姜 江，郭軍力，余輝輝，王佳偉，陸德平，胡 強

(江西省科學(xué)院應(yīng)用物理研究所，江西省銅鎢新材料重點實驗室，330096，南昌)

0 引言

高強度高導(dǎo)電銅合金材料已在電力工程領(lǐng)域獲得廣泛應(yīng)用[1-3]。近幾十年來，原位變形Cu-Fe、Cu-Cr合金因其優(yōu)異的機械性能和良好的導(dǎo)電性能而獲得廣泛關(guān)注[4-8]。經(jīng)過鍛造和拔絲加工的Cu-Fe、Cu-Cr合金抗拉強度高達(dá)1 GPa，而導(dǎo)電性可達(dá)～50%～75%IACS。其中，高Fe含量Cu-Fe合金(Fe wt%≥5%)更是因成本低廉，性能優(yōu)異而備受青睞。此外，Cu-Fe合金還具有高電磁波屏蔽、抗菌等特性，在電子工程、汽車制造、醫(yī)療器械等諸多領(lǐng)域有著廣泛的應(yīng)用前景。然而，澆鑄獲得的Cu-Fe合金鑄錠中的Fe相分布往往不均勻，容易出現(xiàn)偏析，并且，F(xiàn)e含量越高，鑄錠越大，越難以保證Fe相分布的均勻性，這也成為制約Cu-Fe合金工程應(yīng)用的一個重要問題。以往針對高強高導(dǎo)電Cu-Fe合金雖有大量研究報導(dǎo)[9-16]，但相關(guān)實驗中涉及的澆鑄鑄錠一般僅有5～10 kg，與實際生產(chǎn)應(yīng)用情況相距甚遠(yuǎn)。本文利用感應(yīng)熔煉制備100 kg級超大Cu-15Fe合金鑄錠，在澆鑄過程中進(jìn)行澆水強冷降溫處理，加速銅液的凝固，進(jìn)而削弱因Fe相析出后在Cu液中上浮引起的比重偏析問題，提高Cu-Fe合金的組織均勻性。最后將鑄錠軋制加工成為厚度0.1 mm的板材。通過研究合金鑄錠不同區(qū)域的Fe含量分布和顯微組織，系統(tǒng)地分析了100 kg級鑄態(tài)Cu-15Fe合金的偏析情況，并且還針對軋制態(tài)Cu-Fe合金板材的顯微組織和性能進(jìn)行了測試分析，以期為Cu-Fe合金的實際工程應(yīng)用提供指導(dǎo)和依據(jù)。

1 實驗

采用中頻熔煉，中頻爐最大容量為200 kg(按銅計)，按Cu-15Fe名義成分投料共計152.5 kg，原料為電解銅和工業(yè)純鐵。熔煉過程在大氣中進(jìn)行，采用覆蓋劑覆蓋熔體，鐵熔化后先打渣多次，直至表面浮渣基本消除。加入脫氧劑脫氧，再打渣一次，采用一次性熱電偶測溫，熔體溫度為1 440～1 460 ℃時快速澆入預(yù)熱好的移動式銅水包，再由銅水包澆入類長方體鋼模，多余銅水在包內(nèi)冷卻凝固后回收。從中頻爐澆出銅水到填滿鋼模整個過程約2 min，然后對鋼模外壁噴水約15 min，鑄錠在冷卻過程中體積收縮，與鋼模內(nèi)壁脫離，鑄錠冷卻脫模后稱量約93 kg。對鑄錠進(jìn)行切割、銑面、熱軋、冷軋加工，最終獲得厚度為0.1 mm的板材。熱軋過程為：軋制前將鑄錠在950 ℃進(jìn)行均勻化處理2 h，再熱軋到厚度～12 mm，熱軋過程中溫度低于850 ℃就回爐升溫。后續(xù)的冷軋過程中涉及多次中間退火處理，根據(jù)軋制厚度的不同，中間退火溫度在600～650 ℃間調(diào)整，中間退火時間都為1 h。當(dāng)軋板厚度達(dá)到0.1 mm后，切割出多個100 mm長，5 mm寬的條帶狀樣品，分別用箱式爐在350 ℃和400 ℃進(jìn)行1 h的時效退火處理，用于性能測試。采用光學(xué)顯微鏡(Leica Microsystems)觀察鑄態(tài)和軋制態(tài)Cu-Fe合金的顯微組織，采用Niton XL3t GOLDD+手持式XRF分析儀測試鑄錠中不同區(qū)域的Fe含量。采用WDT II-20 型萬能拉伸試驗機對不同熱處理的Cu-Fe合金軋板進(jìn)行拉伸性能測試。采用Micromet 5101硬度計測試軋制樣品的HV硬度。采用ZY9987數(shù)字微歐計測試軋制樣品的電阻，并換算成導(dǎo)電率。

2 結(jié)果與討論

2.1 100 kg級Cu-15Fe合金鑄錠的外觀和尺寸

熔煉原材料總重量152.5 kg，經(jīng)過熔煉，打渣處理后，澆鑄鑄錠實際重～93 kg。澆鑄后Cu-Fe合金鑄錠呈梯形體，上底～202 mm，下底～156 mm，高～667 mm，厚度～96 mm。其示意圖如圖1(a)所示。切除頂部疏松縮孔區(qū)域和底部表層后，再將鑄錠進(jìn)一步切割成高～560 mm，寬～156 mm，厚～96 mm的長方形金屬塊，其正面照片如圖1(b)所示。將該長方形金屬鑄錠按圖1(b)3個水平虛線框所示位置切出3個切片(1#～3#切片)，用于研究這3個高度位置鑄錠內(nèi)部不同區(qū)域的偏析情況。圖1(c)是將鑄錠按圖1(b)中豎直偏斜的虛線框切割下的切片(4#切片)，用于研究鑄錠不同高度位置的偏析情況。

2.2 鑄態(tài)Cu-15Fe合金的偏析情況

為研究鑄錠的偏析情況，將圖1(c)所示的4#切片(靠近鑄錠中軸線一側(cè)的切面)從底部開始向鑄錠頂部方向，利用手持式XRF分析儀每間隔25 mm(第一個測試點除外，其測試高度僅5 mm)測一次鑄錠中的Fe質(zhì)量百分含量，其結(jié)果如圖2(a)所示。這些測試點中Fe含量最低10.29%，最高15.58%，平均值為12.22%。由圖2(a)可以看出，0～400 mm高度區(qū)間內(nèi)Fe的百分含量相對平穩(wěn)，基本在10%～13%之間波動。而在400～560 mm高度區(qū)間內(nèi)，F(xiàn)e的百分含量陡然升高。為了對比100 kg級Cu-Fe合金鑄錠與常規(guī)實驗中熔煉的5～10 kg級小鑄錠之間的比重偏析情況，本文另外利用水冷銅模澆鑄了一個8 kg的Cu-15Fe鑄錠。該鑄錠是直徑106 mm，高70 mm的圓柱體。將圓柱鑄錠從中間剖開，在中軸線上測量不同高度的Fe含量，其結(jié)果也總結(jié)在圖2(a)中。由于2個鑄錠高度相差太遠(yuǎn)，為便于比較，對2個鑄錠的高度都進(jìn)行歸一化處理(測試高度×100%/總高度)，93 kg鑄錠的總高度取切割前的667 mm，8 kg鑄錠總高度就是70 mm。歸一化處理后，結(jié)果如圖2(b)所示。由圖2可見，2個鑄錠的Fe含量分布展現(xiàn)出極為相似的變化規(guī)律，都是在高度達(dá)到總高度的60%之前Fe含量相對穩(wěn)定，波動幅度小，而超過總高度的60%之后Fe含量陡然升高。由此可見，100 kg級和5～10 kg級Cu-Fe合金鑄錠在錠子的高度方向(縱向)的偏析情況差別不大，并且在0%～60%的高度區(qū)間內(nèi)Fe含量都是比較穩(wěn)定的。

(a) Schematic of the as cast Cu-15Fe alloy； (b) As cast Cu-15Fe ingot after cutting； (c) 4# plate cut from the Cu-15Fe ingot圖1 100 kg級Cu-Fe合金的外觀和尺寸

(a)Fe wt%-distance curve； (b) Fe wt%-normalized distance curve圖2 Cu-15Fe鑄錠的高度與Fe質(zhì)量百分含量之間的關(guān)系

為觀察鑄錠在同一高度內(nèi)不同區(qū)域的偏析情況，測試了圖1(b)所示的1#～3#切片上不同區(qū)域的Fe質(zhì)量百分含量(1#避開了一些明顯的缺陷位置，如圖3所示)。由圖3可見，頂部切片(1#)中心區(qū)域的Fe含量明顯高于其四周邊緣區(qū)域。中心區(qū)域，尤其是黑色線框內(nèi)部區(qū)域Fe含量最高，普遍超過15%，最高達(dá)到20.62%。而該切片的四周邊緣區(qū)域Fe含量大多僅10%～14%，個別區(qū)域低于10%?？紤]到鑄錠頂部中心區(qū)域冷卻速度最慢，幾乎最后凝固，1#切片的成分分布不均勻現(xiàn)象，可能和中心區(qū)域(熔池)冷卻最慢有關(guān)。

圖3 Cu-15Fe鑄錠1#～3#切片的Fe wt%分布情況(1#切片同時給出Fe wt%分布和切片照片)

底部切片(3#)的Fe含量整體低于頂部切片，但成分分布更加均勻，四周邊緣區(qū)域的成分與切片中部差別不大，除了兩處區(qū)域的Fe含量低于10%外，其余區(qū)域大多介于10%～13%之間。經(jīng)計算，頂部1#切片F(xiàn)e含量平均值為13.20%，底部3#切片F(xiàn)e含量平均值為11.83%。頂部和底部平均值差異僅1.73%，差別并不大，說明鑄錠實際的比重偏析情況并不像圖2中那樣顯著。結(jié)合圖2(a)結(jié)果，高度低于400 mm時鑄錠的Fe含量較為穩(wěn)定，位于該高度區(qū)間的3#切片整體Fe含量分布也較為均勻；而鑄錠在高度超過400 mm后Fe含量陡然升高，位于頂部的1#切片F(xiàn)e含量分布也隨之變得不均勻。

以上鑄錠在高度方向(縱向)和同一高度內(nèi)(橫向)不同區(qū)域的Fe含量分布情況說明，對于實驗采用的澆鑄模具，澆鑄后熔體上方中心部位冷卻慢，出現(xiàn)類似“熔池”的后凝固區(qū)。凝固過程中，先凝固區(qū)容易將過飽和的Fe排進(jìn)液體區(qū)域，導(dǎo)致后凝固區(qū)中Fe含量高于先凝固區(qū)域。后凝固區(qū)底部大約出現(xiàn)在鑄錠400 mm高度(總高度的60%)，因而高度超過400 mm后，縱向上出現(xiàn)Fe含量陡然升高，橫向上出現(xiàn)中心區(qū)域Fe含量高，周圍區(qū)域Fe含量低的現(xiàn)象。

2#切片位于1#和3#之間，并且結(jié)合圖1(b)、(c)可見，其高度恰好在400 mm附近，即處于Fe含量穩(wěn)定區(qū)間和陡然升高區(qū)間的過度位置。測試時該樣品的右側(cè)部分已被切割掉用于其他實驗，故無法給出完整的切片F(xiàn)e含量分布。由圖3可見，2#切片除邊緣幾處位置Fe含量低于10%，其他區(qū)域Fe含量基本穩(wěn)定在10%～14%，僅2處區(qū)域超過15%。整體看來，2#切片成分分布均勻性介于1#和3#之間。

2.3 鑄態(tài)Cu-15Fe合金的顯微組織

圖4給出了頂部切片的顯微組織。其中圖4(a)為頂部1#切片的中心區(qū)域顯微照片，圖4(b)為切片邊緣區(qū)域顯微照片。樣品經(jīng)過侵蝕后，晶粒清晰可見。鑄態(tài)Cu-15Fe合金晶粒粗大，尺寸達(dá)到幾百微米級別。Fe相以樹枝晶形式分布在Cu基體中。切片中心區(qū)域(圖4(a))的Fe枝晶非常粗大，最大的枝晶長度超過200 μm，厚度能達(dá)到～22 μm(如圖4(a)中標(biāo)出)。而大多數(shù)Fe枝晶厚度超過15 μm。有趣的是，本實驗中用于對比實驗而澆鑄的8 kg鑄錠中，F(xiàn)e枝晶厚度(如圖5所示)和100 kg級合金鑄錠差不多，F(xiàn)e枝晶都非常粗大。但以往研究表明，熔煉澆鑄5～10 kg 級Cu-14Fe-0.1Ag合金[17]，其鑄態(tài)組織中Fe枝晶厚度普遍低于10 μm，大部分枝晶厚度只有圖4(a)中Fe枝晶厚度的1/2左右。該報導(dǎo)中的鑄錠成分與本實驗非常相似，而重量也和對比實驗用的8 kg鑄錠相近。那么導(dǎo)致報道中涉及的Fe枝晶尺寸更加細(xì)小的原因可能來自2個方面：一是該合金中加入了微量Ag元素，可能對枝晶細(xì)化具有一定的促進(jìn)作用；二是報導(dǎo)中的合金鑄錠是直徑36 mm的棒材，比本實驗涉及的92 kg和8 kg(8 kg鑄錠直徑106 mm，高70 mm)鑄錠都細(xì)得多，澆鑄時冷卻速度更快，有助于抑制枝晶長大。遺憾的是，由于本試驗制備的100 kg級別鑄錠中Fe枝晶更加粗大，后續(xù)通過軋制變形加工細(xì)化Fe枝晶尺寸，必然需要更大的塑性變形量。圖4(b)是頂部1#切片邊緣區(qū)域的顯微組織照片，可以看出，鑄錠頂部邊緣區(qū)域Fe枝晶相對圖4(a)更加細(xì)小，可能是鑄錠澆鑄后對模具外壁澆水強冷導(dǎo)致的。

(a) Center area of the plate；(b) Edge area of the plate圖4 Cu-15Fe鑄錠頂部1#切片的顯微組織

圖5 8 kg Cu-15Fe鑄錠的顯微組織

圖6給出了底部3#切片的顯微組織。該切片中心區(qū)域(圖6(a))的Fe枝晶相比于頂部1#切片中心區(qū)域更加細(xì)小，應(yīng)該是該切片位置靠近底部表層，凝固速度較快導(dǎo)致的。該切片邊緣區(qū)域(圖6(b))Fe相枝晶大多呈細(xì)小的類似梅花狀的顆粒，極少數(shù)出現(xiàn)魚骨狀枝晶，應(yīng)該是受到噴水冷卻影響，切片邊緣冷卻速度過快，導(dǎo)致Fe相枝晶形核后難以進(jìn)一步長大。

(a) Center area of the plate；(b) Edge area of the plate圖6 Cu-15Fe鑄錠底部3#切片的顯微組織

2.4 軋制態(tài)Cu-15Fe合金的顯微組織

將鑄錠軋制至厚度0.1 mm，其不同側(cè)面上的顯微組織照片如圖7所示(ND、TD、RD截面分別垂直于ND、TD、RD 3個方向)。由圖7可見，合金鑄錠經(jīng)過軋制變形后，F(xiàn)e枝晶變薄變扁，沿著軋制方向伸長，呈不連續(xù)纖維狀分于Cu基體中。受軋制變形影響，F(xiàn)e枝晶發(fā)生嚴(yán)重細(xì)化，從TD截面照片可以看出，稍厚一些的Fe枝晶厚度在2～3 μm級別，薄的枝晶厚度低于1 μm，有些Fe枝晶厚度甚至低于600 nm。從RD截面照片可以看出，軋制變形后，F(xiàn)e枝晶雖然變薄，但并不平整，在橫截面上都發(fā)生了扭曲變形。

ND：軋制面的法向；RD：軋制方向；TD：軋板橫向；ND、TD、RD截面分別垂直于ND、TD、RD 3個方向圖7 軋制態(tài)Cu-15Fe樣品的顯微組織照片

2.5 軋制態(tài)Cu-15Fe合金的性能

圖8(a)給出了Cu-15Fe軋板在冷軋態(tài)及時效退火態(tài)(350 ℃×1 h處理和400 ℃×1 h處理)的抗拉強度和導(dǎo)電率。由圖8可見，隨著時效溫度的升高，軋板抗拉強度逐漸降低，而導(dǎo)電率逐漸升高。相比于冷軋態(tài)樣品，350 ℃時效樣品抗拉強度僅降低7 MPa，而導(dǎo)電率升高了4.5%IACS。但繼續(xù)升高時效溫度，400 ℃時效樣品的抗拉強度相比于350 ℃時效樣品降低了51 MPa，而導(dǎo)電率僅增長2.2%IACS?？梢?00 ℃時效樣品的強度下降顯著(降低量超過之前的7倍)而導(dǎo)電率提升不大(提升量不到之前的1/2)，因此沒有必要繼續(xù)升高時效溫度，為獲得微弱的導(dǎo)電性提升而大幅降低材料強度。軋制態(tài)Cu-Fe合金的力學(xué)性能往往低于拔絲態(tài)Cu-Fe合金，因此測試樣品距離以往報導(dǎo)中直徑0.1 mm的Cu-14Fe-0.1Ag絲材～1 GPa的抗拉強度還相差甚遠(yuǎn)。但實驗中軋板樣品600～650 MPa的抗拉強度，接近50%IACS的導(dǎo)電率在軋制態(tài)Cu-Fe合金中也處于中上游水平，屬于高強度中導(dǎo)電銅材料范疇(抗拉強度600～900 MPa，導(dǎo)電率30%～70%IACS)。需要注意的是，文獻(xiàn)[18]指出，將20 mm厚的Cu-6.5Fe-0.3Mg合金進(jìn)行一定熱軋和冷軋加工，最終軋制到厚度0.6 mm，其抗拉強度高達(dá)818 MPa，導(dǎo)電率能達(dá)到61.7%IACS。本實驗Cu-15Fe合金的軋制加工是將厚度～96 mm的鑄錠軋制到厚度0.1 mm，無論Fe含量還是軋制變形量都遠(yuǎn)遠(yuǎn)大于文獻(xiàn)[18]，強度和導(dǎo)電性卻都低于該報導(dǎo)。實際上，本試驗軋制加工采用的熱處理工藝與文獻(xiàn)[18]是極為相似的，那么，很大程度上，應(yīng)該是微量Mg元素的添加所產(chǎn)生的固溶強化作用導(dǎo)致報導(dǎo)中Cu-6.5Fe-0.3Mg軋板具有更高的性能?？梢?，對于單純的Cu-Fe合金，即使顯著提高鑄錠的初始厚度，增加軋制變形量，也難以達(dá)到微量Mg元素固溶強化帶來的性能提升。圖8(b)給出了上面3個樣品的HV顯微硬度測試結(jié)果，3種狀態(tài)下樣品的顯微硬度差別非常小，但仍然展現(xiàn)出HV硬度隨熱處理溫度升高而逐漸降低的規(guī)律。

圖8 不同熱處理Cu-15Fe軋板的抗拉強度、導(dǎo)電率和顯微硬度

3 結(jié)論

1)在大氣環(huán)境下感應(yīng)熔煉100 kg級超大Cu-15Fe合金鑄錠，并在澆鑄過程中對澆鑄模具進(jìn)行澆水急冷降溫，以減弱比重偏析帶來的影響。鑄錠底部Fe相分布較為均勻，但頂部受后凝固區(qū)影響，F(xiàn)e相分布均勻性較差，頂部切片中心區(qū)域Fe含量顯著高于四周邊緣區(qū)域。鑄錠存在一定的偏析問題，但頂部切片和底部切片F(xiàn)e含量平均值的差異僅1.73%，差別不大。

2)Cu-15Fe合金鑄錠的鑄態(tài)組織中，大部分區(qū)域Fe相枝晶非常粗大，厚度超過15 μm。最大的Fe枝晶長度超過200 μm，厚度能達(dá)到22 μm。

3)將鑄錠軋制加工為厚度0.1 mm的板材，F(xiàn)e枝晶被顯著細(xì)化，稍厚一些的枝晶厚度在2～3 μm級別，薄的枝晶厚度低于1 μm，呈不連續(xù)纖維狀分于Cu基體中。

4)對于實驗制備的0.1 mm厚Cu-15Fe合金軋板(冷軋態(tài)和經(jīng)過350 ℃、400 ℃時效處理的時效態(tài))，其抗拉強度在600～658 MPa之間，導(dǎo)電率介于42.2%～48.9%IACS，HV硬度在164.0～168.2之間。