H65黄铜带材热轧边裂机理及影响因素分析

2020-08-19刘海涛

有色金属加工 2020年4期

刘海涛

(洛阳铜加工集团有限责任公司，河南洛阳 471039)

H65黄铜不仅具有美丽的光泽，良好的力学性能、工艺性能和耐蚀性，而且价格便宜，是铜合金中应用最广泛的合金[1]，应用于五金、日用品、螺钉等行业。目前H65黄铜的水平连铸生产技术有了较大提高，但铸坯的晶粒往往较粗大，低速、不重磨刀具的铣削形式又难以消除所有表面缺陷，因而半连续铸锭-热轧供坯工艺更能满足表面质量的要求[2]。但是采用半连续铸锭-热轧供坯工艺生产H65黄铜带材时，在热轧过程中处于α相与β相的相变区，带材边部容易出现裂纹、起皮等缺陷，增加了切边量，降低了成品率，影响了产品质量。国内从20世纪80年代开始进行H65黄铜扁锭热轧裂纹机理的研究[3-4]，但热轧裂纹至今仍时有发生，没有从根本上解决，给企业生产经营带来极大困扰。本文通过模拟热轧过程中H65黄铜微观组织变化情况以及β相的分布，对H65黄铜热轧裂纹的机理进行了研究，分析了热轧裂边的影响因素，并结合生产中的经验提出了解决措施，对指导H65黄铜的生产具有一定的积极意义。

1 热轧裂纹机理研究

1.1 实验材料和方法

根据生产实际情况，在实验室模拟热轧降温过程，在不同温度下将试样取出水淬，使试样快速冷却，高温相保留至室温，通过金相组织分析确定高温时的组织形貌。试样从H65黄铜热轧后的带材上切取，厚度为15mm。将所有试样加热到热轧温度850℃，保温1h，使α相、β相处于平衡状态，然后按实验方法取出试样快速冷却，β相比例由图像分析仪自动测出，热处理设备为RJX-75型箱式电阻炉。表1为各试样的固溶温度。

表1 试样固溶温度

实验方法为,将8个试样一起放在箱式电阻炉中加热到850℃，到温后保温1h，取出1#样水淬；打开炉门，按表1所示温度降温，至800℃时，取出2#样水淬；至750℃时，取出3#样，依次类推，完成其余试样的处理。降温速度约为1℃/s，水淬后冷却至室温。

1.2 实验结果和讨论

由Cu-Zn二元合金相图可知，在室温时，Zn在Cu基体中的溶解度不到30wt.%，H65黄铜中约5wt.%的Zn以β相的形式存在基体中，因此，在缓慢冷却条件下，H65黄铜为α+β双相黄铜。即使在实际生产中冷却速度相对较快，为非平衡结晶，但仍然会有部分β相析出。

图1为H65合金热轧后的纵截面微观组织。可以看出，热轧后带材边部β相比例为3.88%，心部残留β相比例为3.08%，边部β相含量略高。这是由于热轧后转移至水槽中冷却，冷却速度较快，所以组织中残留3%～4%β相，低于平衡状态(5%的β相)。另外，β相沿加工方向(图片中为纵向)拉长，局部有长大的迹象。

图1 热轧后H65黄铜的微观组织Fig.1 Microstructure of H65 alloy after hot rolling

图2为固溶处理后试样的边部和心部组织情况，可以看出，β相分布不均，边部较多，而心部较少，与参考文献[5]中水平连铸带坯β相分布类似。

图2 固溶处理后H65黄铜边部、心部的金相组织Fig. 2 Metallographic structure of H65 brass edge and center after solution treatment

从Cu-Zn相图中可以看出， Zn在Cu基体中的溶解度在903℃为32.5wt.%，降温到456℃时逐渐增加到39.0wt.%，到室温时又降低到29.0wt.%，即α相随着温度的降低逐渐增加，在456℃时达到峰值，继续降温，则α相减少，β相增加。当温度大于760℃时，Zn在Cu基体的溶解度在35wt.%左右，即H65合金处于完全α相。由于热轧温度一般在456℃以上，因此，在热轧降温过程中，Zn在Cu基体中的溶解度逐渐增加，即β相逐渐减少。

从1#样和2#样边部金相组织中可以看到，在β相内有骨骼状α相，这是由于H65黄铜在冷却过程中，Zn的固溶度增加，β相发生分解，由于β相颗粒较多，所以在β相中生成α相。随着温度的进一步降低，β相的比例进一步减少。由于试样采用电阻炉辐射加热，在加热过程中，试样边部温度高于心部，β相比例要高于心部；而在冷却过程中，边部的过冷度要大于心部，使边部大量的β相来不及转变而保留下来；心部由于冷却速度相对较慢，β相分解时间较充裕，使β相比例降低。

从图2中还可以看出，H65黄铜边部β相比例明显高于心部。边部β相一般为粗大的长条状，β相的宽度约为30μm～50μm，而且随着温度的降低，长条状β相逐渐减少；而心部β相一般为网状分布，但比边部β相更细小，β相的宽度约为10μm～30μm，随着温度的降低，逐渐变成针状和点状。

Б. Н. ЕФРЕМОВ等人[6]研究了不同黄铜在高温下β相比例。铜含量为64.7%的黄铜在高温下β相的比例由750℃的0%逐渐增加到850℃的30%，而其它合金在750℃的β相比例均在25%以上。经过定性与定量金相分析显示，相应温度下延伸率降低的铜合金中β相的体积含量不超过20%。因此，为了提高合金高温下加工塑性，β相体积分数最小为20%(体积分数)或完全消失。

图3为H65黄铜试样边部和心部β相比例随温度变化的趋势图。由图3可知，H65黄铜边部和心部基本都随温度的降低而减少，但相同温度下边部β相的比例明显高于心部，而冷却到室温时，两者β相比例接近。当温度降低到600℃以下时，心部与边部的温度梯度越来越小，心部与边部的差异也越小。由于H65黄铜带材表面与心部β相比例相差较大，在700℃以上时，边部β相比例大于20%，高温塑性较好，容易变形；而心部β相比例在0%～20%之间，塑性较低，阻碍边部的变形，造成边部撕裂。

图3 β相比例随温度的变化趋势Fig.3 Change trend of β phase ratio with temperature

另外，由图3还以看出，当边部温度由720℃降低到690℃时，β相剧烈减少。由于α相晶格为面心立方结构，晶格常数为3.608Å～3.693Å，而β相为体心立方结构，晶格常数为2.942Å～2.949Å[7]。在向α相转变的过程中，必然引起体积的改变。同时，在轧制过程中，两相变形不均匀，滑移位错在两相界面形成塞积群，造成局部应力集中，沿β相晶界开裂，形成裂纹源。

由于H65黄铜在高温下边部β相比例比心部高，在同等变形条件下，边部容易产生裂纹。当β相比例较高时，其能呈连续网状分布，有利于连续变形而不产生微裂纹；反之，当β相体积分数为0%～20%时，心部金属由于基体对β相的阻碍，一般只会形成应力集中，不至于开裂；如在此温度区间进行大变形量轧制时，由于边部与心部的高温延伸率相差较大，两相变形不协调，相变应力与加工应力累加，在带材边部沿β相形成裂纹源，逐渐扩展成宏观裂纹。

2 边部裂纹影响因素分析

2.1 化学成份的影响

(1)铜含量的影响。国家标准中，H65黄铜的Cu含量范围为63.5%～68.0%，若将其Cu含量控制在67%～68%，可有效避免热轧裂纹[8]。但由于Cu含量控制在上限，增加了生产成本，所以铜加工企业一般将Cu含量控制在63.5%～66.0%。表2为H65黄铜带热轧裂边与铜含量的关系，当铜含量为63.5%～66.0%时，随着铜含量的增大，H65合金裂边率有增加的趋势。

通过上文对热轧边部裂纹机理的分析，将H65黄铜的铜含量控制在下限，有利于提高合金在终轧温度下β相比例，避免在轧制过程中两相的急剧变化。因此，H65黄铜的铜含量控制在63.5%～64.5%，有利于减少热轧边部裂纹。

表2 H65黄铜带热轧裂边与铜含量的关系

(2)杂质含量的影响。铅在黄铜中常以颗粒状分布在晶界上的易熔共晶中，当α相黄铜中的铅含量大于0.03wt.%时，使黄铜在热加工时呈热脆性，但对冷加工性能无明显影响。铋常呈连续的脆性薄膜分布在黄铜晶界上，既产生热脆性，又产生冷脆性，对黄铜的危害比铅大5～10倍，因此，规定黄铜中的铋含量小于0.002wt.%[9]。另外，Б.Н.ЕФРЕМОВ等人[6]研究发现在黄铜中添加Al、Si和Ce(一般小于2wt.%)，可以使黄铜在650℃～750℃时的β相比例显著增加，从而提高合金的塑性，避免合金在低塑性区变形。

2.2 铸锭的影响

(1)铸锭高温性能的影响。所有黄铜在200℃～700℃的某一温度范围内均存在一个脆性区，因此热轧应在脆性区的温度范围以上进行。王延辉等[10]采用Gleeble1500热模拟实验机进行圆柱体等温压缩实验, 发现在应变速率较大(0.1s-1、1.0s-1)时，H65黄铜试样在低温(100℃、200℃)出现断裂现象，其断口没有观察到明显的韧窝，而出现纤维组织，且压缩时沿纤维组织处出现裂缝，从而说明H65黄铜在低温(100℃、200℃)时存在脆性区。兰利亚[4]通过对铸锭的高温性能研究，发现H65黄铜在500℃左右存在中温脆性区。中温脆性产生的原因是由于溶质和杂质元素偏析于晶界带来液相脆化或固相脆化，铅、铋在此温度范围内均形成易溶共晶体，分布于晶界，使塑性严重下降。

表3为H65黄铜铸锭的高温力学性能。可以看出，H65黄铜铸锭在高温区不存在脆性区，热轧终轧温度一般在500℃以上。因此，热轧前加热温度选择料温850℃～880℃为佳，在此温度范围内抗拉强度最小，塑性最好。铸锭加热温度选择上限，有利于合金中由于偏析而富集在晶界和枝晶网络上的可溶解的金属化合物和第二相发生溶解和扩散，使之向晶内移动，从而使铸锭的组织得到改善，在热轧时不易产生表面裂纹和裂边。

表3 H65黄铜铸锭的高温力学性能

(2)铸锭规格的影响。热轧采用的铸锭分为170mm×620mm×2400mm短铸锭和170mm×620mm×4800mm长铸锭两种规格，但在生产时发现，短铸锭边部裂纹严重，占热轧边部裂纹的90%以上[11]。由于长铸锭和短铸锭的熔铸工艺相同，只是根据需要将长铸锭中断为短铸锭，两者的热轧工艺也基本相同，因此，可以排除成份及工艺的差异。热轧过程中，两块中断短铸锭的表面积并不比一块长铸锭增加多少，轧制过程为辐射散热，可以认为热轧过程中短铸锭和长铸锭在冷却速度上的差别忽略不计。两者在轧制中唯一的不同是，由于短铸锭长度为长铸锭的一半，所以轧制时间只有长铸锭的一半，在同等降温条件下，短铸锭的终轧温度要远高于长铸锭。而H65黄铜在720℃时以上温度时β相的比例为10%～20%，同时在690℃～720℃时β相剧烈减少，长铸锭在此温度段的变形量相对短铸锭来说较小，H65黄铜相变引起体积变化产生应力，在较大变形量下容易产生应力叠加，从而沿着β相开裂，形成边部裂纹。

2.3 加工工艺的影响

通过对裂边和不裂边批次的轧制力进行统计分析发现，热轧第一道次轧制力超过2MN的都易产生边部裂纹。第一道次轧制力大于2MN时停止出炉，在870℃再加热10min～15min出炉，第一道次轧制力就会小于2MN。带坯再进行轧制没有出现边部裂纹及起皮现象，在后序加工过程中表面良好。由表3可知，铸锭的高温塑性为40%～75%。第一道次轧制力超过2MN，说明锭坯β相比例少，高温塑性差，所以容易引起边部裂纹。

2.4 微观组织的影响

图4为不同温度H65黄铜的金相组织，采用加热到指定温度，保温1h后水淬，使高温相来不及转变而保留下来。图4(a)的加热温度为880℃，H65黄铜中β相比例为19.16%；图4(b)的加热温度为850℃，H65黄铜中β相比例为14.6%；图4(c)的加热温度为800℃，H65黄铜中β相比例为9.19%；图4(d)的加热温度为780℃，H65黄铜中β相比例为2.97%。当加热温度降低时，β相比例急剧减少。根据Cu-Zn二元合金相图可知，在平衡状态下，H65黄铜完全转变成α相的温度为760℃左右；在非平衡状态下，H65黄铜的完全转变温度降低到690℃～720℃，即在720℃以上存在相变区。在相变引起的体积变化与轧制力产生的应力联合作用下，铸锭出现裂纹。另外，铸锭出炉后，由于辊道的缓冷，实际开轧温度为800℃左右，由于前几个道次锭坯为铸态组织，加工率相对较低；当铸锭进一步冷却，道次加工率最高达到27%以上。