Fe 元素含量和形變工藝對Cu-Fe 合金組織與性能影響的研究進展

李 云， 陳曉佳， 耿 軍， 張王軍， 吳玉娜， 江靜華

（1.河海大學(xué)材料科學(xué)與工程學(xué)院，江蘇 常州 213200； 2.中車南京浦鎮(zhèn)車輛有限公司，江蘇 南京 210031）

1 概 述

Cu 是一種具有優(yōu)良導(dǎo)電性和導(dǎo)熱性的功能結(jié)構(gòu)材料［1］，被廣泛應(yīng)用于電子、機械、交通通信［2］等領(lǐng)域。但是純Cu 的力學(xué)性能并不占優(yōu)，其強度僅為230~290 MPa，冷作硬化之后雖能提高至400 MPa，但會伴隨伸長率大幅降低，而且其強化效果會在回火過程中消失［3］。隨著高新技術(shù)的發(fā)展，特別是在超大規(guī)模集成電路快速發(fā)展的今天，對Cu 合金的性能要求不斷提高，如Cu 基引線框架材料的應(yīng)用標準為：抗拉強度σb>600 MPa，導(dǎo)電率大于80%IACS［4］。這需要在保證材料導(dǎo)電性和純Cu 接近的情況下，抗拉強度提升至純Cu 的兩倍左右。為提高材料的力學(xué)性能，可以選擇加入合金元素，考慮到Cu 基體的導(dǎo)電率，通常選擇與Cu 固溶性低的金屬過渡元素，如體心立方Nb，Cr 和Fe 等元素或面心立方Ag，Al 和Ni 等元素。如圖1 所示，為常見Cu 合金的抗拉強度、導(dǎo)電率和硬度。位于圖中ABC 折線所圍成的右上角區(qū)域的合金稱為高強高導(dǎo)Cu 基合金。

圖1 常見銅合金的抗拉強度、導(dǎo)電率和硬度［5］Fig.1 Tensile strength， electrical conductivity and hardness of common copper alloys［5］

其中，Cu-Fe 合金可兼具Cu 的優(yōu)良導(dǎo)電性以及Fe 的良好力學(xué)性能，同時Fe 元素成本低，使得Cu-Fe 合金成為了高強高導(dǎo)Cu 基材料的優(yōu)秀候選者。當前常用于引線框架的19400 或19210 號Cu-Fe-P合金中Fe 遠山含量極低（w（Fe）<2.8%），成分接近純Cu，成本較高且性能往往無法同時滿足高強高導(dǎo)的要求（360~550 MPa，66% ~89%IACS），另外，P的加入對環(huán)境具有負面影響。因此高Fe 元素含量Cu-Fe 合金的開發(fā)是有必要的。但是Cu-Fe 合金是典型的包晶不混溶體系，具有近乎平坦的液相線和逆行固相線，因此，它在液態(tài)下表現(xiàn)出亞穩(wěn)混溶性間隙［6］。如圖2 所示，Cu-50Fe 合金在平衡液相線以下20 ℃就發(fā)生液相分離，形成富鐵相和富銅相組成的混合物。液相分離導(dǎo)致合金在常規(guī)凝固過程中會發(fā)生嚴重的組分偏析和相分離，對合金的性能造成不利影響［7］。結(jié)合高溫下Fe 在Cu 中高溶解度和Fe 在低溫下擴散速度慢的特性，Cu 基體中不可避免地殘留少量Fe，這對合金導(dǎo)電率帶來極大的負面影響。目前對Cu-Fe 合金的研究主要集中在優(yōu)化鑄造工藝參數(shù)或通過其他制備方法以求抑制Fe 相偏析，并控制Fe 相形態(tài)和分布，之后搭配形變熱處理以獲得強度與導(dǎo)電性兼具的材料。本文綜述了Fe 元素含量對合金微觀組織的影響進而闡述其對合金性能的影響，同時討論了不同形變工藝如拉拔、軋制對合金組織與性能的影響，最后對Cu-Fe 合金的發(fā)展方向進行了展望。旨在為新一代功能結(jié)構(gòu)材料的研究與制備提供一種可行的選擇。

圖2 在不同過冷度下Cu50Fe50 合金的原始成分和分離成分［8］Fig.2 The original composition and separation composition of Cu50Fe50 alloy at different subcooling degrees［8］

2 Fe 元素含量對Cu-Fe 合金組織與性能的影響

2.1 Fe 含量對Cu-Fe 合金組織的影響

在1083 ℃下，F(xiàn)e 元素在Cu 基體中的固溶度僅為w（Fe）=3.95%。因此，Cu-Fe 合金通常分為兩種：低Fe 元素含量（w（Fe）≤4%的Cu-Fe）合金和高Fe 元素含量（w（Fe）≥4%）的Cu-Fe 合金，二者擁有不同的組織與性能表現(xiàn)［9］。合金中Fe 相的強度要遠遠高于Cu 相的強度，但是由于Cu-Fe 合金液態(tài)下的偏析以及不混溶行為，往往造成Fe 相的偏析，影響合金中的組織形態(tài)，對于此，人們通過采用粉末冶金方法以及優(yōu)化熔鑄工藝參數(shù)來獲得更均勻的合金。對于不同F(xiàn)e 元素含量和不同制備方法的合金，其Fe 相表現(xiàn)出不同的形態(tài)。

粉末冶金方法制備Cu-Fe 合金，溶質(zhì)元素的濃度在具有旋節(jié)分解的二元合金的微觀結(jié)構(gòu)中起著決定性的作用，通常認為低Fe 元素含量（w（Fe）≤4%）合金兩相的體積分數(shù)相差很大時，液相分離階段的少數(shù)相將首先形成離散的核心，然后在固化過程中逐漸生長，這些離散的Fe 相不能抑制Cu 晶粒的生長；高Fe 元素含量（w（Fe）≥4%）合金液相分離過程中，當兩相的體積分數(shù)彼此接近，將形成互穿或雙連續(xù)結(jié)構(gòu)［10-11］。相間界面阻礙了兩相晶界的擴展，從而抑制了凝固過程中晶粒的生長。采用氣霧化工藝制備得均勻的Cu-Fe 合金顆粒，在合金顆粒凝固過程中，低Fe 元素含量（w（Fe）≤4%）時，相分離是通過傳統(tǒng)的鐵相成核和生長進行的，F(xiàn)e 相以球形顆粒形式分布在合金內(nèi)，高Fe 元素含量（w（Fe）≥4%）時，相分離的特征是在很短的時間內(nèi)旋節(jié)分解，形成水滴狀Fe 相，如圖3 所示，其展示了氣霧法制備的不同F(xiàn)e 元素含量Cu-Fe 合金凝固過程中的組織變化。圖4 所示通過放電等離子燒結(jié)（Spark Plasma Sintering，簡稱 SPS）工藝制備所得不同F(xiàn)e元素含量的合金組織表現(xiàn)出與快速凝固制備所得合金相近的組織形態(tài)，其中氣霧法和SPS 工藝皆屬于粉末冶金方法。

圖3 Cu-Fe 合金凝固過程示意圖［10］Fig.3 Diagram of solidification process of Cu-Fe alloy［10］

圖4 不同F(xiàn)e 元素含量的Cu-Fe 合金的背散射電子圖像（BEI）和 元 素 分 布 圖［13］：（a），（e） Cu-5Fe；（b），（f）Cu-10Fe；（c），（g） Cu-20Fe；（d），（h） Cu-40FeFig.4 Backscattered electron images （BEI） and element distribution of Cu-Fe alloys with different Fe contents［13］：（a），（e） Cu-5Fe； （b），（f） Cu-10Fe； （c），（g） Cu-20Fe； （d），（h） Cu-40Fe

相比之下，傳統(tǒng)熔鑄凝固速度比較慢，所制得合金在高Fe 元素含量（w（Fe）≥4%）時，F(xiàn)e 相形態(tài)有所差異。隨著Fe 元素含量的增加，Cu-Fe 合金中的富Fe 枝晶形貌和晶粒尺寸發(fā)生明顯變化，F(xiàn)e 相隨著Fe 元素含量的增加逐漸由胞狀轉(zhuǎn)變?yōu)橹睿籉e枝晶主要分布在晶界、晶粒之間的節(jié)點以及Cu 晶粒的內(nèi)部［12］。如圖5 所示，這些不同形態(tài)的Fe 相對合金抗拉強度和導(dǎo)電率會造成不同的影響。此外較長的凝固時間也會使得合金極易發(fā)生Fe 相偏析。

圖5 鑄態(tài)Cu-Fe 合金的顯微組織［14］Fig.5 Microstructure of Cu-Fe alloy as cast［14］

2.2 Fe 元素含量對Cu-Fe 合金抗拉強度的影響

Cu-Fe 合金的抗拉強度來源于Cu 基體和Fe 相。但Cu 基體的加工硬化存在上限，因此要獲得更高的強度需依靠Fe 相。通常的強化手段分別是固溶強化［15］、細晶強化［16］、位錯強化［17］、沉淀強化［18］。而合金依靠Fe 相帶來的抗拉強度的大幅度提升一般是通過固溶強化和沉淀強化來實現(xiàn)的，值得一提的是，沉淀強化通?？梢詢?yōu)化為固溶強化和時效強化相結(jié)合。

固溶強化通常作用在合金凝固過程中，大量的Fe 原子溶入Cu 基體中，得到過飽和的固溶體結(jié)構(gòu)產(chǎn)生晶體點陣畸變，從而提升合金的強度。但是固溶強化對于Cu-Fe 合金來說局限性較大。一方面是固溶強化對合金強度的提升依賴于Fe 溶質(zhì)原子的濃度，根據(jù)Mott-Nabbaro 的理論［19］，對于稀薄固溶體強度隨溶質(zhì)原子濃度的變化關(guān)系可表示為：

式中σ為合金的強度；σ0為純金屬的強度；C為溶質(zhì)原子濃度；k，m為常數(shù)；另一方面，固溶原子濃度的提升必然帶來嚴重的電子散射，使得材料導(dǎo)電率大幅降低。因此固溶強化通常作為輔助強化手段搭配時效強化一同使用，時效處理后Fe 溶質(zhì)大量脫溶，Cu 基體中固溶體濃度下降，導(dǎo)電率迅速回升［20］；同時Fe 元素以一定的形式析出，彌散分布在基體中形成彌散沉淀相，沉淀相會有效阻止晶界和位錯的移動，從而對合金強度的提升做出貢獻［21］。雖然析出的第二相也會對電子產(chǎn)生附加的散射，但是和固溶原子產(chǎn)生的電子散射相比要低很多。

對于低Fe 元素含量（w（Fe）≤4%）的合金，固溶強化搭配第二相強化提高合金的強度效果較好，但對于高Fe 元素含量來說卻不適宜。對于高Fe 元素含量（w（Fe）≥4%）合金，最合適的方法是結(jié)合形變工藝，將合金內(nèi)部Fe 枝晶轉(zhuǎn)變?yōu)镕e 纖維作為Cu-Fe 合金的主要強度來源［22］。如采用粉末冶金和軋制工藝制備了Fe 元素含量（w（Fe））在5%~50%之間的Cu-Fe 合金，抗拉強度從Cu-5Fe 合金的560 MPa 上升至Cu-50Fe 的1250 MPa，其強化機理主要是Fe 相的纖維強化機理，而纖維狀Fe 的形成程度和Fe 的強化作用隨著Fe 元素含量的增加而增加［23］。也有研究采用鑄造和冷拔的變形方法制備了Fe 元素含量（w（Fe））為3%，6%和12%的Cu-Fe 合金，其抗拉強度分別為576，870 和1123 MPa，強化效果主要來自Fe 長絲的體積分數(shù)增加導(dǎo)致的結(jié)構(gòu)的細化或相界面的增加［24］。

綜上，F(xiàn)e 元素含量對Cu-Fe 合金的抗拉強度的影響是正向的，即Cu-Fe 合金的抗拉強度隨著Fe 元素含量的上升而提高，但是單一強化機制對合金的強化局限性較大，為獲得高強高導(dǎo)Cu-Fe 合金常采用復(fù)合強化機制。

2.3 Fe 元素含量對Cu-Fe 合金導(dǎo)電性的影響

由金屬電子理論可知，當電子波通過理想導(dǎo)體點陣時將不產(chǎn)生散射，此時電阻為零。在晶體點陣完整性遭到破壞的地方電子波會受到散射［25］，這就是電阻的產(chǎn)生原因。Cu-Fe 合金中對電子的散射主要來自聲子散射、位錯散射、界面散射（Cu-Fe 界面和晶界）和雜質(zhì)原子（Fe 原子）散射，其中聲子散射在室溫下是恒定的，可以忽略，雜質(zhì)原子的散射起主導(dǎo) 作用［26］。Fe 元 素含量 對Cu-Fe 合 金 導(dǎo) 電率的影響與Cu 相和Fe 相的數(shù)量和微觀結(jié)構(gòu)以及Cu 基體中的Fe 原子密切相關(guān)。

Fe 相的導(dǎo)電率明顯低于Cu 相，對于Cu-Fe 合金，隨著Fe 元素含量的增加，F(xiàn)e 相的數(shù)量增加，Cu相的數(shù)量減少，同時Fe 相的存在會破壞Cu 基體的連續(xù)性，這使得合金的導(dǎo)電率降低［13］。

隨著合金中Fe 相的含量增加，Cu 相和Fe 相之間的界面也增加，同時Fe 元素含量的增多會明顯增強Cu 相和Fe 相在形變熱處理過程中的動態(tài)再結(jié)晶，導(dǎo)致晶粒細化，這些因素皆增強了界面散射，對合金導(dǎo)電性產(chǎn)生負面影響。如采用真空熱壓法制備的不同F(xiàn)e 元素含量的Cu-Fe 合金，導(dǎo)電率會從Cu-5Fe 合金的31%IACS 下降到Cu-70Fe 的19%IACS［27］。

祝驛楠 男，1997年出生于浙江杭州，現(xiàn)為浙江工業(yè)大學(xué)計算機學(xué)院本科生，研究方向包括可充電傳感器網(wǎng)絡(luò)、無線自組織網(wǎng)絡(luò)等.

固溶在Cu 基體當中的Fe 元素是影響合金導(dǎo)電率最主要的因素，F(xiàn)e 原子的固溶引起Cu 晶格發(fā)生畸變而增加對電子散射作用。根據(jù)Mathiessen 定律［28］，低濃度的電阻率可表示為：

式中ρ為固溶體溶劑組元的電阻率，ρ0為1%溶質(zhì)原子引起的附加電阻率，K為與溫度和溶質(zhì)濃度有關(guān)的偏離參量。盡管Fe 在Cu 基體中的理論固溶度極低，但高溫條件下FCC 結(jié)構(gòu)Fe 在Cu 中具有較高的溶解度，隨溫度下降Fe 在Cu 基體中擴散速度減慢，這使得大量Fe 原子截留在Cu 基體中無法析出。傳統(tǒng)鑄造Cu-Fe 合金在凝固時，低溫環(huán)境使得Fe 元素擴散系數(shù)降低導(dǎo)致Fe 元素在Cu 中的固溶度遠遠超過其平衡濃度，使得材料的導(dǎo)電率大幅下降。而作為Fe 相偏析的解決方法，快速凝固由于過程中的超高冷卻速率，很難從粉末基質(zhì)中析出Fe 溶質(zhì)，通常獲得過飽和固溶體，從而產(chǎn)生更大的電子雜質(zhì)散射［10］。研究表明Cu 基體中每增加質(zhì)量分數(shù)為9%的Fe 元素，合金的電阻率增加2.1 μΩ/cm［29］。

綜合來看，隨著Fe 含量的增加，Cu-Fe 合金的導(dǎo)電性能下降。

綜上所述，Cu-Fe 合金的抗拉強度隨著Fe 元素含量的提升呈現(xiàn)上升趨勢，導(dǎo)電率隨Fe 元素含量的提升呈下降趨勢，如表1 所示。因此，應(yīng)基于材料應(yīng)用場景及性能要求選擇合適的Fe 元素含量，此外開發(fā)更合理的形變熱處理工藝以同時獲得較高的強度與導(dǎo)電性是必要的。

表1 不同F(xiàn)e 元素含量Cu-Fe 合金的抗拉強度和導(dǎo)電率Tab.1 Tensile strength and electron conductivity of Cu-Fe alloys with different Fe content

3 形變工藝對Cu-Fe 合金組織與性能的影響

3.1 形變工藝

高強高導(dǎo)Cu-Fe 合金的主要強化思路是析出強化，但是單純的析出強化并不能實現(xiàn)抗拉強度和導(dǎo)電率的協(xié)同提升。近幾十年，人們通過形變熱處理調(diào)控Fe 析出相的形態(tài)，使其纖維化以獲得更好的性能 組合。20 世 紀70 年代末，Bevk 等［30］研究超導(dǎo) 合金時首次發(fā)現(xiàn)了鑄態(tài)Cu-Nb 合金經(jīng)過大量拉拔變形后，形成的Nb 纖維分布在Cu 基體上，能夠使得Cu-20Nb 復(fù)合材料的抗拉強度接近2000 MPa，變形加工過程中形成的纖維結(jié)構(gòu)，具有復(fù)合材料的組織和性能特點，故稱作原位變形復(fù)合材料。目前利用塑性變形制備具有纖維結(jié)構(gòu)的Cu 基復(fù)合材料成為研究高強高導(dǎo)Cu 合金的極佳思路，該方法要求合金元素具備以下條件：①合金元素在銅中的固溶度極低；②合金元素具有良好的塑性變形能力。前者是為了保證Cu 基體的導(dǎo)電率，后者是為了保證塑性變形階段，合金元素能夠成纖維狀分布［31］。而Fe 元素恰好滿足以上兩個條件，因此形變原位復(fù)合法具有使Cu-Fe 合金同時獲得較高抗拉強度和導(dǎo)電率的潛力。

形變原位復(fù)合法主要分為三個階段：制備毛坯、預(yù)變形和最終變形［32］。毛坯制備方法通常有粉末冶金法和熔鑄法［33］。預(yù)變形為鍛造、擠壓、軋制等變形方法，預(yù)變形是為最終冷變形做準備的，最終變形一般采用多道次的拉拔和軋制［34］。下面將具體介紹拉拔和軋制對Cu-Fe 合金組織性能的影響。

3.2 拉拔對Cu-Fe 合金組織與性能的影響

Cu-Fe 合金中加入過量的Fe 元素，得到兩相復(fù)合體，過量的Fe 元素以單相形式呈枝晶狀結(jié)構(gòu)存在于合金中，對合金進行拉拔，使合金元素的枝晶狀結(jié)構(gòu)轉(zhuǎn)變成為纖維結(jié)構(gòu)，從而使合金成為纖維增強復(fù)合材料［35］。

圖6 在各種應(yīng)變下Cu-14Fe SEM 微觀結(jié)構(gòu)［38］Fig.6 SEM microstructure of Cu-14Fe under various strains［38］

對于低拉拔應(yīng)變的復(fù)合材料而言，強化機理主要是加工硬化、固溶和沉淀強化，F(xiàn)e 以固溶體Fe 原子的形式存在，并在Cu 基體中沉淀Fe 顆粒，導(dǎo)致固溶體和沉淀強化［15］；位錯密度的增加和位錯單元尺寸的減小使位錯滑移更加困難，導(dǎo)致加工硬化。此時材料的抗拉強度可以使用混合物規(guī)則［39］來估計，如下式所示：

式 中σC，σCu和σX分別 是復(fù)合材料、Cu 基體和X 相的強度，以及fX和fCu分別是X 相和Cu 基體的體積分數(shù)。對于高拉拔應(yīng)變的復(fù)合材料來說強化機理主要是纖維強化，沿冷拔軸形成排列的均勻細絲，細絲與Cu 基體之間的界面成為阻礙位錯運動的主要強化機制，有效地提高了材料的抗拉強度?？估瓘姸瓤梢允褂没魻?佩奇關(guān)系［40］來估計，如下式所示：

式中σ為復(fù)合材料的強度，σ0為基體的強度，k為霍爾系數(shù)，λ為Fe 纖維的平均間距。從公式可以分析得到復(fù)合材料的抗拉強度隨著纖維間距的減小而增加，而復(fù)合材料中第二相的平均間距和尺寸隨應(yīng)變的增加呈指數(shù)減小，即抗拉強度隨應(yīng)變的增加而增加［41］。因此拉拔對Cu-Fe 原位復(fù)合材料的強化可以歸因于：①Fe 纖維引起的相界面強化；②合金元素固溶強化和第二相顆粒沉淀硬化引起的基體強化。

Fe 元素含量低于Cu 中Fe 的最大固溶度時，合金是一種單相Cu 基固溶體，合金中不存在單相形式的Fe 枝晶，拉拔過程中無法形成纖維化的Fe 相，其在形變過程中的加工硬化現(xiàn)象與位錯的行為密切相關(guān)［42］。Cu-Fe 合金內(nèi)部位錯密度隨冷變形應(yīng)變的增加而增大，使得位錯滑移更加困難，導(dǎo)致加工硬化；當冷變形應(yīng)變達到一定值時，位錯單元尺寸減小到飽和值發(fā)生動態(tài)回復(fù)，即位錯發(fā)生滑移和重排，從而降低位錯密度［43］。冷變形應(yīng)變和動態(tài)回復(fù)引起的位錯密度增大和減小分別達到平衡，抗拉強度也會達到飽和［44］。這也是Cu 基體對合金強度貢獻存在上限的原因。

拉拔過程中，大應(yīng)變量變形導(dǎo)致材料中缺陷增加，位錯、晶界和相界的存在都會產(chǎn)生電子散射從而影響合金的導(dǎo)電率［45］，Cu-Fe 復(fù)合材料的導(dǎo)電率隨冷變形應(yīng)變的增加呈非線性下降趨勢，主要由銅基體與Fe 纖維界面引起的界面散射電阻率決定［46］。研究表明，Cu 和Fe 層狀結(jié)構(gòu)的劇烈熱切槽和快速晶粒生長的臨界溫度為500 °C［47］，這表明在低于500 ℃溫度下退火不會損壞Fe 纖維，它不會削弱Fe 纖維的強化效果。因此，利用適當溫度的退火可在不過多影響合金強度的同時提高合金的導(dǎo)電性能。此外，原子在位錯中的擴散系數(shù)比晶格中的大得多，拉拔變形后，合金中儲存的位錯為Fe 原子的析出提供了快速擴散通道。據(jù)報道［48］，變形程度越大，合金中溶質(zhì)原子析出的活化能越低。隨著冷拔應(yīng)變的逐漸增大，合金中Fe 溶質(zhì)原子析出所需的活化能逐漸降低，更容易發(fā)生析出行為。因此，合金的導(dǎo)電率在搭配退火后會隨著冷拔應(yīng)變的增加而增加。但是這一論點在較高的應(yīng)變下可能不太有效，可能是因為形變誘導(dǎo)發(fā)生機械合金化導(dǎo)致Fe 原子在Cu 基體中發(fā)生固溶［49］。

3.3 軋制對Cu-Fe 合金組織與性能的影響

Cu 基復(fù)合材料關(guān)于軋制的研究比拉拔少得多，且大多數(shù)軋制研究是針對Cu-Nb［50-51］，或Cu-Ag［52-53］合金進行的。對于能夠替代拉拔變形方案的高應(yīng)變軋制，有研究表明，與具有類似應(yīng)變變形后的線材相比，微復(fù)合合金的薄片或箔可以有相當甚至更高的強度［54］，然而關(guān)于Cu-Fe 合金軋制后的組織和性能的數(shù)據(jù)非常有限。下面將具體闡述Cu-Fe 合金在軋制過程中微觀結(jié)構(gòu)細化和性能演變的特殊性。

在合金變形過程中，Cu 基體包圍著Fe 顆粒，F(xiàn)e顆粒作為硬相與Cu 基體協(xié)同變形。Fe 顆粒首先旋轉(zhuǎn)到容易變形的最佳方向，當作用在顆粒上的應(yīng)力大到足以達到屈服應(yīng)力時，F(xiàn)e 顆粒將發(fā)生塑性變形，并沿軋制方向以條紋分布［55］。軋制后，F(xiàn)e 顆粒在橫向呈不規(guī)則形狀，在縱向呈條狀分布。顆粒的變形不均勻，一些Fe 顆粒在軋制方向上較細長，長度和寬度相對較大，其他一些仍然保持較小的長徑比。Fe 顆粒的中心區(qū)域部分較薄，變形過程中發(fā)生局部“頸縮”，當作用在該區(qū)域上的應(yīng)力足夠大時，它會分解成兩個獨立的顆粒，導(dǎo)致Fe 顆粒的細化（如圖7 所示），并顯著增加Fe 纖維的密度［56］。Cu 基體的結(jié)構(gòu)從初始條件下的相對等軸結(jié)構(gòu)轉(zhuǎn)變?yōu)榭v向邊界平行于滾動平面的細長結(jié)構(gòu)。

圖7 Cu-14Fe 合金在不同應(yīng)變下軋制后的SEM 圖像［49］：（a），（b）e=3.7；（c），（d）e=5.1；（e），（f），（g），（h）e=6.6；（a），（c），（e），（g）縱向截面；（b），（d），（f），（h）橫向截面Fig.7 Microstructure of Cu-14Fe alloy after rolling at different strains， SEM images： （a）， （b） e=3.7； （c）， （d）e=5.1； （e）， （f）， （g）， （h） e=6.6； （a）， （c）， （e），（g） Longitudinal section； （b）， （d）， （f）， （h） Transversal section

在軋制過程中抗拉強度和電阻隨軋制應(yīng)變的增大而增大［57］。值得注意的是，應(yīng)變過程中Fe 元素含量似乎對合金導(dǎo)電率的影響并不顯著，其原因可能在于因形變誘導(dǎo)而發(fā)生的機械合金化Fe 原子的重溶。Cu-15Fe 合金進行嚴重的塑性變形后發(fā)現(xiàn)α-Fe長絲在嚴重的塑性變形過程中溶解，導(dǎo)致在Cu 基體中形成約12%Fe 的均勻過飽和固溶體，溶解速率與總塑性應(yīng)變成正比［58］。其他研究發(fā)現(xiàn)粉末冶金制備的Cu-5Fe 和Cu-30Fe 冷軋之后的導(dǎo)電率差異僅為3.8% IACS［59］。這是因為經(jīng)過大量的冷軋后，部分在之前過程中析出的Fe 相可能會重新溶解在Cu 基體中，形成過飽和固溶體，但固溶體的量較少，且由于Fe 在Cu 中的固溶性非常小且有限，F(xiàn)e 在Cu-5Fe和Cu-30Fe 中的固溶度幾乎相同，并且都是過飽和的，因此它們的導(dǎo)電率非常相似。對此，研究總結(jié)認為在軋制的初始階段，發(fā)生過飽和固溶體的分解，并出現(xiàn)許多納米級的鐵沉淀物隨著分解變慢，達到具有恒定Fe 元素含量的飽和階段，并開始機械合金化，Cu 基體中的Fe 含量會趨于穩(wěn)定［49］。冷軋時當塑性變形量增大后，F(xiàn)e 顆粒被拉長成條狀分布，顆粒間距隨應(yīng)變增加而減??；變形還增加了位錯密度和相邊界，保持了應(yīng)變硬化水平和高密度條紋界面，最終獲得了更高的強度。研究采用粉末冶金和冷軋制備Cu-30Fe，發(fā)現(xiàn)Cu-30Fe 合金的強化機理為Orowan 強化、晶界強化和應(yīng)變強化，使屈服強度分別提高了89，265 和108 MPa，并且認為合金的主要強化機理是晶界強化［60］。迄今為止，軋制過程中Cu-Fe 合金微觀結(jié)構(gòu)的演變和性能改進的研究有限，有待進一步深入研究。

4 總結(jié)與展望

Cu-Fe 合金因其原料儲備量相對較高、制備原材料工藝成熟、成本低廉等優(yōu)點受到了大量的關(guān)注和研究，但中國對其研究起步較晚，研究進展緩慢，缺少自主研發(fā)技術(shù)，對高性能Cu-Fe 合金的開發(fā)落后于國際頂尖水平。同時提高合金抗拉強度和導(dǎo)電性是科研工作攻關(guān)的重點和難點。

現(xiàn)有研究結(jié)果表明，Cu-Fe 合金的組織性能與Fe 元素含量息息相關(guān)。拉拔、軋制等形變工藝產(chǎn)生的Fe 纖維作為強化相可顯著提高Cu 合金的抗拉強度，適當?shù)臒崽幚泶龠M固溶的Fe 相析出可大幅提高Cu 合金的導(dǎo)電率。因此尋找全新的促進Fe 相纖維化和固溶的Fe 相析出的方法是高強高導(dǎo)Cu-Fe 合金進一步發(fā)展的重要研究方向。第三元素的添加是調(diào)控Cu-Fe 合金組織與性能的有效手段，三元Cu-Fe-X 合金中第三元素X（X=P，Ag，Co，Ni 或稀土）對Fe 枝晶幾何形狀有顯著改善作用，進而提升合金的導(dǎo)電率和抗拉強度，但其影響機制尚未完全掌握，也是后續(xù)重要研究方向之一。