陸萌萌, 胡艷艷, 鄭少峰, 劉 耀, 楊 劍

(江西理工大學(xué) 材料科學(xué)與工程學(xué)院, 江西 贛州 341000)

C5210銅合金帶材組織與性能的研究

陸萌萌, 胡艷艷, 鄭少峰, 劉 耀, 楊 劍

(江西理工大學(xué) 材料科學(xué)與工程學(xué)院, 江西 贛州341000)

通過金相、力學(xué)性能測試等手段研究了C5210銅合金帶材的組織與性能.結(jié)果表明:結(jié)晶角小于15°,水平連鑄速度控制在10.8m/h左右,帶坯晶粒度均勻,結(jié)晶線不發(fā)生明顯偏移,長時(shí)間的均勻化退火,消除枝晶偏析,有利于冷軋開坯;C5210銅合金在650℃下保溫9h,合金元素分布相對均勻,粗軋冷軋加工率可達(dá)80%以上;合金在560℃下保溫6h,再結(jié)晶退火后,合金晶粒度為0.04mm,消除了加工硬化,此時(shí)合金的平均抗拉強(qiáng)度為411.9MPa,平均伸長率為60.9%,平均維氏硬度為94.7.

C5210銅合金; 帶材; 加工工藝; 熱處理

0 前 言

近年來,隨著全球電子工業(yè)的快速發(fā)展,特別是在不斷成長的新興市場中,電子、通訊、電器和電氣等產(chǎn)品的元器件越來越小型而且密集化,要求提供的銅帶材厚度更薄、力學(xué)性能更好.高強(qiáng)高彈性的銅合金首推銅鈹合金,但鈹元素有劇毒,在其熔煉、鋸切、酸洗過程中可以產(chǎn)生微量含鈹粉塵和鈹離子,被人體吸收后可使人致癌,環(huán)境污染十分嚴(yán)重,而且銅鈹合金材料的價(jià)格昂貴.因此,從環(huán)保和成本考慮,需要尋找一種高強(qiáng)高彈、無毒的銅合金來取代有毒的銅鈹合金[1-2].錫磷青銅具有高的強(qiáng)度,優(yōu)良的彈性,耐蝕、耐磨、抗磁,易釬焊、電鍍,以及良好的加工性能,是目前應(yīng)用最廣泛、最經(jīng)濟(jì)的彈性銅合金材料.被廣泛用于制作各種接插件、連接件、繼電器、接觸器、導(dǎo)線端子、觸頭和彈簧等元器件,用作鈹銅合金的替代品.然而由于錫青銅錫含量高,易產(chǎn)生枝晶偏析,同時(shí)硬質(zhì)顆粒元素P、Ni、Pb的含量比較高,導(dǎo)致其熱脆性較大,用鑄錠熱軋開坯的方式進(jìn)行生產(chǎn)存在一定的困難[3].錫磷青銅帶材,必須性能均勻、高表面質(zhì)量和高尺寸精度.帶材的公差精度、力學(xué)性能、表面質(zhì)量和板型平直度不僅在一卷銅帶中,在一整批產(chǎn)品中也要求達(dá)到均勻一致和高的質(zhì)量[4].因此研究C5210銅合金帶材組織與性能對實(shí)際工業(yè)化生產(chǎn)有一定意義.

1 試驗(yàn)材料

試驗(yàn)材料以C5210銅合金為研究對象,主要合金成分見表1.

表1 合金主要成分的質(zhì)量分?jǐn)?shù)Tab.1 Composition of the alloy %

2 試驗(yàn)設(shè)備

日本生田公司四面銑機(jī);德國弗洛林20輥軋機(jī);德國赫克力斯軋輥磨床,主要配備20輥軋機(jī)專用;德國容克展開式氣墊爐;德國B+S拉彎矯直機(jī);WDW3200型電子萬能拉伸試驗(yàn)機(jī);德國產(chǎn)蔡司AxioskopII型金相顯微鏡;XL30W型掃描電子顯微鏡.

3 合金的鑄態(tài)組織與性能

3.1 宏觀組織分析

圖1是合金橫斷面組織和表面組織照片.其中圖1(a)和(b)分別是結(jié)晶線正常和向下偏移的橫斷面宏觀組織,可以看出橫斷面晶粒組織以柱狀晶為主,晶粒從合金鑄錠的上下表面逐漸向內(nèi)生長,在中心線位置相交匯接觸.從圖1(b)中可以看出,它具有較少的等柱晶粒,結(jié)晶線向下偏移大約3 mm.推斷這是因?yàn)樯舷卤砻胬鋮s速度不一致,導(dǎo)致合金結(jié)晶速度不均勻.當(dāng)上表面冷卻速度大于下表面時(shí),結(jié)晶線會下移;反之,結(jié)晶線將上移.圖1(c)是合金典型的表面宏觀組織.晶粒排列具有一定夾角,但接近平行.這是由于結(jié)晶由水平連鑄典型的“拉—?！啤！惫に囁a(chǎn)生的.

圖1 合金鑄錠宏觀組織照片F(xiàn)ig.1 Macrostructure of the alloy ingot

試驗(yàn)表明,結(jié)晶的上、下移動都會影響合金的宏觀組織特點(diǎn),進(jìn)而影響鑄錠后續(xù)的軋制工藝,這是因?yàn)殍T錠晶粒度的大小以及均勻性對合金不同部位的性能影響較大.當(dāng)鑄錠晶粒度不同,且鑄錠上下表面的結(jié)晶情況不均勻時(shí)軋制,鑄錠的各部位在相同的變形力下將產(chǎn)生不均勻變形.這會引起附加應(yīng)力的產(chǎn)生,進(jìn)而在合金內(nèi)部產(chǎn)生肉眼很難辨別的微觀缺陷.而試驗(yàn)過程中,合金要經(jīng)過反復(fù)的軋制和退火處理,由于結(jié)晶線的上或下的偏移,下或上表面將會形成很多發(fā)達(dá)的柱狀晶或粗大的晶粒.合金在均勻化退火→銑面后,結(jié)晶線偏離一側(cè)的較大柱狀晶粒將會裸露在板材的表面,在軋制打卷過程中其外表面將承受反復(fù)的拉應(yīng)力.隨著拉應(yīng)力的不斷增加,當(dāng)超過C5210銅合金的斷裂強(qiáng)度后,容易在合金的晶界處產(chǎn)生微裂紋.進(jìn)一步的折疊彎曲,微裂紋將擴(kuò)展增生最終產(chǎn)生裂紋,致使合金帶材斷裂.因此,合金鑄錠晶粒的均勻性是保證合金后續(xù)加工和產(chǎn)品成品率的關(guān)鍵.

試驗(yàn)表明:結(jié)晶角小于15°,水平連鑄速度控制在10.8 m/h左右,帶坯晶粒度均勻,結(jié)晶線不發(fā)生明顯偏移,有利于C5210銅合金鑄錠的冷軋開坯.

3.2 微觀組織分析

圖2是C5210銅合金水平連鑄鑄錠試樣不同部位的金相組織照片.

圖2 合金水平連鑄鑄態(tài)金相照片F(xiàn)ig.2 Cast metallograph in alloy horizontal continuous casting

由圖2可以看出,無論合金鑄錠的邊部或中心部位,都存在嚴(yán)重的枝晶偏析,組織為單相樹枝狀枝晶組織.顯微組織為α+(α+δ)的共析體組織.由圖2(c)和圖2(d)可以看出,合金枝晶之間分布有塊狀的富Sn相.對比圖2(a)邊部和圖2(c)中心部位試樣組織可以看出,邊部樹枝狀枝晶略小于中心部位組織,中心部位試樣組織略有縮孔.

試驗(yàn)表明:結(jié)晶角小于15°,水平連鑄速度控制在19.2 m/h左右,帶坯晶粒度均勻,結(jié)晶線不發(fā)生明顯偏移,有利于C5210銅合金鑄錠的冷軋開坯.鑄錠顯微組織具有嚴(yán)重的枝晶偏析,進(jìn)行冷軋前要進(jìn)行長時(shí)間的均勻化退火處理.

3.3 均勻化退火對合金組織與性能的影響

圖3是合金在鐘罩爐內(nèi)經(jīng)6 h升溫至650 ℃,保溫9 h,均勻化退火處理后的金相照片.

圖3 合金經(jīng)650 ℃均勻化處理后的金相組織照片F(xiàn)ig.3 Microstructure after 650 ℃ homogenization treatment

圖3(a)和圖3(b)分別是水平連鑄鑄錠的中部和邊部試樣組織.均勻化退火過程中在爐內(nèi)通入氫氣和氮?dú)庾鳛楸Ｗo(hù)氣體.這是因?yàn)闅錃庵亓枯p,滲透能力強(qiáng),可以滲入帶卷層間,充分發(fā)揮導(dǎo)熱系數(shù)大的特點(diǎn),提高氣層內(nèi)氣體的導(dǎo)熱系數(shù),可以顯著提高徑向傳熱速度,從而縮短加熱時(shí)間,減少帶卷內(nèi)外溫差徑向傳熱量與軸向傳熱量之比,提高爐溫均勻性,使得料卷性能更均勻;強(qiáng)還原性的H2與帶材表面殘留的軋制油、氧化物反應(yīng),可生成水蒸汽,帶材表面質(zhì)量提高,可減少后續(xù)工序酸洗的酸用量或取消酸洗工序.

從圖3中可以看出,鑄態(tài)下合金中的嚴(yán)重枝晶偏析已經(jīng)完全消除.圖3(a)和圖3(b)兩者的晶粒大小相似.這是由于采用鐘罩爐退火,合金的各部分受熱均勻.且在650 ℃高溫均勻化退火溫度下,錫元素在銅基體中的溶解度不斷增加,原子擴(kuò)散速度更快,擴(kuò)散系數(shù)也增加,從而加快了原子的移動速度,減輕了鑄錠的偏析.理論上溫度越高原子擴(kuò)散越快,但過高的溫度會使合金晶粒過分長大,不均勻性增加.晶粒的粗大將會影響合金的冷軋工藝,易出現(xiàn)裂紋等缺陷.

從圖3中還可以發(fā)現(xiàn),大的晶粒即為基體α相.而晶粒上分布了許多黑色的點(diǎn)狀物,經(jīng)分析測定為Cu3P相,該相易引起催化.而經(jīng)過均勻化處理后發(fā)現(xiàn),該化合物均勻分布在合金基體中,因此合金能夠進(jìn)行冷軋開坯.為證明均勻化后合金各元素的均勻分布情況,對試樣局部進(jìn)行了面掃描分析,如圖4所示.

圖4 合金局部面掃描Fig.4 Local scaning of alloy

由圖4可以看出,在鐘罩爐中經(jīng)650 ℃長時(shí)間均勻化退火后,合金中的銅和錫元素分布相對已均勻.在實(shí)際生產(chǎn)中,經(jīng)銑面可以從13.5 mm軋到2.5 mm,粗軋冷軋加工率可達(dá)80 %以上,且板材表面質(zhì)量完好.

綜上可知,C5210銅合金在鐘罩爐內(nèi)經(jīng)6 h升溫至650 ℃,保溫9 h,合金元素分布相對均勻,粗軋冷軋加工率可達(dá)80 %以上.

3.4 冷加工及再結(jié)晶退火對合金組織與性能的影響

圖5是厚度為14.5 mm的C5210銅合金鑄錠經(jīng)均勻化處理(14.5 mm)→銑面(13 mm)→粗軋(2.5 mm)后的金相組織照片.圖6是粗軋后合金在不同溫度中間退火后的金相組織照片.其中各均勻化溫度下均采用升溫5 h、保溫6 h的工藝參數(shù).圖7為C5210銅合金經(jīng)560 ℃再結(jié)晶退火后合金的抗拉強(qiáng)度、伸長率和硬度動極差控制圖.

由圖5可以看出,冷軋后合金晶粒被拉長,出現(xiàn)典型的纖維狀組織.這是因?yàn)樵诩庸ぢ瘦^大的冷軋變形過程中,合金晶粒、雜質(zhì)和第二相沿金屬的主變形方向被拉長成纖維狀組織.這個(gè)過程中合金內(nèi)部的缺陷(氣孔、疏松等)也會發(fā)生類似變形.纖維狀組織的形成引起帶材性能的變化,如使纖維組織與所加載荷的作用面相互垂直,可以改善制品的受力情況,有利于強(qiáng)度的提高.

圖7為C5210銅合金經(jīng)560 ℃再結(jié)晶退火后合金的抗拉強(qiáng)度、伸長率和硬度動極差控制圖.可以看出合金經(jīng)退火后其平均抗拉強(qiáng)度為411.9 MPa,平均伸長率為60.9 %,平均維氏硬度為94.7.

試驗(yàn)表明,合金經(jīng)560 ℃升溫5 h、保溫6 h再結(jié)晶退火后,硬度和抗拉強(qiáng)度均有所下降,合金晶粒度為0.04 mm,消除了加工硬化,適合后續(xù)冷軋變形.

圖6 合金經(jīng)不同溫度中間退火(再結(jié)晶)后的金相照片F(xiàn)ig.6 Metallograph after intermediate annealing at different temperatures

4 結(jié) 論

(1) 結(jié)晶角小于15°,水平連鑄速度控制在10.8 m/h左右,帶坯晶粒度均勻,結(jié)晶線不發(fā)生明顯偏移,有利于C5210銅合金鑄錠的冷軋開坯.

(2) C5210銅合金在鐘罩爐內(nèi)經(jīng)6 h升溫至650 ℃,保溫9 h,合金元素分布相對均勻,粗軋冷軋加工率可達(dá)80%以上.

圖7 合金經(jīng)560 ℃再結(jié)晶退火后的性能分析Fig.7 Performance analysis of recrystallization annealing at 560 ℃

(3) 合金經(jīng)560 ℃升溫5 h、保溫6 h再結(jié)晶退火后,合金硬度和抗拉強(qiáng)度均有所下降,合金晶粒度為0.04 mm,消除了加工硬化,適合后續(xù)冷軋變形.此時(shí)合金的平均抗拉強(qiáng)度為411.9 MPa,平均伸長率為60.9%,平均維氏硬度為94.7.

[1]趙莉,金榮濤.電子工業(yè)用高性能銅合金箔帶開發(fā)研究[J].甘肅冶金,2012(5):31-34.

[2]錢高祥,吳曙光,金鏗,等.高強(qiáng)度QSn10-0.3錫磷青銅帶的生產(chǎn)[J].有色金屬加工,2008(5):23-25.

[3]韓晨,孫付濤.C52100錫磷青銅冷軋斷帶著火原因的分析與探討[J].有色金屬加工,2012,41(1):21-23.

[4]龔壽鵬.現(xiàn)代錫磷青銅帶材生產(chǎn)線的建設(shè)及其工藝與裝備的選擇[J].上海有色金屬,2004,24(4):168-173.

ResearchonMicrostructureandPropertiesofC5210CopperAlloyStrip

LUMeng-meng,HUYan-yan,ZHENGShao-feng,LIUYao,YANGJian

(SchoolofMaterialsScienceandEngineering,JiangxiUniversity
ofScienceandTechnology,Ganzhou341000,China)

The microstructure and properties of the C5210 copper alloy strip were investigated by means of metallographic examination and mechanical property testing method.The results show that,at less than 15° crystallization angle and with about 10.8 m/h of horizontal continuous casting speed,the strip retained homogeneous grain size and the crystal line had no obvious deviation.Homogenizing annealing for long time eliminated the dendritic segregation to prepare for cold rolled billet.It is also found that,when C5210 copper alloy was insulated under 650 ℃ heat for 9 h,the alloy element distribution was relatively uniform and rough rolling cold rolling rate reached above 80%.After recrystallization annealing under 560 ℃ heat for 6 h,the work hardening was eliminated with the alloy grain size 0.04.On average the tensile strength reached 411.9 MPa,the extension rate 60.9 % and the Vivtorinox hardness 94.7.

C5210 copper alloy; strip; processing technic; heat treatment

2014-08-26

陸萌萌(1988-),男,碩士研究生,主要從事銅合金組織、性能方面的研究.E-mail:1012961528@qq.com

TG146.1+1

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