利用力學(xué)、電學(xué)性能測試，EBSD分析和透射電鏡觀察，研究冷鍛態(tài)(變形量為56%)、375℃退火處理和375℃退火+600℃真空蠕變時(shí)效處理態(tài)Cu-0.05%Al2O3彌散強(qiáng)化銅合金的力學(xué)性能和組織結(jié)構(gòu)的演變規(guī)律。結(jié)果表明：原始狀態(tài)即冷鍛變形態(tài)合金的抗拉強(qiáng)度為354MPa、屈服強(qiáng)度為345MPa、伸長率為9.6%、電導(dǎo)率為94.5%IACS。在對冷鍛態(tài)試樣進(jìn)行375℃退火處理后，合金的屈服強(qiáng)度下降1.7%，但電導(dǎo)率提升0.5%；在375℃退火處理的基礎(chǔ)上，對合金進(jìn)行600℃、6h真空蠕變時(shí)效處理，相比于冷鍛變形態(tài)，蠕變時(shí)效后的樣品屈服強(qiáng)度下降9.6%，但電導(dǎo)率提高1.6%。合金經(jīng)600℃、6h真空蠕變時(shí)效后屈服強(qiáng)度較冷鍛態(tài)下降幅度不大的原因是：彌散強(qiáng)化銅合金中納米彌散分布且高溫穩(wěn)定性好的Al2O3第二相粒子在較高溫度下對晶界、亞晶界具有強(qiáng)烈的釘扎效果，使彌散銅經(jīng)過蠕變時(shí)效后亞晶粒并未明顯長大。通過理論計(jì)算和實(shí)驗(yàn)驗(yàn)證，確定合金的主強(qiáng)化機(jī)制為亞結(jié)構(gòu)強(qiáng)化和第二相強(qiáng)化。

彌散強(qiáng)化銅合金是指在銅基體中添加強(qiáng)度高、熱穩(wěn)定性好、尺寸小且彌散分布的第二相來阻礙位錯(cuò)和晶界運(yùn)動(dòng)，以達(dá)到強(qiáng)化效果特別是抗高溫軟化效果的一類銅合金，具有高強(qiáng)度、高導(dǎo)電、高耐熱的特點(diǎn)。作為強(qiáng)化相的第二相粒子有很多種，如Al2O3、TiB2、SiC等。采用不同的強(qiáng)化相粒子，其制備方法也多有不同。Al2O3彌散銅..主要的制備方法是內(nèi)氧化法。采用內(nèi)氧化法制備的Al2O3彌散強(qiáng)化銅合金制備工藝成熟，合金性能優(yōu)異，且性能穩(wěn)定性和一致性好，被廣泛應(yīng)用于航空航天、電子信息以及精密儀器等領(lǐng)域。由于彌散強(qiáng)化銅合金高導(dǎo)電、高強(qiáng)度和抗高溫軟化性能，也使其成為慣性導(dǎo)航陀螺儀轉(zhuǎn)子的..候選材料之一，但作為慣性導(dǎo)航儀表轉(zhuǎn)子材料，除了要求高導(dǎo)電性能外，對其尺寸穩(wěn)定性要求嚴(yán)格。材料本身的殘余應(yīng)力則是其尺寸不穩(wěn)定的誘因之一，在加工過程中會(huì)產(chǎn)生殘余應(yīng)力，在使用過程中，殘余應(yīng)力的重新分布和釋放會(huì)導(dǎo)致材料的尺寸發(fā)生變化，影響材料的尺寸穩(wěn)定性。因此，彌散銅使用前必須進(jìn)行嚴(yán)格的去應(yīng)力退火，與此同時(shí)，還必須..高的電導(dǎo)率和強(qiáng)度。針對于此，本文對不同處理狀態(tài)下Al2O3彌散強(qiáng)化銅合金的力、電學(xué)行為以及組織結(jié)構(gòu)的演變規(guī)律進(jìn)行了研究，為該合金的去應(yīng)力處理提供指導(dǎo)。

實(shí)驗(yàn)材料為Cu-0.23%Al2O3(體積分?jǐn)?shù))彌散銅擠壓棒。三組試樣所經(jīng)歷的加工處理工藝如表1所列。其中，冷鍛態(tài)為試樣的原始狀態(tài)。各種加工處理的工藝參數(shù)如下：擠壓溫度為900℃，擠壓比為15:1；冷鍛的變形量為56%；蠕變時(shí)效是在600℃真空條件下進(jìn)行，并對樣品施加15 MPa的恒定壓力。

力學(xué)性能實(shí)驗(yàn)在MTS-200kN型..試驗(yàn)機(jī)上進(jìn)行；EBSD分析使用的是ZEISS EVO18型掃描電子顯微鏡；透射電鏡觀察在JEM?2100F型透射電鏡上進(jìn)行。EBSD樣品制備過程如下：取棒狀試樣的縱截面，對表面進(jìn)行機(jī)械拋光，再進(jìn)行電解拋光。電解拋光使用的電解液為體積比1:1的酒精與磷酸混合溶液，拋光過程中保持電流為2A，拋光時(shí)間為9~12s；透射電鏡試樣的制備方法如下：利用線切割機(jī)取棒狀試樣的橫截面薄片，厚度約為0.5mm，將薄片進(jìn)行水磨，使其厚度達(dá)到100μm左右，再手動(dòng)打磨，..終使其厚度達(dá)到50μm左右，..進(jìn)行雙噴減薄薄區(qū)。

實(shí)驗(yàn)結(jié)果

2.1 加工處理工藝對合金力學(xué)性能的影響 

3 組彌散強(qiáng)化銅合金試樣的拉伸力學(xué)性能及硬度如表 2 所列。

從表2可以發(fā)現(xiàn)，經(jīng)過375℃氫氣退火和600℃真空蠕變處理的樣品，相較于冷鍛試樣，力學(xué)性能有所下降。375℃退火態(tài)試樣的抗拉強(qiáng)度下降1.7%，屈服強(qiáng)度下降1.7%，硬度下降2.4%，電導(dǎo)率相較于冷鍛態(tài)的提高0.5%；而600℃蠕變時(shí)效后試樣的抗拉強(qiáng)度下降7.6%，屈服強(qiáng)度下降9.6%，硬度下降7.3%，電導(dǎo)率相較于冷鍛態(tài)的提高1.6%。

2.2 加工處理工藝對合金組織結(jié)構(gòu)的影響

圖1所示為3組試樣的背散射電子衍射晶粒取向圖。其中圖1(a)、(b)和(c)所示分別為冷鍛試樣、375℃退火試樣和蠕變時(shí)效試樣的縱截面晶粒取向圖。如圖1(a)所示，冷鍛試樣中晶粒的取向各異，且晶粒內(nèi)部也存在較大的取向差。這是由于在冷變形過程中，彌散銅內(nèi)部各部分受力不均勻，導(dǎo)致晶粒之間以及晶粒內(nèi)部的出現(xiàn)取向差。經(jīng)過375℃退火的試樣(見圖1(b))，部分晶粒的取向開始趨于接近，且晶粒內(nèi)部不同區(qū)域的取向變化平緩，取向差得到部分消除。經(jīng)600℃蠕變時(shí)效的試樣(見圖1(c))，晶粒取向集中為<001>和<111>兩個(gè)方向。在取向?yàn)?lt;001>或<111>各組晶粒中，相鄰晶粒之間的取向十分接近；除少數(shù)幾個(gè)晶粒外，晶粒內(nèi)不同區(qū)域的取向基本一致，晶粒內(nèi)部的取向差被消除。

圖2和3所示為3組試樣的晶界分布圖以及小角度晶界(＜10°)比例柱狀圖。其中，圖2(a)所示為冷鍛試樣的晶界分布圖，圖2(b)所示為375℃退火試樣的晶界分布圖，圖2(c)所示為蠕變時(shí)效試樣的晶界分布圖。由圖2可知，冷鍛試樣與375℃退火試樣中小角度晶界占比差別不大，但蠕變時(shí)效試樣中小角度晶界明顯減少。通過圖3可以發(fā)現(xiàn)，冷鍛試樣中的小角度晶界比例為72%；375℃退火試樣的小角度晶界占比較冷鍛試樣的略有減小，為70%；而蠕變時(shí)效試樣的小角度晶界占比則減少較多，為60%。

在冷鍛過程中，較大的變形量使晶粒拉長、破碎，形成許多小角度晶界，冷鍛試樣的晶粒大多呈長條形，且大小不均勻；小角度晶界大多存在于晶粒內(nèi)部，且分布不均勻。經(jīng)過375℃退火，長條狀晶粒長度開始縮短，小角度晶界分布也變得均勻。蠕變時(shí)效后，晶粒形狀大小趨于均勻，小角度晶界分布更為均勻。

冷鍛后試樣產(chǎn)生大量位錯(cuò)，形成許多亞結(jié)構(gòu)，這些亞結(jié)構(gòu)邊界就是小角度晶界。由于375℃的退火溫度較低，無法為位錯(cuò)提供足夠的動(dòng)力使位錯(cuò)脫離Al2O3第二相的釘扎，亞晶合并的過程受到阻礙，主要以回復(fù)后期的多邊化過程為主，因此，小角度晶界比例并未下降太多。在600℃蠕變時(shí)效過程中，位錯(cuò)獲得較高的驅(qū)動(dòng)力，大量位錯(cuò)脫離釘扎，解除纏結(jié)，異號(hào)位錯(cuò)互毀，許多小角度晶界合并消失，開始發(fā)生亞晶合并的再結(jié)晶過程。因此，600℃蠕變時(shí)效后試樣中的小角度晶界比例下降較多。

反極圖、ODF圖和不同織構(gòu)的體積分?jǐn)?shù)柱狀圖，其中，圖4(a)和5(a)所示分別為冷鍛試樣的反極圖和ODF圖，圖4(b)和5(b)所示分別為375℃退火試樣的反極圖和ODF圖，圖4(c)和5(c)所示分別為蠕變時(shí)效試樣的反極圖和ODF圖。銅是典型的FCC面心立方結(jié)構(gòu)金屬，表3所列為 FCC 結(jié)構(gòu)金屬中幾種典型的織構(gòu)：黃銅織構(gòu) (Brass){011}<211>，銅型織構(gòu)(Copper){112}<111>，高斯織構(gòu)(Goss){011}<100>，剪切織構(gòu)(S){123}<634>和立方織構(gòu)(Cube){100}<001>，及其歐拉角和密勒指數(shù)。

3組試樣都主要以<111>和<001>方向的織構(gòu)為主，結(jié)合圖5和6可知，<111>方向的織構(gòu)為Copper織構(gòu)，<001>方向的織構(gòu)為Cube織構(gòu)。Cube織構(gòu)主要是由立方點(diǎn)陣多晶體形變再結(jié)晶后形成的。由于375℃的退火溫度較低，主要以回復(fù)后期的多邊化過程為主，未發(fā)生明顯的再結(jié)晶，因此，Cube織構(gòu)體積分?jǐn)?shù)增加幅度很小；而600℃蠕變時(shí)效時(shí)開始發(fā)生再結(jié)晶過程，因此，Cube織構(gòu)體積分?jǐn)?shù)增幅很大。

由于冷鍛過程中變形量較大，位錯(cuò)發(fā)生滑移，出現(xiàn)取向集中，但晶粒向{011}<211>方向轉(zhuǎn)動(dòng)形成Brass織構(gòu)需要一個(gè)很大的分切應(yīng)力，因此，冷鍛后試樣Brass織構(gòu)體積分?jǐn)?shù)較低。晶粒在冷變形過程中傾向于轉(zhuǎn)動(dòng)到{112}<111>方向，形成穩(wěn)定的Copper織構(gòu)。冷鍛后試樣在熱處理過程中，晶粒開始轉(zhuǎn)動(dòng)，Copper織構(gòu)很容易轉(zhuǎn)動(dòng)到{011}<100>方向，即轉(zhuǎn)化為Goss織構(gòu)。因此，經(jīng)過375℃退火以及蠕變時(shí)效后，Copper織構(gòu)體積分?jǐn)?shù)呈下降趨勢，而Goss織構(gòu)體積分?jǐn)?shù)則呈上升趨勢。600℃蠕變時(shí)效過程中開始發(fā)生再結(jié)晶，Copper織構(gòu)除轉(zhuǎn)化為Goss織構(gòu)外，還大量轉(zhuǎn)化為再結(jié)晶后容易形成的Cube織構(gòu)，且Cube織構(gòu)的體積分?jǐn)?shù)也大大超過Copper織構(gòu)體積分?jǐn)?shù)。

在冷鍛過程中，樣品會(huì)受到部分與延伸方向垂直的剪切力，因此會(huì)形成S織構(gòu)。經(jīng)過375℃退火和600℃蠕變時(shí)效后，剪切應(yīng)力得到消除，因此S織構(gòu)的體積分?jǐn)?shù)大幅下降。

所示為冷鍛試樣典型的透射電鏡組織形貌。經(jīng)過冷變形后的彌散銅內(nèi)部位錯(cuò)密度升高，位錯(cuò)相互纏結(jié)，由大量的位錯(cuò)纏結(jié)形成了位錯(cuò)胞組織，位錯(cuò)胞沿鍛造方向拉長。此時(shí)的位錯(cuò)胞胞壁較厚，胞壁內(nèi)的位錯(cuò)纏結(jié)嚴(yán)重，胞內(nèi)的孤立、干凈的區(qū)域較少。在胞內(nèi)和胞壁出可見納米級的Al2O3粒子(見圖7(a))。大量分布的位錯(cuò)在其周圍造成點(diǎn)陣畸變和應(yīng)力場，產(chǎn)生較高的殘余應(yīng)力。

所示為375℃退火態(tài)試樣的典型的微觀組織形貌。由圖8可以看出，經(jīng)過熱處理之后，位錯(cuò)胞內(nèi)原本纏結(jié)的位錯(cuò)已經(jīng)松開，位錯(cuò)也變得較為平直、規(guī)整(見圖8(c))。如圖8(b)所示，在位錯(cuò)與納米粒子的相互作用下，運(yùn)動(dòng)距離有限，幾組排列規(guī)則的位錯(cuò)反應(yīng) 形成位錯(cuò)網(wǎng)。此時(shí)，亞晶界處大量的位錯(cuò)由于納米Al2O3 粒子的釘扎仍然纏結(jié)在一起，位錯(cuò)胞狀結(jié)構(gòu)依 然明顯，但位錯(cuò)胞內(nèi)部的位錯(cuò)密度減少了(見圖 8(a))。這也說明，375 ℃退火時(shí)提供的驅(qū)動(dòng)力不足以使位錯(cuò) 胞壁處的位錯(cuò)擺脫納米 Al2O3 第二相粒子的釘扎以及 相互之間的纏結(jié)。但相比于冷鍛試樣，位錯(cuò)胞內(nèi)的位 錯(cuò)密度降低，殘余應(yīng)力也相應(yīng)降低。 

圖 9 所示為蠕變時(shí)效試樣的典型微觀組織形貌。在 600 ℃真空蠕變時(shí)效過程中，由于冷鍛變形而形成的胞狀組織中的位錯(cuò)獲得足夠的驅(qū)動(dòng)力，位錯(cuò)胞壁和胞內(nèi)原本纏結(jié)在一起的位錯(cuò)基本松開，胞內(nèi)位錯(cuò)脫離 Al2O3 納米粒子的釘扎向胞壁運(yùn)動(dòng)，這些位錯(cuò)被吸引到胞壁，并與胞壁中異號(hào)的位錯(cuò)相互抵消，使位錯(cuò)密度降低，位錯(cuò)胞壁變薄(見圖 9(a)、(b))，亞晶粒的尺寸依然維持在 900 nm 左右。但由于Al2O3納米粒子的釘扎，仍然存在位錯(cuò)纏結(jié)(見圖 9(b))。蠕變時(shí)效后， 亞晶內(nèi)部位錯(cuò)密度降低，也可以觀察到胞內(nèi) Al2O3 納米粒子對單根位錯(cuò)的釘扎(見圖 9(c))。納米Al2O3 粒子并未長大，且依然彌散分布。

討論

對于 FCC 面心立方結(jié)構(gòu)金屬，影響軋制織構(gòu)成分的主要因素是金屬材料本身的性質(zhì)和軋制過程中的變形機(jī)制。而具體到銅，由于層錯(cuò)能較高，層錯(cuò)寬度小，容易產(chǎn)生束集而發(fā)生交滑移。因此，銅合金在冷軋的過程中，在外力的作用下，位錯(cuò)滑移，晶粒取向隨之發(fā)生轉(zhuǎn)動(dòng)，向{112}<111>和{011}<211>方向集中， 即形成 Copper 織構(gòu)和 Brass 織構(gòu)。但因 Brass 織構(gòu)的形成需要一個(gè)很大的分切應(yīng)力，在變形時(shí)晶粒更易于轉(zhuǎn)到{112}<111>方向，形成銅型織構(gòu)。在 375 ℃退火以及蠕變時(shí)效的過程中，晶粒獲得動(dòng)力開始轉(zhuǎn)動(dòng)，Copper 織構(gòu)易轉(zhuǎn)到{011}<100>方向，轉(zhuǎn)化為 Goss 織構(gòu)。其中，由于 600 ℃蠕變時(shí)效的溫度較高，晶粒轉(zhuǎn)動(dòng)獲得更多的動(dòng)力，因此，蠕變時(shí)效試樣中 Copper 織構(gòu)向Goss 織構(gòu)轉(zhuǎn)化的程度更高；且在 600 ℃蠕變時(shí)效時(shí)開始發(fā)生再結(jié)晶過程，因此 Cube 織構(gòu)的體積分?jǐn)?shù)較冷鍛試樣以及 375 ℃退火試樣均有大幅度的提高。

不同處理狀態(tài)下彌散銅合金均能保持較高的強(qiáng)度，其強(qiáng)化機(jī)制主要有第二相強(qiáng)化、亞結(jié)構(gòu)強(qiáng)化以及位錯(cuò)強(qiáng)化。因此，600 ℃、6 h 真空蠕變時(shí)效后彌散銅 的屈服強(qiáng)度可以認(rèn)為是 600 ℃蠕變時(shí)效后純銅基底的 屈服強(qiáng)度、亞結(jié)構(gòu)強(qiáng)化機(jī)制引起的強(qiáng)度增量、第二相 強(qiáng)化增量以及位錯(cuò)強(qiáng)化增量等共同作用的結(jié)果。相較于冷鍛態(tài)樣品，亞晶尺寸基本未長大(見圖 8 和 9)，只是經(jīng)過 600 ℃、6 h 真空蠕變時(shí)效后,亞結(jié)構(gòu)內(nèi)部的位錯(cuò)減少了，致使位錯(cuò)強(qiáng)化的作用減小了。彌散銅經(jīng)過 600 ℃、6 h 真空蠕變時(shí)效后仍保持較高的強(qiáng)度主要取決于亞結(jié)構(gòu)強(qiáng)化機(jī)制與第二相強(qiáng)化機(jī)制，因此合金的屈服強(qiáng)度與合金晶粒尺寸和納米強(qiáng)化相的尺寸及分布有關(guān)系。 

通過 TEM 觀察可發(fā)現(xiàn)，冷鍛后產(chǎn)生了大量位錯(cuò)。經(jīng)過蠕變時(shí)效后，雖然位錯(cuò)密度大大降低，但位錯(cuò)胞的邊界更薄更清晰，形成的亞結(jié)構(gòu)組織尺寸較冷鍛后的樣品并沒有發(fā)太大變化，依然維持在 900 nm 左右。這些亞結(jié)構(gòu)邊界同晶界一樣，會(huì)對位錯(cuò)的運(yùn)動(dòng)產(chǎn)生阻礙的作用，使強(qiáng)度提高。當(dāng)位錯(cuò)運(yùn)動(dòng)時(shí)，由于亞結(jié)構(gòu)兩側(cè)晶粒取向不同，亞結(jié)構(gòu)邊界附近的滑移阻力較大， 所以一側(cè)晶粒中的滑移帶不能越過邊界直接進(jìn)入第二個(gè)晶粒；此外，需要多個(gè)滑移系的協(xié)同作用才能滿足 亞結(jié)構(gòu)邊界上形變的條件，這些都導(dǎo)致了位錯(cuò)的運(yùn)動(dòng)受阻，亞結(jié)構(gòu)尺寸越小，邊界越多，位錯(cuò)被阻礙的地 方越多，合金的強(qiáng)度就越高。去應(yīng)力退火和蠕變時(shí)效后，均勻分布的亞結(jié)構(gòu)組織也保留了下來。亞結(jié)構(gòu)尺寸對宏觀力學(xué)性能尤其是屈服強(qiáng)度的影響主要遵從 Hall-Petch 關(guān)系式：

式中：k 為材料的 Hall-Petch 系數(shù)；對于銅合金，k=0.18 MPa√m  ；d 為亞結(jié)構(gòu)尺寸；根據(jù)透射電鏡照片測量， 約為 900 nm。計(jì)算可得彌散銅經(jīng)過蠕變時(shí)效后，亞結(jié) 構(gòu)強(qiáng)化機(jī)制引起的強(qiáng)度增量 ΔσH-P =190 MPa。 

彌散銅中的 Al2O3 第二相在銅基體中彌散分布如圖 4、5、6 所示，蠕變時(shí)效后試樣的Al2O3第二相的尺寸以及分布與冷鍛態(tài)試樣相比基本沒有改變。當(dāng)位錯(cuò)運(yùn)動(dòng)時(shí)，難以切過這些難以變形的第二相粒子，只能以 Orowan 機(jī)制繞過。由于不易變形的第二相 粒子對位錯(cuò)的排斥力，位錯(cuò)在遇到第二相粒子時(shí)只能彎曲前進(jìn)。隨著外應(yīng)力的增大，位錯(cuò)線彎曲環(huán)繞第二相粒子，當(dāng)位錯(cuò)線兩端相遇時(shí)，由于方向相反，相互抵銷，留下一個(gè)環(huán)繞第二相粒子的位錯(cuò)環(huán)，而其余部分位錯(cuò)線則回復(fù)原先的狀態(tài)，繼續(xù)向前運(yùn)動(dòng)。由于位錯(cuò)每次遇到第二相粒子都會(huì)留下一個(gè)位錯(cuò)環(huán)，這樣第 二相粒子間的距離逐漸縮小，導(dǎo)致后續(xù)位錯(cuò)再繞過粒子會(huì)更加困難，因此合金強(qiáng)度得以強(qiáng)化。

由 Orowan 機(jī)制產(chǎn)生的強(qiáng)度增量可用式(2)、 (3)表示：

式中：M 為 Taylor 因子；G 為剪切模量；b 為 Burgers 矢量；ν 為泊松比；λ 為粒子間距；dp是粒子的平均直 徑；fV 是第二相粒子的體積分?jǐn)?shù)。具體到本實(shí)驗(yàn)的彌 散銅合金，并根據(jù)透射電鏡觀察，各計(jì)算參數(shù)列于表 4，計(jì)算可得 Orowan 強(qiáng)化機(jī)制產(chǎn)生的強(qiáng)度增量 ΔσOrowan =75 MPa。

由透射電鏡觀察可知，經(jīng)過蠕變時(shí)效后的試樣位錯(cuò)密度大大降低，這也是導(dǎo)致蠕變時(shí)效試樣的屈服強(qiáng)度與冷鍛后試樣的屈服強(qiáng)度相比下降的主要原因。要定量計(jì)算位錯(cuò)強(qiáng)化效應(yīng)增量，需要知道位錯(cuò)密度。然而通過 TEM 檢測很難得到準(zhǔn)確的位錯(cuò)密度。由力學(xué)實(shí)驗(yàn)可知，蠕變時(shí)效后試樣的屈服強(qiáng)度為 312 MPa， 其中包括了蠕變時(shí)效后純銅的屈服強(qiáng)度(σ an,Cu )、第二 相強(qiáng)化增值( Δσ Orowan )、亞結(jié)構(gòu)強(qiáng)化增值( Δσss )和位 錯(cuò)強(qiáng)化增值( Δσ ds )。所以，可以計(jì)算得到位錯(cuò)強(qiáng)化增 量約為 2 MPa。 

蠕變時(shí)效處理后，多晶純銅(C11000)的屈服強(qiáng)度為 45 MPa，電導(dǎo)率為 100% IACS；而蠕變時(shí)效后彌散銅樣品的屈服強(qiáng)度為 312 MPa，電導(dǎo)率為 96%IACS。在蠕變時(shí)效后的彌散銅合金中，其亞結(jié)構(gòu)強(qiáng)化機(jī)制發(fā) 揮的作用..，占 60.90%；其次是第二相強(qiáng)化機(jī)制， 占 24.04%；由于經(jīng)過蠕變時(shí)效后，位錯(cuò)強(qiáng)度大幅度降低，位錯(cuò)強(qiáng)化機(jī)制作用有限，只占 0.64%。因此，在 600 ℃、6 h 真空蠕變時(shí)效后的彌散銅合金中，亞結(jié)構(gòu)強(qiáng)化機(jī)制占據(jù)主導(dǎo)作用。

結(jié)論

1) Cu-0.23%Al2O3 彌散強(qiáng)化銅合金棒材經(jīng)冷鍛 態(tài)、375 ℃退火+600 ℃真空蠕變時(shí)效處理后，屈服強(qiáng) 度由冷鍛變形態(tài)合金的 345 MPa 降到蠕變時(shí)效后的 312 MPa，降幅為 9.5%；伸長率由 9.6%提高到 12.9%；電導(dǎo)率由 94.5%IACS 提高到 96.0%IACS。

 2) 375 ℃退火+600 ℃真空蠕變時(shí)效處理后，晶粒 內(nèi)部的取向差得到了大幅度的消除；樣品的小角度晶 界占比下降較多；Cube 織構(gòu)體積分?jǐn)?shù)增加，Copper 織構(gòu)大量轉(zhuǎn)化為 Goss 織構(gòu)，而 Brass 織構(gòu)和 S 織構(gòu)體 積分?jǐn)?shù)減少。

3) 經(jīng)過 600 ℃、6h 真空蠕變時(shí)效后，在 Cu-0.05%Al2O3 彌 彌散銅試樣的屈服強(qiáng)度中，亞結(jié)構(gòu)強(qiáng) 化機(jī)制發(fā)揮的作用占據(jù) 60.9%，第二相強(qiáng)化機(jī)制占 24.0%，位錯(cuò)強(qiáng)化機(jī)制只占0.6%。蠕變時(shí)效后的Cu-0.05%Al2O3 彌散銅與蠕變退火態(tài)的純銅相比，屈服強(qiáng)度提高了約 600%，電導(dǎo)率僅下降了 4%。