熱處理對(duì) CuNi2Si 合金組織和性能的影響

2015-12-18 08:47:30張文芹

有色金屬材料與工程 2015年2期

熱處理對(duì)CuNi2Si 合金組織和性能的影響

張文芹

(太原晉西春雷銅業(yè)有限公司, 山西太原030008)

摘要：研究了不同預(yù)冷變形條件下時(shí)效溫度及時(shí)間對(duì)CuNi2Si合金組織和性能的影響.結(jié)果表明:合金在880℃×2.5 h固溶,經(jīng)不同預(yù)冷變形后時(shí)效,具有較強(qiáng)的時(shí)效強(qiáng)化特性;同時(shí)預(yù)冷變形能夠促進(jìn)時(shí)效過程中第二相的析出,并具有晶界析出傾向;當(dāng)預(yù)冷變形達(dá)40%,500℃×1 h時(shí)效,合金布氏硬度(HB)達(dá)193,抗拉強(qiáng)度(Rm)達(dá)765 MPa,伸長率達(dá)11%,與未進(jìn)行預(yù)冷變形的合金相比,可獲得較高的硬度、強(qiáng)度及較好的綜合性能.合金熱處理后的拉伸斷口為韌性斷裂,形貌特征為沿晶型韌窩,這與析出相具有晶界析出傾向的特性一致.

關(guān)鍵詞：CuNi2Si合金; 熱處理; 冷變形; 時(shí)效; 性能; 組織

收稿日期：2015-03-04

作者簡(jiǎn)介：張文芹(1968—),女,教授級(jí)高級(jí)工程師,主要從事銅及銅合金材料及其加工技術(shù)研究.E-mial:zllczwq@163.com

中圖分類號(hào)：TG 146.1+1文獻(xiàn)標(biāo)志碼： A

Effects of Heat Treatment on Microstructure and Properties of CuNi2Si AlloyZHANG Wenqin

(Taiyuan Jinxi Chunlei Copper Co., Ltd., Taiyuan 030008, China)

Abstract：The paper studied the effects of aging temperature and time on alloy CuNi2Si microstructure and properties after cold rolling.The results show that alloys soluting at 880℃×2.5 h,aging after different cold deformation ratios,manifested strong age-hardening properties;at the same time,cold pre-deformation can promote the secondary-phase precipitation in the aging process,with the tendency of grain boundaries precipitation.Alloy hardness achieved 193(HB) and tensile strength(Rm) reached 765 MPa with 11% of elongation when the alloy with 40% cold deformation aged at 500℃×1 h.Besides high hardness,strength and overall performance of the alloy improved.Heat-treated tensile fracture surface of alloys is characterized by ductile fracture and crystal-shaped dimples,which complies with the grain boundaries characteristic of precipitation phases.

Keywords：CuNi2Si alloy; heat treatment; cold deformation; aging; properties; microstructure

0　引　言

Cu-Ni-Si系列合金具有高強(qiáng)度、中等導(dǎo)電性、優(yōu)良的耐蝕、耐磨、抗疲勞性及優(yōu)良的熱冷加工性.近年來,由于其在引線框架材料上廣闊的應(yīng)用前景,國內(nèi)外均對(duì)Cu-Ni-Si合金進(jìn)行研究開發(fā)[1-3].我國對(duì)該類合金的研究起步較晚,在該系列合金的研究及應(yīng)用開發(fā)上還很不系統(tǒng).對(duì)用于高鐵及電氣化鐵路接觸網(wǎng)線夾零件類材料的CuNi2Si合金的研究鮮有報(bào)道.在我國加速高速鐵路建設(shè)的大背景下,盡快研究該合金材料的組織、性能,開發(fā)出能滿足高速電氣化鐵路建設(shè)需要的接觸網(wǎng)零件材料,替代進(jìn)口,實(shí)現(xiàn)材料國產(chǎn)化是擺在銅加工行業(yè)面前的問題,也是我國加速鐵路建設(shè)的迫切需要.

CuNi2Si合金是高鐵及電氣化鐵路接觸網(wǎng)關(guān)鍵零件的主要材料.在接觸網(wǎng)零件、特別是網(wǎng)上零件中使用廣泛,常被用來制造定位線夾、吊弦線夾、中心錨結(jié)線夾、電連接線夾及各種定位銷釘?shù)戎匾慵?由于這些零件的用途、作用及加工方式各不相同,需要材料的品種、規(guī)格、狀態(tài)及性能也各不相同.因此,研究材料的組織和性能及加工工藝,提供合格的母材,以滿足用戶的不同使用及工藝要求是非常必要的.

1　合金特性

Cu-Ni-Si系列合金是一種時(shí)效強(qiáng)化型合金,主要是通過在時(shí)效過程中產(chǎn)生NiSi化合物,即Ni2Si析出實(shí)現(xiàn)強(qiáng)化[4].根據(jù)Cu-Ni-Si三元狀態(tài)圖中CuNi2Si準(zhǔn)二元系端面圖[5],Ni、Si形成的金屬間化合物Ni2Si在共晶溫度(1 025℃)下,在銅中的溶解度最大,約9%.隨著溫度的降低,溶解度減小,在室溫時(shí)幾乎為零.因此當(dāng)需要利用材料的高強(qiáng)度時(shí),可以通過時(shí)效處理來提高材料的強(qiáng)度,滿足材料的使用性能.

同時(shí),適當(dāng)?shù)腘i、Si質(zhì)量比可以實(shí)現(xiàn)理想的時(shí)效強(qiáng)化效果,且時(shí)效后,基體中殘留的合金元素較少.研究[6-7]表明,高強(qiáng)度Cu-Ni-Si系列合金在成分設(shè)計(jì)時(shí)應(yīng)控制Ni、Si的質(zhì)量比在4.0～4.5范圍內(nèi),才能獲得良好的時(shí)效強(qiáng)化效果和綜合性能.

2　試驗(yàn)材料和方法

試驗(yàn)材料為通過控制Ni、Si質(zhì)量比得到的φ195 mm CuNi2Si合金鑄錠,其化學(xué)成分見表1.經(jīng)過熱擠壓—拉拔后得到φ18 mm的棒材.棒材固溶處理在RTZ9-6-40(Q)FH爐中進(jìn)行,淬火工藝為880℃×2.5 h(裝爐量300 kg),水淬.棒材拉拔在普通的3 t單鏈?zhǔn)嚼螜C(jī)上進(jìn)行,工藝潤滑為32#機(jī)油.淬火及拉拔后分別截取試樣,試樣時(shí)效選用SX2-12-10型箱式電阻爐,溫控器型號(hào)為KSW-12-11型,溫度偏差±5℃.時(shí)效過程無氣體保護(hù),試樣出爐后空冷.時(shí)效溫度選擇400,450,500和550℃,時(shí)效時(shí)間為1,2,4和6 h.布氏硬度在HBE-3000電子硬度計(jì)上進(jìn)行測(cè)試,測(cè)試位置為棒材端面1/2半徑處,載荷1 000 kg,加載時(shí)間30 s;拉力試驗(yàn)在WE-10A液壓拉伸試驗(yàn)機(jī)上進(jìn)行;金相組織在NEOPHOT-21型金相顯微鏡上觀察.

表1　合金化學(xué)成分

3　試驗(yàn)結(jié)果及分析

3.1時(shí)效溫度及時(shí)間對(duì)合金力學(xué)性能的影響

圖1為CuNi2Si合金在不同時(shí)效工藝下的力學(xué)性能曲線.

圖1　CuNi2Si合金不同時(shí)效工藝下的力學(xué)性能

圖1(a)為CuNi2Si合金經(jīng)過880℃×2.5 h固溶處理后在400,450,500和550℃時(shí)效時(shí),布氏硬度與時(shí)效時(shí)間的關(guān)系.從圖1(a)中可以看出:當(dāng)時(shí)效時(shí)間一定時(shí),時(shí)效溫度越高,合金的硬度越大,繼續(xù)提高時(shí)效溫度,硬度升高后迅速下降;當(dāng)時(shí)效溫度一定時(shí),在時(shí)效初期合金的硬度迅速上升,隨著時(shí)效時(shí)間的延長合金的硬度上升趨于平緩;當(dāng)時(shí)效溫度為500℃,在時(shí)效2 h時(shí)出現(xiàn)一硬度峰值,并隨著時(shí)間的延長開始緩慢下降.此時(shí)布氏硬度達(dá)178.當(dāng)時(shí)效溫度為550℃時(shí),硬度峰值不但達(dá)不到500℃的時(shí)效峰值,而且隨時(shí)效時(shí)間的延長,硬度迅速下降.

上述合金硬度的變化,是由于在一定溫度時(shí)效時(shí),原子活動(dòng)能力增強(qiáng)、且固溶元素濃度較大,因此第二相析出動(dòng)力較大、析出速度也較快,使硬度上升的速度較快.隨著時(shí)效時(shí)間的延長,基體中固溶元素濃度減少,析出動(dòng)力減小,析出速度減慢,因此硬度上升趨勢(shì)變緩.但當(dāng)時(shí)效溫度較高時(shí),在時(shí)效初期析出第二相粒子相對(duì)比較穩(wěn)定,不容易出現(xiàn)長大趨勢(shì),合金的硬度逐漸升高.隨著時(shí)效時(shí)間的延長,第二相容易長大,這就是在500℃時(shí)效時(shí)硬度出現(xiàn)峰值后,開始緩慢降低的原因.當(dāng)時(shí)效溫度過高則會(huì)出現(xiàn)過時(shí)效現(xiàn)象,造成硬度迅速下降.

圖1(b)為CuNi2Si合金在500℃,不同時(shí)效時(shí)間下抗拉強(qiáng)度和伸長率的變化規(guī)律.合金在時(shí)效初期,抗拉強(qiáng)度迅速提高,隨著時(shí)效時(shí)間的延長,強(qiáng)度的上升趨于緩慢,這一變化規(guī)律與硬度在這一溫度下的變化規(guī)律基本一致;伸長率在時(shí)效初期迅速下降,隨著時(shí)間延長趨于平穩(wěn).抗拉強(qiáng)度隨時(shí)效時(shí)間變化的原因與硬度一樣,也是由于時(shí)效過程中固溶元素析出過程造成的;而對(duì)于伸長率的變化,是由于在時(shí)效前,材料為過飽和固溶體,僅有少量的第二相,此時(shí)材料具有較高的塑性,當(dāng)開始進(jìn)行時(shí)效時(shí),由于固溶元素的濃度較高,析出大量的第二相粒子,這些析出的粒子造成材料的塑性迅速下降;隨著時(shí)效時(shí)間的延長,由于固溶元素濃度降低,第二相粒子析出的動(dòng)力減小,析出速度減緩,因此材料的塑性趨于平緩.這就是時(shí)效初期造成伸長率急劇下降,而隨時(shí)效時(shí)間延長伸長率趨于平緩的原因.

3.2預(yù)冷變形后時(shí)效對(duì)合金力學(xué)性能的影響

圖2為不同變形量500℃時(shí)效后對(duì)CuNi2Si合金力學(xué)性能的影響.圖2(a)為合金經(jīng)過不同變形量冷變形,經(jīng)過500℃時(shí)效后,時(shí)效時(shí)間對(duì)硬度影響的變化情況.從圖2(a)中可以看出:合金在時(shí)效初期,隨時(shí)間延長,硬度快速上升,而隨著時(shí)效時(shí)間延長,硬度達(dá)到一峰值后,開始出現(xiàn)下降;冷變形量越大,時(shí)效初期合金的硬度上升速度越快,時(shí)效后硬度值也越高,硬度出現(xiàn)的峰值也越大;同時(shí)在一定范圍內(nèi)冷變形越大,合金時(shí)效后硬度峰值出現(xiàn)得越早,硬度峰值也越高.例如在500℃時(shí)效1 h時(shí),未經(jīng)過冷變形、加工率20%和40%的布氏硬度分別是155、177和193,且加工率40%比加工率20%材料的時(shí)效硬度峰值提前1 h,但當(dāng)冷變形過大達(dá)到50%時(shí),布氏硬度峰值增大減弱(191),且隨時(shí)效時(shí)間的延長出現(xiàn)硬度急劇下降的趨勢(shì).上述硬度變化的原因是冷變形使材料的位錯(cuò)密度增加,而位錯(cuò)密度的增加促進(jìn)了析出物形核和加快溶質(zhì)原子的擴(kuò)散速度,從而加快了合金固溶元素的析出過程;同時(shí)冷變形還增加了空位濃度,對(duì)初期GP區(qū)[8]的形成有促進(jìn)作用.后期由于空位被吸收,又將對(duì)GP區(qū)的長大有一定抑制作用.而冷變形量越大,產(chǎn)生的位錯(cuò)、空位等缺陷越多.因此冷變形促進(jìn)了強(qiáng)化相的形成.而當(dāng)冷變形量過大時(shí),時(shí)效初期也會(huì)由于位錯(cuò)密度的增加促進(jìn)析出物形核,但很快會(huì)因?yàn)楹辖鸹貜?fù)軟化使合金的硬度急劇降低.

圖2不同變形量500℃時(shí)效后對(duì)力學(xué)性能的影響

圖2(b)為40%冷變形后,在500℃時(shí)效,時(shí)效時(shí)間對(duì)材料抗拉強(qiáng)度及伸長率的影響.從圖2(b)中可以看出:時(shí)效初期抗拉強(qiáng)度迅速提高,達(dá)到峰值后呈緩慢下降的趨勢(shì);而伸長率則相反,在時(shí)效初期迅速下降.隨著時(shí)效時(shí)間延長,在短時(shí)間趨于平穩(wěn)后又開始上升.在上述材料力學(xué)性能的變化中,抗拉強(qiáng)度變化基本與硬度的變化原因一樣.而對(duì)于伸長率的變化則是由于在最初的時(shí)效過程中,大量析出的第二相粒子造成材料的塑性迅速下降;隨著時(shí)效時(shí)間的延長,第二相析出速度減緩,使材料塑性趨于穩(wěn)定;隨著時(shí)間的繼續(xù)延長,合金出現(xiàn)一定軟化使塑性得到一定恢復(fù),造成伸長率平穩(wěn)后上升.

當(dāng)預(yù)冷變形達(dá)到40%,500℃×1 h時(shí)效,合金布氏硬度達(dá)193,抗拉強(qiáng)度達(dá)765 MPa,伸長率達(dá)11%.

3.3時(shí)效溫度對(duì)合金組織的影響

圖3為CuNi2Si合金固溶和在不同時(shí)效溫度(400,450和500℃)時(shí)效2 h的顯微組織金相照片.從圖3(a)中可以看出,合金固溶后組織基本顯示為單相α固溶體.從圖3(b)~(d)中可以看出,時(shí)效后組織內(nèi)均出現(xiàn)析出相.在時(shí)效溫度較低時(shí),析出相較少,分布在晶內(nèi)和晶界,所以材料的硬度、強(qiáng)度均有提高;隨著時(shí)效溫度的升高,析出相逐漸增多,且更加彌散,因此材料的硬度越高.時(shí)效時(shí)間相同時(shí),時(shí)效溫度越高,硬度值越大,這一點(diǎn)從材料金相組織的變化中也得到了較好的解釋.

3.4預(yù)變形對(duì)時(shí)效后材料組織的影響

圖4為不同預(yù)變形情況下在500℃,2 h和4 h時(shí)效后材料組織的金相照片.從圖4(a)、(b)、(c)可以看出,經(jīng)過預(yù)變形時(shí)效后第二相的析出逐漸增多.特別是40%預(yù)變形后,時(shí)效析出相在晶內(nèi)、晶界增加更加明顯.這是因?yàn)殡S著預(yù)變形加工率的增大,材料的位錯(cuò)密度增高,增加了析出物形核速度和形核量.同時(shí)從圖4(c)、(d)中可以看出,此時(shí)(d)組織仍為明顯的變形組織.在同樣預(yù)變形和時(shí)效溫度下,隨著時(shí)效時(shí)間的延長,晶粒的壓扁程度得到一定的恢復(fù),析出相在晶界出現(xiàn)聚集、粗化,如圖4(c)所示.此時(shí)材料發(fā)生了一定軟化,這也是材料在較大的預(yù)變形后隨時(shí)效時(shí)間延長,硬度、強(qiáng)度達(dá)到峰值后逐漸降低,而伸長率降低后又上升的原因.

圖3　CuNi2Si合金固溶和在不同時(shí)效溫度的顯微組織

圖4　不同預(yù)變形情況下時(shí)效后材料組織的金相照片

3.5不同熱處理工藝的拉伸斷口分析

圖5為材料在450℃、500℃,2 h時(shí)效后的拉伸斷口形貌.從圖5中可以看出,材料的拉伸斷口形貌較好,無明顯夾雜,斷裂時(shí)發(fā)生了塑性變形,斷口形貌主要表現(xiàn)為沿晶型韌窩.雖然是韌性斷裂,但由于是沿晶斷裂,造成材料的伸長率不高.同時(shí)這也是材料時(shí)效后伸長率迅速下降的原因.對(duì)比圖5(a)、(b)可以看出,隨著時(shí)效溫度的升高,拉伸斷口的韌窩變大,沿晶斷裂與晶界上存在大量析出物有關(guān).這一點(diǎn)與材料金相照片中第二相顆粒在晶界處的析出傾向一致.

圖5　不同熱處理狀態(tài)下材料的拉伸斷口形貌

4　結(jié)　論

(1) 電氣化、高速鐵路線夾用CuNi2Si合金在經(jīng)過預(yù)冷變形后進(jìn)行500℃時(shí)效時(shí),合金的硬度、強(qiáng)度在時(shí)效初期迅速上升,達(dá)到峰值后緩慢下降,變形量越大達(dá)到硬度峰值的時(shí)間越短.當(dāng)預(yù)冷變形達(dá)到40%,500℃×1 h時(shí)效,合金布氏硬度(HB)達(dá)到193,抗拉強(qiáng)度(Rm)達(dá)到765 MPa,伸長率達(dá)到11%.與未進(jìn)行預(yù)冷變形的合金相比,合金獲得較高的硬度、強(qiáng)度及較好的綜合性能.

(2) CuNi2Si合金在時(shí)效過程中,在晶內(nèi)、晶界析出第二相.預(yù)冷變形能夠促進(jìn)時(shí)效過程中的第二相的析出,預(yù)冷變形量越大,析出相愈多,并與位錯(cuò)產(chǎn)生強(qiáng)烈的交互作用,使合金進(jìn)一步強(qiáng)化.合金具有明顯的晶界析出特點(diǎn).

(3) 合金熱處理后的拉伸斷口形貌特征為韌性斷裂.斷口韌窩為沿晶型韌窩,這一點(diǎn)與析出相具有晶界析出傾向一致,是造成合金伸長率不高的原因.必須通過時(shí)效工藝改善析出相的分布,使材料達(dá)到更優(yōu)良的綜合性能.

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