（材料學(xué)專業(yè)論文）cucrzr合金固溶時效后性能與組織研究.pdf

c u c r - z r 合金固溶時效后性能與組織研究 摘要 本文利用正交試驗(yàn)對影響c u c r z r 合金性能的三個主要因素( 固溶溫度、 時效溫度、時效時間) 及水平進(jìn)行了研究分析。結(jié)果表明：固溶溫度的變化對 合金的性能影響最大，時效溫度的影響次之，時效時間的變化對性能的影響最 小。該合金最佳熱處理工藝為：9 8 0 固溶+ 4 5 0 時效+ 3 h 。此外，通過檢測合 金在固溶時效過程中硬度、抗拉強(qiáng)度、導(dǎo)電率的變化及顯微組織的觀察，得出 與上述結(jié)論相一致。對合金組織結(jié)構(gòu)進(jìn)一步分析表明：c u 。c r z r 合金其良好的 綜合性能是析出的c r 粒子產(chǎn)生的彌散強(qiáng)化與基體內(nèi)生成的大量孿晶共同作用 的結(jié)果。孿晶的存在不僅使合金具備高的抗拉強(qiáng)度，且對導(dǎo)電率的影響很小， 使得合金具有高的導(dǎo)電率。大量孿晶的出現(xiàn)與c r 元素的加入有關(guān)。c r 可以降 低合金的層錯能，使合金更容易出現(xiàn)孿晶，經(jīng)計算，9 8 0 固溶4 5 0 。c 時效3 h 時在( 1 1 1 ) 面上每2 6 5 層原子面就產(chǎn)生一次層錯。c r 粒子析出初期與基體保持共 格形式，時效時間的延長，共格形式逐漸被破壞，時效3 h 后，與基體脫離共格 關(guān)系，此時以o r o w a n 機(jī)制強(qiáng)化。 關(guān)鍵詞：c u c r z r 合金固溶時效孿晶析出 r e s e a r c ho ft h em i c r o s t r u c t u r ea n dm e c h a n i c a lp r o p e r t i e so f c u - c r - z ra l l o yb ys o l u t i o nt r e a t m e n ta n da g i n g p r o c e s s a b s t r a c t t h r e em a i nf a c t o r sa n dt h e i rl e v e l si n f l u e n c i n gt h ec u c r - z ra l l o y sp r o p e r t i e s a r es t u d i e db yo r t h o g o n a lt e s t t h er e s u l ts h o wt h a tt h ec h a n g eo ft h es o l i ds o l u t i o n t e m p e r a t u r eh a v et h eg r e a t e s ti m p a c to np r o p e r t i e so ha l l o y ，t h es e c o n do n e i sa g i n g t e m p e r a t u r e ，t h et h i r do n ei sa g i n gt i m e t h eb e s th e a t t r e a t m e n tp r o c e s si st h es o l i d s o l u t i o na t9 8 0 ，a n da g i n ga t4 5 0 f o r3 h f u r t h e r m o r e ，t h er e s u l tb yd e t e c t i o n t h ec h a n g eo fh a r d n e s s 、s t r e n g t ho fe x t e n s i o n 、a n de l e c t r i c a lc o n d u c t i v i t ya n dt h e o b s e r v a t i o no fm i c r o s c o p i cs t r u c t r u r ec o n s i s t e n tw i t hc o n c l u s i o n so fa b o v e t h e f u r t h e rr e s e a r c ho nt h ea l l o ys h o wt h a t ：t h ee x c e l l e n to v e r a l lp r o p e r t i e so fc u - c r - z r a l l o yi sb e c a u s eo ft h er e s u l to fw o r k i n gt o g e t h e rb ys m a l l - s c a l ep r e c i p i t a t i o nc r p a r t i c a la n dl o t so ft w i n sg e n e r a t e di nt h eb a s e t h ee x i s to ft w i n sc a nn o to n l y i m p r o v et h es t r e n g t ha l s oh a v el i t t l ee f f e c to ne l e c t r i c a lc o n d u c t i v i t y t h ec rp u ti n t h ea l l o yc a nl e a dt oa p p e a r a n c eo f t w i n s b e c a u s ei te a r lr e d u c et h ef a u l te n e r g yo f a l l o y ，s ot h ef a u l ti se a s yt og e n e r a t e w ec a ng e tt h ec o n c l u t i o nb yc a l c u l a t i o nt h a t g e n e r a t ef a u l to n c ee v e r y2 5 6a t o m i cl a y e r si n ( 111 ) b ys o l i ds o l u t i o na t9 8 0 。c a n d a g i n ga t4 50 cf o r3h i nt h ee a l yt i m eo fp r e c i p i t a t i o n ，t h ec rp a r t i c a lk e e p c o h e r e n c er e l a t i o n sw i t hb a s e ，a st h ei n c r e a s eo fa g i n gt i m et h ec o h e r e n c ei s d e s t r u t e d ，a f t e ra g i n gf o r3 h ，t h ep r e c i p i t a t i o np a r t i c a lc a s to f ft h ec o h e r e n c ew i t h b a s e ，t h e ns t r e n g t ht h eb a s eb yo r o w a np r i n c i p l e k e y w o r d s ：c u - c r - z ra l l o y s o l i d - s o l u t i o n a g i n g t w i n s p r e c i p i t a t i o n 插圖清單 圖2 1 拉伸試樣外形尺寸1 4 圖2 2 雙臂電橋原理電路圖1 4 圖2 。3 電阻試樣結(jié)構(gòu)圖1 4 圖2 4 雙噴電解減薄儀工作原理1 6 圖3 1 合金在不同退火溫度下硬度的變化曲線1 7 圖3 2 退火過程中在不同溫度下的晶相組織1 8 圖3 3 合金析出與再結(jié)晶相互作用1 9 圖3 。4c u c r z r 合金退火后的顯微組織2 0 圖4 1 合金在不同處理?xiàng)l件下時效3 小時硬度分布曲線2 7 圖4 2 合金在不同固溶溫度下的金相組織一2 8 圖4 3 不同溫度下的抗拉強(qiáng)度2 9 圖4 4 不同時效溫度下的硬度變化曲線。3 0 圖5 1 不同處理狀態(tài)下合金導(dǎo)電率的變化曲線3 2 圖5 2 不同處理狀態(tài)下的金相組織1 4 圖6 1 不同溫度固溶后4 5 0 時效3 h 的金相組織1 4 圖6 29 8 0 固溶4 5 0 時效不同時間的金相組織3 6 圖6 3 不同處理態(tài)合金的x 射線衍射圖3 7 圖6 49 5 0 固溶4 5 0 時效不同時間的x 射線衍射圖譜3 9 圖6 5 線性回歸擬合曲線一4 0 圖6 - 6 不同時效時間后合金的晶格常數(shù)變化曲線4 0 圖6 。7 在不同時效時間后( 1 1 1 ) ( 2 0 0 ) 的線峰間隔：4 2 圖6 89 5 0 固溶不同溫度時效3 h 后的t e m 顯微組織4 3 圖6 - 99 8 0 。c 固溶4 5 0 時效3 h 后的t e m 4 4 圖6 1 0 經(jīng)9 5 0 c 固溶4 5 0 c 時效3 h 合金組織形貌的二次電子像4 3 圖6 1 1 不同溫度固溶后4 5 0 。c 時效3 h 后的斷口形貌4 5 表格清單 表3 1 合金在不同退火溫度下的硬度值1 7 表4 1 因素與水平2 1 表4 2 正交試驗(yàn)表2 2 表4 3 因素水平編碼表2 4 表4 4 三元一次回歸正交試驗(yàn)方案及試驗(yàn)結(jié)果2 4 表4 5 三元一次回歸正交設(shè)計計算表一2 5 表4 6 合金在不同處理?xiàng)l件下的的硬度值2 7 表4 7 不同溫度固溶后經(jīng)4 5 0 時效3 h 的抗拉強(qiáng)度值2 8 表4 。8 不同溫度固溶后經(jīng)4 5 0 時效2 h 的抗拉強(qiáng)度值2 9 表4 9 不同時效溫度下的硬度值3 0 表5 1 不同處理狀態(tài)下合金的導(dǎo)電率3 3 表5 2 不同類型的缺陷對銅合金導(dǎo)電率的影響3 4 表6 1 不同衍射線對應(yīng)的晶格常數(shù)4 1 表6 2 不同時效時間后合金的晶格常數(shù)4 1 獨(dú)創(chuàng)性聲明 本人聲明所呈交的學(xué)位論文是本人在導(dǎo)師指導(dǎo)下進(jìn)行的研究工作及取得的研究成果。據(jù)我所 知，除了文中特別加以標(biāo)注和致謝的地方外，論文中不包含其他人已經(jīng)發(fā)表或撰寫過的研究成果， 也不包含為獲得 僉膽蘭些太堂或其他教育機(jī)構(gòu)的學(xué)位或證書而使用過的材料。與我一同 工作的同志對本研究所做的任何貢獻(xiàn)均已在論文中作了明確的說明并表示謝意。 學(xué)位論文作者簽名：善彳凈 學(xué)位論文版權(quán)使用授權(quán)書 本學(xué)位論文作者完全了解金艘互些太堂有關(guān)保留、使用學(xué)位論文的規(guī)定，有權(quán)保留并向國 家有關(guān)部門或機(jī)構(gòu)送交論文的復(fù)印件和磁盤，允許論文被查閱和借閱。本人授權(quán)金目墨至些太堂可 以將學(xué)位論文的全部或部分內(nèi)容編入有關(guān)數(shù)據(jù)庫進(jìn)行檢索，可以采用影印、縮印或掃描等復(fù)制手 段保存、匯編學(xué)位論文。 ( 保密的學(xué)位論文在解密后適用本授權(quán)書) 學(xué)位論文作者簽名： 善傳 簽字嘶砷年4 月7 日l l 學(xué)位論文作者畢業(yè)后去向： 工作單位：蘇州勝利精密制造科技公司 通訊地址：蘇州高新區(qū)滸關(guān)工業(yè)園滸涇路5 3 號 導(dǎo)師簽名： 阻疬 簽字日肌羅年年月7 日 電話： 郵編：2 1 5 1 5 1 致謝 本論文是在導(dǎo)師陳九磅副教授的悉心指導(dǎo)下完成的。陳老師不但在業(yè)務(wù)學(xué) 習(xí)中給予了我很大的幫助，且其嚴(yán)謹(jǐn)?shù)闹螌W(xué)態(tài)度、廣博的知識、高尚的品德， 使我受益匪淺，享用終生。在此特向陳老師致以深深的敬意和衷心的感謝! 在課題完成過程中，還得到熱處理實(shí)驗(yàn)室的鄭玉春老師、汪冬梅老師、程 娟文老師及劉秀琴老師的許多指導(dǎo)和幫助，在此，對他們的工作表示謝意! 同 時也要感謝師兄徐錚錚耐心的指導(dǎo)，師弟魯萍在試驗(yàn)中的積極合作! 另外，試 驗(yàn)?zāi)軌蝽樌瓿梢搽x不開楊立群、丁景、李登磊、葛貴飛同學(xué)的大力協(xié)助，在 此向他們表示感謝! 感謝家人對我學(xué)習(xí)階段的支持，感謝兩年一起走過的從東 鋒、邵巖、劉寶、梅坤等各位同學(xué)，謝謝! 作者：姜偉 2 0 0 8 年1 0 月 第一章緒論 銅是人類歷史上應(yīng)用最早的金屬，也是應(yīng)用最廣泛的金屬材料。主要應(yīng)用 于導(dǎo)電、導(dǎo)熱以及耐蝕性器材領(lǐng)域，是電氣儀表、化工、機(jī)械、汽車等行業(yè)的 重要材料。純銅最突出的性能是具有良好的導(dǎo)電性和導(dǎo)熱性，僅次于銀。但純 銅強(qiáng)度較低，軟態(tài)僅為2 3 0 - 2 9 0 m p a ，經(jīng)冷加工后雖能達(dá)到4 0 0 m p a ，但延伸 率則僅為2 左右。此外，純銅在高溫下抗軟化能力也比較差，冷軋后在8 2 下停留一段時間，強(qiáng)度就能恢復(fù)到冷軋前的狀態(tài)。隨著科技水平的迅猛發(fā)展， 對材料的性能的要求也愈來愈高。傳統(tǒng)材料己難以滿足工業(yè)生產(chǎn)的需求，而那 些具有優(yōu)良綜合性能的新型材料則備受重視，成為人們競相研究的熱點(diǎn)。近年 來，以銅為基體的復(fù)合材料不斷涌現(xiàn)，業(yè)已成為發(fā)展的主流，并逐步取代了其 他合金材料【1 1 。 電子信息產(chǎn)業(yè)，我國的第一支柱產(chǎn)業(yè)。信息化水平已成為衡量一個國家科 技發(fā)展和綜合國力的重要標(biāo)志，而集成電路( i c ) 則是信息產(chǎn)業(yè)的基礎(chǔ)。在集 成電路中，引線框架起著固定芯片、電源分配、傳遞電信號并向外散發(fā)元件熱 量的作用，是集成電路的關(guān)鍵部件。它要求引線框架材料具有一定的強(qiáng)度、優(yōu) 良的導(dǎo)電導(dǎo)熱性能以及良好的焊接性、沖制性、塑封性等一系列性能。因此， 目前用于制造集成電路引線框架的材料基本以銅合金為主，尤其以高強(qiáng)高導(dǎo)銅 基合金為主。 隨著電子信息產(chǎn)品向著小型化、薄型化、輕量化、高速化、多功能化和智 能化發(fā)展，以及集成電路( i c ) 向大規(guī)模( l i c ) 和超大規(guī)模( v l i c ) 方向發(fā) 展，進(jìn)而對集成電路重要組成部分之一的引線框架的性能要求越來越高。目前， 引線框架向著引線節(jié)距微細(xì)化、多腳化的方向發(fā)展。國外預(yù)計未來集成電路端 子數(shù)將達(dá)到1 0 0 0 2 0 0 0 。端子數(shù)的增加要求引線框架的厚度也將從原來的 o 2 5 m m 逐漸減小到o 1 - - - 0 1 5 m m 甚至5 0 r t m 。引線框架厚度的減小對引線框架 的強(qiáng)度和導(dǎo)電性都提出了更高的要求1 2 。j 。 1 1 高強(qiáng)高導(dǎo)銅基合金的研究概況 1 1 1 高強(qiáng)高導(dǎo)銅基合金的發(fā)展歷程 在集成電路誕生最初的一段較長時間里，f e 2 9 n i l 7 c o ( k o v a r 合金) 作 為引線框架材料曾占據(jù)絕對優(yōu)勢。但1 9 7 8 年石油危機(jī)導(dǎo)致世界經(jīng)濟(jì)危機(jī)后，鈷 原料的價格暴漲，使k o v a r ( 可伐) 合金的價格激增。為此促進(jìn)了新合金的 開發(fā)，并導(dǎo)致了不含鉆的替代合金f e n i 4 2 的大量應(yīng)用4 1 。此合金強(qiáng)度和軟化溫 度很高，而電導(dǎo)率和導(dǎo)熱率則很低。而銅合金由于具有優(yōu)良的導(dǎo)電性和導(dǎo)熱性 以良好的成型性且價格低廉，在集成電路引線框架領(lǐng)域取得了驚人的進(jìn)展。目 前，。國內(nèi)外6 5 - - 8 5 的集成電路引線框架材料均采用銅合金【5 】。 銅合金最初應(yīng)用于引線框架始于2 0 世紀(jì)6 0 年代，是由美國奧林公司開發(fā) 生產(chǎn)的c 1 9 4 0 0 合金。其后，大量銅基復(fù)合材料不斷涌現(xiàn)，其性能較傳統(tǒng)銅合 金有了很大的提高。根據(jù)合金的性能指標(biāo)，可將此類合金主要分為：中強(qiáng)中導(dǎo)、 高強(qiáng)中導(dǎo)、高強(qiáng)高導(dǎo)三類。高強(qiáng)高導(dǎo)合金其強(qiáng)度大于6 0 0 m p a 、導(dǎo)電率大于 8 0 i a c s 【6 j 。它作為具有優(yōu)良綜合物理性能和力學(xué)性能的功能材料廣泛應(yīng)用于 電子、汽車、機(jī)械等領(lǐng)域，已成為現(xiàn)在研究領(lǐng)域的焦點(diǎn)。 而高強(qiáng)高導(dǎo)合金的發(fā)展歷史又可分為三個階段：第一階段從2 0 世紀(jì)6 0 年 代開始，這段時期以導(dǎo)電率大于8 0 i a c s 的高導(dǎo)電材料為主，采用不顯著降 低導(dǎo)電率的元素如低a g 、s n 、c d 、低f e 進(jìn)行合金化，像c u f e 系列的k f c 合金等等【j 7 1 。這類材料導(dǎo)電率可以得到保證，但是強(qiáng)度等力學(xué)性能不理想；第 二階段為2 0 世紀(jì)7 0 年代以后，利用添加少量可固溶時效析出強(qiáng)化相的元素， 進(jìn)行合金化，以犧牲少量銅合金導(dǎo)電率的代價來提高合金的強(qiáng)度，此即為中強(qiáng) 中導(dǎo)合金。抗拉強(qiáng)度為4 5 0 - - 6 0 0 m p a 、導(dǎo)電率為6 0 - 8 0 。這類合金主要以 高f e 類合金為主，再加入c r 、n i 、p 等其他強(qiáng)化合金元素，如c u 。f e 。p 系的 c 1 9 2 合金【8 1 ；第三階段為8 0 年代后期，集成電路向大規(guī)模和超大規(guī)模發(fā)展， 引線框架材料要求強(qiáng)度達(dá)到6 0 0 m p a 以上、導(dǎo)電率大于5 0 i a c s 9 1 。此類銅合 金材料多為固溶強(qiáng)化型合金，且在添加合金元素方面，注重節(jié)約貴重金屬和不 加有毒金屬。主要研制含c r 、z r 、n i 、s i 、f e 、m g 、s n 、z n 、p 等元素的銅合 金來取代含a g 、c d 、a s 等元素的銅合金【l 叭。 1 1 2 銅基合金材料 自2 0 世紀(jì)8 0 年代以來，銅合金因其具有高導(dǎo)電、高導(dǎo)熱率及價格低等優(yōu) 點(diǎn)，逐漸取代了可伐合金，成為制造引線框架的主要材料。目前，全球開發(fā)出 來的銅引線框架材料多達(dá)7 0 余種，已形成幾大主要系列：c u f e ( p ) 系、c u n i s i 系、c u z n 系、c u c r z r 系 1 1 - 1 2 。 1 c u - f e ( p ) 系 該系列合金是引線框架中使用最多最廣的一種，占到全部用量的6 5 。 它的工藝性能優(yōu)良、價格低廉，能滿足引線框架的多種性能要求。這種合金是 典型的析出強(qiáng)化型合金，屬中強(qiáng)高導(dǎo)型合金【1 3 】。其利用f e 在銅中的固溶度隨 溫度變化有較大差異來提高合金的導(dǎo)電導(dǎo)熱性。在高溫時，f e 在銅中的溶解度 最大可達(dá)到4 ，而在常溫下f e 在銅中的溶解度幾乎為零。隨著溫度的下降， f e 以口相形式析出。研究表明，若合金中含有少量的p 元素，可形成細(xì)小的 2 f e 2 p 金屬化合物，此化合物的直徑均為1 0 0 n m 以下，以o r o w a n 機(jī)制產(chǎn)生強(qiáng)化 效果。它的析出能大大提高合金的強(qiáng)度和導(dǎo)電性，因此，p 廣泛應(yīng)用于c u f e 合金中形成c u - f e p 系列合金。此合金中最具代表性的為k f c ( 即c 1 9 2 1 0 ) 。 2 c u n i s i 系 c u n i - s i 系列是一類具有發(fā)展?jié)摿Φ暮辖?，具有?yōu)良的抗松弛性能，耐腐 蝕，屬于析出強(qiáng)化型合金，具有很高的加工硬化特性。強(qiáng)度隨n i 、s i 的含量增 加而升高。n i 、s i 的較合適的含量分別為9 - - 一，2 5 ，3 - - 9 。當(dāng)n i 與s i 共同 溶解于銅基中時可形成n i 2 s i 金屬化合物，生成強(qiáng)化相6 n i 2 s i 。通過分析 c u n i 2 s i 相圖可知，n i 2 s i 在基體中的溶解度變化很大，在共晶溫度( 1 0 2 5 ) 時溶解度最大可達(dá)到9 ，而在室溫下幾乎為零。在時效處理的過程中，n i 2 s i 以非常細(xì)小的質(zhì)點(diǎn)形式從固溶體中析出，從而極大地提高了合金的強(qiáng)度，同時 仍保持著良好的導(dǎo)電性。因此，此系列合金具有很高的強(qiáng)度，且能保持較高的 導(dǎo)電性【l4 1 。但它有釬焊耐熱剝離性差的缺點(diǎn)。通常在合金中加入z n 元素，z n 的加入能有效改善合金的釬焊性能。在釬焊過程中，z n 元素在銅合金和焊料界 面形成偏聚層，能阻擋c u 向焊料中擴(kuò)散，從而阻礙脆性較大的金屬化合物 c u 3 s n 的形成，改善了銅合金與焊料的結(jié)合情況，從而提高了合金的釬焊性能 1 5 o 該系列合金是美國發(fā)現(xiàn)的一種典型的析出強(qiáng)化合金，常見的牌號有c 6 4 7 1 0 、 k l f 1 2 5 、c 7 0 2 5 0 等等。 3 c u z n 系 c u z n 系合金的強(qiáng)度可達(dá)6 0 0 m p a ，其具有良好的加工性能，成本低等優(yōu) 點(diǎn)，且還可通過常規(guī)加工方法進(jìn)行大批量生產(chǎn)。z n 具有與c u 相同的面心立方 晶格，因此c u z n 合金在一定成分范圍內(nèi)為單相口固溶體，可有效的調(diào)節(jié)合金 的電導(dǎo)率，而對合金的強(qiáng)度影響不大1 1 6 】。但z n 在銅基體中的固溶強(qiáng)化效果有 限，合金的強(qiáng)度仍較低。而在c u z n 中加入c r 元素時，因在高溫下c r 在t ；g 銅 基體中有一定的溶解度，溫度降低時，c r 的溶解度急劇下降，從而以細(xì)小的 c r 粒子沉淀，充分在口銅基體上彌散分布，強(qiáng)化了合金基體，阻礙再結(jié)晶的進(jìn) 行。因此，c u c r 合金具有較高的強(qiáng)度、再結(jié)晶及軟化溫度。但電阻率下降嚴(yán) 重，難以滿足使用要求。因而，z n 、c r 的同時加入，可有效利用兩種元素的有 利因素，使合金得到較高強(qiáng)度的同時，通過z n 來對合金的電導(dǎo)率進(jìn)行調(diào)節(jié)， 最大程度上使合金強(qiáng)度和導(dǎo)電性兼?zhèn)?。但合金中含z n 量高，則無法克服應(yīng)力 腐蝕敏感性高的致命缺點(diǎn)，因而沒有太大實(shí)用價值l l 。 4 c u c r z r 系 c u c r z r 合金作為引線框架材料商品化時間不長，屬于高強(qiáng)高導(dǎo)合金， 強(qiáng)化方式為時效析出強(qiáng)化，它以其優(yōu)良的性能備受人們的重視。c u c r - z r 系合 金是目前研制出的唯一能滿足超大規(guī)模集成電路性能要求的高強(qiáng)高導(dǎo)引線框架 材料【1 8 】。其抗拉強(qiáng)度在6 0 0 m p a 以上、導(dǎo)電率大于8 0 i a c s ，因而成為最具魅 3 力的高強(qiáng)高導(dǎo)合金，受到國內(nèi)外的廣泛關(guān)注。 該合金具有較高的導(dǎo)電率，一般都在8 0 i a c s 以上。但是c u c r 合金自 身的強(qiáng)度不高，僅在4 0 0 m p a 左右。當(dāng)在銅基體中同時加入c r 、z r 元素時，就 能產(chǎn)生明顯的沉淀強(qiáng)化效果，沉淀相為納米級的c r 和c u 3 - 5 z r ，從而大大提高 了合金的強(qiáng)度，且保持較高的導(dǎo)電率。加入z r 元素后，在z r 與c r 的相互作用 下，能影響c r 在c u 中的析出行為，在細(xì)化c r 的析出相的同時。還能使其形 狀更趨近于球形i l9 1 。另外，z r 還能提高合金的晶界強(qiáng)度。j s z a b l e w s k i 等發(fā)現(xiàn) z r 能與引起合金高溫脆性的s 元素結(jié)合，生成高溫不易融化的化合物，從而使 合金的脆性沿晶斷裂變?yōu)轫g性的穿晶斷裂。 此外，為了進(jìn)一步改善合金性能，還可以適量添加其他元素也有助于改善 組織結(jié)構(gòu)，提高合金的綜合性能。在合金中添加適量的m g ，m g 和z r 可能起 到疊加的作用，延緩了析出相的長大，并降低了析出相周圍的凝聚性應(yīng)力，提 高了合金的峰值強(qiáng)度【2 叫；加入少量的s i 則可以細(xì)化析出相，提高材料的抗軟 化能力；加入少量的s n ，由于s n 在晶界和位錯上的偏析，不僅抑制了熱軋后 時效過程中c r 的沉淀析出，使析出物更細(xì)小，還釘扎了位錯的攀移，推遲了合 金的回復(fù)和再結(jié)晶；少量的稀土元素的加入能凈化基體和晶界，改善和提高合 金的強(qiáng)度，顯著提高合金的導(dǎo)電率和軟化溫度，大大增加了合金的使用壽命。 但是c u c r z r 在熔煉方面還存在一些問題。由于c r 、z r 元素與氧的親和 力比較大，在熔煉時需采用真空熔煉，這無疑增加了生產(chǎn)成本。目前，解決 c u c r z r 合金的大氣熔煉問題是銅合金生產(chǎn)企業(yè)和研究機(jī)構(gòu)努力的方向 2 1 - 2 2 】。 國內(nèi)傳統(tǒng)的c u c r z r 合金生產(chǎn)方法是：真空感應(yīng)熔煉熱軋開坯冷加工熱處 理，這種方法成本高、工藝流程長、設(shè)備投資大。由于技術(shù)上一直沒突破傳統(tǒng) 的生產(chǎn)方法，只能小批量試制，很難形成規(guī)模的生產(chǎn)能力，集成電路用c u c r 。z r 合金完全依靠進(jìn)口。到目前為止，c u c r z r 系銅合金引線框架帶材在國內(nèi)尚未 進(jìn)行工業(yè)化生產(chǎn)。 1 2高強(qiáng)高導(dǎo)銅基合金的設(shè)計與制備 銅合金因其良好的導(dǎo)電性和耐蝕性而得到廣泛的應(yīng)用。但是，隨著銅加入 比重的加大，進(jìn)而對銅合金的強(qiáng)度提出了更高的要求。而一直以來，在銅合金 的設(shè)計研究過程中存在著高強(qiáng)度與高導(dǎo)電性之間的矛盾。一般來說，提高合金 的強(qiáng)度的同時會大大降低它的導(dǎo)電性，而要保持良好的導(dǎo)電性往往又導(dǎo)致其強(qiáng) 度不足。因此，如何在保持銅合金高導(dǎo)電性的前提下，更好的提高其力學(xué)性能 是現(xiàn)在研究的重點(diǎn)之一。正因銅合金中存在強(qiáng)度與導(dǎo)電性間存在著這種此消彼 長的關(guān)系，因而在設(shè)計與開發(fā)高強(qiáng)高導(dǎo)銅合金時，應(yīng)綜合考慮銅合金的強(qiáng)化機(jī) 理，合理應(yīng)用，以滿足不同要求。 4 目前，高強(qiáng)高導(dǎo)銅合金的設(shè)計思路主要有兩類：一是加入適量合金元素， 強(qiáng)化銅基體以提高合金的強(qiáng)度，同時盡可能減少對導(dǎo)電性的影響：二是引入第 二相形成復(fù)合材料，通過復(fù)合強(qiáng)化取長補(bǔ)短，達(dá)到高強(qiáng)高導(dǎo)的目的。相應(yīng)的， 就形成了兩種制備方法：合金化法和復(fù)合材料法【2 3 2 5 1 。 1 - 合金化法 合金化法是制備高強(qiáng)高導(dǎo)銅基合金的基本方法之一。它通過在銅基體中添 加一定量的合金元素已形成過固溶體或過飽和固溶體使基體晶格發(fā)生畸變使合 金得到強(qiáng)化；或固溶后通過時效析出細(xì)小的強(qiáng)化相，從而獲得具有高強(qiáng)度與高 導(dǎo)電率兼?zhèn)涞你~合金。 + 合金化法的基本原則有：( 1 ) 低合金化和冷作硬化。加入的合金元素總量要 少，且這些元素要對合金的導(dǎo)電率的影響較??；( 2 ) 時效強(qiáng)化。在加入起沉淀 強(qiáng)化作用的元素時，最好使合金元素之間形成不含銅元素的強(qiáng)化相，而這種強(qiáng) 化相在基體中的固溶度應(yīng)隨溫度的降低而逐漸減小。 2 復(fù)合材料法 根據(jù)導(dǎo)電理論，固溶在銅基體中的原子引起銅原子的畸變對電子的散射作 用比第二相引起的散射作用要強(qiáng)得多，所以復(fù)合強(qiáng)化不會明顯降低銅基體的導(dǎo) 電性：而強(qiáng)化相的存在還能改善基體的室溫性能和高溫性能，因而成為制備高 強(qiáng)高導(dǎo)銅合金的一種有效手段。 根據(jù)復(fù)合材料增強(qiáng)相的形態(tài)的不同，銅基復(fù)合材料可劃分為兩種基本類型： 粒子增強(qiáng)型和纖維增強(qiáng)型兩類。彌散強(qiáng)化銅合金屬于粒子增強(qiáng)型復(fù)合材料，這 種材料承受載荷的主要是基體，第二相是強(qiáng)化相，其作用在于阻止位錯在基體 中的運(yùn)動，合金強(qiáng)度取決于分散粒子對基體中位錯的阻礙能力。相反，在纖維 增強(qiáng)型復(fù)合材料中，纖維是載荷的主要承受者，基體只是傳遞和分散載荷到纖 維中去的媒介，材料的強(qiáng)度取決于纖維的強(qiáng)度，纖維與基體界面的粘接程度以 及基體剪切強(qiáng)度等一系列因素。下面簡要闡述這兩類復(fù)合強(qiáng)化法在國內(nèi)外的研 究情況【2 6 - 2 9 】： ( a ) 粉末冶金法 粉末冶金法是生產(chǎn)高強(qiáng)高導(dǎo)銅基合金的重要方法，其主要工藝過程包括： 復(fù)合粉末的制備；復(fù)合粉末的成型；復(fù)合粉末的燒結(jié)。這種制備方法最 具代表性的是近年來迅速發(fā)展的氧化物彌散強(qiáng)化( o x i d ed i s p e r s i o n s t r e n g t h e n e d ) 銅，簡稱o d s 銅。這類材料通過在銅基體中引入均勻分布的微 細(xì)的具有良好熱穩(wěn)定性的氧化物顆粒，如y 2 0 3 、a 1 2 0 3 等，不但提高了銅合金 在室溫和高溫下的力學(xué)性能，而且還保持了基體高的導(dǎo)電性。 ( b ) 機(jī)械合金法 機(jī)械合金法是利用高能球磨機(jī)，將金屬粉末和陶瓷粒子按一定比例混合， 反復(fù)研磨，使二者反復(fù)變形粉碎而粘合使其合金化和均勻化，這種方法適用于 兩種熔點(diǎn)懸殊的合金的復(fù)合，但是生產(chǎn)工藝不易控制。 ( c ) 原位自生法 原位自生法包括原位反應(yīng)合成法、原位形變復(fù)合法和原位生長復(fù)合法。其 中原位反應(yīng)合成法是指在銅基體中，通過元素之間或元素與化合物之間的發(fā)生 放熱反應(yīng)而生成增強(qiáng)相的復(fù)合材料法。 原位形變復(fù)合法是指在銅中加入過量的合金元素，經(jīng)過處理使合金元素以 單晶樹枝狀凝固于合金當(dāng)中，然后對合金進(jìn)一步加工，使樹枝狀枝晶變?yōu)槔w維 結(jié)構(gòu)，達(dá)到纖維復(fù)合強(qiáng)化的目的。該方法制備的c u t a 、c u 。n b 等復(fù)合材料， 抗拉強(qiáng)度大于1 4 0 0 m p a ，導(dǎo)電率在9 0 i a c s 以上，已在大型脈沖磁場發(fā)生系 統(tǒng)線圈中得到應(yīng)用。 一 原位生長復(fù)合法是通過合金的定向凝固，在基體中形成定向排列的纖維狀 增強(qiáng)相，這是近年來發(fā)展起來的新方法。 1 3 高強(qiáng)高導(dǎo)銅基合金的強(qiáng)化機(jī)理 在高強(qiáng)高導(dǎo)銅基合金的制備方面，合金化法與復(fù)合材料法相比，具有生產(chǎn) 成本低、設(shè)備要求簡單及可利用傳統(tǒng)方法進(jìn)行大規(guī)模工業(yè)化生產(chǎn)的優(yōu)勢，因而 目前商用高強(qiáng)高導(dǎo)銅基合金主要利用合金化法進(jìn)行生產(chǎn)制備。其強(qiáng)化手段主要 有：固溶強(qiáng)化、沉淀強(qiáng)化、細(xì)晶強(qiáng)化和形變強(qiáng)化四種。 1 固溶強(qiáng)化 銅合金的固溶強(qiáng)化是合金元素加入到銅基體中以固溶原子的形式存在，隨 著溶質(zhì)原子含量的增加，一方面，合金的屈服強(qiáng)度近似直線上升，強(qiáng)度得以提 高；另一方面，隨著固溶度的增大，基體晶格的畸變程度增加，加劇了對運(yùn)動 電子的散射作用，使合金的導(dǎo)電率降低。根據(jù)m o t t n a b b a r o 的理論【3 們，對于稀 薄固溶體，屈服強(qiáng)度隨溶質(zhì)元素濃度的變化可表示為： o = o o + k c m ( 1 - 1 ) 式中：o 一合金屈服強(qiáng)度；o o 一純金屬屈服強(qiáng)度；c 一溶質(zhì)原子濃度；k 、m 一 常數(shù)，決定于基體和合金元素的性質(zhì)，m 的數(shù)值介于0 5 1 之間。 引起固溶強(qiáng)化的因素包括彈性交互作用( 柯垂?fàn)枤鈭F(tuán)和史諾克氣團(tuán)) 、電交 互作用、化學(xué)交互作用等。合金元素進(jìn)入銅基體中，雖能提高銅的強(qiáng)度，但同 時也很大程度上降低銅基體的率。這是由于合金元素進(jìn)入銅晶體后，因其原子 尺寸與銅不同，從而引起點(diǎn)陣畸變。由于點(diǎn)陣畸變對電子運(yùn)動有強(qiáng)烈的散射作 用，從而使其電導(dǎo)率下降。根據(jù)m a t h i e s s e n 定律，低濃度固溶體的電導(dǎo)率可表 示為： p = p o + c a o + k ( 1 2 ) 式中：p o - 固溶體溶劑組元的電導(dǎo)率；c 一溶質(zhì)原子含量：p 一1 溶質(zhì)原子引 6 起的附加電阻率；k 一與溫度和溶質(zhì)濃度有關(guān)的偏離量。因p 不同，不同的合 金元素對同電導(dǎo)率的影響也不同。因此，選擇合金元素時須選擇強(qiáng)化效果好， 且對電導(dǎo)率影響較小的元素作為固溶元素。如s n 、c d 、a g 等?？傮w來說，固 溶強(qiáng)化雖能提高材料的強(qiáng)度，但大幅度降低了銅合金的導(dǎo)電性，因而限制了它 在高強(qiáng)高導(dǎo)銅基合金中的應(yīng)用。 2 沉淀強(qiáng)化 沉淀強(qiáng)化的基本原理是：在銅中加入固溶度較低的合金元素，通過高溫固 溶淬火處理，使合金元素在銅中形成過飽和固溶體，強(qiáng)度與純銅相比有所提高， 通過時效，使過飽和固溶體分解，合金元素以一定形式析出，彌散分布在基體 中形成沉淀相，沉淀相有效地阻止晶界和位錯的移動，使合金強(qiáng)度大大增加； 同時，固溶體脫溶過程中，析出粒子的出現(xiàn)會對電子產(chǎn)生附加散射，會使合金 電阻率提高，但沉淀析出的第二相引起的點(diǎn)陣畸變對電子的散射作用要比銅基 體中固溶原子引起的散射作用小得多，因而在總體上，脫溶過程后合金能獲得 較高的電導(dǎo)率。 沉淀強(qiáng)化的合金元素應(yīng)具備以下兩個條件：一是高溫和低溫下在銅基體中 的固溶度相差很大，以便在時效時能析出足夠多的強(qiáng)化相；二是室溫時在銅中 的固溶度極小，以保證基體的高導(dǎo)電性。根據(jù)這一原理開發(fā)的高強(qiáng)高導(dǎo)銅合金 有：c u c r 、c u z r 、c u c r z r 、c u f e 、c u f e t i 、c u n i b e 等，而以c u c r 、 c u z r 系合金的發(fā)展最為迅速，應(yīng)用最為廣泛。 時效析出初期，析出物粒子直徑較小，析出粒子與基體共格時，位錯與粒 子的交互作用為切割方式。按照f l e i s h e r 模式【3 1 】，析出粒子引起臨界剪切應(yīng)力的 增量： t = 1 1 8 u 3 陀f s 6 ( r j b ) ( r b ) ( 1 3 ) t = 1 1 8 u 馴z( 1 3 ) 式中：“一母相的彈性模量；r 一析出物半徑；b 一位錯的柏氏矢量；f - 析出相 的體積分?jǐn)?shù)；= ( 母相晶格常數(shù)析出相晶格常數(shù)) ( 母相晶格常數(shù)) 。 時效析出中后期，析出相粗化，析出粒子與基體由共格轉(zhuǎn)化為半共格或不 共格，位錯與粒子交互作用為繞過方式( o r o w a n 模式) ，可見，沉淀強(qiáng)化型合金 的屈服強(qiáng)度不僅與析出相粒子的大小、數(shù)量有關(guān)，還與粒子與銅基體的界面結(jié) 構(gòu)有關(guān)。優(yōu)化固溶時效工藝，形成合適的析出相組態(tài)，即可獲得不同強(qiáng)度級別 的合金。 3 細(xì)晶強(qiáng)化 根據(jù)h a l l 。p e t c h 公式【3 2 1 ： g y = g o + k y d l 陀2 ( 1 - 4 ) 式中：g y - 屈服應(yīng)力：o o 一常數(shù)，k v 一常數(shù)；d 一晶粒平均直徑。在多晶體中， 晶粒越細(xì)，屈服強(qiáng)度越高，多晶體在受力變形過程中，位錯被晶界阻擋而塞積 在晶界表面，從而迫使晶界內(nèi)的滑移而由易到難，最終合金被強(qiáng)化。此外，停 7 留在晶界處的滑移帶在位錯塞積群的頂部會產(chǎn)生應(yīng)力集中，位錯塞積群可以與 外加應(yīng)力發(fā)生作用，當(dāng)這個應(yīng)力大到足以開動臨近晶粒內(nèi)部的位錯源時，滑移 帶才能從一個晶粒傳到下一個晶粒。由于晶界及相鄰晶粒取向不同，從而使材 料強(qiáng)化。由于晶體的傳導(dǎo)性能與結(jié)晶取向無關(guān)，晶粒細(xì)化僅使晶界增多，而對 銅的導(dǎo)電性能影響很小。 為了得到超細(xì)晶粒組織，有幾種方法可以采用： 改變結(jié)晶過程的冷凝條件，盡量增加冷卻速度，使結(jié)晶從轉(zhuǎn)變一開始就 有相當(dāng)大的成核速率，進(jìn)而取得細(xì)小的初生晶粒組織； 通過加工變形，同時嚴(yán)格控制隨后的回復(fù)和再結(jié)晶過程，以取得細(xì)小的 變形組織； 利用脫溶反應(yīng)、調(diào)幅分解、粉末燒結(jié)和內(nèi)氧化等方法在合金內(nèi)產(chǎn)生彌散 的第二相以限制基體組織的晶粒長大； 通過加入某種微量合金元素( 如硼等) 來細(xì)化晶粒，r e 和b 不僅是優(yōu)良的脫氧劑，而且能有效地細(xì)化晶粒，提高強(qiáng)度、改善韌性，且 對導(dǎo)電性影響小。 4 形變強(qiáng)化 冷變形能使銅內(nèi)部位錯大量增殖，根據(jù)位錯強(qiáng)化理論，金屬變形的主要方 式是位錯的運(yùn)動，位錯在運(yùn)動過程中彼此交截，形成割階，使位錯的可動性減 小，許多位錯交互作用后，纏結(jié)在一起形成位錯塞結(jié)，使位錯運(yùn)動變得十分困 難，從而使銅的強(qiáng)度提高。純銅經(jīng)冷變形后，強(qiáng)度由軟態(tài)的2 3 0 2 9 0 m p a 增加到 3 5 0 4 0 0 m p a ，但塑性也隨變形量的增加而下降。通過相交強(qiáng)化得到的高強(qiáng)度會 在隨后的退火過程中很快消失，單一的形變強(qiáng)化對銅合金的強(qiáng)度貢獻(xiàn)有限，因 而形變強(qiáng)化通常與其他的強(qiáng)化方式聯(lián)合使用。 綜上所述，合金化強(qiáng)化的一般途徑是：添加適量合金元素實(shí)現(xiàn)固溶強(qiáng)化， 通過塑性變形達(dá)到形變強(qiáng)化，通過時效析出或晶粒細(xì)化進(jìn)一步強(qiáng)化。單一的固 溶強(qiáng)化、沉淀強(qiáng)化、及形變強(qiáng)化的效果往往有限，銅合金的強(qiáng)度較低，電導(dǎo)率 也不理想。因此，常常將幾種強(qiáng)化方法聯(lián)合使用，則可得到較滿意的效果。如 通過固溶+ 變形+ 時效工藝可大大提高沉淀強(qiáng)化銅合金的強(qiáng)度，而對電導(dǎo)率的影 響很小。 1 4 高強(qiáng)高導(dǎo)銅基合金的研究熱點(diǎn)與發(fā)展趨勢 1 4 1 研究熱點(diǎn) 1 快速凝固制造制備高強(qiáng)高導(dǎo)銅基合金 快速冷凝技術(shù)由于凝固過程的冷速快、起始形核過冷度大，生長速率高， 其結(jié)果使固液界面偏離平衡，因而呈現(xiàn)出一系列與常規(guī)合金不同的組織和結(jié) 8 構(gòu)特征。采用快速冷凝制備的銅合金有以下特點(diǎn)：( 1 ) 合金元素在銅中的固溶量 顯著增大；( 2 ) 晶粒大大細(xì)化；( 3 ) 化學(xué)成分的顯微偏析明顯降低；( 4 ) 晶體缺陷 密度大大增加；( 5 ) 形成了新的亞穩(wěn)相結(jié)構(gòu)；( 6 ) 經(jīng)時效處理后，銅基體中第二組 元含量提高，彌散程度增大。這樣，快速冷凝銅合金在導(dǎo)電性稍有降低的情況 下，合金強(qiáng)度得到了顯著的提高，并改善了合金的耐磨、耐腐蝕性能。 快速凝固技術(shù)為制備高強(qiáng)高導(dǎo)銅基合金的開發(fā)開辟了一個新的領(lǐng)域。自7 0 年代末以來，發(fā)達(dá)國家相繼開展了快速凝固銅合金的開發(fā)與研究，二十多年來 進(jìn)展迅速，并逐步從實(shí)驗(yàn)室走向工業(yè)化生產(chǎn)。目前，在開發(fā)高性能銅合金中已 采用的快速凝固方法有：旋鑄法、超聲氣體霧化法和噴射成型法，分別用于制 取快速凝固條帶、粉末和塊錠材料。 在國內(nèi)，直到九十年代，西安交通大學(xué)、哈爾濱工業(yè)大學(xué)等單位開展了這 方面的實(shí)驗(yàn)室研究，并取得了一定進(jìn)展。今后，快速凝固高強(qiáng)高導(dǎo)銅合金的研 究重點(diǎn)是：通過對凝固過程和時效過程的分析來優(yōu)化合金成分、凝固動力學(xué)參 數(shù)和時效工藝，改善顯微組織結(jié)構(gòu)和性能。 2 彌散強(qiáng)化銅合金 彌散強(qiáng)化銅合金是通過向基體中引入均勻分布、細(xì)小、具有良好熱穩(wěn)定性 的氧化物顆粒來強(qiáng)化銅而制得的材料。a 1 2 0 3 、z r 0 2 、s i 0 2 、y 2 0 3 、t h 0 2 等氧 化物具有硬度高、熱穩(wěn)定性好和較易獲得細(xì)小的顆粒等特點(diǎn)，最適合用作彌散 體。目前，研究得最充分的是c u 。a 1 2 0 3 系。彌散強(qiáng)化銅合金性能的提高源于均 勻彌散在銅基體中的氧化物顆粒種類、粒度、形態(tài)和分布，彌散的質(zhì)量在很大 程度上取決于制備工藝。制備工藝主要有組元機(jī)械混合法、共沉淀法、機(jī)械合 金化、內(nèi)氧化法以及溶膠一凝膠法等。內(nèi)氧化法是目前制取彌散強(qiáng)化銅最有效的 方法，其關(guān)鍵工藝是供氧的方法，即如何使c u a 1 轉(zhuǎn)變?yōu)閏 u a 1 2 0 3 。內(nèi)氧化方 法目前主要有壓埋法、霧化法、流動氣氛氧化法等幾種。內(nèi)氧化法中反應(yīng)所需 的氧含量難以控制，生產(chǎn)成本較高，有待進(jìn)一步研究。溶膠一凝膠法( s o l g e l 法) 是最近開發(fā)的制備彌散強(qiáng)化銅合金的新工藝，它通過s 0 1 g e l 技術(shù)制得初生態(tài) a i ( o h ) 3 ，溶膠后，加入還原銅粉，制取a 1 2 0 3 c u 復(fù)合粉末，然后進(jìn)行熱壓燒 結(jié)，得到超細(xì)a 1 2 0 3 彌散強(qiáng)化銅材料，其工藝過程容易控制、成本低，制得的 彌散強(qiáng)化銅合金不僅強(qiáng)度和導(dǎo)電性能好，而且致密度高，高溫穩(wěn)定性好，有良 好的應(yīng)用前景p 引。 在我國，彌散強(qiáng)化銅合金的研制與開發(fā)還處于初級階段，主要是因?yàn)槠渲?造技術(shù)較復(fù)雜，工藝要求高，質(zhì)量控制較難，故生產(chǎn)成本也較高。提高彌散強(qiáng) 化銅合金性能的關(guān)鍵有兩個：一是優(yōu)化內(nèi)氧化工藝和還原工藝，確保彌散質(zhì)點(diǎn) 的均勻分布，保證材質(zhì)的各向同性并使得氧化銅全部還原；二是要優(yōu)化固化成 形方法，提高成品材的致密度。 3 銅基原位復(fù)合材料 9 銅基原位復(fù)合材料最早出現(xiàn)于2 0 世紀(jì)7 0 年代末。b e e k 等在研究超導(dǎo)合金時 首次發(fā)現(xiàn)鑄態(tài)c u n b 合金經(jīng)大量拉拔變形后，形成的n b 纖維分布在c u 基體上， c u 一2 0 n b ( 體積分?jǐn)?shù)) 復(fù)合材料的抗拉強(qiáng)度接近2 0 0 0 m p a ，引起了諸多研究者 的極大興趣。由于它在變形加工過程中形成纖維結(jié)構(gòu)，具有復(fù)合材料的組織和 性能特點(diǎn)，故稱作原位變形復(fù)合材料。 銅基原位復(fù)合材料的合金元素x 要求在銅中的固溶度很小并具有良好的塑 性，通常體積分?jǐn)?shù)應(yīng)保持在2 0 以下，纖維體使得基體的強(qiáng)度顯著提高，而基 體仍保持所希望的導(dǎo)熱導(dǎo)電性能。銅基原位變形復(fù)合材料的制備過程包括制坯、 預(yù)變形、最終變形三個主要階段【3 4 1 。制坯的方法有兩類：一是鑄造法，對n b 、 t a 等高熔點(diǎn)的合金元素，常采用自耗電極電弧熔煉，對f e 、c r 等合金元素可采 用真空感應(yīng)熔煉；二是粉末冶金法，可采用c u 與x 元素兩種粉末制坯，或用預(yù) $ u c u x 合金粉末制坯。捆束拉拔法也可用來制備銅基原位復(fù)合材料。預(yù)變形采 用鍛造、擠壓、軋制等熱變形方法。最終變形主要采用多道次的拉拔。 銅基原位復(fù)合材料的原始組織一般為銅基體上均勻分布著樹枝狀( 熔煉法) 或顆粒狀( 粉末冶金法) 的第二相，經(jīng)形變后第二相將形成纖維狀。其微觀組織 經(jīng)較大的形變后，纖維內(nèi)幾乎沒有位錯存在，晶界處則是高密度位錯區(qū)【3 引。銅 基原位復(fù)合材料存在明顯的形變織構(gòu)，例如c u n b 原位復(fù)合材料，n b 纖維( 1 1 0 ) 方向和c u 基體( 1 1 0 ) 方向平行于線拉方向。 銅基原位復(fù)合材料的主要性能指標(biāo)是極限拉伸強(qiáng)度和電導(dǎo)率。極限拉伸強(qiáng) 度主要取決于第二相含量、形變量、第二相原始尺寸等，形變量越大，極限拉 伸強(qiáng)度越高。形變銅基原位復(fù)合材料由于在合金組分構(gòu)成上要求各組元間在固 態(tài)下互不溶解或只有極小固溶度，所以第二組元的加入基本不削弱銅基體的導(dǎo) 電性。第二組元形成的第二相和變形量對導(dǎo)電性也有很大的影響，形變量越大導(dǎo) 電性越低。為了提高強(qiáng)度，要進(jìn)行大變形，必然會提高界面和位錯散射電阻【j o 。 銅基原位復(fù)合材料的研究在國外已取得很大進(jìn)展。國內(nèi)，上海交通大學(xué)等 也在從事這方面的研究【37 1 。目前仍有存在一些問題，例如，微觀組織結(jié)構(gòu)和強(qiáng) 化機(jī)制有待進(jìn)一步探討，使用性能有待評估，產(chǎn)業(yè)化比較困難等。隨著研究的 進(jìn)一步深入，銅基原位復(fù)合材料的綜合性能不斷提高，生產(chǎn)成本不斷降低，制 備工藝不斷完善，可望實(shí)現(xiàn)規(guī)?；I(yè)生產(chǎn)，有望成為集成電路引線框架、支 撐電極、電力機(jī)車架空導(dǎo)線等的優(yōu)選材料。 1 4 2 發(fā)展趨勢 i 沉淀強(qiáng)化和多元微合金化是提高高強(qiáng)高導(dǎo)銅基合金性能的有效途徑 合金化法制備高強(qiáng)高導(dǎo)銅合金主要是固溶強(qiáng)化和沉淀強(qiáng)化兩種方法，細(xì)晶 強(qiáng)化和形變強(qiáng)化常作為輔助強(qiáng)化手段。由于銅與其它異種金屬有良好的熔合性， 1 0 已開發(fā)出了諸如c u - z n 、c u s n 、c u a 1 和c u n i 等一系列固溶強(qiáng)化型合金，但由 于固溶元素在金屬中使導(dǎo)電電子散射加劇，導(dǎo)電、導(dǎo)熱性大幅度下降，因此， 就高強(qiáng)高導(dǎo)電性合金來說，固溶強(qiáng)化型合金較少。沉淀強(qiáng)