夏承東，汪明樸，張 婉，賈延琳，吳一鳳，董琦，魏海根，徐根應(yīng)

(1. 中南大學(xué) 材料科學(xué)與工程學(xué)院，長(zhǎng)沙 410083；2. 中南大學(xué) 有色金屬材料科學(xué)與工程教育部重點(diǎn)實(shí)驗(yàn)室，長(zhǎng)沙 410083)

熱軋淬火Cu-Cr系合金的性能和組織演變

夏承東1,2，汪明樸1,2，張 婉1,2，賈延琳1,2，吳一鳳1,2，董琦1,2，魏海根1,2，徐根應(yīng)1,2

(1. 中南大學(xué) 材料科學(xué)與工程學(xué)院，長(zhǎng)沙 410083；2. 中南大學(xué) 有色金屬材料科學(xué)與工程教育部重點(diǎn)實(shí)驗(yàn)室，長(zhǎng)沙 410083)

利用在線熱軋-淬火工藝和隨后的形變熱處理工藝制備 Cu-Cr系列合金帶材，并采用硬度、電導(dǎo)率測(cè)試與光學(xué)顯微鏡、透射電子顯微鏡觀察的方法，研究合金在制備加工過(guò)程中的性能和組織演變。結(jié)果表明：在線熱軋-淬火和后續(xù)的形變熱處理工藝可成功地制備高硬度、高導(dǎo)電和抗軟化性能優(yōu)異的 Cu-Cr系合金帶材。具有有序FCC結(jié)構(gòu)、與基體呈立方-立方位向關(guān)系的Cr相從過(guò)飽和固溶體中分解出來(lái)是時(shí)效過(guò)程中合金硬度和電導(dǎo)率提高的原因。Cu-Cr系合金的高硬度是細(xì)晶強(qiáng)化、應(yīng)變強(qiáng)化和析出強(qiáng)化共同作用的結(jié)果，而高電導(dǎo)率是由于時(shí)效析出極大地降低了基體中溶質(zhì)原子濃度。

Cu-Cr系合金；熱軋-淬火；析出相；強(qiáng)化；抗軟化性能

銅基合金因其具有優(yōu)良的電學(xué)性能和導(dǎo)熱性能以及力學(xué)性能，且容易實(shí)現(xiàn)大規(guī)模生產(chǎn)，被廣泛應(yīng)用于集成電路引線框架、電極、電觸頭、高強(qiáng)度導(dǎo)線等既要求高導(dǎo)電性能也要求高強(qiáng)度的領(lǐng)域，也可用于與導(dǎo)電性無(wú)直接關(guān)系的熱交換環(huán)境或作為耐磨材料使用[1-3]。LIU等[4]指出，理想的大規(guī)?；虺笠?guī)模集成電路用引線框架材料要求合金抗拉強(qiáng)度大于 600 MPa，硬度大于180 HV，電導(dǎo)率大于80%IACS。

Cu-Cr系合金由于極易產(chǎn)生強(qiáng)烈的析出強(qiáng)化效果而被認(rèn)為是最有潛力滿足大規(guī)?；虺笠?guī)模集成電路引線框架要求的合金。為改善和提高該系列合金的強(qiáng)度和電導(dǎo)率，國(guó)內(nèi)外對(duì)該系列合金進(jìn)行大量的研究[1,4,5-9]，并取得了一定進(jìn)展。如LIU等[1]研究了加工工藝和熱處理對(duì)Cu-Cr-Zr合金時(shí)效行為的影響，合金在480 ℃時(shí)效1 h后得到了強(qiáng)度和電導(dǎo)率的良好結(jié)合(530 MPa, 78%IACS)。鐘建偉等[5]報(bào)道了Cu-Cr-Zr合金經(jīng)固溶處理和隨后的形變熱處理后，其抗拉強(qiáng)度和電導(dǎo)率分別可達(dá)到527 MPa和82%IACS。

然而，目前幾乎所有針對(duì)Cu-Cr系合金研究工作均采用固溶與形變熱處理相結(jié)合的處理工藝，而該工藝僅適用于實(shí)驗(yàn)室研究，與銅合金板帶材工業(yè)化批量生產(chǎn)存在很大的差距。目前，在線淬火工藝已廣泛應(yīng)用于鋁合金的生產(chǎn)，而對(duì)于析出強(qiáng)化型銅合金板帶材的研究和生產(chǎn)鮮有報(bào)道[10-11]。將在線淬火工藝與熱軋相結(jié)合，可通過(guò)一次加熱完成均勻化和快速熱軋-淬火處理，同時(shí)達(dá)到在線固溶的目的，從而避免了傳統(tǒng)工藝中將熱軋板材重新加熱到高溫進(jìn)行固溶處理。因此可大大提高生產(chǎn)效率，降低成本[11]。本文作者嘗試著將該在線熱軋-淬火工藝應(yīng)用于 Cu-Cr系合金板帶材的生產(chǎn)，并利用硬度、電導(dǎo)率測(cè)試以及金相顯微鏡、透射電子顯微鏡觀察的方法研究在該工藝下制備的合金的性能和組織演變，并分析討論該系列合金獲得良好綜合性能的原因，為該類合金制定合理的加工和熱處理工藝提供試驗(yàn)依據(jù)。

1 實(shí)驗(yàn)

本實(shí)驗(yàn)制備了 3種合金：Cu-Cr、Cu-Cr-Zr和Cu-Cr-Zr-Ni-Si。試驗(yàn)原料為電解銅、純鉻、純鎳、純硅和 13%(質(zhì)量分?jǐn)?shù))的銅鋯中間合金。在中頻感應(yīng)爐中真空熔煉，然后充氬氣保護(hù)，澆鑄成尺寸為 180 mm×120 mm×30 mm坯錠。用ICP-AES測(cè)定鑄錠成分列于表1中。

鑄錠去除表面鑄造缺陷后在保護(hù)氣氛中均勻化退火，退火溫度為920 ℃，時(shí)間為5 h。均勻化后快速熱軋成5 mm的板材，并淬火冷卻。銑去熱軋板兩面的表面缺陷后，分別進(jìn)行60%和80%冷軋，然后截取試樣分別進(jìn)行等時(shí)和等溫時(shí)效。等時(shí)時(shí)效時(shí)間為60 min，溫度為350～650 ℃，其中550 ℃及以下溫度在鹽浴爐中進(jìn)行，高于550 ℃則在箱式電阻爐中完成；等溫時(shí)效在鹽浴爐中進(jìn)行，溫度為450 ℃，時(shí)間為1～1 800 min。根據(jù)不同的冷軋變形量，將 60%和 80%冷軋分別標(biāo)注成工藝A和B。

顯微硬度在HV-5型顯微硬度計(jì)上測(cè)量，載荷為24.5 N，加載時(shí)間為10 s。在QJ-19型雙臂電橋上測(cè)定電阻，并根據(jù)國(guó)際退火銅標(biāo)準(zhǔn)，將電阻率轉(zhuǎn)換為電導(dǎo)率。在 LEICA EC3光學(xué)顯微鏡下進(jìn)行顯微組織觀察。TEM試樣在30%硝酸甲醇溶液中雙噴減薄，電解溫度約為-40 ℃，電壓15～20 V，電流70～90 mA。在FEI Tecnai G220透射電子顯微鏡上進(jìn)行組織和析出相觀察，加速電壓為200 kV。

表1 Cu-Cr系合金鑄錠的化學(xué)成分Table1 Chemical composition of cast Cu-Cr system alloy ingots

2 結(jié)果與分析

2.1 等時(shí)時(shí)效

熱軋淬火并冷軋后的試樣在每隔 50 ℃的時(shí)效溫度下測(cè)定其硬度和電導(dǎo)率，以得到Cu-Cr系列合金的最佳時(shí)效溫度。最佳時(shí)效溫度可認(rèn)為是時(shí)效 60 min后，硬度和電導(dǎo)率能達(dá)到良好結(jié)合所對(duì)應(yīng)的溫度。圖1所示為熱軋淬火并冷軋后Cu-Cr系列合金等時(shí)時(shí)效60 min后的硬度和電導(dǎo)率曲線。

由圖1可看出，所有合金隨溫度的升高具有強(qiáng)烈的時(shí)效硬化反應(yīng)。硬度和電導(dǎo)率均隨溫度的升高而顯著增加，而后開(kāi)始降低。經(jīng) 80%冷軋后的 Cu-Cr和Cu-Cr-Zr合金的硬度峰值出現(xiàn)在 400 ℃時(shí)效，而Cu-Cr-Zr-Ni-Si合金的硬度峰值則出現(xiàn)在450 ℃時(shí)效，其峰值分別為156、177和 179 HV。500 ℃以上時(shí)效導(dǎo)致過(guò)時(shí)效的發(fā)生，80%冷軋后的Cu-Cr合金在550 ℃時(shí)效后硬度迅速下降到 89 HV，而 Cu-Cr-Zr和Cu-Cr-Zr-Ni-Si合金在650 ℃時(shí)效60 min后才下降到81 HV。這表明Cu-Cr合金相比于其他兩種合金更易于過(guò)時(shí)效。3種合金的電導(dǎo)率在450 ℃時(shí)效60 min后達(dá)到一個(gè)近似平臺(tái)，然后隨溫度升高緩慢上升，并在550 ℃達(dá)到峰值，而在更高溫度時(shí)效時(shí)，電導(dǎo)率稍有降低。這是由于時(shí)效溫度越高，合金的過(guò)飽和固溶度越低，固溶在基體中的溶質(zhì)原子也越多，電導(dǎo)率也越低。由于在450 ℃下時(shí)效，硬度接近峰值，且電導(dǎo)率達(dá)到一個(gè)較高且穩(wěn)定的值。因此，450 ℃可認(rèn)為是這3種合金的合適時(shí)效溫度。

圖1 Cu-Cr系合金60 min等時(shí)時(shí)效的硬度(a)和電導(dǎo)率(b)Fig. 1 Hardness (a) and conductivity (b) of Cu-Cr system alloys isochronally aged for 60 min

不同變形量的合金顯示出相似的時(shí)效硬化行為。同一成分合金經(jīng) 80%冷軋+450 ℃時(shí)效后的峰值硬度均高于60%冷軋+450 ℃時(shí)效后的峰值硬度，而時(shí)效后的電導(dǎo)率幾乎相同。同一變形量下，合金的硬度和電導(dǎo)率隨合金成分變化顯著。80%冷軋+450 ℃時(shí)效 60 min后，3種合金的硬度分別為147、174和179 HV，其相應(yīng)的電導(dǎo)率分別為 87.4%IACS、84.1%IACS和80.4%IACS。

2.2 等溫時(shí)效

熱軋淬火并冷軋后Cu-Cr系合金在450 ℃等溫時(shí)效的硬度和電導(dǎo)率曲線如圖2所示。由圖2可見(jiàn)，該系列合金在等溫時(shí)效過(guò)程中也同樣具有強(qiáng)烈的時(shí)效硬化反應(yīng)。硬度隨時(shí)效時(shí)間的延長(zhǎng)先到達(dá)峰值后開(kāi)始下降，而電導(dǎo)率快速上升到達(dá)一個(gè)近似平臺(tái)后緩慢上升。Cu-Cr合金在時(shí)效初期硬度有小幅下降，這是由于時(shí)效初期析出強(qiáng)化效果不能補(bǔ)償回復(fù)產(chǎn)生的硬度損失[12]。該合金經(jīng)80%冷軋+450 ℃時(shí)效15 min后，達(dá)到峰值硬度(159 HV)，更長(zhǎng)時(shí)間時(shí)效導(dǎo)致了過(guò)時(shí)效的發(fā)生，時(shí)效960 min后，硬度下降到92 HV，而后保持穩(wěn)定。

圖2 Cu-Cr系合金450 ℃等溫時(shí)效的硬度(a)和電導(dǎo)率(b)Fig. 2 Hardness (a) and conductivity (b) of Cu-Cr system alloys isothermally aged at 450 ℃ for different times

對(duì)于同一合金，大冷變形量的合金硬度在時(shí)效過(guò)程中始終高于小冷變形量的合金硬度。在工藝A和工藝B條件下，Cu-Cr-Zr和Cu-Cr-Zr-Ni-Si合金峰值硬度均提高了約10 HV。這表明冷軋產(chǎn)生的加工硬化顯著提高了合金強(qiáng)度。添加Ni和 Si 到 Cu-Cr-Zr合金中較大地提高了合金的硬度。經(jīng)工藝A和工藝B處理并時(shí)效120 min后，Cu-Cr-Zr-Ni-Si合金的硬度值分別達(dá)到了169和180 HV，而相同狀態(tài)下的Cu-Cr-Zr合金的硬度值分別為 162和 170 HV。80%冷軋的Cu-Cr-Zr和Cu-Cr-Zr-Ni-Si合金時(shí)效1 200 min后，其硬度相對(duì)于峰值的降幅分別為17和9 HV，對(duì)應(yīng)下降率分別為9.7%和5%，而Cu-Cr合金時(shí)效僅960 min降幅就達(dá)67 HV，對(duì)應(yīng)下降率為42.2%。這表明，Cu-Cr合金在時(shí)效中極為敏感而易于過(guò)時(shí)效，而兩種Cu-Cr-Zr合金特別是Cu-Cr-Zr-Ni-Si合金，則具有極其優(yōu)異的抗軟化性能。該結(jié)果與等時(shí)時(shí)效結(jié)果完全一致。

圖2(b)顯示了3種合金在450 ℃等溫時(shí)效電導(dǎo)率曲線。與硬度相似，所有合金均顯示出強(qiáng)烈的時(shí)效硬化反應(yīng)。由于在時(shí)效初期溶質(zhì)原子從過(guò)飽和固溶體中析出，3種合金的電導(dǎo)率均迅速上升。時(shí)效30 min后，電導(dǎo)率到達(dá)一個(gè)平臺(tái)后增長(zhǎng)速率減緩。這是由于此時(shí)基體中溶質(zhì)原子濃度接近該溫度的平衡濃度。在所有合金中Cu-Cr合金的電導(dǎo)率最高，時(shí)效30 min后，其電導(dǎo)率達(dá)85.2%IACS，而此時(shí)Cu-Cr-Zr和Cu-Cr-Zr-Ni-Si合金分別只有81.7%IACS和78.2%IACS。對(duì)于不同變形量同一成分的合金，在時(shí)效過(guò)程中其電導(dǎo)率幾乎相同，表明在本試驗(yàn)條件下，冷變形對(duì)合金時(shí)效過(guò)程的電導(dǎo)率幾乎沒(méi)有影響。由以上的結(jié)果可以得出，80%可認(rèn)為是Cu-Cr系合金合適的變形量。

圖3 Cu-Cr系合金在不同狀態(tài)下的金相組織Fig. 3 Optical microstructures of Cu-Cr system alloys under different conditions: (a) As homogenized (920 ℃, 5 h); (b) As hot rolled; (c) As 80% cold rolled

2.3 微觀組織

2.3.1 金相組織

圖3所示為Cu-Cr系合金在不同處理?xiàng)l件下的金相組織。由圖3(a)可見(jiàn)，經(jīng)過(guò)920 ℃均勻化5 h后，合金的顯微組織已無(wú)明顯枝晶，主要是由粗大的等軸晶組成，同時(shí)可觀察到一些微米級(jí)的顆粒在晶內(nèi)和晶界上出現(xiàn)。由Cu-Cr合金二元相圖可知，Cr在Cu中的最大溶解度(質(zhì)量分?jǐn)?shù))為0.65%(1 076 ℃)，而在920℃的平衡溶解度約為0.3%。由于本試驗(yàn)合金成分中的Cr略高于其在920 ℃的平衡溶解度，因此在熱軋前的均勻化退火不能完全溶解合金凝固過(guò)程中形成的微米級(jí)過(guò)剩Cr相。熱軋淬火工藝通過(guò)大變形熱軋破碎晶粒和高溫下的動(dòng)態(tài)再結(jié)晶，極大地細(xì)化了晶粒，如圖3(b)所示。隨后的冷軋變形進(jìn)一步減小晶粒尺寸，同時(shí)增加了合金的長(zhǎng)寬比。因此，熱軋淬火-冷軋-時(shí)效工藝可獲得晶粒細(xì)小的顯微組織。

2.3.2 TEM組織和結(jié)構(gòu)

圖4所示為Cu-Cr-Zr-Ni-Si熱軋淬火態(tài)的TEM組織和相應(yīng)的選區(qū)電子衍射譜。由圖 4(a)可見(jiàn)，熱軋淬火后，合金晶粒細(xì)小，并沿軋制方向略微拉長(zhǎng)。同時(shí)在晶界上形成了細(xì)小的再結(jié)晶晶粒，這表明熱軋過(guò)程中發(fā)生了動(dòng)態(tài)再結(jié)晶。相應(yīng)的選區(qū)電子衍射顯示了Cu基體的衍射斑點(diǎn)被輕微拉長(zhǎng)，拉長(zhǎng)的斑點(diǎn)相對(duì)于透射斑約有2°的角度差，如圖4(b)所示。這表明熱軋淬火態(tài)合金的晶粒是由具有很小角度晶界的亞晶結(jié)構(gòu)組成的。在圖4(b)中還發(fā)現(xiàn)了除基體衍射外的額外衍射斑點(diǎn)，這表明熱軋過(guò)程中發(fā)生了部分沉淀析出。

圖5所示為80%冷軋態(tài)Cu-Cr-Zr-Ni-Si合金和隨后其在450 ℃時(shí)效60 min的TEM像。由圖5可看出，80%冷軋?jiān)?Cu-Cr-Zr-Ni-Si合金中產(chǎn)生了高密度的位錯(cuò)。這些位錯(cuò)分布不均勻，并相互纏結(jié)形成了胞狀結(jié)構(gòu)。經(jīng)80%冷軋+450 ℃時(shí)效60 min引起了亞晶內(nèi)部強(qiáng)烈的位錯(cuò)重排或湮滅，因此位錯(cuò)密度有所降低，同時(shí)析出了大量細(xì)小彌散的粒子，如圖5(b)所示。這表明冷軋態(tài)合金的一些變形特征在時(shí)效過(guò)程中保留了下來(lái)，同時(shí)發(fā)生了大規(guī)模的沉淀析出。冷軋變形產(chǎn)生的高密度位錯(cuò)為納米粒子的析出提供了形核位置，同時(shí)析出的第二相又釘扎位錯(cuò)運(yùn)動(dòng)，導(dǎo)致了強(qiáng)烈的強(qiáng)化效應(yīng)。

圖 6所示為 Cu-Cr-Zr-Ni-Si合金在 450 ℃時(shí)效60 min的TEM明場(chǎng)像和[111]Cu晶帶軸下的選區(qū)電子衍射譜。由圖6(a)可見(jiàn)，大量細(xì)小的第二相粒子(小于10 nm)彌散分布于基體中。由圖6(b)可見(jiàn)，在 [111]Cu帶軸下，除了基體衍射斑以外，出現(xiàn)了非常明顯的額外衍射，如圖中箭頭N所示；同時(shí)，在額外衍射斑和透射斑中間發(fā)現(xiàn)超衍射斑點(diǎn)，如圖中箭頭M所示。對(duì)電子衍射花樣標(biāo)定分析表明，這些析出相具有有序的FCC結(jié)構(gòu)，其晶胞比銅基體大，與基體存在立方-立方的取向關(guān)系。

圖4 熱軋淬火態(tài)Cu-Cr-Zr-Ni-Si合金的TEM明場(chǎng)像及其選區(qū)電子衍射譜Fig. 4 TEM BF image (a) and corresponding SAED pattern (b) of hot rolled-quenched Cu-Cr-Zr-Ni-Si alloy, zone axis close to[011]Cu

圖5 不同處理狀態(tài)下Cu-Cr-Zr-Ni-Si合金的TEM像Fig. 5 TEM images of Cu-Cr-Zr-Ni-Si alloy under different conditions: (a) As 80% cold rolled; (b) As 80% cold rolled+(450 ℃,60 min)

3 討論

合金的硬度和電導(dǎo)率強(qiáng)烈地依賴于材料的顯微組織，而顯微組織又決定于合金的加工和熱處理工藝。因此，加工及熱處理工藝對(duì)合金的性能影響巨大。

添加微量合金元素的Cu-Cr系列合金是一類典型的具有高強(qiáng)高導(dǎo)的析出強(qiáng)化型合金。這類合金在時(shí)效過(guò)程中具有強(qiáng)烈的析出強(qiáng)化效果。析出強(qiáng)化效果則依賴于過(guò)飽和固溶體分解形成第二相的體積分?jǐn)?shù)和粒徑大小。因此，對(duì)于析出強(qiáng)化型銅合金，高的過(guò)飽和溶解度是實(shí)現(xiàn)高強(qiáng)高導(dǎo)的首要條件[13]。傳統(tǒng)的固溶處理方法可以將合金在高溫下的固溶度有效地保留到室溫。但這種工藝需要將熱軋或熱擠壓后的材料重新加熱到固溶溫度，保溫后淬火。在線熱軋-淬火工藝可在完成均勻化處理和熱軋的同時(shí)，通過(guò)高溫快速熱軋和快速冷卻將合金在高溫下的固溶度保留到室溫，從而實(shí)現(xiàn)在線固溶的目的。在本研究中，熱軋淬火Cu-Cr系列合金在時(shí)效過(guò)程中具有強(qiáng)烈的時(shí)效硬化反應(yīng)，表明大部分溶質(zhì)原子如Cr、Zr、Ni和Si在熱軋淬火后固溶到合金中，經(jīng)快速淬火形成了過(guò)飽和固溶體，并在隨后的時(shí)效過(guò)程中沉淀析出，從而獲得高強(qiáng)高導(dǎo)的銅合金。因此，在線熱軋-淬火工藝的效果達(dá)到了傳統(tǒng)的固溶處理的效果，且這種工藝可方便地應(yīng)用于目前銅合金板帶材的生產(chǎn)線。同時(shí)，在線熱軋-淬火工藝可獲得的細(xì)小變形晶粒和具有小角度晶界的亞晶組織(如圖3和4所示)，為合金后續(xù)的冷加工和熱處理提供了良好的組織準(zhǔn)備。

冷變形產(chǎn)生的高密度位錯(cuò)不僅可作為淬火空位槽并阻礙GP區(qū)的形成[14]，同時(shí)還可作為析出形核的優(yōu)先位置和溶質(zhì)原子擴(kuò)散的快速通道[15]。因此，冷變形常常用在析出強(qiáng)化合金的加工工藝中[5-8,16]。本研究結(jié)果顯示，冷軋進(jìn)一步破碎了晶粒(見(jiàn)圖3(c))，并產(chǎn)生了高密度的位錯(cuò)(見(jiàn)圖5(a))，大大地強(qiáng)化了該系列合金。同時(shí)，由位錯(cuò)引起的電子散射使合金的電導(dǎo)率下降了1%～3%IACS。這與 HUTCHINSON[17]的預(yù)測(cè)完全一致。變形量越大，合金的硬度越高，但對(duì)于不同變形量的同一種合金，其電導(dǎo)率在時(shí)效到達(dá)平臺(tái)后基本相同。

圖6 Cu-Cr-Zr-Ni-Si合金的析出相形貌和選區(qū)電子衍射譜Fig. 6 TEM image(a) and SAED pattern(b) of precipitated phase of Cu-Cr-Zr-Ni-Si alloy after near peak aging at 450 ℃ (Zone axis close to [111]Cu; p presents precipitated phase)

由于冷軋變形形成的變形組織在時(shí)效過(guò)程中得以部分保留，同時(shí)過(guò)飽和固溶體的分解產(chǎn)生大量彌散分布的細(xì)小粒子，凈化了銅基體，因此Cu-Cr系合金硬度和電導(dǎo)率均得到很大程度的提高。由于在合金接近峰時(shí)效時(shí)得到有序FCC結(jié)構(gòu)的析出相，因此合金硬度和電導(dǎo)率的提高可歸因于該析出相的沉淀析出。KNIGHTS和WILKES[18]在Cu-Cr合金中觀察到棒狀的顆粒，并認(rèn)為該析出相具有亞穩(wěn)的面心立方(FCC)結(jié)構(gòu)，然而，文中并未給出FCC的Cr相的直接證據(jù)。根據(jù)本試驗(yàn)所得到的合金選區(qū)電子衍射花樣(圖 6(b))和公式Rd=Lλ，同時(shí)利用銅基體的衍射斑點(diǎn)來(lái)校正Lλ的值，可計(jì)算得出該系列合金析出相的點(diǎn)陣常數(shù)為0.421 9 nm。該析出相的點(diǎn)陣參數(shù)與文獻(xiàn)[19]報(bào)道的面心立方的納米團(tuán)簇Cr點(diǎn)陣常數(shù)(0.413 nm)非常接近。因此，在本試驗(yàn)條件下，從過(guò)飽和固溶體分解出來(lái)的析出相可認(rèn)為是具有FCC結(jié)構(gòu)的Cr相，該Cr相與基體具有立方-立方的位向關(guān)系。

添加微量的合金元素可大大改善Cu-Cr合金的性能。TANG等[20]認(rèn)為峰時(shí)效是有序的CrCu2(Zr,Mg)相析出的結(jié)果。BATAWI等[21]認(rèn)為Zr的添加促進(jìn)了析出相更均勻地析出。WATANABE等[9]指出Zr的添加減小了Cr相粒子的間距，并在位錯(cuò)上優(yōu)先形成了盤(pán)狀的Cu5Zr粒子，導(dǎo)致了強(qiáng)度的升高。值得注意的是，添加Zr、Ni和Si不僅大大提高了合金的硬度，而且極大地改善了合金抗軟化性能，如圖1和2所示。這是由于添加的微量合金元素Zr、Ni和Si等在時(shí)效過(guò)程中偏聚在Cr析出相周圍[22]，松弛了Cr相與基體非共格界面所產(chǎn)生的應(yīng)變, 從而阻礙了Cr顆粒的粗化，故而大大地提高了合金的抗軟化性能。添加合金元素的作用機(jī)制尚需要進(jìn)一步的探討。

圖7所示為Cu-Cr-Zr-Ni-Si合金在不同加工和處理狀態(tài)下的硬度和電導(dǎo)率。由圖 7可見(jiàn)，熱軋淬火（HR-Q）后經(jīng)80%冷軋變形，合金硬度提高了56.7%，可達(dá)152 HV，而電導(dǎo)率僅下降3.4%IACS。該階段是由于大變形細(xì)化了晶粒，同時(shí)產(chǎn)生強(qiáng)烈的應(yīng)變強(qiáng)化效果，因此大幅度提高了合金硬度而微弱地降低了電導(dǎo)率。80%冷軋后再經(jīng)450 ℃時(shí)效120 min，合金的硬度和電導(dǎo)率均得到進(jìn)一步提高，分別達(dá)到180 HV和81.1%IACS。此時(shí)，合金性能的改善歸因于溶質(zhì)原子從過(guò)飽和固溶體中析出，凈化了基體中的溶質(zhì)原子，同時(shí)產(chǎn)生了強(qiáng)烈的析出強(qiáng)化效果。因此，按照均勻化→熱軋淬火→80%冷軋→450 ℃時(shí)效120 min的工藝路線進(jìn)行加工和熱處理，Cu-Cr-Zr-Ni-Si合金可獲得高硬度與高電導(dǎo)率的良好結(jié)合。

圖7 Cu-Cr-Zr-Ni-Si加工和熱處理過(guò)程中的硬度和電導(dǎo)率Fig. 7 Hardness and conductivity of Cu-Cr-Zr-Ni-Si alloy under various conditions

4 結(jié)論

1) 在線熱軋-淬火工藝和隨后的形變熱處理工藝成功應(yīng)用于制備 Cu-Cr系列合金板帶材。熱軋-淬火工藝簡(jiǎn)化了生產(chǎn)工序，降低了生產(chǎn)成本，可以有效地取代傳統(tǒng)析出強(qiáng)化合金的固溶處理。

2) 在線熱軋-淬火工藝結(jié)合后續(xù)形變熱處理工藝制備的合金帶材具有良好的力學(xué)性能、電學(xué)性能和優(yōu)異的抗軟化性能。添加合金元素Zr、Ni和 Si較大地改善了合金的性能。經(jīng)80%冷軋和450 ℃時(shí)效120 min后，Cu-Cr-Zr-Ni-Si合金的硬度和電導(dǎo)率分別可達(dá)180 HV和81.1% IACS。

3) 具有有序FCC結(jié)構(gòu)、與基體具有立方-立方的位向關(guān)系的Cr相從過(guò)飽和固溶體中分解出來(lái)，這是時(shí)效過(guò)程中Cu-Cr系合金硬度和電導(dǎo)率提高的原因。

4) 熱軋淬火Cu-Cr系合金的高硬度是細(xì)晶強(qiáng)化、應(yīng)變強(qiáng)化和析出強(qiáng)化共同作用的結(jié)果，而高電導(dǎo)率是由于時(shí)效析出極大地降低了基體中溶質(zhì)原子濃度。

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Properties and microstructure evolution of hot rolled-quenched Cu-Cr system alloys

XIA Cheng-dong1,2, WANG Ming-pu1,2, ZHANG Wan1,2, JIA Yan-lin1,2,WU Yi-feng1,2, DONG Qi-yi1,2, WEI Hai-gen1,2, XU Gen-ying1,2
(1. School of Materials Science and Engineering, Central South University, Changsha 410083, China;2. Key Laboratory of Nonferrous Metal Materials Science and Engineering, Ministry of Education,Central South University, Changsha 410083, China)

The strips of Cu-Cr system alloys were manufactured by online hot rolling-quenching (HR-Q) and subsequent thermomechanical treatments process. The properties and microstructure evolution of alloys were investigated by measurements of microhardness and electrical conductivity, and observations of optical microscopy (OM) and analytical transmission electron microscopy (TEM). The results show that the HR-Q and thermomechanical treatments process can successfully manufacture the strips of Cu-Cr system alloys with high hardness, high conductivity and excellent softening resistance. The Cr precipitates with ordered FCC structure, which are decomposed from the thermomechanically treated alloys, are responsible for the improvement of properties during near peak aging. The high hardness of the alloys is ascribed to the interactions of grain boundary strengthening, strain hardening and precipitation hardening, and the high electrical conductivity results from the reduction of the solute atoms concentration in the matrix during aging treatment.

Cu-Cr system alloy; hot rolling-quenching; precipitate; hardening; softening resistance

TG146.1

A

1004-0609(2012)08-2230-08

國(guó)家自然科學(xué)基金資助項(xiàng)目(51174234)；安徽省科技攻關(guān)計(jì)劃項(xiàng)目(08010201026)

2011-07-19；

2011-11-13

汪明樸，教授；電話：0731-88830264；E-mail: wangmp@csu.edu.cn

(編輯 李艷紅)