100 kg级Cu-15Fe合金的制备及组织性能研究

姜 江，郭军力，余辉辉，王佳伟，陆德平，胡 强

(江西省科学院应用物理研究所，江西省铜钨新材料重点实验室，330096，南昌)

0 引言

高强度高导电铜合金材料已在电力工程领域获得广泛应用[1-3]。近几十年来，原位变形Cu-Fe、Cu-Cr合金因其优异的机械性能和良好的导电性能而获得广泛关注[4-8]。经过锻造和拔丝加工的Cu-Fe、Cu-Cr合金抗拉强度高达1 GPa，而导电性可达～50%～75%IACS。其中，高Fe含量Cu-Fe合金(Fe wt%≥5%)更是因成本低廉，性能优异而备受青睐。此外，Cu-Fe合金还具有高电磁波屏蔽、抗菌等特性，在电子工程、汽车制造、医疗器械等诸多领域有着广泛的应用前景。然而，浇铸获得的Cu-Fe合金铸锭中的Fe相分布往往不均匀，容易出现偏析，并且，Fe含量越高，铸锭越大，越难以保证Fe相分布的均匀性，这也成为制约Cu-Fe合金工程应用的一个重要问题。以往针对高强高导电Cu-Fe合金虽有大量研究报导[9-16]，但相关实验中涉及的浇铸铸锭一般仅有5～10 kg，与实际生产应用情况相距甚远。本文利用感应熔炼制备100 kg级超大Cu-15Fe合金铸锭，在浇铸过程中进行浇水强冷降温处理，加速铜液的凝固，进而削弱因Fe相析出后在Cu液中上浮引起的比重偏析问题，提高Cu-Fe合金的组织均匀性。最后将铸锭轧制加工成为厚度0.1 mm的板材。通过研究合金铸锭不同区域的Fe含量分布和显微组织，系统地分析了100 kg级铸态Cu-15Fe合金的偏析情况，并且还针对轧制态Cu-Fe合金板材的显微组织和性能进行了测试分析，以期为Cu-Fe合金的实际工程应用提供指导和依据。

1 实验

采用中频熔炼，中频炉最大容量为200 kg(按铜计)，按Cu-15Fe名义成分投料共计152.5 kg，原料为电解铜和工业纯铁。熔炼过程在大气中进行，采用覆盖剂覆盖熔体，铁熔化后先打渣多次，直至表面浮渣基本消除。加入脱氧剂脱氧，再打渣一次，采用一次性热电偶测温，熔体温度为1 440～1 460 ℃时快速浇入预热好的移动式铜水包，再由铜水包浇入类长方体钢模，多余铜水在包内冷却凝固后回收。从中频炉浇出铜水到填满钢模整个过程约2 min，然后对钢模外壁喷水约15 min，铸锭在冷却过程中体积收缩，与钢模内壁脱离，铸锭冷却脱模后称量约93 kg。对铸锭进行切割、铣面、热轧、冷轧加工，最终获得厚度为0.1 mm的板材。热轧过程为：轧制前将铸锭在950 ℃进行均匀化处理2 h，再热轧到厚度～12 mm，热轧过程中温度低于850 ℃就回炉升温。后续的冷轧过程中涉及多次中间退火处理，根据轧制厚度的不同，中间退火温度在600～650 ℃间调整，中间退火时间都为1 h。当轧板厚度达到0.1 mm后，切割出多个100 mm长，5 mm宽的条带状样品，分别用箱式炉在350 ℃和400 ℃进行1 h的时效退火处理，用于性能测试。采用光学显微镜(Leica Microsystems)观察铸态和轧制态Cu-Fe合金的显微组织，采用Niton XL3t GOLDD+手持式XRF分析仪测试铸锭中不同区域的Fe含量。采用WDT II-20 型万能拉伸试验机对不同热处理的Cu-Fe合金轧板进行拉伸性能测试。采用Micromet 5101硬度计测试轧制样品的HV硬度。采用ZY9987数字微欧计测试轧制样品的电阻，并换算成导电率。

2 结果与讨论

2.1 100 kg级Cu-15Fe合金铸锭的外观和尺寸

熔炼原材料总重量152.5 kg，经过熔炼，打渣处理后，浇铸铸锭实际重～93 kg。浇铸后Cu-Fe合金铸锭呈梯形体，上底～202 mm，下底～156 mm，高～667 mm，厚度～96 mm。其示意图如图1(a)所示。切除顶部疏松缩孔区域和底部表层后，再将铸锭进一步切割成高～560 mm，宽～156 mm，厚～96 mm的长方形金属块，其正面照片如图1(b)所示。将该长方形金属铸锭按图1(b)3个水平虚线框所示位置切出3个切片(1#～3#切片)，用于研究这3个高度位置铸锭内部不同区域的偏析情况。图1(c)是将铸锭按图1(b)中竖直偏斜的虚线框切割下的切片(4#切片)，用于研究铸锭不同高度位置的偏析情况。

2.2 铸态Cu-15Fe合金的偏析情况

为研究铸锭的偏析情况，将图1(c)所示的4#切片(靠近铸锭中轴线一侧的切面)从底部开始向铸锭顶部方向，利用手持式XRF分析仪每间隔25 mm(第一个测试点除外，其测试高度仅5 mm)测一次铸锭中的Fe质量百分含量，其结果如图2(a)所示。这些测试点中Fe含量最低10.29%，最高15.58%，平均值为12.22%。由图2(a)可以看出，0～400 mm高度区间内Fe的百分含量相对平稳，基本在10%～13%之间波动。而在400～560 mm高度区间内，Fe的百分含量陡然升高。为了对比100 kg级Cu-Fe合金铸锭与常规实验中熔炼的5～10 kg级小铸锭之间的比重偏析情况，本文另外利用水冷铜模浇铸了一个8 kg的Cu-15Fe铸锭。该铸锭是直径106 mm，高70 mm的圆柱体。将圆柱铸锭从中间剖开，在中轴线上测量不同高度的Fe含量，其结果也总结在图2(a)中。由于2个铸锭高度相差太远，为便于比较，对2个铸锭的高度都进行归一化处理(测试高度×100%/总高度)，93 kg铸锭的总高度取切割前的667 mm，8 kg铸锭总高度就是70 mm。归一化处理后，结果如图2(b)所示。由图2可见，2个铸锭的Fe含量分布展现出极为相似的变化规律，都是在高度达到总高度的60%之前Fe含量相对稳定，波动幅度小，而超过总高度的60%之后Fe含量陡然升高。由此可见，100 kg级和5～10 kg级Cu-Fe合金铸锭在锭子的高度方向(纵向)的偏析情况差别不大，并且在0%～60%的高度区间内Fe含量都是比较稳定的。

(a) Schematic of the as cast Cu-15Fe alloy； (b) As cast Cu-15Fe ingot after cutting； (c) 4# plate cut from the Cu-15Fe ingot图1 100 kg级Cu-Fe合金的外观和尺寸

(a)Fe wt%-distance curve； (b) Fe wt%-normalized distance curve图2 Cu-15Fe铸锭的高度与Fe质量百分含量之间的关系

为观察铸锭在同一高度内不同区域的偏析情况，测试了图1(b)所示的1#～3#切片上不同区域的Fe质量百分含量(1#避开了一些明显的缺陷位置，如图3所示)。由图3可见，顶部切片(1#)中心区域的Fe含量明显高于其四周边缘区域。中心区域，尤其是黑色线框内部区域Fe含量最高，普遍超过15%，最高达到20.62%。而该切片的四周边缘区域Fe含量大多仅10%～14%，个别区域低于10%。考虑到铸锭顶部中心区域冷却速度最慢，几乎最后凝固，1#切片的成分分布不均匀现象，可能和中心区域(熔池)冷却最慢有关。

图3 Cu-15Fe铸锭1#～3#切片的Fe wt%分布情况(1#切片同时给出Fe wt%分布和切片照片)

底部切片(3#)的Fe含量整体低于顶部切片，但成分分布更加均匀，四周边缘区域的成分与切片中部差别不大，除了两处区域的Fe含量低于10%外，其余区域大多介于10%～13%之间。经计算，顶部1#切片Fe含量平均值为13.20%，底部3#切片Fe含量平均值为11.83%。顶部和底部平均值差异仅1.73%，差别并不大，说明铸锭实际的比重偏析情况并不像图2中那样显著。结合图2(a)结果，高度低于400 mm时铸锭的Fe含量较为稳定，位于该高度区间的3#切片整体Fe含量分布也较为均匀；而铸锭在高度超过400 mm后Fe含量陡然升高，位于顶部的1#切片Fe含量分布也随之变得不均匀。

以上铸锭在高度方向(纵向)和同一高度内(横向)不同区域的Fe含量分布情况说明，对于实验采用的浇铸模具，浇铸后熔体上方中心部位冷却慢，出现类似“熔池”的后凝固区。凝固过程中，先凝固区容易将过饱和的Fe排进液体区域，导致后凝固区中Fe含量高于先凝固区域。后凝固区底部大约出现在铸锭400 mm高度(总高度的60%)，因而高度超过400 mm后，纵向上出现Fe含量陡然升高，横向上出现中心区域Fe含量高，周围区域Fe含量低的现象。

2#切片位于1#和3#之间，并且结合图1(b)、(c)可见，其高度恰好在400 mm附近，即处于Fe含量稳定区间和陡然升高区间的过度位置。测试时该样品的右侧部分已被切割掉用于其他实验，故无法给出完整的切片Fe含量分布。由图3可见，2#切片除边缘几处位置Fe含量低于10%，其他区域Fe含量基本稳定在10%～14%，仅2处区域超过15%。整体看来，2#切片成分分布均匀性介于1#和3#之间。

2.3 铸态Cu-15Fe合金的显微组织

图4给出了顶部切片的显微组织。其中图4(a)为顶部1#切片的中心区域显微照片，图4(b)为切片边缘区域显微照片。样品经过侵蚀后，晶粒清晰可见。铸态Cu-15Fe合金晶粒粗大，尺寸达到几百微米级别。Fe相以树枝晶形式分布在Cu基体中。切片中心区域(图4(a))的Fe枝晶非常粗大，最大的枝晶长度超过200 μm，厚度能达到～22 μm(如图4(a)中标出)。而大多数Fe枝晶厚度超过15 μm。有趣的是，本实验中用于对比实验而浇铸的8 kg铸锭中，Fe枝晶厚度(如图5所示)和100 kg级合金铸锭差不多，Fe枝晶都非常粗大。但以往研究表明，熔炼浇铸5～10 kg 级Cu-14Fe-0.1Ag合金[17]，其铸态组织中Fe枝晶厚度普遍低于10 μm，大部分枝晶厚度只有图4(a)中Fe枝晶厚度的1/2左右。该报导中的铸锭成分与本实验非常相似，而重量也和对比实验用的8 kg铸锭相近。那么导致报道中涉及的Fe枝晶尺寸更加细小的原因可能来自2个方面：一是该合金中加入了微量Ag元素，可能对枝晶细化具有一定的促进作用；二是报导中的合金铸锭是直径36 mm的棒材，比本实验涉及的92 kg和8 kg(8 kg铸锭直径106 mm，高70 mm)铸锭都细得多，浇铸时冷却速度更快，有助于抑制枝晶长大。遗憾的是，由于本试验制备的100 kg级别铸锭中Fe枝晶更加粗大，后续通过轧制变形加工细化Fe枝晶尺寸，必然需要更大的塑性变形量。图4(b)是顶部1#切片边缘区域的显微组织照片，可以看出，铸锭顶部边缘区域Fe枝晶相对图4(a)更加细小，可能是铸锭浇铸后对模具外壁浇水强冷导致的。

(a) Center area of the plate；(b) Edge area of the plate图4 Cu-15Fe铸锭顶部1#切片的显微组织

图5 8 kg Cu-15Fe铸锭的显微组织

图6给出了底部3#切片的显微组织。该切片中心区域(图6(a))的Fe枝晶相比于顶部1#切片中心区域更加细小，应该是该切片位置靠近底部表层，凝固速度较快导致的。该切片边缘区域(图6(b))Fe相枝晶大多呈细小的类似梅花状的颗粒，极少数出现鱼骨状枝晶，应该是受到喷水冷却影响，切片边缘冷却速度过快，导致Fe相枝晶形核后难以进一步长大。

(a) Center area of the plate；(b) Edge area of the plate图6 Cu-15Fe铸锭底部3#切片的显微组织

2.4 轧制态Cu-15Fe合金的显微组织

将铸锭轧制至厚度0.1 mm，其不同侧面上的显微组织照片如图7所示(ND、TD、RD截面分别垂直于ND、TD、RD 3个方向)。由图7可见，合金铸锭经过轧制变形后，Fe枝晶变薄变扁，沿着轧制方向伸长，呈不连续纤维状分于Cu基体中。受轧制变形影响，Fe枝晶发生严重细化，从TD截面照片可以看出，稍厚一些的Fe枝晶厚度在2～3 μm级别，薄的枝晶厚度低于1 μm，有些Fe枝晶厚度甚至低于600 nm。从RD截面照片可以看出，轧制变形后，Fe枝晶虽然变薄，但并不平整，在横截面上都发生了扭曲变形。

ND：轧制面的法向；RD：轧制方向；TD：轧板横向；ND、TD、RD截面分别垂直于ND、TD、RD 3个方向图7 轧制态Cu-15Fe样品的显微组织照片

2.5 轧制态Cu-15Fe合金的性能

图8(a)给出了Cu-15Fe轧板在冷轧态及时效退火态(350 ℃×1 h处理和400 ℃×1 h处理)的抗拉强度和导电率。由图8可见，随着时效温度的升高，轧板抗拉强度逐渐降低，而导电率逐渐升高。相比于冷轧态样品，350 ℃时效样品抗拉强度仅降低7 MPa，而导电率升高了4.5%IACS。但继续升高时效温度，400 ℃时效样品的抗拉强度相比于350 ℃时效样品降低了51 MPa，而导电率仅增长2.2%IACS。可见400 ℃时效样品的强度下降显著(降低量超过之前的7倍)而导电率提升不大(提升量不到之前的1/2)，因此没有必要继续升高时效温度，为获得微弱的导电性提升而大幅降低材料强度。轧制态Cu-Fe合金的力学性能往往低于拔丝态Cu-Fe合金，因此测试样品距离以往报导中直径0.1 mm的Cu-14Fe-0.1Ag丝材～1 GPa的抗拉强度还相差甚远。但实验中轧板样品600～650 MPa的抗拉强度，接近50%IACS的导电率在轧制态Cu-Fe合金中也处于中上游水平，属于高强度中导电铜材料范畴(抗拉强度600～900 MPa，导电率30%～70%IACS)。需要注意的是，文献[18]指出，将20 mm厚的Cu-6.5Fe-0.3Mg合金进行一定热轧和冷轧加工，最终轧制到厚度0.6 mm，其抗拉强度高达818 MPa，导电率能达到61.7%IACS。本实验Cu-15Fe合金的轧制加工是将厚度～96 mm的铸锭轧制到厚度0.1 mm，无论Fe含量还是轧制变形量都远远大于文献[18]，强度和导电性却都低于该报导。实际上，本试验轧制加工采用的热处理工艺与文献[18]是极为相似的，那么，很大程度上，应该是微量Mg元素的添加所产生的固溶强化作用导致报导中Cu-6.5Fe-0.3Mg轧板具有更高的性能。可见，对于单纯的Cu-Fe合金，即使显著提高铸锭的初始厚度，增加轧制变形量，也难以达到微量Mg元素固溶强化带来的性能提升。图8(b)给出了上面3个样品的HV显微硬度测试结果，3种状态下样品的显微硬度差别非常小，但仍然展现出HV硬度随热处理温度升高而逐渐降低的规律。

图8 不同热处理Cu-15Fe轧板的抗拉强度、导电率和显微硬度

3 结论

1)在大气环境下感应熔炼100 kg级超大Cu-15Fe合金铸锭，并在浇铸过程中对浇铸模具进行浇水急冷降温，以减弱比重偏析带来的影响。铸锭底部Fe相分布较为均匀，但顶部受后凝固区影响，Fe相分布均匀性较差，顶部切片中心区域Fe含量显著高于四周边缘区域。铸锭存在一定的偏析问题，但顶部切片和底部切片Fe含量平均值的差异仅1.73%，差别不大。

2)Cu-15Fe合金铸锭的铸态组织中，大部分区域Fe相枝晶非常粗大，厚度超过15 μm。最大的Fe枝晶长度超过200 μm，厚度能达到22 μm。

3)将铸锭轧制加工为厚度0.1 mm的板材，Fe枝晶被显著细化，稍厚一些的枝晶厚度在2～3 μm级别，薄的枝晶厚度低于1 μm，呈不连续纤维状分于Cu基体中。

4)对于实验制备的0.1 mm厚Cu-15Fe合金轧板(冷轧态和经过350 ℃、400 ℃时效处理的时效态)，其抗拉强度在600～658 MPa之间，导电率介于42.2%～48.9%IACS，HV硬度在164.0～168.2之间。