花思明

中鐵建電氣化局集團(tuán)康遠(yuǎn)新材料有限公司，江蘇 無(wú)錫 214400

銅合金具有優(yōu)良的導(dǎo)電性能、機(jī)械性能，是一種綜合性能優(yōu)良的結(jié)構(gòu)功能材料，被廣泛應(yīng)用于大規(guī)模集成電路的引線框架、電氣化鐵路接觸網(wǎng)導(dǎo)線、開(kāi)關(guān)觸橋、結(jié)晶器內(nèi)襯、高脈沖磁場(chǎng)導(dǎo)體和牽引電動(dòng)機(jī)轉(zhuǎn)子中[1]。

目前，國(guó)內(nèi)外對(duì)銅合金的熱變形行為已經(jīng)進(jìn)行了較多的研究，主要有Cu-Fe、Cu-Ni-Si、Cu-Ag、Cu-Cr-Zr、Cu-Cr-Zr-Ce、Cu-Mg、Cu-Al等合金，但對(duì)電氣化鐵路接觸線用的Cu-Sn系合金研究較少。連續(xù)擠壓工藝具有能耗低、成品率高等優(yōu)點(diǎn)，在電氣化鐵路接觸網(wǎng)線材的生產(chǎn)中應(yīng)用廣泛，但由于接觸網(wǎng)線材用銅合金變形溫度高、變形抗力大、熱變形行為復(fù)雜，連續(xù)擠壓工藝的優(yōu)化過(guò)程極為復(fù)雜，對(duì)Cu-0.55Sn合金的熱變形行為的研究有助于優(yōu)化Cu-Sn合金連續(xù)擠壓工藝。在銅合金中加入少量的稀土元素能凈化合金的基體和晶界，改善和提高合金的導(dǎo)電率、軟化溫度和強(qiáng)度，考慮加入0.08%La，以進(jìn)一步改善Cu-0.55Sn合金的性能[2]。

文章對(duì)Cu-0.55Sn-0.08La合金進(jìn)行了熱壓縮變形試驗(yàn)研究，對(duì)比研究了流變應(yīng)力與應(yīng)變量、應(yīng)變速率以及變形溫度之間的關(guān)系，研究了其動(dòng)態(tài)再結(jié)晶行為以及組織變化，為合金的連續(xù)擠壓工藝提供了理論依據(jù)。

1 試驗(yàn)原料及方法

以A 級(jí)銅Cu-CATH-1（純度 99.99%）、Sn（純度99.95%）、塊狀La（純度99.5%）為試驗(yàn)原料，在500kg工頻感應(yīng)熔煉爐中熔煉，通過(guò)上引連鑄機(jī)連鑄成Ф20mm桿坯，合金元素的質(zhì)量分?jǐn)?shù)為Sn0.55%、La0.08%，其余為銅（Cu-0.55Sn-0.08La合金），將Ф20mm桿坯加工成Ф8×12mm樣品。

Cu-0.55Sn-0.08La合金熱模擬壓縮試驗(yàn)溫度為400～700℃，應(yīng)變速率為0.01～10s-1，總壓縮應(yīng)變量約為0.6(真應(yīng)變)。試驗(yàn)前對(duì)樣品兩端進(jìn)行潤(rùn)滑處理，防止在熱壓縮變形過(guò)程中出現(xiàn)不均勻變形等情況。試驗(yàn)時(shí)樣品以5K/s的溫升速率加熱，將樣品加熱至設(shè)定溫度后保溫3min，然后根據(jù)試驗(yàn)方案進(jìn)行熱壓縮試驗(yàn)，試驗(yàn)完成后樣品即刻進(jìn)行水淬處理，保留其變形組織狀態(tài)。

樣品縱向切開(kāi)（見(jiàn)圖1）后進(jìn)行磨制、拋光，腐蝕浸泡30～45s，用金相顯微鏡進(jìn)行組織觀察。由于不同鑄造晶粒的取向不同，不同程度的浸蝕導(dǎo)致出現(xiàn)不同顏色的單相組織。邊緣部分可以看到水平冷卻方向和向上垂直運(yùn)動(dòng)合成而形成的斜生柱狀晶，鑄錠中心冷卻強(qiáng)度減小，出現(xiàn)少部分尺寸較小的晶粒。

圖1 熱壓縮前后試樣外觀示意圖及未壓縮樣金相圖

2 結(jié)果和討論

2.1 合金應(yīng)力應(yīng)變行為

不同溫度、應(yīng)變速率下合金的真實(shí)應(yīng)力-應(yīng)變曲線見(jiàn)圖2。在一定變形溫度下，隨應(yīng)變速率的提高，流變應(yīng)力和應(yīng)力峰值均增大，表明Cu-Sn-La合金應(yīng)變速率敏感性呈正相關(guān)；在一定應(yīng)變速率下，隨溫度的升高流變應(yīng)力和應(yīng)力峰值降低，表明該合金是熱敏感性合金。由于流變曲線的形狀取決于初始晶粒尺寸和穩(wěn)定的DRX晶粒尺寸，相比動(dòng)態(tài)壓縮后的再結(jié)晶的晶粒尺寸，該試驗(yàn)樣品初始晶粒尺寸極大，因此應(yīng)力-應(yīng)變曲線沒(méi)有出現(xiàn)峰值或僅出現(xiàn)一個(gè)峰值。另外，流變曲線的形狀在很大程度上取決于樣品的溶質(zhì)濃度[3-4]。在相同的變形條件下，合金銅的流變應(yīng)力（包括峰值和穩(wěn)態(tài)流動(dòng)應(yīng)力）總是高于純銅。該試驗(yàn)樣品質(zhì)量分?jǐn)?shù)為Sn0.55%、La0.08%，其余為銅（Cu-0.55Sn-0.08La合金），溶質(zhì)元素Sn、Cu-La形成金屬間化合物，導(dǎo)致銅基體中位錯(cuò)的移動(dòng)難度增大，提高了銅合金的流變應(yīng)力。

圖2 不同溫度、應(yīng)變速率下合金的真實(shí)應(yīng)力-應(yīng)變曲線

在變形開(kāi)始階段，晶粒內(nèi)部的位錯(cuò)密度快速增大，位錯(cuò)在運(yùn)動(dòng)過(guò)程中產(chǎn)生糾纏、堆積，形成網(wǎng)絡(luò)狀位錯(cuò)纏繞結(jié)構(gòu)，出現(xiàn)加工硬化，應(yīng)力隨應(yīng)變的增加而快速增大。

較高應(yīng)變速率或較低溫度條件下，變形合金內(nèi)部應(yīng)力隨變形量的增加積累到一定程度發(fā)生動(dòng)態(tài)回復(fù)，位錯(cuò)在不斷增殖、塞積、重組和湮沒(méi)過(guò)程中，導(dǎo)致位錯(cuò)分布不均，在不同的位錯(cuò)纏結(jié)區(qū)逐漸演化形成位錯(cuò)胞，位錯(cuò)密度下降，真應(yīng)力-真應(yīng)變曲線表現(xiàn)為緩慢上升（400℃），見(jiàn)圖2（d）和圖2（e）；較低應(yīng)變速率或較高變形溫度條件下，合金變形過(guò)程伴隨再結(jié)晶晶核的形成和長(zhǎng)大，合金軟化速率大于形變硬化速率，真應(yīng)力-真應(yīng)變曲線表現(xiàn)為緩慢下降（700℃），見(jiàn)圖2（a）和圖2（b）；當(dāng)形變硬化速率與動(dòng)態(tài)回復(fù)和再結(jié)晶速率相當(dāng)時(shí)，真應(yīng)力-真應(yīng)變曲線趨于穩(wěn)態(tài)（500℃）。這是熱變形過(guò)程中動(dòng)態(tài)硬化和動(dòng)態(tài)軟化同時(shí)發(fā)生作用的結(jié)果。

Cu-0.55Sn-0.08La合金是低層錯(cuò)能合金，具有很寬的擴(kuò)展位錯(cuò)，位錯(cuò)很難從位錯(cuò)網(wǎng)中解脫出來(lái)，也很難通過(guò)交滑移和攀移來(lái)抵消，變形開(kāi)始時(shí)期產(chǎn)生的亞組織回復(fù)速度很慢，同時(shí)亞組織中位錯(cuò)密度很大，亞晶組織很小，胞壁中有較多位錯(cuò)纏結(jié)，在一定的變形溫度和應(yīng)變速率時(shí)，見(jiàn)圖2（e），材料在變形中的儲(chǔ)存能積累到足夠多將出現(xiàn)動(dòng)態(tài)再結(jié)晶，表現(xiàn)在應(yīng)力應(yīng)變曲線上是形成微小波峰。

2.2 顯微組織

合金在400℃時(shí)不同應(yīng)變速率下的微觀組織見(jiàn)圖3。圖3中，由于初始晶粒尺寸較大，且晶界處存在稀土元素La的聚集，形變時(shí)宏觀協(xié)調(diào)的難度較大，各個(gè)晶粒的形變極不均勻，部分晶粒內(nèi)部出現(xiàn)較多滑移帶和絕熱剪切帶，并終止于晶界。受壓縮變形的影響，晶粒發(fā)生轉(zhuǎn)動(dòng)，逐漸與壓縮方向垂直，且隨著應(yīng)變速率的增大晶粒中的滑移帶變密變多。

圖3 合金在400℃時(shí)不同應(yīng)變速率下的微觀組織

合金在500℃時(shí)不同應(yīng)變速率下的微觀組織見(jiàn)圖4。圖4中，低應(yīng)變速率時(shí)，剪切帶仍然存在，并在剪切帶中發(fā)現(xiàn)動(dòng)態(tài)再結(jié)晶晶粒，見(jiàn)圖4（a），這說(shuō)明局部已經(jīng)發(fā)生了動(dòng)態(tài)再結(jié)晶，晶界處有大量的動(dòng)態(tài)再結(jié)晶細(xì)小晶粒。隨著應(yīng)變速率的增加，在高應(yīng)變速率時(shí)，部分區(qū)域出現(xiàn)大量的細(xì)再結(jié)晶晶粒和退火孿晶，見(jiàn)圖4（b），可知再結(jié)晶晶粒尺寸遠(yuǎn)小于初始晶粒尺寸。

圖4 合金在500℃時(shí)不同應(yīng)變速率下的微觀組織

合金在600℃時(shí)不同應(yīng)變速率下的微觀組織見(jiàn)圖5。圖5中，600℃時(shí)在低和高的應(yīng)變速率下出現(xiàn)了動(dòng)態(tài)再結(jié)晶晶粒，隨著應(yīng)變速率的進(jìn)一步提高，動(dòng)態(tài)再結(jié)晶更加明顯，見(jiàn)圖5（b）。晶界處優(yōu)先形核，動(dòng)態(tài)再結(jié)晶晶粒通過(guò)吞噬周圍形變基體逐漸向四周伸展長(zhǎng)大，原因是晶界處具備再結(jié)晶形核的基本條件：大角度界面、高密度缺陷且形變能較大；晶界處是再結(jié)晶晶粒優(yōu)先形核、長(zhǎng)大的位置，形成細(xì)小、等軸的再結(jié)晶組織。

圖5 合金在600℃時(shí)不同應(yīng)變速率下的微觀組織

合金在700℃時(shí)不同應(yīng)變速率下的微觀組織見(jiàn)圖6。圖6（b）中心有細(xì)小再結(jié)晶，再結(jié)晶晶粒和初始晶粒的邊界比較清晰，動(dòng)態(tài)再結(jié)晶晶粒向初始晶粒穩(wěn)定生長(zhǎng)。稀土元素La的原子半徑為0.274nm，比銅原子半徑0.157nm大75%，在動(dòng)態(tài)再結(jié)晶過(guò)程中，富La相阻止晶界遷移而減小了動(dòng)態(tài)再結(jié)晶晶粒的尺寸。

圖6 合金在700℃時(shí)不同應(yīng)變速率下的微觀組織

對(duì)比證明，溫度相同條件下高應(yīng)變速率的再結(jié)晶晶粒尺寸較大，原因是變形溫度越高，變形速率越慢，熱激活過(guò)程越完全地進(jìn)行，導(dǎo)致變形后的儲(chǔ)存能減少，從而再結(jié)晶過(guò)程延緩，導(dǎo)致低應(yīng)變速率下再結(jié)晶晶粒尺寸較小[5]。

3 結(jié)論

（1）在Cu-0.55Sn-0.08La合金高溫?zé)釅嚎s變形試驗(yàn)中，變形溫度升高使流變應(yīng)力減小，應(yīng)變速率提高使流變應(yīng)力增大。在較低溫度（400℃）或較高應(yīng)變速率（1s-1和10s-1）條件下，應(yīng)力-應(yīng)變曲線隨著變形量的增加出現(xiàn)緩慢上升；在較高溫度（700℃）或較低應(yīng)變速率（0.01s-1和0.05s-1）條件下，應(yīng)力-應(yīng)變曲線出現(xiàn)緩慢下降，原因是在變形過(guò)程中伴隨再結(jié)晶晶核的形成與長(zhǎng)大，合金軟化速率大于形變硬化速率。

（2）Cu-0.55Sn-0.08La合金的顯微組織表明，當(dāng)變形溫度為400℃時(shí)，晶粒內(nèi)部出現(xiàn)滑移帶和剪切帶，晶粒發(fā)生轉(zhuǎn)動(dòng)，與壓縮方向垂直，隨著變形溫度的升高在剪切帶附近和晶界處發(fā)現(xiàn)再結(jié)晶晶粒；在700℃時(shí)，動(dòng)態(tài)再結(jié)晶較完全，且再結(jié)晶晶粒發(fā)生長(zhǎng)大。