楊雨潭，李秋書，張俊婷，虞明香，王宥宏

(太原科技大學(xué)材料科學(xué)與工程學(xué)院，太原 030024)

高強(qiáng)度高導(dǎo)電銅合金[1-2]作為具有優(yōu)良綜合性能和力學(xué)性能的功能結(jié)構(gòu)材料，具有較高的強(qiáng)度和良好的塑性及優(yōu)良的導(dǎo)電性能，是制備電阻焊電極、縫焊滾輪、焊矩噴嘴、電氣工程開關(guān)觸橋、集成電路引線框架、高速鐵路列車架空導(dǎo)線芯等器件的優(yōu)良材料[3-10]。因此，對高性能銅材的研究具有重要的現(xiàn)實(shí)意義。

銅合金的導(dǎo)電率和強(qiáng)度往往難以同時(shí)滿足要求，因而在開發(fā)和研制高強(qiáng)高導(dǎo)銅合金時(shí)，應(yīng)綜合考慮強(qiáng)化機(jī)理和導(dǎo)電機(jī)理，以滿足不同的使用要求。目前，獲得高強(qiáng)度高導(dǎo)電性銅合金的主要途徑有合金化法和復(fù)合材料法。本文研究探討了合金成分、鑄軋成型工藝和熱處理工藝[11-12]對Cu-Sn-Fe的微觀組織、抗拉強(qiáng)度和導(dǎo)電性能的影響。

1 試驗(yàn)

使用高頻感應(yīng)熔煉將純銅塊、錫塊和純鐵塊制備成Cu-Sn-Fe合金。將重約500 g原料放入直徑約為Φ30 mm的石英坩堝中，在大氣環(huán)境下熔煉。澆注溫度控制在1 300～1 600 ℃之間。澆注模具采用了黃銅模具。在軋制之前，需對Cu-Sn-Fe合金棒材進(jìn)行正火處理。正火處理工藝為：將熱處理爐加熱后，再將Cu-Sn-Fe合金棒材放入爐中保溫一段時(shí)間，隨后取出進(jìn)行空冷至室溫。采用三輥軋機(jī)，通過四道軋制變形，將正火處理后的Φ12 mm棒材軋制成Φ8 mm棒材，每道軋制使棒材直徑縮小1 mm，直徑方向的變形量為33%.將Φ8 mm棒材加工成非標(biāo)準(zhǔn)拉伸試樣。試樣直徑控制在7 mm左右，加工部分的長度控制在60～70 mm，滿足拉伸試樣長度與直徑之比在5～10的要求。電阻率測量也在加工好的拉伸試樣上進(jìn)行，直徑用千分尺測量，長度用卡尺控制。對部分拉伸試樣進(jìn)行退火處理來研究電阻率的變化。退火處理工藝為：采用隨爐加熱，保溫幾個(gè)小時(shí)，再隨爐冷卻至200 ℃左右，最后出爐空冷至室溫。電阻率采用TH2512/A直流低電阻測試儀進(jìn)行測量，測量分辨率可以達(dá)到0.01 μΩ·cm.樣品的力學(xué)性能采用WDW-E100萬能試驗(yàn)機(jī)測試。樣品的微觀組織分析用超景深顯微鏡VHX-600進(jìn)行分析。

2 結(jié)果與討論

2.1 微觀組織分析

2.1.1 鑄態(tài)Cu-Sn-Fe合金棒材的微觀組織

圖1為鑄態(tài)Cu-2Sn-5Fe合金的微觀組織。其基體為含Sn和Fe原子的富Cu固溶體，通過仔細(xì)觀察，Cu晶粒呈等軸晶形狀，其當(dāng)量直徑在10～30 μm之間；微觀組織中沒有出現(xiàn)樹枝晶富Fe相，只有數(shù)量不多的初生等軸晶富Fe粒子，如圖中箭頭A所指，這種粒子的直徑大約在3 μm左右。圖中箭頭B所指的是Cu、Sn和Fe三元共晶組織[13]，分布于Cu晶粒的晶界上，其數(shù)量不多。圖中箭頭C所指的是從Cu基體中沉淀析出的Sn和Fe粒子，這些細(xì)小粒子的直徑都在納米尺度，其分布勾畫出了Cu晶粒的形貌。圖2為鑄態(tài)Cu-3Sn-10Fe合金棒材的微觀組織。其基體為含Sn和Fe原子的富Cu固溶體，在圖片中呈高亮色； 富Fe相以樹枝晶或等軸晶形態(tài)分布于富Cu基體之上，形核較早、長大時(shí)間充分的富Fe晶粒呈樹枝狀，其二次枝晶間距在2～5 μm之間；反之，富Fe晶粒將呈等軸晶狀，其當(dāng)量直徑在2～5 μm之間。

圖1 鑄態(tài)Cu-2Sn-5Fe合金的微觀組織Fig.1 Microstructure of the as-cast Cu-2Sn-5Fe alloy

圖2 鑄態(tài)Cu-3Sn-10Fe合金棒材的微觀組織Fig.2 Microstructure of the as-cast Cu-3Sn-10Fe alloy

2.1.2 軋制Cu-Sn-Fe合金棒材的微觀組織

軋制Cu-2Sn-5Fe合金的微觀組織如圖3所示，圖中雙向箭頭標(biāo)示的是晶粒的變形方向。經(jīng)過軋制，Cu晶粒明顯被擠壓變長，而富Fe粒子的形狀基本不變，還呈等軸晶形態(tài)，富Fe粒子會(huì)阻礙Cu基體的變形，而使材料強(qiáng)度增加。分布于Cu晶粒晶界上的沉淀析出的Sn和Fe粒子會(huì)隨Cu晶粒的變形而移動(dòng)，它們會(huì)使不同Cu晶粒之間產(chǎn)生較大的晶界應(yīng)力，強(qiáng)化晶界，也使材料的強(qiáng)度提高。

圖3 軋制Cu-2Sn-5Fe合金的微觀組織Fig.3 Microstructure of the cold-rolled Cu-2Sn-5Fe alloy

在退火Cu-2Sn-5Fe合金的微觀組織中(如圖4所示)，經(jīng)過再結(jié)晶過程，Cu晶粒又恢復(fù)等軸晶形貌，但此時(shí)Cu晶粒等軸晶的尺寸明顯減小，多數(shù)Cu晶粒的直徑在10 μm左右。雖然Cu晶粒的晶界面積增加，但分布于晶界上的沉淀粒子的密度并未明顯減少，故使材料仍具有很高的強(qiáng)度。退火后，原Cu晶粒內(nèi)部固溶的一部分Sn和Fe原子已擴(kuò)散至晶界形成了沉淀粒子，降低了Cu晶粒內(nèi)部的晶格畸變應(yīng)力，故可獲得較低的電阻率。

圖4 退火Cu-2Sn-5Fe合金的微觀組織Fig.4 Microstructure of the annealed Cu-2Sn-5Fe alloy

2.2 力學(xué)性能

2.2.1 鑄態(tài)Cu-Sn-Fe合金棒材的力學(xué)性能

表1為鑄態(tài)Cu-Sn-Fe合金棒材的力學(xué)性能。增加Fe或Sn含量，Cu-Sn-Fe合金的抗拉強(qiáng)度將增加。與GB1176-87銅合金的力學(xué)性能相比較，表1中所列的三種合金已經(jīng)具有較高的抗拉強(qiáng)度，這是采用銅?？炖浼?xì)化晶粒的結(jié)果，隨著抗拉強(qiáng)度的提高，合金的延伸率有所降低。

表1 鑄態(tài)Cu-Sn-Fe合金的力學(xué)性能Tab.1 Mechanical properties of the as-cast Cu-Sn-Fe alloy

2.2.2 軋制態(tài)Cu-Sn-Fe合金棒材的力學(xué)性能

固定合金中Fe含量為5 wt·%，研究Sn含量變化對Cu-Sn-Fe合金力學(xué)性能的影響，如圖5所示。經(jīng)軋制后，在低Sn范圍內(nèi)，合金的抗拉強(qiáng)度提高明顯，隨著Sn添加量的增加，其提高抗拉強(qiáng)度的趨勢有所減緩。當(dāng)含Sn量為5 wt·%時(shí)，Cu-5Sn-5Fe的抗拉強(qiáng)度已超過700 MPa，材料已具有超高強(qiáng)度。

圖5 含Sn量對軋制Cu-5Fe-xSn合金抗拉強(qiáng)度的影響Fig.5 Influence of Sn content on tensile strength ofthe cold-rolled Cu-5Fe-xSn alloy

固定合金中Sn含量為3 wt·%，研究Fe含量變化對Cu-Sn-Fe合金力學(xué)性能的影響，如圖6所示。經(jīng)軋制后，圖中所有成分的Cu-Sn-Fe合金的抗拉強(qiáng)度均超過550 MPa.隨著Fe添加量的增加，合金的抗拉強(qiáng)度基本呈線性增加。Cu-3Sn-7Fe和Cu-3Sn-10Fe已屬于超高強(qiáng)度有色金屬材料。

2.3 導(dǎo)電性能

2.3.1 鑄態(tài)Cu-Sn-Fe合金棒材的導(dǎo)電性能

圖6 含F(xiàn)e量對軋制Cu-3Sn-xFe合金抗拉強(qiáng)度的影響Fig.6 Influence of Fe content on tensile strength ofthe cold-rolled Cu-3Sn-xFe alloy

圖 7 含Sn量對鑄態(tài)Cu-5Fe-xSn合金電阻率的影響Fig.7 Influence of Sn content on resistivity of theas-cast Cu-5Fe-xSn alloy

對于Cu-Sn-Fe合金，首先，我們固定Fe含量為5 wt·%，研究合金中Sn含量的變化對電阻率的影響，結(jié)果如圖7所示。不含Sn的Cu-5Fe合金的電阻率為2.62 μΩ·cm，添加Sn后，合金的電阻率隨含Sn量增加基本呈線性增加，其變化規(guī)律可總結(jié)如下式：

ρCu-Sn-Fe=2.62+1.18WSn(μΩ·cm)

圖8 含F(xiàn)e量對鑄態(tài)Cu-3Sn-xFe合金電阻率的影響Fig.8 Influence of Fe content on resistivity of theas-cast Cu-3Sn-xFe alloy

然后，固定Sn含量為3 wt·%，研究合金中Fe含量的變化對電阻率的影響，結(jié)果如圖8所示。不含F(xiàn)e的Cu-3Sn合金的電阻率為3.8 μΩ·cm，添加Fe后，合金的電阻率隨含F(xiàn)e增加量基本也呈線性增加，其變化規(guī)律可總結(jié)如下式：

ρCu-Sn-Fe=3.8+0.49WFe(μΩ·cm)

由此可知，在Cu-Sn-Fe合金中，含Sn量的變化較含F(xiàn)e量的變化對電阻率的影響更大。

2.3.2 正火態(tài)、軋制態(tài)和退火態(tài)Cu-Sn-Fe合金棒材的導(dǎo)電性能

在軋制之前需對Cu-Sn-Fe合金棒材進(jìn)行正火處理。目的是消除鑄造應(yīng)力、細(xì)化晶粒組織和增加塑性變形能力。正火處理會(huì)增加Sn和Fe原子在Cu基體中的溶解度。隨著合金中Sn和Fe含量的增加，在Cu基體中溶解的Sn和Fe原子的數(shù)量增加，電阻率則隨之增加。由于Cu基體中溶解的Sn原子數(shù)量隨含Sn量變化明顯，而Fe原子的這種變化不大，故在圖9和圖10中兩條正火態(tài)電阻率的變化趨勢存在著很大差別。

圖9 處理后Cu-5Fe-xSn合金電阻率隨Sn含量的變化Fig.9 Influence of the Sn content on resistivity of theCu-5Fe-xSn alloy after treatment

圖10 處理后的Cu-3Sn-xFe合金電阻率隨Fe含量的變化Fig.10 Influence of the Fe content on resistivity of theCu-3Sn-xFe alloy after treatment

軋制后，在固定Fe含量為5 wt·%的情況下，Sn含量對Cu-Sn-Fe合金電阻率的影響如圖9所示。與正火態(tài)的電阻率相比，軋制后的電阻率皆較低，而且含Sn量越高，其差值會(huì)越大。其原因可能是軋制過程會(huì)促使Sn原子從Cu-Sn-Fe固溶體中脫溶，同時(shí)結(jié)構(gòu)松散的Cu晶粒的晶界得到了脫溶Sn原子的充實(shí)。固定Sn含量為3 wt·%，研究合金中Fe含量的變化對電阻率的影響，結(jié)果如圖10所示。與正火態(tài)的電阻率相比，軋制后的電阻率也皆較低，但含F(xiàn)e量越高，其差值卻會(huì)越小。其原因可能是在軋制過程中Fe原子不如Sn原子容易從Cu-Sn-Fe固溶體中脫溶，也證明：在Cu-Sn-Fe合金中Fe原子的固溶強(qiáng)化作用比Sn原子的作用強(qiáng)，添加Fe更有利于增加Cu合金的強(qiáng)度。

軋制后Cu-Sn-Fe合金棒材在退火過程中將發(fā)生再結(jié)晶和溶質(zhì)脫溶，使Cu基體的晶格畸變減小，則電阻率呈下降趨勢。隨著合金中Sn和Fe原子數(shù)量的增加，在微觀組織中，凝固析出的富Sn和富Fe相與沉淀析出的富Sn和富Fe相數(shù)量都會(huì)增加，它們一方面會(huì)造成Cu基體的晶格畸變，另一方面也會(huì)減少富Cu相在導(dǎo)流截面上所占的比例，故隨著Sn和Fe含量的增加，合金的電阻率也隨之增加，如圖9和圖10所示。

3 結(jié)論

(1)采用銅模成型可明顯提高鑄態(tài)Cu-Sn-Fe合金的抗拉強(qiáng)度，其值可達(dá)400 MPa以上。再經(jīng)過軋制處理，合金的抗拉強(qiáng)度會(huì)進(jìn)一步提高。在實(shí)驗(yàn)成分范圍內(nèi)，隨著Sn和Fe添加量的增加，合金的抗拉強(qiáng)度和電阻率均增加。Cu-3Sn-10Fe的抗拉強(qiáng)度超過了770 MPa，但其導(dǎo)電性卻較差。在Cu-Sn-Fe合金中，含Sn量的變化較含F(xiàn)e量的變化對電阻率的影響更大。

(2)正火處理會(huì)增加Sn和Fe原子在Cu基體中的溶解度，合金電阻率會(huì)隨之增加。與正火態(tài)的電阻率相比，軋制后的電阻率皆較低，而且含Sn量越高，其差值會(huì)越大；但含F(xiàn)e量越高，其差值卻會(huì)越小。退火處理可改善合金的導(dǎo)電性，但抗拉強(qiáng)度將有所降低。

參考文獻(xiàn)：

[1] 王深強(qiáng)，陳志強(qiáng)，彭德林.高強(qiáng)高導(dǎo)銅合金的研究概述[J].材料工程，1995(7)：3-6.

[2] 吳彥卿，蔡敬.DH2-l型鉻鋯銅電極合金[J].焊接學(xué)報(bào)，1985，9(3)：143-145.

[3] 張瑞豐，沈?qū)幐?快速凝固高強(qiáng)高導(dǎo)Cu-Cr合金的性能[J].中國有色金屬學(xué)報(bào)，2001，11(1)：105-109.

[4] 賈淑果，任偉，郭望望，等.純銅接觸線材料的組織和性能[J].河南科技大學(xué)學(xué)報(bào)，2009，30(6)：5-7.

[5] 趙大軍，高鵬，謝卉.高速電氣化鐵路電力機(jī)車接觸線用銅合金線坯的開發(fā)[J].有色金屬加工，2010，39(2)：8-12.

[6] 李剛，趙大軍，管桂生.SCR1600連鑄連軋制備接觸線用銅合金線壞的適應(yīng)性改造[J].云南冶金，2009，38(6)：44-46.

[7] LI Y，HE K，LIAO C W，et al.Measurements of mechanical properties of α-phase in Cu-Sn alloys by using instrumented nanoindentation[J].Journal of Materials Research，2012 ，27(1)：192-1961.

[8] 崔蘭，季小娜.高強(qiáng)高導(dǎo)純銅線材及銅基材料的研究進(jìn)展[J].稀有金屬，2004，28(5)：917-920.

[9] TOMASZ K，ZBIGNIEW K.The microstructure of liquid immiscible Fe-Cu based in situ formed amorphous/crystalline composite[J].Scripta Materialia，2006，54(12)：1991-1995.

[10] 李貴茂，王恩剛，張林，等.形變原位Cu-Ag復(fù)合材料的研究進(jìn)展[J].材料導(dǎo)報(bào)，2010，24(3)：80-84.

[11] 賈淑果，寧向梅，劉平，等.微量Ce對Cu-Ag-Cr合金性能的影響[J].稀土，2009，30(3)：49-52.

[12] 崔忠圻，覃耀春.金屬學(xué)與熱處理[M].北京：機(jī)械工業(yè)出版社，2007.

[13] 代富平，曹崇德，魏炳波.三元Cu60Fe30Co10包晶合金的亞穩(wěn)液相分離與快速凝固[J].中國科學(xué)：G輯，2007，37(3)：376-384.