原位復(fù)合Cu-15Cr合金冷軋薄板退火后的組織和性能

劉瑞蕊 朱律齊 周海濤

（1.上海應(yīng)用技術(shù)大學(xué)材料科學(xué)與工程學(xué)院，上海 201418；2.中南大學(xué)材料科學(xué)與工程學(xué)院，湖南 長(zhǎng)沙 410083）

銅和銅合金具有良好的導(dǎo)電、導(dǎo)熱和耐蝕性能，被廣泛用于各行各業(yè)，如高強(qiáng)磁場(chǎng)中的導(dǎo)體、熱交換材料、引線(xiàn)框架材料、接觸線(xiàn)材料等［1-6］。盡管純銅具有優(yōu)異的導(dǎo)電性能，但其強(qiáng)度不高、高溫下易氧化等。為了適應(yīng)不同的使用條件，人們對(duì)銅進(jìn)行了微合金化、多元合金化、原位復(fù)合，以便在犧牲最少的導(dǎo)電導(dǎo)熱性能的前提下獲得強(qiáng)度、硬度、抗高溫軟化等性能均滿(mǎn)足要求的銅基材料。例如，集成電路用的引線(xiàn)框架的抗拉強(qiáng)度要求高于600 MPa，導(dǎo)電率大于80% IACS［7-11］，軟化溫度高于500℃；高速列車(chē)用的電氣接觸線(xiàn)要求常溫抗拉強(qiáng)度為600～700 MPa，導(dǎo)電率80% IACS～95% IACS，500℃抗拉強(qiáng)度下降率小于10%［12-13］。另外，采用一定的工藝在Cu基體中加入第二相顆?；蚶w維，可使基體中原位生成彌散分布的粒狀增強(qiáng)相或定向排布的纖維狀增強(qiáng)相，在少量降低導(dǎo)電率的情況下提高材料的強(qiáng)度。本文研究的高性能形變?cè)粡?fù)合Cu-15Cr合金，是通過(guò)塑性形變使第二相Cr形成纖維，能有效增強(qiáng)Cu基體的強(qiáng)度但導(dǎo)電率降低較少，從而達(dá)到高強(qiáng)度與高導(dǎo)電率的匹配。

1 試驗(yàn)材料及方法

Cu-15Cr合金采用ZG-0.025型真空中頻感應(yīng)爐熔煉，原材料為紫銅（99.9%，質(zhì)量分?jǐn)?shù)，下同）、純鉻（99.4%），在1 300 ～1 400 ℃保溫20 min，然后澆鑄成鑄錠并去除表面氧化皮。鑄錠的軋制和熱處理工藝為：（1）采用保護(hù)氣氛爐進(jìn)行950℃ ×60 min均勻化退火；（2）熱軋溫度750～850℃，道次變形量20%；（3）熱軋板960℃保溫60 min固溶處理，隨后在室溫進(jìn)行多道次冷軋，冷軋壓下量分別為62.5%、87.5%和97.5%，將板材軋至1.5 mm厚。軋制和熱處理工藝如圖1所示。

圖1 Cu-15Cr合金薄板的軋制和熱處理工藝Fig.1 Rolling and heat treating processes for the Cu-15Cr alloy sheet

采用MTS 810型材料試驗(yàn)機(jī)進(jìn)行拉伸試驗(yàn)，拉伸速率2 mm/min。采用D60K型數(shù)字金屬電導(dǎo)率測(cè)量?jī)x測(cè)定電導(dǎo)率。采用HVS-1000型維氏硬度計(jì)測(cè)定硬度，試驗(yàn)力4.9 N。采用光學(xué)顯微鏡和Nova Nano SEM 230型場(chǎng)發(fā)射掃描電子顯微鏡（scanning electron microscope，SEM）觀察顯微組織，試樣腐蝕液為5 g FeCl3＋25 mL HCl＋100 mL H2O，工作電壓20 kV，采用Nova Nano SEM 230型能譜儀進(jìn)行微區(qū)成分分析。

2 結(jié)果與討論

檢測(cè)了鑄態(tài)、熱軋態(tài)、冷軋態(tài)板面方向的顯微組織，如圖2所示。由圖2（a～c）可知，鑄態(tài)組織除了Cr枝晶外，還有較細(xì)小的層片狀組織，為Cu＋Cr共晶。圖2（d）所示的熱軋態(tài)組織中有較明顯的枝晶破碎現(xiàn)象，部分枝晶的枝晶臂斷裂，呈長(zhǎng)顆粒狀，但仍有較多的Cr相以枝晶形態(tài)存在，因此熱軋固溶態(tài)的Cr相呈長(zhǎng)顆粒狀和枝晶狀。在后續(xù)冷軋過(guò)程中，隨著壓下量的增大，Cr相逐漸被壓扁并沿軋制方向變形拉長(zhǎng)，形成了定向排列的板條狀，如圖2（e～g）所示。480℃ ×90 min退火后（軋至97.5%后退火，下文同），Cr相仍保持板條狀，如圖2（h）所示。

圖2 鑄態(tài)Cu-15Cr合金（a，b，c）、熱軋變形40%并固溶處理的板（d）、冷軋至62.5%（e）、87.5%（f）和97.5%（g）及480 ℃ × 90 min退火（h）的薄板的表面微觀形貌Fig.2 Micrographs of surface of the as-cast Cu-15Cr alloy（a，b，c），the plate hot rolled to deformation amount of 40% then solution treated（d），the sheets cold-rolled to deformations of 62.5%（e），87.5%（f）and 97.5%（g），and annealed at 480 ℃ for 90 min（h）

圖3為熱軋態(tài)（固溶后）板的表面形貌、能譜分析及元素面掃描照片。從圖3（d）可以看出，Cr元素主要以枝晶狀和顆粒狀單質(zhì)Cr的形式存在，還有少量Cr固溶于Cu基體中。圖4為冷軋壓下量為97.5%的薄板的三維組織，可以發(fā)現(xiàn)，強(qiáng)烈冷軋后，基體中的第二相Cr變成了板條狀（窄帶狀）。

圖3 熱軋態(tài)（固溶后）板的表面形貌（a）、能譜分析（b）及Cu（c）和Cr（d）元素的面掃描分布Fig.3 Surface morphology of the hot-rolled （solution treated）plate （a），its energy spectrum analysis（b），and distribution profiles of copper（c）and chromium （d）elements

圖4 冷軋變形97.5%的薄板的三維組織Fig.4 Three-dimensional microstructure of the sheet cold-rolled to deformation amount of 97.5%

圖5為薄板的縱向和橫向SEM形貌，可以觀察到Cr相隨變形量的增大而被壓扁拉長(zhǎng)，變成細(xì)板條狀，但仍有部分蝌蚪狀的Cr相。其原因是軋制變形量不夠大，第二相未完全形成纖維狀。據(jù)有關(guān)文獻(xiàn)報(bào)道，Cu-Cr系原位復(fù)合材料拉拔變形時(shí)，若變形量較小，則第二相呈類(lèi)似蝌蚪狀。在橫向，第二相Cr纖維呈扁平窄帶狀。

圖5 冷軋壓下量為62.5%（a，b）、87.5%（c，d）和97.5%（e，f）的薄板的縱向（a，c，e）和橫向（b，d，f）SEM 形貌Fig.5 SEM morphologies of the sheets cold-rolled to reductions of 62.5%（a，b），87.5%（c，d），and 97.5%（e，f）in longitudinal（a，c，e）and transverse（b，d，f）directions

根據(jù)圖5所示的組織變化，從板面方向觀察第二相Cr的形態(tài)在軋制過(guò)程中的變化規(guī)律，如圖6所示。

圖6 軋制過(guò)程中薄板表面Cr相形態(tài)按枝晶（a）、拉長(zhǎng)（b）、破碎（c）、旋轉(zhuǎn)和搭接（d）、均勻化（e）的順序變化的示意圖Fig.6 Schematic diagrams of change in form of Cr phase at the sheet surface in the order of dendrite（a），elongating（b），breaking（c），rotating and lapping（d），and homogenizing（e）during rolling

Cu基原位復(fù)合材料拉拔變形過(guò)程中纖維的形成過(guò)程［14］如圖7所示，分為破碎→扁平化、旋轉(zhuǎn)→纖維搭接→纖維均勻化4個(gè)階段。熱變形過(guò)程中，枝晶態(tài)第二相破碎成為盤(pán)狀或棒狀；冷變形使第二相晶粒旋轉(zhuǎn)、拉長(zhǎng)；隨著冷變形量的增大，材料徑向尺寸減小，拉長(zhǎng)后的第二相晶粒發(fā)生搭接和合并；最后隨著冷變形量的增大，第二相逐漸均勻、細(xì)化。

圖7 包含枝晶破碎（a）、增強(qiáng)相拉長(zhǎng)和旋轉(zhuǎn)（b）、搭接（c）及均勻化（d）的Cu基原位復(fù)合材料拉拔過(guò)程中纖維形成過(guò)程的示意圖［14］Fig.7 Schematic diagram of formation of fibers in the copper-base in-situ composite during the drawing process，consisting of dendrite breaking （a），elongating and rotating of reinforcing phases（b），lapping （c），and homogenizing（d）［14］

總體上，所觀察到的第二相形態(tài)變化與文獻(xiàn)報(bào)道的結(jié)果相吻合。但本文40%的熱軋壓下量對(duì)第二相的破碎作用有限，Cr相仍保留明顯的枝晶形態(tài)。從圖5～圖7可以看出，經(jīng)過(guò)變形量為97.5%的冷軋后，仍有一些較大的顆粒狀Cr相沒(méi)有完全形成均勻的板條狀纖維組織。這是因?yàn)檐堉频腣on Mises等效應(yīng)變量為［15］：

式中：r為軋制壓下量。97.5%的壓下量對(duì)應(yīng)的等效應(yīng)變?yōu)?.26。程禹霖等［15］指出，拉拔變形量為4時(shí)，第二相仍未完全均勻化。因此普通軋制由于變形量的限制，很難使第二相形成完全均勻的板條纖維。

圖8為不同狀態(tài)原位復(fù)合Cu-15Cr合金的工程應(yīng)力-工程應(yīng)變曲線(xiàn)。試樣在塑性變形階段（即開(kāi)始屈服到頸縮），真應(yīng)力和真應(yīng)變的關(guān)系可用Hollomon 關(guān)系描述［16］：

圖8 不同狀態(tài)原位復(fù)合Cu-15Cr合金的工程應(yīng)力-工程應(yīng)變曲線(xiàn)Fig.8 Engineering stress-engineering strain curvesfor the in-situ composite Cu-15Cr alloy in different states

式中：K為強(qiáng)度系數(shù)；n為應(yīng)變硬化指數(shù)，εt為真應(yīng)變；σt為真應(yīng)力。

真應(yīng)力、真應(yīng)變可通過(guò)工程應(yīng)力、工程應(yīng)變換算得到，計(jì)算公式：

將根據(jù)式（3）和式（4）計(jì)算得到的真應(yīng)力-真應(yīng)變曲線(xiàn)與工程應(yīng)力-工程應(yīng)變曲線(xiàn)進(jìn)行對(duì)比，如圖9所示。可見(jiàn)隨著應(yīng)變的增大，真應(yīng)力與工程應(yīng)力差別增大。

圖9 熱軋和固溶處理（a）、冷軋變形62.5%（b）、87.5%（c）和97.5%（d）及480 ℃ ×90 min 退火（e）的原位復(fù)合Cu-15Cr合金的工程應(yīng)力-應(yīng)變曲線(xiàn)和真應(yīng)力-應(yīng)變曲線(xiàn)Fig.9 Engineering stress-engineering strain curves and true stress-true strain curves for the in-situ composite Cu-15Cr alloy hot-rolled then solution treated（a），and cold-rolled to deformations of 62.5%（b），87.5%（c）and 97.5%（d），as well as annealed at 480 ℃ for 90 min（e）

應(yīng)變硬化指數(shù)n是指材料抵抗均勻塑性變形的能力，即均勻塑性變形階段材料應(yīng)力水平升高的速度，反映材料應(yīng)變硬化的程度，可通過(guò)直線(xiàn)作圖法求得。對(duì)真應(yīng)力、真應(yīng)變和工程應(yīng)力、工程應(yīng)變的公式兩邊取自然對(duì)數(shù)，得：

根據(jù)lnσt-lnεt直線(xiàn)關(guān)系擬合直線(xiàn)方程，得到的直線(xiàn)斜率即為應(yīng)變硬化指數(shù)n，截距為強(qiáng)度系數(shù)K的自然對(duì)數(shù)。lnσt-lnεt曲線(xiàn)如圖10所示。圖10塑性階段的放大如圖11所示。應(yīng)變硬化指數(shù)n、強(qiáng)度系數(shù)K和擬合優(yōu)度R2如表1所示。表1中不同狀態(tài)Cu-15Cr合金的應(yīng)變硬化指數(shù)n和強(qiáng)度系數(shù)K可供構(gòu)建該材料有限元模擬模型時(shí)參考。

圖10 熱軋和固溶處理（a）、冷軋變形62.5%（b）、87.5%（c）和97.5%（d）及480 ℃ ×90 min 退火（e）的原位復(fù)合Cu-15Cr合金的lnσt-lnεt曲線(xiàn)Fig.10 lnσt-lnεtcurves for the in-situ composite Cu-15Cr alloy hot-rolled then solution treated（a），and cold-rolled to deformations of 62.5%（b），87.5%（c）and 97.5%（d），as well as annealed at 480 ℃ for 90 min（e）

圖11 熱軋和固溶處理（a）、冷軋變形62.5%（b）、87.5%（c）和97.5%（d）及480 ℃ ×90 min 退火（e）的原位復(fù)合Cu-15Cr合金的lnσt-lnεt直線(xiàn)擬合圖Fig.11 Linear fitting of lnσt-lnεtfor the in-situ composite Cu-15Cr alloy hot-rolled then solution treated（a），and cold-rolled to deformations of 62.5% （b），87.5%（c）and 97.5%（d），as well as annealed at 480 ℃ for 90 min（e）

表1 不同狀態(tài)原位復(fù)合Cu-15Cr合金的應(yīng)變硬化指數(shù)n、強(qiáng)度系數(shù)K和擬合優(yōu)度R2Table 1 Strain hardening parameter n，strength coefficient K and goodness of fit R2of the in-situ composite Cu-15Cr alloy in different states

圖12為不同狀態(tài)原位復(fù)合Cu-15Cr合金在不同方向的硬度變化。圖12表明，隨著冷軋變形量的增大，材料硬度提高；隨著冷加工量的增大，硬度的提高幅度減小。根據(jù)表1，冷變形材料的硬化指數(shù)很小，僅0.01～0.03，因此其硬化效果不明顯。從圖12還可發(fā)現(xiàn)，薄板的表面與截面硬度有很明顯的差異，即存在各向異性。

圖12 不同狀態(tài)原位復(fù)合Cu-15Cr合金不同方向的截面硬度Fig.12 Sectional hardness of the in-situ composite Cu-15Cr alloy in different states and in different directions

據(jù)文獻(xiàn)［17］報(bào)道，Cr對(duì)Cu基體的固溶強(qiáng)化作用如表2所示。

表2 Cr對(duì)Cu基體的固溶強(qiáng)化作用［17］Table 2 Solution strengthening effect of chromium on copper matrix［17］

根據(jù)表2，Cu基體與增強(qiáng)相Cr的抗拉強(qiáng)度用如下公式表示，固溶質(zhì)量分?jǐn)?shù)為0.3%的Cr可使抗拉強(qiáng)度增加65 MPa：

式中：σCu、σCr分別為Cu基體和Cr相的抗拉強(qiáng)度；εCu、εCr分別為Cu基體和Cr相的真應(yīng)變。因?yàn)闆](méi)有Cr絲（經(jīng)過(guò)冷軋后呈絲狀分布）的抗拉強(qiáng)度數(shù)據(jù)，通過(guò)熱軋固溶態(tài)的Cr相與Cu基體的硬度的比值（HVCr/HVCu＝1.40）來(lái)估計(jì)Cr相的初始抗拉強(qiáng)度

復(fù)合材料的強(qiáng)度可用混合定律表示：

式中：σc為復(fù)合材料強(qiáng)度；σCu為Cu基體強(qiáng)度；σX為增強(qiáng)相強(qiáng)度；fCu和fX分別為Cu基體和增強(qiáng)相的體積分?jǐn)?shù)。因此通過(guò)式（6）和式（7）可計(jì)算出相應(yīng)的抗拉強(qiáng)度。根據(jù)混合定律預(yù)測(cè)的抗拉強(qiáng)度值與實(shí)測(cè)值如圖13所示。

圖13 不同真應(yīng)變對(duì)應(yīng)的和根據(jù)混合定律預(yù)測(cè)的抗拉強(qiáng)度Fig.13 Tensile strengths corresponding with true strains and predicted according to mixing law

從圖13可以看出，變形量較小時(shí)，根據(jù)混合定律預(yù)測(cè)的抗拉強(qiáng)度與實(shí)測(cè)值很接近。但隨著變形量的增大，實(shí)測(cè)的抗拉強(qiáng)度與預(yù)測(cè)值偏差增大，由于第二相-基體界面的強(qiáng)化作用，復(fù)合材料的強(qiáng)度不能簡(jiǎn)單看作各部分抗拉強(qiáng)度的和，所以混合定律不適用。

可采用強(qiáng)化模型，如幾何協(xié)調(diào)位錯(cuò)模型（geometrical necessary dislocation，GND）、位錯(cuò)擴(kuò)展強(qiáng)化模型（dislocation propagation strengthening，DPS）、修正混合模型（modified rule of mixtures，MROM）預(yù)測(cè)材料的強(qiáng)度。界面強(qiáng)化模型能預(yù)測(cè)形變?cè)粡?fù)合材料的屈服強(qiáng)度，但由于材料經(jīng)過(guò)連續(xù)冷變形，其屈服強(qiáng)度非常接近抗拉強(qiáng)度，因此要將根據(jù)模型預(yù)測(cè)的屈服強(qiáng)度與實(shí)測(cè)的抗拉強(qiáng)度進(jìn)行對(duì)比來(lái)確定強(qiáng)化模型的適用性。計(jì)算過(guò)程中，尤其是位錯(cuò)擴(kuò)展強(qiáng)化模型和修正混合模型，涉及平均Taylor因子，Taylor因子可用來(lái)描述流變應(yīng)力的各向異性，是與變形方式及晶體取向有關(guān)的參數(shù)。為了便于計(jì)算，忽略了織構(gòu)對(duì)強(qiáng)度的影響，采用隨機(jī)取向的Taylor因子（單向拉伸態(tài)FCC：3.06，BCC：2.8），從模擬結(jié)果看，這樣賦值能有效預(yù)測(cè)強(qiáng)度。強(qiáng)度模型中Cu基體初始厚度為16.0 μm，Cr相厚度為4.8 μm。

將實(shí)際變形量、相體積分?jǐn)?shù)代入式（8），計(jì)算得到的抗拉強(qiáng)度如圖14所示。從圖14（a）可以看出，采用修正混合模型預(yù)測(cè)的抗拉強(qiáng)度與實(shí)測(cè)值最接近，但預(yù)測(cè)值比實(shí)測(cè)值略小，可推測(cè)Cu基體中固溶的雜質(zhì)元素含量高于平衡相圖中的數(shù)值（質(zhì)量分?jǐn)?shù)為0.3%）。其原因可能是多方面的，如原材料存在的雜質(zhì)元素，熔煉過(guò)程中帶入的雜質(zhì)元素，固溶處理過(guò)程中局部溫度過(guò)高引起更多Cr元素固溶等。少量的固溶雜質(zhì)元素會(huì)使材料強(qiáng)度稍有提高。假定加入質(zhì)量分?jǐn)?shù)為0.2%的固溶元素引起的基體強(qiáng)度的增加與Cr相同，計(jì)算得到的抗拉強(qiáng)度如圖14（b）所示，可見(jiàn)根據(jù)修正混合模型預(yù)測(cè)的抗拉強(qiáng)度與實(shí)測(cè)值十分接近。

圖14 無(wú)雜質(zhì)（a）和含質(zhì)量分?jǐn)?shù)為0.2%雜質(zhì)（b）的Cu-Cr合金對(duì)應(yīng)于真應(yīng)變和實(shí)測(cè)的抗拉強(qiáng)度Fig.14 Tensile strengths corresponding with true strains and measured for the Cu-Cr alloy without impurity（a）and with 0.2% （mass fraction）impurity（b）

退火消除了變形引起的強(qiáng)度增值Δσε，以及固溶元素引起的強(qiáng)度增值Δσsol。根據(jù)式（5），假設(shè)退火過(guò)程中消除了75%的Cu的加工硬化效應(yīng)，則Δσε＝ 0.82 × 75% × 153 × 4.260.24＝133.2 MPa；480℃退火后Cu基體中固溶Cr的質(zhì)量分?jǐn)?shù)約為0.05%，即固溶析出了質(zhì)量分?jǐn)?shù)約為0.25% 的Cr。對(duì)應(yīng)的Δσsol約為0.82 ×65 ×（0.25/0.3）＝44.4 MPa。因此退火引起的總的強(qiáng)度降低了177.6 MPa，實(shí)測(cè)退火后的強(qiáng)度從627.9MPa 降低到450.2MPa （降低了177.7 MPa）。

對(duì)于Cu-Cr形變?cè)粡?fù)合材料，Cr相的電阻率（12.7 μΩ·cm）比Cu 基體（1.72 μΩ·cm）高，電阻率差異主要與Cu基體有關(guān)。Cu基體的電阻率可通過(guò)如下公式計(jì)算［17-18］：

對(duì)于Cu基形變?cè)粡?fù)合材料，導(dǎo)致Cu基體電阻率上升的主要原因是界面散射引起的電阻率ρINT和雜質(zhì)散射引起的電阻率ρDIS。隨著冷軋壓下量的增大，顆粒狀第二相Cr逐漸壓扁拉長(zhǎng)為板條狀，界面間距更小、界面面積更大，對(duì)電子散射作用增強(qiáng)，使界面散射電阻率ρINT起主導(dǎo)作用。界面散射電阻率可通過(guò)如下公式計(jì)算：

式中：ρ0為純金屬電阻率；p為散射因子；λF為電子平均自由程（Cu：λF＝39 nm）；t為板條Cr相厚度；b為板條Cr相寬度（為便于計(jì)算，不考慮寬展）。有研究指出，Cu/BCC界面散射因子為0～0.1，本文散射因子取0，即電子散射均為非彈性散射，計(jì)算得到ρINT的變化如圖15所示。

圖15 界面散射電阻率ρINT與真應(yīng)變的關(guān)系Fig.15 Interfacial scattering resistivity（ρINT）versus true strain

復(fù)合材料的電導(dǎo)率可通過(guò)并聯(lián)電阻或串聯(lián)電阻模型計(jì)算。計(jì)算雜質(zhì)散射電阻率時(shí)，960℃固溶態(tài)合金Cu基體中固溶Cr的質(zhì)量分?jǐn)?shù)約為0.30%。純Cu的室溫電阻率為1.72 μΩ·cm，純Cr的室溫電阻率為12.9 μΩ·cm。對(duì)于溶質(zhì)含量不高的固溶體，其室溫電阻率可通過(guò)Mathissen［18］定律描述：

根據(jù)式（11）計(jì)算的固溶體電阻率為3.22 μΩ·cm，得到總電導(dǎo)率隨應(yīng)變的變化如圖16所示。

圖16 無(wú)雜質(zhì)（a）和含質(zhì)量分?jǐn)?shù)為0.2%（b）雜質(zhì)的Cu-Cr合金導(dǎo)電率與真應(yīng)變的關(guān)系Fig.16 Electric conductivity versus true strain for the Cu-Cr alloy without impurity（a）and with 0.2% by mass impurity（b）

由圖16（a）可知，無(wú)論采用并聯(lián)模型還是串聯(lián)模型，電導(dǎo)率的預(yù)測(cè)值均大于實(shí)測(cè)值。根據(jù)強(qiáng)度分析，導(dǎo)電率預(yù)測(cè)值偏大的主要原因是，Cu基體中固溶的微量雜質(zhì)元素導(dǎo)致強(qiáng)度少量提高、導(dǎo)電率顯著降低。加入質(zhì)量分?jǐn)?shù)為0.2%的固溶元素（假設(shè)其固溶引起基體電阻率增加值與Cr相同）后，預(yù)測(cè)的導(dǎo)電率如圖16（b）所示，實(shí)測(cè)值與預(yù)測(cè)值非常接近［19］。

480℃退火后，基體中保留了質(zhì)量分?jǐn)?shù)為0.05%的固溶Cr元素，采用并聯(lián)模型計(jì)算的導(dǎo)電率為68.9% IACS（與實(shí)測(cè)71.6% IACS 較接近），采用串聯(lián)模型計(jì)算的導(dǎo)電率為45.3% IACS，可見(jiàn)并聯(lián)電阻模型更適用。

4 結(jié)論

（1）鑄態(tài)原位復(fù)合Cu-15Cr合金中第二相Cr呈樹(shù)枝晶狀，熱軋和冷軋使之破碎成板條狀；板條狀Cr相在480℃×90 min退火過(guò)程中未發(fā)生球化。

（2）冷軋壓下量大于60%，隨著冷軋壓下量的增大，原位復(fù)合Cu-15Cr合金薄板的硬度、強(qiáng)度均明顯升高，導(dǎo)電率略有降低。經(jīng)480℃ ×90 min退火的Cu-15Cr合金冷軋薄板的抗拉強(qiáng)度、斷后伸長(zhǎng)率和導(dǎo)電率分別為450.18 MPa、14.5%IACS 和71.6%IACS。

（3）采用修正混合模型可較好地描述材料抗拉強(qiáng)度在冷變形過(guò)程中及退火后的變化；而采用并聯(lián)電阻模型能較好地描述材料導(dǎo)電率在冷變形過(guò)程中以及退火后的變化。