摘要： 采用真空熱壓燒結(jié)的方法制備了復(fù)合材料CuAl2O3，并在GLeeble1500D熱模擬機上對其進行高溫壓縮試驗，研究了在變形溫度為650～950 ℃，變形速率為0.01～5 s-1，最大真應(yīng)變?yōu)?.7條件下的流變應(yīng)力行為.結(jié)果表明：納米級的彌散粒子和間距能在變形時作為位錯源增加基體的位錯密度，對位錯和晶界運動起到阻礙作用，從而提高其綜合力學(xué)性能.在試驗變形條件下，復(fù)合材料CuAl2O3均表現(xiàn)出典型的動態(tài)再結(jié)晶特征，即隨著峰值應(yīng)力逐漸減小，在晶界交叉處出現(xiàn)再結(jié)晶晶粒，并逐漸增多，復(fù)合材料高溫變形的主要軟化機制為動態(tài)再結(jié)晶.

關(guān)鍵詞： 真空熱壓； CuAl2O3復(fù)合材料； 熱壓縮變形； 動態(tài)再結(jié)晶

中圖分類號： TB 333 文獻標(biāo)志碼： A

彌散強化銅合金因具有良好的高溫強度、高導(dǎo)電性和高導(dǎo)熱性，已廣泛應(yīng)用于電力、電子、機械等工業(yè)領(lǐng)域，并在這些領(lǐng)域有著其它材料不可替代的優(yōu)勢.復(fù)合材料CuAl2O3是在銅基體中引入彌散分布的硬質(zhì)顆粒Al2O3，從而有效地提高合金的強度、硬度和高溫穩(wěn)定性，且具有良好的抗電弧侵蝕和抗磨損性能[1-2].但硬質(zhì)顆粒Al2O3的加入，會導(dǎo)致塑性下降，變形抗力增大，致使熱塑性成型和組織控制困難.材料熱變形過程中的高溫流變應(yīng)力是表征材料塑性變形的一個基本量[3]，在塑性變形過程中，流變應(yīng)力的大小決定了變形的難易程度，對材料的熱加工性能有直接影響.

本文作者通過真空熱壓燒結(jié)制備了以納米級γAl2O3彌散強化的銅基復(fù)合材料CuAl2O3，并在Gleeble1500D熱模擬機上對其進行等溫壓縮試驗.考察了該材料的熱變形行為及組織演化規(guī)律，為制定和優(yōu)化該復(fù)合材料的熱加工工藝及工業(yè)生產(chǎn)提供理論參考和試驗依據(jù).

1 試 驗

1.1 試驗材料制備

試驗材料為CuAl2O3復(fù)合材料，采用真空熱壓燒結(jié)方法制得.成分配比（質(zhì)量分?jǐn)?shù)）為：95%（Cu0.44%Al粉）+5%（Cu2O粉）.真空熱壓燒結(jié)工藝參數(shù)為：950 ℃×2 h，壓力30 MPa.

為了獲得綜合性能優(yōu)良的CuAl2O3復(fù)合材料，本文設(shè)計了真空熱壓燒結(jié)內(nèi)氧化工藝，流程如圖1所示.將稱重干燥后的CuAl合金粉末和Cu2O粉末混合均勻后，放入石墨模具中壓制成形，然后在真空中按照確定的燒結(jié)工藝完成燒結(jié)內(nèi)氧化，制備出所需要的復(fù)合材料.該工藝將燒結(jié)工藝和內(nèi)氧化工藝合二為一，經(jīng)后續(xù)加工后能夠獲得性能較為優(yōu)良的內(nèi)氧化法粉末冶金材料制品.

在試驗過程中，為了消除混合粉末的硬團聚現(xiàn)象，混粉首先采用手工研制，之后在QQM/B型球磨機上進行充分混合5 h.真空熱壓燒結(jié)的具體工藝流程為：混粉→裝爐→抽真空→升溫→保溫（保溫20 min）→加壓（加壓10 min后卸壓）→保溫→加壓（保溫的最后50 min開始到保溫結(jié)束）→降溫取樣.燒結(jié)的主要工藝參數(shù)為：真空度為1×10-2，燒結(jié)溫度為950 ℃，保溫時間為2 h，壓制壓力為30 MPa，保壓總時間為60 min.真空熱壓燒結(jié)所用模具為自制模具（60 mm×120 mm），在VDBF250真空熱壓燒結(jié)爐中進行.

1.2 熱加工變形試驗參數(shù)與工藝

將制得錠坯加工成尺寸為 8 mm×12 mm的試樣，在Gleeble1500D熱模擬試驗機上進行恒溫單次壓縮變形.壓縮變形溫度為：650～950 ℃；應(yīng)變速率為：0.01～5 s-1；壓縮真應(yīng)變量為0.7（最大變形程度50%）.升溫速度為10 ℃/s，變形前保溫3 min.壓縮完成后迅速水冷至室溫以保留熱變形時的組織.將壓縮后的試樣沿軸向線切割，制成金相試樣.在OLYMPUS PGM3型光學(xué)顯微鏡下觀察試樣的顯微組織.試樣經(jīng)離子減薄在JMS2100型透射電鏡觀察試樣微觀結(jié)構(gòu)和析出相.

2 結(jié)果及分析

2.1 顯微組織

圖2為真空熱壓燒結(jié)CuAl2O3復(fù)合材料的燒結(jié)態(tài)SEM組織和TEM微觀結(jié)構(gòu).可以看出復(fù)合材料基體為Al2O3彌散強化Cu，納米級γAl2O3彌散分布在銅基體上.圖2（b），2（c）表明，復(fù)合材料銅基體中彌散分布的細(xì)小顆粒為CuAl合金粉在燒結(jié)的同時Al經(jīng)內(nèi)氧化而生成的γAl2O3顆粒（質(zhì)量分?jǐn)?shù)為0.57%），即復(fù)合材料基體為γAl2O3彌散強化銅.這些γAl2O3顆粒的粒徑為5～20 nm，顆粒間距為20～150 nm.納米級的彌散粒子和間距能在變形時作為位錯源增加基體的位錯密度，對位錯和晶界運動起到阻礙作用，從而提高其綜合力學(xué)性能[4-7].

2.2 熱加工過程中復(fù)合材料顯微組織的演變

在試驗條件下復(fù)合材料的流變應(yīng)力由加工硬化、屈服和穩(wěn)態(tài)流變?nèi)齻€階段組成[8-11].材料的宏觀應(yīng)力變化，必然在微觀結(jié)構(gòu)上有所顯示，觀察材料的微觀組織，能夠更好地分析材料的應(yīng)力應(yīng)變規(guī)律.圖3是變形速率為0.01 s-1、最大真應(yīng)變?yōu)?.7的條件下，變形溫度逐漸升高，復(fù)合材料CuAl2O3的顯微組織.從圖3（a）中可以看出，當(dāng)應(yīng)變速率為0.01 s-1、變形溫度為650 ℃時，晶粒沿垂直于壓縮方向伸長，呈纖維狀組織.隨著變形溫度的升高，變形的晶界邊緣出現(xiàn)了亞晶界，原來的變形晶界逐漸顯得模糊.由于晶界處能夠同時具備大角度界面和高密度缺陷2個再結(jié)晶的基本條件，具有較高的變形能，成為再結(jié)晶晶粒優(yōu)先形核和長大的部位[12-15].隨著變形溫度的繼續(xù)升高，在原來的晶界處形成了新的晶粒，進而逐漸長大，并出現(xiàn)大晶界被再結(jié)晶的晶粒所包圍的現(xiàn)象.這一條件下發(fā)生的再結(jié)晶并不完全，仍保留有部分細(xì)長的晶粒如圖3（c）.隨著再結(jié)晶的不斷進行及其晶界不斷合并原始晶粒而長大成等軸晶，最后將完全替代原有變形組織，形成細(xì)小等軸的再結(jié)晶組織，如圖3（d）所示.通過對顯微組織的觀察，可以看出復(fù)合材料的熱壓縮過程呈現(xiàn)明顯的動態(tài)再結(jié)晶特征.

2.3 熱加工圖的建立及分析endprint

通過熱模擬試驗中所采集的數(shù)據(jù)[16]建立復(fù)合材料CuAl2O3的熱模擬加工圖，以此來研究熱變形過程中，微觀組織的演變規(guī)律與應(yīng)變速率及應(yīng)變溫度之間的關(guān)系，為復(fù)合材料的熱加工提供可靠的理論依據(jù)和指導(dǎo)作用.

對熱變形進行深入的分析，不僅要確定最大功率耗散區(qū)，而且還要確定失穩(wěn)區(qū)域.在失穩(wěn)區(qū)域，加工功率消耗雖然很大，但不一定加工性能就好，裂紋等缺陷大都出現(xiàn)在這個區(qū)域.圖4為復(fù)合材料CuAl2O3在應(yīng)變量為0.7時所建立的熱加工圖，其中陰影區(qū)域為失穩(wěn)區(qū).由圖中可以看出隨著應(yīng)變速率和變形溫度的不同，合金的動態(tài)消耗行為明顯不一樣，作為流變失穩(wěn)區(qū)域的陰影部分也在不斷變化.復(fù)合材料CuAl2O3的變形消耗功率效率值η變化范圍很大，大部分在5%～60%.如圖4所示，可以看出熱加工圖的陰影部分，即失穩(wěn)區(qū)域都出現(xiàn)在應(yīng)變速率（1～5 s-1）較大的時候，表明CuAl2O3復(fù)合材料在應(yīng)變速率較大的時候，容易出現(xiàn)失穩(wěn)現(xiàn)象.在熱加工的過程中，應(yīng)避開此加工區(qū)域.

根據(jù)功率消耗效率η的分布區(qū)域把耗散效率圖分為3個部分：

2.3.1 耗散效率η>40%的區(qū)域

在試驗條件下，耗散效率η>40%的區(qū)域出現(xiàn)在圖4的右下角，即應(yīng)變速率為：0.01～0.1 s-1，變形溫度為900～950 ℃的區(qū)域.在此部分，存在耗散效率的最大值，且與陰影部分重合，表明有特殊的顯微組織機制或流變失穩(wěn)機制，即為超塑性區(qū)或者裂紋區(qū).

2.3.2 耗散效率η在20%～40%的區(qū)域

這部分大都出現(xiàn)在變形速率為0.01～1 s-1和變形溫度為750～900 ℃，通常是典型的動態(tài)再結(jié)晶區(qū)域，并且避開了失穩(wěn)區(qū).這一區(qū)域具有良好的塑性，能夠進行鍛造、熱擠壓等熱變形，為熱加工安全區(qū).

2.3.3 耗散效率η<20%的區(qū)域

耗散效率η<20%的區(qū)域出現(xiàn)在加工圖4的左上角，即變形速率為1～5 s-1和變形溫度為650～850 ℃的條件下.這一變形條件下通常會導(dǎo)致材料晶界處出現(xiàn)楔形開裂和第二相處形成微型孔洞，較高的應(yīng)變速率會使材料產(chǎn)生裂紋.所以，這一區(qū)域通常為失穩(wěn)區(qū).

熱加工圖中不同區(qū)域η值的差別不僅表現(xiàn)在宏觀上變形抗力的不同，聯(lián)系顯微組織的變化，可精確分析熱變形過程中各個區(qū)域的微觀組織變形機制.其中材料加工安全區(qū)域為：動態(tài)回復(fù)、動態(tài)再結(jié)晶和超塑性區(qū)域.在再結(jié)晶區(qū)域具有較高的塑性，通常所消耗的η值也高.

CuAl2O3復(fù)合材料在變形速率為0.01～1 s-1，變形溫度為750～900 ℃時，容易發(fā)生動態(tài)再結(jié)晶.對于本文所討論的復(fù)合材料，動態(tài)再結(jié)晶主要受晶界的遷移率所控制，則動態(tài)再結(jié)晶所消耗的能量較高.這一區(qū)域內(nèi)的功率耗散率在40%左右，能夠滿足動態(tài)再結(jié)晶所需要的能量，形成新的細(xì)小的等軸態(tài)組織晶粒，這樣的組織具有良好的強度、塑性和疲勞性能，是安全熱變形區(qū)域，可以進行熱鍛、熱擠壓等加工.在高溫變形區(qū)域，雖然仍保持較高的能量消耗率，但這時材料組織變的粗大起來，將對其力學(xué)性能產(chǎn)生影響.并且在復(fù)合材料的熱加工圖中，當(dāng)應(yīng)變量較大時，高溫區(qū)域出現(xiàn)失穩(wěn)現(xiàn)象，容易出現(xiàn)裂紋等失效情況.所以高溫區(qū)域很少進行合金的熱加工.

3 結(jié) 論

（1） 微觀分析表明真空熱壓燒結(jié)CuAl2O3復(fù)合材料的燒結(jié)態(tài)的為Al2O3彌散強化Cu，納米級γAl2O3彌散分布在銅基體上.

（2） 復(fù)合材料CuAl2O3在變形溫度為650～950 ℃，應(yīng)變速率為0.01～5 s-1的試驗條件下，存在著穩(wěn)態(tài)流變特征.隨著變形溫度的升高和應(yīng)變速率的降低，顯微組織出現(xiàn)再結(jié)晶現(xiàn)象，應(yīng)力隨之逐漸減小.復(fù)合材料的高溫塑性變形的軟化機制主要為動態(tài)再結(jié)晶.

（3） CuAl2O3復(fù)合材料在變形速率為0.01～1 s-1，變形溫度為750～900 ℃時，是典型的動態(tài)再結(jié)晶區(qū)域.這一區(qū)域具有良好的塑性，能夠進行鍛造、熱擠壓等熱變形，為熱加工安全區(qū).

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