工程科学学报，第40卷，第11期：1358-1372,2018年11月 Chinese Journal of Engineering,Vol.40,No.11:1358-1372,November 2018 DOI:10.13374/j.issn2095-9389.2018.11.010;http://journals.ustb.edu.cn 铜包铝丝材的旋锻复合-拉拔成形与组织性能 娄敏轩)，刘新华)区，姜雁斌”，谢建新”，谢明) 1)北京科技大学新材料技术研究院，北京1000832)贵研铂业股份有限公司，昆明650106 ☒通信作者，E-mail:Liuxinhual8@l63.com 摘要采用“热旋锻-拉拔”方法制备了直径为65μm、包覆铜层厚度较均匀、表面质量高和界面结合质量良好的铜包铝复 合微丝，研究了合理热旋制度、热旋复合成形铜包铝线材的组织和界面结合状态以及中间退火和拉拔对线材组织与性能的影 响.结果表明：合理的旋锻制度为旋锻温度350℃，单道次变形量40%，旋锻后形成了动态再结品组织和厚度为0.7m的界 面扩散层.复合线材的合理退火工艺参数为350℃/30min(退火温度350℃、退火时间30min),该条件下退火后线材延伸率达 到最高值35.7%，界面扩散层厚度约为2.1m,退火后铜层和铝芯发生再结晶，组织内部形成等轴晶组织.当退火温度超过 350℃时，铜层和铝芯品粒长大，界面扩散层厚度增加，从而导致线材的延伸率下降.将单道次变形量控制在15%~20%，经 过粗拉，制备了0.96m的丝材：粗拉后不进行退火处理，将单道次变形量控制在8%~15%，经过细拉，制备了表面光洁、直 径为65μm的复合微丝.在拉拔过程中，铜层和铝芯均出现(111)丝织构. 关键词铜包铝：复合丝材：旋锻：拉拔：组织性能 分类号TG356.47 Rotary swaging-drawing formation,microstructure,and properties of copper-clad alu- minum composite micro-wires LOU Min-xuan,LIU Xin-hua,JlANG Yan-bin,XIE Jian-xin'),XIE Ming?) 1)Institute for Advanced Materials and Technology,University of Science and Technology Beijing,Beijing 100083,China 2)Sino-platinum Metals Co.,Ltd,Kunming 650106,China Corresponding author,E-mail:Liuxinhual8@163.com ABSTRACT Copper-clad aluminum wires are extensively applied in aerospace,telecommunications,national defense industry,and other fields,because of the combined advantages of the excellent conductivity,thermal conductivity,and low contact resistance of copper and the low density,corrosion resistance,and low costs of aluminum.In this study,a composite wire with high interfacial bond- ing quality was obtained by hot rotary swaging,which can be utilized in manufacturing to achieve high efficiency and high quality because of its feature of the large single-pass deformation.The processed wire was then prepared by drawing into micro-wires,and given this,a simple,inexpensive,and highly efficient method for preparing micro-wires was developed in this study.Copper-clad aluminum wires with a diameter of 65 um,uniformly thick coating,glossy surface,and good interfacial bonding were prepared by the hot rotary swaging-drawing method.The rotary swaging parameters and the microstructure and interfacial bonding of the composite wire were studied,and the effects of drawing and intermediate annealing on its microstructure and properties were discussed.The results show that the reasonable swaging parameters are 350 C swaging temperature with 40%single-pass deformation.After the rotary swaging,dynamic recrystallization microstructures and interface diffusion layer with thickness of 0.7 um are formed.The optimum annealing parameter is 350 C/30 min (350 annealing temperature with 30 min annealing time),under which the elongation reaches 35.7%,the thickness of interface diffusion layer is 2.I um,and the copper layer and the aluminum core are recrystallized with the 收稿日期：2017-11-12 基金项目：国家高技术研究与发展计划资助项目(2013AA030706):云南省科技合作资助项目(20151B012):国家留学基金资助项目(201506465055)
工程科学学报,第 40 卷,第 11 期:1358鄄鄄1372,2018 年 11 月 Chinese Journal of Engineering, Vol. 40, No. 11: 1358鄄鄄1372, November 2018 DOI: 10. 13374 / j. issn2095鄄鄄9389. 2018. 11. 010; http: / / journals. ustb. edu. cn 铜包铝丝材的旋锻复合鄄鄄拉拔成形与组织性能 娄敏轩1) , 刘新华1)苣 , 姜雁斌1) , 谢建新1) , 谢 明2) 1) 北京科技大学新材料技术研究院, 北京 100083 2) 贵研铂业股份有限公司, 昆明 650106 苣 通信作者, E鄄mail: Liuxinhua18@ 163. com 摘 要 采用“热旋锻鄄鄄拉拔冶方法制备了直径为 准65 滋m、包覆铜层厚度较均匀、表面质量高和界面结合质量良好的铜包铝复 合微丝,研究了合理热旋制度、热旋复合成形铜包铝线材的组织和界面结合状态以及中间退火和拉拔对线材组织与性能的影 响. 结果表明:合理的旋锻制度为旋锻温度 350 益 ,单道次变形量 40% ,旋锻后形成了动态再结晶组织和厚度为 0郾 7 滋m 的界 面扩散层. 复合线材的合理退火工艺参数为 350 益 / 30 min(退火温度 350 益 、退火时间 30 min),该条件下退火后线材延伸率达 到最高值 35郾 7% ,界面扩散层厚度约为 2郾 1 滋m,退火后铜层和铝芯发生再结晶,组织内部形成等轴晶组织. 当退火温度超过 350 益时,铜层和铝芯晶粒长大,界面扩散层厚度增加,从而导致线材的延伸率下降. 将单道次变形量控制在 15% ~ 20% ,经 过粗拉,制备了 准0郾 96 mm 的丝材;粗拉后不进行退火处理,将单道次变形量控制在 8% ~ 15% ,经过细拉,制备了表面光洁、直 径为 准65 滋m 的复合微丝. 在拉拔过程中,铜层和铝芯均出现掖111业丝织构. 关键词 铜包铝; 复合丝材; 旋锻; 拉拔; 组织性能 分类号 TG356郾 4 + 7 收稿日期: 2017鄄鄄11鄄鄄12 基金项目: 国家高技术研究与发展计划资助项目(2013AA030706); 云南省科技合作资助项目(2015IB012); 国家留学基金资助项目(201506465055) Rotary swaging鄄drawing formation, microstructure, and properties of copper鄄clad alu鄄 minum composite micro鄄wires LOU Min鄄xuan 1) , LIU Xin鄄hua 1) , JIANG Yan鄄bin 1) , XIE Jian鄄xin 1) , XIE Ming 2) 1) Institute for Advanced Materials and Technology, University of Science and Technology Beijing,Beijing 100083, China 2) Sino鄄platinum Metals Co. , Ltd, Kunming 650106, China 苣 Corresponding author, E鄄mail: Liuxinhua18@ 163. com ABSTRACT Copper鄄clad aluminum wires are extensively applied in aerospace, telecommunications, national defense industry, and other fields, because of the combined advantages of the excellent conductivity, thermal conductivity, and low contact resistance of copper and the low density, corrosion resistance, and low costs of aluminum. In this study, a composite wire with high interfacial bond鄄 ing quality was obtained by hot rotary swaging, which can be utilized in manufacturing to achieve high efficiency and high quality because of its feature of the large single鄄pass deformation. The processed wire was then prepared by drawing into micro鄄wires, and given this, a simple, inexpensive, and highly efficient method for preparing micro鄄wires was developed in this study. Copper鄄clad aluminum wires with a diameter of 准65 滋m, uniformly thick coating, glossy surface, and good interfacial bonding were prepared by the hot rotary swaging鄄drawing method. The rotary swaging parameters and the microstructure and interfacial bonding of the composite wire were studied, and the effects of drawing and intermediate annealing on its microstructure and properties were discussed. The results show that the reasonable swaging parameters are 350 益 swaging temperature with 40% single鄄pass deformation. After the rotary swaging, dynamic recrystallization microstructures and interface diffusion layer with thickness of 0郾 7 滋m are formed. The optimum annealing parameter is 350 益 / 30 min (350 益 annealing temperature with 30 min annealing time), under which the elongation reaches 35郾 7% , the thickness of interface diffusion layer is 2郾 1 滋m, and the copper layer and the aluminum core are recrystallized with the
娄敏轩等：铜包铝丝材的旋锻复合一拉拔成形与组织性能 ·1359· formation of equiaxed grains.When the annealing temperature exceeds 350 C,copper and aluminum grains and the interface layer thickness increase,which will lead to a lower wire elongation.A wire of d0.96 mm is fabricated by a 15%-20%single-pass deforma- tion,and then the 665 um diameter wire is manufactured by an 8%-15%single-pass deformation without annealing.In the drawing process,(111)silk texture appears in the copper layer and the aluminum core. KEY WORDS copper-clad aluminum;composite micro-wires;rotary swaging composite;drawing;microstructure and properties 铜包铝复合丝材是在纯铝丝材表面包覆一层纯 相关研究表明，在进行双金属复合成形时，增大 铜而形成的一种双金属层状复合材料，结合了纯铜 塑性加工的变形量有利于提高界面结合强度[16] 优异的导电导热性能、低接触电阻性和纯铝密度较 旋锻成形是通过旋转锻造，使金属产生压缩为主的 低、耐腐蚀、价格低廉的优势1-)]，在航空航天、电子 塑性变形的一种金属成形加工工艺，其特点是可实 通讯、国防军工等领域应用广泛35] 现单道次大变形量加工[7-).如果能利用旋锻成 铜包铝复合线材现有主要制备方法有包覆焊接 形可对双金属进行单道次大变形量压缩变形的特 法、轧制压接法、电镀法、静液挤压法和拉拔复合法、 点，对铜铝双金属进行高质量、高效地复合，以得到 连铸复合法等[6-15)].包覆焊接法和轧制压接法是预 高界面结合质量的复合线材，再通过后续拉拔加工 先制备好包覆层铜带和铝芯线，通过一定工艺将铜 制备细丝材，将有望发展一种简单、高效、低成本和 带包覆在铝芯表面，再通过焊接或轧制压接的方法， 高性能的铜铝复合细丝材制备方法. 将铜带沿纵向焊合在一起，最后再通过扩散热处理 为此，本文采用热旋锻复合并结合中间退火和 和拉拔成形，获得一定尺寸的产品.其共同的优点 拉拔成形，制备了直径为65um的复合丝材，研究 是工艺成熟、自动化程度高、包覆铜层沿圆周方向及 了制备工艺参数对复合线材组织性能及界面的 纵向分布均匀，同心度好：缺点是由于焊缝的存在， 影响. 在加工至较小尺寸时容易在焊缝处开裂而造成报 废，因此难以制备直径细小的复合丝材.电镀法是 1实验 通过电镀在铝丝表面镀上一层铜，其特点是工艺较 1.1铜包铝复合线材的制备 为简单，且可以生产直径较小的复合丝材，但存在的 实验原料为尺寸10mm、壁厚1mm、长1m的 问题是铜层较薄且不致密，铜铝结合强度低，而且环 紫铜管，和直径中7.7mm的纯铝棒（图1(a)),将铜 境负担较大.静液挤压法是预先制备好铜管和铝芯 管内表面、铝棒表面酸洗除去氧化膜，再用钢丝刷打 杆，再通过静液挤压的方法使两者实现复合获得复 磨后装配.打磨的目的是使铜/铝接触面粗糙化，有 合线材，最后经过拉拔成形制备丝材.该方法的优 利于旋锻时界面更好复合.铜铝装配后的外形如图 点是界面结合强度高：包覆层无焊缝，可制备直径细 1(b)所示.将装配好的材料放到加热炉中加热3~ 小的丝材，但问题是需要专用设备，设备投入大，生 5min后立即取出进行旋锻复合成形，旋锻复合的原 产成本高.拉拔复合法是将预先制备的铜管和铝棒 理和过程[1]如图2所示 套装在一起，通过多道次拉拔和扩散退火，制备铜包 制定旋锻工艺参数时，需要考虑制备效率和产 铝线材.该方法的特点是工艺简单、成本低：但由于 品质量等因素.旋锻温度过低，则难以进行单道次 拉拔时单道次变形量较小，界面结合强度低，产品性 大变形量的变形：若温度过高，材料硬度下降严重， 能较差.连铸复合法是将铜和铝熔化后注入一个复 无法实现旋入，也会让接触面氧化严重，影响界面结 合装置中进行连铸成形，通过控制包覆层金属液先 合：单道次变形量过小时，线材的制备效率低，复合 凝固成铜管，然后芯部金属液充填到先凝固的铜管 效果差：变形量过大时，包覆铜层会容易出现破裂. 中凝固形成芯材，并与包覆层形成冶金结合，从而一 因此，旋锻工艺参数拟定为：旋锻温度为150~ 次制备出复合棒坯，再经过轧制和拉拔加工，制备复 450℃，单道次旋锻变形量为30%~50%.通过界 合线材或丝材.该工艺的优点是工艺流程短、生产 面结合情况来选择最佳旋锻工艺.实验所用旋锻机 效率高、产品界面结合强度高.但生产工艺复杂，设 为C7117A/ZF型旋锻机. 备投人较大：受连铸限制，复合坯料一般规格较大， 1.2铜包铝复合线材的中间退火 制备细丝材时，后加工工序繁多.因此，简单高效、 旋锻复合后，若对线材直接拉拔，当拉拔总变 低成本地制备高性能复合丝材一直是人们寻求的 形量达到20%时，线材会出现包覆层开裂，如图3 目标 所示.这说明线材加工硬化较严重，需要进行中间
娄敏轩等: 铜包铝丝材的旋锻复合鄄鄄拉拔成形与组织性能 formation of equiaxed grains. When the annealing temperature exceeds 350 益 , copper and aluminum grains and the interface layer thickness increase, which will lead to a lower wire elongation. A wire of 准0郾 96 mm is fabricated by a 15% - 20% single鄄pass deforma鄄 tion, and then the 准65 滋m diameter wire is manufactured by an 8% - 15% single鄄pass deformation without annealing. In the drawing process, 掖111业 silk texture appears in the copper layer and the aluminum core. KEY WORDS copper鄄clad aluminum; composite micro鄄wires; rotary swaging composite; drawing; microstructure and properties 铜包铝复合丝材是在纯铝丝材表面包覆一层纯 铜而形成的一种双金属层状复合材料,结合了纯铜 优异的导电导热性能、低接触电阻性和纯铝密度较 低、耐腐蚀、价格低廉的优势[1鄄鄄2] ,在航空航天、电子 通讯、国防军工等领域应用广泛[3鄄鄄5] . 铜包铝复合线材现有主要制备方法有包覆焊接 法、轧制压接法、电镀法、静液挤压法和拉拔复合法、 连铸复合法等[6鄄鄄15] . 包覆焊接法和轧制压接法是预 先制备好包覆层铜带和铝芯线,通过一定工艺将铜 带包覆在铝芯表面,再通过焊接或轧制压接的方法, 将铜带沿纵向焊合在一起,最后再通过扩散热处理 和拉拔成形,获得一定尺寸的产品. 其共同的优点 是工艺成熟、自动化程度高、包覆铜层沿圆周方向及 纵向分布均匀,同心度好;缺点是由于焊缝的存在, 在加工至较小尺寸时容易在焊缝处开裂而造成报 废,因此难以制备直径细小的复合丝材. 电镀法是 通过电镀在铝丝表面镀上一层铜,其特点是工艺较 为简单,且可以生产直径较小的复合丝材,但存在的 问题是铜层较薄且不致密,铜铝结合强度低,而且环 境负担较大. 静液挤压法是预先制备好铜管和铝芯 杆,再通过静液挤压的方法使两者实现复合获得复 合线材,最后经过拉拔成形制备丝材. 该方法的优 点是界面结合强度高;包覆层无焊缝,可制备直径细 小的丝材,但问题是需要专用设备,设备投入大,生 产成本高. 拉拔复合法是将预先制备的铜管和铝棒 套装在一起,通过多道次拉拔和扩散退火,制备铜包 铝线材. 该方法的特点是工艺简单、成本低;但由于 拉拔时单道次变形量较小,界面结合强度低,产品性 能较差. 连铸复合法是将铜和铝熔化后注入一个复 合装置中进行连铸成形,通过控制包覆层金属液先 凝固成铜管,然后芯部金属液充填到先凝固的铜管 中凝固形成芯材,并与包覆层形成冶金结合,从而一 次制备出复合棒坯,再经过轧制和拉拔加工,制备复 合线材或丝材. 该工艺的优点是工艺流程短、生产 效率高、产品界面结合强度高. 但生产工艺复杂,设 备投入较大;受连铸限制,复合坯料一般规格较大, 制备细丝材时,后加工工序繁多. 因此,简单高效、 低成本地制备高性能复合丝材一直是人们寻求的 目标. 相关研究表明,在进行双金属复合成形时,增大 塑性加工的变形量有利于提高界面结合强度[16] . 旋锻成形是通过旋转锻造,使金属产生压缩为主的 塑性变形的一种金属成形加工工艺,其特点是可实 现单道次大变形量加工[17鄄鄄18] . 如果能利用旋锻成 形可对双金属进行单道次大变形量压缩变形的特 点,对铜铝双金属进行高质量、高效地复合,以得到 高界面结合质量的复合线材,再通过后续拉拔加工 制备细丝材,将有望发展一种简单、高效、低成本和 高性能的铜铝复合细丝材制备方法. 为此,本文采用热旋锻复合并结合中间退火和 拉拔成形,制备了直径为 准65 滋m 的复合丝材,研究 了制备工艺参数对复合线材组织性能及界面的 影响. 1 实 验 1郾 1 铜包铝复合线材的制备 实验原料为尺寸 准10 mm、壁厚 1 mm、长 1 m 的 紫铜管,和直径 准7郾 7 mm 的纯铝棒(图 1(a)),将铜 管内表面、铝棒表面酸洗除去氧化膜,再用钢丝刷打 磨后装配. 打磨的目的是使铜/ 铝接触面粗糙化,有 利于旋锻时界面更好复合. 铜铝装配后的外形如图 1(b)所示. 将装配好的材料放到加热炉中加热 3 ~ 5 min 后立即取出进行旋锻复合成形,旋锻复合的原 理和过程[19]如图 2 所示. 制定旋锻工艺参数时,需要考虑制备效率和产 品质量等因素. 旋锻温度过低,则难以进行单道次 大变形量的变形;若温度过高,材料硬度下降严重, 无法实现旋入,也会让接触面氧化严重,影响界面结 合;单道次变形量过小时,线材的制备效率低,复合 效果差;变形量过大时,包覆铜层会容易出现破裂. 因此, 旋 锻 工 艺 参 数 拟 定 为: 旋 锻 温 度 为 150 ~ 450 益 ,单道次旋锻变形量为 30% ~ 50% . 通过界 面结合情况来选择最佳旋锻工艺. 实验所用旋锻机 为 C7117A/ ZF 型旋锻机. 1郾 2 铜包铝复合线材的中间退火 旋锻复合后,若对线材直接拉拔,当拉拔总变 形量达到 20% 时,线材会出现包覆层开裂,如图 3 所示. 这说明线材加工硬化较严重,需要进行中间 ·1359·
·1360· 工程科学学报，第40卷，第11期 (a) b 10 mm 10 mm 图1旋锻复合成形采用的坯料形貌.()实验用铜管和铝棒：(b)铜铝装配图 Fig.I Appearance of billet used in rotary swaging composite formation:(a)copper tube and aluminum bar;(b)assembled billet (a) ,锻锤 (b) 滚柱 挚块 锻錘 ,锻模 锻棋 主轴 工件 垫块 工件 外圈 滚柱支架 图2旋锻原理示意图.()旋锻进料原理；(b)旋锻机工作原理 Fig.2 Principle of rotary swaging:(a)the feed principle of rotary swaging;(b)the working principle of swaging machine 包覆层破裂 图3拉拔缺陷（包覆层破裂） Fig.3 Drawing defects (cladding cracks) 退火以消除残余应力和组织缺陷，减少变形开裂 包铝复合细丝的直径为65um,总变形量为 倾向. 99.6%,共需34道次. 为此，以旋锻复合制备的线材为对象，研究了退 粗拉拔/精拉拔均在室温下进行，从开始拉拔到 火对复合线材组织性能的影响，确定合理的退火工 65μm的整个拉拔过程中不进行中间退火处理. 艺.退火设备为GSL1600X型真空管式退火炉，退 1.4组织和性能分析 火温度拟定为300~450℃（温度间隔为50℃），退 金相制备的步骤是：试样经砂纸打磨，机械抛光 火时间为30min. 后，在NIKON ECLIPSE LV150正置式反射金相显微 1.3铜包铝复合线材的拉拔成形 镜观察显微组织：电子背散射衍射(EBSD)的制样 退火后的线材在单链式拉拔机上进行粗拉拔成 步骤是：试样经砂纸打磨，机械抛光后，还需进行电 形，单道次变形量控制在15%~20%，粗拉拔后铜 解抛光，电解液的配比为磷酸：水=7：3（体积比） 包铝复合丝材的最终直径为0.96mm,总变形量为 电压设定为10V,抛光时间定为10s,电流为0.9~ 96.3%,共需26道次. 1A.采用ZEISS EV018扫描电子显微镜观察组织 在盘拉式拉拔机上，对复合丝材继续进行精拉 的演变规律 拔，单道次变形量控制在8%~15%，最终制备出铜 采用拉伸试验测试复合材料的抗拉强度和伸长
工程科学学报,第 40 卷,第 11 期 图 1 旋锻复合成形采用的坯料形貌. (a) 实验用铜管和铝棒; (b) 铜铝装配图 Fig. 1 Appearance of billet used in rotary swaging composite formation: (a) copper tube and aluminum bar; (b) assembled billet 图 2 旋锻原理示意图. (a) 旋锻进料原理; (b) 旋锻机工作原理 Fig. 2 Principle of rotary swaging: (a) the feed principle of rotary swaging; (b) the working principle of swaging machine 图 3 拉拔缺陷(包覆层破裂) Fig. 3 Drawing defects (cladding cracks) 退火以消除残余应力和组织缺陷,减少变形开裂 倾向. 为此,以旋锻复合制备的线材为对象,研究了退 火对复合线材组织性能的影响,确定合理的退火工 艺. 退火设备为 GSL1600X 型真空管式退火炉,退 火温度拟定为 300 ~ 450 益 (温度间隔为 50 益 ),退 火时间为 30 min. 1郾 3 铜包铝复合线材的拉拔成形 退火后的线材在单链式拉拔机上进行粗拉拔成 形,单道次变形量控制在 15% ~ 20% ,粗拉拔后铜 包铝复合丝材的最终直径为 准0郾 96 mm,总变形量为 96郾 3% ,共需 26 道次. 在盘拉式拉拔机上,对复合丝材继续进行精拉 拔,单道次变形量控制在 8% ~ 15% ,最终制备出铜 包铝 复 合 细 丝 的 直 径 为 准65 滋m, 总 变 形 量 为 99郾 6% ,共需 34 道次. 粗拉拔/ 精拉拔均在室温下进行,从开始拉拔到 准65 滋m 的整个拉拔过程中不进行中间退火处理. 1郾 4 组织和性能分析 金相制备的步骤是:试样经砂纸打磨,机械抛光 后,在 NIKON ECLIPSE LV150 正置式反射金相显微 镜观察显微组织;电子背散射衍射(EBSD) 的制样 步骤是:试样经砂纸打磨,机械抛光后,还需进行电 解抛光,电解液的配比为磷酸颐 水 = 7颐 3(体积比). 电压设定为 10 V,抛光时间定为 10 s,电流为0郾 9 ~ 1 A. 采用 ZEISS EVO 18 扫描电子显微镜观察组织 的演变规律. 采用拉伸试验测试复合材料的抗拉强度和伸长 ·1360·
娄敏轩等：铜包铝丝材的旋锻复合-拉拔成形与组织性能 ·1361· 率等力学性能.试样采用全截面试样，长度为 线材上截取横断面磨样抛光，并在金相显微镜下观 100mm,标距为40mm,试验设备为200kN万能试验 察其界面形貌.图4所示为两种典型复合结果，(a) 机，夹头移动速度3 mm.min-1 是实现良好复合的试样横断面典型形貌，(b)是未 实现良好复合的试样横断面典型形貌.若某工艺制 2结果与分析 备出线材的横截面如(a)所示，则视为该工艺可以 2.1复合线材的热旋锻成形 制备出界面结合良好的线材：若如(b)所示，则该工 设计旋锻温度为150~450℃，间隔为100℃， 艺不能制备出界面结合良好的线材.表1所示为不 变形量30%~50%，间隔为10%.从旋锻后的复合 同旋锻工艺条件时的结果 图4复合线材的横断面形貌.(a)复合良好的界面：(b)没有实现复合的界面 Fig.4 Morphology of cross section:(a)good bonding:(b)bad bonding 表1温度和变形量对界面结合状态的影响 次变形量为40%. Table 1 Effects of temperature and deformation on bonding 图5(a)是在350℃/40%条件下制备的复合线 界面结合状态 温度/℃ 材外观图，由图可见，复合线材较为平直，但外表面 30%变形量 40%变形量 50%变形量 并不十分平整，这是旋锻时锻锤敲打后所留下的痕 150 迹，通过后续拉拔加工可以消除.图5(b)所示为经 250 过两次旋锻后，直径为4.96mm复合线材的横断 350 面形貌，可以看出，铜铝界面结合良好，包覆铜层厚 450 度较为均匀，整体圆度较高. 注：√表示可以实现良好复合：×表示未实现良好复合 图6(a)是上述工艺制备得到的复合线材包覆 由表1结果可知，对于铜铝双金属旋锻复合成 铜层组织的取向成像图，可以看出，铜层组织形状不 形，变形温度在350℃时可实现单道次大变形量，有 规则，晶粒大小不均匀.图6(b)是铝芯的取向成像 利于提高界面结合质量，减少加工道次，提高生产效 图，铝芯大部分品粒粗大，铜层和铝芯内皆以小角品 率.所以，旋锻复合成形的合理工艺为350℃，单道 界为主（如表2所示）.其中红色为(001〉取向，绿 (a) 5 mm 图5热旋锻复合成形制备的铜铝复合线材.(a)复合线材外观图：(b)线材横断面形貌图 Fig.5 Cu/Al composite bars fabricated by hot rotary swaging:(a)composite bars;(b)morphology of cross section
娄敏轩等: 铜包铝丝材的旋锻复合鄄鄄拉拔成形与组织性能 率等力 学 性 能. 试 样 采 用 全 截 面 试 样, 长 度 为 100 mm,标距为40 mm,试验设备为200 kN 万能试验 机,夹头移动速度 3 mm·min - 1 . 2 结果与分析 2郾 1 复合线材的热旋锻成形 设计旋锻温度为 150 ~ 450 益 ,间隔为 100 益 , 变形量 30% ~ 50% ,间隔为 10% . 从旋锻后的复合 线材上截取横断面磨样抛光,并在金相显微镜下观 察其界面形貌. 图 4 所示为两种典型复合结果,(a) 是实现良好复合的试样横断面典型形貌,( b) 是未 实现良好复合的试样横断面典型形貌. 若某工艺制 备出线材的横截面如( a)所示,则视为该工艺可以 制备出界面结合良好的线材;若如(b)所示,则该工 艺不能制备出界面结合良好的线材. 表 1 所示为不 同旋锻工艺条件时的结果. 图 4 复合线材的横断面形貌. (a) 复合良好的界面; (b) 没有实现复合的界面 Fig. 4 Morphology of cross section: (a) good bonding; (b) bad bonding 表 1 温度和变形量对界面结合状态的影响 Table 1 Effects of temperature and deformation on bonding 温度/ 益 界面结合状态 30% 变形量 40% 变形量 50% 变形量 150 姨 伊 伊 250 姨 伊 伊 350 姨 姨 伊 450 姨 伊 伊 注:姨表示可以实现良好复合; 伊 表示未实现良好复合. 图 5 热旋锻复合成形制备的铜铝复合线材. (a) 复合线材外观图; (b) 线材横断面形貌图 Fig. 5 Cu / Al composite bars fabricated by hot rotary swaging: (a) composite bars; (b) morphology of cross section 由表 1 结果可知,对于铜铝双金属旋锻复合成 形,变形温度在 350 益时可实现单道次大变形量,有 利于提高界面结合质量,减少加工道次,提高生产效 率. 所以,旋锻复合成形的合理工艺为 350 益 ,单道 次变形量为 40% . 图 5(a)是在 350 益 / 40% 条件下制备的复合线 材外观图,由图可见,复合线材较为平直,但外表面 并不十分平整,这是旋锻时锻锤敲打后所留下的痕 迹,通过后续拉拔加工可以消除. 图 5(b)所示为经 过两次旋锻后,直径为 准4郾 96 mm 复合线材的横断 面形貌,可以看出,铜铝界面结合良好,包覆铜层厚 度较为均匀,整体圆度较高. 图 6(a)是上述工艺制备得到的复合线材包覆 铜层组织的取向成像图,可以看出,铜层组织形状不 规则,晶粒大小不均匀. 图 6(b)是铝芯的取向成像 图,铝芯大部分晶粒粗大,铜层和铝芯内皆以小角晶 界为主(如表 2 所示). 其中红色为掖001业 取向,绿 ·1361·
·1362 工程科学学报，第40卷，第11期 色为(101)取向，蓝色为(111)取向.对复合线材的 缓，没有明显的台阶，表明界面处并没有生成Cu和 横断面处的界面进行线扫描分析，结果如图6(c)所 A1的化合物相：同时，氧元素在界面处有明显的峰， 示.从图6(c)可以看出，在铜铝界面处出现了深黑 说明界面处存在氧化物，厚度为0.7um,经进一步 色薄片层，根据线扫描结果，界面处线扫描过渡平 分析，其组分是Cu22Al3.804 50 0 10 20 3040 50 60 品界取向差) 50 % 30 20 夏夏M 203040 50 60 5 um 晶界取向差/) (c 铜元素含量 MwH n 铝元素含量 氧元素含量 50 um 图6铜层和铝芯横断面组织和界面结合情况.(a)铜层横断面组织和取向差分布图：(b)铝芯横断面组织和取向差分布图：（©）线材界 面线扫描分析结果 Fig.6 Cross structure of the copper layer and aluminum core and interfacial bonding state:(a)cross structure of the copper layer;(b)cross struc- ture of the aluminum core;(c)SEM line-scan analysis result of interface of the composite 表2铜层和铝芯不同品粒所占比例 2.2复合线材的中间退火 Table 2 Proportion of different grains 2.2.1退火温度对显微组织和界面的影响 小角品界品粒 大角品界品粒 试样 图7为经过不同温度退火后，复合线材包覆铜 所占比例/% 所占比例/% 铜层 层的取向成像图及取向差分布图，其中，大角晶界 70.7 29.3 铝芯 76.2 23.8 用粗实线表示，小角晶界用细实线表示.其中，红
工程科学学报,第 40 卷,第 11 期 色为掖101业取向,蓝色为掖111业取向. 对复合线材的 横断面处的界面进行线扫描分析,结果如图 6(c)所 示. 从图 6(c)可以看出,在铜铝界面处出现了深黑 色薄片层,根据线扫描结果,界面处线扫描过渡平 缓,没有明显的台阶,表明界面处并没有生成 Cu 和 Al 的化合物相;同时,氧元素在界面处有明显的峰, 说明界面处存在氧化物,厚度为 0郾 7 滋m,经进一步 分析,其组分是 Cu62郾 2Al 33郾 8 O4 . 图 6 铜层和铝芯横断面组织和界面结合情况. (a) 铜层横断面组织和取向差分布图; (b) 铝芯横断面组织和取向差分布图; (c) 线材界 面线扫描分析结果 Fig. 6 Cross structure of the copper layer and aluminum core and interfacial bonding state: (a) cross structure of the copper layer; (b) cross struc鄄 ture of the aluminum core; (c) SEM line鄄scan analysis result of interface of the composite 表 2 铜层和铝芯不同晶粒所占比例 Table 2 Proportion of different grains 试样 小角晶界晶粒 所占比例/ % 大角晶界晶粒 所占比例/ % 铜层 70郾 7 29郾 3 铝芯 76郾 2 23郾 8 2郾 2 复合线材的中间退火 2郾 2郾 1 退火温度对显微组织和界面的影响 图 7 为经过不同温度退火后,复合线材包覆铜 层的取向成像图及取向差分布图,其中,大角晶界 用粗实线表示,小角晶界用细实线表示. 其中,红 ·1362·
娄敏轩等：铜包铝丝材的旋锻复合一拉拔成形与组织性能 ·1363· 50 000 10 10 20 3040 50 60 品界取向差) 60 50 0 30 20 10 10 ol 2030405060 m 晶界取向差() 60 50 00 10 llh 203040 50 60 晶界取向差( (di 60 50 40 30 20 10 200"40 s 50 5 um 60 品界取向差() 30 20 10 102030405060 品界取向差( 图7不同退火条件下，取向成像图和取向差分布图.(a)未退火：(b)300℃：(c)350℃：(d)400℃：(e)450℃ Fig.7 Images of structural orientation and misorientation angle distribution via different annealing conditions:(a)non-annealing:(b)annealed at 300℃：(c）annealed at350℃：(d)annealed at400℃：(e）annealed at450℃ 色为(001)取向，绿色为(101〉取向，蓝色为(111〉 表3中 取向.同时，将小角晶界、大角晶界的占比统计入 从图7(a)可以看出，旋锻的大变形使得线材组
娄敏轩等: 铜包铝丝材的旋锻复合鄄鄄拉拔成形与组织性能 图 7 不同退火条件下,取向成像图和取向差分布图. (a) 未退火; (b) 300 益 ; (c) 350 益 ; (d) 400 益 ; (e) 450 益 Fig. 7 Images of structural orientation and misorientation angle distribution via different annealing conditions: (a) non鄄annealing; (b) annealed at 300 益 ; (c) annealed at 350 益 ; (d) annealed at 400 益 ; (e) annealed at 450 益 色为掖001业取向,绿色为掖101业取向,蓝色为掖111业 取向. 同时,将小角晶界、大角晶界的占比统计入 表 3 中. 从图 7(a)可以看出,旋锻的大变形使得线材组 ·1363·
·1364· 工程科学学报，第40卷，第11期 表3不同退火工艺时铜层不同品粒占比 内部较为干净，但仍有大量品粒的内部仍存在小角 Table 3 Proportion of different grains in copper layer ria different an- 晶界.说明此时少部分晶粒已经开始了再结晶.当 nealing conditions 退火温度上升到400℃时（图8(d)),品粒基本长 小角品界品粒 大角品界品粒 退火工艺 大，部分晶粒仍可看见小角晶界(26.0%)，如表4 所占比例/% 所占比例/% 所示；而退火温度达到450℃时（图8(e)),铝芯内 未退火 70.7 29.3 部为粗大的等轴晶，大部分晶粒内部较为干净，大角 300℃，30mim 63.0 37.0 晶界数量增多(85.5%). 350℃，30mim 55.6 44.4 图9所示为不同退火温度下，复合线材铜铝界 400℃，30min 27.2 72.8 面附近的成分分布.从图9(a)可以看出，复合线材 450℃，30min 3.9 96.1 经过350℃退火后，铜和铝在界面处发生了相互扩 织内部晶粒破碎细小，形状也不规则，晶粒内多小 散，但铜向铝侧的扩散更加明显.350℃退火后，界 角晶界(70.7%).经300℃退火后（图7(b)),铜 面层厚度增加到2.1m,而当退火温度上升到 层显微组织形貌与未退火时相差不大，仅晶粒略 450℃后（图9(b)),界面层厚度显著增大，达到 有长大，参照取向差分布图及表3，退火后小角晶 7.8m. 界占比有所下降，视野内晶粒中仍存在大量小角 2.2.2退火温度对线材性能的影响 晶界(63.0%)，此时铜层组织发生了回复.而此 图10所示为退火温度对直径中4.96mm的铜 时没有出现再结晶现象，是因为线材的总形变量 包铝复合线材力学性能影响情况 较低，形变储存能储存较少，在低温条件下退火不 从图10可以看出，随着退火温度的升高，铜包 容易发生再结晶：当退火温度上升到350℃时（图 铝线材的抗拉强度逐渐下降：而延伸率的变化规律 7(c)),此时包覆铜层组织与300℃退火后有所不 则是先增大后减小，未退火时延伸率为15.8%， 同，此时部分晶粒开始长大，尺寸较为均匀，平均 350℃退火后延伸率达到35.7%；当进一步提高退 尺寸为1.17um.部分长大的品粒内部几乎没有明 火温度时，延伸率又开始下降，在450℃时降低到 显的小角晶界，而少量较小晶粒的内部仍存在小 14.7%.这是因为，经过300℃退火后，铜层和铝芯 角晶界.说明此时大部分晶粒已经开始了再结晶， 组织发生了回复，材料内部发生了空位的扩散和位 但还未完全再结品.当退火温度上升到400℃时 错的移动，释放出一定储存能，加工硬化效果降低， (图7(d)),晶粒基本长大，并可观察到退火孪晶 因此抗拉强度有所下降，延伸率上升：经过350℃退 的存在，部分晶粒仍可看见少量小角品界：由表3 火后，铜层部分晶粒已经开始再结晶，但未完全再结 可知，小角晶界含量急剧降低（下降28.4%），说 品.铝芯少部分晶粒开始再结品，所以延伸率上升， 明此退火条件下，组织内部已经接近完全再结晶： 达到了最高值：经过450℃退火后，铜层组织内部基 而退火温度达到450℃时（图7(e)),晶粒为粗大 本完全再结晶，晶粒为粗大的等轴品：铝芯组织内部 的等轴晶，基本完全再结晶. 大部分再结晶，此时晶体内位错密度大大降低，加工 图8为经过不同温度退火后，复合线材铝芯的 硬化基本消除，因此抗拉强度下降到最低值：同时， 取向成像图及取向差分布图.其中，红色为(001〉取 晶粒尺寸的明显长大粗化，使得延伸率急剧下降. 向，绿色为(101〉取向，蓝色为(111〉取向.可以看 另外，较高的退火温度使得界面生成较厚的脆性层： 出，经300℃退火后（图8(a)),铝芯内部晶粒形状 350℃退火后，界面层厚度为2.1m,退火温度为 不规则，晶粒尺寸也不均匀，品粒内多小角晶界 450℃时，界面层厚度达到7.8m,界面脆性层厚度 (66.8%).铝芯组织仅发生了回复，而此时没有出 增加，界面结合强度降低[0]，受此影响，在拉伸过程 现再结晶，原因与铜层组织相同，此时形变储存能储 中，界面在断裂前就开裂分离，导致延伸率下降：由 存较少，在低温条件下退火不容易发生再结晶：当退 此得出，退火温度对铜包铝复合线材的影响较为显 火温度上升到350℃时（图8(b)),铝芯组织与 著，合理的控制退火参数是制备高性能复合线材的 300℃退火后有所不同，此时部分晶粒开始长大，尺 关键.结果表明，最佳的退火温度是350℃，此时线 寸均匀，晶粒平均尺寸为2.44μm.部分长大的晶粒 材的塑性（延伸率）最好
工程科学学报,第 40 卷,第 11 期 表 3 不同退火工艺时铜层不同晶粒占比 Table 3 Proportion of different grains in copper layer via different an鄄 nealing conditions 退火工艺 小角晶界晶粒 所占比例/ % 大角晶界晶粒 所占比例/ % 未退火 70郾 7 29郾 3 300 益 ,30 min 63郾 0 37郾 0 350 益 ,30 min 55郾 6 44郾 4 400 益 ,30 min 27郾 2 72郾 8 450 益 ,30 min 3郾 9 96郾 1 织内部晶粒破碎细小,形状也不规则,晶粒内多小 角晶界(70郾 7% ) . 经 300 益 退火后(图 7( b) ) ,铜 层显微组织形貌与未退火时相差不大,仅晶粒略 有长大,参照取向差分布图及表 3,退火后小角晶 界占比有所下降,视野内晶粒中仍存在大量小角 晶界(63郾 0% ) ,此时铜层组织发生了回复. 而此 时没有出现再结晶现象,是因为线材的总形变量 较低,形变储存能储存较少,在低温条件下退火不 容易发生再结晶;当退火温度上升到350 益 时(图 7( c) ) ,此时包覆铜层组织与 300 益 退火后有所不 同,此时部分晶粒开始长大,尺寸较为均匀,平均 尺寸为1郾 17 滋m. 部分长大的晶粒内部几乎没有明 显的小角晶界,而少量较小晶粒的内部仍存在小 角晶界. 说明此时大部分晶粒已经开始了再结晶, 但还未完全再结晶. 当退火温度上升到 400 益 时 (图 7( d) ) ,晶粒基本长大,并可观察到退火孪晶 的存在,部分晶粒仍可看见少量小角晶界;由表 3 可知,小角晶界含量急剧降低( 下降 28郾 4% ) ,说 明此退火条件下,组织内部已经接近完全再结晶; 而退火温度达到 450 益 时(图 7( e) ) ,晶粒为粗大 的等轴晶,基本完全再结晶. 图 8 为经过不同温度退火后,复合线材铝芯的 取向成像图及取向差分布图. 其中,红色为掖001业取 向,绿色为掖101业 取向,蓝色为掖111业 取向. 可以看 出,经 300 益退火后(图 8( a)),铝芯内部晶粒形状 不规则,晶粒尺寸也不均匀,晶粒内多小角晶界 (66郾 8% ). 铝芯组织仅发生了回复,而此时没有出 现再结晶,原因与铜层组织相同,此时形变储存能储 存较少,在低温条件下退火不容易发生再结晶;当退 火温度上升到 350 益 时( 图 8 ( b)),铝芯组织与 300 益退火后有所不同,此时部分晶粒开始长大,尺 寸均匀,晶粒平均尺寸为 2郾 44 滋m. 部分长大的晶粒 内部较为干净,但仍有大量晶粒的内部仍存在小角 晶界. 说明此时少部分晶粒已经开始了再结晶. 当 退火温度上升到 400 益 时(图 8( d)),晶粒基本长 大,部分晶粒仍可看见小角晶界(26郾 0% ),如表 4 所示;而退火温度达到 450 益 时(图 8( e)),铝芯内 部为粗大的等轴晶,大部分晶粒内部较为干净,大角 晶界数量增多(85郾 5% ). 图 9 所示为不同退火温度下,复合线材铜铝界 面附近的成分分布. 从图 9(a)可以看出,复合线材 经过 350 益退火后,铜和铝在界面处发生了相互扩 散,但铜向铝侧的扩散更加明显. 350 益 退火后,界 面层厚度增加到 2郾 1 滋m, 而当退火温度上升到 450 益后(图 9 ( b)),界面层厚度显著增大,达到 7郾 8 滋m. 2郾 2郾 2 退火温度对线材性能的影响 图 10 所示为退火温度对直径 准4郾 96 mm 的铜 包铝复合线材力学性能影响情况. 从图 10 可以看出,随着退火温度的升高,铜包 铝线材的抗拉强度逐渐下降;而延伸率的变化规律 则是先增大后减小,未退火时延伸率为 15郾 8% , 350 益退火后延伸率达到 35郾 7% ;当进一步提高退 火温度时,延伸率又开始下降,在 450 益 时降低到 14郾 7% . 这是因为,经过 300 益 退火后,铜层和铝芯 组织发生了回复,材料内部发生了空位的扩散和位 错的移动,释放出一定储存能,加工硬化效果降低, 因此抗拉强度有所下降,延伸率上升;经过350 益 退 火后,铜层部分晶粒已经开始再结晶,但未完全再结 晶. 铝芯少部分晶粒开始再结晶,所以延伸率上升, 达到了最高值;经过450 益 退火后,铜层组织内部基 本完全再结晶,晶粒为粗大的等轴晶;铝芯组织内部 大部分再结晶,此时晶体内位错密度大大降低,加工 硬化基本消除,因此抗拉强度下降到最低值;同时, 晶粒尺寸的明显长大粗化,使得延伸率急剧下降. 另外,较高的退火温度使得界面生成较厚的脆性层: 350 益退火后,界面层厚度为 2郾 1 滋m,退火温度为 450 益时,界面层厚度达到 7郾 8 滋m,界面脆性层厚度 增加,界面结合强度降低[20] ,受此影响,在拉伸过程 中,界面在断裂前就开裂分离,导致延伸率下降:由 此得出,退火温度对铜包铝复合线材的影响较为显 著,合理的控制退火参数是制备高性能复合线材的 关键. 结果表明,最佳的退火温度是 350 益 ,此时线 材的塑性(延伸率)最好. ·1364·
娄敏轩等：铜包铝丝材的旋锻复合-拉拔成形与组织性能 ·1365· m 50 e 40 30 20 n 10 20 3040 50 60 10 晶界取向差() 晶界取向差) 50 50 (g) (h) 40 30 30 20 o 10 l-Lll 1 20304050 60 10 50 60 晶界取向差) 晶界取向差) 图8不同退火温度下，取向成像图(a~d)和取向差分布图(e~f).(a~d)和(e~h)退火温度均依次为300,350、400和450℃ fig.8 Images of structural orientation:(a）)annealed at300℃；(b)annealed at350℃；(d)annealed at400℃；(d)annealed at450℃；images of misorientation angle distribution:(c)annealed at300℃：(f)annealed at350℃：(g）annealed at400℃；(h)annealed at450℃ 表4不同退火工艺时铝芯不同品粒占比 2.3复合线材的拉拔成形 Table 4 Proportion of different grains in aluminum core ia different an- 退火后的复合线材经过总变形量为96.3% nealing conditions 的冷拉拔加工后，获得了直径为0.96mm的复 小角品界品粒 大角品界品粒 退火工艺 合丝材.图11是0.96mm复合丝材的外观及 所占比例/% 所占比例/% 界面形貌.从横断面金相（图11(b))可以看出， 300℃，30min 66.8 33.2 350℃，30min 62.8 37.2 铜铝界面结合良好，包覆铜层厚度较均匀.从扫 400℃，30min 26.0 74.0 描电镜（图11(c))可以得到，界面较平直、界面 450℃，30min 14.5 85.5 结合良好
娄敏轩等: 铜包铝丝材的旋锻复合鄄鄄拉拔成形与组织性能 图 8 不同退火温度下,取向成像图(a ~ d)和取向差分布图(e ~ f). (a ~ d)和(e ~ h)退火温度均依次为 300、350、400 和 450 益 Fig. 8 Images of structural orientation: (a) annealed at 300 益 ; (b) annealed at 350 益 ; (d) annealed at 400 益 ; (d) annealed at 450 益 ; images of misorientation angle distribution: (e) annealed at 300 益 ; (f) annealed at 350 益 ; (g) annealed at 400 益 ; (h) annealed at 450 益 表 4 不同退火工艺时铝芯不同晶粒占比 Table 4 Proportion of different grains in aluminum core via different an鄄 nealing conditions 退火工艺 小角晶界晶粒 所占比例/ % 大角晶界晶粒 所占比例/ % 300 益 ,30 min 66郾 8 33郾 2 350 益 ,30 min 62郾 8 37郾 2 400 益 ,30 min 26郾 0 74郾 0 450 益 ,30 min 14郾 5 85郾 5 2郾 3 复合线材的拉拔成形 退火后的复合线材经过总变形量为 96郾 3% 的冷拉拔加工后,获得了直径为 准0郾 96 mm 的复 合丝材. 图 11 是 准0郾 96 mm 复合丝材的外观及 界面形貌. 从横断面金相( 图 11 ( b) ) 可以看出, 铜铝界面结合良好,包覆铜层厚度较均匀. 从扫 描电镜( 图 11 ( c) ) 可以得到,界面较平直、界面 结合良好. ·1365·
·1366 工程科学学报，第40卷，第11期 (a b Cu Cu 铜元素含量 铜元素含量 铝元素含量 铝元素含量 。 h山 氧元素含量 氧元素含量 5 um 5 um 图9不同温度退火后界面形貌.(a)350℃：(b)450℃ Fig.9 Interfacial morphology annealed at different temperatures:(a)annealed at 350C:(b)annealed at 450C 280 粒尺寸较大、取向依赖性不强，出现了强度较低的退 35 260 退火时间：30min 火织构（取向为(101〉），总变形量达到37.9%时，晶 240 名 粒出现被拉长的趋势.总变形量达到70.8%时，Cu 220 25 层内晶粒明显被拉长，其纵截面组织从等轴晶组织 演变为沿拉拔变形方向排列的细长纤维状晶粒.此 180 时出现了拉拔丝织构〈111〉，此时的织构强度最高 160 10 (3.89):总变形量达到88.5%时，织构强度略有下 140 降.达到96.3%时，织构强度下降到3.12.这是因 120 0 为晶粒发生破碎，晶界变得模糊不清，取向度下降， 未退火 300℃350℃400℃ 450℃ 退火条件 导致织构强度降低.其中红色为(001〉取向，绿色为 图10退火参数对抗拉强度和延伸率的影响 (101〉取向，蓝色为111)取向 Fig.10 Effect of annealing parameters on tensile strength and elonga- 对C层纵截面的组织进行分析，研究了晶粒 tion 随变形量增加而变化的情况，结果如图13所示.同 为了分析复合线材中包覆铜层组织变化规律， 时，统计了大、小角晶界的占比和织构，结果如表5 将上述不同变形量的试样沿着其纵截面截取试样进 所示.结合图13和表5结果可以看出，总变形量 行分析得到电子背散射衍射取向成像图，如图12所 37.9%时，组织内部位错密度增加，晶粒内部产生大 示，图中图例的数字代表织构强度，数值越大织构 量不同滑移系的位错，形成较多的位错胞等亚晶组 越强 织，小角度晶界数量显著增多.总变形量达到 从图12中可以看出，铜包铝线材在退火后，晶 70.8%时，小角晶界占比下降，这是因为铜芯的应变 (a) 回 Cu 300m 5 pm 图110.96mm复合丝材形貌.(a)复合丝材：(b)横断面；(c)界面扫描电镜照片 Fig.11 Composite wire(d.96 mm):(a)appearance of composite wire;(b)morphology of cross-section;(c)photograph of SEM
工程科学学报,第 40 卷,第 11 期 图 9 不同温度退火后界面形貌. (a) 350 益 ; (b) 450 益 Fig. 9 Interfacial morphology annealed at different temperatures: (a) annealed at 350 益 ; (b) annealed at 450 益 图 10 退火参数对抗拉强度和延伸率的影响 Fig. 10 Effect of annealing parameters on tensile strength and elonga鄄 tion 图 11 准0郾 96 mm 复合丝材形貌. (a) 复合丝材; (b) 横断面; (c) 界面扫描电镜照片 Fig. 11 Composite wire (准0郾 96 mm): (a) appearance of composite wire; (b) morphology of cross鄄section; (c) photograph of SEM 为了分析复合线材中包覆铜层组织变化规律, 将上述不同变形量的试样沿着其纵截面截取试样进 行分析得到电子背散射衍射取向成像图,如图 12 所 示,图中图例的数字代表织构强度,数值越大织构 越强. 从图 12 中可以看出,铜包铝线材在退火后,晶 粒尺寸较大、取向依赖性不强,出现了强度较低的退 火织构(取向为掖101业),总变形量达到37郾 9% 时,晶 粒出现被拉长的趋势. 总变形量达到 70郾 8% 时,Cu 层内晶粒明显被拉长,其纵截面组织从等轴晶组织 演变为沿拉拔变形方向排列的细长纤维状晶粒. 此 时出现了拉拔丝织构掖111业,此时的织构强度最高 (3郾 89);总变形量达到 88郾 5% 时,织构强度略有下 降. 达到 96郾 3% 时,织构强度下降到 3郾 12. 这是因 为晶粒发生破碎,晶界变得模糊不清,取向度下降, 导致织构强度降低. 其中红色为掖001业取向,绿色为 掖101业取向,蓝色为掖111业取向. 对 Cu 层纵截面的组织进行分析,研究了晶粒 随变形量增加而变化的情况,结果如图 13 所示. 同 时,统计了大、小角晶界的占比和织构,结果如表 5 所示. 结合图 13 和表 5 结果可以看出,总变形量 37郾 9% 时,组织内部位错密度增加,晶粒内部产生大 量不同滑移系的位错,形成较多的位错胞等亚晶组 织,小角 度 晶 界 数 量 显 著 增 多. 总 变 形 量 达 到 70郾 8% 时,小角晶界占比下降,这是因为铜芯的应变 ·1366·
娄敏轩等：铜包铝丝材的旋锻复合一拉拔成形与组织性能 ·1367· 001 轴向 织构强度 111 01 00I 轴向 织构强度 101 001 轴向 织构强度 10I 001 d 轴向 织构强度 2 101 (e 001 轴向 织构强度 .um 101 图12不同变形量下，Cu层取向成像图和反极图.(a)0:(b)37.9%;(c)70.8%:(d)88.5%:(e)96.3% Fig.12 Images of structural orientation and reverse pole diagram of copper with different cumulative deformation:(a)0;(b)37.9%;(c) 70.8%:(d)88.5%;(e)96.3%
娄敏轩等: 铜包铝丝材的旋锻复合鄄鄄拉拔成形与组织性能 图 12 不同变形量下,Cu 层取向成像图和反极图. (a) 0; (b) 37郾 9% ; (c) 70郾 8% ; (d) 88郾 5% ; (e) 96郾 3% Fig. 12 Images of structural orientation and reverse pole diagram of copper with different cumulative deformation: ( a) 0; ( b) 37郾 9% ; ( c) 70郾 8% ; (d) 88郾 5% ; (e) 96郾 3% ·1367·