cu-015%al2o3彌散強化銅合金的組織與性能

cu-015%al2o3彌散強化銅合金的組織與性能

純銅的室溫和高溫強度很低，因此限制了高電導率和高強度設備的應用。Al2O3彌散強化銅合金擁有很高的室溫和高溫強度,且其導電、導熱性能與純銅相比相差不大,因此可以廣泛應用于集成電路的引線框架、大型電氣機車的架空導線、汽車和彩管行業(yè)中的電阻焊電極、大推力火箭發(fā)動機內襯等元器件,也可以應用于氣割槍噴嘴、連鑄機結晶器內襯等與導電性無直接關系而與導熱性能有關的熱交換裝置。彌散強化銅的制備方法包括內氧化法、機械合金化法和溶膠-凝膠法等。其中,內氧化法是目前制備Al2O3彌散強化銅合金的實用方法。傳統(tǒng)內氧化法的工藝流程如下:Cu-Al合金熔煉→霧化制粉→添加氧化劑→內氧化→還原→壓制→燒結→熱擠壓→機加工。然而,傳統(tǒng)內氧化法具有以下不足:由于熱擠壓成形前的燒結體是采用粉末冶金方法制得的,制品內會有一定量的孔隙存在,在高溫下氧氣容易擴散進入孔隙,從而與其反應。所以,現(xiàn)有的內氧化工藝中采用熱擠壓來使燒結體成形會導致制品的氧化,使最終產品的組織、性能不佳;而若采用氣氛保護或在真空下進行熱擠壓等操作又需增加額外的設備,從而使成本大幅增加且工序繁雜。因此,本文作者采用燒結后冷等靜壓處理,提高致密度,再進行冷加工成形來取代熱擠壓等熱加工工藝,避免熱加工工藝所帶來的不利影響,并探索燒結后冷加工成形的工藝方法,及制品的組織、性能情況。1試驗方法和材料本實驗中試樣的制備工藝流程如下:霧化制備Cu-Al合金粉末→添加氧化劑→內氧化→還原→壓制→燒結→致密化處理→冷加工成形。具體步驟如下。1)采用水霧化制得粒徑小于47μm的Cu-0.15%Al合金粉末。該合金粉末的理論Al2O3粒子生成量與ASTM-C15715(市場化商標為GlidCop?AL-15)相當。將Cu-Al合金粉與分析純的Cu2O粉末混合均勻,Cu2O的量由3種不同的氧源因數(shù)k(1.0,1.15,1.30)決定。其中,氧源因數(shù)k的表達式如下:式中:mCu2O是混合粉末中加入的Cu2O的實際質量;m′Cu2O是按化學方程式(2)計算的Cu2O的質量(假設反應完全進行且無多余的氧)。由此計算出Cu-0.15%Al合金粉末與Cu2O粉末的質量比分別為84:1,73:1,64.6:1;k分別為1.00,1.15和1.30。3)將燒結態(tài)樣品經200MPa冷等靜壓致密化處理后,再冷軋成帶狀樣品。2次退火間冷軋壓下量依次為30%、40%和50%,即通過多道次軋制后試樣厚度分別為3.5和2.1mm時采取中間退火,中間退火工藝為800℃、保溫1h,H2氣氛保護。終軋后厚度約為1.0mm。終軋后沿軋制方向電火花線切割成條狀樣。用排水法測量燒結態(tài)及冷軋態(tài)樣品的密度,在TH2512B型智能直流低電阻測試儀上測量燒結態(tài)和冷軋態(tài)樣品的電阻。冷軋態(tài)樣品在電阻爐中不同溫度下退火60min。采用HVS-1000顯微維氏硬度計測量冷軋態(tài)和退火態(tài)樣品的硬度,載荷為9.8N,保壓時間為30s。在CTM4000三思電子萬能試驗機上進行拉伸試驗,拉伸速率為1mm/min,用10mm引伸計測量應變大小。用MeF3A金相顯微鏡觀察顯微組織,金相樣品侵蝕液為(10g)重鉻酸鉀+(5mL)濃硫酸+(80mL)蒸餾水。用JSM-6360LV掃描電子顯微鏡觀察拉伸試樣的斷口形貌。2結果與分析2.1cu2o與k-5.2o配比的關系表1所列為不同狀態(tài)下彌散強化銅合金的密度及相對電導率。由表1可知,與壓坯密度相比,燒結后樣品的密度略有降低。這說明燒結過程中樣品發(fā)生了膨脹。文獻的研究表明,當銅粉壓坯孔隙度低于14%時,燒結后樣品根本不收縮,反而膨脹,且粉末越細,膨脹越顯著。升溫燒結時,由于銅的熱膨脹系數(shù)較大而迅速膨脹,壓坯內的殘余內應力在燒結時急劇消除,壓坯中的孔隙中殘存有高壓氣體,導致燒結坯密度反而降低。本實驗中3個合金的壓坯密度約為8.0g/cm3,致密度為90.5%(以C15715合金的標準密度8.84g/cm3為參照),孔隙度低于10%,所以在燒結后樣品發(fā)生輕微膨脹。經過軋制變形后,樣品的密度都有較大提高。k=1.00時,冷軋合金的密度達到8.527g/cm3,即達到96.5%的致密度。但隨著k值的增大,冷軋態(tài)合金的密度下降。k=1.15和1.30時,相應的致密度分別為95.4%和94.9%。燒結態(tài)樣品的電導率并不高。這主要是因為燒結態(tài)樣品中還有較多的孔洞,從而使材料的有效導電橫截面降低。在3種不同Cu2O配比的燒結態(tài)合金中,k為1.00和1.15時合金的電導率較高,都約為58%(IACS);而k=1.30時較低,只有54.5%IACS,這可能是由于添加的氧化劑含量較高,超過了Cu-0.15%Al合金粉末完全氧化的需求量,因此,有過量的[O]擴散粉末顆粒中。這些[O]在后續(xù)還原和燒結過程未能與氫充分反應,因而導電性下降。研究表明,對于不同的Cu-Al合金粉末,加入Cu2O的量有一個最佳的范圍。如:對于Cu-0.2%Al,Cu2O過量10%~20%;對于Cu-0.6%Al,Cu2O過量40%~60%。經過冷軋?zhí)幚砗?合金的電導率都有較大幅度提高,其中k為1.00和1.30時合金的電導率相當,達到了80.8%(IACS),雖然低于C15715合金的標準(92%(IACS)),但與高強高導銅合金(如鉻青銅、鉻鋯青銅)的導電性相當,因此,也不失為一種好的高導電性合金。與燒結態(tài)合金不同,k為1.15的冷軋態(tài)合金的電導率略低(79.6%(IACS))。由于3個合金都沒有達到全致密狀態(tài),電導率沒有達到C15715合金的標準也是可以理解的。合金經過致密化處理和冷軋工藝后,在三向壓應力的作用下,大量的孔隙閉合而使致密度提高,合金的導電性也大幅度提高。但是3個合金的電導率與致密度的關系并不完全對應,k為1.30的低致密度(94.9%(IACS))合金與k為1.00的高致密度(96.5%(IACS))合金的電導率相當,而k=1.15的中間致密度(95.3%(IACS))合金的電導率略低,說明電導率的影響因素除了致密度外,還存在其他因素,如原始粉末顆粒間的結合界面狀態(tài)、夾雜和殘余的固溶Al元素等。經過軋制后合金的電導率似乎與Cu2O加入量的關系也不大。這可能是因為經過致密化處理和冷加工處理后,冷加工引起的亞結構強化效果有差異,合金中殘存的[O]經冷軋-退火處理后會發(fā)生變化,Al2O3粒子的尺寸及其與基體的結合等也會有差別,這些因素都會造成導電性的變化。因此,合金的導電性不再是單純隨Cu2O的配比而發(fā)生變化了。2.2cu2o反思圖1所示為冷軋態(tài)合金的硬度與退火溫度的關系。在低于500℃退火時,退火后合金的硬度不僅沒有降低,反而升高了。這種現(xiàn)象稱為低溫退火的硬化效應,即某些金屬及合金在回復退火的溫度下,硬度、強度,特別是屈服極限和彈性極限不僅不會降低,反而升高。大多數(shù)銅基及鎳基合金存在這種硬化效應。目前認為,這種硬化效應最普遍的原因是,變形材料中的可動位錯和退火時由多邊化產生的位錯壁中的可動位錯發(fā)生閉鎖。在高于600℃退火時,合金的硬度開始降低,但3個合金硬度降低的程度與退火溫度的關系并不相同。比如下降到140HV1.0,對應于k=1.00、1.15和1.30的3個合金的退火溫度分別為930、870和750℃?？梢?過量Cu2O有降低再結晶溫度的趨勢。從圖1還可以看出,當退火溫度低于900℃時,隨著k值的增大,合金的硬度下降。這可能與合金的密度有關系。從表1可知,合金的密度隨著k值的增大而降低。但也可能與其它因素有關。比如說由于某種原因,添加的氧化劑流失,使Cu基體中的Al未完全氧化而從Cu基體的晶格中脫離出來,固溶在Cu基體中的Al會導致材料的硬度提高,那么隨著k值的增加,Al的殘余量降低,合金的硬度也是會降低的。從不同退火態(tài)合金的硬度可以看出,退火溫度高于900℃后,3種Cu2O配比的合金幾乎都發(fā)生了完全再結晶軟化。因此,選取在950℃溫度下退火,考查3種Cu2O配比合金退火前、后拉伸性能的變化。圖2所示為冷軋態(tài)及退火態(tài)合金的拉伸曲線,相應的拉伸性能數(shù)據示于表2中。由圖2(a)及表2可見,經過冷軋加工后,k=1.00,1.15和1.30的3種成分配比合金的屈服強度(σ0.2)分別為537、503和487MPa;抗拉強度σb分別為568、538和520MPa;合金的屈強比σ0.2/σb分別為94.5%、93.5%和93.7%。與硬度的變化情況相似,屈服強度和抗拉強度都隨著k的增加而降低,其原因同樣可能與密度、殘余Al固溶量等因素相關。經950℃退火后,3種成分配比合金的強度有所下降,合金的屈服強度σ0.2分別為414、408和342MPa;抗拉強度σb分別為462、443和400MPa;合金的屈強比σ0.2/σb分別為89.6%、92.2%、85.5%。退火態(tài)合金的屈服強度和抗拉強度也隨k的增加而降低?？偟膩碚f,3種合金退火態(tài)和冷軋態(tài)的強度和硬度都比較高,達到了C15715合金的強度指標。很多銅合金都具有高的屈強比,但經過高溫退火一段時間后這一比值會迅速降低。由表2中數(shù)據可知,冷軋態(tài)彌散強化銅合金具有很高的屈強比(>90%),且經過950℃退火1h后,合金的屈強比還保持很高的數(shù)值(>85%)。這說明內氧化-冷軋法制備的彌散強化銅合金具有優(yōu)良的抗高溫軟化性能。由圖2(a)還可以看出,3種合金的應力—應變曲線上加工硬化段很短,即達到最大工程應力所需要的應變很小,而后出現(xiàn)了應力隨著應變的增加而下降的現(xiàn)象。這說明3個冷軋合金在拉伸實驗前已經承受了大的變形(40%),因此拉伸時硬化后迅速開始出現(xiàn)縮頸,縮頸變形造成局部橫截面積減少而使得工程應力開始下降,斷裂伸長率也比較小。而對應于退火態(tài)合金(見圖2(b)),除了彈性變形外,應力-應變曲線上有一段比較長的加工硬化階段,即應力隨著應變的增加而增加階段,使得3個合金的斷裂伸長率也比較高。另外,從圖2還可以看出,無論是冷軋態(tài)還是退火態(tài),k=1.00時合金的斷裂伸長率最高,k=1.30時合金的斷裂伸長率次之,而k=1.15時最小。k=1.00和1.30的2個合金的伸長率的差別可能與密度有關。但無論是冷軋態(tài),還是退火態(tài),k=1.15合金的斷裂伸長率都是最小的。從表2可知,在冷軋態(tài),k=1.15合金的電導率也比較小。如果這個合金存在類似原始顆粒界面結合不良的問題,那么其導電性差和伸長率低都是可以理解的。正是由于k=1.15合金的斷裂伸長率小,使得退火態(tài)合金在屈服后迅速斷裂,因此,其退火態(tài)的屈強比出現(xiàn)了異常(見表2)。2.3拉伸性能采用致密化處理后冷軋的方法代替?zhèn)鹘y(tǒng)的熱擠壓工藝,所獲得的彌散強化銅合金具有較高的強度和抗高溫軟化能力,達到一般彌散強化銅的力學性能要求。通過分析合金的金相組織和斷口形貌,討論合金強度高和抗高溫軟化性能好的微觀機制。由于3種合金的金相組織和斷口形貌幾乎相似,因此,只討論k=1.15合金的金相組織和斷口形貌。圖3所示為k=1.15時,彌散強化銅合金軋向縱截面的金相組織,圖中箭頭所指方向為軋制方向。由圖3(a)可見,冷軋態(tài)彌散強化銅合金的軋制縱截面組織呈非常細小的纖維狀,沿軋制方向晶粒被拉長變形,且顆粒界面已難以辨認。合金是從5mm厚,經2次800℃中間退火軋制到約1mm厚,由于800℃不足以引起完全再結晶(從圖1的硬度結果可以得出這樣的結論),也就是說終軋合金的實際變形量要大于50%(第二次中間退火后的總變形量),軋制后合金中形成了非常細密的纖維組織。合金在接近熔點的溫度(950℃)退火后,仍然沒有出現(xiàn)等軸再結晶晶粒組織,而是形成寬化的纖維組織(見圖3(b)),表明該合金的再結晶阻力非常大。由于合金的強度和抗高溫軟化性能都與傳統(tǒng)內氧化法制備的彌散強化銅的性能相近,并且具有較高的抗高溫軟化能力,可以判斷合金中形成了具有彌散效果的Al2O3顆粒。從圖3還可以看出,無論是冷軋組織還是退火組織,都有少量的孔洞存在,這些孔洞必然降低合金的密度、電導率,但似乎對力學性能影響不大。圖4所示為k=1.15時彌散強化銅合金的拉伸斷口形貌。由圖4(a)可見:冷軋態(tài)合金的拉伸斷口出現(xiàn)長條狀晶粒撕裂形貌,這種長條狀組織可能由原始粉末壓扁形成;韌窩較少,有沿顆粒間薄弱部位裂開的跡象,因此,冷軋合金的伸長率較低。與冷軋合金相比,950℃退火態(tài)合金的斷口形貌上(見圖4(b))出現(xiàn)了大量細小韌窩,因此,合金的伸長率較高。3試驗過程中的力學性能1)由內氧化-冷軋法制備的彌散強化銅合金抗拉強度(σb)>520MPa、屈強比(σ0.2/σb)>90%、相對電導率也保持在80%(IACS)以上。即使在950℃退火后,合金也保持著很高的強度(σb>400MPa)和屈強比(σ0.2/σb>85%)。因此,該合金具有高強高