冷拉變形及退火對新型70Cu-1Sn黃銅組織和性能的影響

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(1.上海理工大學(xué)材料科學(xué)與工程學(xué)院，上海 200093；2.上海詠凌合金材料有限公司，上海 201802)

冷拉變形及退火對新型70Cu-1Sn黃銅組織和性能的影響

黃立龍1，劉新寬1，劉平1，陳小紅1，梅品修2，李偉1，何代華1

(1.上海理工大學(xué)材料科學(xué)與工程學(xué)院，上海200093；2.上海詠凌合金材料有限公司，上海201802)

本文研究了不同冷拉變形量和退火處理對新型70Cu-1Sn黃銅顯微組織和性能的影響。結(jié)果表明：在銅鋅二元合金中加入少量Sn、Al、P、Ni合金元素構(gòu)成了新型的70Cu-1Sn合金，合金元素以固溶體的形式存在于晶粒內(nèi)部，合金為α單相組織。隨著冷拉拔變形量增大，沿著冷拉拔方向晶粒的變形程度逐漸增大，當(dāng)變形量達(dá)43%時(shí)出現(xiàn)片狀纖維組織；衍射峰寬化程度逐漸增大，沒有發(fā)生相變或者有序化轉(zhuǎn)變。加工硬化過程中合金的硬度、抗拉強(qiáng)度、脫鋅腐蝕深度和腐蝕電流密度快速增加，但其伸長率、腐蝕電位逐漸降低，導(dǎo)致合金耐腐蝕性逐漸變差。退火態(tài)的合金以等軸晶為主，晶粒內(nèi)部有一定數(shù)量的退火孿晶，其脫鋅腐蝕深度約為17μm，其脫鋅腐蝕深度遠(yuǎn)小于加工率43%的合金的155μm，其腐蝕電位最高且電流密度最小。

新型70Cu-1Sn黃銅； 冷拉拔； 退火； 顯微組織； 脫鋅腐蝕； 電流密度； 力學(xué)性能

1 引 言

黃銅被廣泛應(yīng)用于工業(yè)領(lǐng)域，錫黃銅不僅在淡水和海水中表現(xiàn)出很好的耐腐蝕性能，而且對酸性礦水也有一定的抗腐蝕性，故有“海軍黃銅”之稱。然而脫鋅腐蝕和應(yīng)力腐蝕現(xiàn)象在錫黃銅的使用過程中尤為顯著[1]。黃銅脫鋅腐蝕是黃銅固有的特性，其機(jī)理有優(yōu)先溶解機(jī)制、溶解-再沉積機(jī)制、雙空位機(jī)制和滲流機(jī)制等[2-3]。而應(yīng)力腐蝕(也稱季節(jié)破裂，簡稱SCC)是黃銅在特定環(huán)境、足夠大的拉伸應(yīng)力、敏感的合金成分和組織三個(gè)條件同時(shí)具備下材料的破裂現(xiàn)象，破裂可能是晶間斷裂、穿晶斷裂、或者兩者兼具，其原因有溶解促進(jìn)位錯(cuò)發(fā)射、增殖和運(yùn)動(dòng)及殘余應(yīng)力促進(jìn)腐蝕裂紋形核、擴(kuò)展等[4-6]。HSn70-1是一種工程結(jié)構(gòu)常用的錫黃銅，進(jìn)一步提高錫黃銅耐腐蝕性能成為一個(gè)很有意義的課題。20世紀(jì)70年代，通過添加As元素開發(fā)出的HSn70-1A基本上解決了錫黃銅管大面積脫鋅腐蝕問題，但是材料使用壽命較低；20世紀(jì)90年代，在HSn70-1A的啟發(fā)下開發(fā)出了含硼的HSn70-1B新型耐蝕合金；西北銅加工廠在HSn70-1的基礎(chǔ)上，通過添加微量砷、硼、適量的鎳和錳等元素，開發(fā)出HSn70-1AB合金材料，使合金抵抗應(yīng)力腐蝕破裂能力進(jìn)一步提高[7]。但是As是劇毒元素，含As黃銅生產(chǎn)過程中的有毒氣體和塵埃會嚴(yán)重污染環(huán)境，危害人類健康。為達(dá)到取代As的效果，進(jìn)一步提高黃銅耐腐蝕性能，依據(jù)合金化“多種少量，復(fù)合加入，互相協(xié)同”的原則，可以研究在銅-鋅合金中加入少量第三、第四種合金元素提高耐腐蝕性[8]。

本文設(shè)計(jì)了一種新型70Cu-1Sn黃銅，并進(jìn)行不同道次的冷拉拔加工和一定溫度的再結(jié)晶退火，系統(tǒng)地表征和闡述不同冷拉拔加工率和一定再結(jié)晶退火溫度下合金的微觀組織及性能指標(biāo)，為錫黃銅的廣泛應(yīng)用提供理論依據(jù)及技術(shù)支撐。

2 實(shí)驗(yàn)材料的制備

2.1材料的制備

實(shí)驗(yàn)材料來自水平連鑄的新型70Cu-1Sn黃銅。采用RMT100水平連鑄爐，補(bǔ)加2%的Zn燒損量，在N2氣氛保護(hù)下進(jìn)行合金棒材的水平連鑄[9]。連鑄溫度1150℃，連鑄速度100mm/min，石墨結(jié)晶器出料口直徑12mm。經(jīng)加熱熔煉后水平連鑄得到直徑12mm的圓柱形棒材，經(jīng)720℃保溫3.5h 均勻化退火后，表面機(jī)械加工并進(jìn)行多道次冷拉拔及退火，工藝如下：Φ12mm→多道次冷拉拔→ Φ9.5mm(700℃×2.5h退火)→多道次冷拉拔→ Φ7.3mm(600℃×2.5h退火)→Φ6.8mm→Φ6.3mm→ Φ6.0mm→Φ5.7mm→Φ5.5mm→Φ5.5mm(550℃× 2.5h退火)。試樣尺寸及變形參數(shù)見表1，退火處理在N2保護(hù)的管式爐中進(jìn)行。用截面收縮率代表冷拉拔試樣加工率：

(1)

其中A0為試樣原始截面積，A為相對應(yīng)冷拉拔后截面積。

表1 不同冷拉拔加工率及退火態(tài)的試樣尺寸

2.2實(shí)驗(yàn)方法

用電火花線切割機(jī)沿著冷拉拔方向?qū)Σ煌庸ぢ始巴嘶饝B(tài)的合金切割取樣。合金經(jīng)過鑲嵌、研磨、機(jī)械拋光后，用3g FeCl3+30ml HCl+100ml酒精試劑腐蝕。金相組織分析采用偏光顯微鏡；物相結(jié)構(gòu)分析用X射線衍射儀，掃描范圍為20°～100°，掃描速度4°/min；顯微硬度測量采用數(shù)顯HXD1000TMC顯微硬度計(jì)，載荷1N，加載時(shí)間10s，每個(gè)試樣測試5個(gè)區(qū)域，誤差±5%；拉伸實(shí)驗(yàn)在Zwick 50/KN萬能材料試驗(yàn)機(jī)上進(jìn)行，拉伸速度1mm/min。

脫鋅腐蝕試驗(yàn)按照GB/T10119-2008《黃銅耐脫鋅腐蝕性能的測定》標(biāo)準(zhǔn)進(jìn)行。用細(xì)砂紙打磨試樣的表面去除氧化膜，并進(jìn)行拋光，腐蝕前試樣先經(jīng)去離子水、乙醇反復(fù)清洗，再用酚醛樹脂進(jìn)行鑲樣，暴露部分用細(xì)水砂紙磨光磨平，并用蒸餾水、酒精清洗。腐蝕溶液為現(xiàn)配的1.0% CuCl2水溶液，水浴溫度保持在(75±2)℃，腐蝕時(shí)間為24h。為了使腐蝕產(chǎn)物完全脫落，腐蝕后將樣品放入10%的稀H2SO4溶液中1min，取出后用去離子水沖洗烘干，隨后沿縱向切開，拋光后用掃描電鏡觀察其腐蝕深度和腐蝕形貌。極化曲線測試樣品用1000～3000#水磨砂紙打磨，用去離子水、乙醇清洗，然后選取較好的表面作為工作電極，其余面用石蠟封裝。實(shí)驗(yàn)的腐蝕介質(zhì)為3.5% NaCl溶液，采用三電極體系CHI660D電化學(xué)工作站測試極化曲線，掃描速度為1mV/s，電位波動(dòng)控制在±1mV內(nèi)。

3 實(shí)驗(yàn)結(jié)果及分析

3.1不同冷拉拔加工率及退火態(tài)的黃銅顯微組織

本研究在銅-鋅二元合金中加入少量Sn、Al和微量P、Ni合金元素構(gòu)成新型的70Cu-1Sn。而Sn、Al、Si、Ni、Mn、Fe的鋅當(dāng)量系數(shù)分別為2、5、11、-1.5、0.5、0.9[1]。復(fù)雜黃銅中多元合金Zn當(dāng)量系數(shù)計(jì)算公式為：

(2)

式中：A-Zn的實(shí)際含量；B-Cu的實(shí)際含量；ci為加入黃銅某一元素之含量；ki為該元素之Zn當(dāng)量系數(shù)。經(jīng)計(jì)算得新型70Cu-1Sn合金的虛擬Zn當(dāng)量X為32.8%，再根據(jù)銅鋅二元相圖可知，當(dāng)鋅當(dāng)量X<36%時(shí)黃銅的組織應(yīng)該為α單相，其具有強(qiáng)度低、塑性變形均勻及加工性能良好的優(yōu)點(diǎn)，不會出現(xiàn)因兩相混合物強(qiáng)度不同、變形不均勻?qū)е碌拈_裂。圖1為合金在不同冷拉拔加工率下及退火態(tài)的XRD圖譜，經(jīng)XRD物相分析判斷出新型合金的顯微組織是由α單相組成，與Zn當(dāng)量分析結(jié)果相符。

從圖1可知，隨著冷拉拔變形量的增加，衍射峰寬化程度越來越明顯、強(qiáng)度逐漸減弱，在 (220)晶面處衍射峰強(qiáng)度逐漸變?nèi)跎踔料?。結(jié)合金相顯微組織(見圖2)分析可知：出現(xiàn)上述情況的主要原因是隨著冷拉拔加工率的進(jìn)一步增大，合金的“微結(jié)構(gòu)”逐漸發(fā)生變化，晶粒碎化、尺寸變小、晶格的畸變程度也增加，導(dǎo)致合金的結(jié)晶性變差，晶粒擇優(yōu)取向性也變差，晶粒內(nèi)部出現(xiàn)較大的殘余應(yīng)力，從而使衍射峰寬化程度增加甚至消失[10]。經(jīng)550℃保溫2.5h再結(jié)晶退火后，衍射峰重新出現(xiàn)且恢復(fù)原有強(qiáng)度，無新的衍射峰產(chǎn)生。這說明經(jīng)不同冷拉變形量及退火處理后沒有發(fā)生相消失、相變以及有序化的轉(zhuǎn)變。

圖1 合金在不同冷拉拔加工率及退火后的XRD圖譜Fig.1 XRD pattern of alloy in different cold drawing deformation and annealing (550℃×2.5h)

圖2為合金在不同冷拉拔加工率下及隨后的退火態(tài)的顯微組織。從圖中可以看出，如圖2(a)冷拉拔加工率為13%時(shí)，晶粒沿拉拔方向有變形趨勢，晶界出現(xiàn)破碎；隨著冷拉拔加工率進(jìn)一步的增加，等軸晶粒通過拉伸與旋轉(zhuǎn)形成了與冷拉拔方向一致的伸長取向，逐漸被拉長且相鄰晶粒間的晶界近似平直，開始向纖維狀組織變形，晶粒內(nèi)部滑移線和孿晶帶也不斷增多；冷拉拔加工率為39%及43%時(shí)，晶粒變得模糊不清，晶粒之間的界限難以分辨，呈現(xiàn)出一片片纖維狀組織；如圖2(f)所示，冷拉拔加工率為43%的合金經(jīng)過550℃保溫2.5h退火后，細(xì)小片狀的纖維狀組織經(jīng)過回復(fù)、再結(jié)晶以及晶粒長大階段后，變成以等軸晶為主的組織，晶界清晰，存在一定數(shù)量退火孿晶，且無其它析出相。這是由于再結(jié)晶退火很好地消除了晶粒內(nèi)部缺陷和殘余應(yīng)力，同時(shí)加入的微量Sn、Al、P、Ni合金元素是以固溶體的方式存在于合金晶粒內(nèi)部，并沒有形成化合物和促進(jìn)β相生成。

圖2 合金在不同冷拉拔加工率及隨后的退火后的顯微組織Fig.2 Microstructure of alloy in different cold drawing deformation and annealing (a) 13%; (b) 26%; (c) 33%; (d) 39%; (e) 43%; (f) annealing

3.2不同冷拉拔加工率及退火后的脫鋅腐蝕

表2為合金在經(jīng)不同冷拉拔加工率及退火后的脫鋅層腐蝕深度。由表中可以看出，當(dāng)加工率較小時(shí)脫鋅腐蝕深度增加較小，當(dāng)加工率進(jìn)一步增大時(shí)脫鋅腐蝕深度快速增加，這是由于隨著冷拉拔加工率的增加，殘余應(yīng)力和位錯(cuò)等缺陷快速增加，降低了合金的耐腐蝕性。同時(shí)對比加工率43%退火前后的試樣，退火前脫鋅層腐蝕深度為155μm是再結(jié)晶退火后的17μm的9.2倍，所以嚴(yán)重塑性變形和加工硬化帶來的缺陷與殘余應(yīng)力對新型70Cu-1Sn合金的耐腐蝕性影響很大。

表2 合金在經(jīng)不同冷拉拔加工率及退火后的脫鋅層腐蝕深度Table 2 Depth dezincification layer of alloy in different cold drawing deformation and annealing

圖3為合金經(jīng)不同冷拉拔加工率變形及退火后的脫鋅層腐蝕形貌圖。如圖3(a)，當(dāng)冷拉拔加工率為13%時(shí)合金發(fā)生均勻腐蝕，脫鋅腐蝕深度很淺，只有少

量的局部縫隙腐蝕。如圖3(b)，當(dāng)加工率為26%時(shí)其腐蝕形貌比較均勻，脫鋅層表面孔洞多且小腐蝕較淺，相比加工率為13%時(shí)變化不大。如圖3(c)，當(dāng)加工率為33%時(shí)合金外表面發(fā)生一定局部縫隙腐蝕。如圖3(d)，當(dāng)加工率為39%時(shí)合金外表面發(fā)生比較嚴(yán)重的脫鋅腐蝕，留下帶有多孔薄膜狀的、強(qiáng)度很低的殘留銅，表面孔洞大且相對較少、腐蝕較深。如圖3(e)，當(dāng)加工率為43%時(shí)，合金發(fā)生均勻腐蝕且腐蝕深度比較深，脫鋅嚴(yán)重且留下細(xì)小孔洞的疏松層。如圖3(f)，對比加工率為43%的合金發(fā)現(xiàn)，退火態(tài)的合金脫鋅腐蝕深度很小，只有大約17μm發(fā)生均勻的全面腐蝕，耐脫鋅腐蝕性能極好。

結(jié)合圖2和圖3進(jìn)一步分析可知：合金經(jīng)過冷拔以后沿著冷加工方向等軸晶逐漸被壓扁拉長，會發(fā)生嚴(yán)重的塑性變形和加工硬化現(xiàn)象，從而導(dǎo)致合金內(nèi)部位錯(cuò)和殘余應(yīng)力大大增加，且各部分應(yīng)力分布不均勻，故變形量大或受力較大的部位成為陽極而優(yōu)先發(fā)生較嚴(yán)重的局部腐蝕。晶界、位錯(cuò)、空位、點(diǎn)陣畸變等晶體缺陷的快速增加使擴(kuò)散激活能增大，從而提高了原子的擴(kuò)散速度導(dǎo)致材料發(fā)生嚴(yán)重的腐蝕；同時(shí)腐蝕過程本身能促進(jìn)位錯(cuò)的發(fā)射和運(yùn)動(dòng)(即促進(jìn)局部塑性變形)，這在一定程度上也促進(jìn)脫鋅腐蝕發(fā)生[11]。

圖3 合金經(jīng)不同冷拉拔加工率及退火態(tài)的脫鋅層腐蝕形貌Fig.3 SEM Dezincification layer of alloy in different cold drawing deformation and annealing (a) 13%; (b) 26%; (c) 33%; (d) 39%; (e) 43%; (f) annealing

對于α單相黃銅，脫鋅腐蝕時(shí)從晶界處優(yōu)先溶解，然后擴(kuò)展到α相脫鋅，即黃銅發(fā)生了選擇性優(yōu)先腐蝕。這是因?yàn)榫Я?nèi)部和晶界處的腐蝕電位不同，存在腐蝕電位差，所以在晶界處先形成腐蝕原電池，使得晶界處優(yōu)先發(fā)生腐蝕，晶界脫Zn的黃銅腐蝕電位正移，而未脫鋅的完整晶粒內(nèi)部的α相(電子化合物CuZn為基的固溶體)將轉(zhuǎn)化成反應(yīng)的陽極開始脫鋅，當(dāng)晶界完全脫鋅后晶粒內(nèi)α相才會發(fā)生腐蝕，脫鋅區(qū)變?yōu)槎嗫讱埩趔w[12-13]。

圖4為經(jīng)冷拉加工率43%和退火后的合金橫截面能譜分析(線掃描)。由圖4(a)分析可得，從合金基體到外表面脫鋅腐蝕層Al、Sn、Cu元素含量基本保持不變；Zn含量(藍(lán)色)從合金基體到外部變化很大，開始時(shí)鋅含量基本處于穩(wěn)定狀態(tài)，在接近合金外表面時(shí)含量大幅度降低，說明外表面脫鋅腐蝕層的鋅含量變化波動(dòng)很明顯，Zn優(yōu)先溶解且流失很多，脫鋅腐蝕深度很深，耐腐蝕性很差。由圖4(b)可知，從合金基體到外表面脫鋅腐蝕層元素Al、Sn、Cu、Zn含量變化很少，基本保持不變。這是因?yàn)?，?jīng)過嚴(yán)重地冷拉加工后晶粒破碎，并形成細(xì)小的纖維組織，且合金內(nèi)部存在較大的殘余應(yīng)力及其它加工缺陷，從而使合金的耐腐蝕性大大降低；但合金經(jīng)過550℃，保溫2.5h退火后，合金內(nèi)部由嚴(yán)重塑性變形和加工硬化產(chǎn)生的缺陷和殘余應(yīng)力消除，同時(shí)發(fā)生回復(fù)、再結(jié)晶以及晶粒長大，晶粒內(nèi)部基本以等軸晶為主，缺陷極大減少，所以經(jīng)退火后的合金耐腐蝕性能變好。

圖4 經(jīng)冷拉拔加工率43%(a)和退火態(tài)(b)的合金橫截面能譜分析(線掃描)Fig.4 SEM and linear scanning images of cold drawing deformation of 43% and annealing alloy (a) 43%; (b) annealing

3.3不同冷拉拔加工率及退火態(tài)的極化曲線

圖5為經(jīng)不同冷拉拔加工率及退火態(tài)的合金在3.5% NaCl溶液中測得的極化曲線。從圖可以看出試樣具有相似的電化學(xué)變化特征，都分為活性溶解區(qū)、活化-鈍化轉(zhuǎn)變區(qū)、極限電流區(qū)。對比所處電位與腐蝕電位Ecorr可以判斷曲線是陽極極化或陰極極化。

圖5 合金經(jīng)不同冷拉拔加工率及退火后的極化曲線Fig.5 Polarization curves of alloy in different cold drawing deformation and annealing

從圖5可知隨著冷拉拔加工率逐漸增大合金的開路電位逐漸降低，自腐蝕電流逐漸增大，耐腐蝕性逐漸變差[17]。如冷拉拔加工率為43%的合金自腐蝕電位最低，且自腐蝕電流最大，故電化學(xué)耐腐蝕性能最差。經(jīng)加工率43%后又退火態(tài)的合金自腐蝕電位較高，且自腐蝕電流最小，所以耐腐蝕性能最好。這是因?yàn)樵谠u價(jià)活性溶解材料的耐腐蝕能力時(shí)，主要的參數(shù)是自腐蝕電流，自腐蝕電流越小，材料的耐腐蝕性能越好，這是由于腐蝕電流是由材料的溶解產(chǎn)生電子的得失所造成[18]。所以經(jīng)不同冷拉拔加工率及退火態(tài)的新型合金在3.5%NaCl溶液中電化學(xué)腐蝕性能與其脫鋅腐蝕試驗(yàn)的結(jié)果是一致的，嚴(yán)重塑性變形和加工硬化帶來的缺陷與殘余應(yīng)力對新型70Cu-1Sn合金的耐腐蝕性影響很大。

3.4不同冷拉拔加工率及退火態(tài)黃銅合金的力學(xué)性能

圖6為合金經(jīng)不同冷拉拔加工率及退火后的顯微硬度變化曲線。由圖可見，隨著加工率的增加，合金的顯微硬度逐漸增加，當(dāng)加工率進(jìn)一步增大時(shí)則顯微硬度增加緩慢且趨于穩(wěn)定。當(dāng)加工率為33%時(shí)，顯微硬度由加工率為13%的117HV增加到183HV，增加約1.6倍；當(dāng)加工率為43%時(shí)其硬度為195HV，相比加工率為39%的合金增加非常緩慢，基本無變化。當(dāng)加工率為43%的合金經(jīng)550℃×2.5h再結(jié)晶退火后顯微硬度為92HV，僅為退火前的一半，這是因?yàn)樵俳Y(jié)晶退火很好地消除了嚴(yán)重的塑性變形造成的加工硬化，從而使硬度大幅度下降。

圖7為經(jīng)不同冷拉拔加工率及退火態(tài)合金的工程應(yīng)力-應(yīng)變曲線。由圖7可知，隨著變形量的增加合金的抗拉強(qiáng)度逐漸增加，前期增加幅度較大，后期逐漸變緩。如冷拉拔變形量為13%時(shí)，合金的抗拉強(qiáng)度為427MPa；當(dāng)變形量為33%時(shí)，其抗拉強(qiáng)度為603MPa，相比變形量13%的增加迅速；當(dāng)變形量達(dá)到39%時(shí)為630MPa，比變形量為33%時(shí)僅增加27MPa，變化幅度較??；當(dāng)變形量達(dá)到43%時(shí)為698MPa，比變形量為39%時(shí)增加68MPa，變化較少。同時(shí)伸長率的變化卻相反，隨著冷拉變形量的增加，伸長率快速下降，直至伸長率低于5%由韌性斷裂變?yōu)榇嘈詳嗔选Ρ燃庸ぢ蕿?3%的試樣退火前后的力學(xué)性能，退火前抗拉強(qiáng)度和伸長率分別為698MPa、3.7%，退火后為384MPa、52.1%，變化非常明顯，抗拉強(qiáng)度為退火前的一半，伸長率約為退火前的14倍，所以退火態(tài)合金有良好的加工性能。

圖6 合金經(jīng)不同冷拉拔加工率及退火態(tài)的顯微硬度Fig.6 Microhardness of alloy in different cold drawing deformation and annealing

圖7 經(jīng)不同冷拉變形量及退火態(tài)的合金的工程應(yīng)力-應(yīng)變曲線Fig.7 Stress-strain curve of alloy in different cold drawing deformation and annealing

結(jié)合金相圖譜(圖1)分析可知，在前期的冷拉拔過程中等軸晶粒沿著冷拉拔方向逐漸被拉長，變形程度逐漸增加、晶粒破碎，同時(shí)晶粒內(nèi)部的位錯(cuò)不斷運(yùn)動(dòng)和增值、形成位錯(cuò)纏結(jié)，造成運(yùn)動(dòng)阻力的增大使合金硬度和抗拉強(qiáng)度升高、伸長率下降；隨著冷拉拔加工率的進(jìn)一步增加，形變晶粒逐漸增多、晶粒尺寸急劇減小，直至晶粒之間的界限已經(jīng)難以分辨，位錯(cuò)密度很高，從而使得晶粒越來越細(xì)化導(dǎo)致其抗拉強(qiáng)度大幅度上升，伸長率急劇降低并低于5%為脆性斷裂。經(jīng)過回復(fù)、再結(jié)晶以及晶粒長大階段后，顯微組織基本是等軸晶，加工硬化帶來的缺陷和殘余應(yīng)力等消失，顯微硬度、抗拉強(qiáng)度下降，伸長率達(dá)52.1%，具有良好的加工性能。

4 結(jié) 論

1.少量Sn、Al、 P、Ni合金元素構(gòu)成新型70Cu-1Sn黃銅，顯微組織由α相組成且無其它析出相。

2.隨著冷拉拔變形量增大，晶粒沿著冷拉拔方向變形程度增大，晶界變得模糊不清，直至片狀纖維狀組織，合金的衍射峰寬化程度逐漸增大且沒有發(fā)生相變或者有序化的轉(zhuǎn)變。

3.隨著冷拉拔加工率的增大，加工硬化產(chǎn)生的殘余應(yīng)力和位錯(cuò)等缺陷逐漸增加，合金易發(fā)生嚴(yán)重的脫鋅腐蝕；合金的開路電位逐漸降低，電流密度增大，耐腐蝕性能快速變差。

4.對比經(jīng)不同冷拉拔加工率和再結(jié)晶退火態(tài)的合金，再結(jié)晶退火態(tài)的合金以等軸晶為主，晶粒內(nèi)有一定數(shù)量的退火孿晶，其脫鋅腐蝕深度約是17μm，僅是冷拉變形量為43%合金155μm的11%，開路電位最高且電流密度最小，所以嚴(yán)重塑性變形和加工硬化對新型的70Cu-1Sn黃銅耐腐蝕性影響很大。

5.對比經(jīng)不同冷拉拔變形量和再結(jié)晶退火態(tài)的試樣，隨著冷拉拔加工率的增大，硬度及強(qiáng)度指標(biāo)大幅度上升，塑性變形和加工硬化機(jī)制起主導(dǎo)強(qiáng)化作用。如加工率為43%的合金硬度為195HV，抗拉強(qiáng)度達(dá)698MPa，經(jīng)再結(jié)晶退火后下降到384MPa、92HV，其伸長率由3.7%上升到52.1%。

[1] 路俊攀,李湘海.加工銅及銅合金金相圖譜[M]. 長沙:中南大學(xué)出版社, 2010, 95～110.

[2] 李勇,朱應(yīng)祿.黃銅脫鋅腐蝕的研究進(jìn)展[J].腐蝕與防護(hù), 2006, 27(5):222～225.

[3] Lu Hong,Gao Ke-wei,Chu Wu-yang. Determination of Tensile Stress induced by Dezincification Layer during Corrosion in Brass[J]. Corrosion Science, 1998, 40(10):1663～1670.

[4] 王吉會,姜曉霞,李詩卓.黃銅脫鋅腐蝕機(jī)理的研究進(jìn)展[J]. 材料研究學(xué)報(bào), 1999, 13(1):1～8.

[5] 何業(yè)東,齊慧濱.材料腐蝕與防護(hù)概論[M].北京:機(jī)械工業(yè)出版社, 2005, 117～121.

[6] 谷飚,張靜武,萬發(fā)榮,等.溶解促進(jìn)位錯(cuò)發(fā)射、運(yùn)動(dòng)導(dǎo)致黃銅薄膜應(yīng)力腐蝕的TEM原位觀察[J]. 金屬學(xué)報(bào), 1995, 31(4): 156～164.

[7] 程建奕,陳福山,曹建國,趙學(xué)龍,汪明樸. 熱交換器用高耐蝕銅合金的研究進(jìn)展[J]. 材料導(dǎo)報(bào), 2006, 20(5):70～73.

[8] 文九巴.金屬材料學(xué)[M].北京:機(jī)械工業(yè)出版社, 2011, 48～55.

[9] 劉培興,劉曉瑭,劉華鼐. 銅合金熔煉與鑄造工藝[M].北京:化學(xué)工業(yè)出版社, 2009, 12～15.

[10] 李炎. 材料現(xiàn)代微觀分析技術(shù)-基本原理應(yīng)用[M].北京:化學(xué)工業(yè)出版社, 2011, 108～110.

[11] Guo Xianzhong,Gao Kewei,Qiao Lijie, et al. Stress Corrosion Cracking of Brass in Ammonia Solution[J]. Transactions of Nonferrous Metals Society of China, 2001, 11(1): 22～25.

[12] 裴勇軍,謝識才,張明,蔡洎華,謝瀟,劉慶.一種易切削硅黃銅合金及其制備方法[P]. 中國專利. CN101445885, 2011-03-16.

[13] 程巨強(qiáng),劉志學(xué),倪自飛,胡垚.稀土和硼細(xì)化處理對鑄造鉛黃銅組織和脫鋅腐蝕性能的影響[J]. 鑄造, 2008, 57(4):378～380.

[14] Badawy W A,EI-Egamy S S,Azab A S. Investigation of Corrosion and Stability of Lead-brass Alloy in Acid and Neutral Solutions using Electrochemical Impedance Spectroscopy[J]. Corrosion Science, 1997, 53(11):842～851.

[15] Badawy W A, AI-Kharafi F M. Corrosion Behavior of Brass Alloys in A-queous Solutions of Different PH[J]. Corrosion Science, 1999, 55(3):268～277.

[16] 閆靜,唐生渝,王均,等. 加工工藝對無鉛黃銅耐腐蝕性能的影響[J]. 特種鑄造及有色合金, 2006, 26(11):733～735.

[17] Gao K W,Chu W Y,Li H L,Liu Y P,Qiao L J. Correspondence Between Hydrogen Enhancing Dezincification Layer-induced Stress and Susceptibility to SCC of Brass[J]. Materials Science and Engineering, 2004, 371(1/2):51～56.

[18] 陳洲,劉新寬,劉平. 含Zr硅黃銅耐腐蝕性能的研究[J]. 鑄造, 2015, 64(5):450～454.

[19] Sun Hong-fei, Chao Hong-ying, Wang Er-de. Microstructure Stability of Cold Drawn AZ31 Magnesium Alloy during Annealing Process[J]. Transactions of Nonferrous Metals Society of China, 2011, 21(1):215～221.

InfluenceofColdDrawingDeformationandAnnealingonMicrostructureandPropertyofNew70Cu-1SnBrass

HUANGLilong1,LIUXinkuan1,LIUPing1,CHENXiaohong1,MEIPingxiu2,LIWei1,HEDaihua1

(1.SchoolofMaterialsScienceandEngineering,UniversityofShanghaiforScienceandTechnology,Shanghai200093,China;2.ShanghaiYong-lingAlloyMaterialCo.LTD,Shanghai201802,China)

The influences on the microstructure and property of new 70 Cu-1Sn brass in different cold drawing deformation and annealing process were studied. Results show that adding a small amount of Sn、Al、P and Ni in Cu-Zn binary system can give a new type of 70Cu-1Sn brass, in which four alloying elements totally exist in each polycrystalline grain as a solid solution of α-phase. With the increase of cold drawing deformation, the deformation degree of the grains increases along the cold drawing direction，and some laminar fiber tissue form as the drawing deformation reaches 43%; in addition, the width of each diffraction peak from XRD also increases gradually, and no phase transformation or ordering is foundoccurring. During the process of work hardening, hardness、tensile strength、depth of dezincification corrosion and current density increase quickly, however elongation and open circuit potential gradually reduce, which make corrosion resistance of alloy become worse gradually. The composition of alloy annealing is mainly isometric crystal, and grains contain some annealing twins, the depth of dezincification corrosion of alloy annealing is about 17μm, which is far less than the 155μm of alloy cold drawing deformation of 43%, open circuit potential reaches the highest and current density is the minimal.

new 70Cu-1Sn brass; cold drawing deformation; annealing; the dezincification corrosion; current density; mechanical property

TF125.2

：ADOI:10.14136/j.cnki.issn1673-2812.2017.04.025

2016-02-29；

：2016-05-23

國家自然科學(xué)基金資助項(xiàng)目(51201107)；上海市教委科研創(chuàng)新資助項(xiàng)目(11YZ1120)

黃立龍(1990-)，男，碩士，主要方向：高耐蝕銅的研究。E-mail:1130156139@qq.com。

劉新寬，副教授， E-mail:15921026937@163.com。

1673-2812(2017)04-0643-07