Cu-Ni-Si系列合金具有高强度、中等导电性、优良的耐蚀、耐磨、抗疲劳性及优良的热冷加工性.近年来,由于其在引线框架材料上广阔的应用前景,国内外均对Cu-Ni-Si合金进行研究开发^{[1, 2, 3]}.我国对该类合金的研究起步较晚,在该系列合金的研究及应用开发上还很不系统.对用于高铁及电气化铁路接触网线夹零件类材料的CuNi2Si合金的研究鲜有报道.在我国加速高速铁路建设的大背景下,尽快研究该合金材料的组织、性能,开发出能满足高速电气化铁路建设需要的接触网零件材料,替代进口,实现材料国产化是摆在铜加工行业面前的问题,也是我国加速铁路建设的迫切需要.

CuNi2Si合金是高铁及电气化铁路接触网关键零件的主要材料.在接触网零件、特别是网上零件中使用广泛,常被用来制造定位线夹、吊弦线夹、中心锚结线夹、电连接线夹及各种定位销钉等重要零件.由于这些零件的用途、作用及加工方式各不相同,需要材料的品种、规格、状态及性能也各不相同.因此,研究材料的组织和性能及加工工艺,提供合格的母材,以满足用户的不同使用及工艺要求是非常必要的.

Cu-Ni-Si系列合金是一种时效强化型合金,主要是通过在时效过程中产生NiSi化合物,即Ni2Si析出实现强化^[4].根据Cu-Ni-Si三元状态图中CuNi2Si准二元系端面图^[5],Ni、Si形成的金属间化合物Ni2Si在共晶温度(1 025℃)下,在铜中的溶解度最大,约9％.随着温度的降低,溶解度减小,在室温时几乎为零.因此当需要利用材料的高强度时,可以通过时效处理来提高材料的强度,满足材料的使用性能.

同时,适当的Ni、Si质量比可以实现理想的时效强化效果,且时效后,基体中残留的合金元素较少.研究^{[6, 7]}表明,高强度Cu-Ni-Si系列合金在成分设计时应控制Ni、Si的质量比在4.0～4.5范围内,才能获得良好的时效强化效果和综合性能.

试验材料为通过控制Ni、Si质量比得到的Φ195 mm CuNi2Si合金铸锭,其化学成分见表 1.经过热挤压—拉拔后得到Φ18 mm的棒材.棒材固溶处理在RTZ9-6-40(Q)FH炉中进行,淬火工艺为880℃×2.5 h(装炉量300 kg),水淬.棒材拉拔在普通的3 t单链式拉拔机上进行,工艺润滑为32^＃机油.淬火及拉拔后分别截取试样,试样时效选用SX₂-12-10型箱式电阻炉,温控器型号为KSW-12-11型,温度偏差±5℃.时效过程无气体保护,试样出炉后空冷.时效温度选择400,450,500和550℃,时效时间为1,2,4和6 h.布氏硬度在HBE-3000电子硬度计上进行测试,测试位置为棒材端面1/2半径处,载荷1 000 kg,加载时间30 s;拉力试验在WE-10A液压拉伸试验机上进行;金相组织在NEOPHOT-21型金相显微镜上观察.

表 1(Table 1)

表 1 DBG-1850Fg3型清洗机参数 Tab. 1 Parameter table of DBG-1850Fg3 washing machine 合金元素 Cu Ni Si Fe Mn 质量分数/% 97.58 1.93 0.48 0.005 0.003

表 1 合金化学成分 Tab. 1 Chemical composition of alloy

图 1为CuNi2Si合金在不同时效工艺下的力学性能曲线.

图 1

图 1 CuNi2Si合金不同时效工艺下的力学性能 Fig.1 Mechanical properties of CuNi2Si alloy at different aging processes

图 1(a)为CuNi2Si合金经过880℃×2.5 h固溶处理后在400,450,500和550℃时效时,布氏硬度与时效时间的关系.从图 1(a)中可以看出:当时效时间一定时,时效温度越高,合金的硬度越大,继续提高时效温度,硬度升高后迅速下降;当时效温度一定时,在时效初期合金的硬度迅速上升,随着时效时间的延长合金的硬度上升趋于平缓;当时效温度为500℃,在时效2 h时出现一硬度峰值,并随着时间的延长开始缓慢下降.此时布氏硬度达178.当时效温度为550℃时,硬度峰值不但达不到500℃的时效峰值,而且随时效时间的延长,硬度迅速下降.

上述合金硬度的变化,是由于在一定温度时效时,原子活动能力增强、且固溶元素浓度较大,因此第二相析出动力较大、析出速度也较快,使硬度上升的速度较快.随着时效时间的延长,基体中固溶元素浓度减少,析出动力减小,析出速度减慢,因此硬度上升趋势变缓.但当时效温度较高时,在时效初期析出第二相粒子相对比较稳定,不容易出现长大趋势,合金的硬度逐渐升高.随着时效时间的延长,第二相容易长大,这就是在500℃时效时硬度出现峰值后,开始缓慢降低的原因.当时效温度过高则会出现过时效现象,造成硬度迅速下降.

图 1(b)为CuNi2Si合金在500℃,不同时效时间下抗拉强度和伸长率的变化规律.合金在时效初期,抗拉强度迅速提高,随着时效时间的延长,强度的上升趋于缓慢,这一变化规律与硬度在这一温度下的变化规律基本一致;伸长率在时效初期迅速下降,随着时间延长趋于平稳.抗拉强度随时效时间变化的原因与硬度一样,也是由于时效过程中固溶元素析出过程造成的;而对于伸长率的变化,是由于在时效前,材料为过饱和固溶体,仅有少量的第二相,此时材料具有较高的塑性,当开始进行时效时,由于固溶元素的浓度较高,析出大量的第二相粒子,这些析出的粒子造成材料的塑性迅速下降;随着时效时间的延长,由于固溶元素浓度降低,第二相粒子析出的动力减小,析出速度减缓,因此材料的塑性趋于平缓.这就是时效初期造成伸长率急剧下降,而随时效时间延长伸长率趋于平缓的原因.

图 2为不同变形量500℃时效后对CuNi2Si

图 2

图 2 不同变形量500℃时效后对力学性能的影响 Fig.2 Effects of deformations at 500℃ on mechanical properties of CuNi2Si alloy

合金力学性能的影响.图 2(a)为合金经过不同变形量冷变形,经过500℃时效后,时效时间对硬度影响的变化情况.从图 2(a)中可以看出:合金在时效初期,随时间延长,硬度快速上升,而随着时效时间延长,硬度达到一峰值后,开始出现下降;冷变形量越大,时效初期合金的硬度上升速度越快,时效后硬度值也越高,硬度出现的峰值也越大;同时在一定范围内冷变形越大,合金时效后硬度峰值出现得越早,硬度峰值也越高.例如在500℃时效1 h时,未经过冷变形、加工率20％和40％的布氏硬度分别是155、177和193,且加工率40％比加工率20％材料的时效硬度峰值提前1 h,但当冷变形过大达到50％时,布氏硬度峰值增大减弱(191),且随时效时间的延长出现硬度急剧下降的趋势.上述硬度变化的原因是冷变形使材料的位错密度增加,而位错密度的增加促进了析出物形核和加快溶质原子的扩散速度,从而加快了合金固溶元素的析出过程;同时冷变形还增加了空位浓度,对初期GP区^[8]的形成有促进作用.后期由于空位被吸收,又将对GP区的长大有一定抑制作用.而冷变形量越大,产生的位错、空位等缺陷越多.因此冷变形促进了强化相的形成.而当冷变形量过大时,时效初期也会由于位错密度的增加促进析出物形核,但很快会因为合金回复软化使合金的硬度急剧降低.

图 2(b)为40％冷变形后,在500℃时效,时效时间对材料抗拉强度及伸长率的影响.从图 2(b)中可以看出:时效初期抗拉强度迅速提高,达到峰值后呈缓慢下降的趋势;而伸长率则相反,在时效初期迅速下降.随着时效时间延长,在短时间趋于平稳后又开始上升.在上述材料力学性能的变化中,抗拉强度变化基本与硬度的变化原因一样.而对于伸长率的变化则是由于在最初的时效过程中,大量析出的第二相粒子造成材料的塑性迅速下降;随着时效时间的延长,第二相析出速度减缓,使材料塑性趋于稳定;随着时间的继续延长,合金出现一定软化使塑性得到一定恢复,造成伸长率平稳后上升.

当预冷变形达到40％,500℃×1 h时效,合金布氏硬度达193,抗拉强度达765 MPa,伸长率达11％.

图 3为CuNi2Si合金固溶和在不同时效温度(400,450和500℃)时效2 h的显微组织金相照片.从图 3(a)中可以看出,合金固溶后组织基本显示为单相α固溶体.从图 3(b)~(d)中可以看出,时效后组织内均出现析出相.在时效温度较低时,析出相较少,分布在晶内和晶界,所以材料的硬度、强度均有提高;随着时效温度的升高,析出相逐渐增多,且更加弥散,因此材料的硬度越高.时效时间相同时,时效温度越高,硬度值越大,这一点从材料金相组织的变化中也得到了较好的解释.

图 3

图 3 CuNi2Si合金固溶和在不同时效温度的显微组织 Fig.3 Microstructures of CuNi2Si alloy solution at different temperatures during the fixed aging time

图 4为不同预变形情况下在500℃,2 h和4 h时效后材料组织的金相照片.从图 4(a)、(b)、(c)可以看出,经过预变形时效后第二相的析出逐渐增多.特别是40％预变形后,时效析出相在晶内、晶界增加更加明显.这是因为随着预变形加工率的增大,材料的位错密度增高,增加了析出物形核速度和形核量.同时从图 4(c)、(d)中可以看出,此时(d)组织仍为明显的变形组织.在同样预变形和时效温度下,随着时效时间的延长,晶粒的压扁程度得到一定的恢复,析出相在晶界出现聚集、粗化,如图 4(c)所示.此时材料发生了一定软化,这也是材料在较大的预变形后随时效时间延长,硬度、强度达到峰值后逐渐降低,而伸长率降低后又上升的原因.

图 4

图 4 CuNi2Si合金固溶和在不同时效温度的显微组织 Fig.4 Microstructures of CuNi2Si alloy solution at different temperatures during the fixed aging time

图 5为材料在450℃、500℃,2 h时效后的拉伸断口形貌.从图 5中可以看出,材料的拉伸断口形貌较好,无明显夹杂,断裂时发生了塑性变形,断口形貌主要表现为沿晶型韧窝.虽然是韧性断裂,但由于是沿晶断裂,造成材料的伸长率不高.同时这也是材料时效后伸长率迅速下降的原因.对比图 5(a)、(b)可以看出,随着时效温度的升高,拉伸断口的韧窝变大,沿晶断裂与晶界上存在大量析出物有关.这一点与材料金相照片中第二相颗粒在晶界处的析出倾向一致.

图 5

图 5 不同热处理状态下材料的拉伸断口形貌 Fig.5 Tensile fracture morphology under different heat-treatment conditions

(1) 电气化、高速铁路线夹用CuNi2Si合金在经过预冷变形后进行500℃时效时,合金的硬度、强度在时效初期迅速上升,达到峰值后缓慢下降,变形量越大达到硬度峰值的时间越短.当预冷变形达到40％,500℃×1 h时效,合金布氏硬度(HB)达到193,抗拉强度(R_m)达到765 MPa,伸长率达到11％.与未进行预冷变形的合金相比,合金获得较高的硬度、强度及较好的综合性能.

(2) CuNi2Si合金在时效过程中,在晶内、晶界析出第二相.预冷变形能够促进时效过程中的第二相的析出,预冷变形量越大,析出相愈多,并与位错产生强烈的交互作用,使合金进一步强化.合金具有明显的晶界析出特点.

(3) 合金热处理后的拉伸断口形貌特征为韧性断裂.断口韧窝为沿晶型韧窝,这一点与析出相具有晶界析出倾向一致,是造成合金伸长率不高的原因.必须通过时效工艺改善析出相的分布,使材料达到更优良的综合性能.