TP2銅合金在冷軋變形+時(shí)效處理后的組織與性能變化

畢 勝

TP2銅合金是最具代表性的高導(dǎo)電材料之一，隨著集成電路技術(shù)的發(fā)展，該合金被廣泛應(yīng)用到封裝電路與半導(dǎo)體元器件的引線框架生產(chǎn)中。當(dāng)前的集成電路具有成本低、功率大、體積小、密度高等特點(diǎn)，這就需要TP2銅合金引線框架具有薄、輕、小、短等特性，還要具備加工成形性好、耐蝕性強(qiáng)、焊接性好、導(dǎo)電導(dǎo)熱性能卓越、強(qiáng)度高、塑性優(yōu)良等優(yōu)勢(shì)。

國內(nèi)相關(guān)研究表明，C194、KFC、Cu-Ni-Si系和TP2等銅合金導(dǎo)電率均大于88%IACS，雖然在引線框架生產(chǎn)中應(yīng)用較廣，但該類材料強(qiáng)度普遍偏低（＜410MPa），很難滿足現(xiàn)代化集成電路的需求。經(jīng)過形變熱處理之后的Cu-Ni-Si系合金板坯，在形變強(qiáng)化與析出強(qiáng)化共同作用下能夠顯著提高材料拉伸強(qiáng)度，同時(shí)還保留優(yōu)良的導(dǎo)電性；經(jīng)過形變熱處理后的KFC銅合金也表現(xiàn)出了較好的綜合性能。TP2銅合金是一種沉淀強(qiáng)化型材料，理論上可通過形變熱處理提高其抗拉強(qiáng)度，改善其組織及性能。

當(dāng)前國內(nèi)相關(guān)報(bào)道大多集中在TP2銅合金的熱變形行為及生產(chǎn)工藝上，對(duì)低溫形變（冷軋）結(jié)合熱處理的相關(guān)研究較少。因此，本文通過不同形變量冷軋工藝結(jié)合不同時(shí)效工藝來控制TP2銅合金的導(dǎo)電率和抗拉強(qiáng)度，并研究其規(guī)律，為該材料的進(jìn)一步發(fā)展提供實(shí)驗(yàn)參考。使用輕合金制造的渦輪葉輪可以有效提高ORC（有機(jī)朗肯循環(huán)）的效率。輕合金中鋁合金的密度只有鋼的1/3但是強(qiáng)度不足，使用鋁合金制造渦輪葉輪需要增加鋁合金強(qiáng)度以滿足工業(yè)需求。由于熔模鑄造有良好的幾何結(jié)構(gòu)和尺寸精度，可以減少加工過程，所以廣泛應(yīng)用熔模鑄造方法制造向心式渦輪葉片。然而滯流、宏觀微觀孔隙和熱裂紋等缺陷會(huì)嚴(yán)重影響鑄件產(chǎn)品質(zhì)量。

通過研究不同Cu含量對(duì)熔模鑄造Al-7Si-4Mg-Cu渦輪葉輪組織及硬度的影響，以期選取最佳工藝成分，減少鑄造過程中缺陷的產(chǎn)生，提高鑄件產(chǎn)品質(zhì)量。

1 實(shí)驗(yàn)方法

實(shí)驗(yàn)用熱軋銅坯由江西銅業(yè)集團(tuán)提供，尺寸為500mm×50mm×2000mm，將熱軋銅坯加工成20mm×10mm×50mm試樣。首先，將加工后的試樣置于SX2-5-12J型電阻爐中固溶850℃×60min，然后淬火至室溫。在300mm×1000mm多輥冷軋機(jī)上進(jìn)行下壓速率0.6mm/s、壓下量40%的冷軋形變。第一次時(shí)效為550℃×120min，而后對(duì)試樣分別進(jìn)行形變量為0%～90%的冷軋形變；第二次時(shí)效為450℃×120min。對(duì)經(jīng)過第二次時(shí)效后的試樣行550℃×10min保溫處理，分析TP2銅合金的組織及性能。將試樣拋光、打磨后采用Fe（NO3）3（20g）+C2H5OH（100mL）+H2O（200mL）進(jìn)行腐蝕，得到金相試樣，在DMM-300D型光學(xué)顯微鏡下觀察試樣顯微形貌；利用HV-1000顯微硬度計(jì)測量試樣硬度（載荷0.085N，加載時(shí)間15s），測量試樣五個(gè)點(diǎn)取平均值得到最終硬度；采用雙噴減薄法制備TEM試樣，在JEM-2000透射電鏡下觀察試樣組織（加速電壓130kV）；在QJ44型直流雙臂電橋上利用電阻值換算得到試樣導(dǎo)電率；按照GB/T288-2002標(biāo)準(zhǔn)，將試樣制成標(biāo)準(zhǔn)拉伸試樣，在WEW-F系微機(jī)液壓式萬能試驗(yàn)機(jī)上進(jìn)行拉伸實(shí)驗(yàn)，拉伸速率為2mm/min，標(biāo)距20mm，取五個(gè)試樣拉伸結(jié)果的平均值得到最終結(jié)果。

澆注系統(tǒng)由一個(gè)澆口、一個(gè)冒口和兩個(gè)內(nèi)澆道組成，在90℃～110℃使用注蠟機(jī)制造蠟?zāi)?。根?jù)澆注系統(tǒng)的設(shè)計(jì)進(jìn)行裝配，其總高度為300mm。將蠟?zāi)＝牍杷嵋阴ィㄒ海┖脱趸喎垠w組成的懸浮液中，然后使用粒徑約200μm的鋯英砂澆成一個(gè)濕的圖案。

接下來使用400μm和600μm的多鋁紅柱石將模具進(jìn)行二次、三次覆蓋以提高模具強(qiáng)度。在9倍大氣壓力和200℃條件下進(jìn)行模具脫蠟。之后在1050℃保溫1h增加強(qiáng)度以備后續(xù)處理。使用Al-7Si合金作為中間合金，鎂含量為4.3%和Cu含量分別為0.38%、3.82%和6%。將合金在石墨坩堝中熔化，使用氬氣進(jìn)行脫氣處理，在澆注使用真空孔隙度測試儀檢測合金的氫含量。澆注溫度為750℃，陶瓷型殼的預(yù)熱溫度為730℃。凝固后將陶瓷殼模具打破。對(duì)凝固后的葉輪鑄件進(jìn)行外觀檢查，尋找宏觀缺陷。在葉輪鑄件葉片處切取試樣使用氫氟酸（HF）腐蝕后使用光學(xué)顯微鏡（OM）和掃描電子顯微鏡（SEM）進(jìn)行顯微組織觀察。在葉輪中心處切取試樣進(jìn)行硬度測試，載荷為150kg，加載時(shí)間為10s。

2 實(shí)驗(yàn)結(jié)果及討論

2.1 顯微組織及力學(xué)性能變化

不同形變量下試樣的抗拉強(qiáng)度及伸長率變化可見，TP2銅合金的抗拉強(qiáng)度隨著形變量的增大而升高，伸長率隨著形變量增大而降低。當(dāng)冷軋形變量為70%時(shí)，試樣抗拉強(qiáng)度為425MPa，伸長率為12.3%，強(qiáng)度已經(jīng)超過了工業(yè)實(shí)際生產(chǎn)的TP2銅合金強(qiáng)度（＜410MPa）；隨著冷軋形變量增大至90%后，雖然抗拉強(qiáng)度升高為436MPa，但伸長率驟降至5.8%。合金材料內(nèi)部結(jié)構(gòu)及組織變化會(huì)導(dǎo)致材料性能的變化。

試樣內(nèi)的位錯(cuò)增殖會(huì)隨著冷軋形變量的增大而愈發(fā)顯著，加工硬化程度就越嚴(yán)重。第二次時(shí)效后，試樣組織雖然能夠得到一定的恢復(fù)，但位錯(cuò)密度仍舊存在。70%冷軋形變量試樣經(jīng)過第二次時(shí)效處理后，晶粒內(nèi)仍可觀察到高密度位錯(cuò)區(qū)存在。高密度位錯(cuò)區(qū)中位錯(cuò)纏結(jié)嚴(yán)重，增大了試樣的變形抗力，為了克服位錯(cuò)纏結(jié)則需要更大的外力才會(huì)形變，因此試樣抗拉強(qiáng)度得到了提高；30%形變量試樣經(jīng)過第二次時(shí)效處理后，晶粒內(nèi)位錯(cuò)密度較低，導(dǎo)致合金變形抗力較小，抗拉強(qiáng)度較低，該形變量下形變強(qiáng)化效果不顯著。

第二相也影響是冷軋形變量對(duì)合金形變強(qiáng)化效果的相關(guān)因素。形變儲(chǔ)能隨著冷軋形變量的增大而增加，形變儲(chǔ)能越大第二相析出越明顯，第二相顆粒的增加，對(duì)位錯(cuò)的阻礙作用越大。此外，合金在發(fā)生塑性變形過程中，嚴(yán)重的位錯(cuò)纏結(jié)會(huì)產(chǎn)生應(yīng)力集中現(xiàn)象，導(dǎo)致材料變形不均勻，降低了材料塑性。所以，隨著冷軋形變量的增大試樣伸長率逐漸降低。冷軋形變量越大，位錯(cuò)纏結(jié)就越嚴(yán)重，當(dāng)90%時(shí)位錯(cuò)移動(dòng)非常困難，伸長率會(huì)驟降。

經(jīng)過測試，原始熱軋銅坯加工成20mm×10mm×50mm試樣后，硬度為80HV，電阻爐固溶+淬火后硬度為73HV，隨后的初次冷軋形變使硬度提高到75HV，變化不大。第一次時(shí)效處理后，TP2銅合金硬度增大到90HV，高于初始狀態(tài)。0%～70%冷軋形變+第二次時(shí)效處理后的硬度變化看出，隨著冷軋形變量的增加，試樣硬度逐漸增大，當(dāng)形變量為70%時(shí)，硬度為135HV，高出初始狀態(tài)68%。

文獻(xiàn)研究表明，合金材料內(nèi)部組織的變化會(huì)引起硬度的改變。經(jīng)過固溶處理后，固溶強(qiáng)化與合金靜態(tài)再結(jié)晶軟化會(huì)對(duì)硬度產(chǎn)生一定的影響。TP2銅合金為低層錯(cuò)能金屬，擴(kuò)展位錯(cuò)很寬，靜態(tài)再結(jié)晶更容易發(fā)生。電阻爐固溶+淬火后試樣發(fā)生了完全再結(jié)晶，降低了硬度。按照合金強(qiáng)化機(jī)理，在固溶過程中沉淀強(qiáng)化型合金中的強(qiáng)化相會(huì)固溶進(jìn)基體，導(dǎo)致基體晶格產(chǎn)生強(qiáng)烈畸變，提高了合金的硬度和強(qiáng)度。但是，固溶會(huì)降低沉淀強(qiáng)化效果，降低了合金硬度。因此，沉淀強(qiáng)化型合金經(jīng)過固溶后，硬度可能減小也可能增大。本實(shí)驗(yàn)中，固溶+淬火后的試樣硬度降低，說明靜態(tài)再結(jié)晶軟化對(duì)硬度的影響起到了主要作用。

經(jīng)過形變+第二次時(shí)效后試樣硬度大幅度增加，這是因?yàn)槔滠埿巫?時(shí)效處理增加了試樣位錯(cuò)密度，細(xì)化了晶粒。在70%冷軋形變+第二次時(shí)效后第二相容易在缺陷處形核，較大的位錯(cuò)密度使得第二相在基體中均勻、彌散析出，且呈棒狀，起到了強(qiáng)化基體的作用。70%冷軋形變+第二次時(shí)效后試樣，經(jīng)550℃×10min保溫處理后硬度為128HV，比未經(jīng)保溫試樣僅降低了5.1%?？赏茢啵?jīng)冷軋形變+時(shí)效處理后的試樣熱穩(wěn)定性較好，滿足了引線框架的使用需求。筆者推測，第二次時(shí)效處理后組織中的第二相存在耐熱相，對(duì)位錯(cuò)和晶界產(chǎn)生了釘扎作用所致。

2.2 導(dǎo)電率變化

0%～90%冷軋形變+第二次時(shí)效處理后形變量與導(dǎo)電率變化的曲線看出，形變量由0%增加至30%過程中，試樣導(dǎo)電率變化不大（83.6%IACS～84.8%IACS）；形變量30%～50%過程中，導(dǎo)電率隨著冷軋形變量的增大而迅速增加；形變量50%～70%過程中，導(dǎo)電率增速緩慢。形變量為70%時(shí)導(dǎo)電率達(dá)到最大值（94.6%IACS），隨后降低。

一般情況下，對(duì)多組元合金來說合金元素析出后的電導(dǎo)率要高于合金元素固溶于基體中的。溶劑點(diǎn)陣受到溶質(zhì)原子溶入的影響而發(fā)生畸變，增大了電子散射程度，電阻增大、電導(dǎo)率降低。而合金元素析出形成的第二相具有較大的尺寸，對(duì)電子散射作用較小，電阻降低、電導(dǎo)率增大。在形變量30%～50%過程中，試樣內(nèi)部缺陷密度隨著形變量的增大而增高，空位和位錯(cuò)為第二相形核體提供了驅(qū)動(dòng)能和位置，也為溶質(zhì)原子的擴(kuò)散提供了便利條件，降低了基體中溶質(zhì)含量、增加了第二相析出，使得晶格畸變程度降低，電導(dǎo)率增速較快；在形變量50%～90%過程中，試樣電導(dǎo)率增至最大值后降低。因?yàn)?，合金基體中溶質(zhì)含量并不是導(dǎo)致電導(dǎo)率變化的單一因素。

一方面，基體中溶質(zhì)原子的固溶度隨著形變量的增大而降低，導(dǎo)致電導(dǎo)率提高。另一方面，隨著第二相析出量的增大以及析出所導(dǎo)致的缺陷，阻礙了自由電子的運(yùn)動(dòng)，導(dǎo)致電導(dǎo)率會(huì)降低。TP2銅合金導(dǎo)電性能是在上述兩方面共同作用下的表現(xiàn)。冷軋形變量為70%電導(dǎo)率最大，高出實(shí)際工業(yè)生產(chǎn)的TP2銅合金電導(dǎo)率。當(dāng)冷軋形變量超過70%時(shí)，溶質(zhì)原子固溶對(duì)電導(dǎo)率的影響降低，析出相及缺陷影響起主要作用，所以導(dǎo)電率降低。

2.3 應(yīng)用分析

熔模鑄造Al-7Si-4Mg-0.38Cu合金渦輪葉輪的外觀形貌和截面形貌?？梢钥闯鋈~輪表面沒有發(fā)現(xiàn)宏觀缺陷例如：澆注不足、宏觀孔隙、收縮和其他表面缺陷，在鑄件的截面處也沒有發(fā)現(xiàn)宏觀缺陷。澆注系統(tǒng)和陶瓷型殼的正確設(shè)計(jì)，鑄造參數(shù)的正確選用等因素保證了獲得表面無明顯缺陷的鑄件。澆注系統(tǒng)的設(shè)計(jì)是熔模鑄造中最重要的部分，如果設(shè)計(jì)不合理，會(huì)產(chǎn)生較多的縮孔縮松缺陷。

本實(shí)驗(yàn)獲得表面光滑的鑄件，說明金屬液與型殼第一層沒有發(fā)生反應(yīng)，同時(shí)，陶瓷型殼的良好的透氣性也是保證不發(fā)生滯流和收縮缺陷的重要因素。鑄造參數(shù)（澆注溫度和型殼預(yù)熱溫度）的選擇對(duì)鑄件也有重要影響，其中型殼預(yù)熱溫度的影響最為明顯。較高的型殼預(yù)熱溫度不僅能促進(jìn)金屬液的流動(dòng)性，而且可以減小熱梯度和冷卻速率。然而預(yù)熱溫度不是越高越好，過高的預(yù)熱溫度會(huì)導(dǎo)致金屬液與模具之間發(fā)生反應(yīng)，導(dǎo)致鑄件表面出現(xiàn)孔洞。所以選擇最佳的預(yù)熱溫度是保證鑄件良好性能的又一重要因素。不同Cu含量葉輪葉片的顯微組織，Al-7Si-4Mg-0.38Cu合金的顯微組織。可以看到較細(xì)的樹枝狀組織和共晶Si組織，由于Mg和Fe元素的存在，生成了漢字形狀的AlMgFeSi相。

然而，由于Al-7Si-4Mg-0.38Cu合金中Cu含量較低，沒有觀察到CuAl2相。Al-7Si-4Mg-3.82Cu合金的顯微組織與Al-7Si-4Mg-0.38Cu合金組織較類似，均存在共晶Si和漢字形狀的AlMgFeSi相。不同的是由于此合金含Cu量較高，生成了的CuAl2相。Al-7Si-4Mg-6.0Cu合金的顯微組織可以明顯看出晶粒要比含銅量0.38%和3.82%的合金粗大，這是因?yàn)樵摵辖鸬哪趟俾时绕渌麅煞N合金的凝固速率低。同時(shí)也發(fā)現(xiàn)共晶Si和漢字形狀的AlMgFeSi相的存在，由于Cu含量比Al-7Si-4Mg-3.82Cu合金多，生成的CuAl2相也更多。CuAl2相對(duì)合金的力學(xué)性能有重要影響，將在下文具體介紹。

Al-7Si-4Mg-6.0Cu合金背散射掃描電鏡圖譜和SEM圖譜中各點(diǎn)的元素組成可知。-Al矩陣，灰色相是Al-Si共晶組織白色相CuAl2和Al5Cu2Mg8Si6相，黑色相可能是AlFeMgSi相或者漢字形狀的相。應(yīng)用EDS很難檢測Fe元素的含量，因?yàn)镕e的含量極少（少于0.5%）。然而，盡管含量較少，但是在漢字狀的相中Fe元素是一定存在的。

對(duì)比三種合金的組織可以發(fā)現(xiàn)，含銅量為0.38%和3.82%的合金組織中相組成較類似，只是在數(shù)量上有一定差異。Cu含量對(duì)Al-7Si-4Mg合金硬度的影響。合金中Cu含量的增加可以顯著提高合金硬度值。當(dāng)Cu含量為6.0%時(shí)，Al-7Si-4Mg-6Cu的硬度值最高達(dá)到54.85HRB。盡管含Cu量為6.0%的合金的晶粒要比含Cu量分別為0.38%和3.82%的合金粗大，但是含Cu量越高會(huì)產(chǎn)生更多的硬質(zhì)相CuAl2相，可以顯著提升硬度。同時(shí)，共晶Si和漢字形狀的AlFeMgSi相也有助于提高硬度值。

3 結(jié)論

TP2銅合金在550℃時(shí)效+形變量70%+450℃時(shí)效后，材料具有最佳的綜合性能。其伸長率達(dá)到12.3%、抗拉強(qiáng)度425MPa、硬度135HV、導(dǎo)電率94.6%IACS；TP2銅合金在冷軋形變+第二次時(shí)效后，第二相析出量和組織位錯(cuò)增殖隨著形變量的增大而顯著。經(jīng)過550℃×10min保溫處理后，硬度變化較小，具有很好的穩(wěn)定性，滿足引線框架的實(shí)際生產(chǎn)需求。

通過光學(xué)顯微鏡（OM）、掃描電子顯微鏡（SEM），硬度測試等方法研究了Cu含量對(duì)熔模鑄造Al-7Si-4Mg-Cu渦輪葉輪組織及硬度的影響。研究結(jié)果表明：Cu含量分別為0.38%、3.82%和6.0%的Al-7Si-4Mg-Cu渦輪葉輪，表面沒有發(fā)現(xiàn)宏觀缺陷和澆注不滿等缺陷。顯微組織由-Al、共晶Si、AlMgSi、AlMgFeSi和CuAl2構(gòu)成。

隨著Cu含量的增加，硬度值從43.20增加至54.85HRB，Cu含量增加會(huì)形成硬質(zhì)相CuAl2提高合金整體硬度。使用熔模鑄造方法制造的渦輪葉片，通過外觀檢查沒有發(fā)現(xiàn)宏觀缺陷例如：澆注不足、宏觀孔隙、收縮和其他表面缺陷。熔模鑄造的Al-7Si-4Mg-Cu合金渦輪葉片的組織構(gòu)成主要有-Al，共晶Si，CuAl2，Al5Cu2Mg8Si和AlSiFeMg。Cu含量越高硬度值也越高，當(dāng)Cu含量為6.0%時(shí)硬度值達(dá)到最高值，為54.85洛氏硬度，因?yàn)镃u含量增加會(huì)形成硬質(zhì)相CuAl2提高整體的硬度。