宋 濤, 許斯洋, 李英龍,2, 丁 樺,2

(1. 東北大學(xué) 材料科學(xué)與工程學(xué)院, 遼寧 沈陽 110819;2. 東北大學(xué) 遼寧省輕量化用關(guān)鍵金屬結(jié)構(gòu)材料重點(diǎn)實(shí)驗(yàn)室, 遼寧 沈陽 110819)

Cu-Ni-Sn系彈性銅合金具有無毒環(huán)保、高強(qiáng)度、高彈性、耐磨性、良好的抗應(yīng)力松弛性能以及抗腐蝕性能等特性,近年來受到了人們的關(guān)注。該合金有望成為理想的鈹青銅替代合金之一,具有較高的研究?jī)r(jià)值和商業(yè)價(jià)值[1-3]。在機(jī)械制造、電子信息、船舶化工以及大型機(jī)械制造等行業(yè)中,Cu-Ni-Sn系彈性銅合金應(yīng)用廣泛且不可或缺。在Cu-Ni-Sn系合金中,Cu-9Ni-6Sn合金擁有優(yōu)秀的力學(xué)性能以及更高的導(dǎo)電性。近年來,學(xué)者們發(fā)現(xiàn)在Cu-Ni-Sn系合金加入微量的合金元素(V、P、Nb、Si和Ti等)可以有效改善合金的組織與性能[4-7]。由于Cr元素可以有效提高銅合金的性能并對(duì)導(dǎo)電性影響較小,被廣泛應(yīng)用于Cu-Cr-Zr系合金中,而Cr元素在Cu-Ni-Sn系合金中的研究報(bào)道較少[8-9]。塑性變形可以控制顯微組織從而有效改善合金的性能,特別是熱加工,不僅能使金屬材料滿足成形的要求,還可以在一定程度上改善材料的組織結(jié)構(gòu)。合理的熱加工可有效細(xì)化合金的鑄態(tài)初始組織并規(guī)整鑄錠尺寸[10]?；诓牧蟿?dòng)態(tài)模型建立熱加工圖可設(shè)計(jì)與優(yōu)化材料的熱加工參數(shù),目前該模型中的失穩(wěn)判據(jù)包含Prasad、Murty、Gegel、Malas和Semiatin 5種判據(jù),其中應(yīng)用較為廣泛的是Prasad失穩(wěn)判據(jù)[11-17]?；诤侠淼氖Х€(wěn)判據(jù)確定正確的熱加工圖從而得到合金正確的加工窗口,同時(shí)對(duì)“失穩(wěn)區(qū)”進(jìn)行科學(xué)的失效分析,可實(shí)現(xiàn)規(guī)避缺陷產(chǎn)生以及完成加工參數(shù)優(yōu)化[10,18]。

本文對(duì)Cu-9Ni-6Sn-0.04Cr彈性銅合金的熱加工行為進(jìn)行研究。通過在MMS-200熱模擬試驗(yàn)機(jī)上進(jìn)行單道次熱壓縮試驗(yàn),分析熱加工溫度對(duì)變形抗力的影響,并基于Murty失穩(wěn)判據(jù)合理建立熱加工圖,再結(jié)合微觀表征方法進(jìn)行失穩(wěn)分析,為該合金的研究和生產(chǎn)提供一定的理論基礎(chǔ)和技術(shù)支持。

1 試驗(yàn)材料與方法

本研究的試驗(yàn)材料為Cu-9Ni-6Sn-0.04Cr彈性銅合金。采用真空熔煉法制得10 kg銅錠,測(cè)得其具體化學(xué)成分(質(zhì)量分?jǐn)?shù),%)為9.18Ni、5.88Sn、0.038Cr,余量Cu。圖1(a)為Cu-9Ni-6Sn-0.04Cr合金的鑄態(tài)初始組織,晶粒尺寸約為236.7 μm。除基體組織外,還可以看到凝固過程中產(chǎn)生的黑色不連續(xù)組織分布在晶界處,如圖1(a)中箭頭所指。

將鑄錠機(jī)加工為φ8 mm×15 mm的圓柱試樣,采用MMS-200熱模擬試驗(yàn)機(jī)進(jìn)行等溫恒應(yīng)變速率的熱壓縮試驗(yàn),試驗(yàn)溫度分別為750、800、850 和900 ℃,應(yīng)變速率分別為0.01、0.1、1、10 s-1。首先將試樣以20 ℃/s的加熱速率加熱至指定溫度,保溫5 min后按照60%的變形量進(jìn)行等溫壓縮,最后進(jìn)行水冷保留高溫組織,等溫恒應(yīng)變速率壓縮工藝如圖1(b)所示。

壓縮后的試樣分別經(jīng)240～5000號(hào)砂紙逐級(jí)打磨,并用DNW0.5研磨膏進(jìn)行機(jī)械拋光,然后采用5 g氯化鐵+95 mL酒精+5 mL鹽酸的腐蝕液腐蝕12～15 s。采用OLYMPUS-GSX500型光學(xué)顯微鏡(OM)和FEI G220鎢燈絲透射電鏡(TEM)進(jìn)行顯微組織觀察。

2 試驗(yàn)結(jié)果與討論

圖2為Cu-9Ni-6Sn-0.04Cr銅合金在不同應(yīng)變速率和不同變形溫度下的真應(yīng)力-應(yīng)變曲線?？梢悦黠@看出,變形初期由于應(yīng)變的增加,位錯(cuò)迅速增殖,密度增加,阻礙滑移的進(jìn)行,短時(shí)間內(nèi)真應(yīng)力迅速增加并達(dá)到峰值,此階段加工硬化在合金中占據(jù)強(qiáng)化主導(dǎo)。達(dá)到峰值前,可以看到真應(yīng)力的增長(zhǎng)速度逐漸緩慢,到達(dá)峰值后開始逐漸下降,此階段合金內(nèi)發(fā)生動(dòng)態(tài)軟化(動(dòng)態(tài)回復(fù)、動(dòng)態(tài)再結(jié)晶)效應(yīng),并且逐漸占據(jù)主導(dǎo)。當(dāng)加工硬化和動(dòng)態(tài)軟化達(dá)到平衡時(shí),流變應(yīng)力的變化逐漸進(jìn)入相對(duì)穩(wěn)定的階段。由圖2(a, b)可以看出,相同變形速率下,合金的流變應(yīng)力峰值隨著變形溫度的升高而降低;而在相同變形溫度下,合金的流變應(yīng)力峰值隨著變形速率的升高而增大,如圖2(c, d)所示。

圖3為變形溫度對(duì)合金變形抗力的影響,可以看到變形抗力隨著變形溫度的升高而降低,這是由于變形溫度的升高會(huì)降低滑移阻力,不斷產(chǎn)生新的滑移;此外,較高的變形溫度會(huì)使熱激活作用增強(qiáng),空位、位錯(cuò)攀移以及交滑移的驅(qū)動(dòng)力增大,進(jìn)而使得動(dòng)態(tài)回復(fù)和動(dòng)態(tài)再結(jié)晶更容易發(fā)生[10]。

圖3 不同變形程度下Cu-9Ni-6Sn-0.04Cr合金變形抗力與變形溫度的關(guān)系Fig.3 Relationships between deformation resistance and temperature of the Cu-9Ni-6Sn-0.04Cr alloy under different true strains(a) ε=0.3; (b) ε=0.6; (c) ε=0.916

3 熱加工圖的構(gòu)建及對(duì)比分析

材料動(dòng)態(tài)模型由Prasad等[11]提出,可視為聯(lián)系塑性變形與組織結(jié)構(gòu)耗散的紐帶,并用于闡明外界輸入的能量在合金塑性變形中耗散的結(jié)構(gòu)理論[19]。該理論中,合金熱加工過程中耗散功率P由耗散量G和耗散協(xié)量J兩部分組成,如公式(1)所示:

(1)

在給定變形溫度和變形速率下,G和J兩種能量可由應(yīng)變速率敏感指數(shù)m分配,如式(2)[18]所示:

(2)

熱加工圖由功率耗散因子η以及失穩(wěn)判據(jù)ξ組成,如公式(3)和公式(4)所示[10,18,20]:

(3)

(4)

式中:功率耗散因子η代表熱加工過程中微觀組織演變消耗能量與線性能量總消耗的比值;而失穩(wěn)判據(jù)ξ小于0時(shí)則代表合金發(fā)生了失穩(wěn),此時(shí)該變形條件下合金不適合熱加工,通常在加工圖中用陰影表示。

結(jié)合圖3中不同變形程度(ε=0.3,0.6,0.916)下的變形抗力以及式(2),求出給定變形程度、不同變形條件下合金熱加工后的應(yīng)變速率敏感指數(shù)m。再結(jié)合公式(3)和(4)得出Prasad失穩(wěn)判據(jù)下合金的熱加工圖,如圖4所示。從圖4(a～c)中陰影區(qū)可以看到,變形初期(ε=0.3),合金在低溫高速變形區(qū)(750～825 ℃,0.316～10 s-1)發(fā)生失穩(wěn)。變形中期(ε=0.6),失穩(wěn)區(qū)分為兩部分,主要集中在低溫高速變形區(qū)(750～830 ℃,0.178～10 s-1)和高溫高速變形區(qū)(850～900 ℃,0.178～10 s-1)。到達(dá)變形末期(ε=0.916),兩個(gè)失穩(wěn)區(qū)重合,主要在高速變形區(qū)(750～900 ℃,0.126～10 s-1)。將不同變形程度的失穩(wěn)區(qū)疊加后可以看出(見圖4(d)),本研究所用材料不適合在高速變形區(qū)進(jìn)行熱加工。

圖4 基于Prasad失穩(wěn)判據(jù)下Cu-9Ni-6Sn-0.04Cr合金的熱加工圖(a)ε=0.3;(b)ε=0.6;(c)ε=0.916;(d)失穩(wěn)疊加Fig.4 Hot processing maps of the Cu-9Ni-6Sn-0.04Cr alloy under Prasad’s instability criterion(a) ε=0.3; (b) ε=0.6; (c) ε=0.916; (d) superposition of instability

為了驗(yàn)證所用Prasad失穩(wěn)判據(jù)計(jì)算出的熱加工圖與試樣實(shí)際熱加工后的狀態(tài)是否相符,對(duì)熱模擬試樣進(jìn)行宏觀形貌觀察,如圖5所示?？梢钥闯?在高速變形區(qū)(1～10 s-1)Prasad失穩(wěn)判據(jù)非常符合,材料表面存在宏觀裂紋。而在低速變形區(qū),特別是變形速率0.1 s-1附近,Prasad失穩(wěn)判據(jù)計(jì)算出加工區(qū)為可加工區(qū),而實(shí)際樣品表面也有微裂紋出現(xiàn),說明在低速區(qū)Prasad失穩(wěn)判據(jù)并不適合本研究所用材料的熱加工圖計(jì)算。Prasad失穩(wěn)判據(jù)應(yīng)用較為廣泛,基于最大熵增原理且認(rèn)為應(yīng)變速率敏感指數(shù)m為恒定值,該理論適合純金屬以及合金化程度較低的合金[19]。由于本研究材料中加入了0.04%Cr,而Cr在銅合金中多以單質(zhì)的形式存在,因而合金的系統(tǒng)較為復(fù)雜,并不適合以恒定m值為研究基礎(chǔ)的Prasad失穩(wěn)判據(jù)。

圖5 不同壓縮條件下Cu-9Ni-6Sn-0.04Cr合金的樣品形貌變形溫度:(a1～d1)750 ℃;(a2～d2)800 ℃;(a3～d3)850 ℃;(a4～d4)900 ℃應(yīng)變速率:(a1～a4)10 s-1;(b1～b4)1 s-1;(c1～c4)0.1 s-1;(d1～d4)0.01 s-1Fig.5 Morphologies of the Cu-9Ni-6Sn-0.04Cr alloy specimens compressed with different conditionsDeformation temperature: (a1-d1) 750 ℃; (a2-d2) 800 ℃; (a3-d3) 850 ℃; (a4-d4) 900 ℃Strain rate: (a1-a4) 10 s-1; (b1-b4) 1 s-1; (c1-c4) 0.1 s-1; (d1-d4) 0.01 s-1

如前所述,Prasad失穩(wěn)判據(jù)適合非復(fù)雜系統(tǒng)的合金,基于此,Murty等[15]提出了適用于復(fù)雜系統(tǒng)的Murty失穩(wěn)判據(jù)。該失穩(wěn)判據(jù)適合任何應(yīng)力-應(yīng)變速率曲線的失穩(wěn)判據(jù)[19],Murty對(duì)公式(1)中的耗散量G進(jìn)行修正,將耗散量G拆分為兩部分,如公式(5)所示[21]:

(5)

ξ=2m-η≤0

(6)

式中:ξ為失穩(wěn)判據(jù);m為應(yīng)變速率敏感指數(shù);η為功率耗散因子,代表熱加工過程中微觀組織演變消耗能量與線性能量總消耗的比值。

圖6為不同變形程度(ε=0.3, 0.6, 0.916)下結(jié)合Murty失穩(wěn)判據(jù)所計(jì)算出的熱加工圖。從圖6中陰影區(qū)可以看到,變形初期(ε=0.3),合金在中高速變形區(qū)(750～900 ℃,0.018～1 s-1)發(fā)生失穩(wěn),變形中期(ε=0.6),失穩(wěn)區(qū)逐漸減小,主要集中在中高速變形區(qū)(750～900 ℃, 0.032～10 s-1),變形末期(ε=0.916),失穩(wěn)區(qū)主要在中高速變形區(qū)(750～900 ℃,0.1～10 s-1)。將不同變形程度的失穩(wěn)區(qū)疊加后可以看出(見圖6(d)),失穩(wěn)區(qū)的分布范圍基本與圖5中的宏觀形貌相吻合,說明Murty失穩(wěn)判據(jù)更適合本研究所用材料。另外,需要注意的是,隨著變形程度的增加,合金的失穩(wěn)區(qū)范圍略有減小,這與合金變形所處的狀態(tài)相關(guān)。變形初期,合金內(nèi)積累大量的位錯(cuò),位錯(cuò)密度增加,阻礙滑移的進(jìn)行,此時(shí)合金的再結(jié)晶程度較低,因而變形更為困難,更容易造成失穩(wěn);隨著變形程度的增加,在應(yīng)變速率低的區(qū)域有充分的時(shí)間使位錯(cuò)消失,再結(jié)晶程度變大,合金的失穩(wěn)區(qū)逐漸減小。

圖6 基于Murty失穩(wěn)判據(jù)下Cu-9Ni-6Sn-0.04Cr合金的熱加工圖(a)ε=0.3;(b)ε=0.6;(c)ε=0.916;(d)失穩(wěn)疊加Fig.6 Hot processing maps of the Cu-9Ni-6Sn-0.04Cr alloy based on Murty’s instability criterion(a) ε=0.3; (b) ε=0.6; (c) ε=0.916; (d) superposition of instability

4 失穩(wěn)分析

圖7為Cu-9Ni-6Sn-0.04Cr合金在Murty失穩(wěn)判據(jù)計(jì)算所得熱加工圖中失穩(wěn)區(qū)進(jìn)行熱變形后的微觀組織。由圖7(a, b)可見,在高速變形區(qū),顯微組織中存在大量的混晶組織,此時(shí)所對(duì)應(yīng)的功率耗散因子η較低,混晶組織的出現(xiàn)不利于合金高溫變形,在粗大的晶粒三角邊界處容易引起很大的應(yīng)力集中效應(yīng),且當(dāng)應(yīng)力超過基體的抗拉強(qiáng)度后,會(huì)引起楔形開裂,由此造成材料變形過程中發(fā)生失穩(wěn)[18]。此外,由于變形溫度更高,相比于低溫高速變形區(qū)(750 ℃,10 s-1),高溫高速變形區(qū)(900 ℃,10 s-1)的再結(jié)晶晶粒尺寸更大。由圖7(c)可見,在低溫低速變形區(qū)(750 ℃,0.01 s-1),顯微組織內(nèi)有明顯的鏈狀再結(jié)晶結(jié)構(gòu),這是由于在低溫低速變形時(shí),再結(jié)晶不充分,合金軟化能力較差。此外,在透射電鏡下可以看到合金內(nèi)部存在大量的變形帶(見圖7(d)),變形區(qū)內(nèi)存在高密度的位錯(cuò),容易造成流變失穩(wěn)。

5 結(jié)論

1) Cu-9Ni-6Sn-0.04Cr銅合金的峰值流變應(yīng)力隨變形速率的升高而升高,或隨變形溫度降低而升高。合金的變形抗力在變形初期迅速升高,達(dá)到峰值后逐漸降低并最終達(dá)到平穩(wěn)。此外,變形抗力隨著變形溫度的升高而降低。

2) 對(duì)比Prasad失穩(wěn)判據(jù),Murty失穩(wěn)判據(jù)更適合Cu-9Ni-6Sn-0.04Cr銅合金?；贛urty失穩(wěn)判據(jù)建立的熱加工圖中,失穩(wěn)區(qū)集中在中高速變形區(qū)(750～900 ℃,0.1～10 s-1)。

3) Cu-9Ni-6Sn-0.04Cr銅合金失穩(wěn)區(qū)顯微組織的觀察分析表明,在高速變形區(qū)由于混晶的出現(xiàn)造成合金發(fā)生流變失穩(wěn);在低溫低速變形區(qū)由于再結(jié)晶不充分,鏈狀再結(jié)晶結(jié)構(gòu)的出現(xiàn)造成合金發(fā)生流變失穩(wěn)。