郭中凱，接金川，李廷舉

（1.棗莊學(xué)院光電工程學(xué)院，山東 棗莊 277160；2.大連理工大學(xué)寧波研究院，浙江 寧波 315000；3.大連理工大學(xué)材料科學(xué)與工程學(xué)院，遼寧 大連 116024）

高強(qiáng)高彈性導(dǎo)電銅合金具有超高的強(qiáng)度（σb>1000 MPa）、良好的機(jī)械性能、優(yōu)異的抗應(yīng)力松弛性能和高溫抗氧化性，被用于制備導(dǎo)電彈性元件，如彈簧、軸承、套筒、機(jī)器儀表、繼電器開關(guān)、汽車零件等［1-2］。目前，鈹青銅被認(rèn)為是綜合性能最好的超高強(qiáng)彈性導(dǎo)電銅合金，Cu-2Be 合金是典型的鈹青銅合金牌號(hào)，是一種析出強(qiáng)化型合金，只需固溶時(shí)效就能達(dá)到特別高的強(qiáng)度、硬度以及較高的導(dǎo)電率，并且具有一系列優(yōu)異的性能，如耐腐蝕性、耐磨性、耐疲勞以及沖擊時(shí)不產(chǎn)生火花等，被譽(yù)為“有色彈性材料之王”。然而，Be 元素在熔煉過程中產(chǎn)生的粉塵和外排水具有較強(qiáng)的毒性，對(duì)人體和環(huán)境存在明顯的危害，且Cu-Be合金的相變溫度較低，不適合長(zhǎng)時(shí)間在高溫環(huán)境下工作［3-4］。因此，開發(fā)出一種無毒環(huán)保的高強(qiáng)高彈性導(dǎo)電銅合金來代替鈹青銅合金具有重要的研究意義。目前，Cu-Ni-Al，Cu-Ni-Si，Cu-Ti，Cu-Ni-Sn 等合金被認(rèn)為可以替代鈹青銅，其中最受歡迎的是Cu-Ni-Sn合金。Cu-Ni-Sn 合金的強(qiáng)化主要來源于時(shí)效過程中發(fā)生的調(diào)幅分解和有序相析出［5-6］。Cu-Ni-Sn 合金不但擁有與鈹青銅相似的性能，而且具有獨(dú)特的性能優(yōu)勢(shì)：一是抗熱應(yīng)力松弛性能好，二是導(dǎo)電穩(wěn)定性高，三是元件變形?。?-8］。由于Cu-Ni-Sn 合金的綜合力學(xué)性能較為優(yōu)異，因此廣泛應(yīng)用于石油和天然氣組件、航空航天工業(yè)組件、機(jī)械設(shè)備組件以及電子工業(yè)中的電子連接件等［9-11］。然而，由于錫熔點(diǎn)太低，僅為232 ℃，遠(yuǎn)低于銅（1083 ℃）和鎳（1453 ℃）的熔點(diǎn)，因此使用傳統(tǒng)的鑄造法制備Cu-Ni-Sn 合金時(shí)，枝晶基體（Cu-Ni 固溶體）先凝固，剩余的富錫液相主要偏析在枝晶間或者枝晶界上，造成元素成分分布不均勻，而且在均勻化退火過程中難以通過擴(kuò)散達(dá)到成分的均勻分布，造成合金性能下降。為了減小錫元素的偏析，目前Cu-Ni-Sn合金的制備方法主要有真空熔煉法［12］、粉末冶金法［13］、機(jī)械合金化法［14］、快速凝固法［15-16］等。但是以上方法均有其限制性，比如樣品太小、成本太高等。因此，連續(xù)鑄造法仍然是工業(yè)化制備Cu-Ni-Sn 合金的最佳選擇，在鑄造過程中施加外場(chǎng)有望改善合金的凝固組織和元素偏析。通過水平連鑄法制備Cu-15Ni-8Sn 合金棒材時(shí)，在連鑄過程中施加電磁場(chǎng)可以有效地促進(jìn)等軸晶的形成和改善元素偏析的程度，最終達(dá)到提高合金強(qiáng)度的效果［17］。鐘杰等［18］通過上引連鑄法制備Cu-15Ni-8Sn合金棒材，發(fā)現(xiàn)在鑄造過程中施加合適的電磁場(chǎng)頻率時(shí)，合金的凝固組織由柱狀晶轉(zhuǎn)變?yōu)榈容S晶，達(dá)到了晶粒細(xì)化的效果。

本文通過垂直半連續(xù)鑄造法制備Cu-15Ni-8Sn合金，并在鑄造的過程中施加復(fù)合物理外場(chǎng)來改善合金的凝固組織，抑制錫元素的偏析，從而制備出組織成分均勻無元素偏析的Cu-15Ni-8Sn 合金鑄錠。然后通過固溶、軋制、時(shí)效等熱處理變形工藝進(jìn)一步提高合金的性能，研究其微觀組織演變與性能變化規(guī)律之間的關(guān)聯(lián)性。

1 實(shí) 驗(yàn)

1.1 Cu-15Ni-8Sn合金的制備

圖1 為垂直半連續(xù)鑄造過程示意圖。本實(shí)驗(yàn)使用方形的水冷銅結(jié)晶器，由其拉出的合金鑄錠橫截面尺寸為100 mm×100 mm。在水冷銅結(jié)晶器的下方設(shè)置振動(dòng)平臺(tái)，振動(dòng)裝置使結(jié)晶器做上下運(yùn)動(dòng)，振幅為2 mm，振動(dòng)頻率為57次/min。在水冷銅結(jié)晶器的上方設(shè)置一個(gè)感應(yīng)線圈，感應(yīng)線圈使用單匝銅板制作，此感應(yīng)線圈外接中頻電源，改變中頻電源的電壓和電流，控制其輸出功率為10 kW［19］。

圖1 垂直半連續(xù)鑄造過程示意圖Fig.1 Schematic diagram of vertical semi-continuous casting process

實(shí)驗(yàn)所用原材料為電解態(tài)的純銅、純鎳和純錫，按照Cu-15 Ni-8Sn（%，質(zhì)量分?jǐn)?shù)）的配比進(jìn)行配料。使用70 kg 級(jí)非真空感應(yīng)熔煉爐進(jìn)行熔煉，將原材料按照銅、鎳、錫的順序依次加入熔煉爐中，加熱熔化之后在1350oC 下保溫。保溫過程中，在合金熔體表面覆蓋木炭粉來防止吸氫和氧化，保溫20 min之后進(jìn)行澆鑄。在澆鑄之前，加入含鎂量為0.04%（質(zhì)量分?jǐn)?shù)）的銅鎂中間合金進(jìn)行脫氧除氣，并在澆鑄的過程中施加機(jī)械振動(dòng)和電磁場(chǎng)。澆鑄完成后，可制備出方形的合金鑄錠，長(zhǎng)度為500 mm。

對(duì)Cu-15Ni-8Sn 合金鑄錠進(jìn)行熱處理和變形處理，其制備工藝流程圖如圖2 所示。首先，對(duì)合金鑄錠進(jìn)行固溶處理，固溶處理的溫度為850 ℃，將合金鑄錠放入熱處理爐中，隨爐溫升至850 ℃并保溫4 h，之后取出水冷。然后，對(duì)固溶處理之后的合金試樣進(jìn)行室溫軋制處理，軋制變形量為90%，在固溶處理后的試樣上取厚度為10 mm 的板狀試樣，通過多道次軋制將合金板軋制到1 mm。最后，對(duì)合金試樣進(jìn)行時(shí)效處理，時(shí)效處理的溫度為400oC，時(shí)間為0.5～8 h。

圖2 Cu-15Ni-8Sn合金制備工藝流程圖Fig.2 Preparation process flow chart of Cu-15Ni-8Sn alloy

為作對(duì)比，另外采用普通熔鑄法制備Cu-15Ni-8Sn合金。此方法是采用非真空中頻感應(yīng)熔煉爐進(jìn)行熔煉，并在大氣環(huán)境下進(jìn)行澆鑄。其中，熔煉溫度為1350 ℃，保溫時(shí)間為10 min，澆鑄溫度為1300 ℃，所得鑄錠的直徑為40 mm，高度為60 mm。

2.2 Cu-15Ni-8Sn合金組織分析

Cu-15Ni-8Sn 合金凝固組織中的物相檢測(cè)采用D8 Advance 型X 射線衍射儀（XRD）進(jìn)行測(cè)試，選取Cu 的Kα 射線，設(shè)置其工作電壓為40 kV，工作電流為 40 mA，以4o/min的掃描速度掃描20o～100o。從Cu-15Ni-8Sn 合金鑄錠橫截面不同位置處取表面積大于10 mm×10 mm 的試樣，用800#砂紙進(jìn)行預(yù)磨；并采用XRF-1800X 射線熒光光譜分析儀檢測(cè)合金的宏觀化學(xué)成分；然后繼續(xù)對(duì)合金試樣進(jìn)行精磨、拋光和腐蝕，腐蝕液采用三氯化鐵腐蝕液，每個(gè)試樣腐蝕25～30 s，使用Olympus GX51 光學(xué)顯微鏡（OM）對(duì)合金的金相組織進(jìn)行表征。為了進(jìn)一步表征合金的微觀組織以及微觀化學(xué)成分，采用Zeiss Supra55場(chǎng)發(fā)射掃描電子顯微鏡（SEM）進(jìn)行微觀組織觀察分析，采用儀器配套的能譜儀（EDS）測(cè)試不同微區(qū)的化學(xué)成分。軋制態(tài)合金試樣的位錯(cuò)形貌和時(shí)效態(tài)合金試樣的析出相形貌以及高分辨測(cè)試采用Thermo Scientific FEI Talos F200X 場(chǎng)發(fā)射透射電鏡（TEM）進(jìn)行測(cè)試表征。

1.3 Cu-15Ni-8Sn合金性能檢測(cè)

合金時(shí)效后的導(dǎo)電率使用Sigmascope SMP 350測(cè)試儀進(jìn)行測(cè)試，首先使用儀器自帶的標(biāo)樣對(duì)儀器進(jìn)行校正，然后測(cè)試合金試樣的導(dǎo)電率，在合金試樣表面測(cè)量5 次之后取其平均值作為最終的導(dǎo)電率測(cè)試值。采用MH-50 型維氏硬度計(jì)對(duì)時(shí)效態(tài)合金的硬度進(jìn)行測(cè)試表征，調(diào)整試驗(yàn)加載力的大小為300 g，加載時(shí)間為15 s，為保證數(shù)據(jù)的可重復(fù)性，每個(gè)樣品至少測(cè)量10 個(gè)不同位置，然后取其平均值。選擇時(shí)效峰值的試樣進(jìn)行拉伸試驗(yàn)，拉伸試驗(yàn)在MTS 拉伸實(shí)驗(yàn)機(jī)上進(jìn)行，拉伸速率為0.5 mm/min。

2 結(jié)果及討論

2.1 普通熔鑄法制備Cu-15Ni-8Sn合金的凝固組織

圖3 為采用普通熔鑄法制備Cu-15Ni-8Sn 合金的XRD 圖譜，可以看出，合金凝固組織中只存在兩種相，分別為α-Cu 相和富Sn 的γ 相。圖4 為合金的鑄態(tài)組織SEM 圖像，表1 為圖4 中對(duì)應(yīng)區(qū)域的EDS 分析結(jié)果。由圖4（a）可見，合金的鑄態(tài)組織中枝晶比較發(fā)達(dá)，根據(jù)EDS分析結(jié)果可知，枝晶基體中Sn 含量為7.38%，低于合金的平均成分，枝晶間或枝晶界上的Sn 含量為11.22%，遠(yuǎn)大于合金的平均成分。這是因?yàn)楹辖鹑垠w在凝固過程中，銅和鎳的熔點(diǎn)較高，銅和鎳首先凝固成銅鎳固溶體，然后將剩余富Sn 的液相排到枝晶間或者枝晶界上，最后凝固，因此枝晶基體是貧Sn的，大部分Sn元素主要偏聚在枝晶界上。圖4（b）為圖4（a）中基體部分A在高倍鏡下的組織圖像，可以看出基體組織主要分為3層，由表1 可知，C 處的Sn 含量達(dá)到了37.89%，換算成原子百分比可知（Cu，Ni）∶Sn=3∶1，因此C 處為富Sn 的γ相，即（CuxNi1-x）3Sn 相；E處的Sn 含量?jī)H為5.48%，換算成原子百分比為Cu∶Ni=5.3∶1，因此基體為貧Sn 的α 相（Cu-Ni固溶體）；在C和E之間有一層過渡區(qū)D，D區(qū)域的Sn含量為12.7%，介于C 和E 之間，此處為過飽和的α-Cu（Ni，Sn）固溶體。圖4（c）為圖4（a）中B 處放大后的組織圖像，圖4（d）為圖4（c）中局部放大后的組織圖像，可知晶界上為類似珠光體的層片狀組織，且層片間距越細(xì)，Sn 含量越高，中間包圍著的是富Sn 的γ 相。由于在凝固過程中，富Sn 的液相被排到最后凝固的晶界上，只有最中間的地方凝固形成了γ相，包圍著γ 相的區(qū)域中Sn 含量介于α相和γ 相之間，不足以形成γ相，但此處Sn 含量遠(yuǎn)大于Sn 在α-Cu 中的最大固溶度，最終從過飽和的α-Cu（Ni，Sn）固溶體中析出層片狀的γ相，即發(fā)生了不連續(xù)的脫溶分解［20］。

表1 圖4中不同區(qū)域的EDS分析結(jié)果Table 1 EDS results of regions in Fig.4（%，mass fraction）

圖3 普通熔鑄法制備Cu-15Ni-8Sn合金的XRD圖譜Fig.3 XRD pattern of Cu-15Ni-8Sn alloy prepared by conventional casting

圖4 普通熔鑄法制備Cu-15Ni-8Sn合金的掃描照片(a) 枝晶形貌；(b) 圖(a)中A區(qū)域放大圖像;(c) 圖(a)中B區(qū)域放大圖像;(d) 圖(c)放大圖像Fig.4 SEM images of Cu-15Ni-8Sn alloy prepared by conventional casting(a) Dendrite morphology；(b) Magnified image of region A in figure (a)；(c) Magnified image of region B in figure (a)；(d) Magnified image of figure (c)

2.2 垂直半連續(xù)鑄造Cu-15Ni-8Sn合金的凝固組織

圖5 為采用垂直半連續(xù)鑄造方法制備的Cu-15Ni-8Sn合金鑄錠不同位置處的Sn含量分布曲線。可以看出，當(dāng)只施加機(jī)械振動(dòng)而未施加電磁場(chǎng)時(shí)，隨著遠(yuǎn)離鑄錠表面，Sn 含量先快速減小然后緩慢變化，Sn 元素在鑄錠表面的含量最高可達(dá)8.68%，在距離鑄錠邊緣10 mm 處的Sn 含量大約為8.01%，繼續(xù)遠(yuǎn)離鑄錠表面，Sn 含量均小于8%，距離鑄錠表面50 mm處的Sn含量?jī)H為7.37%，因此合金鑄錠在表面和中心處的Sn 含量偏離合金名義成分的幅度較大，表明Sn元素的宏觀反偏析現(xiàn)象較為嚴(yán)重。當(dāng)同時(shí)施加機(jī)械振動(dòng)和電磁場(chǎng)時(shí)，鑄錠不同位置處的Sn 含量均在8%左右波動(dòng)，其波動(dòng)幅度非常小，均符合Cu-15Ni-8Sn 合金的 成分要 求（Sn：7.5%～8.5%）。由此得出結(jié)論，同時(shí)施加機(jī)械振動(dòng)和電磁場(chǎng)有助于改善Sn 元素的宏觀反偏析，可以制備出成分較為均勻的Cu-15Ni-8Sn合金鑄錠。

圖5 垂直半連續(xù)鑄造法制備Cu-15Ni-8Sn合金鑄錠橫截面上的Sn含量分布曲線Fig.5 Sn content curve along cross section of Cu-15Ni-8Sn alloy ingot prepared by vertical semi-continuous casting

圖6為采用垂直半連續(xù)鑄造法制備的Cu-15Ni-8Sn合金鑄錠四分之一橫截面的宏觀組織。當(dāng)只施加機(jī)械振動(dòng)而未施加電磁場(chǎng)時(shí)，合金鑄錠中并未形成柱狀晶，整個(gè)橫截面上均為等軸晶，鑄錠邊緣的等軸晶尺寸特別細(xì)小，鑄錠中心的等軸晶尺寸較為粗大，如圖6（a）所示。當(dāng)同時(shí)施加機(jī)械振動(dòng)和電磁場(chǎng)時(shí)，鑄錠邊緣仍然為特別細(xì)小的等軸晶，此時(shí)鑄錠內(nèi)部等軸晶的尺寸有所減小，且分布更加均勻，如圖6（b）所示。

圖6 垂直半連續(xù)鑄造方法制備Cu-15Ni-8Sn合金鑄錠四分之一橫截面的宏觀組織（a）施加機(jī)械振動(dòng)，未施加電磁場(chǎng)；（b）施加機(jī)械振動(dòng)和電磁場(chǎng)Fig.6 A quarter of cross-sectional macrostructure of Cu-15Ni-8Sn alloy ingot prepared by vertical semi-continuous casting（a）With MV and without EMF；（b）With MV and EMF

圖7 為垂直半連續(xù)鑄造法制備的Cu-15Ni-8Sn合金橫截面不同位置的金相照片。圖7（a1～a3）為只施加機(jī)械振動(dòng)但未加電磁場(chǎng)時(shí)Cu-15Ni-8Sn 合金橫截面由鑄錠邊緣到中心的組織，圖7（a1）全部為細(xì)小的等軸晶，且等軸晶的范圍從鑄錠表面往里延伸到5 mm 處。當(dāng)高溫熔體直接與水冷銅結(jié)晶器壁接觸時(shí)，在合金熔體中形成極大的過冷度，且結(jié)晶器壁上的雜質(zhì)等可以作為非均勻形核的質(zhì)點(diǎn)，因此晶核數(shù)量大大增加，最終在鑄錠邊緣處結(jié)晶形成細(xì)小的等軸晶。圖7（a2）可以看出富Sn 相在晶粒內(nèi)部分布比較均勻，由于晶粒尺寸比較大，在圖7（a2）中看不到一個(gè)完整的晶粒，但是在晶界上和晶粒內(nèi)部富Sn 相分布比較均勻。正常情況下，表層細(xì)晶區(qū)往里延伸是柱狀晶區(qū)，由于內(nèi)部高溫熔體的散熱方向垂直鑄錠表面向外，柱狀晶將會(huì)沿著與散熱方向相反的方向生長(zhǎng)，如圖8（a）所示。由于結(jié)晶器的振動(dòng)，減小了內(nèi)部高溫熔體的溫度梯度，打碎了單向生長(zhǎng)的柱狀晶，因此結(jié)晶為晶粒尺寸比較大的等軸晶，如圖8（b）所示。圖7（a3）為最后凝固的鑄錠中心位置處的微觀組織，與圖7（a2）的組織是相似的。圖7（b1～b3）為同時(shí)施加機(jī)械振動(dòng)和電磁場(chǎng)時(shí)Cu-15Ni-8Sn 合金橫截面由鑄錠邊緣到中心的組織圖像，圖7（b1）中的組織與圖7（a1）相似，表層都是細(xì)小的等軸晶。圖7（b2，b3）和圖7（a2，a3）相比，晶粒有所細(xì)化，且大部分富Sn相主要分布在晶界上。這是因?yàn)樵谀痰倪^程中，除了機(jī)械振動(dòng)之外，還有外加電磁場(chǎng)對(duì)凝固組織的影響。由圖1 可知，感應(yīng)線圈連接中頻電源，在線圈中通交流電時(shí)，結(jié)晶器內(nèi)將會(huì)激發(fā)形成交變磁場(chǎng)，當(dāng)澆鑄Cu-15Ni-8Sn 合金熔體時(shí)，合金熔體中將會(huì)產(chǎn)生感應(yīng)電流，此時(shí)會(huì)產(chǎn)生洛倫茲力F，若磁導(dǎo)率為μ，則：

圖7 垂直半連續(xù)鑄造法制備Cu-15Ni-8Sn合金鑄錠橫截面不同位置的金相照片（a1～a3）施加機(jī)械振動(dòng)，未施加電磁場(chǎng)，且距離鑄錠邊部依次為0，25，50 mm的OA圖像；（b1～b3）施加機(jī)械振動(dòng)和電磁場(chǎng)，且距離鑄錠邊部的距離依次為 0，25，50 mm的OA圖像Fig.7 Metallographic photograph at different positions of Cu-15Ni-8Sn alloy ingot prepared by vertical semi-continuous casting：（a1～a3）with MV and without EMF；（b1～b3）with MV and EMF；the distance from the ingot edge：（1）0 mm，（2）25 mm，（3）50 mm

圖8 垂直半連續(xù)鑄造過程中施加機(jī)械振動(dòng)和電磁場(chǎng)導(dǎo)致晶粒細(xì)化的示意圖（a）未施加機(jī)械振動(dòng)和電磁場(chǎng)；（b）施加機(jī)械振動(dòng)，未施加電磁場(chǎng)；（c）施加機(jī)械振動(dòng)和電磁場(chǎng)Fig.8 Schematic illustration of grain refinement caused by application of MV and EMF during vertical semi-continuous casting（a）Without MV and EMF；（b）With MV，without EMF；（a）With MV and EMF

洛倫茲力可以分解為兩項(xiàng)，第一項(xiàng)為徑向分力，此力的方向由熔體側(cè)面指向熔體中心，大大減小了合金熔體與結(jié)晶器之間的壓力；另一項(xiàng)為回旋力，即在合金熔體中產(chǎn)生垂直向下的回旋渦流來攪拌合金熔體［21］。電磁攪拌產(chǎn)生晶粒細(xì)化的效果主要是電磁力打碎了枝晶壁，枝晶碎片成為新的形核核心，從而增加了形核數(shù)量，達(dá)到晶粒細(xì)化的效果，如圖8（c）所示。

因此，與普通熔鑄法相比，同時(shí)施加機(jī)械振動(dòng)和電磁場(chǎng)方法制備的Cu-15Ni-8Sn 合金具有明顯的晶粒細(xì)化效果，同時(shí)有效減輕了Sn 元素的宏觀反偏析和微觀枝晶偏析，富Sn 相比較均勻地分布在晶粒內(nèi)部和晶界上。

2.3 Cu-15Ni-8Sn 合金固溶+軋制+時(shí)效后組織和性能

Cu-15Ni-8Sn 合金在時(shí)效初期幾十秒內(nèi)即可發(fā)生調(diào)幅分解，調(diào)幅分解形成的調(diào)幅組織可以在很大程度上提高合金的強(qiáng)度和硬度；隨后發(fā)生有序化形成DO22和L12有序相，有序相與α-Cu基體之間的共格應(yīng)變也是提高合金性能的主要因素；在時(shí)效中后期發(fā)生不連續(xù)沉淀析出反應(yīng)，該反應(yīng)形成的DO3結(jié)構(gòu)的γ 相在尺寸上比有序相有所增加，且與α-Cu基體非共格，這對(duì)合金的性能是有害的［22］。

圖9（a）為Cu-15Ni-8Sn 合金經(jīng)過850 ℃固溶和90%軋制后的TEM明場(chǎng)照片，可以看出，晶粒沿著軋制變形方向被拉長(zhǎng)，且在基體中形成大量的位錯(cuò)，位錯(cuò)的形成可以在極大程度上提高合金的硬度和強(qiáng)度。圖9（b～d）為Cu-15Ni-8Sn 合金經(jīng)過850 ℃固溶、90%軋制和400 ℃時(shí)效1 h 后的TEM照片。其中，圖9（b）為TEM 明場(chǎng)照片，此時(shí)基體中仍然存在大量的位錯(cuò)，表明在400 ℃時(shí)效1 h 后并未發(fā)生明顯的回復(fù)和再結(jié)晶。圖9（c）為基體中有序相的高分辨照片，圖9（d）為有序相的傅里葉變換圖譜，由衍射斑點(diǎn)可知，合金在400 ℃時(shí)效1 h后，DO22和L12有序相在文基體中同時(shí)存在，這對(duì)合金性能的提升是至關(guān)重要的。

圖9 Cu-15Ni-8Sn合金經(jīng)過不同處理的TEM照片（a）850 ℃固溶和90%軋制；（b～d）400 ℃時(shí)效1 hFig.9 TEM images of Cu-15Ni-8Sn alloy after different treatments（a）Solution treatment at 850 ℃ and rolling treatment with 90% deformation；（b～d）Aging treatment at 400 ℃ for 1 h

圖10 為Cu-15Ni-8Sn 合金經(jīng)過850 ℃固溶、90%軋制和400 ℃時(shí)效8 h 后的TEM 照片，其中圖10（a）為不連續(xù)沉淀相的形貌，圖10（b）為再結(jié)晶晶粒的形貌。通常，不連續(xù)沉淀相以片層的形式存在，有比較規(guī)則的片層形態(tài)，也有不規(guī)則的片層形態(tài)，另外在片層中間不均勻地分布著長(zhǎng)條狀和顆粒狀的γ相［23］。不連續(xù)析出的γ相和再結(jié)晶的發(fā)生，很大程度上會(huì)降低合金的性能。

圖10 Cu-15Ni-8Sn合金經(jīng)過850 ℃固溶、90%軋制和400 ℃時(shí)效8 h后的TEM照片（a）不連續(xù)沉淀；（b）再結(jié)晶Fig.10 TEM images of Cu-15Ni-8Sn alloy aged at 400 °C for 8 h after solution treatment at 850 ℃and rolling treatment with 90% deformation（a）Discontinuous precipitation；（b）Recrystallization

圖11 為Cu-15Ni-8Sn 合金經(jīng)過850 ℃固溶、90%軋制和400 ℃時(shí)效后的硬度曲線。合金經(jīng)過850 ℃固溶后的硬度為HV 125，然后經(jīng)過90%軋制后的硬度為HV 294，表明變形引入的大量位錯(cuò)可以很大程度上提高合金的硬度。隨著時(shí)效時(shí)間的增加，合金的硬度急劇上升，在時(shí)效時(shí)間為1 h時(shí)達(dá)到峰值，峰值硬度為HV 401，然后迅速下降，最后逐漸趨于穩(wěn)定，當(dāng)時(shí)效時(shí)間為8 h時(shí)，合金的硬度為HV 248。Cu-15Ni-8Sn合金時(shí)效過程中的硬度變化主要與組織演變有關(guān)，時(shí)效初期形成的調(diào)幅組織以及DO22有序相和L12有序相是提高硬度的主要原因，因此合金的峰值硬度高達(dá)HV401。隨著時(shí)效過程的進(jìn)行，不連續(xù)沉淀的形成以及再結(jié)晶的發(fā)生，是硬度下降的主要原因，當(dāng)不連續(xù)沉淀完全占據(jù)基體之后，合金的硬度逐漸趨于穩(wěn)定。

圖11 Cu-15Ni-8Sn合金經(jīng)過850 ℃固溶、90%軋制和400 ℃時(shí)效后的硬度曲線Fig.11 Hardness curve of Cu-15Ni-8Sn alloy aged at 400 °C for different time after solution treatment at 850 ℃and rolling treatment with 90% deformation

選擇時(shí)效峰值處的合金試樣進(jìn)行拉伸試驗(yàn)，圖12 為Cu-15Ni-8Sn 合金經(jīng)過850 ℃固溶、90%軋制和400 ℃時(shí)效1 h 后的拉伸曲線?？梢钥闯觯辖鸬目估瓘?qiáng)度為1233 MPa，屈服強(qiáng)度為1185 MPa，然而伸長(zhǎng)率僅為4.5%。

圖12 Cu-15Ni-8Sn合金經(jīng)過850 ℃固溶、90%軋制和400 ℃時(shí)效1 h后的拉伸曲線Fig.12 Tensile curve of Cu-15Ni-8Sn alloy aged at 400 °C for 1 h after solution treatment at 850 ℃ and rolling treatment with 90% deformation

圖13 為Cu-15Ni-8Sn 合金經(jīng)過850 ℃固溶、90%軋制和400 ℃時(shí)效后的導(dǎo)電率曲線。合金經(jīng)過軋制變形之后，導(dǎo)電率僅為5.9%IACS。隨著時(shí)效過程的進(jìn)行，合金的導(dǎo)電率一直增加，直到時(shí)效時(shí)間為8 h時(shí)，合金的導(dǎo)電率增加至13.7%IACS。合金的導(dǎo)電率主要與聲子散射、缺陷散射、界面散射和雜質(zhì)散射有關(guān)［24］。當(dāng)軋制變形形成大量的位錯(cuò)時(shí)，缺陷散射的程度大大增加，因此軋制態(tài)的合金導(dǎo)電率較低。在時(shí)效過程中，隨著調(diào)幅分解、有序相和不連續(xù)沉淀相的形成，基體中溶質(zhì)原子的固溶度逐漸下降，大大減小了雜質(zhì)散射的程度，因此合金在時(shí)效過程中的導(dǎo)電率一直增加。

綜上所述，Cu-15Ni-8Sn 合金經(jīng)過850 ℃固溶、90%軋制和400 ℃時(shí)效1 h 后可獲得最佳的綜合性能，此時(shí)合金的硬度為HV 401，導(dǎo)電率為8.4%IACS，抗拉強(qiáng)度為1233 MPa，屈服強(qiáng)度為1185 MPa，伸長(zhǎng)率為4.5%。

3 結(jié)論

1）普通熔鑄法制備Cu-15Ni-8Sn 合金的鑄態(tài)組織主要由貧Sn 的α-Cu（Ni，Sn）固溶體、富Sn 的成分為（CuxNi1-x）3Sn 的γ 相以及片層狀的（α+γ）組成，并且Sn元素主要偏聚在枝晶界上。

2）采用垂直半連續(xù)鑄造并同時(shí)施加機(jī)械振動(dòng)和電磁場(chǎng)方法制備的Cu-15Ni-8Sn 合金具有明顯的晶粒細(xì)化效果，同時(shí)有效減輕了Sn 元素的宏觀反偏析和微觀晶界偏析，富Sn 相比較均勻地分布在晶粒內(nèi)部和晶界上。

3）Cu-15Ni-8Sn 合金經(jīng)過850 ℃固溶、90%軋制和400 ℃時(shí)效1 h 后可獲得最佳的綜合性能，此時(shí)合金的硬度為HV 401，導(dǎo)電率為8.4%IACS，抗拉強(qiáng)度為1233 MPa，屈服強(qiáng)度為1185 MPa，伸長(zhǎng)率為4.5%。