C194合金連續(xù)擠壓全過(guò)程的組織與性能演變*

靳 晨，劉新寬，劉 平,，陳小紅，何代華，馬鳳倉(cāng)，李 偉

(1. 上海理工大學(xué) 機(jī)械工程學(xué)院，上海 200093； 2. 上海理工大學(xué) 材料科學(xué)與工程學(xué)院，上海 200093)

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C194合金連續(xù)擠壓全過(guò)程的組織與性能演變*

靳 晨1，劉新寬2，劉 平1,2，陳小紅2，何代華2，馬鳳倉(cāng)2，李 偉2

(1. 上海理工大學(xué) 機(jī)械工程學(xué)院，上海 200093； 2. 上海理工大學(xué) 材料科學(xué)與工程學(xué)院，上海 200093)

采用光學(xué)顯微鏡、透射電子顯微鏡(TEM)、維氏硬度儀和萬(wàn)能材料試驗(yàn)機(jī)等手段對(duì)C194合金連續(xù)擠壓全過(guò)程的組織演變與性能特征進(jìn)行研究。結(jié)果表明，C194合金連續(xù)擠壓過(guò)程沒(méi)有出現(xiàn)明顯的動(dòng)態(tài)再結(jié)晶組織，僅在直角彎曲后變形區(qū)觀察到少量沿晶界擇優(yōu)析出的不完全動(dòng)態(tài)再結(jié)晶細(xì)小晶粒；各變形區(qū)硬度隨變形量的增加由88.7 HV提升至136.1 HV，并在直角彎曲后變形區(qū)增長(zhǎng)減緩；擠壓前后材料抗拉強(qiáng)度由263 MPa提高到476 MPa，延展性則由26.5%降至18.7%；擠壓過(guò)程中發(fā)生第二相析出，析出物呈現(xiàn)尺寸為60～80 nm的橢球形和尺寸為10～20 nm且彌散分布的微小顆粒兩種形貌。

C194合金；連續(xù)擠壓；組織與性能演變

0 引 言

作為一項(xiàng)新型塑性成形技術(shù)，連續(xù)擠壓(continuous extrusion forming, CEF,)誕生于20世紀(jì)70年代初的英國(guó)，被譽(yù)為有色金屬加工的一項(xiàng)革命性技術(shù)[1-2]。與傳統(tǒng)擠壓方式相比，連續(xù)擠壓技術(shù)實(shí)現(xiàn)了材料生產(chǎn)在連續(xù)化、智能降耗和提高材料利用率方面的突破，不僅成形穩(wěn)定，而且可實(shí)現(xiàn)產(chǎn)品無(wú)限長(zhǎng)度高品質(zhì)的生產(chǎn)，目前已廣泛應(yīng)用于鋁、銅及其合金型材、盤(pán)管及導(dǎo)線電纜等產(chǎn)品的生產(chǎn)[3-5]。

引線框架是集成電路的重要組成部分，銅合金在該領(lǐng)域應(yīng)用十分廣泛，其中Cu-Fe-P系合金更是占到整個(gè)引線框架材料用量的65%之多[6-7]。近年來(lái)有關(guān)連續(xù)擠壓的研究大部分系純鋁、純銅和鎂合金等軟質(zhì)金屬，尚鮮有諸如C194銅合金等典型析出強(qiáng)化合金連續(xù)擠壓成功的案例，對(duì)其擠壓各階段的微觀組織、力學(xué)性能以及第二相析出的研究則更少。對(duì)于一種壓力加工方法的金屬塑性流動(dòng)規(guī)律缺乏深入了解則很難控制其產(chǎn)品質(zhì)量，因而對(duì)以C194為代表的典型析出強(qiáng)化合金連續(xù)擠壓過(guò)程的研究尤為迫切。本文采用金相分析、電子顯微分析、拉伸試驗(yàn)和顯微硬度測(cè)量等方法，探究C194銅合金連續(xù)擠壓過(guò)程中的組織演變規(guī)律和性能特征，為今后該合金引線框架產(chǎn)品連續(xù)擠壓制備提供理論依據(jù)和技術(shù)參考。

1 實(shí) 驗(yàn)

實(shí)驗(yàn)原材料為?16 mm圓柱形棒狀C194合金，其化學(xué)成分如表1所示。合金坯料經(jīng)850 ℃×60 min固溶處理后水淬至室溫，再進(jìn)行700 ℃×20 min預(yù)熱處理，隨即在MFCCE350型擠壓機(jī)上以4 r/min轉(zhuǎn)速進(jìn)行連續(xù)擠壓試驗(yàn)，制得40 mm×10 mm矩形板坯，水冷至室溫，得到連續(xù)擠壓產(chǎn)品；將擠壓變形腔內(nèi)坯料取出，用線切割機(jī)沿?cái)D壓方向切割取樣，得到連續(xù)擠壓過(guò)程各階段材料樣品。組織金相分析采用Axio ScopeA1型蔡司光學(xué)顯微鏡，試樣腐蝕劑為氯化鐵鹽酸溶液；顯微硬度測(cè)試采用HXD1000 TMC型數(shù)顯顯微硬度計(jì)，載荷0.49 N，保荷時(shí)間15 s，每個(gè)試樣測(cè)試5個(gè)區(qū)域，誤差±5%；拉伸試驗(yàn)在Zwick 50 kN萬(wàn)能材料試驗(yàn)機(jī)上進(jìn)行，拉伸試樣沿?cái)D壓板坯縱向加工，拉伸速度1 mm/min；析出相分析在JEM-2100型透射電子顯微鏡(TEM)上進(jìn)行，加速電壓為200 kV，樣品制備采用離子減薄法；樣品切割采用低速走絲電火花切割機(jī)，熱處理設(shè)備采用箱式爐。

表1 C194合金的化學(xué)成分

Table 1 Chemical composition of investigated C194 alloy (wt%)

FePZnCu2.300.110.24Bal.

2 分析與討論

2.1 C194合金連續(xù)擠壓前后的組織

圖1分別為C194合金固溶后和連續(xù)擠壓后的金相組織。如圖1(a)所示，經(jīng)固溶和水淬處理后，材料中的Fe與P元素已充分固溶至Cu基體中，形成過(guò)飽和單相固溶體，整體呈等軸晶形態(tài)并含有大量孿晶，平均尺寸在80 μm左右。圖1(b)為連續(xù)擠壓后產(chǎn)品的微觀樣貌?？梢钥闯觯牧显谶B續(xù)擠壓過(guò)程中發(fā)生了劇烈的塑性變形，強(qiáng)大的剪切變形力使得擠壓后產(chǎn)品晶粒組織沿加工方向拉長(zhǎng)，并在垂直于加工方向上緊密層疊，形成加工織構(gòu)，產(chǎn)品組織均勻，晶粒厚度約為1 μm。

圖1 C194合金連續(xù)擠壓前后組織

Fig 1 Microstructures of C194 copper alloy before and after CEF

2.2 C194合金連續(xù)擠壓過(guò)程中的組織演變

對(duì)于連續(xù)擠壓過(guò)程各變形區(qū)的劃分應(yīng)充分突出各區(qū)域變形特點(diǎn)，進(jìn)行合理而有限的區(qū)域劃分。孫健等[5]將連續(xù)擠壓過(guò)程分為6個(gè)變形區(qū)，即剪切摩擦區(qū)、鐓粗變形區(qū)、粘著區(qū)、直角彎曲前區(qū)、直角彎曲后區(qū)和擴(kuò)展成型區(qū)。圖2所示為C194合金連續(xù)擠壓各塑性變形區(qū)的劃分示意圖。

圖2 C194合金連續(xù)擠壓過(guò)程各塑性變形區(qū)劃分示意

Fig 2 Plastic deformation regions of C194 copper alloy during CEF: (a) Friction-shearing region; (b) Upsetting region; (c) Adhesion region; (d) Before-right-anglebending region; (e) After-right-angle bending region; (f) Extending forming region

C194合金連續(xù)擠壓不同塑性變形區(qū)的微觀組織如圖3所示。在剪切摩擦區(qū)(圖3(a))，坯料金相內(nèi)僅出現(xiàn)少量滑移帶，內(nèi)部晶?；颈３?jǐn)D壓前形貌。這是因?yàn)榇穗A段棒料僅僅在輪槽摩擦力的帶動(dòng)下沿周向進(jìn)行運(yùn)動(dòng)，因而內(nèi)部晶粒形貌基本不發(fā)生太大改變。

圖3 C194合金連續(xù)擠壓過(guò)程各塑性變形區(qū)微觀組織形貌

隨著坯料進(jìn)一步充滿(mǎn)擠壓型腔，且內(nèi)部晶粒逐漸被鐓粗壓實(shí)，鐓粗區(qū)(圖3(b))的晶粒組織開(kāi)始出現(xiàn)明顯的流向性特征，滑移帶密度明顯增加。與純銅和黃銅[6-7]連續(xù)擠壓過(guò)程相比，C194合金在上述兩階段的變形特征并無(wú)大異。

熱變形時(shí)局部應(yīng)變和非均勻變形將導(dǎo)致剪切變形帶的形成[8]。從粘著區(qū)(圖3(c))開(kāi)始，劇烈的剪切變形在材料內(nèi)部產(chǎn)生巨大應(yīng)變，促進(jìn)高密度纏結(jié)位錯(cuò)的產(chǎn)生，導(dǎo)致金相中出現(xiàn)了大量剪切變形帶[9]，由于剪切力的作用材料剪切流線的方向性也表現(xiàn)明顯，這一現(xiàn)象與此階段晶粒在力偶作用下發(fā)生協(xié)調(diào)變形的Cu-Ni-Si合金連續(xù)擠壓變形特征有明顯的不同[5]。

圖3(d)顯示的是直角彎曲前變形區(qū)的微觀組織?？梢钥吹?，隨著擠壓的進(jìn)行，絕大部分晶粒已沿?cái)D壓方向拉長(zhǎng)，形成穩(wěn)定取向，層狀晶粒平均厚度降至約27 μm；由于直角彎曲劇烈的剪切變形作用，已形成的沿?cái)D壓方向拉長(zhǎng)的晶粒在直角彎曲后區(qū)(圖3(e))失去整體流向性，取而代之的是局部小區(qū)域晶粒各自按照同一方向的有序排列，同時(shí)觀察到少量在晶界處優(yōu)先生成的細(xì)小晶粒(見(jiàn)圖3(d))，即再結(jié)晶晶核，由此推斷C194合金在直角彎曲后變形區(qū)發(fā)生了不完全動(dòng)態(tài)再結(jié)晶[10]。

而與黃銅連續(xù)擠壓[6]明顯不同的是，雖然C194合金在直角彎曲后變形區(qū)出現(xiàn)不完全動(dòng)態(tài)再結(jié)晶特征，但再結(jié)晶晶核數(shù)量較少，且僅擇優(yōu)析出分布在晶界處，金相中并未觀察到大量明顯的動(dòng)態(tài)再結(jié)晶組織。分析其原因?yàn)椋菏紫龋髁陷^高的預(yù)熱溫度導(dǎo)致其單位體積變形功的下降[11]，在相同塑性變形下，C194合金的溫度效應(yīng)相比未經(jīng)預(yù)熱而直接進(jìn)行連續(xù)擠壓的純銅要??；其次，在4 r/min的擠壓輪轉(zhuǎn)速下，坯料在通過(guò)直角彎曲區(qū)時(shí)應(yīng)變速率相對(duì)較高。發(fā)生動(dòng)態(tài)再結(jié)晶的條件之一是較高的溫度和較低的變形速率[12]，此處溫度效應(yīng)的降低導(dǎo)致再結(jié)晶驅(qū)動(dòng)力的不足，過(guò)高的變形速率又抑制了再結(jié)晶晶粒的形核與長(zhǎng)大，這是C194合金連續(xù)擠壓在直角彎曲后變形區(qū)未出現(xiàn)明顯動(dòng)態(tài)再結(jié)晶組織的原因。

與明顯發(fā)生動(dòng)態(tài)再結(jié)晶的黃銅[7]等材料的連續(xù)擠壓過(guò)程不同，C194合金在擴(kuò)展成型區(qū)(圖3(f))的組織明顯沿?cái)D壓方向拉長(zhǎng)，形成加工織構(gòu)，晶粒沿垂直擠壓方向緊密層疊，厚度降低為約5 μm。

2.3 C194合金連續(xù)擠壓前后的硬度和抗拉強(qiáng)度

圖4為C194合金連續(xù)擠壓前后及過(guò)程中各階段顯微硬度的變化?？梢钥闯?，材料硬度整體呈上升趨勢(shì)：剪切摩擦區(qū)至直角彎曲前變形區(qū)材料硬度提高顯著，直角彎曲后變形區(qū)至擴(kuò)展成形區(qū)材料硬度提高放緩，經(jīng)模具成形過(guò)程材料最終實(shí)現(xiàn)硬度的較大提升。隨著擠壓的進(jìn)行，材料在直角轉(zhuǎn)彎之前逐漸填滿(mǎn)型腔，由于溫度和壓力的不斷升高，材料內(nèi)部劇烈的剪切變形導(dǎo)致了大量高密度纏結(jié)位錯(cuò)的產(chǎn)生，并在粘著區(qū)開(kāi)始出現(xiàn)大量剪切變形帶，導(dǎo)致材料硬度的顯著提升。而在直角彎曲后變形區(qū)，一方面巨大的直角轉(zhuǎn)彎作用帶來(lái)的剪切變形進(jìn)一步加強(qiáng)了材料內(nèi)部的機(jī)械咬合，提高了摩擦系數(shù)[13]，促使加工織構(gòu)的形成，促進(jìn)材料硬度的提升；另一方面由于不完全動(dòng)態(tài)再結(jié)晶的發(fā)生，晶界處不斷生成的新的再結(jié)晶晶核具有不斷長(zhǎng)大和吞噬位錯(cuò)的趨勢(shì)，在一定程度上又導(dǎo)致了材料的軟化。兩者協(xié)同作用，導(dǎo)致了C194合金在直角彎曲后變形區(qū)硬度增長(zhǎng)的放緩。以上顯微硬度的變化與連續(xù)擠壓過(guò)程中的組織演變規(guī)律相吻合。

圖4 C194合金擠壓前后及各變形區(qū)硬度變化

Fig 4 Vickers-Hardness of C194 copper alloy before, after and during the process of CEF

C194合金連續(xù)擠壓前后樣品的拉伸曲線如圖5所示?？梢钥闯觯?jīng)連續(xù)擠壓之后材料的抗拉強(qiáng)度由之前的263 MPa提升至476 MPa，強(qiáng)度提高接近一倍；而材料延伸率則由26.5%降低至18.7%。連續(xù)擠壓過(guò)程中材料組織明顯細(xì)化，由加工前尺寸約80 μm的均勻等軸晶演變?yōu)楹穸葍H約1 μm緊密層疊的加工織構(gòu)；金相中僅出現(xiàn)極少量不完全動(dòng)態(tài)再結(jié)晶特征晶粒，動(dòng)態(tài)回復(fù)的軟化作用不足以抵消塑性形變中的加工硬化，因而造成材料塑性的下降和抗拉強(qiáng)度的顯著提升。總體而言，C194合金經(jīng)連續(xù)擠壓之后綜合力學(xué)性能有所提高。

圖5 C194合金CEF前后拉伸試驗(yàn)曲線

Fig 5 Tensile curves of C194 copper alloy before and after CEF

晶粒尺寸對(duì)材料力學(xué)性能具有巨大影響，其具體影響作用可用霍爾-佩奇(Hall-Petch)公式[14-15]表示

σy=σ0+kHPd-1/2

式中，σy表示材料剪切強(qiáng)度，σ0表示移動(dòng)單個(gè)位錯(cuò)時(shí)產(chǎn)生的晶格摩擦阻力，kHP為與材料相關(guān)的常數(shù)，d為晶粒平均尺寸。根據(jù)文獻(xiàn)[16]估算得出C194合金的kHP值約為120 MPa·μm-1/2，結(jié)合圖1可知連續(xù)擠壓前后材料的晶粒尺寸分別約為80和1 μm，通過(guò)計(jì)算得出由晶粒細(xì)化導(dǎo)致的材料強(qiáng)度提升約為110 MPa。由圖5可清晰地看出，經(jīng)連續(xù)擠壓過(guò)程C194合金的強(qiáng)度提升約為210 MPa，從而說(shuō)明晶粒細(xì)化并非連續(xù)擠壓提高材料抗拉強(qiáng)度的唯一原因。

2.4 C194合金連續(xù)擠壓過(guò)程中的析出

連續(xù)擠壓過(guò)程中C194合金元素的析出對(duì)最終擠壓產(chǎn)品的微觀形貌和性能具有巨大影響。圖6為C194合金擠壓板坯的TEM明場(chǎng)和暗場(chǎng)形貌，由圖可見(jiàn)材料內(nèi)部發(fā)生第二相析出，EDS檢測(cè)顯示析出相成分為Fe、P元素化合物。第二相析出呈現(xiàn)兩種不同形態(tài)：一種為尺寸為60～80 nm的橢球形粒子，分布較不均勻，主要出現(xiàn)在晶界區(qū)域；另一種為彌散分布在晶界和晶粒內(nèi)部尺寸約10～20 nm的微小顆粒。橢球形粒子的產(chǎn)生與材料長(zhǎng)時(shí)間處于高溫環(huán)境下以及擠壓后材料冷卻速度較慢所致的第二相長(zhǎng)大有關(guān)，對(duì)材料力學(xué)性能的改善作用不大[17]。而彌散分布的微小顆粒則可以有效釘扎位錯(cuò)和亞晶界，阻止小角度晶界向大角度晶界的轉(zhuǎn)化，降低發(fā)生動(dòng)態(tài)再結(jié)晶晶粒的比例；同時(shí)有助于晶粒內(nèi)部位錯(cuò)的積累，增加位錯(cuò)滑移難度[18]，這在很大程度上提升了材料的力學(xué)性能。與細(xì)晶強(qiáng)化一起，連續(xù)擠壓過(guò)程中的析出強(qiáng)化共同構(gòu)成了這種新型塑性成形工藝對(duì)材料的主要強(qiáng)化機(jī)制。

圖6 C194合金CEF板坯的TEM圖像

Fig 6 TEM images of C194 copper alloy extrudes after CEF

3 結(jié) 論

(1) C194合金連續(xù)擠壓過(guò)程中并未出現(xiàn)大量明顯動(dòng)態(tài)再結(jié)晶組織，僅在直角彎曲后變形區(qū)觀察到少量沿晶界擇優(yōu)析出的不完全動(dòng)態(tài)再結(jié)晶的細(xì)小晶粒。

(2) 擠壓過(guò)程中各變形區(qū)硬度隨變形量的增加呈整體上升趨勢(shì)，由88.7 HV提升至136.1 HV，并在直角彎曲后變形區(qū)出現(xiàn)增長(zhǎng)放緩；擠壓前后材料抗拉強(qiáng)度由263 MPa提高到476 MPa，延展性則由26.5%降至18.7%。

(3) 擠壓過(guò)程中發(fā)生第二相析出，析出成分為Fe、P元素化合物，析出形貌分別呈現(xiàn)尺寸為60～80 nm的橢球形粒子和尺寸為10～20 nm的微小顆粒。前者主要出現(xiàn)在晶界處，后者則彌散分布在晶界和晶粒內(nèi)部。

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Microstructure and property development of C194 copper alloy during continuous extrusion

JIN Chen1, LIU Xinkuan2, LIU Ping1,2, CHEN Xiaohong2,HE Daihua2, MA Fengcang2, LI Wei2

(1. School of Mechanical Engineering, University of Shanghai for Science and Technology,Shanghai 200093, China;2. School of Materials Science and Engineering, University of Shanghai for Science and Technology,Shanghai 200093, China)

The microstructure and property development of C194 copper alloy obtained by continuous extrusion forming (CEF) were investigated with methods of optical microscopy, transmission electron microscopy (TEM), micro-Vickers hardness measurement and universal-testing machine. The results indicate that no massive obvious dynamic recrystallization (DRX) structures are found during the whole CEF process, whereas small amount of incomplete DRX grains are found preferentially precipitated along grain boundaries at after-right-angle bending region. With the increment of plastic deformation, hardness of C194 copper alloy rises from 88.7 HV to 136.1 HV, an increasing rate slowdown occurs at after-right-angle bending region. Tensile strength was drastically promoted from 263 MPa to 476 MPa during CEF process while elongation drops from 26.5% to 18.7%. Second-phase precipitate with morphology of ellipsoid measuring 60-80 nm and micro dispersed particles measuring 10-20 nm, respectively, are found during CEF process.

C194 alloy; continuous extrusion; microstructure and property development

1001-9731(2016)04-04164-05

上海市教委創(chuàng)新資助項(xiàng)目(11YZ112)；上海市科委基礎(chǔ)研究重點(diǎn)資助項(xiàng)目(10JC1411800)；上海市教育委員會(huì)重點(diǎn)學(xué)科建設(shè)資助項(xiàng)目(J50503)

2015-05-07

2015-09-20 通訊作者：劉新寬，E-mail: Charles_jin@126.com

靳 晨 (1990-)，男，河北邯鄲人，在讀碩士，師承劉新寬教授，從事銅合金功能材料研究。

TG375+.25

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10.3969/j.issn.1001-9731.2016.04.033