焦曉亮， 曹虎成， 趙建松， 張保華， 崔書(shū)輝

（寧夏中色新材料有限公司，寧夏 石嘴山 7 530001）

用于銅帶退火的設(shè)備， 常見(jiàn)的有鐘罩爐、 井式爐、 輥底爐和展開(kāi)式連續(xù)退火爐。鐘罩爐、 井式爐和輥底爐是整卷退火， 屬于低溫長(zhǎng)時(shí)間退火。此類(lèi)設(shè)備投資成本相對(duì)較低， 占地面積較小， 適用于均勻化退火、 中間退火和表面質(zhì)量要求不高的成品退火［1］。立式連續(xù)退火爐采用單卷展開(kāi)式退火，主要用于半成品和成品退火、 淬火， 屬于高溫短時(shí)退火， 帶材在退火爐中停留時(shí)間僅有幾秒到幾十秒［2-6］。與罩式爐整卷退火相比， 由于采用展開(kāi)退火， 帶材各部分在爐內(nèi)停留時(shí)間完全一樣， 退火后帶材性能一致， 同時(shí)機(jī)列上配備有清洗裝置， 退火后表面質(zhì)量高， 且為單卷退火， 便于調(diào)整產(chǎn)品種類(lèi)和規(guī)格， 生產(chǎn)靈活性強(qiáng)［7-11］。

在5G 技術(shù)飛速發(fā)展的今天， 新能源汽車(chē)、 先進(jìn)電子工業(yè)以及高速鐵路網(wǎng)絡(luò)等方面也迎來(lái)了新的發(fā)展浪潮， 鈹青銅作為這一領(lǐng)域的核心原材料，其在全球的需求量不斷增加。中色（寧夏）東方集團(tuán)有限公司通過(guò)自主研發(fā)、 國(guó)際合作的形式開(kāi)展了高精度、 大卷重鈹青銅板帶材關(guān)鍵技術(shù)和先進(jìn)設(shè)備應(yīng)用技術(shù)的研究， 建成了規(guī)?；斍嚆~板帶材生產(chǎn)線(xiàn)， 實(shí)現(xiàn)了鈹青銅帶材的連續(xù)退火。實(shí)際生產(chǎn)中， 帶材在兩個(gè)軋程間的軟化熱處理常采用連續(xù)退火工藝。受鈹青銅帶材加工硬化快、 高溫?zé)崽幚響?yīng)力釋放快的影響， 帶材在連續(xù)退火時(shí)常出現(xiàn)變形大、 易刮邊、 力學(xué)性能不穩(wěn)定的現(xiàn)象。鑒于生產(chǎn)中遇到的此類(lèi)問(wèn)題， 本研究重點(diǎn)關(guān)注連續(xù)退火工藝參數(shù)對(duì)鈹青銅帶材顯微組織及力學(xué)性能的影響規(guī)律， 以獲得力學(xué)性能和板形優(yōu)良、 組織均勻的最優(yōu)工藝參數(shù)。

1 試 驗(yàn)

1.1 原 料

試驗(yàn)用國(guó)產(chǎn)0.3 mm 退火軋制硬態(tài)QBe2鈹青銅帶材， 其化學(xué)成分見(jiàn)表1， 符合GB/T 5231—2001加工銅及銅合金化學(xué)成分和產(chǎn)品形狀中QBe2化學(xué)組成要求。

表1 QBe2鈹青銅帶材的化學(xué)組成Table 1 Chemical composition of QBe2 beryllium copper strip （%， mass fraction）

1.2 試驗(yàn)步驟

QBe2 留底鈹銅帶材經(jīng)卷式退火后在四輥可逆精軋機(jī)軋至0.3 mm 得到硬態(tài)鈹銅帶材， 再經(jīng)薄帶清洗鈍化后進(jìn)行連續(xù)退火工藝試驗(yàn)。從同一卷0.3 mm QBe2 鈹銅帶上分別截取5 段長(zhǎng)度為10~20 m 的帶材， 用鋼帶或同規(guī)格的其他紫銅帶作引帶， 待立式爐溫度穩(wěn)定后， 將5段試驗(yàn)銅帶分別送入立式爐進(jìn)行退火試驗(yàn)。試驗(yàn)過(guò)程主要使用H2體積分?jǐn)?shù)小于15%的氮?dú)浠旌蠚膺M(jìn)行連續(xù)退火爐的爐內(nèi)保護(hù)。對(duì)于連續(xù)光亮退火爐則將氮?dú)浠旌蠚庵械腍2體積分?jǐn)?shù)調(diào)整到5%~25%， 此時(shí)爐內(nèi)的壓力保持在微正壓， 溫度范圍是露點(diǎn)-30~-60 ℃。完成上述操作后產(chǎn)品的檢測(cè)指標(biāo)包括： 維氏硬度（HV）、 斷后延伸率（δ）和抗拉強(qiáng)度（σb）等。以立式連續(xù)退火/淬火爐對(duì)0.3 mm的QBe2 硬態(tài)材料開(kāi)展5 個(gè)溫度（600， 650， 700，730和760 ℃）下的工藝試驗(yàn)。操作步驟為： 開(kāi)卷—縫合—清洗—烘干—入爐—熱處理—冷卻—表面鈍化—剪切—卷取—卸料—取樣—制樣—檢測(cè)。

將經(jīng)過(guò)立式爐退火的樣品分別制成A50 拉伸試樣和寬為20 mm、 長(zhǎng)為200 mm 的直條， 在真空熱處理爐對(duì)試樣進(jìn)行時(shí)效處理。時(shí)效處理工藝為： 真空熱處理爐升溫至320 ℃穩(wěn)定后破真空， 將待時(shí)效樣品放置于真空時(shí)效爐中部位置； 關(guān)閉密封蓋抽真空至1×10-3Pa， 待溫度穩(wěn)定后開(kāi)始計(jì)時(shí)保溫2 h； 保溫結(jié)束破真空出爐空冷， 進(jìn)行力學(xué)性能和金相組織分析。每組試樣熱處理后進(jìn)行硬度、力學(xué)性能、 金相組織分析。

1.3 試驗(yàn)用設(shè)備和儀器

化學(xué)成分采用發(fā)射光譜儀即電感耦合等離子體光譜儀（ICP ）全譜直讀光譜儀分析。使用Olympus GX51 金相顯微鏡（OM）觀(guān)察合金的顯微組織。首先將預(yù)先經(jīng)過(guò)鑲嵌后制備的金相試樣以打磨、粗拋、 精拋等步驟進(jìn)行預(yù)處理， 之后將試樣與腐蝕液（氯化銅和氫氧化銨配制）接觸進(jìn)行腐蝕， 最終完成樣品的制備。使用 INSTRON 5982 電子萬(wàn)能試驗(yàn)機(jī)根據(jù)《ASTM E8 金屬材料拉伸試驗(yàn)方法》測(cè)試合金的拉伸性能， 標(biāo)距為50 mm。

2 結(jié)果與討論

由圖1可知［9］， 含鈹1.95%的QBe2鈹銅帶材經(jīng)過(guò)760~810 ℃熱處理后， Be 原子充分固溶于Cu 基體， 形成面心立方α相過(guò)飽和固溶體。鈹銅合金是一種時(shí)效析出強(qiáng)化型合金， 必須進(jìn)行固溶處理以獲得過(guò)飽和固溶體。固溶溫度的選擇是關(guān)鍵， 溫度過(guò)高， 會(huì)引起α 晶粒急劇長(zhǎng)大甚至局部熔化， 晶粒粗大會(huì)影響合金成形時(shí)的表面質(zhì)量或力學(xué)性能， 過(guò)燒則會(huì)使合金變脆； 溫度過(guò)低， 富鈹相不能充分固溶于基體中， 而且分布不均勻， 降低合金的沉淀硬化能力， 時(shí)效過(guò)程中還容易發(fā)生不連續(xù)脫溶和晶界反應(yīng)， 從而惡化其彈性穩(wěn)定性［12］。320~340 ℃脫溶析出， 形成與基體共晶γ 相強(qiáng)化基體。焦曉亮等［13］的研究結(jié)果表明在580~605 ℃退火過(guò)程中， QBe2 合金性能的主要影響因素是合金的再結(jié)晶， 退火溫度越高再結(jié)晶越充分， 材料的塑性越好； 在605~650 ℃退火時(shí)， 影響合金性能的主要因素是再結(jié)晶和材料共析反應(yīng)生成的β 相， β 相是硬質(zhì)點(diǎn)， 影響合金的后續(xù)加工， 在后續(xù)加工中易使材料產(chǎn)生斷裂等缺陷； 在610 ℃以后， 材料再結(jié)晶使塑性增強(qiáng)，大于相析出后晶格畸變?cè)斐纱罅课诲e(cuò)所引起的材料硬化作用； 當(dāng)退火溫度為610~650 ℃，退火材料的塑性是增強(qiáng)的。因此， 本研究選取退火溫度600~760 ℃作為研究區(qū)間。

圖1 Cu-Be 二元相圖銅側(cè)Fig.1 Phase diagram of Cu-Be binary alloy［9］

2.1 不同退火溫度下帶材力學(xué)性能

表2為連續(xù)退火處理前后QBe2 鈹青銅帶材的力學(xué)性能參數(shù)表， 圖2 為不同退火溫度下QBe2 鈹青銅帶材力學(xué)性能曲線(xiàn)圖?？梢钥闯?， 在退火溫度為600~760 ℃時(shí)， 隨著熱處理溫度的升高， QBe2鈹青銅合金的抗拉強(qiáng)度、 硬度顯著下降； 同時(shí)隨著熱處理溫度的升高， 斷裂延伸率也得到了顯著提高。當(dāng)退火溫度為600 ℃ 時(shí)， 合金的抗拉強(qiáng)度已達(dá)到Y(jié)S/T 323—2002中C態(tài)產(chǎn)品的性能要求， 硬度和伸長(zhǎng)率已達(dá)到Y(jié)S/T 323—2002 中C 態(tài)要求。繼續(xù)增加退火溫度至650 ℃， 合金的抗拉強(qiáng)度、 硬度的降低幅度和伸長(zhǎng)率增幅均有所下降。從退火后材料力學(xué)性能的變化可以看出， 退火溫度在700 ℃以上時(shí)可獲得較好的塑性。

圖2 不同退火溫度下QBe2鈹青銅帶材力學(xué)性能Fig.2 Mechanical properties of QBe2 beryllium copper strip at different annealing temperatures

表2 不同退火溫度下QBe2鈹青銅帶材力學(xué)性能Table 2 Mechanical properties of QBe2 beryllium copper strip at different annealing temperatures

研究表明， 在高溫?zé)崽幚項(xiàng)l件下， 合金的晶粒在熱處理過(guò)程中會(huì)逐步生長(zhǎng)。在700 ℃以上， 連續(xù)退火過(guò)程中的析出相會(huì)在 Cu 基體中溶解， 使QBe2 鈹青銅帶材晶界和析出強(qiáng)化效果顯著降低，從而降低了強(qiáng)度、 硬度， 增加了塑性。在760 ℃進(jìn)行熱處理時(shí)， QBe2鈹青銅帶材塑性最高。

2.2 時(shí)效后力學(xué)性能

表3和圖3 分別呈現(xiàn)了不同退火溫度處理后QBe2 鈹青銅帶材的力學(xué)性能和時(shí)效性能變化。由圖3 可以看出， QBe2 鈹青銅帶材在700 ℃退火后，其時(shí)效后硬度、 抗拉強(qiáng)度明顯增加， 且延伸率出現(xiàn)驟減。鈹青銅是一類(lèi)典型的時(shí)效析出強(qiáng)化材料，對(duì)其進(jìn)行適當(dāng)?shù)臒崽幚砜色@得高強(qiáng)度、 高硬度、 高導(dǎo)電和高彈性等綜合性能。這表明， 當(dāng)退火溫度為700 ℃時(shí)， 這種材料出現(xiàn)了明顯的固溶。退火溫度越高， 材料的固溶程度或過(guò)飽和度就會(huì)越高， 最終趨向完全固溶狀態(tài)。當(dāng)過(guò)剩相在固溶體中充分溶解后， 再迅速降溫至常溫， 會(huì)使α 固溶體不能及時(shí)沉淀出來(lái)， 此時(shí)α固溶體在急速冷卻下仍然維持較高的溫度， 最終獲得過(guò)飽和α固溶體。由于存在過(guò)飽和α 固溶體， 使鈹青銅具有更高的塑性， 且更容易軋制、 鍛造等。

圖3 不同退火溫度下QBe2鈹青銅帶材時(shí)效性能Fig.3 Aging properties of QBe2 beryllium copper strip at different annealing temperatures

表3 QBe2鈹青銅帶材退火后力學(xué)性能Table 3 Mechanical properties of QBe2 beryllium copper strip after annealing

2.3 退火組織分析

圖4和表4 分別為不同退火溫度下QBe2 鈹青銅帶材退火組織圖像和平均晶粒直徑統(tǒng)計(jì)結(jié)果。由2.2 節(jié)分析可知， QBe2 鈹青銅帶材在700 ℃時(shí)發(fā)生固溶現(xiàn)象， 隨著退火溫度的升高其固溶程度或過(guò)飽和程度逐漸增加， 最后趨于完全固溶狀態(tài)， 晶粒尺寸從600 ℃的7.6 μm長(zhǎng)大至760 ℃時(shí)的15.9 μm（表4）。當(dāng)退火溫度為600~760 ℃時(shí)， 溫度明顯高于其再結(jié)晶溫度， 在較高的溫度條件下， QBe2 鈹青銅合金發(fā)生回復(fù)所消耗的形變儲(chǔ)能較小， 為后續(xù)再結(jié)晶提供了更大的形變儲(chǔ)能， 再結(jié)晶形核率明顯增大。因此， 合金在較低的退火溫度（600 ℃）下基本完成了再結(jié)晶， 形成了細(xì)小的等軸晶［14］。在高溫下， QBe2 鈹青銅合金的晶界移動(dòng)性增大，析出相在 Cu 基體中的溶解性增強(qiáng)， 析出相對(duì)晶界移動(dòng)性的影響減弱， 使合金的晶粒長(zhǎng)大。從形貌組織圖像（圖4）不難看出， 鈹在銅中的溶解度逐漸增加， 直至出現(xiàn)趨于過(guò)飽滿(mǎn)的固溶體。在760 ℃退火后， QBe2 鈹青銅合金為強(qiáng)塑性的過(guò)飽和固溶體， 易于冷加工， 且為后續(xù)成品固溶時(shí)效提供了良好的性能基礎(chǔ)。

圖4 不同退火溫度下QBe2鈹青銅帶材組織形貌Fig.4 Microstructure of QBe2 beryllium copper strip at different annealing temperatures（a） 600 ℃； （b） 700 ℃； （c） 760 ℃

表4 不同退火溫度下QBe2鈹青銅帶材平均晶粒直徑Table 4 Average grain diameter of QBe2 beryllium copper strip at different annealing temperatures

2.4 時(shí)效組織分析

鈹青銅的時(shí)效處理， 指的是將固溶處理后的合金加熱到合適的溫度， 然后進(jìn)行一段時(shí)間的保溫， 并進(jìn)行空氣冷卻， 其過(guò)程就是晶體內(nèi)部發(fā)生連續(xù)脫溶的過(guò)程， 即在過(guò)飽和α固溶體中析出細(xì)小彌散的γ′， γ″等亞穩(wěn)相， 最終形成彌散強(qiáng)化效應(yīng)， 從而對(duì)合金的性能進(jìn)行強(qiáng)化［15-18］。本文獲得的不同退火溫度處理后的QBe2 鈹青銅帶材時(shí)效組織，是非過(guò)飽和固溶后經(jīng)標(biāo)準(zhǔn)時(shí)效熱處理的組織， 其特點(diǎn)如圖5 所示?？梢钥闯?， 在600 ℃時(shí)， 由于晶粒細(xì)小且無(wú)過(guò)飽和固溶度， 故合金仍處于退火組織形態(tài)； 隨著退火溫度的升高， 晶粒的過(guò)飽和度逐漸增加、 時(shí)效析出動(dòng)能逐漸增加， 從而導(dǎo)致合金γ′， γ″析出量逐漸增加。這也印證了QBe2 鈹青銅帶材在700 ℃退火時(shí)即具備了一定量的過(guò)飽和固溶體。

圖5 不同退火溫度下QBe2鈹青銅帶材時(shí)效組織形貌Fig.5 Metallographic structure of QBe2 beryllium copper strip under aging treatment at different annealing temperatures（a） 600 ℃； （b） 700 ℃； （c） 760 ℃

3 結(jié) 論

本文對(duì)國(guó)產(chǎn)QBe2 鈹青銅合金進(jìn)行了600~760 ℃下的連續(xù)退火工藝試驗(yàn)， 并對(duì)改變了熱處理工藝后合金的抗拉強(qiáng)度、 硬度、 伸長(zhǎng)率以及各種顯微結(jié)構(gòu)進(jìn)行了相關(guān)研究與論證， 得出以下幾點(diǎn)結(jié)論：

1）當(dāng)退火溫度為600~760 ℃時(shí)， 隨著熱處理溫度的增加， QBe2 鈹青銅合金的抗拉強(qiáng)度、 屈服強(qiáng)度等出現(xiàn)了明顯下降； 而伸長(zhǎng)率的變化情況則與之相反， 熱處理溫度越高， 相關(guān)生長(zhǎng)率越大； 當(dāng)退火溫度為760 ℃時(shí)， QBe2 鈹青銅合金的塑性最好。

2）當(dāng)QBe2 鈹青銅帶材退火溫度≥700 ℃時(shí)， 其時(shí)效后硬度、 抗拉強(qiáng)度明顯增加， 延伸率出現(xiàn)驟減， 說(shuō)明QBe2 鈹青銅帶材在700 ℃時(shí)發(fā)生固溶現(xiàn)象。隨著退火溫度的升高， QBe2 鈹青銅帶材固溶程度或者過(guò)飽和程度逐漸增加至趨于完全固溶狀態(tài)。

3）在760 ℃退火后， QBe2 鈹青銅帶材為強(qiáng)塑性過(guò)飽和固溶體， 易于冷軋加工， 可為后續(xù)成品固溶時(shí)效提供良好的加工基礎(chǔ)。