張鴻雁， 張 鵬， 易文思

(武昌船舶重工集團(tuán)有限公司，湖北 武漢 430060)

0 引 言

純銅的新鮮表面呈淺玫瑰肉紅色，在大氣下常常覆蓋一層紫色氧化膜，俗稱紫銅。紫銅具有較高的導(dǎo)電性、導(dǎo)熱性和較好的塑性及突出的冷作硬化效應(yīng)，在大氣、淡水、蒸汽、海水中耐腐蝕，耐冷熱稀硫酸、冷濃硫酸的侵蝕，并具有抗磁干擾、可焊性等特性。TP2紫銅管為磷脫氧銅管，氧的質(zhì)量分?jǐn)?shù)低，被大量用于汽油、氣體供應(yīng)管及冷凝器、蒸發(fā)器、熱交換器等器件中。在鎳合金B(yǎng)10白銅管、直接熱軋制(Hot Direct Rolling，HDR)雙相不銹鋼管、鈦合金管應(yīng)用前，由于紫銅管具有上述優(yōu)良的特性及較好的生物腐蝕抗力，因此是用于海洋環(huán)境中的最佳材料之一，艦船防腐管系均采用TP2紫銅管。目前，除艦船上的一些重要部位外，TP2銅管依然被廣泛應(yīng)用[1]。在管路系統(tǒng)中，一方面銅管需要承受管內(nèi)氣體或液體的壓力，要求具有一定的強(qiáng)度；另一方面由于各種管路分布的復(fù)雜性，銅管經(jīng)常需要進(jìn)行彎制，因此其柔韌性是一個較為重要的特性。

某產(chǎn)品需要加工不同批次的TP2銅管，對彎制區(qū)域先進(jìn)行火工，再進(jìn)行彎制。由于原材料銅管的熱處理狀態(tài)不明確，因此采用相同的工藝進(jìn)行彎制后，有的銅管彎曲狀態(tài)好，有的銅管開裂。銅管在生產(chǎn)過程中經(jīng)多道次拉拔產(chǎn)生加工硬化，塑性較差，不利于后續(xù)彎制成型工藝的進(jìn)行，需要進(jìn)行退火處理改善其微觀組織及性能。為解決銅管彎制開裂問題，進(jìn)行一系列的退火、力學(xué)性能和金相組織試驗(yàn)[2]。

1 試驗(yàn)條件

試驗(yàn)設(shè)備：熱處理爐為箱式電阻爐，型號為SX2-5-12，額定電壓為220 V，額定功率為5 kW，額定溫度為1 200 ℃。

試驗(yàn)溫度區(qū)間：470～750 ℃。

試驗(yàn)材料：外徑55.0 mm、壁厚2.5 mm規(guī)格和外徑70.0 mm、壁厚2.5 mm規(guī)格的TP2紫銅管。

試驗(yàn)方法：兩組對比。同一批次銅管經(jīng)不同溫度熱處理的金相組織和性能對比；不同批次銅管經(jīng)相同溫度熱處理的金相組織和性能對比[3]。1號～6號試樣為同一批次；7號～9號試樣為另一批次。

2 試驗(yàn)結(jié)果及分析

2.1 化學(xué)成分(質(zhì)量分?jǐn)?shù))

對2個批次TP2紫銅管進(jìn)行化學(xué)成分(質(zhì)量分?jǐn)?shù))分析，結(jié)果如表1所示。2個批次TP2紫銅管的化學(xué)成分(質(zhì)量分?jǐn)?shù))均符合GB/T 5231-2001的要求，因此開裂并非由化學(xué)成分(質(zhì)量分?jǐn)?shù))不合格引起。

表1 銅管化學(xué)成分(質(zhì)量分?jǐn)?shù)) %

TP2紫銅管在生產(chǎn)過程中經(jīng)歷軋制和多道次的拉拔工序，每道工序均會使銅管發(fā)生一定量的塑性變形，使銅管的強(qiáng)度和硬度提高而塑性和韌性降低，并會使銅管內(nèi)部的殘余應(yīng)力升高、冷作硬化效應(yīng)明顯。銅管外表面不僅受到拉拔的外力，而且受到與模具之間的摩擦力，因此加工硬化比內(nèi)部嚴(yán)重得多。在此狀態(tài)下進(jìn)行彎制，銅管必定開裂[3]。為防止在進(jìn)行彎制時發(fā)生開裂，需要對銅管進(jìn)行退火處理，將其軟化，以達(dá)到良好的可塑性狀態(tài)。選擇470 ℃、550 ℃、600 ℃、650 ℃、750 ℃等溫度對銅管進(jìn)行退火試驗(yàn)，以找到適合銅管彎制的退火溫度區(qū)間。

2.2 力學(xué)性能試驗(yàn)數(shù)據(jù)

TP2紫銅管力學(xué)性能試驗(yàn)數(shù)據(jù)如表2所示。

表2 TP2紫銅管不同狀態(tài)下的力學(xué)性能

2.3 金相組織試驗(yàn)數(shù)據(jù)

2.3.1 外徑55.0 mm、壁厚2.5 mm規(guī)格TP2紫銅管的金相組織

圖1為不同狀態(tài)下的外表面金相組織變化，圖片放大100倍。

圖1(a)：原始狀態(tài)下的外表面金相組織。銅管在交貨前經(jīng)多道次拉拔，冷作硬化較嚴(yán)重。該組織為滑移線較多且拉拔痕跡較明顯的層狀α固溶體(簡稱α相)，晶粒被拉成剛直條狀，組織織構(gòu)程度較嚴(yán)重。

圖1(b)：470 ℃退火后的外表面金相組織。在退火后，金相組織得到明顯改善，但拉拔痕跡仍存在。該組織為少量層狀α相+無方向性塊狀細(xì)小α相，帶狀組織輕微，組織仍具有方向性[4]。

圖1(c)：550 ℃退火后的外表面金相組織。該組織為無方向性細(xì)塊狀和粒狀α相，帶狀組織基本消除，但組織略顯雜亂。

圖1 外徑55.0 mm、壁厚2.5 mm規(guī)格TP2紫銅管不同狀態(tài)下的外表面金相組織變化

圖1(d)：600 ℃退火后的外表面金相組織。該組織為無方向性細(xì)塊狀和粒狀α相，大量細(xì)小晶粒開始出現(xiàn)，晶粒清晰可見。

圖1(e)：650 ℃退火后的外表面金相組織。該組織為無方向性細(xì)塊狀和粒狀α相，晶粒開始長大。

圖1(f)：750 ℃退火后的外表面金相組織。該組織為塊狀粗大α相，晶粒開始急劇長大，孿晶清晰可見。

圖2為不同狀態(tài)下的內(nèi)部金相組織變化，圖片放大100倍。

圖2 外徑55.0 mm、壁厚2.5 mm規(guī)格TP2紫銅管不同狀態(tài)下的內(nèi)部金相組織變化

圖2(a)：原始狀態(tài)下的內(nèi)部金相組織。該組織為具有方向性和滑移線的層狀α相，組織織構(gòu)程度沒有外表面嚴(yán)重。

圖2(b)：470 ℃退火后的內(nèi)部金相組織。該組織為無方向性細(xì)小α相+少量粒狀α相，拉拔痕跡基本消除，細(xì)小晶粒開始出現(xiàn)。

圖2(c)：550 ℃退火后的內(nèi)部金相組織。該組織為無方向性細(xì)塊狀和粒狀α相，與該狀態(tài)下的外表面組織基本相同。

圖2(d)：600 ℃退火后的內(nèi)部金相組織。該組織為無方向性細(xì)塊狀和粒狀α相，大量細(xì)小晶粒開始出現(xiàn)，與該狀態(tài)下的外表面金相組織一致。

將圖1與圖2進(jìn)行對比可看出：在原始狀態(tài)下，外表面金相組織與內(nèi)部金相組織的差異較大，外表面的拉拔痕跡明顯，組織織構(gòu)程度嚴(yán)重，在此狀態(tài)下進(jìn)行彎制，銅管一定會開裂；在470 ℃退火后，內(nèi)部金相組織形貌回復(fù)較好，但外表面金相組織仍存在一定的拉拔痕跡和位相，在此狀態(tài)下進(jìn)行彎制，銅管仍會開裂；在550 ℃、600 ℃、650 ℃、750 ℃退火后，內(nèi)部金相組織與外表面金相組織基本一致，外表面的拉拔痕跡消失，在此狀態(tài)下進(jìn)行彎制，銅管不會開裂；在大于650 ℃退火后，晶粒急劇長大，強(qiáng)度和硬度下降較快，無法滿足實(shí)際使用過程中的強(qiáng)度要求。對于該批次銅管，550～600 ℃是比較合適的退火溫度，不僅可保證銅管在進(jìn)行彎制時不會開裂，而且可滿足使用中的強(qiáng)度要求[5]。

2.3.2 外徑70.0 mm、壁厚2.5 mm規(guī)格TP2紫銅管的金相組織

圖3為不同狀態(tài)下的外表面金相組織變化，圖片放大100倍。

圖3 外徑70.0 mm、壁厚2.5 mm規(guī)格TP2紫銅管不同狀態(tài)下的外表面金相組織變化

圖3(a)：原始狀態(tài)下的外表面金相組織。銅管外表面加工硬化嚴(yán)重。該組織為方向性較強(qiáng)的層狀α相+細(xì)粒狀α相，晶粒粗大且拉拔痕跡明顯，帶狀組織嚴(yán)重。在此狀態(tài)下進(jìn)行彎制，銅管會開裂。

圖3(b)：470 ℃退火后的外表面金相組織。該組織為無方向性塊狀細(xì)小α相+細(xì)小粒狀α相，帶狀組織基本消除，組織形貌開始回復(fù)，內(nèi)外組織均勻。在此狀態(tài)下進(jìn)行彎制，銅管不會開裂。

圖3(c)：550 ℃退火后的外表面金相組織。該組織為無方向性塊狀較粗大α相+少量粒狀α相，晶粒清晰可見且開始長大，組織形貌正常。在此狀態(tài)下進(jìn)行彎制，銅管不會開裂[6]。

圖4為不同狀態(tài)下的內(nèi)部金相組織變化，圖片放大100倍。

圖4 外徑70.0 mm、壁厚2.5 mm規(guī)格TP2紫銅管不同狀態(tài)下的內(nèi)部金相組織變化

圖4(a)：原始狀態(tài)下的內(nèi)部金相組織。該組織為塊狀粗大α相+細(xì)粒狀α相，晶粒粗大且呈帶狀分布。在此狀態(tài)下進(jìn)行彎制，銅管會開裂。

圖4(b)：470 ℃退火后的內(nèi)部金相組織。該組織的帶狀組織基本消除，組織形貌開始回復(fù)。在此狀態(tài)下進(jìn)行彎制，銅管不會開裂。

圖4(c)：550 ℃退火后的內(nèi)部金相組織。該組織晶粒清晰可見，組織形貌回復(fù)正常。在此狀態(tài)下進(jìn)行彎制，銅管不會開裂。

將圖3和圖4進(jìn)行對比可看出：在原始狀態(tài)下，外表面的拉拔織構(gòu)并不嚴(yán)重；在470～550 ℃退火后，組織形貌回復(fù)正常，在此狀態(tài)下進(jìn)行彎制，銅管均不會開裂。

2.4 小 結(jié)

不同批次的銅管加工硬化程度不同，原始狀態(tài)差異較大。銅管在進(jìn)行彎制時是否開裂與金相組織位向關(guān)系較大。銅管經(jīng)多道次拉拔，滑移及變形程度增加，位錯密度增加，晶格畸變增大，位錯堆積在銅管的原子缺陷處(如空位、原子空隙等)，若不重新熱處理讓金相組織形貌回復(fù)，則銅管在進(jìn)行彎制時易出現(xiàn)顯微裂紋，而裂紋擴(kuò)展后會形成宏觀開裂[7]。

(1)1號～6號試樣加工硬化嚴(yán)重，金相組織均保持原始狀態(tài)下的拉拔層狀α相，存在經(jīng)多道次加工變形產(chǎn)生的類似碳鋼片狀珠光體的大量細(xì)小密集的滑移線條，顯微硬度值均在100.0以上；在進(jìn)行彎制前，沒有較好地消除經(jīng)多道次拉拔存在的大量滑移線、位錯及帶狀組織，因此在470 ℃及以下溫度退火后進(jìn)行彎制，銅管較容易開裂。

(2)7號～9號試樣的原始狀態(tài)比1號～6號試樣好，在470 ℃退火后，沒有出現(xiàn)層狀α相和經(jīng)多道次加工硬化產(chǎn)生的密集滑移線，粗大α相變?yōu)閴K狀細(xì)小α相，金相組織已具備良好的塑性。

(3)原始狀態(tài)不同的銅管，其退火溫度選擇不同：對于拉拔道次多、變形量大的銅管應(yīng)稍微提高退火溫度；對于變形量小、加工硬化不嚴(yán)重的銅管可稍微降低退火溫度；銅管退火溫度建議控制在550～580 ℃[8]。

3 結(jié) 語

銅管外表面與內(nèi)部的金相組織不均勻是導(dǎo)致彎制開裂的直接原因。若原始狀態(tài)下的加工硬化嚴(yán)重，則在此狀態(tài)下進(jìn)行彎制，銅管會開裂，需要提前進(jìn)行退火處理。試驗(yàn)數(shù)據(jù)表明，在原始狀態(tài)不明、加工硬化不明的情況下，進(jìn)行550～580 ℃的退火處理可改善銅管的綜合性能，在此狀態(tài)下進(jìn)行彎制，銅管不會開裂。工廠在后續(xù)加工時采用該退火工藝，在彎制區(qū)域及前后100.0 mm進(jìn)行退火處理，同時使用測溫儀控制退火溫度，銅管沒有再出現(xiàn)開裂情況，節(jié)約大量的人力、物力和財(cái)力。