摘要:高純無氧銅銀合金具有高電導(dǎo)性、高軟化溫度和高強(qiáng)度,是串激電機(jī)換向器的新材料。為此研究了化學(xué)成分、熔煉工藝和加工工藝對(duì)合金性能的影響。

1.引言

換向器是直流電機(jī)的重要部件之一,紫銅(T1)和無氧銅(TU1)是制造換向器的傳統(tǒng)材料。隨著微特電機(jī)制造技術(shù)的發(fā)展,電機(jī)的轉(zhuǎn)速愈來愈高,體積愈來愈小。電機(jī)的電磁負(fù)荷增加,溫升提高,因此對(duì)換向器材料的性能要求更為苛刻。由于紫銅和無氧銅的強(qiáng)度低、軟化溫度低,顯然已不能滿足微特電機(jī)換向器的要求,必須開發(fā)新材料。

高純無氧銅銀合金O≤ 100× 10-6,夾雜物量∑總≤ 100× 10-6,Cu+ Ag≥ 99.99% (Ag0.02%～ 0.10% ),該合金由于氧和夾雜物含量極低,凈化了晶界,使得晶界脆化和裂紋產(chǎn)生的概率顯著減少,提高了合金的韌度和電導(dǎo)率;由于在銅中加入了少量的銀,在電導(dǎo)率下降甚少的情況下顯著提高了合金的力學(xué)性能和軟化溫度。我國無氧銅和銅銀合金的標(biāo)準(zhǔn)與日本無氧銅和美國無氧銅的標(biāo)準(zhǔn)對(duì)照見表1。

由表1可見,我國的無氧銅允許的含氧量和夾雜物遠(yuǎn)高于國外同類標(biāo)準(zhǔn)中的含量,因此開發(fā)高質(zhì)量無氧銅十分重要[1]。經(jīng)多年的試驗(yàn)研究,我們發(fā)現(xiàn)高純無氧銅銀合金(TUoAg0.06合金)主要性能均趕上國際先進(jìn)水平,可以替代進(jìn)口材料。表2是TUoAg0.06合金與國外無氧銅銀合金化學(xué)成分和主要性能對(duì)比。

2.試驗(yàn)方法

2.1含銀量范圍

為了提高銅的抗拉強(qiáng)度和硬度,一般可添加合金元素和增大冷變形度,但不同程度地降低了銅的電導(dǎo)率。為保持較高的電導(dǎo)率,試樣選用Ag0.02%～ 0.10%的高純無氧銅銀合金。

2.2真空熔煉工藝

由Gibbs吸附理論可知,絕大多數(shù)的低熔點(diǎn)夾雜物將富集在晶界或界面。文獻(xiàn)[2]用示蹤法測(cè)定Bi在晶界的局部偏聚濃度比晶內(nèi)高103倍,由于晶界本身是一個(gè)缺陷較多的過渡帶,金屬中只要有1× 10-6的低熔點(diǎn)夾雜存在,就可能使其在晶界的偏聚量達(dá)0.1%左右,與Bi類似,Pb和Se等也易偏聚在晶界處。另外,銅中的脆性化合物(Cu2O、Cu2S、Cu2Se等)也易在晶界偏聚或沉淀,從而對(duì)合金性能產(chǎn)生一系列不利的影響。

通常在電解銅中存在約500× 10-6的氧和夾雜物,用一般的化學(xué)方法難以去除。而通過真空冶煉[3、4],提高真空度,可以使蒸氣壓較高的元素?fù)]發(fā),從而去除Pb、Bi、Sb等低熔點(diǎn)有害元素。為此采用ZG-25真空感應(yīng)爐進(jìn)行熔煉和鑄錠,選擇高純石墨坩堝和鐵模。每爐裝入量25kg,Cu一次性裝入坩堝,Ag裝入料斗中,裝入的原材料必須純度高、清潔無銹。

在真空度達(dá)到0.6Pa時(shí)開始送電,緩慢升高功率,使氣體在熔化期盡可能排出。在爐料完全熔化后,提高功率和真空度,保持適當(dāng)?shù)木珶挄r(shí)間,使銅液中的氣體進(jìn)一步排出和夾雜物加速揮發(fā)。因此,

精煉期的真空度控制在0.5～ 0.6Pa,溫度控制在1200～ 1270°C,精煉時(shí)間一般為30～ 40min。在銅液純凈、脫氧良好、溫度適中時(shí)可分批加入Ag料,進(jìn)行大功率攪拌,使Ag均勻化。在1200°C左右進(jìn)行澆注,此時(shí)要保持合金液平穩(wěn)上升。

2.3合金的加工

合金錠在熱軋前要切除冒口和銑面,將經(jīng)過表面處理的合金錠在電阻爐內(nèi)加熱(為防止?jié)B氧要保持局部還原性氣氛)至890°C,保溫20～ 30min后進(jìn)行熱軋(為二輥可逆軋機(jī)),終軋尺寸的厚度控制要求留有20%～ 80%冷變形度(或10%～ 90% )。熱軋后須經(jīng)酸洗和表面清洗,再經(jīng)二輥冷軋機(jī)冷軋至厚度為2mm的銅銀合金帶。

3.試驗(yàn)結(jié)果和討論

3.1化學(xué)成分的控制

對(duì)6爐合金進(jìn)行了化學(xué)成分分析,結(jié)果見表3。可見,采取真空熔鑄工藝,控制合適的真空度(0.6～0.7Pa)、精煉溫度(1200～ 1270°C)和精煉時(shí)間(30～ 40min),所得銅銀合金的O≤ 5× 10-6、夾雜物∑總≤ 100× 10-6,達(dá)到了美國ASTMF68-77和日本JISH3510-86高純銅的標(biāo)準(zhǔn)要求,且Ag的收得率大于96%。試驗(yàn)表明,使用電解銅作原料,通過一次性真空熔煉,可生產(chǎn)出高純無氧銅銀合金。

3.2含Ag量對(duì)電導(dǎo)率的影響

串激電機(jī)換向器對(duì)材料電導(dǎo)率的要求:軟態(tài)I-ACS≥ 99.5% ,硬態(tài)IACS≥ 97.5% ,任何元素加到銅中都會(huì)不同程度地降低其電導(dǎo)率,而Ag是緩慢降低電導(dǎo)率的元素。所以,在保證合金強(qiáng)度和硬度的前提下,應(yīng)盡量降低Ag在銅中的含量。測(cè)定了含Ag0.02%～ 0.09%的高純無氧銅銀合金(軟態(tài))的電導(dǎo)率,見圖1。可見當(dāng)含Ag0.09ω,%時(shí),IACS≥99.1% ,;當(dāng)含Ag0.06ω,%時(shí),IACS≥ 99.5%。作為高電導(dǎo)率合金的含Ag量,宜控制在0.06%附近記作TUoAg0.06。

3.3冷變形度對(duì)電導(dǎo)率的影響

高純無氧銅銀合金是在冷加工硬化后使用,為了便于比較冷變形度與電導(dǎo)率之間的關(guān)系,對(duì)TUoAg0.06合金進(jìn)行了不同冷變形度(10%～90% )的軋制,其對(duì)電導(dǎo)率的影響見圖2。由于冷加工使晶界的狀態(tài)發(fā)生了變化,晶格畸變、位錯(cuò)增加、晶格變長(zhǎng)等因素引起電阻增大[5、6],因此冷變形度增大,電導(dǎo)率下降。當(dāng)冷變形度80%時(shí),電導(dǎo)率約為IACS97.5% ,可見為了保證合金具有較高的電導(dǎo)率,

高純無氧銅銀合金TUoAg0.06的冷變形度不宜超過80%。

3.4冷變形度對(duì)力學(xué)性能的影響

用經(jīng)10%～ 90%不同冷變形度的TUoAg0.06合金試樣,測(cè)量抗拉強(qiáng)度和維氏硬度,結(jié)果與文獻(xiàn)[5]基本一致。純銅在90%冷變形加工后,其硬度124HV;當(dāng)在銅中加入Ag0.04%時(shí),在同樣冷變形條件下,其硬度可達(dá)137HV,說明由于微量元素的加入可顯著地提高合金的力學(xué)性能。 TUoAg0.06合金冷變形度對(duì)力學(xué)性能的影響見圖3?？梢娎渥冃味仍?/span>40%以下時(shí),硬度和強(qiáng)度均隨冷變形度的增大而緩慢提高;冷變形度在40%～ 80%時(shí),硬度和強(qiáng)度增加的幅度較大,曲線的斜率變陡;當(dāng)冷變形度超過80% ,硬度和強(qiáng)度仍隨冷變形度的增加而提高。因此,通過冷變形可以有效地提高高純無氧銅銀合金的強(qiáng)度和硬度,并且可以通過控制冷變形度,來滿足新的力學(xué)性能。

3.5退火溫度對(duì)硬度的影響

將經(jīng)冷變形的TUoAg0.06合金(130HV5)的試樣分別進(jìn)行50～ 350°C× 2h的退火處理。退火后試樣的維氏硬度與退火溫度的關(guān)系見圖4,該圖也表示了TUoAg0.06合金在冷變形后的退火軟化曲線?？梢姷陀?/span>200°C時(shí),合金的硬度幾乎不變,當(dāng)超過220°C時(shí),硬度急劇下降;在250°C時(shí),硬度106HV5,相當(dāng)于退火前硬度的80% ,與所測(cè)的軟化溫度250°C一致。

文獻(xiàn)[7]認(rèn)為,銅的軟化溫度主要與夾雜物和微量元素有關(guān),由于固溶到銅基體的微量元素和生成彌散析出相的雜質(zhì)能有效地阻礙位錯(cuò)的運(yùn)動(dòng),從而提高銅的軟化溫度,在一定范圍內(nèi)將隨微量元素的增加而提高。一般純銅的軟化溫度150°C,銅中含有0.06%的Ag后,軟化溫度提高到250°C,可見,Ag有明顯提高軟化溫度的作用。

4.結(jié)論

(1)采取真空熔煉工藝,控制合適的真空度、精煉溫度和精煉時(shí)間,可以得到高純無氧銅銀合金,O≤ 5× 10-6、夾雜物∑總≤ 100× 10-6、Cu+ Ag≥99.99% ,Ag的回收率可達(dá)96%以上。(2)當(dāng)冷變形度控制在80%時(shí),TUoAg0.06合金的電導(dǎo)率IACS> 98% ,硬度130HV5,σb達(dá)450MPa,合金的軟化溫度250°C。其綜合性能達(dá)到國外同類產(chǎn)品的先進(jìn)水平。

來源：中國知網(wǎng)   作者：孫向明