納米彌散強(qiáng)化銅合金短流程制備方法及其相關(guān)基礎(chǔ)問(wèn)題研究.pdf

1、本文研究了雙束熔體原位反應(yīng)-快速凝固法和簡(jiǎn)化內(nèi)氧化法兩種納米彌散強(qiáng)化銅合金短流程制備技術(shù)，制備了Cu-TiB2與Cu-Al2O3兩個(gè)系列的納米彌散強(qiáng)化銅合金，并對(duì)兩種合金的力學(xué)性能、電學(xué)性能、加工性能以及組織結(jié)構(gòu)演變規(guī)律進(jìn)行了研究。 利用研究結(jié)果對(duì)雙束熔體原位反應(yīng)器進(jìn)行了理論設(shè)計(jì)，確定了反應(yīng)器實(shí)驗(yàn)室原型扁型噴嘴厚度2b0的合理取值范圍(0.5mm<2b0<3.0mm)、噴射角度θ取值范圍(40～60°)以及反應(yīng)腔體相關(guān)尺寸范圍。

2、對(duì)Shangguan模型進(jìn)行外推，研究了凝固界面與前端粒子間相互作用以及熔體中粒子間的相互作用，發(fā)現(xiàn)冷卻速率V只有在滿足VCI

3、2b0=1.0～2.5mm，θ=50°；熔煉溫度：Cu-Ti合金1400～1500℃，Cu-B合金1300～1400℃；送氣壓力：0.2～0.35MPa。在上述研究的基礎(chǔ)上，成功制備了三種濃度Cu-TiB2合金，其綜合性能分別為：Cu-0.45wt％TiB2合金：HV=102，σb=389MPa，σ0.2=330MPa，δ=21％，相對(duì)電導(dǎo)率=92％IACS；Cu-1.6wt％TiB2合金：HV=142，σb=456MPa，σ0.2=4

4、15MPa，δ=14％，相對(duì)電導(dǎo)率=81％IACS；Cu-2.5wt％TiB2合金：HV=169，σb=542MPa，σ0.2=511MPa，δ=12％，相對(duì)電導(dǎo)率=70％IACS。三種濃度合金基體內(nèi)均彌散分布有大量納米TiB2粒子。 4、利用TEM對(duì)Cu-TiB2合金的TiB2粒子尺寸和晶粒尺寸的分布進(jìn)行了統(tǒng)計(jì)，發(fā)現(xiàn)合金基體內(nèi)尺寸在50～75nm的TiB2粒子頻率最高。隨著合金濃度增加，原位合成的納米粒子體積分?jǐn)?shù)不斷增加，晶粒

5、尺寸則不斷減小。利用上述統(tǒng)計(jì)結(jié)果對(duì)Cu-TiB2合金強(qiáng)化機(jī)制和導(dǎo)電機(jī)制進(jìn)行了研究。結(jié)果表明，彌散強(qiáng)化和細(xì)晶強(qiáng)化是Cu-TiB2合金的兩種主要強(qiáng)化機(jī)制，其中彌散強(qiáng)化的貢獻(xiàn)大于細(xì)晶強(qiáng)化的。低濃度Cu-0.45wt％TiB2合金電導(dǎo)率計(jì)算值與實(shí)測(cè)值相差較小，隨著所制備合金濃度的增加，材料的電導(dǎo)率的計(jì)算值與實(shí)測(cè)值相差也逐漸增加。影響Cu-TiB2合金強(qiáng)度及電導(dǎo)率的主要因素是殘余的溶質(zhì)元素Ti、B以及原位反應(yīng)合成的TiB2粒子的含量和尺寸等。

6、 5、針對(duì)Cu-Al2O3合金傳統(tǒng)內(nèi)氧化工藝復(fù)雜，過(guò)程難以控制，產(chǎn)品質(zhì)量不穩(wěn)定，生產(chǎn)成本高等問(wèn)題，進(jìn)行了簡(jiǎn)化內(nèi)氧化工藝研究。簡(jiǎn)化的工藝流程如下：Cu-Al母合金熔煉→霧化制粉→與適量氧化劑混合→在預(yù)先控制氣氛條件下內(nèi)氧化并在線進(jìn)行真空熱壓→熱擠壓成棒材。省去了傳統(tǒng)工藝中內(nèi)氧化→破碎篩分→還原→破碎篩分→冷等靜壓制坯→真空燒結(jié)→包套、抽真空、封口等諸多繁雜工序，大大縮短了生產(chǎn)周期，避免了中間環(huán)節(jié)造成的氧污染，提高了產(chǎn)品質(zhì)量。利用該簡(jiǎn)化

7、工藝制備的兩種典型濃度的Cu-Al2O3彌散強(qiáng)化銅合金在熱擠壓態(tài)性能分別為：Cu-0.23vol％Al2O3合金：HV=85，σb=260MPa，σ0.2=195MPa，δ=30％，相對(duì)電導(dǎo)率=96.5％IACS；Cu-2.7vol％Al2O3合金：HV=145，σb=580MPa，σ0.2=521MPa，δ=13％，相對(duì)電導(dǎo)率=82％IACS。 6、Cu-Al2O3彌散強(qiáng)化銅合金冷軋過(guò)程中會(huì)出現(xiàn)加工軟化現(xiàn)象，隨著Al2O3濃度

8、的增加，加工軟化特性不斷減弱。通過(guò)TEM觀察建立了位錯(cuò)與彌散粒子間相互作用模型，認(rèn)為加工軟化的原因是：在大變形量冷軋過(guò)程中異號(hào)位錯(cuò)間發(fā)生湮滅，它使得相鄰位錯(cuò)胞合并和長(zhǎng)大，從而導(dǎo)致合金硬度下降，最終出現(xiàn)加工軟化現(xiàn)象。單向軋制的彌散強(qiáng)化銅合金各向異性顯著，橫向強(qiáng)度均遠(yuǎn)低于縱向的，且沿橫向拉伸過(guò)程中會(huì)出現(xiàn)獨(dú)特的應(yīng)力波動(dòng)或陡降現(xiàn)象。金相和拉伸斷口研究表明，單向軋制會(huì)使彌散強(qiáng)化銅合形成結(jié)合界面較弱的纖維組織，它使得橫向拉伸時(shí)出現(xiàn)沿纖維界面劈裂現(xiàn)象

9、。纖維組織和沿纖維界面劈裂是Cu-Al2O3合金產(chǎn)生各向異性的根本原因。交叉軋制可有效避免Cu-Al2O3合金各向異性。 7、Cu-Al2O3彌散強(qiáng)化銅合金在室溫沿縱橫兩個(gè)不同方向進(jìn)行壓縮時(shí)，隨著應(yīng)變速率的增加，流變應(yīng)力均不斷增加，但縱向壓縮流變應(yīng)力要高于橫向的。利用滑移面和滑移方向旋轉(zhuǎn)模型以及運(yùn)動(dòng)位錯(cuò)與彌散粒子相互作用模型可較好的解釋這一規(guī)律。Cu-Al2O3合金高溫?zé)釅嚎s變形是一個(gè)熱激活過(guò)程；沿同一方向壓縮時(shí)高濃度合金的激活能高于低

10、濃度的，兩種濃度合金沿縱向壓縮的激活能均高于相應(yīng)合金沿橫向壓縮的。根據(jù)Cu-Al2O3合金高溫壓縮實(shí)驗(yàn)求出的相關(guān)材料常數(shù)，建立了峰值屈服應(yīng)力與應(yīng)變速率以及溫度之間的本構(gòu)方程。對(duì)于Cu-0.23vol％Al2O3合金，高溫變形本構(gòu)方程為： 橫向：ε=[sinh(0.0124836σ)]4.39909exp(11.65218-99.848×103/RT)縱向：ε=[sinh(0.0060780σ)]8.8621exp(23.2261

11、1-183.614×103/RT)對(duì)于Cu-2.7vol％Al2O3合金，高溫變形本構(gòu)方程為： 橫向：ε=[sinh(0.0076530σ)]4.2076exp(14.84478-120.59×103/RT)縱向：ε=[sinh(0.0056380σ)]8.52908 exp(26.31261-209.892×103/RT)8.金相組織觀察表明，當(dāng)合金沿橫向壓縮時(shí)，隨著熱壓縮溫度的不斷升高，纖維組織不斷弱化，纖維邊界以及內(nèi)部出現(xiàn)