趙郅磊，李 周，肖 柱, 2

?

Cu-3.6%Al2O3銅合金細(xì)絲加工過(guò)程中組織結(jié)構(gòu)演變規(guī)律

趙郅磊1，李 周1，肖 柱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)粉末冶金國(guó)家重點(diǎn)實(shí)驗(yàn)室，長(zhǎng)沙 410083)

通過(guò)TEM和EBSD等技術(shù)，研究Cu-3.6%Al2O3(體積分?jǐn)?shù))彌散強(qiáng)化銅合金細(xì)絲冷拉拔變形過(guò)程的顯微組織和力學(xué)性能的演變規(guī)律。研究結(jié)果表明：Cu-3.6%Al2O3(體積分?jǐn)?shù))彌散銅合金基體內(nèi)分布著大量的納米級(jí)-Al2O3彌散強(qiáng)化相，形貌以近球狀為主，還有少量尺寸為100~200 nm的呈棒狀的-Al2O3粒子。在冷拉拔變形過(guò)程中，晶粒沿著拉拔方向拉長(zhǎng)，硬度增加。隨著拉伸的進(jìn)行，合金的變形織構(gòu)也在發(fā)生轉(zhuǎn)變，當(dāng)冷拉拔變形率達(dá)88%時(shí)，發(fā)生立方織構(gòu)(Cube)和銅型織構(gòu)(Copper)向黃銅織構(gòu)(Brass)、高斯織構(gòu)(Goss)和剪切織構(gòu)()的轉(zhuǎn)變；合金的顯微組織為由位錯(cuò)纏結(jié)形成的帶狀組織和位錯(cuò)胞結(jié)構(gòu)。

Cu-3.6%Al2O3銅合金；形變織構(gòu)；顯微組織

Cu-Al2O3彌散強(qiáng)化銅合金是一種具有優(yōu)良的力學(xué)和物理性能的銅基復(fù)合材料[1]。彌散分布于銅合金基體中的納米級(jí)的Al2O3強(qiáng)化相粒子對(duì)位錯(cuò)具有釘扎作用，阻礙位錯(cuò)的長(zhǎng)程運(yùn)動(dòng)，而且Al2O3粒子硬度高、熔點(diǎn)高、高溫穩(wěn)定性能好[2?6]，它們與時(shí)效強(qiáng)化型銅合金時(shí)效時(shí)析出的金屬間化合物粒子不同，在溫度接近銅基體的熔點(diǎn)時(shí)也不會(huì)溶解或粗化，因此可以十分有效地阻礙高溫下的晶界遷移，提高合金室溫和高溫下的強(qiáng)度，同時(shí)合金的導(dǎo)電性能不會(huì)明顯降低[7?8]。

隨著微型特種電機(jī)的進(jìn)一步發(fā)展，對(duì)電極絲材的耐磨、高溫強(qiáng)度和電導(dǎo)率等性能提出了更高更苛刻的要求。Cu-Al2O3彌散強(qiáng)化銅合金因其特有的理化和力學(xué)特性，而成為微型特種電機(jī)最為理想的電極絲材。該合金隨著納米Al2O3強(qiáng)化相粒子的增加，其室溫和高溫強(qiáng)度會(huì)顯著增大，而電導(dǎo)率下降幅度較小，但是隨著納米Al2O3強(qiáng)化相粒子的增加，其加工的難度也會(huì)進(jìn)一步加大。

由于Cu-Al2O3彌散強(qiáng)化銅合金優(yōu)秀的性能，國(guó)內(nèi)外越來(lái)越多的領(lǐng)域開始使用該合金來(lái)替代其他強(qiáng)化方式的銅合金，包括信息技術(shù)、制造業(yè)、精密儀器、導(dǎo)電材料、軍工業(yè)以及航天航空業(yè)等眾多領(lǐng)域[9?10]，越來(lái)越多的科研工作者投入對(duì)Cu-Al2O3彌散強(qiáng)化銅合金的研究，目前，對(duì)Al2O3含量較高的彌散強(qiáng)化銅合金的冷加工性能的研究報(bào)道很少，而國(guó)內(nèi)外的研究主要集中在對(duì)于彌散強(qiáng)化銅合金的力學(xué)性能和顯微組織的分析，本文作者利用TEM和EBSD手段研究了Cu-3.6%Al2O3(體積分?jǐn)?shù))彌散強(qiáng)化銅合金在冷拉絲過(guò)程中的微觀組織結(jié)構(gòu)的演變規(guī)律，以期為該系合金絲材的制備提供指導(dǎo)。

1 實(shí)驗(yàn)

實(shí)驗(yàn)合金制備流程如下：Cu-Al(0.8%，質(zhì)量分?jǐn)?shù))合金中頻感應(yīng)熔煉→氮?dú)忪F化制粉→篩分后與適量氧化劑混合→N2氣體保護(hù)下，900 ℃、1 h內(nèi)氧化→內(nèi)氧化粉末900 ℃、1 h氫氣退火→冷等靜壓→包套→920 ℃熱擠壓成棒材，擠壓比為20:1→旋鍛至4.5 mm絲材→900 ℃、1 h氫氣退火→多道次冷拉拔至0.3 mm絲材(中間不退火)(樣品如圖1)[11?13]。樣品道次拉拔尺寸和道次變形率如表1所示。

硬度測(cè)試樣品、金相顯微組織觀察樣品、掃描電鏡樣品均先用砂紙打磨, 再進(jìn)行機(jī)械拋光。硬度測(cè)試是在HV?5型小負(fù)荷維氏硬度計(jì)上測(cè)量；金相顯微組織觀察在Leica DM光學(xué)顯微鏡上進(jìn)行；掃描電鏡實(shí)驗(yàn)在FEI公司產(chǎn)Helios Nanolab 600i 雙束掃描電鏡上進(jìn)行，工作電壓為15 kV。透射電鏡和EBSD樣品采用常規(guī)雙噴電解拋光的制樣方法制備，實(shí)驗(yàn)在FEI公司產(chǎn)Tecnai G2 F20電鏡上進(jìn)行，工作電壓為200 kV；EBSD實(shí)驗(yàn)在掃描電鏡配以英國(guó)牛津公司產(chǎn)HKL Nordlys EBSD探頭進(jìn)行，工作電壓為20 kV。

圖1 0.3 mm絲材

2 結(jié)果與討論

2.1 旋鍛退火態(tài)合金的顯微組織結(jié)構(gòu)

經(jīng)過(guò)旋鍛并退火處理的Cu-3.6%Al2O3彌散強(qiáng)化銅合金的元素面分布圖如圖2所示。其中，圖2(a)所示為合金的典型二次電子像，彌散分布著尺寸為1~2 μm的黑色襯度相，圖2(b)、(c)和(d)所示分別為Cu元素、Al元素和O元素的面分布圖。在圖2(b)、(c)和(d)中紅色表示此元素富集，藍(lán)色為其他元素，則對(duì)應(yīng)于圖2(a)黑色襯度相，出現(xiàn)了氧元素和鋁元素的富集，說(shuō)明黑色襯度相為Al2O3強(qiáng)化相粒子，也說(shuō)明內(nèi)氧化法制備的高Al2O3含量的Cu-3.6%Al2O3彌散強(qiáng)化銅合金，基體內(nèi)存在少量的較大顆粒Al2O3強(qiáng)化相 粒子。

表1 樣品道次拉拔尺寸和變形率

Deformation reduction:=1?(f2/s2);s: Sectional radius of begin;f:Sectional radius of end.

圖2 Cu-3.6%Al2O3銅合金元素面分布圖

圖3所示為旋鍛退火態(tài)合金典型的透射電鏡照片。從圖3中可以看出，合金基體中彌散分布著高體積百分含量的納米級(jí)Al2O3強(qiáng)化相粒子，形貌以近球狀為主，少數(shù)為三角狀和棒狀等形狀，尺寸介于30~60 nm(見(jiàn)圖3(a)、(c)、(d))；圖3(b)所示為圖3(a)的選取電子衍射，由于析出相彌散而且體積分?jǐn)?shù)多，析出相的衍射花樣以衍射環(huán)的形狀出現(xiàn)，標(biāo)定結(jié)果示于圖上，彌散析出相為-Al2O3。從圖3(f)可見(jiàn)，合金中也分布著少量尺寸介于100~200 nm，形狀為針棒狀的Al2O3強(qiáng)化相粒子，這一結(jié)果與圖2(a)的觀察結(jié)果一致。從圖3(e)可以發(fā)現(xiàn)，經(jīng)過(guò)900 ℃退火態(tài)的樣品，合金發(fā)生了高溫回復(fù)，亞晶粒尺寸為0.4~1.0 μm。

2.2 冷拉態(tài)合金的硬度變化

圖4所示為Cu-3.6%Al2O3彌散強(qiáng)化銅合金經(jīng)不同變形率拉拔變形后的硬度變化曲線。由圖4可知，隨著變形率的增加，合金的硬度增加；當(dāng)冷拉變形率小于80%時(shí)，硬度以拋物線狀增長(zhǎng)，較為平緩；當(dāng)變形率超過(guò)85%時(shí)，硬度增加的幅度顯著增大；當(dāng)變形率達(dá)到99%時(shí)，硬度達(dá)180 HV。這是由于彌散強(qiáng)化銅合金出現(xiàn)加工硬化的現(xiàn)象，冷拉拔變形使銅合金內(nèi)部出現(xiàn)大量的位錯(cuò)，同時(shí)，由于均勻彌散分布的Al2O3強(qiáng)化相粒子對(duì)位錯(cuò)有強(qiáng)烈釘扎作用，導(dǎo)致位錯(cuò)難以聚集和抵消。而當(dāng)變形量達(dá)到95%后，則硬度略有下降，出現(xiàn)了加工軟化的現(xiàn)象。

2.3 冷拉變形合金的組織結(jié)構(gòu)的演變

圖5所示為彌散強(qiáng)化銅合金經(jīng)冷拉變形12.9%、49.4%、64%和88%后的典型縱向金相組織形貌。從圖5可以看出，平行于拉拔方向的晶粒隨著拉拔量的增加顯著拉長(zhǎng)，當(dāng)拉拔變形足夠大時(shí)呈加工纖維狀組織，經(jīng)64%后變形后，晶粒的長(zhǎng)寬比大于20。

圖3 Cu-3.6%Al2O3銅合金的TEM像

圖4 Cu-3.6%Al2O3合金樣品在不同變形率下的硬度變化分布圖

圖6所示為Cu-3.6%Al2O3合金冷拉變形64%的典型透射電鏡下的組織形貌，不同取向的晶粒經(jīng)冷拉變后的組織差異較大[14?15]。一些晶粒變形不均勻，晶粒中形成了由位錯(cuò)纏結(jié)形成的界面，進(jìn)而形成了帶狀組織(見(jiàn)圖6(a)和(b))；另一些晶粒變形均勻，晶粒中形成均勻的位錯(cuò)纏結(jié)，進(jìn)而形成位錯(cuò)胞結(jié)構(gòu)(見(jiàn)圖6(c)和(d))[16]。

利用Channel 5軟件重構(gòu)出Cu-3.6%Al2O3彌散強(qiáng)化銅合金不同變形量下的取向成像圖(IPF)[17?18]。圖7、8、9和10所示分別為旋鍛退火、冷拉變形12.9%、冷拉變形64%和冷拉變形88%狀態(tài)的IPF像和OIM像。由圖7(a)、8(a)、9(a)和10(a)可見(jiàn)，隨著冷拉拔變形率的增大，晶粒沿著拉拔方向被拉長(zhǎng)，大晶粒最后被拉長(zhǎng)成細(xì)長(zhǎng)晶粒，同時(shí)大量晶粒開始分裂，內(nèi)部出現(xiàn)大量的亞結(jié)構(gòu)(黑色細(xì)線)。通過(guò)使用HKL Channel 5軟件將晶粒結(jié)構(gòu)重新計(jì)算，去掉影響計(jì)算結(jié)果的取向噪音后，當(dāng)Cu-3.6%Al2O3彌散強(qiáng)化銅合金變形率達(dá)到60%以上后，其晶粒長(zhǎng)度為15~20 μm左右，而晶粒的寬度為1~2 μm左右(見(jiàn)圖 9(a)和10(a))。同時(shí)還可以觀察到，在Cu-3.6%Al2O3彌散強(qiáng)化銅合金基體內(nèi)分布著大量的彌散強(qiáng)化相Al2O3粒子(紅色細(xì)線圈出)，形貌以近球狀為主，直徑約為30~50 nm左右；晶界處有少量尺寸粗大的Al2O3強(qiáng)化相粒子存在，直徑約為100 nm。

在OIM像中，F(xiàn)CC金屬中常出現(xiàn)的典型織構(gòu)取向有立方織構(gòu)(Cube){100}á100?、高斯織構(gòu)(Goss){011}á100?、黃銅織構(gòu)(Brass){011}á211?、銅型織構(gòu)(Copper)、剪切織構(gòu)(){123}á412?或{123}á634?等[19]。圖7(b)(OIM像)所示為Cu-3.6%Al2O3彌散強(qiáng)化銅合金旋鍛退火態(tài)后典型的織構(gòu)分布特征，其中立方織構(gòu)(Cube)取向和銅型織構(gòu)(Copper)取向所含比例較高，分別超過(guò)15%以上(見(jiàn)表2)。圖8(b)、9(b)和10(b)的OIM像示出了Cu-3.6%Al2O3彌散強(qiáng)化銅合金分別進(jìn)行12.9%、64%和88%的冷拉拔變形后的織構(gòu)分布特點(diǎn)，隨著變形率的增加，立方織構(gòu)(Cube)取向含量迅速減少，銅織構(gòu)(Copper)取向也同時(shí)減少，而黃銅織構(gòu)(Brass)取向顯著增加，同時(shí)，高斯織構(gòu)(Goss)取向和剪切織構(gòu)(S)取向微幅增加。與軋制不同[20]，Cu-3.6%Al2O3彌散強(qiáng)化銅合金經(jīng)大變形量的冷拉拔變形后樣品中黃銅織構(gòu)(Brass)取向、高斯織構(gòu)(Goss)取向和剪切織構(gòu)()取向占主要組分，而其他非經(jīng)典織構(gòu)取向只有10%左右。

圖5 Cu-3.6%Al2O3銅合金經(jīng)不同冷拉變形后的典型縱向金相組織形貌

圖6 Cu-3.6%Al2O3銅合金冷拉變形率64%的TEM像

圖7 旋鍛退火態(tài)樣品的IPF圖和OIM像

圖8 冷拉變形12.9%樣品的IPF圖和OIM像

表2所列為Cu-3.6%Al2O3彌散強(qiáng)化銅合金不同冷拉變形量下的不同狀態(tài)的織構(gòu)組分。由表2可以看出，在大變形量的冷拉拔變形下發(fā)生了立方織構(gòu)(Cube)取向和銅型織構(gòu)(Copper)取向往黃銅織構(gòu)(Brass)取向、高斯織構(gòu)(Goss)取向和剪切織構(gòu)()取向的轉(zhuǎn)變趨勢(shì)；同時(shí)退火態(tài)的其他非經(jīng)典織構(gòu)取向成分轉(zhuǎn)變?yōu)镕CC織構(gòu)取向。

同時(shí)，為了研究晶粒在不同變形量下的樣品中的取向分布，晶粒的取向利用EBSD分析軟件在極圖上表示出來(lái)，如圖11示。圖11(a)所示為旋鍛退火態(tài)樣品的晶粒(對(duì)應(yīng)于圖7(b)取向)，圖11(b)~(d)所示為所有冷拉拔變形態(tài)樣品的晶粒(分別對(duì)應(yīng)于圖8(b)、9(b)和10(b)取向)。由圖11(a)所示，旋鍛退火態(tài)Cu-3.6%Al2O3彌散強(qiáng)化銅合金在(100)極圖上立方織構(gòu)(Cube)取向和銅型織構(gòu)(Copper)取向強(qiáng)度最高。而樣品經(jīng)12.9%、64%、88%冷拉拔變形后，分別如圖11(b)~(d) 所示，呈現(xiàn)典型的黃銅織構(gòu)(Brass)取向、高斯織構(gòu)(Goss)取向和剪切織構(gòu)()取向，而取向強(qiáng)度在(110)及(111)極圖上最強(qiáng)。

通過(guò)EBSD微結(jié)構(gòu)分析，可以得到組織形貌與取向之間的對(duì)應(yīng)關(guān)系。通過(guò)對(duì)比定義的基準(zhǔn)值和相鄰晶粒間的取向差的大小，將大于基準(zhǔn)值的界限相連，就構(gòu)成了EBSD取向差角分布圖，可反映出晶界角度，如圖12所示為不同變形率下樣品顯微組織的取向差分布圖。從圖12可看出，隨著變形率逐漸增加，小角度晶界(＜15°)占據(jù)主要含量，取向差角在大小為2°左右的小角度晶界分布最高并呈現(xiàn)單峰值，而取向差角大于15°的大角度晶界幾乎為0。由此說(shuō)明Cu-3.6%Al2O3彌散強(qiáng)化銅合金在發(fā)生大變形量的冷拉拔時(shí)大量的滑移線及亞結(jié)構(gòu)在晶粒內(nèi)部堆積，造成小角度晶界的數(shù)量急劇上升。而圖12中出現(xiàn)取向差角度出現(xiàn)先增加后降低的現(xiàn)象，有研究認(rèn)為[21]，金屬在塑性變形時(shí)，當(dāng)變形量在一定范圍里時(shí)，在金屬微觀組織結(jié)構(gòu)中可能會(huì)形成一種新的界面結(jié)構(gòu)，多層條狀帶(Lamellar bands)組成的層片狀組織，這些層片結(jié)構(gòu)界面與相鄰晶粒間的取向差一般都在10°以內(nèi)，但是在不同的晶粒中，變形組織存在著很大的差異，取向差角度分布就可能出現(xiàn)先增后減的現(xiàn)象。

圖9 冷拉變形64%樣品的IPF圖和OIM像

圖10 冷拉變形88%樣品的IPF圖和OIM像

表2 Cu-3.6Al2O3銅合金不同狀態(tài)的織構(gòu)組分

圖11 Cu-3.6%Al2O3銅合金樣品不同狀態(tài)的極圖

圖12 Cu-3.6%Al2O3銅合金樣品不同狀態(tài)的取向差分布圖

3 結(jié)論

1) 內(nèi)氧化法制備的Cu-3.6%Al2O3彌散強(qiáng)化銅合金中分布著高體積含量的納米級(jí)的-Al2O3強(qiáng)化相粒子，近球狀居多，其余少量為不規(guī)則形狀，尺寸介于30~60 nm之間；同時(shí)，在晶界處存在少量的粗大-Al2O3強(qiáng)化相粒子，尺寸最大為100~200 nm。

2) Cu-3.6%Al2O3彌散強(qiáng)化銅合金經(jīng)冷拉拔變形過(guò)程中，隨著變形的增加，沿拉拔方向形成加工纖維，長(zhǎng)寬比大于20；不同晶粒的變形不一致，一些晶粒變形不均勻，形成高密度位錯(cuò)的帶狀組織；另一些晶粒變形均勻，晶粒中形成位錯(cuò)胞結(jié)構(gòu)。

3) Cu-3.6%Al2O3彌散強(qiáng)化銅合金在大變形量下的冷拉拔變形后存在大量的小角度晶界(＜15°)。同時(shí)其在88%變形率的冷拉拔后織構(gòu)含量主要為黃銅織構(gòu)(Brass)，含量37.6%；高斯織構(gòu)(Goss)，含量19.5%；剪切織構(gòu)()，含量21.2%，發(fā)生了立方織構(gòu)(Cube)和銅型織構(gòu)(Copper)向黃銅織構(gòu)(Brass)、高斯織構(gòu)(Goss)和剪切織構(gòu)()的轉(zhuǎn)變。

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(編輯 龍懷中)

Structure evolution of Cu-3.6%Al2O3alloy fine wire during cold drawing

ZHAO Zhi-lei1, LI Zhou1, XIAO Zhu1, 2

(1. School of Materials Science and Engineering, Central South University, Changsha 410083, China;2. Key Laboratory of Powder Metallurgy, Central South University, Changsha 410083, China)

The microstructure and mechanical property evolution of Cu-3.6%Al2O3(volume fraction) alloy fine wire during cold drawing were studied by TEM and EBSD. The results show that the massive nano-scale-Al2O3particles with near spherical like dispersively distribute on the matrix of the alloy strengthening phase, meanwhile, some rod-like particles with size of 100?200 nm also appear. During cold drawing, the grains are elongated and the hardness increases. With drawing process, the deformation texture of alloy changes, as the deformation reduction approaches 88%, the cube texture and copper texture transform to Brass texture, Goss texture andtexture. The microstructures of alloy are composed of banded structure and dislocation cell one formed by dislocation.

Cu-3.6%Al2O3alloy; deformation texture; microstructure

Project (U1637210) supported by the National Natural Science Foundation of China

2016-03-18; Accepted date: 2016-10-25

LI Zhou; Tel: +86-731-88830264; E-mail: lizhou6931@csu.edu.cn

10.19476/j.ysxb.1004.0609.2017.03.006

1004-0609(2017)-03-0486-10

TG146.1

A

國(guó)家自然科學(xué)基金資助項(xiàng)目(U1637210)

2016-03-18；

2016-10-25

李 周，教授，博士；電話：0731-88830264；E-mail：lizhou6931@csu.edu.cn