鈹青銅帶材連續退火工藝探究

焦曉亮， 曹虎成， 趙建松， 張保華， 崔書輝

（寧夏中色新材料有限公司，寧夏 石嘴山 7 530001）

用于銅帶退火的設備， 常見的有鐘罩爐、 井式爐、 輥底爐和展開式連續退火爐。鐘罩爐、 井式爐和輥底爐是整卷退火， 屬于低溫長時間退火。此類設備投資成本相對較低， 占地面積較小， 適用于均勻化退火、 中間退火和表面質量要求不高的成品退火［1］。立式連續退火爐采用單卷展開式退火，主要用于半成品和成品退火、 淬火， 屬于高溫短時退火， 帶材在退火爐中停留時間僅有幾秒到幾十秒［2-6］。與罩式爐整卷退火相比， 由于采用展開退火， 帶材各部分在爐內停留時間完全一樣， 退火后帶材性能一致， 同時機列上配備有清洗裝置， 退火后表面質量高， 且為單卷退火， 便于調整產品種類和規格， 生產靈活性強［7-11］。

在5G 技術飛速發展的今天， 新能源汽車、 先進電子工業以及高速鐵路網絡等方面也迎來了新的發展浪潮， 鈹青銅作為這一領域的核心原材料，其在全球的需求量不斷增加。中色（寧夏）東方集團有限公司通過自主研發、 國際合作的形式開展了高精度、 大卷重鈹青銅板帶材關鍵技術和先進設備應用技術的研究， 建成了規模化鈹青銅板帶材生產線， 實現了鈹青銅帶材的連續退火。實際生產中， 帶材在兩個軋程間的軟化熱處理常采用連續退火工藝。受鈹青銅帶材加工硬化快、 高溫熱處理應力釋放快的影響， 帶材在連續退火時常出現變形大、 易刮邊、 力學性能不穩定的現象。鑒于生產中遇到的此類問題， 本研究重點關注連續退火工藝參數對鈹青銅帶材顯微組織及力學性能的影響規律， 以獲得力學性能和板形優良、 組織均勻的最優工藝參數。

1 試 驗

1.1 原 料

試驗用國產0.3 mm 退火軋制硬態QBe2鈹青銅帶材， 其化學成分見表1， 符合GB/T 5231—2001加工銅及銅合金化學成分和產品形狀中QBe2化學組成要求。

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

1.2 試驗步驟

QBe2 留底鈹銅帶材經卷式退火后在四輥可逆精軋機軋至0.3 mm 得到硬態鈹銅帶材， 再經薄帶清洗鈍化后進行連續退火工藝試驗。從同一卷0.3 mm QBe2 鈹銅帶上分別截取5 段長度為10~20 m 的帶材， 用鋼帶或同規格的其他紫銅帶作引帶， 待立式爐溫度穩定后， 將5段試驗銅帶分別送入立式爐進行退火試驗。試驗過程主要使用H2體積分數小于15%的氮氫混合氣進行連續退火爐的爐內保護。對于連續光亮退火爐則將氮氫混合氣中的H2體積分數調整到5%~25%， 此時爐內的壓力保持在微正壓， 溫度范圍是露點-30~-60 ℃。完成上述操作后產品的檢測指標包括： 維氏硬度（HV）、 斷后延伸率（δ）和抗拉強度（σb）等。以立式連續退火/淬火爐對0.3 mm的QBe2 硬態材料開展5 個溫度（600， 650， 700，730和760 ℃）下的工藝試驗。操作步驟為： 開卷—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。

將經過立式爐退火的樣品分別制成A50 拉伸試樣和寬為20 mm、 長為200 mm 的直條， 在真空熱處理爐對試樣進行時效處理。時效處理工藝為： 真空熱處理爐升溫至320 ℃穩定后破真空， 將待時效樣品放置于真空時效爐中部位置； 關閉密封蓋抽真空至1×10-3Pa， 待溫度穩定后開始計時保溫2 h； 保溫結束破真空出爐空冷， 進行力學性能和金相組織分析。每組試樣熱處理后進行硬度、力學性能、 金相組織分析。

1.3 試驗用設備和儀器

化學成分采用發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）觀察合金的顯微組織。首先將預先經過鑲嵌后制備的金相試樣以打磨、粗拋、 精拋等步驟進行預處理， 之后將試樣與腐蝕液（氯化銅和氫氧化銨配制）接觸進行腐蝕， 最終完成樣品的制備。使用 INSTRON 5982 電子萬能試驗機根據《ASTM E8 金屬材料拉伸試驗方法》測試合金的拉伸性能， 標距為50 mm。

2 結果與討論

由圖1可知［9］， 含鈹1.95%的QBe2鈹銅帶材經過760~810 ℃熱處理后， Be 原子充分固溶于Cu 基體， 形成面心立方α相過飽和固溶體。鈹銅合金是一種時效析出強化型合金， 必須進行固溶處理以獲得過飽和固溶體。固溶溫度的選擇是關鍵， 溫度過高， 會引起α 晶粒急劇長大甚至局部熔化， 晶粒粗大會影響合金成形時的表面質量或力學性能， 過燒則會使合金變脆； 溫度過低， 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， 時效過程中還容易發生不連續脫溶和晶界反應， 從而惡化其彈性穩定性［12］。320~340 ℃脫溶析出， 形成與基體共晶γ 相強化基體。焦曉亮等［13］的研究結果表明在580~605 ℃退火過程中， QBe2 合金性能的主要影響因素是合金的再結晶， 退火溫度越高再結晶越充分， 材料的塑性越好； 在605~650 ℃退火時， 影響合金性能的主要因素是再結晶和材料共析反應生成的β 相， β 相是硬質點， 影響合金的后續加工， 在后續加工中易使材料產生斷裂等缺陷； 在610 ℃以后， 材料再結晶使塑性增強，大于相析出后晶格畸變造成大量位錯所引起的材料硬化作用； 當退火溫度為610~650 ℃，退火材料的塑性是增強的。因此， 本研究選取退火溫度600~760 ℃作為研究區間。

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

2.1 不同退火溫度下帶材力學性能

表2為連續退火處理前后QBe2 鈹青銅帶材的力學性能參數表， 圖2 為不同退火溫度下QBe2 鈹青銅帶材力學性能曲線圖。可以看出， 在退火溫度為600~760 ℃時， 隨著熱處理溫度的升高， QBe2鈹青銅合金的抗拉強度、 硬度顯著下降； 同時隨著熱處理溫度的升高， 斷裂延伸率也得到了顯著提高。當退火溫度為600 ℃ 時， 合金的抗拉強度已達到YS/T 323—2002中C態產品的性能要求， 硬度和伸長率已達到YS/T 323—2002 中C 態要求。繼續增加退火溫度至650 ℃， 合金的抗拉強度、 硬度的降低幅度和伸長率增幅均有所下降。從退火后材料力學性能的變化可以看出， 退火溫度在700 ℃以上時可獲得較好的塑性。

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鈹青銅帶材力學性能Table 2 Mechanical properties of QBe2 beryllium copper strip at different annealing temperatures

研究表明， 在高溫熱處理條件下， 合金的晶粒在熱處理過程中會逐步生長。在700 ℃以上， 連續退火過程中的析出相會在 Cu 基體中溶解， 使QBe2 鈹青銅帶材晶界和析出強化效果顯著降低，從而降低了強度、 硬度， 增加了塑性。在760 ℃進行熱處理時， QBe2鈹青銅帶材塑性最高。

2.2 時效后力學性能

表3和圖3 分別呈現了不同退火溫度處理后QBe2 鈹青銅帶材的力學性能和時效性能變化。由圖3 可以看出， QBe2 鈹青銅帶材在700 ℃退火后，其時效后硬度、 抗拉強度明顯增加， 且延伸率出現驟減。鈹青銅是一類典型的時效析出強化材料，對其進行適當的熱處理可獲得高強度、 高硬度、 高導電和高彈性等綜合性能。這表明， 當退火溫度為700 ℃時， 這種材料出現了明顯的固溶。退火溫度越高， 材料的固溶程度或過飽和度就會越高， 最終趨向完全固溶狀態。當過剩相在固溶體中充分溶解后， 再迅速降溫至常溫， 會使α 固溶體不能及時沉淀出來， 此時α固溶體在急速冷卻下仍然維持較高的溫度， 最終獲得過飽和α固溶體。由于存在過飽和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計結果。由2.2 節分析可知， QBe2 鈹青銅帶材在700 ℃時發生固溶現象， 隨著退火溫度的升高其固溶程度或過飽和程度逐漸增加， 最后趨于完全固溶狀態， 晶粒尺寸從600 ℃的7.6 μm長大至760 ℃時的15.9 μm（表4）。當退火溫度為600~760 ℃時， 溫度明顯高于其再結晶溫度， 在較高的溫度條件下， QBe2 鈹青銅合金發生回復所消耗的形變儲能較小， 為后續再結晶提供了更大的形變儲能， 再結晶形核率明顯增大。因此， 合金在較低的退火溫度（600 ℃）下基本完成了再結晶， 形成了細小的等軸晶［14］。在高溫下， QBe2 鈹青銅合金的晶界移動性增大，析出相在 Cu 基體中的溶解性增強， 析出相對晶界移動性的影響減弱， 使合金的晶粒長大。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， 直至出現趨于過飽滿的固溶體。在760 ℃退火后， QBe2 鈹青銅合金為強塑性的過飽和固溶體， 易于冷加工， 且為后續成品固溶時效提供了良好的性能基礎。

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 時效組織分析

鈹青銅的時效處理， 指的是將固溶處理后的合金加熱到合適的溫度， 然后進行一段時間的保溫， 并進行空氣冷卻， 其過程就是晶體內部發生連續脫溶的過程， 即在過飽和α固溶體中析出細小彌散的γ′， γ″等亞穩相， 最終形成彌散強化效應， 從而對合金的性能進行強化［15-18］。本文獲得的不同退火溫度處理后的QBe2 鈹青銅帶材時效組織，是非過飽和固溶后經標準時效熱處理的組織， 其特點如圖5 所示。可以看出， 在600 ℃時， 由于晶粒細小且無過飽和固溶度， 故合金仍處于退火組織形態； 隨著退火溫度的升高， 晶粒的過飽和度逐漸增加、 時效析出動能逐漸增加， 從而導致合金γ′， γ″析出量逐漸增加。這也印證了QBe2 鈹青銅帶材在700 ℃退火時即具備了一定量的過飽和固溶體。

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

3 結 論

本文對國產QBe2 鈹青銅合金進行了600~760 ℃下的連續退火工藝試驗， 并對改變了熱處理工藝后合金的抗拉強度、 硬度、 伸長率以及各種顯微結構進行了相關研究與論證， 得出以下幾點結論：

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

2）當QBe2 鈹青銅帶材退火溫度≥700 ℃時， 其時效后硬度、 抗拉強度明顯增加， 延伸率出現驟減， 說明QBe2 鈹青銅帶材在700 ℃時發生固溶現象。隨著退火溫度的升高， QBe2 鈹青銅帶材固溶程度或者過飽和程度逐漸增加至趨于完全固溶狀態。

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