齊昭銘， 許華本， 樂順聰， 黃輝， 郭誠君*， 肖翔鵬， 楊斌

（1. 江西理工大學材料冶金化學學部，江西 贛州341000； 2. 江西銅業(yè)股份有限公司加工事業(yè)部， 南昌330096；3. 江西銅業(yè)集團銅材有限公司，江西 鷹潭335000）

鈹銅被稱為“有色彈性材料之王”，廣泛應用于各類彈性元器件中。然而，由于鈹元素有毒，并且易氧化和揮發(fā)，這導致鈹銅制備極其困難，極大地限制了其生產和應用[1-3]。Cu-15Ni-8Sn 合金是一種高強高彈銅合金，具有優(yōu)異的機械性能和加工性能，是最有潛力的鈹青銅替代產品之一，被廣泛應用于航空航天、電子工業(yè)、國防軍工等領域[4-7]，近年來受到科研工作者的廣泛關注。

Cu-15Ni-8Sn 合金作為一種典型的時效強化型合金[8]，在時效初期會發(fā)生調幅分解，形成由富Sn溶質原子和貧Sn溶質原子組成的調制結構；隨著時效進一步進行，合金發(fā)生有序化轉變，形成DO22有序相（成分為(CuxNi1-x)3Sn，結構為體心四方，a=b= 0.377 nm，c= 0.724 nm），隨后轉變成L12有序相（成分為(CuxNi1-x)3Sn，結構為簡單立方，a= 0.373 8 nm），DO22有序相和L12有序相的形成被認為是合金力學性能得以提升的主要原因。時效進行到后期，在合金的晶界處會析出不連續(xù)沉淀組織（成分為(CuxNi1-x)3Sn，結構為面心立方，a= 0.594 5 nm），也稱為胞狀組織，該組織的形成會嚴重損害合金的力學性能和服役性能，影響合金的使用。因此，應采取必要的措施抑制Cu-15Ni-8Sn 合金時效過程中不連續(xù)沉淀的形成。已有研究表明，微合金化是改善Cu-15Ni-8Sn 合金力學性能、抑制其時效后期不連續(xù)沉淀形成的一種非常有效的方法。GUO 等[9]研究表明，在Cu-15Ni-8Sn合金中添加適量P 元素，形成的Ni10SnP3相可細化晶粒，改善枝晶偏析，同時有效抑制了時效過程中不連續(xù)沉淀的形成。同樣地，在Cu-15Ni-8Sn 合金中添加微量的Ti[10]、Co[11]、Fe[12]、V[13]、Zr[14]、Si[15-17]、Nb[18]等金屬元素也可有效地抑制不連續(xù)沉淀的形成。

稀土元素被稱為“工業(yè)維生素”，作為微合金化元素，在銅及銅合金中廣泛應用，具有優(yōu)良的物理和化學特性[19]，在改善銅及銅合金的組織結構、提升銅及銅合金的力學性能等方面具有顯著的效果[20-25]。CHENG 等[26]在Cu-15Ni-8Sn 合金中添加0.2% (質量分數(shù)，下同) Y 元素后，固溶態(tài)合金的晶粒尺寸從22.55 μm 降低到11.28 μm，同時在晶界附近形成了NiSnY 和Ni2Y 相，有效抑制了不連續(xù)沉淀的析出，顯著提升了合金的峰值硬度。

基于稀土元素的特性，本文研究了添加稀土元素La 對Cu-15Ni-8Sn 合金組織及性能的影響，通過改變La的添加量，分析La元素的分布與相結構的關系，并闡明La分布對鑄態(tài)組織枝晶偏析、不連續(xù)沉淀形成以及力學性能的影響。

1 實驗方法

本實驗中合金制備原材料為上引銅桿（純度為99.95%）、純鎳塊（純度為99.95%）、純錫粒（純度為99.95%）和Cu-La 中間合金（La 添加量為10%）。首先，采用真空感應熔煉爐在氬氣氣氛保護下進行熔煉，待樣品完全熔化后保溫8 min，隨后倒入石墨模具中，制得5 組不同成分的Cu-15Ni-8Sn-xLa (x= 0、0.1、0.3、0.5、0.8，即La 的添加量分別為0、0.1%、0.3%、0.5%、0.8% )合金。樣品經(jīng)過850 ℃均勻化退火處理12 h，隨后經(jīng)過多道次冷軋至50%變形量，再在850 ℃固溶處理1 h，以獲得過飽和固溶體；最后將樣品置于電阻爐中進行時效處理，時效溫度為450 ℃，保溫時間介于0.25～15 h 之間，其實驗流程示意圖如圖1所示。

圖1 實驗流程示意Fig.1 Schematic diagram of experimental process

采用Axioskop 2 光學顯微鏡（OM, ZEISS 公司）和Mira3 LMH 掃描電子顯微鏡（SEM, TESCAN 公司）觀察鑄態(tài)、固溶態(tài)和時效態(tài)試樣的顯微組織。OM 和SEM 試樣的制備工藝如下：依次采用800#、1200#、1500#和2000#的SiC 砂紙打磨，機械拋光后用1 g FeCl3+ 80 mL HCl + 100 mL H2O 腐蝕液進行浸蝕。每個試樣隨機選取8個有效視場，采用截線法測量平均晶粒尺寸。采用XRD-7000 X 射線衍射儀（XRD, SHIMADZU 公司）分析固溶態(tài)試樣的物相組成，掃描速度為2（°）/min。采用200HVS-5顯微維氏硬度計（HUAYIN公司）測試樣品（15 mm × 15 mm）的顯微硬度，實驗載荷500 g，持續(xù)10 s，試樣的最終硬度值為5個數(shù)據(jù)點的平均值。采用SMP350渦流電導率測試儀（SIGMA SCOPE 公司）測試樣品的電導率，試樣的最終電導率數(shù)值為5個數(shù)據(jù)點的平均值。

2 實驗結果

2.1 La添加量對鑄態(tài)Cu-15Ni-8Sn合金顯微組織的影響

圖2(a1)—圖2(e1)為鑄態(tài)Cu-15Ni-8Sn-xLa 合金的金相組織圖，其相應的局部放大圖如圖2(a2)—圖2(e2)所示。由圖2可知，鑄態(tài)合金由發(fā)達的樹枝晶組成，枝晶生長無方向性，互為交錯分布。樹枝晶分為3個典型部分：中間的亮黃色樹枝狀α相、樹突間的深黑色類骨γ相和γ相附近的淺褐色過渡組織。隨著La添加量增加，淺褐色網(wǎng)狀過渡區(qū)減小，枝晶組織變細。測量了每個樣品的二次枝晶臂間距，如圖3 所示，隨著La 添加量增加，合金的二次枝晶臂間距由Cu-15Ni-8Sn-0.1La 合金的21.5 μm 減小為Cu-15Ni-8Sn-0.8La合金的10.6 μm，表明添加La元素可以改善枝晶偏析，并且隨著La添加量增加，改善效果逐漸明顯。

圖2 鑄態(tài)Cu-15Ni-8Sn-xLa合金的金相組織圖：（a1）和（a2）, x = 0; （b1）和（b2）, x = 0.1; （c1）和（c2）, x = 0.3;（d1）和（d2）, x = 0.5; （e1）和（e2）, x = 0.8Fig.2 OM images of as-cast Cu-15Ni-8Sn-xLa alloy：（a1） and （a2）, x = 0; （b1） and （b2）, x = 0.1; （c1） and （c2）, x = 0.3;（d1） and （d2）, x = 0.5; （e1） and （e2）, x = 0.8

圖3 鑄態(tài)Cu-15Ni-8Sn-xLa合金的二次枝晶臂間距Fig.3 Secondary dendrite arm spacing of as-cast Cu-15Ni-8Sn-xLa alloy

圖4 所示為不同La 添加量Cu-15Ni-8Sn 合金鑄態(tài)組織的SEM圖及其能譜面分析結果。由圖4(a1)和圖4(a2)可清楚地觀察到Cu-15Ni-8Sn合金鑄態(tài)組織由深灰色的α-(Cu,Ni)基體、淺灰色的過渡區(qū)及類骨狀第二相組成。隨著La添加量增加，淺灰色過渡區(qū)逐漸減小，類骨狀第二相逐漸轉變?yōu)轭w粒狀或類針狀，第二相的形貌和尺寸發(fā)生了顯著變化（圖4(b2)—圖4(e2))。此外，當La添加量超過0.1%時，在合金中還觀察到了蜂窩狀共晶組織(圖4(c4)、圖4(d2)、圖4(e2))。為了更好地分析La的分布，對Cu-15Ni-8Sn-xLa進行能譜面分析。在顆粒狀(圖4(b3))、類針狀第二相(圖4(c3))以及蜂窩狀共晶組織(圖4(c5))中均觀察到Ni、Sn、La元素富集，表明凝固過程中，La元素可與Ni和Sn反應形成新的金屬間化合物，或發(fā)生共晶反應形成共晶組織，并且隨著La添加量增加，金屬間化合物的數(shù)量和共晶組織的數(shù)量增大。由圖4(d1)、圖4(d2)、圖4(e1)、圖4(e2)可知，當La添加量為0.5%和0.8%時，均可觀察到類針狀第二相以及蜂窩狀共晶組織，并且數(shù)量相對La 添加量為0.3%時(圖4(c1))更多。

圖4 鑄態(tài)Cu-15Ni-8Sn-xLa合金的SEM像及其能譜面掃描分析:（ a1）—（a3）, x = 0;（ b1）—（b2）, x = 0.1;（ c1）—（c5）, x = 0.3;（d1）—（d2）, x = 0.5;（ e1）—（e2）, x = 0.8Fig.4 SEM images and EDS mapping analysis results of as-cast Cu-15Ni-8Sn-xLa alloy:（ a1）—（a3）,x = 0;（ b1）—（b2）, x = 0.1;（ c1）—（c5）, x = 0.3;（ d1）—（d2）, x = 0.5;（ e1）—（e2）, x = 0.8

2.2 La添加量對均勻化退火態(tài)Cu-15Ni-8Sn合金組織的影響

枝晶偏析會導致晶粒內部性能不一致，從而使合金的機械性能，尤其是塑性和韌性下降，因而需要進行均勻化退火處理，改善甚至消除枝晶偏析。圖5所示為850 ℃均勻化退火處理12 h 后Cu-15Ni-8SnxLa 合金的金相組織圖，5 組合金在經(jīng)過高溫長時間均勻化退火處理后，枝晶組織已經(jīng)完全消失，表明該工藝具有較好的均勻化處理效果。此外，在添加La的合金中觀察到顆粒狀第二相，并且隨著La 添加量增加，顆粒狀第二相的數(shù)量顯著增多。

為了深入研究不同La 添加量條件下Cu-15Ni-8Sn 合金第二相組成及成分分布，對Cu-15Ni-8Sn-0.3La、Cu-15Ni-8Sn-0.5La 和Cu-15Ni-8Sn-0.8La 合金進行SEM觀察和能譜面分析。如圖6(a1)—圖6(a3)所示，當La 添加量增至0.3%時，在Cu-15Ni-8Sn-0.3La合金中，第二相呈顆粒狀均勻分布在銅基體中，主要由Ni、Sn 和La 元素組成。隨著La 添加量增加，第二相的數(shù)量增大。如圖6(b1)—圖6(b3)所示，當La添加量增至0.5%時，在Cu-15Ni-8Sn-0.5La 合金中，第二相主要由2 種結構組成，其中一種富含Ni、Sn和La 元素，另一種富含Sn 和La 元素。此外，與鑄態(tài)組織相比，第二相的形貌發(fā)生了顯著變化，類針狀第二相和蜂窩狀共晶組織消失，形成顆粒狀或類骨狀第二相，表明均勻化退火處理過程中第二相發(fā)生了回溶和析出。如圖6(c1)—圖6(c3)所示，當La添加量增大至0.8%時，在Cu-15Ni-8Sn-0.8La 合金的第二相顆粒中僅觀察到Sn 和La元素的偏聚，此時析出相僅為La-Sn相。

圖6 均勻化退火態(tài)Cu-15Ni-8Sn-xLa合金SEM圖及其面掃描: （a1-a3） x = 0.3; （b1-b3） x = 0.5; （c1-c3） x = 0.8Fig.6 SEM images and EDS mapping analysis results of Cu-15Ni-8Sn-xLa alloy after homogenizing treatment:（a1-a3） x = 0.3; （b1-b3） x = 0.5; （c1-c3） x = 0.8

為了確認第二相的結構，對4組合金進行X射線衍射分析。圖7 所示為均勻化退火后Cu-15Ni-8SnxLa合金的X射線衍射分析圖。如圖7(a)所示，4組合金的主衍射峰為銅基體，表明此時溶質原子已經(jīng)充分固溶至銅基體中。此外，對Cu-15Ni-8Sn-0.3La 合金和Cu-15Ni-8Sn-0.8La合金的部分譜圖進行放大觀察（圖7(b)和圖7(c)），除了銅基體的衍射峰外，還觀察到了其他相的衍射峰，經(jīng)標定可知，Cu-15Ni-8Sn-0.3La合金中析出的第二相為LaNiSn 相，Cu-15Ni-8Sn-0.8La合金中析出的第二相為La5Sn3相，這與圖6中能譜面分析的結果一致，表明隨著稀土La添加量增加，第二相逐漸由LaNiSn相向La5Sn3相轉變。

圖7 均勻化退火態(tài)Cu-15Ni-8Sn-xLa合金的X射線衍射分析(a)及Cu-15Ni-8Sn-0.3La合金(b)和Cu-15Ni-8Sn-0.8La合金(c)的局部放大Fig.7 X-ray diffraction analysis of homogenized annealed Cu-15Ni-8Sn-xLa alloy(a) and local enlarged images of Cu-15Ni-8Sn-0.3La alloy (b) and Cu-15Ni-8Sn-0.8La alloy(c)

2.3 La 添加量對固溶態(tài)Cu-15Ni-8Sn 合金組織的影響

圖8 所示為Cu-15Ni-8Sn-xLa 合金經(jīng)850 ℃固溶處理1 h 后的金相組織圖。因為固溶處理前對合金進行了變形量為50%的冷軋?zhí)幚?，因此合金在固溶處理時發(fā)生了回復和再結晶反應，相較均勻化退火處理后的合金而言，固溶處理后合金的晶粒尺寸顯著細化，此外還可觀察到孿晶。由于固溶溫度和均勻化退火處理溫度一致，此時在添加La 合金的基體中還可觀察到稀土相。通過截線法測得的固溶處理后不同La 添加量Cu-15Ni-8Sn 合金的平均晶粒尺寸如圖8(f)所示，Cu-15Ni-8Sn 合金中添加La 可以細化晶粒尺寸，隨著La添加量增加，平均晶粒尺寸逐漸減小，由Cu-15Ni-8Sn 合金的52 μm 減小至Cu-15Ni-8Sn-0.8La合金的15 μm。

圖8 固溶態(tài)Cu-15Ni-8Sn-xLa合金的金相組織: (a) x = 0; (b) x = 0.1; (c) x = 0.3; (d) x = 0.5; (e) x = 0.8；(f)晶粒尺寸統(tǒng)計Fig.8 OM diagram and average grain size diagram of Cu-15Ni-8Sn-xLa alloy after solution treatment: (a) x = 0; (b) x = 0.1;(c) x = 0.3; (d) x = 0.5; (e) x = 0.8；(f) grain size statisical chart

在固溶處理過程中，彌散析出的顆粒狀或類骨狀稀土相對晶界移動起到釘扎作用。近似地將稀土相視為球狀顆粒且分布均勻，單位面積晶界（S）所受阻力（F）則可用式（1）[27]表示：

式（1）中：fv第二相粒子的體積分數(shù)；γb為單位面積晶界能；r為第二相粒子的平均晶粒尺寸。由式(1)可知，隨著第二相粒子數(shù)量增加、尺寸減小，第二相粒子對晶界遷移施加的阻力增大，使得合金具有更小的晶粒尺寸。此結論與圖8(f)顯示的結果一致，隨著La添加量增加，合金中稀土相的體積分數(shù)逐漸增大，導致合金具有更小的晶粒尺寸。

2.4 Cu-15Ni-8Sn-xLa合金時效過程中的組織演變

圖9 所示為Cu-15Ni-8Sn-xLa 合金在450 ℃時效不同時間的金相組織圖。如圖9所示，隨著時效時間延長，不連續(xù)沉淀的體積分數(shù)逐漸增大。由圖9(a1)—圖9(e1)可知，時效15 min時，由于時效時間太短，固溶原子來不及擴散析出，此時僅觀察到較少的不連續(xù)沉淀組織（DP phase）。當時效時間延長至30 min時，5組樣品不連續(xù)沉淀的體積分數(shù)均增大，但是相對Cu-15Ni-8Sn 合金而言，Cu-15Ni-8Sn-0.1La、Cu-15Ni-8Sn-0.3La 和Cu-15Ni-8Sn-0.8La 合金中不連續(xù)沉淀的體積分數(shù)更小（圖9(a2)—圖9(e2)）。繼續(xù)延長時效時間，不連續(xù)沉淀的體積分數(shù)繼續(xù)增大，直至覆蓋整個基體。Cu-15Ni-8Sn-xLa合金中不連續(xù)沉淀的體積分數(shù)隨時效時間變化的曲線如圖10 所示，Cu-15Ni-8Sn-0.1 La和Cu-15Ni-8Sn-0.8La合金相對其它3組合金而言，不連續(xù)沉淀組織的體積分數(shù)增長更加緩慢，表明添加0.1% La和0.8% La可以較好地抑制不連續(xù)沉淀組織的形成；添加0.3% La，時效初期可以抑制不連續(xù)沉淀組織的形成，但是時效后期會加速不連續(xù)沉淀的形成；添加0.5% La，會促進不連續(xù)沉淀組織的形成。

圖10 Cu-15Ni-8Sn-xLa合金不連續(xù)沉淀的體積分數(shù)隨時效時間的變化曲線Fig.10 Variation curve of discontinuous precipitation volume fraction with aging time in Cu-15Ni-8Sn-xLa

Cu-15Ni-8Sn-xLa 合金在450 ℃時效30 min 的SEM像如圖11所示，在4組合金的晶界處均觀察到不連續(xù)沉淀，并呈片層狀分布，向晶粒一側或兩側長大。在Cu-15Ni-8Sn-0.1La合金中，LaNiSn相主要分布在晶界上，除細小顆粒狀LaNiSn相外，還存在粗大不規(guī)則形狀的LaNiSn相，粗大第二相顆粒的相界也可以成為不連續(xù)沉淀的形核位點，導致形成不連續(xù)沉淀（圖11（a））。在Cu-15Ni-8Sn-0.8La合金中，La5Sn3相除分布在晶界上外，還有部分分布在晶粒內部。

圖11 Cu-15Ni-8Sn-xLa合金在450 ℃時效30 min的SEM像：(a) x = 0.1; (b) x = 0.3; (c) x = 0.5; (d) x = 0.8Fig.11 SEM image of Cu-15Ni-8Sn-xLa alloy aged at 450 ℃ for 30 min：(a) x = 0.1; (b) x = 0.3; (c) x = 0.5; (d) x = 0.8

2.5 Cu-15Ni-8Sn-xLa合金顯微硬度分析

Cu-15Ni-8Sn-xLa 合金在450 ℃時效不同時間的硬度變化如圖12 所示，經(jīng)過時效處理后，5 組合金的維氏硬度均先上升后下降，最終趨于穩(wěn)定。Cu-15Ni-8Sn、Cu-15Ni-8Sn-0.1La、Cu-15Ni-8Sn-0.3La和Cu-15Ni-8Sn-0.5La 合金在時效15 min 時達到峰值硬度，HV 硬度分別為340、337、324、326；Cu-15Ni-8Sn-0.8La 合金在時效30 min 時達到HV 硬度峰值324，添加La 會輕微降低Cu-15Ni-8Sn 合金的硬度峰值。時效初期，5組合金經(jīng)過調幅分解形成調幅組織，然后發(fā)生有序化轉變，形成DO22和L12有序相，DO22和L12有序相與銅基體呈完全共格關系，由此產生的彈性應變場可有效阻止位錯運動，從而產生強化效果，這是時效過程中合金硬度得以提升的主要原因。由圖9和圖10可知，隨著時效繼續(xù)進行，在合金晶界處發(fā)生不連續(xù)析出反應，形成的不連續(xù)沉淀組織嚴重危害合金的力學性能，導致合金的顯微硬度急劇下降。此外，Cu-15Ni-8Sn合金中添加La，在固溶處理過程中會析出LaNiSn 相或La5Sn3相，降低基體中Ni 和Sn的固溶度，抑制時效過程中DO22和L12有序相析出，從而導致合金硬度峰值降低。

圖12 Cu-15Ni-8Sn-xLa合金時效過程中的硬度變化曲線Fig.12 Hardness change curves of Cu-15Ni-8Sn-xLa alloy during the aging process

2.6 Cu-15Ni-8Sn-xLa合金導電率分析

Cu-15Ni-8Sn-xLa 合金在450 ℃時效不同時間的電導率變化如圖13 所示，隨著時效時間延長，5 組合金樣品的電導率逐漸增大。合金的導電率與電子的散射密切相關，當合金中雜質元素含量和缺陷等減少時，對電子的散射能力下降，使得合金的導電率增大。5 組合金在450 ℃時效過程中，發(fā)生調幅分解、有序化反應以及不連續(xù)析出反應，均會降低固溶原子在銅基體中的固溶度，降低電子的散射作用，從而提高合金的電導率。相對于Cu-15Ni-8Sn 合金，含La的合金在相同狀態(tài)下的電導率更低，這與La對有序相析出以及不連續(xù)相析出的抑制作用有關。

圖13 Cu-15Ni-8Sn-xLa合金時效過程中的導電率變化曲線Fig.13 Electrical conductivity change curves of Cu-15Ni-8Sn-xLa alloy during the aging process

3 討 論

3.1 La 添加量對Cu-15Ni-8Sn 合金組織演變的熱力學分析

摩爾生成焓在研究合金第二相的形成過程中發(fā)揮了重要的作用，生成焓越低，越易形成第二相沉淀，可根據(jù)Miedema 半經(jīng)驗模型[27-28]計算二元合金系統(tǒng)生成焓：

式（2）中：

式（2）和式（3）中：xi和xj分別為元素i和j的摩爾分數(shù)；V、φ和nws是由元素i和j的性質決定的常數(shù)，其中，Vi是i原子的摩爾體積數(shù)值，單位cm3；φi是i原子的電負性數(shù)值，單位V；nws是原子的電密度數(shù)值，單位g/cm3；p、r、q、α、μ均為經(jīng)驗參數(shù)。在二元合金中，當金屬化合物成分為2 種過渡金屬、1 種過渡金屬和1 種非過渡金屬、2 種非過渡金屬時，經(jīng)驗參數(shù)p值分別取14.20、12.35、10.70，經(jīng)驗參數(shù)r/p的取值分別0、(r/p)i×(r/p)j、0。本實驗中，經(jīng)驗參數(shù)α= 1，經(jīng)驗參數(shù)q/p= 9.4。原子的摩爾體積Vi、原子的電負性φ、電密度nws、經(jīng)驗參數(shù)μ和r的取值見表1。

表1 Ni、Sn、La的Miedema半經(jīng)驗模型計算式常數(shù)取值［28］Table 1 Parameters of Ni， Sn and La element in semi-empirical Miedema model［28］

使用Toop非對稱模型[28]對三元金屬間化合物摩爾生成焓進行計算：

式（4）中:xi+xj+xk=1，根據(jù)式（4）計算得出LaNiSn和La5Sn3的摩爾生成焓分別為-49.20 、-60.23 kJ/mol，可知在凝固或退火處理過程中，LaNiSn 和La5Sn3相均易形成，這與實驗觀察到的結果（圖7）一致。此外，LaNiSn 的摩爾生成焓大于La5Sn3，表明在固溶處理過程中La5Sn3比LaNiSn 相更易析出，這也解釋了隨著La 添加量增加，在Cu-15Ni-8Sn 合金中更易形成La5Sn3相的原因。

3.2 添加La對不連續(xù)沉淀的抑制機理

由圖9 和圖10 可知，與添加0.1%、0.3% 和0.5% La 相比，添加0.8% La 能夠更好地抑制形成不連續(xù)沉淀，這與La5Sn3相的形成與分布密切相關。由圖6、圖8 和圖11 可知，在固溶處理過程中，與Cu-15Ni-8Sn-0.1La、Cu-15Ni-8Sn-0.3La 和Cu-15Ni-8Sn-0.5La 合金相比，Cu-15Ni-8Sn-0.8La 合金析出的La5Sn3相的數(shù)量更多、尺寸更小。不連續(xù)沉淀的形成過程一般分為形核和長大兩部分，由圖11 可知，不連續(xù)沉淀的形核多從晶界處開始，然后向晶粒內部持續(xù)增長。在Cu-15Ni-8Sn-0.8La合金中，分布在晶界處的La5Sn3相顆?？梢哉紦?jù)不連續(xù)沉淀的形核位點，抑制不連續(xù)沉淀的形核；分布在基體中的La5Sn3相可以抑制不連續(xù)沉淀前沿界面的移動，從而抑制不連續(xù)沉淀的長大，更多數(shù)量和更小尺寸的La5Sn3相析出導致合金不連續(xù)沉淀形成更加緩慢。

此外，相對Cu-15Ni-8Sn、Cu-15Ni-8Sn-0.1La 和Cu-15Ni-8Sn-0.3La 合金而言，Cu-15Ni-8Sn-0.5La 合金具有更小尺寸和更多數(shù)量的第二相粒子，不連續(xù)沉淀的形成速度卻更快，這與晶粒尺寸有關。隨著La添加量增加，合金的晶粒尺寸逐漸減?。▓D8（f））。晶粒尺寸越細小，晶界面積分數(shù)越大，這導致Cu-15Ni-8Sn-0.5La 合金不連續(xù)沉淀的形核位點增多，因此加速了不連續(xù)沉淀的形核和長大。此外，不同類型的第二相粒子對不連續(xù)沉淀的抑制效果可能不同，在Cu-15Ni-8Sn-0.5La合金中存在LaNiSn相和La5Sn3相2 種析出相，而在Cu-15Ni-8Sn-0.8La 合金中僅存在La5Sn3相。

4 結 論

1）在Cu-15Ni-8Sn 合金中添加La 元素可有效地改善枝晶偏析，抑制鑄態(tài)二次枝晶臂間距增大，二次枝晶間距由Cu-15Ni-8Sn-0.1La 合金的21.5 μm 減少為Cu-15Ni-8Sn-0.8La 合金的10.6 μm。La 添加量越大，抑制效果越明顯。

2）Cu-15Ni-8Sn-xLa 合金中，La 可與Ni 或Sn 反應形成LaNiSn 相或La5Sn3相，并且隨著La 添加量增大，析出相逐漸由LaNiSn相向La5Sn3相轉變。

3）添加0.8% La可有效抑制形成不連續(xù)沉淀，分布在晶界處的La5Sn3相可占據(jù)不連續(xù)沉淀的形核位點，分布在晶體內的La5Sn3相可抑制不連續(xù)沉淀前沿界面的移動，兩者共同作用抑制了Cu-15Ni-8Sn-0.8La合金不連續(xù)沉淀的形成。