低浓度Cu-Al_2O_3弥散强化铜合金退火特性的研究

采用短流程工艺制备了低浓度Cu Al2 O3弥散强化铜合金 ,通过力学性能测量、金相、扫描电镜断口研究了该合金的退火特性。发现该合金 80 %冷轧后进行退火 ,强度和硬度随退火温度的升高不断降低 ,伸长率则不断升高 ,到 4 0 0℃下降和升高速率加快 ,说明合金已发生再结晶 ;退火温度升高到70 0℃以后强度和硬度有所升高 ,而伸长率基本保持不变。组织观察发现 90 0℃退火后的再结晶晶粒比70 0℃的小 ,产生细晶强化 ,强度增量与实验所测增量基本一致 ,并利用回复再结晶理论对其进行了解释 ;合金拉伸断口随着退火温度的升高韧窝尺寸和深度都增加 ,但是 90 0℃韧窝尺寸较 70 0℃的要小。

机械合金化制备不同粒子弥散强化铜合金的研究

概述了利用机械合金化法制备不同陶瓷粒子弥散强化铜合金的工艺过程以及弥散强化铜合金的组织结构和性能。讨论了弥散强化铜合金强化相的选择原则 ,以及此合金的应用前景。

内氧化-冷轧制备Al_2O_3弥散强化铜合金的组织与性能

以Cu-0.15%(质量分数)Al合金粉末为原料、Cu2O为氧化剂,采用内氧化-冷轧法制备Al2O3弥散强化铜合金,研究合金的组织与性能。结果表明:由内氧化-冷轧法制备的合金的σb>520MPa、σ0.2/σb>90%、电导率(IACS)也保持在80%以上;经950℃退火后,合金的σb>400MPa;此合金具有高强、高导和优良的抗高温软化性能;冷轧态弥散强化铜合金的组织呈拉长变形的纤维状,试样断口分布有一定数量的韧窝;经950℃退火后,合金的纤维组织宽化,试样断口表面韧窝增多、变深,塑性提高。

高强高导高耐热弥散强化铜合金的研究现状

综述了高强高导高耐热弥散强化铜合金的制备方法及其特点,比较了各种方法制备的弥散强化铜合金的性能,简述了国内外研究现状。

内氧化法制备表面弥散强化铜合金的组织与性能

以Cu_2O为氧化剂,在氩气保护下对不同w(Al)的Cu-Al合金表面进行弥散强化(内氧化温度为1123-1273K,保温时间10-96h),并对内氧化层的组织形貌进行了研究。结果表明,w(Al)的多少直接影响内氧化层的厚度、组织形貌及硬度和导电率,Cu-Al合金的内氧化动力学曲线呈抛物线变化规律。

纳米Al_2O_3粒子浓度对弥散强化铜合金退火行为的影响

通过力学性能、金相和TEM观察对低、中浓度Cu-Al2O3弥散强化铜合金的退火行为进行了研究。结果表明：低浓度弥散强化铜合金具有一定的抗高温软化性能，500℃退火后发生再结晶，900℃退火后已基本完全再结晶，屈强比约为56％。中浓度合金抗高温软化性能较好，900℃退火后，合金仍然以回复过程为主，金相尺度下不能看到再结晶晶粒，屈强比可迭70％。弥散强化铜合金优越的抗高温软化性能归功于铜基体内均匀弥散分布的纳米Al2O3粒子。Al2O3粒子尺寸在10～20nm内时，粒子间距〉200nm时，阻碍晶界迁移能力较差，粒子间距〈90nm时，可显著阻碍晶界的迁移，含金抗高温软化性能优越。

纳米弥散第二相对变形弥散强化铜合金亚结构的影响

利用TEM对Cu-Al2O3弥散强化铜合金的变形行为进行了研究。结果表明:纳米弥散第二相不仅可以提高基体中的位错密度,而且对位错的亚结构有重要的影响。细小的Al2O3弥散相的存在,导致合金变形时位错在基体中均匀、随机的分布,并使得位错胞组织难于形成,且数量较少。随着弥散程度的增加,变形中会产生更多的位错,位错胞形成更难,胞尺寸也进一步减小。

低浓度Cu-Al_2O_3弥散强化铜合金拉伸断裂特性的研究

通过力学性能测量、金相以及SEM观察对不同状态低浓度Cu-0.23vol%Al2O3弥散强化铜合金的断裂行为进行了研究。结果表明:合金经过单向冷轧变形后,无论是冷轧态还是退火态纵向强度、伸长率均高于横向。纵向工程应力-应变曲线仅发生一次断裂,但是横向工程应力-应变曲线却出现“二次断裂”现象。出现“二次断裂”现象的原因可能是,经冷轧变形后的弥散强化铜合金组织呈纤维状,而纤维界面为弱结合面,裂纹易于在界面上形成和扩展,在横向拉应力作用下极易导致几层纤维组织优先被“劈开”,出现“一次断裂”;在继续拉伸过程中其他部位不断“劈开”,合金的工程应力-应变曲线出现“二次断裂”现象,并给出了纵横向拉伸断裂模型图。

内氧化法制备Al_2O_3弥散强化铜合金的组织和性能

用Cu2O粉作氧化剂,采用内氧化工艺制备了Al2O3弥散强化铜合金薄板。研究不同Al含量(0.14%、0.30%)和内氧化时间(3、8、12h)下的Al2O3弥散强化铜合金薄板的电导率和硬度,并进行了显微组织分析。结果表明,内氧化时间越长,内部晶粒越粗大;其他内氧化条件相同情况下,Al含量越高,内氧化层的深度越小,内部晶粒越粗大;Al2O3弥散强化铜合金材料具有良好的电导率和较高的硬度。

高速压制法制备Al_2O_3弥散强化铜合金

采用高速压制(HVC)方法成形Al2O3质量含量分别为0.34%、1.00%和3.19%的3种弥散铜合金粉末,研究不同粉末HVC的成形效果和压坯的烧结性能。结果表明:压坯致密度随冲击能量的增加而增加,随Al2O3含量的增加有所降低。在最大冲击能量为927.5 J时,3种粉末压坯的最大致密度分别达到98.4%、96.2%和93.4%。压坯在氢气中经1080℃烧结1 h后,致密度并无明显变化,但导电率显著提高,同时硬度略有降低。所制备的3种Al2O3弥散强化铜合金的导电率分别为81.0%(IACS)、64.1%(IACS)和48.3%(IACS),硬度分别为77.3、85.7和81.3 HRB。3种烧结合金在氢气中经1080℃处理2 h后,其硬度基本保持不变。整体而言,采用HVC法制备含0.34%Al2O3的弥散铜合金具有良好的导电率、硬度和抗高温软化性能,可基本满足点焊电极的实际应用需求。

内氧化-高速压制法制备Al_2O_3弥散强化铜合金的性能研究

以Cu-0.18%（质量分数）Al合金粉末为原料、Cu2O 为氧化剂,采用内氧化法制备Al2O3弥散铜合金粉末,采用高速压制（HVC）对粉末进行成形,经氢气中960-1080℃烧结制备弥散强化铜合金,研究合金粉末的HVC 成形效果和烧结温度对合金致密度、硬度、导电率和压缩强度等性能的影响. 结果表明,HVC成形Al2O3弥散铜合金粉能获得良好的成形效果,压坯密度达到8.71g/cm^3（98.4%致密度）.与压坯相比,烧结后合金的致密度并无明显变化,但其导电率显著提升,硬度有所降低,压缩强度升高.随烧结温度的升高,合金的导电率有所升高,硬度略有降低,压缩强度基本保持恒定.经1040-1080℃烧结制备合金的导电率、硬度分别达到80%IACS和77HRB以上,压缩强度达到450MPa,能基本满足点焊电极的实际应用需求.

提高弥散强化铜合金强度的主要方法

总结了提高弥散强化铜合金强度的几种方法 ,并对其强化机理进行了分析。得出结论是 :第二相强化的效果最好 ,是制备高强高电导率材料最理想的方法。弥散强化铜的强度主要和基体及弥散相的本性、含量、大小、分布、形态以及弥散相与基体的结合情况有关 ,也与成形工艺有关 。

机械合金化制备Cu-Nb纳米弥散强化铜合金的研究

介绍了机械合金化制备Cu-Nb纳米弥散强化铜合金的研究情况,重点论述了机械合金化的制备原理、过程参数和后续处理工艺对合金综合性能的影响,并简单介绍了材料的应用前景。

不同浓度Cu-Al2O3弥散强化铜合金退火行为的研究

通过力学性能测试和金相观察对中、低浓度Cu—Al2O3弥散强化铜合金的退火行为进行了研究。结果表明：低浓度弥散强化铜合金具有一定的抗高温软化性能，500℃退火后发生再结晶，900℃退火后已基本完全再结晶，屈强比约为56％。中浓度合金抗高温软化性能较好，900℃退火后，合金仍然以回复过程为主，金相尺度下不能看到再结晶晶粒，屈强比可达70％。弥散强化铜合金优越的抗高温软化性能归功于铜基体内均匀弥散分布有纳米Al2O3粒子。

Cu-A1_2O_3弥散强化铜合金在不同条件下变形的显微组织与结构演变(英文)

对Cu-0.23%A12O3弥散强化铜合金在超低温变形和室温变形过程中的显微组织与织构演变进行研究。结果表明:Cu-A12O3弥散强化铜合金在热挤压后形成黄铜织构Brass{011}?211?和立方织构Cube{100}?100?;合金在室温变形后主要形成Brass{011}?211?织构和Goss{011}?100?织构;合金在超低温变形后主要形成黄铜织构Brass{011}?211?、高斯织构Goss{011}?100?和剪切织构S{123}?634?。在室温变形过程中,决定织构类型的主要因素则仅是Al2O3纳米粒子钉扎效应产生的对位错交滑移的抑制作用。而Cu-A12O3弥散强化铜合金在超低温变形过程中,决定织构类型的主要因素包括超低温和Al2O3纳米粒子钉扎效应二者共同产生的对位错交滑移的抑制作用。

Al_2O_3/Cu弥散强化铜合金应力松弛行为

通过应力松弛试验,研究了Al_2O_3/Cu弥散强化铜合金在不同温度(室温、100℃、200℃和300℃)下的应力松弛行为。应用二次延迟函数模型拟合了应力松弛曲线,推导了不同温度下材料塑性应变速率与应力的关系。研究结果表明:Al_2O_3/Cu弥散强化铜合金的应力松弛曲线分为两个阶段。第一阶段,残余应力迅速下降;第二阶段,残余应力缓慢下降,随着时间延长无限接近应力松弛极限,且温度越高,应力松弛极限越低。在室温和100℃时,残余应力衰减率分别为30.7%和30.3%;在200℃和300℃时,残余应力衰减率分别为92.4%和97.3%。因此,该合金材料作为弹性元件时服役温度应小于100℃。塑性应变速率与应力关系曲线可以分为高应力和低应力阶段,两个阶段之间存在门槛应力,温度越高,门槛应力越小。门槛应力不同,相应的应力松弛机制也不同,室温和100℃时为第二相颗粒增强机制;200℃和300℃时为位错攀移机制。

挤压态Cu-Al_2O_3弥散强化铜合金组织结构与强化机制的定量探讨

通过力学性能测试、金相和透射电镜观察等手段研究了热挤压态Cu-Al2O3弥散强化铜合金的组织与性能。结果表明:挤压态Cu-Al2O3弥散强化铜合金的主要强化机制是细晶强化和弥散强化。同时对不同强制机制对合金强度的贡献进行了定量计算,计算值与实验值吻合较好。

高性能弥散强化铜合金生产工艺及应用

介绍了弥散强化铜合金的性能特点,分析了内氧化法、球磨制备法、混合合金法、反应喷射沉积法等常见弥散强化铜合金生产制备工艺的生产原理及优缺点,并对弥散强化铜合金在继电器铜片和接插件支座、整流子、耐热材料结构件、引线和电阻焊电极等方面的应用进行了分析,指出了未来该领域的研究趋势。

冷拉拔变形量对Cu-Al2O3弥散强化铜合金线材组织性能的影响

对退火态Cu-0. 2%Al2O3弥散强化铜合金进行最大变形量达99%的冷拉拔加工,采用光学显微镜、扫描电镜、X射线衍射仪和拉伸试验机等测试手段,研究了冷拉拔变形量对合金微观组织、织构、导电率及力学性能的影响规律。结果表明:随着冷拉拔变形量的增加,合金的微观组织由较粗的长条形组织变成细长的纤维组织,并且经过大变形量冷拉拔加工后部分Al2O3颗粒发生了破碎;当变形量为0%时,合金的织构由黄铜织构{011}<211>和立方织构{001}<100>组成,冷拉拔变形量达到60%后,部分立方织构和黄铜织构逐渐转变为高斯织构{011}<100>和铜型织构{112}<111>;冷拉拔变形量对合金导电率几乎没有影响;合金的显微硬度从141 HV0. 3增加到161 HV0. 3,而合金的抗拉强度由492 MPa增加到637 MPa,屈服强度由452 MPa增加到605 MPa,伸长率由14. 0%下降至1. 0%,并且发现合金拉伸断裂为韧性断裂。研究结果表明Cu-0. 2%Al2O3弥散强化铜合金具有较优良的塑性加工性能。

退火温度对Al_(2)O_(3)/Cu弥散强化铜合金组织性能的影响

采用扫描电镜、X射线衍射仪和拉伸试验机等手段,研究了退火温度对0.2Al_(2)O_(3)/Cu弥散强化铜合金棒材微观组织、织构、力学性能与电导率的影响。结果表明,退火处理后试样中的纤维组织没有发生明显变化;随着退火温度升高,合金中的立方织构{001}<100>和黄铜织构{011}<211>组分含量增加,高斯织构{011}<100>组分含量逐渐减少,合金中的小角度晶界数量增加,大角度晶界数量小幅下降,且大角度晶界主要分布在取向差为50°~60°范围内;显微硬度(HV)从150降至121,合金的抗拉强度由551 MPa降至378 MPa,屈服强度由539 MPa降至323 MPa,伸长率从9.6%增加至15.9%,电导率从52.316 MS/m增加至54.520 MS/m,提高了0.464~2.204 MS/m。