廖鈺敏, ,

(1.江西理工大學(xué) 材料科學(xué)與工程學(xué)院, 江西 贛州 341000;2.贛州逸豪優(yōu)美科實(shí)業(yè)有限公司, 江西 贛州 341000)

Cu-9.5Ni-2.3Sn-0.15Si合金組織與性能研究

廖鈺敏1,劉東輝2,鄧麗華1

(1.江西理工大學(xué) 材料科學(xué)與工程學(xué)院, 江西 贛州341000;
2.贛州逸豪優(yōu)美科實(shí)業(yè)有限公司, 江西 贛州341000)

研究了在Cu-9.5Ni-2.3Sn合金中添加質(zhì)量分?jǐn)?shù)為0.15%的Si后對(duì)該合金鑄態(tài)及時(shí)效態(tài)微觀組織、電導(dǎo)率和硬度的影響.結(jié)果表明:添加0.15%的Si后,合金出現(xiàn)發(fā)達(dá)的樹(shù)枝狀晶體,且有Ni2Si、Ni3Si、Ni3Sn和Ni4Sn相出現(xiàn).經(jīng)400℃×4h時(shí)效處理后,Ni2Si、Ni3Si相的析出使得合金得到強(qiáng)化.合金電導(dǎo)率隨時(shí)效時(shí)間的延長(zhǎng)和溫度的提高而升高,硬度在時(shí)效初期隨時(shí)效溫度的提高和時(shí)效時(shí)間的延長(zhǎng)而提高,在430℃時(shí)效2h和在400℃時(shí)效8h得到峰值,較佳時(shí)效工藝為400℃×8h.

Cu-9.5Ni-2.3Sn-0.15Si合金; 顯微組織; 電導(dǎo)率; 硬度; 時(shí)效處理

0 前 言

長(zhǎng)期以來(lái),鈹青銅以其優(yōu)良的機(jī)械加工性能和良好的彈性恢復(fù)能力,在電子市場(chǎng)中占有重要地位.但是,鈹青銅由于生產(chǎn)工藝復(fù)雜、對(duì)環(huán)境污染嚴(yán)重以及鈹元素毒性強(qiáng)危害人體健康等原因,已逐漸被市場(chǎng)淘汰.銅鎳錫合金以其較強(qiáng)的抗高溫應(yīng)力松弛能力、優(yōu)良的綜合性能及低廉的生產(chǎn)價(jià)格,成為目前最熱門的鈹青銅替代彈性合金.銅鎳錫系合金中,隨著Sn含量的提高,合金的時(shí)效強(qiáng)化效果會(huì)隨之提高.研究[1-2]發(fā)現(xiàn),合金強(qiáng)度、硬度會(huì)隨著Ni、Sn質(zhì)量分?jǐn)?shù)的增加而提高.當(dāng)合金中Ni和Sn的質(zhì)量分?jǐn)?shù)分別達(dá)到15%和8%時(shí),合金強(qiáng)度、硬度達(dá)到峰值.Ni、Sn的質(zhì)量分?jǐn)?shù)繼續(xù)增加,則導(dǎo)致性能降低[3-4].此外,銅鎳錫系合金因Sn含量高容易在鑄造過(guò)程中形成富Sn相,進(jìn)而導(dǎo)致板材在軋制過(guò)程中產(chǎn)生開(kāi)裂現(xiàn)象[5-6].所以,低Sn含量的銅鎳錫系彈性合金的研究對(duì)高性能的銅鎳錫系合金的生產(chǎn)具有重要意義.研究[7-8]表明,當(dāng)Sn的質(zhì)量分?jǐn)?shù)<4%時(shí),合金調(diào)幅分解現(xiàn)象消失.

Cu-9.5Ni-2.3Sn合金強(qiáng)化方式為固溶強(qiáng)化型,其強(qiáng)度因時(shí)效過(guò)程中出現(xiàn)不連續(xù)沉淀而受到很大的影響,強(qiáng)度低于鈹青銅.研究發(fā)現(xiàn),如果將Si添加到Cu-Ni-Sn合金中,可以有效抑制Cu-Ni-Sn合金析出不連續(xù)沉淀.王艷輝[9]研究了Si的質(zhì)量分?jǐn)?shù)為0.4%的Cu-15Ni-8Sn合金,結(jié)果表明:電導(dǎo)率達(dá)到12 %IACS.這是由于時(shí)效過(guò)程中形成了細(xì)小的Ni2Si相,貧化了基體中的溶質(zhì)元素,導(dǎo)電過(guò)程中的電子散射現(xiàn)象減小,電導(dǎo)率上升.在時(shí)效過(guò)程中,沉淀析出Ni2Si相使合金產(chǎn)生沉淀強(qiáng)化,合金強(qiáng)度在調(diào)幅分解強(qiáng)化基礎(chǔ)上進(jìn)一步提高.

本文對(duì)C72500合金進(jìn)行研究,在合金中添加質(zhì)量分?jǐn)?shù)為0.15%的Si,研究0.15%Si對(duì)合金鑄態(tài)組織的影響及熱處理工藝對(duì)合金組織、性能的影響.為低Si含量高性能Cu-Ni-Sn合金的研究提供參考.

1 試驗(yàn)材料及方法

試驗(yàn)原料為純銅棒、鎳片、純錫塊和純硅塊.采用純石墨坩堝,在箱式電阻爐中進(jìn)行熔煉.澆鑄成120 mm×80 mm×20 mm的鑄錠.合金鑄錠經(jīng)860 ℃×1 h保溫后熱軋(加工率為70%),然后進(jìn)行800 ℃×1.5 h固溶處理,后進(jìn)行冷軋(加工率80%),最后進(jìn)行時(shí)效處理.金相試樣采用5 g FeCl3+50 ml HCl(質(zhì)量分?jǐn)?shù)為1.19%)+100 ml水腐蝕液進(jìn)行浸蝕,時(shí)間為10～15 s.應(yīng)用SIGMASCOPE SMP10型導(dǎo)電儀對(duì)試樣電導(dǎo)率進(jìn)行測(cè)定;采用維氏硬度計(jì)對(duì)合金試樣進(jìn)行硬度測(cè)定;采用EDΛX能譜儀進(jìn)行試樣微觀形貌的觀察;采用MinifleX-射線衍射儀對(duì)試樣進(jìn)行物相分析.

試驗(yàn)合金成分采用帕納科PW2424型X熒光儀進(jìn)行測(cè)試.測(cè)試結(jié)果見(jiàn)表1.從表1中可以看出,各元素含量都在合金元素給定范圍之內(nèi).

表1 鑄錠成分分析Tab.1 Composition of the as-cast alloys

2 結(jié)果與分析

2.1 鑄態(tài)組織分析

圖1為試驗(yàn)合金(Cu-9.5Ni-2.3Sn-0.15Si)鑄態(tài)組織的金相照片.從圖1(a)中可以清晰地觀察到樹(shù)枝狀晶體.圖2為Si的質(zhì)量分?jǐn)?shù)為0.15%的試驗(yàn)合金的鑄態(tài)組織的SEM照片及點(diǎn)A、B、C三處的能譜分析結(jié)果.圖3為合金鑄態(tài)組織的X射線衍射結(jié)果.比較圖2中的能譜分析結(jié)果可知:向C72500銅合金中添加質(zhì)量分?jǐn)?shù)為0.15%的Si后圖2(a)中點(diǎn)A、B、C三處成分產(chǎn)生較大的差異,點(diǎn)A處為樹(shù)枝狀枝干區(qū),且為Sn貧化區(qū),此處組織中Cu、Ni原子比為6:1,由此可知此區(qū)應(yīng)是α銅鎳固溶體,這表明合金鑄態(tài)組織中的Sn分布不均勻,嚴(yán)重偏析;點(diǎn)B處為枝晶間骨狀組織,此處Sn的含量較高,質(zhì)量分?jǐn)?shù)達(dá)到11.46%,原子分?jǐn)?shù)為1.37%,此處Ni、Sn的原子分?jǐn)?shù)比為5.8∶1.根據(jù)圖3可推測(cè)出此枝晶間骨狀組織析出物可能為NiSn與Ni4Sn相的混合物;點(diǎn)C所在的區(qū)域Sn的質(zhì)量分?jǐn)?shù)為11.69%,其原子分?jǐn)?shù)達(dá)到6.43,同時(shí)此區(qū)域存在Si元素,其原子分?jǐn)?shù)為3.01,這一區(qū)域的Ni、Sn、Si原子分?jǐn)?shù)比為4.5∶2.1∶1.通過(guò)圖3給出的物相分析結(jié)果推測(cè):這一白亮析出物可能為固溶在α固溶體中的Ni2Si相與NiSn相混合物.

圖1 試驗(yàn)合金的鑄態(tài)組織金相照片F(xiàn)ig.1 Microstructures of the as-cast alloy

圖2 添加質(zhì)量分?jǐn)?shù)為0.15%Si的試驗(yàn)合金鑄態(tài)組織的掃描電鏡觀察與能譜分析Fig.2 SEM and analysis of EDS of the alloy add 0.15%Si as-cast organization

圖3 試驗(yàn)合金鑄態(tài)X射線衍射分析Fig.3 Analysis of XRD treatment of the as-cast alloy

2.2 時(shí)效處理對(duì)試驗(yàn)合金組織和性能的影響

2.2.1 對(duì)試驗(yàn)合金組織的影響

圖4為試驗(yàn)合金固溶處理后再經(jīng)400 ℃×4 h時(shí)效后的SEM照片.從圖4中可以看出:合金經(jīng)80%的冷變形后時(shí)效,合金樹(shù)枝狀組織基本破碎,同時(shí)析出大量的細(xì)小顆粒物均勻分布在基體中.

圖4 試驗(yàn)合金在400 ℃×4 h時(shí)效微觀組織Fig.4 Microstructures of the alloy after 400 ℃×4 h aging

圖5為Si的質(zhì)量分?jǐn)?shù)為0.15%的C72500銅合金經(jīng)800 ℃×1.5 h固溶處理,再對(duì)其進(jìn)行400 ℃×4 h時(shí)效后的SEM照片和能譜分析結(jié)果.由圖5(a)可知,試驗(yàn)合金在時(shí)效前經(jīng)80%的冷變形后,晶粒已基本破碎且呈現(xiàn)纖維狀組織結(jié)構(gòu),在合金基體中可以清晰地看到許多尺寸不等及形狀不規(guī)則的白色細(xì)小顆粒物,且分布均勻,這些白色的細(xì)小顆粒為合金經(jīng)時(shí)效處理后析出的第二相.對(duì)點(diǎn)B處的白色顆粒物進(jìn)行能譜分析,結(jié)果如圖5(b)所示.點(diǎn)B處Si的質(zhì)量分?jǐn)?shù)較高,為1.03%,超出合金基體中Si的平均值,此白色顆粒組織中的Ni、Sn、Si的原子分?jǐn)?shù)比為7.66∶1∶1.46.通過(guò)圖6中XRD衍射結(jié)果分析得出:點(diǎn)B處析出的白色細(xì)小顆粒物可能為Ni4Sn與Ni2Si的混合物,這些白色小顆粒是由于時(shí)效過(guò)程中析出聚集產(chǎn)生,對(duì)合金起到強(qiáng)化作用.

圖5 試驗(yàn)合金在400 ℃×4 h時(shí)效后的SEM照片及能譜分析Fig.5 Microstructure and EDS of the test alloy after aged at 400 ℃×4 h

2.2.2 對(duì)試驗(yàn)合金電導(dǎo)率與硬度的影響

試驗(yàn)合金經(jīng)固溶處理獲得過(guò)飽和固溶體,之后通過(guò)在適當(dāng)溫度與時(shí)間下進(jìn)行時(shí)效處理以控制析出相在晶界和晶粒內(nèi)的數(shù)量、尺寸及分布,可得到較佳的強(qiáng)化效果.

圖6 圖5(a)中B點(diǎn)的XRD衍射分析Fig.6 XRD treatment of the experimental alloys by 800 ℃×1.5 h solution and aged at 400 ℃×4 h

圖7為時(shí)效時(shí)間和時(shí)效溫度對(duì)試驗(yàn)合金導(dǎo)電性能及硬度的影響曲線.圖7(a)是時(shí)效溫度為400 ℃、時(shí)效時(shí)間為2～10 h的合金電導(dǎo)率和硬度的變化曲線.

圖7 時(shí)效工藝對(duì)試驗(yàn)合金電導(dǎo)率與硬度的影響Fig.7 Effect of the alloy with aging treatment on conductivity and hardness

從圖7(a)中可以看出,在400 ℃時(shí)效,隨著時(shí)效時(shí)間的延長(zhǎng),合金的電導(dǎo)率逐漸提高,且在時(shí)效時(shí)間為4 h時(shí),提高速度最快;時(shí)間繼續(xù)延長(zhǎng),電導(dǎo)率提高速度逐漸降低;合金硬度也從時(shí)效初期開(kāi)始提高,時(shí)效時(shí)間為8 h時(shí)達(dá)到峰值,維氏硬度為268,隨后硬度開(kāi)始降低.圖7(b)是時(shí)效時(shí)間為2 h、時(shí)效溫度為370～490 ℃條件下合金電導(dǎo)率和硬度的變化曲線.從圖7(b)中可以看出,時(shí)效初期合金電導(dǎo)率快速上升,時(shí)效溫度繼續(xù)升高后,電導(dǎo)率的提高逐漸趨于平緩;合金硬度在430 ℃時(shí)效后達(dá)到峰值,維氏硬度為265,時(shí)效溫度繼續(xù)升高,硬度開(kāi)始下降.這是由于時(shí)效初期,固溶在合金基體內(nèi)部的溶質(zhì)原子及第二相開(kāi)始析出,溶質(zhì)原子的析出,使得基體的晶格畸變減小,對(duì)電子的散射作用降低,合金的電導(dǎo)率提高;且合金內(nèi)部由于冷加工產(chǎn)生了大量的位錯(cuò)等缺陷,大大減小了溶質(zhì)原子的析出功,縮短了析出時(shí)間,所以時(shí)效初期電導(dǎo)率迅速攀升.隨著時(shí)效時(shí)間的延長(zhǎng),基體中溶質(zhì)原子Ni、Sn貧化,析出速度減小,第二相粒子開(kāi)始粗化,所以電導(dǎo)率上升緩慢.時(shí)效初期合金硬度開(kāi)始上升,是由于基體中高密度位錯(cuò)使得合金晶界滑移受阻,且溶質(zhì)原子和第二相粒子連續(xù)析出后彌散分布于合金基體中,位錯(cuò)運(yùn)動(dòng)受阻,合金的硬度迅速提高.在時(shí)效后期,由于時(shí)效溫度的提高或時(shí)效時(shí)間延長(zhǎng),第二相析出減緩,數(shù)量減少,析出物開(kāi)始聚集長(zhǎng)大,晶粒長(zhǎng)大,結(jié)合力變小.所以400 ℃時(shí)效10 h后,或溫度提高到460 ℃后,合金硬度開(kāi)始降低.

圖8為合金時(shí)效后微觀組織照片,可以看出合金經(jīng)過(guò)400 ℃×10 h時(shí)效后,晶粒明顯長(zhǎng)大.綜合時(shí)效強(qiáng)化效果,合金在400 ℃×8 h時(shí)效制度下進(jìn)行時(shí)效處理效果較佳.

3 結(jié) 論

(1) 向C72500銅合金中添加質(zhì)量分?jǐn)?shù)為0.15%的Si后,合金鑄態(tài)組織具有明顯的樹(shù)枝狀偏析,基體中除了有Ni3Sn和Ni4Sn相析出外,還析出了新相Ni2Si和Ni3Si.

(2) 試驗(yàn)合金經(jīng)冷軋后再進(jìn)行400 ℃×4 h時(shí)效,基體中析出細(xì)小的Ni2Si、Ni3Si相,使合金硬度與電導(dǎo)率都有所提高.

(3) 時(shí)效制度為400 ℃×8 h時(shí),試驗(yàn)合金的綜合性能較佳,此時(shí)電導(dǎo)率為14.2 %IACS,維氏硬度達(dá)268.

圖8 試驗(yàn)合金時(shí)效后金相組織照片F(xiàn)ig.8 Metallograph of the aging alloy

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StudyofStructureandPropertiesofCu-9.5Ni-2.3Sn-0.15SiAlloy

LIAOYu-min1,LIUDong-hui2,DENGLi-hua1

(1.MaterialsandChemistryEngineeringFaculty,JiangxiUniversityofScienceandTechnology,Ganzhou341000,China; 2.GanzhouYihaoUmicoreIndustriesCo.,Ltd.,Ganzhou341000,China)

Experiments were made by adding 0.15(wt%) Si into the Cu-9.5Ni-2.3Sn Alloy to see its influence to the microstructures of as-cast and after aged, conductivity, and hardness as well.The results show that dendrite structure appears obviously and phases of Ni2Si, Ni3Si, Ni3Sn, Ni4Sn appear in as-cast structure.Cu-9.5Ni-2.3Sn-0.15Si Alloy will be strengthened because of the formation of Ni2Si and Ni3Si new phases after it being aged at 400 ℃×4 h.The conductivity is increased after aged with ageing time extended and temperature increased.Peak value of hardness is achieved when aging temperature is 430 ℃(aging time 2 h) and when aging time is 8h(aging temperature 400 ℃).Therefore the best aging treatment recommended is 400 ℃×8 h.

Cu-9.5Ni-2.3Sn-0.15Si alloy; microstructure; conductivity; hardness; aging

1005-2046(2014)01-0015-05

2013-10-17

江西省自然基金資助項(xiàng)目(No.2009GZC0048);江西省鎢銅重點(diǎn)實(shí)驗(yàn)室開(kāi)放基金資助項(xiàng)目(No.2010-WT-03)

廖鈺敏(1989-),女,碩士,主要從事有色金屬材料研制與加工.E-mail:liaoyumin123@126.com.

TG146.1+1

A