Acta Metallurgica Sinica  2016 , 52 (11): 1477-1483 https://doi.org/10.11900/0412.1961.2016.00073

Orginal Article

超细晶Cu-Cr-Zr合金的高温拉伸性能及断裂机制*

王庆娟, 周晓, 梁博, 周滢

西安建筑科技大学冶金工程学院, 西安 710055

HIGH TEMPERATURE TENSILE PROPERTIES AND FRACTURE MECHANISM OF ULTRA-FINE GRAIN Cu-Cr-Zr ALLOY

WANG Qingjuan, ZHOU Xiao, LIANG Bo, ZHOU Ying

School of Metallurgical and Engineering, Xi'an University of Architecture & Technology, Xi'an 710055, China

通讯作者:  Correspondent: WANG Qingjuan, professor, Tel: 13992855259, E-mail: jiandawqj@163.com

收稿日期: 2016-03-4

网络出版日期:  2016-11-23

版权声明:  2016 《金属学报》编辑部 《金属学报》编辑部

基金资助:  * 国家自然科学基金资助项目51104113

作者简介:

作者简介: 王庆娟, 女, 1973年生, 教授

展开

摘要

研究了2种变形处理方式下的超细晶Cu-Cr-Zr合金从室温到600 ℃的拉伸性能、断口微观组织特征及其断裂机制. 结果表明: 经4道次等径弯曲通道挤压(ECAP)+时效+4道次ECAP变形处理的合金(No.1试样)的抗拉强度随拉伸温度的升高而降低, 室温时, 合金抗拉强度为577.17 MPa, 延伸率为14.6%; 在300 ℃开始发生动态再结晶软化, 抗拉强度迅速减小, 到600 ℃时抗拉强度仅为59.12 MPa. 经过8道次ECAP+时效变形处理的合金(No.2试样), 室温抗拉强度为636.71 MPa, 延伸率为12.1%; 从400 ℃开始析出相对晶界的钉扎作用开始逐渐减弱, 抗拉强度大幅降低, 600 ℃时的抗拉强度为65.20 MPa. No.2试样比No.1试样具有更好的室温性能和热稳定性. 2种方式处理下合金延伸率随拉伸温度的升高而升高, 在高温下都表现出超塑性. 高温拉伸断口微观形貌为大量密集、深入的韧窝, 其高温断裂机制为微孔聚集的韧性断裂.

关键词: Cu-Cr-Zr合金, ; 超细晶, ; 高温拉伸, ; 断裂机制

Abstract

Cu-Cr-Zr alloy usually applys to the complex environment at high temperature. The mechanical behaviors of alloy are different from the condition of normal temperature. At high temperature, grains and precipitates of ultra-fine grain Cu-Cr-Zr alloy become coarse and it would affect the hot deformation behavior of alloy. To solve the thermal stability of the ultra-fine grain materials, the grain growth mechanism and the driving force of ultra-fine grain materials must be studied, as well as trace elements on the thermal stability mechanism. Tensile properties, microstructure of fracture and fracture mechanism of ultra-fine grain (UFG) Cu-Cr-Zr alloy made by two different treatment methods were studied at the temperature range of room temperature to 600 ℃. The results show that the ultimate tensile strength (UTS) of alloys decreases with increasing temperature. The UTS and elongation of No.1 alloys are about 577.17 MPa and 14.6% at room temperature, respectively. And No.1 alloy start to occur dynamic recrystallization and UTS decreases fast at 300 ℃. The UTS of No.1 alloy are only 59.12 MPa at 600 ℃. The UTS and elongation of No.2 alloy are about 636.71 MPa and 12.1% at room temperature, respectively. The pinning effect by precipitation on grain boundary in the No.2 alloy begins to weaken at 400 ℃. The UTS of No.2 alloy decreases fast and are only 65.20 MPa at 600 ℃. Compared to No.1 alloy, No.2 alloy have better room temperature property and thermal stability. The elongation of all alloys increases with increasing temperature and show superplasticity on elevated temperature. The high temperature tensile fracture morphologies are an intense and deep dimple pattern. The high temperature fracture mechanism is ductile fracture by gathered microporous.

Keywords: Cu-Cr-Zr ; alloy, ; ultra-fine ; grain, ; high ; temperature ; tension, ; fracture ; mechanism

0

PDF (1331KB) 元数据 多维度评价 相关文章 收藏文章

本文引用格式 导出 EndNote Ris Bibtex

王庆娟, 周晓, 梁博, 周滢. 超细晶Cu-Cr-Zr合金的高温拉伸性能及断裂机制*[J]. , 2016, 52(11): 1477-1483 https://doi.org/10.11900/0412.1961.2016.00073

WANG Qingjuan, ZHOU Xiao, LIANG Bo, ZHOU Ying. HIGH TEMPERATURE TENSILE PROPERTIES AND FRACTURE MECHANISM OF ULTRA-FINE GRAIN Cu-Cr-Zr ALLOY[J]. Acta Metallurgica Sinica, 2016, 52(11): 1477-1483 https://doi.org/10.11900/0412.1961.2016.00073

Cu-Cr-Zr系高强高导合金是一种典型的沉淀强化型铜合金, 具有优异的物理性能和机械性能, 被广泛应用于电力引线、电阻焊电极、连铸机结晶器铜板、集成电路引线框架、热交换材料等领域[1~4], 是各国为满足电力、电子、冶金、航空航天和原子能等高科技领域对高性能铜合金需求而竞相研究与开发的重点[5~7]. 晶粒尺寸的大小对金属及其合金的机械性能和物理性能具有很重要的影响, 当材料晶粒细化至纳米晶尺寸时, 不仅综合力学性能得到改善, 而且物理化学性能等也将发生显著变化[8]. Segal等[9]发明的等径弯曲通道挤压(equal channel angular pressing, ECAP)工艺, 其变形设备简易、操作简单, 能有效地细化晶粒, 可在相对较低的温度下, 通过高压和大的变形制备出块体亚微米或纳米级超细晶组织材料, 其优越性受到广泛关注[10~13]. Cu-Cr-Zr合金通过冷变形与时效结合, 能有效提升合金的力学和导电性能[14]. 将Cu-Cr-Zr合金进行不同的ECAP变形和时效工艺, 能有效细化晶粒, 并改变第二相的分布, 使其具有独特的组织性能[15~17].

ECAP工艺制备材料的微观结构特征是含有高密度位错的大角度晶界以及晶界上的非平衡结构; 位错分布不均匀, 在热力学上处于不稳定状态, 在适当的外界条件下将向稳定态转化, 其热稳定性与常规材料相比表现出不同特征[18~20]. 大塑性变形过程中的晶粒细化通常是由低角度晶界和高角度晶界的形成和迁移决定. 析出相通过影响低角度晶界向高角度晶界的转变, 同时钉扎位错和晶界, 在晶粒细化中扮演重要角色. 另外, 大体积分数的纳米级析出相促进剪切带的形成, 同时为再结晶提供潜在形核位置[21]. Cu-Cr-Zr合金冷变形时效强化后, 析出相对晶界起到钉扎作用, 再结晶形核和长大会受到阻碍, 增加了材料的稳定性. Cu-Cr-Zr合金在时效析出过程中, 由于Cr和Zr的交互作用, 不仅使Cr和Zr的析出相变得细小, 还使析出相由片状变为颗粒状, 主要形成高度弥散的Cr粒子及部分Cu4Zr粒子, 钉扎晶界阻碍其移动, 使材料的硬度和强度得到提高[14,22]. Cu-Cr-Zr合金通常应用于复杂的高温环境, 因此在一些热环境下服役[23,24], 其材料的力学行为与常温条件下具有很大的不同, 超细晶Cu-Cr-Zr合金在受热条件下会发生晶粒粗化, 弥散析出相的粗化、溶解, 而且由于时效析出相尺寸、种类的不同, 合金的热变形行为将会受到不同的影响. 要想解决超细晶材料的热稳定性问题, 就必须对超细晶材料晶粒长大机制和驱动力以及微量元素对热稳定性影响机制等问题进行研究. 为此, 本工作通过2种不同ECAP冷变形与时效处理得到的超细晶Cu-Cr-Zr合金, 通过室温到600 ℃的拉伸实验, 重点研究了超细晶Cu-Cr-Zr合金的高温拉伸性能和断口特征, 并分析了其高温断裂机制.

1 实验方法

实验采用高纯电解Cu (99.9%), 工业纯Zr颗粒以及Cu-Cr中间合金熔炼制备Cu-0.85Cr-0.1Zr (质量分数, %)合金铸锭, 将铸锭加热保温后开始锻造. 锻态合金经980 ℃, 40 min固溶处理, 机加工为14.5 mm×14.5 mm×80.0 mm的方棒试样用于ECAP 实验. 利用ECAP与时效处理结合分2条途径进行变形加工: (1) ECAP (1~4道次)+480 ℃时效3 h+ECAP (5~8道次) (No.1试样); (2) ECAP (1~8道次)+460 ℃时效1 h (No.2试样). ECAP变形在常温下进行, 模具内角Φ=90°, 采用ECAP路径(每两个道次变形之间将试样按同一方向旋转90°进入下一道次)实施1~8道次变形, 变形速率为0.5 mm/s.

拉伸性能测试在配有高温炉的Instron8801电子万能试验机上进行, 应变速率为4.3×10-4 s-1, 实验温度为室温至600 ℃. 为了避免试样产生过热现象, 200~600 ℃拉伸实验时, 升温至实验温度以上5 ℃左右后装样, 试样达到实验温度后保温5 min, 然后进行加载. 拉伸试样标距区截面为2 mm×3 mm, 长度为13 mm, 拉伸试样的轴平行于最后一次挤出方向. 利用JEM-200CX型高分辨透射电子显微镜(HRTEM)进行变形和拉伸试样微观组织观察, 加速电压为160 kV. 采用JSM-5800扫描电镜(SEM)观察合金的拉伸断口形貌.

2 实验结果

2.1 超细晶Cu-Cr-Zr合金微观组织

图1为2种ECAP变形与时效工艺下Cu-Cr-Zr合金的微观组织. 可以看出, 经过2种工艺处理后合金的组织有很大的区别. 由图1a可见, No.1试样具有很强的变形组织特征, 位错密度很高并且相互缠结, 平均晶粒尺寸为300~400 nm. 在4道次ECAP变形时效后再进行4道次ECAP塑性变形, 由于时效析出相的作用, 随着变形的进行, 位错大量增殖, 与析出相交互作用发生堆积, 分布杂乱的位错逐渐生成胞状组织, 位错分布很不均匀, 在析出相密集处, 位错密度较高. 由于大量位错与析出相缠结聚集在一起, 很难清晰地观察到时效析出相. 从图1b可以得到, No.2试样由于8道次ECAP变形后再时效, 使变形组织得到回复, 位错密度大大降低, 平均晶粒尺寸为200~300 nm, 在晶粒内部能清晰地看到析出的第二相粒子. Cheng等 [22]发现, Cu-Cr-Zr-Mg在450和550 ℃时效过程析出相主要为Cr相, 且时效过程中伴随着相结构的转变: 过固溶体→有序的fcc富Cr相→有序的bcc富Cr相. 图1b中析出相主要为硬质Cr相, 细小均匀, 其尺寸大约为10 nm, 弥散分布在基体上.

图1   2种等径弯曲通道挤压(ECAP)变形与时效工艺下Cu-Cr-Zr合金的微观组织

Fig.1   OM images of Cu-Cr-Zr alloy by two different equal channel angular pressing (ECAP) and ageing treatment(a) specimen No.1 (4 passes ECAP+ageing+4 passes ECAP) (b) specimen No.2 (8 passes ECAP+ageing)

图2为不同ECAP变形和时效处理后Cu-Cr-Zr合金在400 ℃拉伸时断口附近的微观组织. 当拉伸温度达到400 ℃时, 与图1a相比, No.1试样中位错大量减少, 亚晶界处位错重新调整、组合及湮灭, 从而使得亚晶有所长大, 基体中出现再结晶迹象, 还能观察到部分析出相, 晶粒分布很不均匀, 大部分晶粒增大到约500 nm. 由图2b可知, No.2试样由于晶内和晶界析出相与拉伸变形的交互作用, 位错产生缠结, 与图1b相比位错密度升高, 同时析出相大量聚集在晶界处, 有效地钉扎晶界, 未发生再结晶, 有效地提高了ECAP制备超细晶Cu-Cr-Zr合金的热稳定性.

图2   2种ECAP变形与时效工艺下Cu-Cr-Zr合金400 ℃拉伸变形后的微观组织

Fig.2   Microstructures of Cu-Cr-Zr alloy after tensile deformation at 400 ℃(a) specimen No.1 (b) specimen No.2

2.2 超细晶Cu-Cr-Zr合金的热变形行为

图3为Cu-Cr-Zr合金在不同实验温度下的拉伸应力-应变曲线. 随着温度的升高, 2种处理途径合金的变化趋势一致, 其抗拉强度和屈服强度均随温度的升高而下降, 延伸率逐渐增大(图4), 2者在高温下的均匀塑性变形阶段所占比例增大, 逐渐超过变形量的50%, 失稳变形减小, 表现出较好的塑性. 由图4可知, 在室温时, No.1试样的抗拉强度为577.17 MPa, 这主要是因为ECAP变形产生的大量位错缠结造成加工硬化, 4道次后时效处理产生析出强化作用, 同时ECAP变形使组织均匀细化, 拉伸时应力分布均匀, 从而获得较高拉伸强度; 其室温延伸率为14.6%. No.2试样的室温抗拉强度为636.71 MPa, 主要是析出强化作用, 时效前对合金进行冷变形处理, 能大幅度提高合金的强度, 大大增加了合金内部的空位、位错等缺陷密度和数量, 使点阵畸变和内能升高, 不仅出现形变强化现象, 也为时效过程中的析出相提供较好的析出核心和析出激活能, 增强析出强化的效果, 其室温延伸率为12.1%. 室温下No.2试样的抗拉强度比No.1试样高约60 MPa, 可见, 由时效引起的析出强化比冷变形强化的效果更好.

图3   2种ECAP变形与时效工艺下Cu-Cr-Zr合金的拉伸应力-应变曲线(a) specimen No.1 (b) specimen No.2

Fig.3   Tensile stress-strain curves of Cu-Cr-Zr alloy by two different ECAP and ageing treatment

图4可以看出, 当拉伸温度在300 ℃及以上时, No.1试样的强度大幅度下降, 在600 ℃时合金的抗拉强度仅为59.12 MPa, 而延伸率为141.5%. 与室温时相比, 抗拉强度下降了约90%, 表现出较好塑性. 抗拉强度的迅速减小是因为No.1试样在300 ℃时开始发生动态再结晶, 晶核在变形金属基体中开始形成和长大, 使位错密度降低(图2a), 在400 ℃时几乎看不到位错, 只有部分析出相散布在基体上, 且出现了再结晶迹象, 再结晶的软化作用抵消了塑性变形所产生的加工硬化效应, 合金的热塑性作用增大, 在外力作用下, 导致内应力松弛, 金属变形抗力减小. 故而, 其抗拉强度在400 ℃时急剧降至241.73 MPa (图4).

图4   2种ECAP变形与时效工艺下Cu-Cr-Zr合金的抗拉强度和延伸率随温度的变化

Fig.4   Tensile strength (σb) and elongation (δ) of Cu-Cr-Zr alloy as a function of temperature (T) by two different ECAP and ageing treatment

当温度在400 ℃及以上时, No.2试样才开始软化, 由图2b可知, 合金在400 ℃时依然保持着很好的稳定性, 析出相紧密聚集在晶界处, 不仅对晶界起到很好的钉扎作用, 同时阻碍位错的运动, 对稳定组织起到重要作用, 故其在400 ℃时的抗拉强度还能达到400.85 MPa, 比No.1试样的抗拉强度大160 MPa (图4). 而600 ℃时合金的抗拉强度为65.20 MPa, 延伸率为162.0%. 与室温时相比, 抗拉强度也下降了约90%, 也表现出较好塑性. 这是由于No.2试样在400 ℃时热激活作用开始增强, 原子平均动能增大, 晶界滑移和位错运动阻力减小, 位错密度降低, 析出相对晶界的钉扎作用开始逐渐消失, 晶粒尺寸由初始的约300 nm增大到500 nm左右, 进而导致合金迅速软化.

对比来看, 在相同温度条件下, No.2试样表现出更高的抗拉强度, 析出相的钉扎作用拥有更好的高温热稳定性; 但延伸率总体低于No.1试样, 400 ℃以上开始大幅度增加, 由图3可知, 从500 ℃开始No.2试样软化速率才趋于平缓, 对比来看, No.1试样从300 ℃开始就表现出平缓的软化速率, 2种方式处理下的合金都表现出良好的高温塑性. 可见, ECAP+时效处理是强化合金的有效手段. 温度升高时, 晶粒内自由能增大, 析出相对晶界钉扎作用减弱, 晶粒长大, 导致合金的强度下降.

2.3 高温拉伸断口形貌

图5和6分别是No.1和No.2试样不同实验温度下拉伸断口形貌. 图5a~c分别为室温、300 ℃和600 ℃时拉伸的宏观断口. 断口呈杯锥状, 断口由平坦逐渐变的参差不齐, 并且由于高温氧化的原因, 断口逐渐发乌, 600 ℃拉伸断口呈现较深的黑色. 随着温度的升高, 断面尺寸急剧减小, 试样产生明显颈缩, 断口附近组织破坏逐渐加重, 断口附近出现了明显的“河流状”褶皱纹路, 其垂直于拉伸方向, 这是由晶粒变形的不均匀性造成的, 说明断裂前发生了剧烈的塑性变形, 表明材料具有很好的高温塑性. 由图5d可知, 室温的微观断口为韧窝断口形貌, 韧窝较浅且分布不均. 由图5e可知, 当拉伸温度为300 ℃时, 韧窝断口更加明显, 韧窝密度变大, 韧窝内壁出现新的小韧窝, 韧窝特征由撕裂型逐渐向等轴型转变. 由图5f可知, 材料在600 ℃拉伸时发生了更大的塑性变形, 韧窝更深了, 可以观察到韧窝壁上如沙滩纹的拉伸痕迹, 表明了材料极好的高温塑性.

图5   No.1试样在不同温度下的拉伸断口形貌

Fig.5   Low (a~c) and high magnified (d~f) SEM images for fracture morphologies of specimen No.1 at 20 ℃ (a, d), 300 ℃ (b, e) and 600 ℃ (c, f)

图6可以看出, No.2试样断口形貌与No.1试样相似, 断口特征主要为大量韧窝. 由图6a可知, 室温的微观断口也为韧窝特征, 韧窝深浅不一, 与室温时No.1试样相比韧窝更密更深. 当拉伸温度为300和400 ℃时, 由图6b和c可知, 韧窝变深变大, 韧窝内壁出现新的小韧窝, 且韧窝内留有一些第二相粒子. 由图6d可知, 当拉伸温度为600 ℃时, 同时有韧窝和较大塑孔出现, 韧窝呈现“旋涡”状, 从韧窝壁上也能看到一圈圈明显的沙滩纹状拉伸痕迹, 韧窝变得更深, 材料在断裂前发生了剧烈的塑性变形, 在高温下表现出很好的塑性.

图6   No.2试样在不同温度下的拉伸断口形貌

Fig.6   SEM images for fracture morphologies of specimen No.2 at 20 ℃ (a), 300 ℃ (b), 400 ℃ (c) and 600 ℃ (d)

3 分析讨论

比较2组不同途径处理的Cu-Cr-Zr合金的拉伸试样断口形貌, 未发现明显差别, 拉伸断口均为韧窝状韧性断裂断口, 属于典型的微孔聚集型. 由于合金中析出相与基体结合强度较高, 故显微孔洞形核、长大的时间发生在颈缩之后, 即Cu-Cr-Zr合金的断裂机理主要为材料先发生颈缩, 然后在第二相质点处形成的空洞长大、扩展、聚合, 直至彼此连接而导致断裂, 最后发生断裂的区域为韧窝区.

室温时, Cu-Cr-Zr合金在时效析出过程中, 主要析出大量弥散的Cr粒子, 钉扎晶界阻碍其移动, 使材料的硬度和强度得到提高. 温度升高后, 合金晶粒长大, No.1试样在300 ℃时开始发生动态再结晶, 晶核在变形金属基体中开始形成和长大, 使位错密度降低, 再结晶的软化作用抵消了塑性变形所产生的加工硬化效应, 合金的热塑性作用增大, 在外力作用下, 导致内应力松弛, 金属变形抗力减小; No.2试样中的析出相从400 ℃开始逐渐减弱对晶界的钉扎作用, 晶粒内自由能增大, 基体的稳定性下降, 进而导致合金的软化, 使合金的强度降低. 在进行高温拉伸实验时, 晶界处位错等各种缺陷集中, 高温激活能加剧了原子扩散, 晶界强度迅速降低, 使位错阻力减小, 加快了位错移动速度, 加速了塑孔扩展速率, 使其发生聚合长大形成较大塑孔[25].

No.1试样在室温时的主要强化机制是变形时产生的大量位错的缠结(图1a)及ECAP变形的细晶强化作用. 当温度升高时, 位错密度及位错阻力减小, 位错运动速度加快, 显微空洞形成及扩展进程加速, 到400 ℃时材料内几乎观察不到位错的缠结(图2a). 由图4可知, 材料在300 ℃抗拉强度开始迅速减小, 这是由于材料在300 ℃时开始发生动态再结晶, 抵消了部分加工硬化作用, 抗拉强度开始急剧减小, 随着温度升高, 材料滑移变形更充分, 同时由拉伸断口微观形貌可知(图5), 韧窝沿拉伸方向伸展长大, 孔洞加深. 而高温拉伸时变形主要为晶界滑移, 再结晶增加了晶界, 提高了材料的塑性, 故其延伸率变大.

对于No.2试样, 其高温强化手段主要是弥散的第二相(图1b)的强化作用, 钉扎着晶界和晶粒. 如图2b所示, 析出相大量聚集钉扎在晶界处, 且基体中出现由拉伸产生的位错, 使材料在400 ℃时还保持较好的热稳定性. 这样的钉扎作用保持到400 ℃(图4), 随着温度进一步升高, 材料开始失稳, 抗拉强度开始急剧下降. 这是由于析出相作为硬质相对晶界的钉扎作用在400 ℃开始逐渐消失, 热激活作用增强, 原子平均动能增大, 位错运动阻力减小, 晶界强度和晶粒的强度都降低, 晶界变形阻力减小, 原子变得容易扩散, 晶界滑动阻力减小, 晶界滑移充分, 由断口微观形貌观察可知(图6), 韧窝加深加大, 且观察到部分第二相粒子. 温度再升高, 材料的塑性变形更加剧烈, 600 ℃ 时韧窝壁上一圈圈明显的沙滩纹状拉伸痕迹进一步印证了材料良好的高温塑性.

因此, 温度较低的时候, 断口表现特征为韧窝, 随温度的升高, 韧窝密度加大且变深变大, 逐渐由撕裂型转变为等轴型, 并出现较大塑孔. 高温下由于热激活能原子容易迁移, 原子间结合能力减弱, 断口形貌由塑孔和韧窝特征将逐渐转变为以塑孔为主. 而且由于拉伸应力超过材料屈服强度时发生塑性变形, 颈缩时产生的三向应力, 致使位错发生堆积, 不同滑移面上的位错沿塑孔方向推动, 使塑孔不断扩展, 直至断裂.

4 结论

(1) 随着拉伸温度的升高, 2种处理状态下的Cu-Cr-Zr合金抗拉强度均逐渐减小, 延伸率均逐渐增大. 室温时, No.1试样的抗拉强度为577.17 MPa, 延伸率为14.6%; 当拉伸温度达到300 ℃及以上时, 合金开始发生动态再结晶, 合金的强度大幅度下降; 在600 ℃时合金的抗拉强度仅为59.12 MPa, 而延伸率为141.5%. No.2试样在室温的抗拉强度为636.71 MPa, 延伸率为12.1%; 当温度在400 ℃及以上时, 析出相对晶界的钉扎作用开始逐渐消失, 强度开始锐减; 600 ℃时合金的抗拉强度为65.20 MPa, 延伸率为162.0%.

(2) No.2试样比No.1试样具有更好的室温性能和热稳定性. 析出相对晶界的钉扎作用在400 ℃依然保持较好的稳定性, 说明ECAP+时效处理是强化Cu-Cr-Zr合金的有效手段.

(3) 2种处理状态下的Cu-Cr-Zr合金在室温到600 ℃范围内合金断裂方式都表现为韧性韧窝断裂, 且随温度的升高, 韧窝沿拉伸方向伸展长大, 孔洞加深, 表现出很好的高温塑性.

The authors have declared that no competing interests exist.


/