H65黃銅帶材熱軋邊裂機理及影響因素分析

劉海濤

(洛陽銅加工集團有限責任公司， 河南 洛陽 471039)

H65黃銅不僅具有美麗的光澤，良好的力學性能、工藝性能和耐蝕性，而且價格便宜，是銅合金中應用最廣泛的合金[1]，應用于五金、日用品、螺釘?shù)刃袠I(yè)。目前H65黃銅的水平連鑄生產技術有了較大提高，但鑄坯的晶粒往往較粗大，低速、不重磨刀具的銑削形式又難以消除所有表面缺陷，因而半連續(xù)鑄錠-熱軋供坯工藝更能滿足表面質量的要求[2]。但是采用半連續(xù)鑄錠-熱軋供坯工藝生產H65黃銅帶材時，在熱軋過程中處于α相與β相的相變區(qū)，帶材邊部容易出現(xiàn)裂紋、起皮等缺陷，增加了切邊量，降低了成品率，影響了產品質量。國內從20世紀80年代開始進行H65黃銅扁錠熱軋裂紋機理的研究[3-4]，但熱軋裂紋至今仍時有發(fā)生，沒有從根本上解決，給企業(yè)生產經營帶來極大困擾。本文通過模擬熱軋過程中H65黃銅微觀組織變化情況以及β相的分布，對H65黃銅熱軋裂紋的機理進行了研究，分析了熱軋裂邊的影響因素，并結合生產中的經驗提出了解決措施，對指導H65黃銅的生產具有一定的積極意義。

1 熱軋裂紋機理研究

1.1 實驗材料和方法

根據生產實際情況，在實驗室模擬熱軋降溫過程，在不同溫度下將試樣取出水淬，使試樣快速冷卻，高溫相保留至室溫，通過金相組織分析確定高溫時的組織形貌。試樣從H65黃銅熱軋后的帶材上切取，厚度為15mm。將所有試樣加熱到熱軋溫度850℃，保溫1h，使α相、β相處于平衡狀態(tài)，然后按實驗方法取出試樣快速冷卻，β相比例由圖像分析儀自動測出，熱處理設備為RJX-75型箱式電阻爐。表1為各試樣的固溶溫度。

表1 試樣固溶溫度

實驗方法為,將8個試樣一起放在箱式電阻爐中加熱到850℃，到溫后保溫1h，取出1#樣水淬；打開爐門，按表1所示溫度降溫，至800℃時，取出2#樣水淬；至750℃時，取出3#樣，依次類推，完成其余試樣的處理。降溫速度約為1℃/s，水淬后冷卻至室溫。

1.2 實驗結果和討論

由Cu-Zn二元合金相圖可知，在室溫時，Zn在Cu基體中的溶解度不到30wt.%，H65黃銅中約5wt.%的Zn以β相的形式存在基體中，因此，在緩慢冷卻條件下，H65黃銅為α+β雙相黃銅。即使在實際生產中冷卻速度相對較快，為非平衡結晶，但仍然會有部分β相析出。

圖1為H65合金熱軋后的縱截面微觀組織?？梢钥闯?，熱軋后帶材邊部β相比例為3.88%，心部殘留β相比例為3.08%，邊部β相含量略高。這是由于熱軋后轉移至水槽中冷卻，冷卻速度較快，所以組織中殘留3%～4%β相，低于平衡狀態(tài)(5%的β相)。另外，β相沿加工方向(圖片中為縱向)拉長，局部有長大的跡象。

圖1 熱軋后H65黃銅的微觀組織Fig.1 Microstructure of H65 alloy after hot rolling

圖2為固溶處理后試樣的邊部和心部組織情況，可以看出，β相分布不均，邊部較多，而心部較少，與參考文獻[5]中水平連鑄帶坯β相分布類似。

圖2 固溶處理后H65黃銅邊部、心部的金相組織Fig. 2 Metallographic structure of H65 brass edge and center after solution treatment

從Cu-Zn相圖中可以看出， Zn在Cu基體中的溶解度在903℃為32.5wt.%，降溫到456℃時逐漸增加到39.0wt.%，到室溫時又降低到29.0wt.%，即α相隨著溫度的降低逐漸增加，在456℃時達到峰值，繼續(xù)降溫，則α相減少，β相增加。當溫度大于760℃時，Zn在Cu基體的溶解度在35wt.%左右，即H65合金處于完全α相。由于熱軋溫度一般在456℃以上，因此，在熱軋降溫過程中，Zn在Cu基體中的溶解度逐漸增加，即β相逐漸減少。

從1#樣和2#樣邊部金相組織中可以看到，在β相內有骨骼狀α相，這是由于H65黃銅在冷卻過程中，Zn的固溶度增加，β相發(fā)生分解，由于β相顆粒較多，所以在β相中生成α相。隨著溫度的進一步降低，β相的比例進一步減少。由于試樣采用電阻爐輻射加熱，在加熱過程中，試樣邊部溫度高于心部，β相比例要高于心部；而在冷卻過程中，邊部的過冷度要大于心部，使邊部大量的β相來不及轉變而保留下來；心部由于冷卻速度相對較慢，β相分解時間較充裕，使β相比例降低。

從圖2中還可以看出，H65黃銅邊部β相比例明顯高于心部。邊部β相一般為粗大的長條狀，β相的寬度約為30μm～50μm，而且隨著溫度的降低，長條狀β相逐漸減少；而心部β相一般為網狀分布，但比邊部β相更細小，β相的寬度約為10μm～30μm，隨著溫度的降低，逐漸變成針狀和點狀。

Б. Н. ЕФРЕМОВ等人[6]研究了不同黃銅在高溫下β相比例。銅含量為64.7%的黃銅在高溫下β相的比例由750℃的0%逐漸增加到850℃的30%，而其它合金在750℃的β相比例均在25%以上。經過定性與定量金相分析顯示，相應溫度下延伸率降低的銅合金中β相的體積含量不超過20%。因此，為了提高合金高溫下加工塑性，β相體積分數(shù)最小為20%(體積分數(shù))或完全消失。

圖3為H65黃銅試樣邊部和心部β相比例隨溫度變化的趨勢圖。由圖3可知，H65黃銅邊部和心部基本都隨溫度的降低而減少，但相同溫度下邊部β相的比例明顯高于心部，而冷卻到室溫時，兩者β相比例接近。當溫度降低到600℃以下時，心部與邊部的溫度梯度越來越小，心部與邊部的差異也越小。由于H65黃銅帶材表面與心部β相比例相差較大，在700℃以上時，邊部β相比例大于20%，高溫塑性較好，容易變形；而心部β相比例在0%～20%之間，塑性較低，阻礙邊部的變形，造成邊部撕裂。

圖3 β相比例隨溫度的變化趨勢Fig.3 Change trend of β phase ratio with temperature

另外，由圖3還以看出，當邊部溫度由720℃降低到690℃時，β相劇烈減少。由于α相晶格為面心立方結構，晶格常數(shù)為3.608?～3.693?，而β相為體心立方結構，晶格常數(shù)為2.942?～2.949?[7]。在向α相轉變的過程中，必然引起體積的改變。同時，在軋制過程中，兩相變形不均勻，滑移位錯在兩相界面形成塞積群，造成局部應力集中，沿β相晶界開裂，形成裂紋源。

由于H65黃銅在高溫下邊部β相比例比心部高，在同等變形條件下，邊部容易產生裂紋。當β相比例較高時，其能呈連續(xù)網狀分布，有利于連續(xù)變形而不產生微裂紋；反之，當β相體積分數(shù)為0%～20%時，心部金屬由于基體對β相的阻礙，一般只會形成應力集中，不至于開裂；如在此溫度區(qū)間進行大變形量軋制時，由于邊部與心部的高溫延伸率相差較大，兩相變形不協(xié)調，相變應力與加工應力累加，在帶材邊部沿β相形成裂紋源，逐漸擴展成宏觀裂紋。

2 邊部裂紋影響因素分析

2.1 化學成份的影響

(1)銅含量的影響。國家標準中，H65黃銅的Cu含量范圍為63.5%～68.0%，若將其Cu含量控制在67%～68%，可有效避免熱軋裂紋[8]。但由于Cu含量控制在上限，增加了生產成本，所以銅加工企業(yè)一般將Cu含量控制在63.5%～66.0%。表2為H65黃銅帶熱軋裂邊與銅含量的關系，當銅含量為63.5%～66.0%時，隨著銅含量的增大，H65合金裂邊率有增加的趨勢。

通過上文對熱軋邊部裂紋機理的分析，將H65黃銅的銅含量控制在下限，有利于提高合金在終軋溫度下β相比例，避免在軋制過程中兩相的急劇變化。因此，H65黃銅的銅含量控制在63.5%～64.5%，有利于減少熱軋邊部裂紋。

表2 H65黃銅帶熱軋裂邊與銅含量的關系

(2)雜質含量的影響。鉛在黃銅中常以顆粒狀分布在晶界上的易熔共晶中，當α相黃銅中的鉛含量大于0.03wt.%時，使黃銅在熱加工時呈熱脆性，但對冷加工性能無明顯影響。鉍常呈連續(xù)的脆性薄膜分布在黃銅晶界上，既產生熱脆性，又產生冷脆性，對黃銅的危害比鉛大5～10倍，因此，規(guī)定黃銅中的鉍含量小于0.002wt.%[9]。另外，Б.Н.ЕФРЕМОВ等人[6]研究發(fā)現(xiàn)在黃銅中添加Al、Si和Ce(一般小于2wt.%)，可以使黃銅在650℃～750℃時的β相比例顯著增加，從而提高合金的塑性，避免合金在低塑性區(qū)變形。

2.2 鑄錠的影響

(1)鑄錠高溫性能的影響。所有黃銅在200℃～700℃的某一溫度范圍內均存在一個脆性區(qū)，因此熱軋應在脆性區(qū)的溫度范圍以上進行。王延輝等[10]采用Gleeble1500熱模擬實驗機進行圓柱體等溫壓縮實驗, 發(fā)現(xiàn)在應變速率較大(0.1s-1、1.0s-1)時，H65黃銅試樣在低溫(100℃、200℃)出現(xiàn)斷裂現(xiàn)象，其斷口沒有觀察到明顯的韌窩，而出現(xiàn)纖維組織，且壓縮時沿纖維組織處出現(xiàn)裂縫，從而說明H65黃銅在低溫(100℃、200℃)時存在脆性區(qū)。蘭利亞[4]通過對鑄錠的高溫性能研究，發(fā)現(xiàn)H65黃銅在500℃左右存在中溫脆性區(qū)。中溫脆性產生的原因是由于溶質和雜質元素偏析于晶界帶來液相脆化或固相脆化，鉛、鉍在此溫度范圍內均形成易溶共晶體，分布于晶界，使塑性嚴重下降。

表3為H65黃銅鑄錠的高溫力學性能。可以看出，H65黃銅鑄錠在高溫區(qū)不存在脆性區(qū)，熱軋終軋溫度一般在500℃以上。因此，熱軋前加熱溫度選擇料溫850℃～880℃為佳，在此溫度范圍內抗拉強度最小，塑性最好。鑄錠加熱溫度選擇上限，有利于合金中由于偏析而富集在晶界和枝晶網絡上的可溶解的金屬化合物和第二相發(fā)生溶解和擴散，使之向晶內移動，從而使鑄錠的組織得到改善，在熱軋時不易產生表面裂紋和裂邊。

表3 H65黃銅鑄錠的高溫力學性能

(2)鑄錠規(guī)格的影響。熱軋采用的鑄錠分為170mm×620mm×2400mm短鑄錠和170mm×620mm×4800mm長鑄錠兩種規(guī)格，但在生產時發(fā)現(xiàn)，短鑄錠邊部裂紋嚴重，占熱軋邊部裂紋的90%以上[11]。由于長鑄錠和短鑄錠的熔鑄工藝相同，只是根據需要將長鑄錠中斷為短鑄錠，兩者的熱軋工藝也基本相同，因此，可以排除成份及工藝的差異。熱軋過程中，兩塊中斷短鑄錠的表面積并不比一塊長鑄錠增加多少，軋制過程為輻射散熱，可以認為熱軋過程中短鑄錠和長鑄錠在冷卻速度上的差別忽略不計。兩者在軋制中唯一的不同是，由于短鑄錠長度為長鑄錠的一半，所以軋制時間只有長鑄錠的一半，在同等降溫條件下，短鑄錠的終軋溫度要遠高于長鑄錠。而H65黃銅在720℃時以上溫度時β相的比例為10%～20%，同時在690℃～720℃時β相劇烈減少，長鑄錠在此溫度段的變形量相對短鑄錠來說較小，H65黃銅相變引起體積變化產生應力，在較大變形量下容易產生應力疊加，從而沿著β相開裂，形成邊部裂紋。

2.3 加工工藝的影響

通過對裂邊和不裂邊批次的軋制力進行統(tǒng)計分析發(fā)現(xiàn)，熱軋第一道次軋制力超過2MN的都易產生邊部裂紋。第一道次軋制力大于2MN時停止出爐，在870℃再加熱10min～15min出爐，第一道次軋制力就會小于2MN。帶坯再進行軋制沒有出現(xiàn)邊部裂紋及起皮現(xiàn)象，在后序加工過程中表面良好。由表3可知，鑄錠的高溫塑性為40%～75%。第一道次軋制力超過2MN，說明錠坯β相比例少，高溫塑性差，所以容易引起邊部裂紋。

2.4 微觀組織的影響

圖4為不同溫度H65黃銅的金相組織，采用加熱到指定溫度，保溫1h后水淬，使高溫相來不及轉變而保留下來。圖4(a)的加熱溫度為880℃，H65黃銅中β相比例為19.16%；圖4(b)的加熱溫度為850℃，H65黃銅中β相比例為14.6%；圖4(c)的加熱溫度為800℃，H65黃銅中β相比例為9.19%；圖4(d)的加熱溫度為780℃，H65黃銅中β相比例為2.97%。當加熱溫度降低時，β相比例急劇減少。根據Cu-Zn二元合金相圖可知，在平衡狀態(tài)下，H65黃銅完全轉變成α相的溫度為760℃左右；在非平衡狀態(tài)下，H65黃銅的完全轉變溫度降低到690℃～720℃，即在720℃以上存在相變區(qū)。在相變引起的體積變化與軋制力產生的應力聯(lián)合作用下，鑄錠出現(xiàn)裂紋。另外，鑄錠出爐后，由于輥道的緩冷，實際開軋溫度為800℃左右，由于前幾個道次錠坯為鑄態(tài)組織，加工率相對較低；當鑄錠進一步冷卻，道次加工率最高達到27%以上。

圖4 不同溫度H65黃銅的金相組織Fig.4 Metallographic structure of H65 brass at different temperatures

3 結論

(1)在高溫條件下，H65黃銅邊部β相比例明顯高于心部，特別是在690℃～720℃溫度區(qū)間，β相比例急劇降低，增加了邊部裂紋的傾向。

(2)H65黃銅高溫β相比例為0%～20%，高溫延伸率較低，同時帶材邊部和中間位置延伸率不同，極易形成邊部裂紋。

(3)通過調整化學成份來改變高溫時β相比例，減少加工過程中800℃～850℃和690℃～720℃溫度段的變形量，可以減輕邊部裂紋。

(4)由于H65黃銅在軋制過程中處于兩相不平衡狀態(tài)，通過調整銅含量，使銅含量在合金范圍的下限，如63.5wt.%～65.0wt.%；同時嚴格控制鉛、鉍等有害雜質的含量。

(5)合理制定加熱溫度，調整熱軋道次壓下量，在690℃以上時減少道次加工率；降低短鑄錠的軋制速度，增加軋制道次；同時控制終軋溫度大于中溫脆性區(qū)，即大于500℃。