CuNiAl系合金鑄態組織研究

吳　昊

(中國銅業有限公司, 北京　100082)

?

吳昊

(中國銅業有限公司, 北京100082)

對Cu-Ni-Al系合金的鑄態組織進行研究,使企業更好地認識和了解Cu-Ni-Al系列合金,進而更好地開發利用該合金.采用金相顯微鏡、掃描電子顯微鏡和能譜儀,對Cu-Ni-Al和Cu-Ni-Al-Ti合金進行觀察和分析.結果表明:Cu-9.0Ni-1.4Al合金鑄態組織中枝晶組織與偏析區(Ni3Al)界限十分明顯,且枝晶組織比較粗大.而Ti的加入促使Ni和Cu的分布變得均勻,并且Ti的加入使合金中有魏氏體產生,致使合金的力學性能降低,減小了合金的變形能力,導致Cu-9.0Ni-1.4Al-0.5Ti合金在熱軋時有開裂的現象發生.并且能譜分析顯示Ni3Al存在于枝晶中和枝晶間,說明Ni3Ti的穩定性較好,在高溫時就有Al3Ti形成,在固溶擴散過程中,Ni3Ti被排擠到枝晶之間,形成第二相.

Cu-9.0Ni-1.4Al合金; Cu-9.0Ni-1.4Al-0.5Ti合金; 魏氏組織; Ni3Al

在當今研究高強高導合金風靡之時,Cu-Ni-Al系合金由于其優良的性能,成為研究焦點.在Cu-Ni-Al合金中添加微量的第四種元素能明顯地改變該合金的性能[1].在Cu-Ni-Al系合金中存在Ni3Al、NiAl等析出相,在加入Ti后,Ti能置換Al,形成Ni3Ti,顯著提高了該類合金的高溫強化性能[2].Cu-Ni-Al系合金中的Ni3Al相,可從固溶體中析出,引起明顯的沉淀強化,因而該系合金是近年來研制的新型高強度、高導電以及沉淀硬化型銅基彈性合金之一[3-4].同時,Cu-Ni-Al系合金具有比鈹青銅高的熱穩定性和良好的冷、熱加工性能.

1　試　驗

1.1合金成分

Cu-Ni-Al系合金的成分范圍一般為(質量分數/%):4.7～9.4Ni,1～3Al,余量為銅.該合金屬于鋁白銅系,Al能顯著提高Cu-Ni合金的強度和抗蝕性,但對冷變形性能不利,故其質量分數一般少于3%[5-6].Cu-Ni-Al合金中有明顯的溶解度變化.

結合以上分析并根據Cu-Ni合金相圖設計本研究的合金成分為Cu-9.0Ni-1.4Al和Cu-9.0Ni-1.4Al-0.5Ti.

1.2試驗方法

試驗過程如下:在兩塊鑄錠上分別鋸取兩條2 cm×15 cm×3 cm的長條狀合金塊,經過刨面,去掉表面的缺陷,再將合金塊在不同溫度下進行退火.采用金相顯微鏡(OM)、掃描電子顯微鏡(SEM)及能譜儀(EDS)研究其組織情況.

2　分析與討論

2.1Cu-9.0Ni-1.4Al與Cu-9.0Ni-1.4Al-0.5Ti合金鑄態組織分析

如圖1和圖2所示,Cu-9.0Ni-1.4Al和Cu-9.0Ni-1.4Al-0.5Ti合金的鑄態枝晶組織都很明顯,而且晶粒很大.先凝固的部分含高熔點組元較多,后凝固部分含低熔點組元較多,因此先凝固的樹枝狀骨架(白色)富Ni,后凝固的枝與枝之間(黑色)富銅.但兩者之間有一定的區別.

圖1　Cu-9.0Ni-1.4Al合金鑄態組織的OM照片Fig.1　OM images of the Cu-9.0Ni-1.4Al as-cast alloy

圖2　Cu-9.0Ni-1.4Al-0.5Ti合金鑄態組織的OM照片Fig.2　OM images of the Cu-9.0Ni-1.4Al-0.5Ti as-cast alloy

如圖1所示,Cu-9.0Ni-1.4Al合金的枝晶組織與偏析區(Ni3Al)界限十分明顯,而且枝晶組織比較粗大.如圖2所示,Cu-9.0Ni-1.4Al-0.5Ti合金的枝晶偏析有所減輕,對比兩種合金的高倍照片,可以清晰地發現,Cu-9.0Ni-1.4Al-0.5Ti合金的枝晶組織與偏析區的襯度較小,這可能是因為Ti的加入使Ni和Cu的分布變得均勻.點狀析出物(Ni3Al、Ni3Ti)普遍存在,枝晶內外皆有,晶粒之間差異也不大.為了進一步對鑄態組織的構成進行分析,試驗對Cu-9.0Ni-1.4Al合金的鑄態組織進行了SEM及EDS成分分析.

圖3　Cu-9.0Ni-1.4Al合金鑄態組織SEM照片Fig.3　SEM image of the Cu-9.0Ni-1.4Al as-cast alloy

由圖3可以看出,Cu-9.0Ni-1.4Al合金的枝晶組織十分明顯.由于Al的含量較低,而Cu與Ni的電子能量差不多,枝晶的亮暗襯度不是很明顯.對Cu-9.0Ni-1.4Al合金的枝晶組織的EDS分析結果見表1.

由表1可見,從面分析結果中可以看出熔鑄合金的成分與設計的成分相差無幾.

表1　Cu-9Ni-1.4Al合金鑄態組織EDS分析Tab.1　EDS analysis of the Cu-9Ni-1.4Al as-cast alloy

備注:編號0、1、2對應于面分析、A微區和B微區分析.

在微區分析中,灰白枝晶基體中Cu的含量較高,而枝晶間骨狀組織區Ni和Al的含量較高.這可能是在枝晶外部有Ni3Al富集,枝晶組織主要是Cu-Ni固溶體.

在Cu-9.0Ni-1.4Al合金中添加Ti元素時,Cu-9.0Ni-1.4Al-0.5Ti合金鑄態組織的SEM照片如圖4所示.比較圖3與圖4可以明顯看出兩種合金鑄態組織的差別.其中Cu-9.0Ni-1.4Al合金的枝晶組織襯度比較明顯,沉淀比較普遍.為進一步定性地比較兩者之間鑄態組織的差別,同樣也對Cu-9.0Ni-1.4Al-0.5Ti合金的枝晶組織進行了SEM觀察(圖4)及EDS成分分析.

圖4　Cu-9.0Ni-1.4Al-0.5Ti合金鑄態組織SEM照片Fig.4　SEM image of the Cu-9.0Ni-1.4Al-0.5Ti as-cast alloy

圖4中,A微區表示枝晶間骨狀組織的成分,B微區表示枝晶的成分.成分分析結果如表2所示.

表2　Cu-9.0Ni-1.4Al-0.5Ti合金鑄態組織EDS分析Tab.2　EDS analysis of the Cu-9.0Ni-1.4Al-0.5Ti as-cast alloy

備注:其中編號3、4、5對應于面分析、A微區和B微區分析.

從表2中可以看出在A微區分析下,Ti的含量幾乎為零,即在枝晶間的偏析區中幾乎不含Ti.但是在枝晶組織中,Ti的含量偏高,根據原子分數比,其中可能有Ni3Ti在枝晶組織中偏聚.Ni3Al在枝晶和枝晶間都存在.這說明Ni3Ti的穩定性較好,在高溫時就有Al3Ti形成,在固溶擴散過程中,Ni3Ti被排擠到枝晶之間,形成第二相.

2.2Cu-9.0Ni-1.4Al合金與Cu-9.0Ni-1.4Al-0.5Ti合金的均勻化退火態組織分析

由于在Cu-9.0Ni-1.4Al和Cu-9.0Ni-1.4Al-0.5Ti合金的鑄態組織中都存在粗大的枝晶,合金成分均勻性差,故對鑄態合金進行了均勻化退火處理.目的就是消除鑄態組織中的枝晶.

對這兩種合金的鑄態樣品進行了不同溫度和不同時間的均勻化退火試驗,進一步對這兩種合金的組織情況進行分析.

同時通過文獻[6-8],發現加Ti后的Cu-Ni-Al系合金更難以固溶.這是因為在加入Ti后,在Cu-Ni-Al-Ti系合金中有Ni3Ti、Cu3Ti和Ni(Al,Ti)之類的耐高溫化合物,并在晶粒中形成一種魏氏組織,該組織相當穩定.一般在Cu-Ni-Al系合金中都會有界面反應,在晶粒的界面會有界面型析出-胞狀析出.但是在加入Ti后,可以抑制界面反應,這樣可以明顯提高合金的強度和伸長率等力學性能[9-11].這與試驗結果相符合.

如圖5所示,在圖5(a)中,Cu-9.0Ni-1.4Al合金的晶界胞狀析出十分明顯.雖然在高溫下,圖5(b)所示,胞狀析出不明顯,但仍然存在.而加入Ti后,在圖6(a)中,可以明顯地看出Cu-9.0Ni-1.4Al-0.5Ti合金在晶界處沒有胞狀析出.不光是在1 040 ℃均勻化退火2 h的情況下沒有胞狀析出,在其他的溫度條件下,據OM觀察,Cu-9.0Ni-1.4Al-0.5Ti合金都沒有胞狀析出.這證實了在Cu-Ni-Ti系合金中加入微量的Ti可以很好地抑制晶界的胞狀析出.但是在加入微量Ti后,卻明顯地提高了合金的均勻化退火溫度.Cu-9.0Ni-1.4Al合金在950 ℃下保溫2 h就可以完全將枝晶組織消除.在Cu-9.0Ni-1.4Al合金中加入微量的Ti后,可以明顯看到長片狀的魏氏組織.魏氏組織一般是片狀的粗大組織,位向取向比較統一,耐高溫,很穩定,它的存在將使合金的塑性變差[12-15].圖6(b)中可以明顯地看到這種組織.

圖6　Cu-9.0Ni-1.4Al-0.5Ti合金在不同溫度和時間下退火后的顯微組織Fig.6　Microstructures of the Cu-9.0Ni-1.4Al-0.5Ti alloy under different annealing temperatures and times

3　結　論

(1) 通過鑄態組織研究可以發現,Cu-9.0Ni-1.4Al合金的枝晶組織與偏析區(Ni3Al)界限十分明顯,而且枝晶組織比較粗大.而Ti的加入使Ni和Cu的分布變得均勻.

(2) 通過EDS分析可知,合金中Ni3Al在枝晶組織和枝晶間都存在.說明Ni3Ti的穩定性較好,在高溫時就有Al3Ti形成,在固溶擴散過程中,Ni3Ti被排擠到枝晶之間,形成第二相.

(3) 詳細地研究了Cu-9.0Ni-1.4Al和Cu-9.0Ni-1.4Al-0.5Ti合金高溫相變過程,Ti的加入使合金中有魏氏體產生.魏氏組織及與其伴生的粗晶組織會降低合金的力學性能,尤其是塑性和沖擊韌性顯著降低,減小了合金的變形能力.因此Cu-9.0Ni-1.4Al-0.5Ti合金在熱軋時有開裂的現象發生.

[1]尹志民,張生龍.高強高導銅合金研究熱點及發展趨勢[J].礦冶工程,2002,22(2):1-5.

[2]鄭雁軍,家鑫.強高導銅合金的研究現狀與展望[J].材料導報,1997,12:52-55.

[3]趙冬梅,董企銘,劉平.高強高導銅合金合金化機理[J].中國有色金屬學報,2001,11(S2):21-24.

[4]趙冬梅,董企銘,劉平,等.探索高強高導銅合金最佳成分的嘗試[J].功能材料,2001,32(6):609-611.

[5]王深強,陳志強,彭德林,等.高強高導銅合金的研究概述[J].材料工程,1995,(7):3-6.

[6]麻向軍,王偉民.導電銅合金強化的研究現狀[J].機械研究與應用,1998(1):48-49.

[7]高海偉,王樹文.新型銅基彈性Cu-Ni-Al系列合金[J].金屬熱處理,1995,(1):26-28.

[8]曹建春,胡大祿.高強耐磨銅合金的優化設計[J].鑄造設備研究,1998(6):42-44.

[9]趙謝群.引線框架銅合金材料研究及開發進展[J].稀有金屬,2003,27(6):777-781.

[10]金子秀夫.新型合金材料[M].北京:宇航工業出版社,1989.84-92.

[11]何啟基.金屬的力學性能[M].北京:冶金工業出版社,1982,193.

[12]嚴復民.彈性合金[M].上海:上海科學技術出版社,1986,188.

[13]楊國毅,黃玉東.高性能顯微復合銅合金[J].材料科學與工程,1994,(6):56-61.

[14]洛陽銅加工廠中心實驗室金相組.銅及銅合金相圖譜[M].北京:冶金工業出版社,1983.

[15]曹育文,馬莒生,唐祥云,等.Cu-Ni-Si系引線框架用銅合金成分設計[J].中國有色金屬學報,1999,9(4):723-727.

Investigation of the Microstructure of Cu-Ni-Al Series As-cast Alloys

WU Hao

(China Copper Co., Ltd., Beijing 100082, China)

This research focuses on the investigation of the microstructure of the Cu-Ni-Al series alloys,in order to better understand and utilize the Cu-Ni-Al series as-cast alloys.Through applying several analytical methods such as the metallographic analysis,SEM and energy spectrum analysis,to investigate the microstructure of Cu-Ni-Al and Cu-Ni-Al-Ti as-cast alloys.The results show that the Cu-9.0Ni-1.4Al alloy branch crystal matrix and segregation zone(Ni3Al) boundaries is discernable,and the organization of the dendrites is relatively crassitude.With the addition of Ti,the distribution of Ni and Cu become more uniform,cause the appearance of the Widmanstatten structure into the alloys,and result in the decrease of the mechanical properties and deformation capacity of the alloys.The cracking phenomenon is also been observed during the treatment of Ti addition in Cu-9.0Ni-1.4Al-0.5Ti alloy.And spectrum analysis show that Ni3Al in matrix and dendrite branches and intergranular contain,illustrate the Ni3Ti stability is better,at high temperature is the formation of Al3Ti,in solid solution diffusion process Ni3Ti squeezed to the dendrite,forming a second phase.

Cu-9.0Ni-1.4Al alloy; Cu-9.0Ni-1.4Al-0.5Ti alloy; Widmanstatten structure; Ni3Al

1005-2046(2016)03-0090-05

DOI：10.13258/j.cnki.nmme.2016.03.005

2015-10-11

吳昊(1983—),男，工程師. 主要從事銅合金加工方面的研究. E-mail: lmjxzz88@sina.com

TG 146.2

A