均匀地分布在铜基体中；而由工艺B制得材料的横截面上的第二相的分布具有方向性,呈略带弯曲的长条状平行于轧制方向分布在铜基体中,而且图1(f)中Fe纤维明显比图1(d)中的长,而宽度正好相反,图1(d)中的Fe纤维较宽.

图1 Cu-15Fe-0.12Zr合金的SEM组织Fig.1 SEM microstructures of Cu-15Fe-0.12Zr alloy

3 力学性能和导电率

图2是形变Cu-15Fe-0.1Zr原位复合材料经两种变形方式变形,在应变量为2.77时,不同退火温度下的抗拉强度曲线.从图2中可以看出,相同退火温度下,线材的抗拉强度高于带材的抗拉强度,且随退火温度升高,线材和带材的抗拉强度均呈先上升而后降低的趋势.退火前线材和带材的抗拉强度分别为731 MPa和684 MPa,前者高出后者47 MPa;经400 ℃×1 h退火后,抗拉强度分别升高到751 MPa和694 MPa;随退火温度的继续升高,在450 ℃×1 h退火后,二者的抗拉强度均下降到728 MPa和681 MPa;在500 ℃×1 h退火后,二者的抗拉强度均下降到694 MPa和649MPa;在550 ℃退火条件下，两种材料的抗拉强度下降到617 MPa和569 MPa.

图2 形变Cu-15Fe-0.1Zr原位复合材料在应变量η=2.77时经不同退火温度后的抗拉强度Fig.2 The tensile strength of deformation-processed Cu-15Fe-0.1Zr in-situ composites (η=2.77)

相同应变量下,经工艺A制备的线材要比经工艺B制备的带材的抗拉强度高,主要由于形变Cu-15Fe-0.1Zr原位复合材料基体中的Fe纤维是在大变形过程中由破碎的Fe枝晶变形而成,是一系列不连续的短纤维.拉伸时,试样首先沿着没有纤维的铜基体开裂,然后裂纹将绕过最近的Fe纤维继续向前扩展.当裂纹无法绕过Fe纤维时,拉应力增大,迫使Fe纤维断裂以保证裂纹继续向前扩展,使材料最终断裂.可见,如果铜基体中的Fe纤维十分致密,且相邻两片Fe纤维之间的距离很短,则裂纹绕过Fe纤维向前扩展的几率也就越小,需要的拉应力就越大,材料的抗拉强度就越高.在应变量为2.77时,Fe纤维已经形成,可以用电子尺直接在横截面SEM组织照片上量取,测量的结果见表1.可见在相同的应变量下,拉拔变形得到的Fe纤维的密度和相邻两片Fe纤维的距离都小于经轧制变形得到的Fe纤维,所以经工艺A制备的材料的抗拉强度高于经工艺B制备的材料的抗拉强度.

表1 Fe纤维的平均长度和平均间距Tab.1 The average length and average distance of fibber Fe

形变Cu-15Fe-0.1Zr原位复合材料在400 ℃×1 h退火后的抗拉强度略有升高,这主要是因为在400 ℃退火时,由于退火温度不高,原子活动能力不大.此时只有空位和间隙原子等点缺陷转移到晶界和位错处消失,或相互作用而消失,而位错密度下降不多,同时过饱和铜基体中的Fe大量析出,所以析出强化作用占主导地位,使得材料的抗拉强度升高.高于400 ℃退火时,位错密度开始大大降低,此时析出强化起次要作用,抗拉强度降低.当退火温度升高到550 ℃时,不但位错基本消失,起析出强化作用的Fe原子也重新回溶到铜基体中,同时起主要强化作用的Fe纤维也开始发生粗化、球化.此时材料的抗拉强度与退火前相比已显著下降,如果以抗拉强度下降15%的点为材料的抗软化温度点,那么从数据中可以看出550 ℃为材料的抗软化温度.

图3是形变Cu-15Fe-0.1Zr原位复合材料在应变量为2.77时,经两种变形方式,不同退火温度下的导电率曲线.从图中可以看出:带材的导电率略高于带材;退火后与退火前相比,线材和带材的导电率均迅速升高;随退火温度的升高,二者的导电率均先逐渐升高而后下降.退火前二者的导电率分别为27.6%IACS和24.7%IACS；经400 ℃×1 h退火后,二者的导电率分别迅速增加到41.2%IACS和39.6%IACS；退火温度升高到500 ℃时,二者的导电率升到50.6%IACS和49.6%IACS；当退火温度升高到550 ℃时,二者导电率分别为50.0%IACS和49.6%IACS,比500 ℃时的导电率分别下降0.5%IACS和1.6%IACS.

图3 形变Cu-15Fe-0.1Zr原位复合材料在应变量η=2.77时经不同退火温度后的导电率Fig.3 The electrical conductivity of deformation-processed Cu-15Fe-0.1Zr in-situ composites (η=2.77)

形变Cu-15Fe-0.1Zr原位复合材料在应变量为2.77时,退火前与退火后相比,线材和带材的导电率都急剧增加.因为形变Cu-Fe原位复合材料的导电率主要由固溶在铜基体中的Fe原子的数量所决定,固溶在铜中的Fe对铜基体导电率的影响为9.2 μΩ·cm/1%Fe(质量分数),即每固溶0.1%Fe,Cu的导电率将降低35%IACS.退火前由于Cu中Fe原子的过饱和度较大,退火过程中,过饱和的Fe原子将大量地从Cu中析出,这将大大降低Cu的晶格畸变程度,因此,导电率上升显著;从400 ℃×1 h到500 ℃×1 h退火,导电率逐渐升高主要是由于在相同退火时间下,温度越高原子的扩散能力越强,Fe原子的析出量也就越多,空位、间隙原子和位错等的晶体缺陷消失得也越多.特别是温度高于400 ℃时,位错密度也开始下降,所以退火温度升高,材料的导电率也升高.退火温度升高到550 ℃时,导电率不升高、反而下降可能是因为在550 ℃×1 h的过程中,Fe在Cu中发生回溶[10],致使导电率降低的缘故.相同应变量、相同退火温度下,经工艺A制备的线材的导电率略大于经工艺B制备的带材的导电率,这可能是因为带材中的Fe纤维较为宽大所致,但具体原因还有待进一步研究.

4 结 论

(1) 经工艺A和工艺B制备的线材和带材的纵截面微观组织均为平行排列的纤维;横截面差异明显,线材的横截面形貌为铜基体上均匀地分布着蠕虫状的第二相Fe,而带材的横截面组织形貌为铜基体上定向分布着与轧制方向平行的略有弯曲的长条状第二相Fe.

(2) 相同应变量下,经工艺A制备的线材的抗拉强度和导电率均高于经工艺B制备的带材的抗拉强度和导电率.应变量为2.77时,带材和线材的抗拉强度分别为731 MPa和684 MPa,前者高出后者47 MPa,导电率分别为27.6%IACS和24.7%IACS.

(3) 在应变量为2.77时,经400 ℃×1 h退火,材料的抗拉强度达最大值,分别达到751 MPa和694 MPa;经500 ℃×1 h退火,材料的导电率达最大值,分别达到50.6%IACS和49.8%IACS.

(4) 通过抗拉强度的测试得出,形变Cu-15Fe-0.1Zr原位复合材料的抗软化温度为550 ℃.

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