王青,梁淑華,宋克興,國(guó)秀花,,周延軍

(1.西安理工大學(xué) 陜西省電工材料與熔滲技術(shù)重點(diǎn)實(shí)驗(yàn)室, 陜西 西安 710048;2.河南科技大學(xué) 材料科學(xué)與工程學(xué)院, 河南 洛陽 471023;3.有色金屬共性技術(shù)河南省協(xié)同創(chuàng)新中心, 河南 洛陽 471023)

第二相對(duì)析出強(qiáng)化銅合金大變形量多道次連續(xù)拉拔變形組織和性能的影響

王青1,梁淑華1,宋克興2,3,國(guó)秀花1,2,3,周延軍2,3

(1.西安理工大學(xué) 陜西省電工材料與熔滲技術(shù)重點(diǎn)實(shí)驗(yàn)室, 陜西 西安 710048;2.河南科技大學(xué) 材料科學(xué)與工程學(xué)院, 河南 洛陽 471023;3.有色金屬共性技術(shù)河南省協(xié)同創(chuàng)新中心, 河南 洛陽 471023)

本文以典型析出強(qiáng)化型Cu-0.88Cr合金為研究對(duì)象,通過大變形量多道次連續(xù)拉拔變形試驗(yàn),對(duì)比研究了Cu-0.88Cr合金和純銅拉拔過程中的抗拉強(qiáng)度和延伸率變化規(guī)律,揭示了第二相對(duì)銅合金組織和性能的影響。結(jié)果表明:Cu-0.88Cr合金的抗拉強(qiáng)度隨著變形量的增大呈現(xiàn)先升高后降低的趨勢(shì),當(dāng)應(yīng)變?yōu)?.7時(shí),抗拉強(qiáng)度達(dá)到最大值475 MPa。純銅抗拉強(qiáng)度隨變形量的增加先增大后基本保持不變。當(dāng)應(yīng)變?yōu)?.9時(shí)抗拉強(qiáng)度與純銅接近。微觀組織觀察表明:未變形時(shí),第二相與銅基體界面關(guān)系為共格界面。隨著變形量的增大,第二相與基體的界面關(guān)系由共格界面向非共格界面發(fā)生轉(zhuǎn)變,從而導(dǎo)致Cu-0.88Cr合金的抗拉強(qiáng)度在應(yīng)變大于0.7時(shí)呈下降趨勢(shì)。Cu-0.88Cr合金變形過程中延伸率低于純銅,且在開始變形后隨變形量增加變化不大,分析表明第二相存在降低了延伸率,但第二相與銅基體界面關(guān)系的轉(zhuǎn)變對(duì)延伸率影響不明顯。

Cu-0.88Cr合金; 析出強(qiáng)化; 界面; 共格; 應(yīng)變

析出強(qiáng)化是將過飽和固溶合金在高于室溫的某一溫度下進(jìn)行保溫處理,從而使溶質(zhì)原子從過飽和固溶體中脫溶析出,在銅基體中形成細(xì)小彌散分布的第二相顆粒,該方法不僅能大幅度提高銅合金的強(qiáng)度,并且對(duì)合金電導(dǎo)率損害很小,是制備高強(qiáng)高導(dǎo)銅合金常用的強(qiáng)化方法之一[1]。常見的析出強(qiáng)化型銅合金有Cu-Cr、Cu-Cr-Zr、Cu-Ni-Si、Cu-Ni-P、Cu-Fe-P等[2-7],其中Cu-Cr合金(0.4～1.1wt%Cr)是典型的析出強(qiáng)化型銅合金,它繼承了純銅優(yōu)異的導(dǎo)電導(dǎo)熱、加工成型性能,同時(shí)具有較高的強(qiáng)度,被廣泛應(yīng)用于制造高壓開關(guān)觸頭、電阻焊電極、電車線材料、發(fā)動(dòng)機(jī)零件等[8-12]。

近年來,對(duì)析出強(qiáng)化型銅合金的研究主要集中于析出相晶體學(xué)特征、極限性能提高、應(yīng)用領(lǐng)域拓展等方面[13-15],然而對(duì)于析出強(qiáng)化型銅合金變形過程中,析出相對(duì)銅合金的組織和性能方面的影響研究較少。本文以典型析出強(qiáng)化型Cu-0.88Cr合金為研究對(duì)象,通過大變形量多道次連續(xù)拉拔變形試驗(yàn),對(duì)比研究Cu-0.88Cr合金和純銅在拉拔過程中的抗拉強(qiáng)度和延伸率的變化規(guī)律,研究變形過程中析出相對(duì)銅合金組織和性能的影響,以期為析出強(qiáng)化型銅合金材料設(shè)計(jì)提供一定的理論依據(jù)。

1 實(shí)驗(yàn)過程

實(shí)驗(yàn)材料采用商業(yè)用純銅和Cu-0.88wt%Cr合金棒材。將Φ7.0 mm的Cu-0.88Cr合金棒材在980 ℃條件下進(jìn)行1 h固溶處理,在460 ℃條件下經(jīng)4 h保溫時(shí)效處理,多道次冷拉拔變形至Φ0.6 mm,總應(yīng)變?chǔ)?4.9,未進(jìn)行中間退火處理。應(yīng)變?chǔ)怯脤?duì)數(shù)表示:η=ln(A/Af),其中A0是試樣變形前的橫截面積;Af是變形后的橫截面積。為便于對(duì)比,將Φ7.0 mm的純銅棒材在650 ℃條件下經(jīng)2 h保溫退火處理后,進(jìn)行上述相同的變形處理。對(duì)各種變形方式均進(jìn)行累加。拉伸實(shí)驗(yàn)在AG-I250KN拉伸實(shí)驗(yàn)機(jī)上進(jìn)行,不同直徑的拉伸試樣標(biāo)注為10倍直徑長(zhǎng)度,常溫拉伸速率為1 mm·min-1。用JSM-5610LV掃描電鏡(SEM)和JEM-2100透射電鏡(TEM)進(jìn)行組織觀察。用于組織觀察的試樣先采用冷鑲法鑲嵌,鑲嵌用的固化劑為鄰苯二甲酸二丁酯+乙二胺+環(huán)氧樹脂(質(zhì)量比為20∶7∶80),經(jīng)研磨拋光后,用FeCl3+HCl+乙醇溶液對(duì)其進(jìn)行腐蝕,最后進(jìn)行組織觀察。透射電鏡試樣制備:利用線切割制出1 mm薄片,然后依次用不同型號(hào)的砂紙研磨至最終厚度為30～50 μm,再利用離子減薄至2～3 μm厚度。

2 實(shí)驗(yàn)結(jié)果

2.1 抗拉強(qiáng)度和延伸率

圖1為純銅和Cu-0.88Cr合金的抗拉強(qiáng)度隨變形量的變化曲線。可以看出,隨著變形量的增大,Cu-0.88Cr合金的抗拉強(qiáng)度呈現(xiàn)先升高后降低的趨勢(shì),未變形時(shí)Cu-0.88Cr合金的抗拉強(qiáng)度為341 MPa;當(dāng)應(yīng)變?cè)黾又?.7時(shí),Cu-0.88Cr合金的抗拉強(qiáng)度急劇增加并達(dá)到最大值475 MPa;當(dāng)應(yīng)變繼續(xù)增加至4.9時(shí),抗拉強(qiáng)度減小至424 MPa。而純銅的抗拉強(qiáng)度則呈現(xiàn)先升高后平緩的趨勢(shì),未變形時(shí)純銅抗拉強(qiáng)度為217 MPa;當(dāng)應(yīng)變?cè)黾又?.6時(shí),純銅抗拉強(qiáng)度增加至402 MPa;當(dāng)應(yīng)變繼續(xù)增加至4.9時(shí),純銅抗拉強(qiáng)度為399 MPa,基本沒有發(fā)生變化。Cu-0.88Cr合金的抗拉強(qiáng)度在變形過程中始終高于純銅,且當(dāng)應(yīng)變?yōu)?.9時(shí),與純銅抗拉強(qiáng)度最為接近。

圖2為純銅和Cu-0.88Cr合金的延伸率隨變形量的變化曲線。從圖中可以看出,純銅在未變形時(shí)延伸率為51%;當(dāng)應(yīng)變?cè)黾又?.7時(shí),延伸率急劇下降為9%;隨著變形量的繼續(xù)增加,延伸率變化不大；當(dāng)應(yīng)變?yōu)?.9時(shí),延伸率為7.4%。Cu-0.88Cr合金未變形時(shí)延伸率為25%;當(dāng)應(yīng)變?cè)黾又?.7時(shí),延伸率急劇下降為7.6%;當(dāng)應(yīng)變?yōu)?.5時(shí),延伸率變?yōu)?.6%,略有下降;當(dāng)應(yīng)變繼續(xù)增加至4.9時(shí),延伸率變?yōu)?.3%,延伸率變化不大。純銅延伸率在變形過程中始終高于Cu-0.88Cr合金。

2.2 組 織

圖3為純銅和Cu-0.88Cr合金拉拔前后的縱截面SEM組織?？梢钥闯?純銅和Cu-0.88Cr合金在拉拔變形前均為等軸晶組織,晶粒大小1～30 μm,經(jīng)多道次拉拔變形至應(yīng)變?yōu)?.9后,等軸晶組織變成了細(xì)長(zhǎng)的纖維狀組織。為了進(jìn)一步觀察純銅和Cu-0.88Cr合金在拉拔變形過程中晶粒的細(xì)化程度,對(duì)拉拔后應(yīng)變?yōu)?.9的純銅和Cu-0.88Cr合金進(jìn)行TEM組織觀察,如圖4所示。從圖中可以看出,純銅和Cu-0.88Cr合金纖維狀組織的平均寬度約200 nm,在拉拔變形過程中,晶粒細(xì)化程度基本一致,且晶內(nèi)分布著大量的位錯(cuò)和位錯(cuò)塞積。

Cu-0.88Cr合金由于在基體中引入了金屬Cr,Cr原子經(jīng)固溶處理后形成過飽和固溶體,此時(shí)Cr以單個(gè)原子形式均勻分布在銅基體中,在時(shí)效過程中,Cr原子脫溶擴(kuò)散、逐漸聚集并形成第二相顆粒。圖5所示為Cu-0.88Cr合金在未變形和應(yīng)變?yōu)?.2時(shí)的TEM組織和高分辨像。從圖5(a)中可以看出,第二相顆粒尺寸細(xì)小,且均勻彌散分布在銅基體中。第二相顆粒平均尺寸約為5 nm,如圖5(c)所示。由于基體Cu晶格類型為面心立方(FCC)晶體,Cr原子原位析出后的第二相與基體保持相同的晶格類型,并與基體形成共格界面,如圖5(c)所示。Cu-0.88Cr合金第二相Cr作為強(qiáng)化相,在拉拔變形過程中起釘扎作用,阻礙位錯(cuò)的運(yùn)動(dòng),由圖5(b)可以看出,Cu-0.88Cr合金經(jīng)拉拔變形至應(yīng)變?yōu)?.2時(shí),基體中有大量的位錯(cuò)線,且在位錯(cuò)線上能清晰的看到有第二相的存在。由于第二相顆粒物理性質(zhì)與基體不同,在變形過程中,第二相變形程度與基體不同,導(dǎo)致第二相和基體的結(jié)合方式發(fā)生改變,由圖5(d)可以看出,第二相顆粒中的Cr原子排列整齊,而與第二相結(jié)合的界面處看不到明顯的銅原子排列,這說明第二相顆粒與基體之間存在取向差,即第二相與基體界面為非共格界面。由此可以看出,Cu-0.88Cr合金在拉拔變形過程中,隨著應(yīng)變量的增加,第二相與基體的結(jié)合方式從未變形時(shí)的完全共格界面逐漸向非共格界面轉(zhuǎn)變。

3 討 論

本試驗(yàn)Cu-0.88Cr合金拉拔變形過程中,影響抗拉強(qiáng)度的主要因素有晶粒大小、位錯(cuò)密度和第二相。而純銅抗拉強(qiáng)度的主要影響因素為晶粒大小和位錯(cuò)密度。從圖3和圖4可知,純銅與Cu-0.88Cr合金在變形過程中,晶粒細(xì)化程度和位錯(cuò)密度相差不大。Cu-0.88Cr合金與純銅相比,多了第二相的強(qiáng)化作用,故在變形過程中,Cu-0.88Cr合金抗拉強(qiáng)度始終高于純銅。在拉拔變形開始階段,位錯(cuò)強(qiáng)化影響明顯,位錯(cuò)密度急劇增加,這是造成純銅和Cu-0.88Cr合金在變形開始階段抗拉強(qiáng)度升高的主要原因。純銅在應(yīng)變較大時(shí)(應(yīng)變大于2.6),抗拉強(qiáng)度基本不發(fā)生變化,這是由于在變形過程中發(fā)生的形變回復(fù)所致,此時(shí)晶粒大小和位錯(cuò)密度基本達(dá)到平衡值。與純銅相比,Cu-0.88Cr合金在應(yīng)變大于2.6時(shí)，抗拉強(qiáng)度呈現(xiàn)下降趨勢(shì),這說明與Cu-0.88Cr合金中引入的第二相有關(guān)。文獻(xiàn)[16]中,劉平在研究Cu-0.8Cr合金第二相與基體界面關(guān)系對(duì)強(qiáng)度的影響中得出,共格第二相對(duì)合金的強(qiáng)化效果大于非共格第二相。本文通過組織觀察得出Cu-0.88Cr合金第二相與基體的結(jié)合方式由共格逐漸向非共格轉(zhuǎn)變(圖5(c)、(d)),合理的解釋了抗拉強(qiáng)度呈現(xiàn)下降趨勢(shì)的原因。

與純銅相比,影響Cu-0.88Cr合金塑性的主要因素除了晶粒大小、位錯(cuò)密度外,第二相也對(duì)材料塑性有重要的影響。晶粒越細(xì)小,位錯(cuò)越少,塑性越高,而本文中純銅與Cu-0.88Cr合金在拉拔變形后晶粒內(nèi)部位錯(cuò)密度的急劇增加,是導(dǎo)致材料延伸率急劇降低的主要原因。Cu-0.88Cr合金在拉拔變形過程中,延伸率始終低于純銅,這是因?yàn)榈诙酁閺?qiáng)化相,在變形過程中,對(duì)變形起阻礙作用,變形主要發(fā)生在塑性較好的銅基體中,造成第二相與基體的不均勻性,從而導(dǎo)致第二相與基體的機(jī)械分割,使得材料的塑性有一定的降低[14]。Cu-0.88Cr合金和純銅延伸率的差值在應(yīng)變?yōu)?.5～4.9時(shí)變化不大,這是由于第二相呈顆粒狀且彌散分布在銅基體中,變形過程中對(duì)基體相的連續(xù)性影響較小,它可隨基體的變形而流動(dòng),故Cu-0.88Cr合金基體與第二相的結(jié)合方式對(duì)材料的延伸率影響不明顯。

4 結(jié) 論

本文通過對(duì)純銅和Cu-0.88Cr合金進(jìn)行大變形量連續(xù)拉拔變形,對(duì)比研究了Cu-0.88Cr合金和純銅拉拔過程中的抗拉強(qiáng)度和延伸率變化規(guī)律,并通過組織觀察,分析第二相對(duì)銅合金組織和性能的影響,得到以下結(jié)論。

1) Cu-0.88Cr合金的抗拉強(qiáng)度隨著變形量的增大,呈現(xiàn)先升高后降低的趨勢(shì),當(dāng)應(yīng)變?yōu)?.7時(shí),抗拉強(qiáng)度達(dá)到最大值475 MPa。純銅的抗拉強(qiáng)度隨變形的增加,先增大后基本保持不變，當(dāng)應(yīng)變?yōu)?.9時(shí),抗拉強(qiáng)度與純銅接近。微觀組織觀察表明:未變形時(shí),第二相與銅基體的界面關(guān)系為共格界面；隨著變形量的增大,第二相與銅基體的界面關(guān)系由共格界面向非共格界面發(fā)生轉(zhuǎn)變,從而導(dǎo)致Cu-0.88Cr合金的抗拉強(qiáng)度在應(yīng)變0.7時(shí)呈下降趨勢(shì)。

2) Cu-0.88Cr合金的延伸率在變形過程中低于純銅,且在開始變形后隨變形量增加變化不大。分析表明,第二相的存在降低了延伸率,但第二相與銅基體界面關(guān)系的轉(zhuǎn)變對(duì)延伸率影響不明顯。

[1]郭凱旋. 銅和銅合金牌號(hào)與金相圖譜速用速查及金相檢驗(yàn)技術(shù)創(chuàng)新應(yīng)用指導(dǎo)手冊(cè) [M]. 北京: 中國(guó)知識(shí)出版社, 2005.

[2]Dobatkin S V, Gubicza J，Shangina D V, et al. High strength and good electrical conductivity in CuCr alloys processed by severe plastic deformation [J]. Materials Letters, 2015, 153: 5-9.

[3]Dong Q Y, Shen L N, Cao F, et al. Effect of thermomechanical processing on the microstructure and properties of a Cu-Fe-P alloy [J]. Journal of Materials Engineering & Performance, 2015, 24(4): 1531-1539.

[4]Hu T, Chen J H, Liu J Z, et al. The crystallographic and morphological evolution of the strengthening precipitates in Cu-Ni-Si alloys [J]. Acta Materialia, 2013, 61(4): 1210-1219.

[5]Mishnev R, Shakhova I，Belyakov A, et al. Deformation microstructures, strengthening mechanisms, and electrical conductivity in a Cu-Cr-Zr alloy [J]. Materials Science & Engineering A, 2015, 629: 29-40.

[6]Sun H Q, Shi Y N. An investigation on Hall-Petch relationship in electrodeposited nanocrystalline Cu-Ni-P alloys [J]. Journal of Materials Science & Technology, 2009, 25(3): 347-350.

[7]Wang H S, Chen H G, Gu J W, et al. Improvement in strength and thermal conductivity of powder metallurgy produced Cu-Ni-Si-Cr alloy by adjusting Ni/Si weight ratio and hot forging [J]. Journal of Alloys & Compounds, 2015, 633: 59-64.

[8]豆志河, 張延安, 赫冀成, 等. Cu-Cr合金觸頭材料的研究進(jìn)展 [J]. 材料導(dǎo)報(bào), 2005, 19(10): 63-67. Dou Zhihe, Zhang Yanan, He Jicheng, et al. Reasearch progress of Cu-Cr alloy contact material [J]. Materials Review, 2005, 19(10): 63-67.

[9]陳文革, 李永華, 邵菲, 等. 鉻青銅和銅鉻鋯熱處理前后的顯微組織 [J]. 材料熱處理學(xué)報(bào), 2011, 32(8): 68-73. Chen Wenge, Li Yonghua, Shao Fei, et al. Microstructure of QCr0.5 and Cu-Cr-Zr alloys before and after heat treatment [J]. Transactions of Materials and Heat Treatment, 2011, 32(8): 68-73.

[10]王強(qiáng)松, 黃國(guó)興, 婁花芬, 等. QCr0.8銅合金的組織和性能 [J]. 材料熱處理學(xué)報(bào), 2012, 33(5): 95-100. Wang Qiangsong, Huang Guoxing, Lou Huafen, et al. Microstructure and properties of QCr0.8 copper alloy [J]. Transactions of Materials and Heat Treatment, 2012, 33(5): 95-100.

[11]張凌峰, 熊毅, 李炎, 等. 不同溫度時(shí)效對(duì)QCr0.5銅合金納米相析出的影響 [J]. 材料熱處理學(xué)報(bào), 2012, 33(6): 47-50. Zhang Lingfeng, Xiong Yi, Li Yan, et al. Development of nano-scale precipitation in QCr0.5 copper alloy during aging at different temperatures [J].Transactions of Materials and Heat Treatment, 2012, 33(6): 47 -50.

[12]冼愛平, 朱耀宵. Cu-Cr觸頭合金制備技術(shù)的發(fā)展 [J]. 金屬學(xué)報(bào), 2003, 393(3): 225-233. Xian Aiping, Zhu Yaoxiao.The development of manufacture processing for Cu-Cr contact alloy [J]. Acta Metallurgica Sinica, 2003, 393(3): 225-233.

[13]胡特. 幾種高強(qiáng)高導(dǎo)銅合金中析出強(qiáng)化相晶體學(xué)特征研究 [D]. 長(zhǎng)沙: 湖南大學(xué), 2014. Hu Te. The research on crystallographic characteristics of sthengthening precipitates in some kinds of high strength and high conductivity copper alloys [D]. Changsha: Hunan University, 2014.

[14]Wang Q J, Du Z Z, Luo L, et al. Fatigue properties of ultra-fine grain Cu-Cr alloy processed by equal-channel angular pressing [J]. Journal of Alloys and Compounds, 2012, 526(11): 39-44.

[15]Bachmaier A, Rathmayr G B, Bartosik M, et al. New insights on the formation of supersaturated solid solutions in the Cu-Cr system deformed by high-pressure torsion [J]. Acta Materialia, 2014, 69(5): 301-313.

[16]劉平, 康布熙, 曹興國(guó), 等. 快速凝固Cu-Cr合金時(shí)效析出的共格強(qiáng)化效應(yīng) [J]. 金屬學(xué)報(bào), 1999, 35(6): 561-564. Liu Ping, Kang Buxi, Cao Xingguo, et al. Conherent strengthening of aging procipitation in rapidly solidified Cu-Cr alloy [J]. Acta Metallurgica Sinica, 1999, 35(6): 561-564.

(責(zé)任編輯 周蓓)

The influence of second phase on microstructure and properties of precipitation strengthening of copper alloy during multi-pass deep wire drawing

WANG Qing1,LIANG Shuhua1,SONG Kexing2,3,GUO Xiuhua1,2,3,ZHOU Yanjun2,3

(1.Key Laboratory of Electrical Materials and Infiltration Technology, Xi’an University of Technology, Xi’an 710048, China; 2.Institute of Materials Science and Engineering, Henan University of Science and Technology, Luoyang 471023, China; 3.Collaborative Innovation Center of Nonferrous Metals, Luoyang 471023, China)

With this paper taking precipitation strengthening of Cu-0.88Cr alloy as the research object, andby comparing the changing laws of tensile strength, elongation of copper and Cu-0.88Cr during deep wire drawing, the influence of second phase on microstructure and properties of copper and Cu-0.88Cr is indicated. The results show that:the tensile strength of Cu-0.88Cr alloy increases at first and then decreases as the true strain increases. When the true strain is 0.7, tensile strength reaches a maximum of 475 MPa. The tensile strength of copper increases at first and then remaines almost constant when the true strain increases. When the true strain is 4.9, the tensile strength of Cu-0.88Cr alloy is close to that of copper. Microstructure observations indicate that the interface relationship between second phase and matrix of Cu-0.88Cr alloy is coherent before wire drawing, With an increase in the deformation, the interface relationship gradually changes from coherent relationship to incoherent relationship, leading to a decrease in tensile strength, whereby that the elongation of Cu-0.88Cr alloy is smaller than copper during drawing, and remaines almost constant when the true strain increases. Microstructure observations show that existence of second phase decreases the material plasticity, but the change of interface relationship between second phase and matrix Cu-0.88Cr alloy has no obvious effect on it.

Cu-0.88Cr alloy; precipitation strengthening; interface relationship; coherent relationship; true strain

1006-4710(2015)03-0301-05

2015-04-16

河南省杰出人才資助項(xiàng)目(134200510011);河南省高?？萍紕?chuàng)新團(tuán)隊(duì)資助項(xiàng)目(14IRTSTHN007);洛陽市科技攻關(guān)資助項(xiàng)目(1401055A);廣東省教育部產(chǎn)學(xué)研結(jié)合資助項(xiàng)目(2012B091100038);陜西省電工材料與熔滲技術(shù)重點(diǎn)科技創(chuàng)新團(tuán)隊(duì)資助項(xiàng)目(2012KCT-25)。

王青,男,博士生,研究方向?yàn)殂~合金材料。E-mail:wangqing0737@163.com。

宋克興,男,教授,博導(dǎo),博士,研究方向?yàn)楦咝阅茔~合金及其先進(jìn)制備加工技術(shù)和摩擦磨損相關(guān)基礎(chǔ)理論研究和技術(shù)開發(fā)。E-mail:kxsong@haust.edu.cn。

TG146.1+1

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