论文摘要
本文研究了双束熔体原位反应-快速凝固法和简化内氧化法两种纳米弥散强化铜合金短流程制备技术，制备了Cu-TiB2与Cu-Al2O3两个系列的纳米弥散强化铜合金，并对两种合金的力学性能、电学性能、加工性能以及组织结构演变规律进行了研究，主要研究结果如下：1、Cu-Ti和Cu-B双束熔体原位反应热力学研究表明，原位反应产物TiB2相与TiB相均具有负的吉布斯自由能，但TiB2相能量最低，TiB2相是双束熔体原位反应中生成的主要强化相。单向扩散双束熔体原位反应动力学研究表明，反应前锋迁移速率方程可表达为（?），单位体积内TiB2粒子形核数量方程可表达为（?），TiB2粒子半径方程可表达2、扁型喷嘴反应器出射熔体的流动特性定常紊流边界理论研究表明，紊动射流熔体横向流速满足方程（?），平行于轴线的流速满足方程（?），射流熔体轴线流速um沿程变化满足（?），出射熔体卷吸量满足（?），射流熔体初始长度满足L0=5.2（2b0）。利用上述研究结果对双束熔体原位反应器进行了理论设计，确定了反应器实验室原型扁型喷嘴厚度2bo的合理取值范围（0．5mm<2b0<3．0mm）、喷射角度θ取值范围（40-60°）以及反应腔体相关尺寸范围。对Shangguan模型进行外推，研究了凝固界面与前端粒子间相互作用以及熔体中粒子间的相互作用，发现冷却速率V只有在满足CCI<V<VCP时，原位反应生成的TiB2粒子才能被凝固界面捕捉，且颗粒间相互排斥，不易团聚，最终能均匀分布于Cu合金基体内。根据理论设计以及反复实验成功设计了制备Cu-TiB2合金的双束熔体原位反应-快速凝固联合装置实验室原型。3、依据理论分析与实验研究，确定了实验室研究条件下最佳原位反应参数，即：喷嘴厚度2b0=1．0～2．5mm，θ=50°；熔炼温度：Cu-Ti合金1400～1500℃，Cu-B合金1300～1400℃；送气压力：0．2～0．35MPa。在上述研究的基础上，成功制备了三种浓度Cu-TiB2合金，其综合性能分别为：Cu-0．45wt％TiB2合金：HV=102，σb=389MPa，σ0.2=330MPa，δ=21％，相对电导率=92％IACS；Cu-1．6wt％TiB2合金：HV=142，σb=456MPa，σ0．2=415MPa，δ=14％，相对电导率=81％IACS；Cu-2．5wt％TiB2合金：HV=169，σb=542MPa，σ0.2=511MPa，δ=12％，相对电导率=70％IACS。三种浓度合金基体内均弥散分布有大量纳米TiB2粒子。4、利用TEM对Cu-TiB2合金的TiB2粒子尺寸和晶粒尺寸的分布进行了统计，发现合金基体内尺寸在50～75nm的TiB2粒子频率最高。随着合金浓度增加，原位合成的纳米粒子体积分数不断增加，晶粒尺寸则不断减小。利用上述统计结果对Cu-TiB2合金强化机制和导电机制进行了研究。结果表明，弥散强化和细晶强化是Cu-TiB2合金的两种主要强化机制，其中弥散强化的贡献大于细晶强化的。低浓度Cu-0．45wt％TiB2合金电导率计算值与实测值相差较小，随着所制备合金浓度的增加，材料的电导率的计算值与实测值相差也逐渐增加。影响Cu-TiB2合金强度及电导率的主要因素是残余的溶质元素Ti、B以及原位反应合成的TiB2粒子的含量和尺寸等。5、针对Cu-Al2O3合金传统内氧化工艺复杂，过程难以控制，产品质量不稳定，生产成本高等问题，进行了简化内氧化工艺研究。简化的工艺流程如下：Cu-Al母合金熔炼→雾化制粉→与适量氧化剂混合→在预先控制气氛条件下内氧化并在线进行真空热压→热挤压成棒材。省去了传统工艺中内氧化→破碎筛分→还原→破碎筛分→冷等静压制坯→真空烧结→包套、抽真空、封口等诸多繁杂工序，大大缩短了生产周期，避免了中间环节造成的氧污染，提高了产品质量。利用该简化工艺制备的两种典型浓度的Cu-Al2O3弥散强化铜合金在热挤压态性能分别为：Cu-0．23vol％Al2O3合金：HV=85，σb=260MPa，σ0.2=195MPa，δ=30％，相对电导率=96．5％IACS；Cu-2．7vol％Al2O3合金：HV=145，σb=580MPa，σ0.2=521MPa，δ=13％，相对电导率=82％IACS。6、Cu-Al2O3弥散强化铜合金冷轧过程中会出现加工软化现象，随着Al2O3浓度的增加，加工软化特性不断减弱。通过TEM观察建立了位错与弥散粒子间相互作用模型，认为加工软化的原因是：在大变形量冷轧过程中异号位错间发生湮灭，它使得相邻位错胞合并和长大，从而导致合金硬度下降，最终出现加工软化现象。单向轧制的弥散强化铜合金各向异性显著，横向强度均远低于纵向的，且沿横向拉伸过程中会出现独特的应力波动或陡降现象。金相和拉伸断口研究表明，单向轧制会使弥散强化铜合形成结合界面较弱的纤维组织，它使得横向拉伸时出现沿纤维界面劈裂现象。纤维组织和沿纤维界面劈裂是Cu-Al2O3合金产生各向异性的根本原因。交叉轧制可有效避免Cu-Al2O3合金各向异性。7、Cu-Al2O3弥散强化铜合金在室温沿纵横两个不同方向进行压缩时，随着应变速率的增加，流变应力均不断增加，但纵向压缩流变应力要高于横向的。利用滑移面和滑移方向旋转模型以及运动位错与弥散粒子相互作用模型可较好的解释这一规律。Cu-Al2O3合金高温热压缩变形是一个热激活过程；沿同一方向压缩时高浓度合金的激活能高于低浓度的，两种浓度合金沿纵向压缩的激活能均高于相应合金沿横向压缩的。根据Cu-Al2O3合金高温压缩实验求出的相关材料常数，建立了峰值屈服应力与应变速率以及温度之间的本构方程。对于Cu-0．23vol％Al2O3合金，高温变形本构方程为：横向：（?）=[sinh（0．0124836σ）]4.39909exp（11．65218-99．848×103／RT）纵向：（?）=[sinh（0．006078σ）]8.86218exp（23．22611-183．614×103／RT）对于Cu-2．7vol％Al2O3合金，高温变形本构方程为：横向：（?）=[sinh（0．007653σ）]4.20761exp（14．84478-120．59×103／RT）纵向：（?）=[sinh（0．005638σ）]8.52908exp（26．31261-209．892×103／RT）8．金相组织观察表明，当合金沿横向压缩时，随着热压缩温度的不断升高，纤维组织不断弱化，纤维边界以及内部出现的动态再结晶晶粒数量不断增加，不过高浓度合金动态再结晶相对较困难。当合金沿纵向压缩时，由于压缩方向平行于纤维组织的排列方向，纤维组织破碎严重。高温纵向压缩比横向压缩更容易沿界面产生裂纹。TEM组织观察表明，热压缩使合金亚晶尺寸不断减小，相邻亚晶粒间取向差不断增加，而位错密度却先增加后降低。
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