微量元素 B 对 CuNiMnFe 合金铸态组织与性能的影响1.doc

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1、精品论文微量元素 B 对 CuNiMnFe 合金铸态组织与性能的影响1赵建平，邹军涛，范志康西安理工大学材料科学与工程学院，西安 （710048）摘要：研究了微量元素B对CuNiMnFe合金铸态组织与硬度的影响。结果表明，CuNiMnFe 合金中B的添加量在00.15wt%范围内，随着B元素的添加量的增加，合金组织中树枝晶逐 渐细化，共晶组织减少并向球状变化，枝晶内颗粒状析出相明显增多，B元素的添加量达到0.10wt%时枝晶组织细化明显，板条状离异共晶相相明显减少，颗粒状相明显增多；B元 素的添加量达到0.10wt%时，CuNiMnFe合金布氏硬度达到最高值139。关键词：CuNiMnFe 合

2、金；B 元素；组织；变质处理 中图分类号：TG146. 11文献标识码：A1 引言高强高导电铜合金既具有高强度和良好的塑性，又继承了紫铜的优良导电、导热性能1， 已被广泛应用于电器工程开关的触头、发动机的集结环、电枢、转子，以及冶金工业中的高 炉风口等。在纯铜钟加入适量的镍、锰、铁等元素可制成CuNiMnFe合金，CuNiMnFe合金 是一种新型结构合金，具有很好的物理性能、力学性能和化学性能，在400下仍然具有接近铍青铜的室温性能2-5。该类型的合金在国外主要是美俄两国曾进行开发研制工作，主要应用于军事领域，在国内有西安理工大学、长安大学、北京有色金属研究院等三家科研院6-8 所也有相关方面

3、的研究，但关于微量元素B元素对CuNiMnFe合金的影响尚未有所报道。而B 元素作为合金的“维生素”，在合金中可以起到强烈的变质剂的作用。此外，B大量偏聚于晶 界，还能改变界面能量，有利于改变晶界上第二相的形态，使之更易于球化，提高晶界强度。 本文研究了不同添加量的B对CuNiMnFe合金铸态组织及性能的影响。2 试验过程本试验以 CuNiMnFe 合金为研究对象，其原始成分：20wt%Ni, 20wt%Mn,5wt%Fe,余量 为 Cu。在 CuNiMnFe 合金熔炼前按合金成份分别称取 Ni、Mn、Fe 金属粉末进行配料，其 中微量元素 B 的添加量分别为 0、0.025、0.05、0.1

4、0、0.15（wt %），然后在混料机上搅拌10 小时使金属粉末充分混合均匀，然后混合粉末置入石墨坩埚中，并将纯铜棒放入粉末上， 最后将其放入烧结炉中进行熔炼。熔炼设备采用热压烧结炉，熔炼温度为 1250，熔体保 温 60 min，然后随炉冷却。采用 HB-3000 布氏硬度计测量 5 种不同添加量的 CuNiMnFe 合 金铸锭的硬度，并在铸锭的相同部位制取金相试样，采用腐蚀 剂（5gFeCl3+20mlHCl+100mlH2O ）腐蚀，最后通过 JSM-6700F 场发射扫描电子显微镜、JEM-3010 透射电子显微镜和 Oxford INCA 能谱仪进行组织观察和相分析。3 实验结果与分

5、析3.1B 元素对 CuNiMnFe 合金组织的影响未添加元素B制备的CuNiMnFe合金组织形貌如图1（a）所示。其中树枝状是基体相， 枝晶间是共晶相（+）以及枝晶杆上较为细小的析出相。经分析，相是MnFe4金属间化1本课题得到高等学校博士点基金（20050700002）的资助。- 4 -合物，合金中分布于枝晶间成光板状形态的相也是MnFe4金属间化合物，使离异共晶相。合金在凝固过程中由于显微偏析，枝晶间富集溶质的含量达到共晶成分点时，发生共晶反应， 形成蜂窝状共晶相（+）如图1（c）所示经分析可知，通常在非平衡凝固条件下，结晶后 组织中初晶很多，共晶体数量较少，且共晶体中的相依附于初晶相生

6、长，将共晶体中的 相推到最后凝固的晶界处，从而使共晶体两组成相相间的组织特征消失。a）（+）（b）c）10m图 1 CuNiMnFe 合金组织形貌Fig 1 the microstructure of CuNiMnFe alloy图2为CuNiMnFe合金TEM照片图2（a）、基体衍射花样图2（b）及晶体结构图图2（c）。经投射电镜分析，相是铜镍的固溶体，并含有一定量的Mn、Fe等元素，基体衍射花样与铜 较为接近，为面心立方结构。(a)(b)(c)(220)(020) (200)(000)图 2 基体相 的 TEM 照片（a）、衍射花样（b）及004晶带轴方向的衍射花样（c）Fig.2 The

7、 TEM image, appearance of superlattice reflections and crystal structure of matrixCuNiMnFe合金添加不同量B（wt）条件下的低倍枝晶形貌如图4所示。由图4(a、b、c、d 、e)可以看出，B元素的添加量在0.000.15wt%范围内时，随着B元素的添加量的增加， CuNiMnFe合金枝晶组织开始细化；B元素的添加量达到0.10wt%时，枝晶组织细化效果明显； 当B元素的添加量达到0.15wt%时，枝晶组织又开始粗化；进一步增加含量，枝晶组织异常 粗大并且产生大量缺陷如图4（e）所示。随着B元素含量得增加，树

8、枝晶间的共晶相明显减 少，当B元素的添加量达到0.10%时共晶相最少，以上可以看出，添加B能够明显细化枝晶组 织，提高了合金的结晶温度，从而在很大程度上减轻了枝晶偏析。a）(b)(e)(c)(d)图 4 添加不同含量 B(wt%)合金的组织Fig.4 The microstructure of alloy with different B additive(a)0.00 wt %B (b) 0.025wt % B (c)0.05wt % B (d) 0.10 wt% B (e) 0.15 wt% B随着B元素添加量的增加，图5所示，基体上析出相明显增加，未添加元素B的合金析出相较少，且存在偏聚

9、现象，随着B元素的添加，析出相明显增多，当B元素的添加量增加 到0.10%时，相大量析出，且分布相对均匀，共晶相明显减少，且（+）共晶相有向球状 发展的趋势。当继续增加B元素添加量时，析出相开始减少，枝晶又开始粗化。当B的添加 量达到0.15wt%时，CuNiMnFe合金组织中出现较多杂质相，严重影响了合金的力学性能。(a)(b)(b)(d)(e)图 5 添加不同含量 B(wt%)合金弥散分布于 基体上的 相形貌Fig.5 The morphology of phase in thematrix with different B additive. (a)0.0wt % B(b) 0.025

10、wt % B (c)0.05 wt % B (d) 0.10 wt % B (e)0.15wt%B实验结果表明，添加一定量的B元素能够明显细化枝晶，使组织明显细化，主要原因是B元素起到了强变质剂的作用，其变质机理是：合金在凝固过程中，由于偏析使固/液界面前 沿液体的平衡液相线温度降升高，界面处成分过冷度减大，致使界面上晶体的生长受到抑制， 枝晶根部出现缩颈而易于断开游离，而且B元素能强化上述过程9另一方面，B元素在铜镍合 金中是表面活性元素，易吸附在固态晶核表面，阻碍了晶体生长所需的原子供应，从而降低 了晶体长大率；同时，在氢、碳、氮、氧这样一些典型的间隙元素中，B元素原子半径最大， 具有强烈

11、的微观和宏观偏析倾向。在晶粒尺度的微观范围内，B元素强烈向晶界和枝晶间偏 聚。变质剂的偏析程度可用偏析系数|1-k|来表示11-12。|1-k|值越大，则变质剂越易偏析，变 质效果越好。B在Fe中的偏析系数|1-k|值为0.950.988，可见B元素的偏析程度很大。B元素 的强偏析作用，促使更多的枝晶缩颈及晶体游离，因而晶核大量增殖，晶粒显著细化。当过多加入B元素时，将会减小B元素原子的成分过冷作用，使得B元素的偏析作用过于强烈，过早地包住晶核，抑制稳定晶核形成，反而导致有效晶粒数目减少，晶粒粗化。CuNiMnFe合金在随炉冷却的过程中，从基体上脱溶出来的相形态及分布都与溶质元 素Mn、Fe扩

12、散能力及溶解度有关。当未添加B元素元素时，液相中的溶质元素在高温时其扩 散激活能大，有足够的能量扩散到枝晶间，导致在凝固的过程中，溶质素大量富集在枝晶间， 为共晶相在枝晶间的生成创造了条件13-15。另一方面，析出相是过饱和固溶体发生脱溶的 产物。未添加B元素元素时，相只有少量从固溶体中析出，其界面能很高，组织处于不稳 定状态；随着B元素元素添加量的增加，由于B元素的存在减小了一部分Ni、Mn、Fe元素的 扩散激活能，使之无法逃离固液界面的捕获，扩散到枝晶间。同时，加入的B元素也降低了 脱溶相的界面能，从而促进了次生相的生长，得到了颗粒尺寸细小、分布较均匀的次生相。3.2 B 元素对含 CuN

13、iMnFe 合金力学性能的影响现阶段，B 元素对 CuNiMnFe 合金力学性能的影响仍处于探索阶段的研究，对于一般金 属而言，合金的硬度与强度可以相互转换，而硬度的测试简单易行、可重复性好，所以本实 验对合金仅做硬度测试即可，硬度的变化也能间接反映出合金强度的变化。添加不同量含量 B 的 CuNiMnFe 合金硬度测试结果如图 6 所示。随着 B 元素添加量的增加，CuNiMnFe 合金 的硬度呈先增大后减小的变化趋势，当 B 元素的添加量达到 0.10wt%时，CuNiMnFe 合金的 铸态硬度达到最大值 139HB。分析认为，B 元素的添加量在 0.000.15wt%范围内变化时， 随着

14、 B 元素添加量的增加，CuNiMnFe 合金硬度得到大幅度提高， 这是细晶强化与析出强化共同作用的结果，当 B 元素的添加量超过 0.15%时，枝晶开始变的粗大， 相的析出减少， 并伴有大量杂质产生，导致合金硬度又开始下降。- 6 -140A verag e H ardn ess135Hardness/HB130125120115110-0.02 0 .0 0 0.020.040.060 .0 8 0 .100.120 .1 40 .1 6B/w t%图 6 不同 B 元素添加量的 CuNiMnFe 合金的硬度Fig. 6 The hardness of the CuNiMnFe alloy

15、s with different B additive4结论实验结果表明，添加 B 元素对 CuNiMnFe 合金起到了强变质剂的作用，综上所述，可 以得到以下两点结论：1)B 元素的添加量在 0.000.15wt%范围内，随着 B 元素添加量的增加，合金枝晶组 织开始细化；B 元素添加量达到 0.10wt%时，枝晶组织明显细化；当 B 元素的添加量大于0.10wt%时，枝晶组织开始粗化；同时，随着 B 元素添加量的增加，共晶组织开始减少并向球状发展；2) 元素的添加量在0.000.15wt%范围内，随着B元素添加量的增加，CuNiMnFe合金 的硬度呈先升高后降低的趋势，当B元素添加量达到0

16、.10wt%时，合金硬度达到最高值139.4HB。参考文献1 王祝堂，田荣璋.铜合金及其加工手册M.长沙：中南大学出版社，2002：43-462 张惠强,陈鸿均,孙坚.微量添加元素对 Monel K-500 合金的高温塑性的作用J.材料工程，1999，（9）：16.3 何向华.Cu_Ni_Mn 合金铸态时效特性研究D.长安大学，2003：6.4张长军，俞剑，何向华.铸造碳化铬/锰白铜复合材料的二体磨料磨损机理J.材料热处理，2006，35（10）：23-24.5 谭 军,谢天生,张广平.Cu2Ni 多层膜纳米压痕下微观变形结构的研究J. 电子显微学报，2005，24（4）：278-2786 王

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19、phase transformation in an alloy of theNiCuSiFeMn13 YANG Shu-lin， SUN Wen-ru， HU Zhuang-qi. Effect of Simultaneous Adding of Phosphorus and Boron onMechanical Properties of GH761 AlloyJ. rare metal materials and engineering，2006，35(6):929932 14 ZHANG Si-qi， HUANG Jin-song. The Nonferrous Alloys of s

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21、MnFe AlloyZhao Jianping，Zou Juntao，Fan ZhikangShaanxi Province Key Laboratory for Electrical Materials and Infiltration Technology，XianUniversity of Technology，Xian(710048)AbstractThe effect of B addition on microstructures and of CuNiMnFe alloy was studied. The results show that the dendrites gradu

22、ally refine with increasing B in the range of 0%0.15wt%B， while the eutecticstructure reduced and drived to spheroidized.The precipitated 1 phase increased obviously .When the B additive reaches 0.10wt%，the effect is visible. the alloy gets the highest hardness HB 139。 Keywords: CuNiMnFe alloy；Boron；Microstructure；modification作者简介：赵建平，1982 年生，硕士生， E-mail:zhaojp131.通信作者：范志康，教授，博士， E-mail:fanzk.