形變熱處理對(duì)Cu-0.7Fe-0.12P合金組織和性能的影響

曹 峰，董琦祎，廖開(kāi)舉，汪明樸

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形變熱處理對(duì)Cu-0.7Fe-0.12P合金組織和性能的影響

曹 峰，董琦祎，廖開(kāi)舉，汪明樸

(中南大學(xué)材料科學(xué)與工程學(xué)院，長(zhǎng)沙 410083)

通過(guò)硬度、電導(dǎo)率、光學(xué)顯微鏡和透射電鏡等測(cè)試手段分析Cu-0.7Fe-0.12P合金的性能與組織，研究形變及時(shí)效處理對(duì)其組織與性能的影響，得出冷變形量與熱處理工藝的優(yōu)化組合，為該合金的實(shí)際生產(chǎn)提供參考。合金經(jīng)900 ℃固溶并40%冷軋、450 ℃時(shí)效6 h、70%冷軋后，在400、450和500 ℃分別時(shí)效1 h。研究結(jié)果表明，在450 ℃時(shí)效合金的硬度(141 HV)和相對(duì)電導(dǎo)率(89.9% IACS)均達(dá)到了較好的狀態(tài)；而直接對(duì)合金冷軋變形80%并在450 ℃下時(shí)效1 h后，相對(duì)電導(dǎo)率為70% IACS，比經(jīng)雙冷軋雙時(shí)效處理后測(cè)得的合金相對(duì)電導(dǎo)率小。

Cu-0.7Fe-0.12P合金；形變熱處理；顯微組織

銅合金是主要的引線框架材料，市場(chǎng)上主要有4種銅合金系，分別為Cu-Fe-P、Cu-Ni-Si、Cu-Cr-Zr、和Cu-Ag，大約占到引線框架材料總量的80%[1?4]。目前市場(chǎng)上有77種牌號(hào)的銅合金被用做引線框架材料，其中Cu-Fe-P合金占到了65%，Cu-Fe-P合金是一種中強(qiáng)中導(dǎo)的合金，其拉伸強(qiáng)度約為450~500 MPa，電導(dǎo)率約為65% IACS[5?8]。

Cu-0.71%Fe-0.12%P合金是析出強(qiáng)化型合金[9]，當(dāng)Fe和P的化合物在Cu基體中析出時(shí)，會(huì)使合金的導(dǎo)電率升高，因此Fe和P的含量應(yīng)該被限制，但這有可能導(dǎo)致基體中析出相的體積過(guò)小，從而使得析出強(qiáng)化效應(yīng)減弱[10]，冷軋可以明顯提高合金的強(qiáng)度且對(duì)其電導(dǎo)率沒(méi)有明顯影響[11?12]。在銅合金中添加合金元素會(huì)使加工硬化和析出強(qiáng)化的聯(lián)合作用出現(xiàn)一些問(wèn)題，例如：通常再結(jié)晶溫度低于最優(yōu)的時(shí)效溫度，對(duì)于冷軋態(tài)的合金時(shí)效過(guò)程中的再結(jié)晶通常發(fā)生在出現(xiàn)析出強(qiáng)化峰值之前，然而這卻引起加工硬化效果在時(shí)效過(guò)程中快速消失，同時(shí)使得析出強(qiáng)化和加工硬化的聯(lián)合作用不能順利實(shí)現(xiàn)[13]。提高再結(jié)晶溫度可以使得這種混合強(qiáng)化效果得以實(shí)現(xiàn)，但是幾乎所有添加到銅合金中的合金元素均可降低合金的電導(dǎo)率，所以在選擇添加合金元素的種類和含量時(shí)應(yīng)當(dāng)慎重。此外，在銅合金中添加合金元素可明顯提升合金的再結(jié)晶溫 度[14?15]。

本研究通過(guò)控制添加P和Fe的含量比例和冷軋變形量來(lái)提高Cu-Fe-P合金的耐熱性能，使再結(jié)晶溫度達(dá)到450 ℃以上。

1 實(shí)驗(yàn)

實(shí)驗(yàn)用Cu-Fe-P合金成分為：Cu-0.7Fe-0.12P(質(zhì)量分?jǐn)?shù)，%)。在中頻無(wú)芯感應(yīng)熔煉爐中大氣熔煉，在鋼模中澆注成尺寸為150 mm×70 mm×35 mm的鑄錠。鑄錠銑面后在RJX-2.5-10型箱式電阻爐中950 ℃保溫2 h，熱軋至4.3~4.5 mm(水淬)，在900 ℃下固溶處理1 h(水淬)，隨后經(jīng)軋40%的變形量，在硝酸鹽鹽浴爐中時(shí)效，時(shí)效溫度分別為400，450和500 ℃?？販鼐葹?±3) ℃。時(shí)效時(shí)間分別為0.25，0.50，1.0，2.0，4.0，8.0和16.0 h, 測(cè)量每一時(shí)間點(diǎn)的維氏硬度與相對(duì)電導(dǎo)率，以研究不同時(shí)效時(shí)間對(duì)合金綜合性能的影響，從而確定最佳時(shí)效溫度和時(shí)間。樣品經(jīng)450 ℃時(shí)效6 h后繼續(xù)冷軋，變形量為70%，再在硝酸鹽鹽浴爐中時(shí)效，溫度分別為400、450和500 ℃，研究冷變形后不同溫度對(duì)合金再結(jié)晶的影響。

合金硬度用MODEL HV-5型小負(fù)荷維氏硬度計(jì)測(cè)量，載荷質(zhì)量為1 kg，加載時(shí)間10 s。合金電導(dǎo)率用渦流法在D60K數(shù)字金屬電導(dǎo)率測(cè)量?jī)x上測(cè)量，樣品實(shí)測(cè)尺寸為20 mm×20 mm×1.5 mm。金相樣品用三氯化鐵鹽酸水溶液侵蝕，然后在LEICA EC3型金相顯微鏡和Sirion200場(chǎng)發(fā)射掃描電鏡下進(jìn)行顯微組織觀察。在TECNAI G220型透射電鏡上進(jìn)行顯微組織觀察，操作電壓為200 kV，試樣經(jīng)雙噴減薄，電解液配比為HNO3:CH3OH=1:4。

2 結(jié)果與分析

2.1 Cu-0.7Fe-0.12P合金的微觀組織

圖1所示為合金鑄態(tài)組織，可以看出組織存在枝晶偏析。在圖1(a)中枝晶較發(fā)達(dá)。白亮的枝晶比較粗大，白色基體上分布著大量的點(diǎn)、棒狀物相；二次枝晶不再平行，而是呈不規(guī)則的圓弧狀；圖1(b)中枝晶間隙是一圈圈深色的纖維區(qū)域，其內(nèi)部存在大量塊狀相似物。這說(shuō)明P能與Fe或Cu形成某種化合物，彌散于合金內(nèi)部。

圖2所示為鑄態(tài)合金的高倍掃描照片和能譜分析(EDS)。通過(guò)二次電子掃描，從圖2(a)和2(b)可以看到基體和晶界中存在大量點(diǎn)狀及棒狀相，顯示灰色襯度，最大可達(dá)10 μm。對(duì)圖2(a)和2(b)中大圓粒進(jìn)行EDS能譜分析，分析結(jié)果如圖2(c)和圖2(d)所示，其中Fe和P兩元素的原子比近似為2:1，可見(jiàn)此粒子為Fe2P。對(duì)其它形狀的析出相粒子也進(jìn)行了能譜分析，結(jié)果顯示其中的Fe/P原子比均接近2:1。

從Cu-Fe-P三元系相圖可知，F(xiàn)e與P在Cu中會(huì)形成Fe2P和Fe3P兩種化合物。本實(shí)驗(yàn)中P的質(zhì)量分?jǐn)?shù)為0.12%，換算成原子分?jǐn)?shù)為0.24%，通過(guò)相圖可知會(huì)形成Fe2P，符合實(shí)驗(yàn)結(jié)果。

在 Cu-0.7Fe-0.12P 合金鑄態(tài)取樣，同時(shí)在熱軋板上取樣固溶，將固溶后的樣品分別以40%，60%，80%的變形量冷軋，并在冷軋后的樣品上取樣。

圖3所示為Cu-0.7Fe-0.12P合金固態(tài)及冷軋變形金相組織。由圖3(a)可見(jiàn)晶粒尺寸較大，一方面是因?yàn)樵谳^高的固溶溫度，再結(jié)晶的驅(qū)動(dòng)力增大；另一方面是因?yàn)樵谳^高溫度固溶時(shí)，第二相粒子迅速回溶，導(dǎo)致晶界遷移的阻力減小。

圖1 Cu-0.7Fe-0.12P合金鑄態(tài)組織金相圖

圖2 Cu-0.7Fe-0.12P合金鑄態(tài)及固溶態(tài)的SEM和EDS分析結(jié)果

圖3 Cu-0.7Fe-0.12P合金固溶態(tài)及冷軋變形金相組織

由圖3(b)可見(jiàn)在冷軋變形40%后(HV=152)晶粒拉長(zhǎng)，有一部分晶粒破碎，合金的組織呈現(xiàn)出粗細(xì)很不均勻的纖維狀，當(dāng)變形量增為60%(HV=165)和80% (HV=165)時(shí)，由圖3(c)和3(d)可見(jiàn)，纖維組織變得很均勻且更窄，原始較大晶?；颈幌?/p>

2.2 冷變形對(duì)合金性能的影響

冷變形可以大幅提高Cu-Fe-P系合金硬度、電導(dǎo)率。為分析Cu-0.7Fe-0.12P合金在不同變形條件下的組織及性能，對(duì)Cu-0.7Fe-0.12P合金的熱軋樣固溶后再進(jìn)行不同變形量的冷軋，最后在450 ℃進(jìn)行時(shí)效。圖4所示為熱軋?zhí)幚?HR)后Cu-0.7Fe-0.12P合金經(jīng)過(guò)變形量分別為40%，60%和80%冷軋(CR)后的硬度電導(dǎo)率時(shí)效曲線。由圖4(a)可以看出，CR40 %時(shí)，硬度峰值出現(xiàn)在時(shí)效2 h(154 HV)；CR60 %時(shí)，合金時(shí)效0.25 h(161 HV)時(shí)達(dá)到峰值；CR80%時(shí)，在時(shí)效 0.25 h(170 HV)后達(dá)到峰值，延長(zhǎng)時(shí)效時(shí)間，硬度下降得非?？??？梢?jiàn)，冷變形量越大，合金硬度達(dá)到峰值的時(shí)間越短，伴隨著峰值增大，但峰寬變小。上述結(jié)果表明冷變形使Cu- 0.7Fe-0.12P合金時(shí)效析出的速度加快，這是由于大量的位錯(cuò)亞結(jié)構(gòu)存在于冷變形后的樣品中，這些缺陷有利于析出相的形核，從而使時(shí)效初期第二相粒子的長(zhǎng)大和形核速率迅速增加。冷變形量的增大使得樣品中形變儲(chǔ)能增高，加快溶質(zhì)原子擴(kuò)散速度，合金析出過(guò)程大幅加快。

在圖4(b)中，時(shí)效初期合金電導(dǎo)率上升幅度與變形量的增加成正比，時(shí)效16 h后，80%變形量合金的相對(duì)電導(dǎo)率可達(dá)85.9%。隨時(shí)效時(shí)間延長(zhǎng)，合金的電導(dǎo)率增加逐漸緩慢。由于Fe，P元素的析出，減少了溶質(zhì)原子對(duì)電子的散射作用，使得電導(dǎo)率可以大幅提高。隨時(shí)效時(shí)間延長(zhǎng)，基體中溶質(zhì)原子濃度下降，析出驅(qū)動(dòng)力減小，合金析出速度變慢，因此合金的電導(dǎo)率在時(shí)效初期加快而后逐漸平緩。

圖4 時(shí)效時(shí)間對(duì)Cu-0.7Fe-0.12P合金不同冷軋板材硬度(a)和電導(dǎo)率(b)的影響

2.3 時(shí)效溫度對(duì)合金性能的影響

熱軋后的樣品冷軋形變40%，在450 ℃硝酸鹽浴爐中時(shí)效使硬度達(dá)到峰值，將峰時(shí)效的樣品再經(jīng)冷軋變形70%，樣品經(jīng)兩次冷軋的總變形量等于樣品直接冷軋80%形變量，然后將兩次冷軋的樣品在不同溫度下進(jìn)行時(shí)效，時(shí)效溫度分別為400，450和500 ℃，冷軋態(tài)合金在后續(xù)時(shí)效處理時(shí)的硬度和電導(dǎo)率如圖5所示。由圖5(a)可見(jiàn)，合金冷軋態(tài)硬度達(dá)到165.5 HV。合金在3種溫度下進(jìn)行時(shí)效均無(wú)明顯的時(shí)效強(qiáng)化現(xiàn)象，硬度隨時(shí)效溫度的升高下降速度加快，并且500 ℃時(shí)效硬度下降最快；由圖5(b)可見(jiàn)，相對(duì)電導(dǎo)率在雙冷軋?zhí)幚砗笙鄬?duì)電導(dǎo)率均超過(guò)70%IACS，在后來(lái)各溫度時(shí)效過(guò)程中電導(dǎo)率均逐漸升高，相對(duì)電導(dǎo)率均超過(guò)90%IACS，隨時(shí)效溫度升高，達(dá)到峰值的時(shí)間越來(lái)越短。500 ℃時(shí)效，電導(dǎo)率達(dá)到峰值速率最快，因?yàn)榛w中大量Fe元素與P元素結(jié)合成化合物，使得固溶基體Fe元素含量減少，基體變得更為純凈，減少了溶質(zhì)原子對(duì)電子的散射作用。隨時(shí)效溫度升高，基體中的Fe元素具有了較高的能量，更容易與P元素形成化合物，隨溫度提高，500 ℃時(shí)效時(shí)基體中溶質(zhì)原子析出速率高于400 ℃和450 ℃析出速率，因此500 ℃下時(shí)效相對(duì)電導(dǎo)率達(dá)到峰值所需的時(shí)間最短。

2.4 合金時(shí)效組織

由圖5可知合金在400 ℃和500 ℃時(shí)效2 h后的硬度相差達(dá)到50 HV，可見(jiàn)P元素和Fe元素形成的化合物使得合金的耐熱性能明顯下降。圖6為兩溫度時(shí)效后合金的金相組織對(duì)比，反映了合金硬度下降的主要原因是發(fā)生了再結(jié)晶。圖6(a)中的組織仍有大量冷軋纖維組織，但在(c)圖則無(wú)明顯的纖維組織。合金在500 ℃時(shí)效2 h 后有明顯的回復(fù)再結(jié)晶，合金的再結(jié)晶溫度低于500 ℃高于400 ℃。經(jīng)透射電鏡分析得到經(jīng)雙冷軋雙時(shí)效處理的合金照片如圖7所示，由圖比較可發(fā)現(xiàn)500 ℃時(shí)效時(shí)2 h后，有第二相粒子優(yōu)先在晶界和位錯(cuò)處析出，且晶內(nèi)有大量位錯(cuò)纏結(jié)。單冷軋時(shí)效工藝，在400 ℃時(shí)效2 h 后合金硬度開(kāi)始下降，而雙冷軋雙時(shí)效工藝經(jīng)450 ℃時(shí)效2 h后硬度沒(méi)有明顯下降。

圖5 雙冷軋態(tài)合金時(shí)效硬度(a)和相對(duì)電導(dǎo)率曲線(b)

圖6 Cu-0.7Fe-0.12P合金經(jīng)過(guò)雙冷軋雙時(shí)效的光學(xué)金相組織

圖7 Cu-0.7Fe-0.12P合金經(jīng)過(guò)雙冷軋雙時(shí)效的TEM照片

3 結(jié)論

1) 冷變形的主要作用是加速粒子的析出，加速時(shí)效進(jìn)程，隨冷變形量增加，合金和電導(dǎo)率的變化速率明顯加快。合金經(jīng)80%形變，在450 ℃時(shí)效2 h后硬度開(kāi)始下降，時(shí)效16 h后硬度遠(yuǎn)小于40%及60%變形量的合金。

2) 雙冷軋雙時(shí)效可明顯提高合金的性能，經(jīng)雙冷軋雙時(shí)效處理的合金硬度和電導(dǎo)率明顯的高于傳統(tǒng)工藝Cu-0.7Fe-0.12P合金。

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(編輯 高海燕)

Effect of thermo-mechanical treatment on microstructure and properties of Cu-0.7Fe-0.12P alloy

CAO Feng, DONG Qi-yi, LIAO Kai-ju, WANG Ming-pu

(School of Materials Science and Engineering, Central South University, Changsha 410083, China)

The micro-hardness and electrical conductivity of Cu-0.7Fe-0.12P alloy under different thermo-mechanical conditions were measured, and the microstructure of the alloy were examined by optical microscopy and transmission electron microscopy with the aim of finding a suitable thermo-mechanical process for the alloy as a reference to industrial production. The alloy was cold rolled with 40% deformation and aging at 450 ℃ for 6 h. Then the following step was deformation of 70% cold rolling. Samples were aged for 1 h at 400, 450 and 500 ℃, respectively. Sample aged at 450 ℃ had the most highest micro-hardness (141 HV) and electrical conductivity (89.9% IACS). Directly compared with cold rolling of 80% deformation and aging at 450 ℃ for 1 h, the properties of the samples under former process are better.

Cu-0.7Fe-0.12P alloy; Thermo-mechanical treatment; Microstructure

TG146.1

A

1673-0224(2015)3-464-06

中南大學(xué)貴重儀器設(shè)備開(kāi)放共享基金(CSUZC20140012)

2014-06-16；

2014-07-15

汪明樸，教授，博導(dǎo)，電話：0731-88830264；E-mail: wangmp@csu.edu.cn