上引连铸Cu-Sn-La多晶合金热变形行为研究

花思明

中铁建电气化局集团康远新材料有限公司，江苏 无锡 214400

铜合金具有优良的导电性能、机械性能，是一种综合性能优良的结构功能材料，被广泛应用于大规模集成电路的引线框架、电气化铁路接触网导线、开关触桥、结晶器内衬、高脉冲磁场导体和牵引电动机转子中[1]。

目前，国内外对铜合金的热变形行为已经进行了较多的研究，主要有Cu-Fe、Cu-Ni-Si、Cu-Ag、Cu-Cr-Zr、Cu-Cr-Zr-Ce、Cu-Mg、Cu-Al等合金，但对电气化铁路接触线用的Cu-Sn系合金研究较少。连续挤压工艺具有能耗低、成品率高等优点，在电气化铁路接触网线材的生产中应用广泛，但由于接触网线材用铜合金变形温度高、变形抗力大、热变形行为复杂，连续挤压工艺的优化过程极为复杂，对Cu-0.55Sn合金的热变形行为的研究有助于优化Cu-Sn合金连续挤压工艺。在铜合金中加入少量的稀土元素能净化合金的基体和晶界，改善和提高合金的导电率、软化温度和强度，考虑加入0.08%La，以进一步改善Cu-0.55Sn合金的性能[2]。

文章对Cu-0.55Sn-0.08La合金进行了热压缩变形试验研究，对比研究了流变应力与应变量、应变速率以及变形温度之间的关系，研究了其动态再结晶行为以及组织变化，为合金的连续挤压工艺提供了理论依据。

1 试验原料及方法

以A 级铜Cu-CATH-1（纯度 99.99%）、Sn（纯度99.95%）、块状La（纯度99.5%）为试验原料，在500kg工频感应熔炼炉中熔炼，通过上引连铸机连铸成Ф20mm杆坯，合金元素的质量分数为Sn0.55%、La0.08%，其余为铜（Cu-0.55Sn-0.08La合金），将Ф20mm杆坯加工成Ф8×12mm样品。

Cu-0.55Sn-0.08La合金热模拟压缩试验温度为400～700℃，应变速率为0.01～10s-1，总压缩应变量约为0.6(真应变)。试验前对样品两端进行润滑处理，防止在热压缩变形过程中出现不均匀变形等情况。试验时样品以5K/s的温升速率加热，将样品加热至设定温度后保温3min，然后根据试验方案进行热压缩试验，试验完成后样品即刻进行水淬处理，保留其变形组织状态。

样品纵向切开（见图1）后进行磨制、抛光，腐蚀浸泡30～45s，用金相显微镜进行组织观察。由于不同铸造晶粒的取向不同，不同程度的浸蚀导致出现不同颜色的单相组织。边缘部分可以看到水平冷却方向和向上垂直运动合成而形成的斜生柱状晶，铸锭中心冷却强度减小，出现少部分尺寸较小的晶粒。

图1 热压缩前后试样外观示意图及未压缩样金相图

2 结果和讨论

2.1 合金应力应变行为

不同温度、应变速率下合金的真实应力-应变曲线见图2。在一定变形温度下，随应变速率的提高，流变应力和应力峰值均增大，表明Cu-Sn-La合金应变速率敏感性呈正相关；在一定应变速率下，随温度的升高流变应力和应力峰值降低，表明该合金是热敏感性合金。由于流变曲线的形状取决于初始晶粒尺寸和稳定的DRX晶粒尺寸，相比动态压缩后的再结晶的晶粒尺寸，该试验样品初始晶粒尺寸极大，因此应力-应变曲线没有出现峰值或仅出现一个峰值。另外，流变曲线的形状在很大程度上取决于样品的溶质浓度[3-4]。在相同的变形条件下，合金铜的流变应力（包括峰值和稳态流动应力）总是高于纯铜。该试验样品质量分数为Sn0.55%、La0.08%，其余为铜（Cu-0.55Sn-0.08La合金），溶质元素Sn、Cu-La形成金属间化合物，导致铜基体中位错的移动难度增大，提高了铜合金的流变应力。

图2 不同温度、应变速率下合金的真实应力-应变曲线

在变形开始阶段，晶粒内部的位错密度快速增大，位错在运动过程中产生纠缠、堆积，形成网络状位错缠绕结构，出现加工硬化，应力随应变的增加而快速增大。

较高应变速率或较低温度条件下，变形合金内部应力随变形量的增加积累到一定程度发生动态回复，位错在不断增殖、塞积、重组和湮没过程中，导致位错分布不均，在不同的位错缠结区逐渐演化形成位错胞，位错密度下降，真应力-真应变曲线表现为缓慢上升（400℃），见图2（d）和图2（e）；较低应变速率或较高变形温度条件下，合金变形过程伴随再结晶晶核的形成和长大，合金软化速率大于形变硬化速率，真应力-真应变曲线表现为缓慢下降（700℃），见图2（a）和图2（b）；当形变硬化速率与动态回复和再结晶速率相当时，真应力-真应变曲线趋于稳态（500℃）。这是热变形过程中动态硬化和动态软化同时发生作用的结果。

Cu-0.55Sn-0.08La合金是低层错能合金，具有很宽的扩展位错，位错很难从位错网中解脱出来，也很难通过交滑移和攀移来抵消，变形开始时期产生的亚组织回复速度很慢，同时亚组织中位错密度很大，亚晶组织很小，胞壁中有较多位错缠结，在一定的变形温度和应变速率时，见图2（e），材料在变形中的储存能积累到足够多将出现动态再结晶，表现在应力应变曲线上是形成微小波峰。

2.2 显微组织

合金在400℃时不同应变速率下的微观组织见图3。图3中，由于初始晶粒尺寸较大，且晶界处存在稀土元素La的聚集，形变时宏观协调的难度较大，各个晶粒的形变极不均匀，部分晶粒内部出现较多滑移带和绝热剪切带，并终止于晶界。受压缩变形的影响，晶粒发生转动，逐渐与压缩方向垂直，且随着应变速率的增大晶粒中的滑移带变密变多。

图3 合金在400℃时不同应变速率下的微观组织

合金在500℃时不同应变速率下的微观组织见图4。图4中，低应变速率时，剪切带仍然存在，并在剪切带中发现动态再结晶晶粒，见图4（a），这说明局部已经发生了动态再结晶，晶界处有大量的动态再结晶细小晶粒。随着应变速率的增加，在高应变速率时，部分区域出现大量的细再结晶晶粒和退火孪晶，见图4（b），可知再结晶晶粒尺寸远小于初始晶粒尺寸。

图4 合金在500℃时不同应变速率下的微观组织

合金在600℃时不同应变速率下的微观组织见图5。图5中，600℃时在低和高的应变速率下出现了动态再结晶晶粒，随着应变速率的进一步提高，动态再结晶更加明显，见图5（b）。晶界处优先形核，动态再结晶晶粒通过吞噬周围形变基体逐渐向四周伸展长大，原因是晶界处具备再结晶形核的基本条件：大角度界面、高密度缺陷且形变能较大；晶界处是再结晶晶粒优先形核、长大的位置，形成细小、等轴的再结晶组织。

图5 合金在600℃时不同应变速率下的微观组织

合金在700℃时不同应变速率下的微观组织见图6。图6（b）中心有细小再结晶，再结晶晶粒和初始晶粒的边界比较清晰，动态再结晶晶粒向初始晶粒稳定生长。稀土元素La的原子半径为0.274nm，比铜原子半径0.157nm大75%，在动态再结晶过程中，富La相阻止晶界迁移而减小了动态再结晶晶粒的尺寸。

图6 合金在700℃时不同应变速率下的微观组织

对比证明，温度相同条件下高应变速率的再结晶晶粒尺寸较大，原因是变形温度越高，变形速率越慢，热激活过程越完全地进行，导致变形后的储存能减少，从而再结晶过程延缓，导致低应变速率下再结晶晶粒尺寸较小[5]。

3 结论

（1）在Cu-0.55Sn-0.08La合金高温热压缩变形试验中，变形温度升高使流变应力减小，应变速率提高使流变应力增大。在较低温度（400℃）或较高应变速率（1s-1和10s-1）条件下，应力-应变曲线随着变形量的增加出现缓慢上升；在较高温度（700℃）或较低应变速率（0.01s-1和0.05s-1）条件下，应力-应变曲线出现缓慢下降，原因是在变形过程中伴随再结晶晶核的形成与长大，合金软化速率大于形变硬化速率。

（2）Cu-0.55Sn-0.08La合金的显微组织表明，当变形温度为400℃时，晶粒内部出现滑移带和剪切带，晶粒发生转动，与压缩方向垂直，随着变形温度的升高在剪切带附近和晶界处发现再结晶晶粒；在700℃时，动态再结晶较完全，且再结晶晶粒发生长大。