付博聞，劉 峰，廖駿駿，李寶綿，丁 樺

(1.東北大學(xué) 材料科學(xué)與工程學(xué)院，沈陽 110819；2.寧波興業(yè)盛泰集團(tuán)有限公司 省級(jí)企業(yè)技術(shù)中心，浙江 寧波 315336；3.東北大學(xué) 材料電磁過程研究教育部重點(diǎn)實(shí)驗(yàn)室，沈陽 110819)

隨著“互聯(lián)網(wǎng)+”信息時(shí)代的到來，被視為“第四次工業(yè)革命”的信息革命推動(dòng)著信息產(chǎn)業(yè)的迅速發(fā)展，我國的電子信息產(chǎn)業(yè)也正以前所未有的機(jī)遇迅速發(fā)展，已成為國家的支柱產(chǎn)業(yè)之一.電子信息領(lǐng)域?qū)﹄娮釉骷氖褂眯枨罅恳苍絹碓酱?，而彈性材料在其中扮演著越來越重要的角?彈性合金因其彈性模量溫度系數(shù)小，易加工成精密件等特性，被廣泛應(yīng)用于制造端子、彈簧、電器接插件等導(dǎo)電彈性元器件[1-3].目前在國內(nèi)市場(chǎng)，錫磷青銅和鈹青銅是最常用的銅基彈性合金.其中，錫磷青銅由于含錫量高，在鑄造過程中非常容易產(chǎn)生錫的偏析，鑄造后通常需要經(jīng)過長時(shí)間的均勻化處理，另外由于其加工硬化率高，需要經(jīng)過多次中間退火，導(dǎo)致合金的生產(chǎn)效率大大降低，成本提高.鈹青銅被稱為“有色金屬彈性之王”，以鈹為主要添加元素的鈹銅合金具有良好的導(dǎo)電導(dǎo)熱性和高彈性能.但因其生產(chǎn)成本高，價(jià)格昂貴，對(duì)生產(chǎn)條件要求十分苛刻，而且生產(chǎn)時(shí)產(chǎn)生的粉塵對(duì)作業(yè)人員的健康有危害，對(duì)環(huán)境污染非常嚴(yán)重，在一定程度上限制了鈹青銅的工業(yè)化應(yīng)用[4].基于以上情形，發(fā)展一種新型的銅合金滿足當(dāng)前的市場(chǎng)需求迫在眉睫.

為了獲得高彈性的合金材料，在黃銅合金的基礎(chǔ)上添加微量元素是一種行之有效的方法.鎳在黃銅中可使α相區(qū)擴(kuò)大，另外，添加鎳具有提高合金強(qiáng)度、韌性、抗脫鋅及抗應(yīng)力腐蝕開裂的作用，同時(shí)可改善合金的加工性能[5].錫的加入不但能提高黃銅的力學(xué)性能，還可以抑制黃銅脫鋅，增強(qiáng)合金的耐腐蝕性能，使黃銅對(duì)淡水、海水、弱酸性水有相當(dāng)好的耐腐蝕性能，所以錫黃銅有“海軍黃銅”的美譽(yù)[6-7].將一定量的Sn與Ni元素加入到普通黃銅合金中，能夠提高黃銅合金的強(qiáng)度和硬度，獲得較好的彈性性能，而且在制備過程中在很大程度上節(jié)約成本，提高效率，在導(dǎo)電率方面也具有明顯的優(yōu)勢(shì).

本文對(duì)Cu-Zn-Sn-Ni合金進(jìn)行了冷變形，研究了加工硬化對(duì)Cu-Zn-Sn-Ni合金力學(xué)性能和導(dǎo)電性能的影響，并根據(jù)實(shí)驗(yàn)數(shù)據(jù)得出了加工硬化程度與該合金各項(xiàng)性能指標(biāo)所對(duì)應(yīng)的關(guān)系.此外，通過對(duì)經(jīng)不同變形率變形的冷軋合金進(jìn)行不同溫度的退火，研究退火溫度對(duì)Cu-Zn-Sn-Ni合金組織及性能的影響，得到合金開始發(fā)生再結(jié)晶的溫度范圍，以期為Cu-Zn-Sn-Ni合金板帶材的產(chǎn)業(yè)化提供理論依據(jù).

1 試驗(yàn)材料及方法

試驗(yàn)材料為經(jīng)過熱軋退火的Cu-Zn-Sn-Ni合金帶材，厚度為6.0 mm，其具體化學(xué)成分如表1所示.由Cu-Ni相圖可知，Ni在Cu中可以無限固溶；而由Cu-Zn-Sn三元相圖可知，當(dāng)鋅含量質(zhì)量分?jǐn)?shù)由0增加到38%時(shí)，Sn在α固溶體中溶解度由15%下降到0.75%[8].本文中的Zn為10%左右，Sn僅為0.6%，因此可以推斷Sn在鑄態(tài)時(shí)固溶于基體.

表1 Cu-Zn-Sn-Ni合金的化學(xué)成分(質(zhì)量分?jǐn)?shù))Table 1 Chemical composition of Cu-Zn-Sn-Ni alloy (mass fraction) %

研究不同壓下量的冷軋變形對(duì)Cu-Zn-Sn-Ni合金各項(xiàng)性能的影響，具體變形量如下：6.0→5.4→4.8→4.2→3.6→3.0→2.4→1.8→1.5→1.2→1.0 mm.對(duì)不同厚度的合金帶材在200、300、350、400、450、500、550、600 ℃的溫度下進(jìn)行了1 h的退火處理，確定合金開始發(fā)生再結(jié)晶時(shí)的溫度.

對(duì)經(jīng)過冷軋變形的試驗(yàn)樣品，沿軋向切割金相試樣，經(jīng)研磨、拋光、腐蝕后，在DSX-500光學(xué)顯微鏡下觀察其微觀組織.另外，對(duì)于不同狀態(tài)下的樣品，分別采用SANS CMT-5105型萬能電子試驗(yàn)機(jī)、MH-5L型數(shù)顯維氏硬度計(jì)和Sigmasope SMP10型渦流電導(dǎo)儀對(duì)其抗拉強(qiáng)度、延伸率、硬度和導(dǎo)電率進(jìn)行測(cè)試.

2 試驗(yàn)結(jié)果與分析

2.1 變形量與合金性能的關(guān)系

圖1(a)示出了Cu-Zn-Sn-Ni合金抗拉強(qiáng)度、延伸率與相對(duì)變形量的關(guān)系曲線.圖1(b)為Cu-Zn-Sn-Ni合金維氏硬度、導(dǎo)電率與變形量的關(guān)系曲線.從圖中可以看出，合金經(jīng)冷軋變形后，加工硬化效應(yīng)明顯.隨著變形量的增加，該合金在硬度方面和強(qiáng)度方面都得到了提升，隨之相對(duì)應(yīng)的是合金的延伸率和導(dǎo)電率明顯降低.通過實(shí)驗(yàn)數(shù)據(jù)可以看出，當(dāng)該合金的變形量在大于75%的情況下時(shí)，合金的強(qiáng)度和延伸率趨于穩(wěn)定，強(qiáng)度約為590 MPa，延伸率約為5%左右.對(duì)其分析可知，在冷變形中，位錯(cuò)之間發(fā)生交互作用，形成位錯(cuò)纏結(jié)和割階等，位錯(cuò)密度會(huì)得到很大程度的提升，從而造成合金在強(qiáng)度方面得到了顯著增高，但同時(shí)塑性大幅度降低.隨著變形程度的增加，位錯(cuò)密度達(dá)到一定程度后會(huì)逐漸穩(wěn)定，該合金在強(qiáng)度方面也就達(dá)到了極限值，合金的強(qiáng)度將處于一個(gè)穩(wěn)定范圍.

由圖1(b)可知，在加工硬化過程中，Cu-Zn-Sn-Ni合金的維氏硬度與其強(qiáng)度的變化趨勢(shì)是一致的，但其導(dǎo)電率變化與變形量的變化趨勢(shì)是相反的.當(dāng)變形量達(dá)到75%之后，合金的導(dǎo)電率趨于穩(wěn)定，約為28%IACS，不再有大幅度的變化.這主要是因?yàn)樵诶渌苄宰冃蔚那闆r下，導(dǎo)致晶體缺陷增多，并且隨著晶格畸變程度的加劇，點(diǎn)陣電場(chǎng)的不均勻程度增大，導(dǎo)致電磁波散射的加劇.當(dāng)變形量達(dá)到75%以后，合金內(nèi)部的晶體點(diǎn)陣畸變和晶體缺陷增量達(dá)到了極限，開始趨于穩(wěn)定，因此，此后的冷變形對(duì)合金導(dǎo)電率的影響不大.

圖1 不同相對(duì)變形量對(duì)Cu-Zn-Sn-Ni合金性能的影響曲線Fig.1 Effect of reduction on properties of Cu-Zn-Sn-Ni alloy(a)—抗拉強(qiáng)度、延伸率； (b)—硬度、導(dǎo)電率

2.2 合金性能與退火溫度的關(guān)系

圖2為Cu-Zn-Sn-Ni合金在不同退火溫度下抗拉強(qiáng)度、導(dǎo)電率及延伸率的變化曲線.從圖2(a)中可以看出，當(dāng)退火溫度為200 ℃時(shí)，合金強(qiáng)度略有上升.這主要是因?yàn)楫?dāng)退火溫度為200 ℃時(shí)，α1有序固溶體開始向α2有序固溶體進(jìn)行轉(zhuǎn)變，導(dǎo)致合金的強(qiáng)度略有升高.但是隨著退火溫度的持續(xù)升高，變形量為40%、60%、80%的合金強(qiáng)度呈緩慢降低、劇減，最后緩慢減小的變化趨勢(shì)，而變形量為20%的合金在450 ℃后強(qiáng)度才開始出現(xiàn)緩慢下降的趨勢(shì).

從圖2(c)可以看出，合金的導(dǎo)電率隨退火溫度的升高呈現(xiàn)先增加，隨后降低的變化趨勢(shì)，其中在450 ℃導(dǎo)電率達(dá)到最高.合金在塑性變形的過程中產(chǎn)生了大量的空位、位錯(cuò)，對(duì)電子的散射作用增強(qiáng)，所以加工態(tài)材料的導(dǎo)電率較低.隨著退火溫度的升高，晶體缺陷得以消除，使合金的導(dǎo)電率升高.實(shí)驗(yàn)中觀察到了析出相的存在，這種析出過程也會(huì)使合金的導(dǎo)電率提高.但當(dāng)溫度高于450 ℃后，導(dǎo)電率下降，如圖2(c)所示.這可能是由于Cu-Zn-Sn-Ni合金中的析出相在高溫時(shí)部分重新回溶，使導(dǎo)電率降低.

圖2 退火溫度對(duì)Cu-Zn-Sn-Ni合金抗拉強(qiáng)度、導(dǎo)電率及延伸率的影響Fig.2 The effect of annealing temperature on tensile strength,electrical conductivity and elongation of Cu-Zn-Sn-Ni alloy(a)—抗拉強(qiáng)度；(b)—延伸率；(c)—導(dǎo)電率

2.3 再結(jié)晶溫度范圍的研究

抗拉強(qiáng)度-退火溫度曲線斜率變化的最大部分與合金發(fā)生再結(jié)晶溫度的范圍是相對(duì)應(yīng)的[9].通過實(shí)驗(yàn)結(jié)果可以得到變形量80%的合金開始發(fā)生再結(jié)晶的溫度為400～450 ℃，變形量為60%的合金開始再結(jié)晶的溫度范圍為450～550 ℃，變形量為40%的合金開始再結(jié)晶的溫度范圍為500～550 ℃，變形量為20%的合金再結(jié)晶溫度為550 ℃以上.可以發(fā)現(xiàn)，在變形量增大的情況下，合金開始再結(jié)晶的溫度范圍是降低的.這是因?yàn)殡S著冷變形量的增大，合金晶粒的畸變程度隨之增加，導(dǎo)致再結(jié)晶時(shí)所需要的的驅(qū)動(dòng)力隨之增大，相應(yīng)地提高了合金的再結(jié)晶形核率和晶核的長大速度，從而使合金開始發(fā)生再結(jié)晶的溫度范圍降低[10].

2.4 退火溫度對(duì)合金組織的影響

圖3為80%變形的Cu-Zn-Sn-Ni合金在不同退火溫度下保溫1h后的顯微組織.合金退火過程時(shí)微觀組織的變化主要分為以下三個(gè)階段：回復(fù)、再結(jié)晶和晶粒長大.圖3(a)為冷加工態(tài)，可見晶粒呈現(xiàn)明顯的纖維狀組織.當(dāng)退火溫度為300 ℃時(shí)，晶粒仍呈纖維狀，形狀大小與原始組織相比變化不大(圖3(b)).從圖3(c)中可以看出，當(dāng)退火溫度達(dá)到400 ℃時(shí)，冷軋纖維組織中開始出現(xiàn)非常細(xì)小的等軸晶粒，說明合金已開始發(fā)生再結(jié)晶.當(dāng)溫度達(dá)到450 ℃時(shí)，變形晶粒逐漸由無畸變的等軸晶粒代替，如圖3(d)所示.當(dāng)溫度達(dá)到550 ℃時(shí)，再結(jié)晶基本完成，合金冷軋的纖維狀組織已完全轉(zhuǎn)變成等軸晶粒(圖3(e)).當(dāng)進(jìn)一步升溫達(dá)到600 ℃時(shí)，晶粒組織開始發(fā)生一定程度的長大，如圖3(f)所示.

圖4為80%變形的Cu-Zn-Sn-Ni合金經(jīng)不同退火溫度保溫1 h的TEM顯微組織.從圖中可以看出，在退火初期，位錯(cuò)呈不均勻、局部高密度區(qū)，胞壁處位錯(cuò)密度較大，而在位錯(cuò)胞內(nèi)部較小，如圖4(a)所示.隨著退火溫度的升高，位錯(cuò)密度有所下降，如圖4(b)所示.當(dāng)進(jìn)一步升溫到達(dá)500℃時(shí)，可以看到無畸變的等軸晶粒代替了變形組織，此時(shí)已發(fā)生完全再結(jié)晶，如圖4(c)所示.同時(shí)，仍可以觀察到一些析出相.

3 結(jié) 論

(1)Cu-Zn-Sn-Ni合金經(jīng)冷軋變形后，加工硬化效果明顯.變形量為80%時(shí)，其強(qiáng)度可達(dá)590 MPa，延伸率為5.6%，導(dǎo)電率為28.2%IACS.

(2)隨著冷變形量增大，合金的抗拉強(qiáng)度和維氏硬度逐漸升高，延伸率和導(dǎo)電率降低.而當(dāng)變形量大于75%時(shí)，合金的強(qiáng)度、硬度、延伸率和導(dǎo)電率都趨于穩(wěn)定.

(3)合金開始再結(jié)晶的溫度范圍隨變形量的增大而降低.研究表明，變形量80%的Cu-Zn-Sn-Ni合金開始發(fā)生再結(jié)晶的溫度范圍為400～450 ℃，變形量為60%的合金再結(jié)晶溫度為450～550 ℃，變形量為40%的合金再結(jié)晶溫度為500～550 ℃，變形量為20%合金的再結(jié)晶溫度為550 ℃以上.