黄铜作为铜合金产品中重要的合金之一,具有优良的力学性能、耐腐蚀性能及冷热加工性能等.在简单黄铜中添加少量的合金元素,如Mn、Al、Fe等,使其成为复杂黄铜,可以明显提高合金的强度和耐磨性能,被广泛应用于对强度和耐磨性能要求较高的精密制造行业^[1-3].以β相为基的高强耐磨多元复杂黄铜是新近发展起来并得到广泛应用的新型高技术含量、高附加值的铜合金产品,具有广阔的市场发展空间.耐磨复杂黄铜不但对合金微观的强度、韧性有较高的要求,而且要求有硬度极高的耐磨相均匀、稳定地分布在基体上^[4]. CW713R特殊黄铜的磨损性能主要取决于合金组成相的种类、数量、形状、大小和分布,而热处理是获得良好微观组织的主要手段之一.通过热处理获得一定α相和β相的比例、弥散分布的Si、Mn等耐磨相,来提高合金的耐磨性^[5].因此对CW713R特殊黄铜基体组织的研究显得尤为重要,本文主要从热处理工艺方面研究该合金的组织和力学性能^[6-8].

试验用CW713R特殊黄铜试样棒以紫铜、黄杂铜、锌锭、废铝丝(或铝锭)、铅锭、锰铜中间合金、硅铜中间合金、耐磨黄铜生产角料及铜沫为原料.采用工频炉进行熔炼,水平连铸生产φ245 mm铸锭,采用3150T反向挤压机进行挤压,挤压温度为580～620 ℃,挤压速度为12～15 mm/s,挤压坯规格为φ22 mm,对挤压坯进行一定量的延伸加工,并对其进行不同温度低温退火处理,通过对比低温热处理前后材料性能的变化,了解低温热处理工艺对材料组织与性能的影响.

CW713R特殊黄铜的化学成分如表 1所示.试验通过对CW713R特殊黄铜挤压坯进行约0.2 mm的延伸后,进行热处理,具体热处理工艺如表 2所示.

表 1(Table 1)

表 1 CW713R特殊黄铜主要化学成分 Tab. 1 Main compositions of CW713R special brass % 元素 Cu Pb Mn Si Al Ni Fe Sn Zn 质量分数 57.62 0.77 2.04 0.60 1.63 0.12 0.31 0.22 余量

表 1 CW713R特殊黄铜主要化学成分 Tab. 1 Main compositions of CW713R special brass

表 2(Table 2)

表 2 CW713R特殊黄铜挤压棒材的热处理工艺 Tab. 2 Heat treatment process of extruding CW713R special brass bar 编号 热处理制度 冷却方式 1 挤压坯760 ℃×1 h,淬火 水冷 2 挤压坯760 ℃×1 h,淬火350 ℃×3 h,退火 水冷+空冷 3 挤压坯200 ℃×3 h,退火 空冷 4 挤压坯300 ℃×3 h,退火 空冷 5 挤压坯350 ℃×3 h,退火 空冷 6 挤压坯450 ℃×3 h,退火 空冷 7 挤压坯550 ℃×3 h,退火 空冷

表 2 CW713R特殊黄铜挤压棒材的热处理工艺 Tab. 2 Heat treatment process of extruding CW713R special brass bar

图 1是经不同温度退火后的CW713R特殊黄铜试样的金相组织照片.从图 1中可以看出,挤压组织为β基体相+硅锰化合物,延伸变形后组织没有变化.挤压坯760 ℃×1 h淬火处理后,基体β相晶粒长大、粗化,350 ℃时效后在晶界、晶内析出针状、粒状α相;挤压坯200 ℃退火,组织基本没有变化;300 ℃退火组织中开始出现α相;随退火温度升高至450 ℃,α相由针状向短棒状转变;当退火温度升高至550 ℃时,α相消失.

图 1

图 1 不同热处理工艺CW713R特殊黄铜挤压棒材的金相组织 Fig. 1 OM images of CW713R special brass extruding bar after different heat treatment process

由Cu-Zn合金二元相图^[1]可知,室温下Zn在α相中的固溶度在30%左右.随着退火温度的升高,Zn的固溶度增加,在456 ℃时达到极值(39%).之后,随着温度升高开始下降.由于材料以Cu-Zn合金为主体,其相转变规律可近似套用.经计算得到的Zn当量约48%,所以CW713R特殊黄铜试样在500 ℃以下退火时,组织中的β相会向α相转变.随着退火温度的升高,α相形态、含量均变小;550 ℃退火时,发生α相向β相转变,最终α相消失.

为了满足不同客户对产品的需求,试验研究了退火温度对CW713R特殊黄铜试样力学性能的影响,试验结果如图 2所示.图 2中横坐标为与表 2中对应的热处理工艺.

图 2

图 2 CW713R特殊黄铜棒材的力学性能 Fig. 2 Mechanical properties of CW713R special brass bar

从图 2中可以看出,挤压坯小加工量延伸后进行760 ℃×1 h和760 ℃×1 h+350 ℃×3 h热处理(工艺2)后,强度和伸长率显著降低.挤压坯小加工量延伸后进行不同温度的退火,在450 ℃以下退火(工艺3~6),随着退火温度的升高,强度略微降低,伸长率显著提高;300 ℃退火(工艺4),综合力学性能最佳;450 ℃退火(工艺6)强度最低,伸长率最高;退火温度提高至550 ℃退火(工艺7)时强度略有提高,伸长率显著降低.

图 2中,强度的变化规律与伸长率的变化规律相反,固溶态(工艺2)的力学性能最差.结合图 1中的金相组织照片可知,主要原因是基体中β相晶粒的长大、粗化及基体中α相的析出及其形态的变化所致^[9].

试验选取CW713R特殊黄铜挤压坯(在300 ℃退火3 h后)综合力学性能最优的棒材与国内外产品在相同的条件下,进行摩擦磨损试验.试验条件为:转速800 r/min,68^#液压油,GCr15轴承钢,载荷分别为20,30和50 N.试验结果如图 3所示.从图 3中可以看出,在相同载荷条件下,CW713R特殊黄铜试样的耐磨性能明显优于国内同类产品,达到并超过国外产品.

图 3

图 3 各种材料的磨损性能 Fig. 3 Abrasion properties of bar

(1) 挤压坯小加工量延伸后,300 ℃×3 h退火为最佳热处理工艺,其组织组成为等轴状β相(基体)+硅锰化合物+极细小的针状α相,此时,CW713R特殊黄铜试样的耐磨性好,综合力学性能最佳.

(2) 相变(α相析出)从250 ℃左右开始,500 ℃左右结束;450 ℃以下,α相在晶内的析出为针状,450 ℃以上,晶粒长大,为短棒状;500 ℃以上,α相消失,基体为单一β相; (3) 挤压坯棒材退火处理后,力学性能变化规律与α相变化规律一致.