熱軋終軋溫度對形變時效狀態(tài)QB e 2合金薄板性能的影響

唐延川，康永林，岳麗娟，焦曉亮

（1.北京科技大學(xué)材料科學(xué)與工程學(xué)院，北京 100083；2.中色（寧夏）東方集團有限公司，寧夏 石嘴山 753000）

0 引 言

鈹銅合金是一種典型的沉淀強化型銅合金，經(jīng)過淬火、冷軋加工成形和時效處理后，可具有高強度、高彈性和很小的彈性滯后，同時又有良好的導(dǎo)電、導(dǎo)熱性能，還具有耐腐蝕性、耐疲勞、無磁性和沖擊時不產(chǎn)生火花等優(yōu)點[1-3]，因而廣泛用于制作重要的彈性和耐磨零件，如汽車發(fā)動機控制系統(tǒng)的電子元件，計算機中的彈簧、接觸器、開關(guān)等[4-6].

針對時效熱處理工藝對鈹銅合金性能的影響規(guī)律，國內(nèi)外學(xué)者進行了廣泛而深入的研究.符留念等[7-8]研究了不同時效溫度及時效時間對Cu-2.0%Be合金性能的影響.研究結(jié)果表明，合適的時效溫度應(yīng)該在310～330℃之間，最佳時效時間為2.5 h.盧越焜等[9]利用正交試驗法研究了兩階段時效制度對QBe2合金抗拉強度的影響，并確定了最佳的兩階段時效工藝，一級時效為200℃時效1 h，二級時效為330℃時效2 h.兩階段時效后的抗拉強度為1 336 MPa，較單級時效提高近80 MPa.Levent Yagmur[10]研究了顯微組織對鈹銅合金楊氏模量的影響，315℃時效6 h后的析出物主要為γ'相，而315℃時效2 h后的析出物主要為G.P.區(qū)和γ”相，長時間時效試樣的楊氏模量提高了約2 GPa.以上研究主要是針對時效熱處理工藝對鈹銅合金性能的影響，而較少考慮到鈹銅合金在固溶時效之前的加工工藝對鈹銅合金性能的影響.而與國外相比，國內(nèi)在生產(chǎn)鈹銅合金的過程中，熱軋加工道次多，道次加工率小，溫降快，終軋溫度不能保證，經(jīng)常出現(xiàn)不穩(wěn)定的情況[11].本研究針對此現(xiàn)象，利用熱軋試驗軋機模擬生產(chǎn)現(xiàn)場的熱軋過程，研究了不同的熱軋終軋溫度對鈹銅合金薄板最終性能的影響.

1 實驗材料與方法

實驗所選用材料為QBe2合金，主要化學(xué)成分如表 1 所示.將尺寸為 70 mm（厚）×100 mm（寬）×120 mm（長）的QBe2合金鑄錠加熱至780～820℃，保溫3～5 h.經(jīng)過7道次熱軋，將鑄錠軋制成9 mm厚的板材，熱軋過程中控制不同的終軋溫度，分別為540℃、590℃以及630℃，軋后水淬至120℃以下.

QBe2合金熱軋板強度較高，塑性較低，并且顯微組織中存在大量硬而脆的β相.通過中間退火可以降低QBe2合金板材的強度，提高其塑性，減少β相并且使其呈較理想的分布形態(tài).故為了后續(xù)冷軋過程的順利進行，需要對熱軋板進行中間退火處理.中間退火過程的退火溫度為540～580℃，退火時間為2～4 h.將中間退火后的QBe2合金板材（厚度為9 mm）冷軋至5 mm厚，此時由于加工硬化效應(yīng)，QBe2合金板材強度升高、塑性降低，需要再次進行中間退火處理，而后冷軋至2 mm.將QBe2合金冷軋板（厚度為2 mm）進行固溶處理，固溶處理溫度為780±5℃，固溶處理的時間為20 min，固溶處理后水淬至室溫.將經(jīng)過固溶處理的3塊薄板進行形變時效熱處理，均冷軋至1.25 mm（37.5%冷軋壓下率）后，在 320±5℃下保溫120 min.

表1 QBe2合金的主要成分/wt%

合金固溶、退火以及時效過程均在SX2-5-12型箱式電阻爐中進行，采用氬氣作為保護氣體.拉伸性能測試在德國FPZ100萬能材料試驗機上進行；顯微維氏硬度在430SVD維氏硬度計上進行；常溫電阻測量在ZY9987型數(shù)字式微歐計上進行，然后換算成導(dǎo)電率.利用共振原理，采用動態(tài)法測量試樣的彈性模量.在CAMBRIDGE S-360掃描電鏡上進行微觀組織觀察與分析，利用掃描電鏡上的能譜儀對第二相進行成分分析.

2 實驗結(jié)果與分析

2.1 熱軋終軋溫度不同的熱軋板的性能

熱軋終軋溫度為540℃、590℃以及630℃的熱軋板性能如圖1所示.由圖1可知，成分和其他工藝相同的條件下，隨著終軋溫度的提高，熱軋板的抗拉強度降低，伸長率提高.

圖1 不同熱軋終軋溫度下的熱軋板的拉伸性能

由Cu-Be二元相圖可知，當(dāng)溫度低于700℃時，β相會從α相中脫溶析出，且優(yōu)先在α相晶界形核[12]，溫度越低，從α固溶體中析出的β相越多.形成的β相在隨后的水淬過程中保留下來.β相在室溫下為硬脆相，當(dāng)其大量分布在α相晶界處時，會阻礙位錯的運動，并影響變形過程中α相晶粒之間的相互協(xié)調(diào)，故使得QBe2合金熱軋板的強度提高、塑性降低.而終軋溫度較低的熱軋板中β相較多，故其抗拉強度較高，而伸長率較低.

2.2 形變時效處理后薄板的組織與性能

圖2為熱軋終軋溫度不同的熱軋板經(jīng)過中間退火、冷軋以及固溶淬火處理之后的顯微組織.圖2中顯微組織的晶界上均分布著大量白色點狀第二相，并且隨著熱軋終軋溫度的降低，第二相數(shù)量增加.

圖2 熱軋終軋溫度不同的薄板固溶淬火處理后的掃描電鏡（SEM）組織及能譜分析（EDS）結(jié)果

白色點狀第二相為固溶過程中未溶入基體內(nèi)的β相，其主要成分如圖2（d）所示.由于3塊薄板固溶淬火的工藝相同，所以造成固溶淬火后組織中第二相含量不同的主要原因是原始組織中的第二相的含量.熱軋終軋溫度較低的薄板中β相含量更多，需要更長的時間才能完全固溶，所以在相同的固溶熱處理工藝下，熱軋終軋溫度較低的薄板固溶熱處理后顯微組織中第二相含量更多.

圖3為形變時效熱處理后QBe2合金薄板的顯微組織形貌，與固溶狀態(tài)下類似，晶界上仍可以看到大量的白色第二相，與固溶狀態(tài)下相比，白色第二相尺寸變大，并且隨著熱軋終軋溫度的降低，第二相數(shù)量增加.

白色第二相的主要成分如圖3（d）所示.根據(jù)Cu-Be二元相圖，β相發(fā)生共析轉(zhuǎn)變生成α相和γ相的溫度為605℃，而時效的溫度為320±5℃，遠低于共析轉(zhuǎn)變溫度.低溫下原子擴散困難，共析轉(zhuǎn)變無法完全進行，只有很少一部分β相發(fā)生分解，大部分仍保留下來，并在時效的過程中粗化.據(jù)此可以推斷，晶界上白色第二相為β相和極少量的γ相.而由于β相在時效的過程中基本不會發(fā)生分解，所以與固溶狀態(tài)下類似，熱軋終軋溫度較低的薄板經(jīng)過形變時效熱處理后顯微組織中白色第二相較多.

形變時效態(tài)的QBe2合金薄板背散射電子組織形貌如圖4所示.形變時效熱處理后，晶粒沿冷軋軋制方向伸長，晶內(nèi)滑移線清晰可見，析出物在晶界局部脫溶導(dǎo)致晶界變粗.由于晶界脫溶產(chǎn)物以Be、Ni、Co與Cu形成的化合物為主，這3種元素的原子序數(shù)均小于Cu，所以背散射電子相中晶界脫溶相呈暗黑色，明顯區(qū)別于灰色基體，故利用背散射電子相可以清晰地判斷時效后晶界脫溶相的所占的比例.

圖3 熱軋終軋溫度不同的薄板形變時效處理后的SEM組織及EDS結(jié)果

圖4 形變時效狀態(tài)的QBe2合金薄板的背散射電子組織形貌

利用Imagetool軟件對時效過程中的晶界脫溶相所占比例進行分析，結(jié)果如圖4（d）所示，隨著終軋溫度的升高，晶界脫溶相所占比例降低.時效過程中，脫溶相優(yōu)先析出在晶界、滑移帶、位錯線等晶體缺陷處，尤其在相變驅(qū)動力較小，形核率較低的情況下[13].如前所述，固溶狀態(tài)下，熱軋終軋溫度較低的QBe2合金薄板中β相的含量更高，而β相含量高，則固溶體中溶質(zhì)原子的過飽和度低，脫溶轉(zhuǎn)變的驅(qū)動力小，局部脫溶的傾向更加嚴(yán)重.故熱軋終軋溫度為540℃的QBe2合金薄板顯微組織中晶界脫溶相比例接近12%，而熱軋終軋溫度為630℃的QBe2合金薄板顯微組織中晶界脫溶相比例僅為6%.

如圖5所示，隨著熱軋終軋溫度的升高，形變時效狀態(tài)下QBe2合金薄板的抗拉強度、屈服強度以及伸長率均呈上升趨勢.其中熱軋終軋溫度為540℃的QBe2合金薄板比熱軋終軋溫度為630℃的QBe2合金薄板的抗拉強度高近80 MPa.隨著熱軋終軋溫度的提高，形變時效狀態(tài)下QBe2合金薄板的彈性模量升高，但導(dǎo)電率會有所降低.終軋溫度由540℃提高到630℃可以使彈性模量提高近10 GPa.

圖5 形變時效狀態(tài)的QBe2合金薄板的性能

不同熱軋終軋溫度的形變時效態(tài)QBe2合金薄板顯微組織的不同，導(dǎo)致了性能之間的差異.熱軋終軋溫度較低的QBe2合金薄板中β相較多，且晶界脫溶的現(xiàn)象更為嚴(yán)重.與時效過程中析出的過渡相γ”、γ'相比，β相硬度較低[14]，并且由于β相尺寸遠大于過渡相γ”、γ'的尺寸，故其作為第二相時起到的析出強化效果遠低于過渡相，所以熱軋終軋溫度較低的QBe2合金薄板抗拉強度較低.與此同時，由于β相在室溫下塑性較差，當(dāng)其大量分布在α相晶界處時會嚴(yán)重降低QBe2合金薄板的塑性，并且大量的晶界脫溶產(chǎn)物會阻礙位錯的運動，并影響變形過程中α相晶粒之間的相互協(xié)調(diào)，也會使得材料的塑性降低，所以熱軋終軋溫度較低的QBe2合金薄板伸長率較低.由于熱軋終軋溫度不同的3塊QBe2合金板材經(jīng)過了相同的固溶處理、形變時效處理，故3種板材的組織中空位、位錯等缺陷的數(shù)量應(yīng)相近，可以認(rèn)為導(dǎo)電率之間的差異反映的是時效過程中溶質(zhì)原子析出情況的不同，導(dǎo)電率越高，溶質(zhì)原子析出得越充分[15].熱軋終軋溫度較低的QBe2合金薄板中含有大量的β相，消耗了大量的溶質(zhì)原子，所以溶質(zhì)原子析出得更加充分，故其導(dǎo)電率更高.

QBe2合金中，不同相的彈性模量不同，過渡相γ”、γ'的彈性模量大于β相的彈性模量，α相的彈性模量最小.而在兩相或多相合金中，可以利用如下關(guān)系來描述各相體積分?jǐn)?shù)與彈性模量之間的關(guān)系[16]：

式（1）中E為合金的彈性模量；a是合金中的任一相，i=a，…，n表示樣品中有n個相；Vi為第i個相的體積分?jǐn)?shù)；Ei為第i個相的彈性模量.

熱軋終軋溫度較低的QBe2合金薄板中β相含量較高，而由于熱軋終軋溫度不同的3塊QBe2合金薄板的化學(xué)成分相同，并且溶質(zhì)原子的析出方式只有2種，以β相形式析出及以過渡相γ”、γ'的形式析出，所以熱軋終軋溫度較低的QBe2合金薄板中過渡相γ”、γ'的含量較低.根據(jù)式（1）以及各相彈性模量的大小可知熱軋終軋溫度較低的QBe2合金薄板彈性模量較小.

圖6為熱軋終軋溫度不同的3塊QBe2合金薄板形變時效狀態(tài)下的拉伸試樣斷口.由圖6可知，終軋溫度為540℃時，其拉伸斷口呈現(xiàn)舌狀花樣，為典型的解理斷口，屬于完全的脆性斷裂；熱軋終軋溫度為590℃和630℃的試樣的拉伸斷口均由韌窩和解理面組成，為混合斷裂，所不同的是熱軋終軋溫度為630℃時的拉伸試樣斷口上韌窩所占比例要高于終軋溫度為590℃時，并且韌窩尺寸較大，深度較深.

圖6 形變時效狀態(tài)的QBe2合金薄板的拉伸斷口形貌

材料在塑性變形的過程中，隨著形變量的增加，材料內(nèi)部會逐漸產(chǎn)生微裂紋，而對于多相合金來說第二相質(zhì)點會成為微裂紋形核的核心，第二相質(zhì)點尺寸越大、分布越集中，則越有利于微裂紋的長大及相互橋接[17].而熱軋終軋溫度較低的QBe2合金薄板中大尺寸的β相含量較高，熱軋終軋溫度較高的QBe2合金薄板中小尺寸彌散分布的過渡相較多.所以熱軋終軋溫度為540℃的形變時效態(tài)QBe2合金薄板在單向拉伸應(yīng)力狀態(tài)下的斷裂為解理斷裂；而熱軋終軋溫度為590℃及630℃的為解理斷裂和微孔聚集斷裂的混合斷裂，并且熱軋終軋溫度為630℃的拉伸試樣斷口上韌窩所占比例更高.

3 結(jié) 論

1）熱軋終軋溫度在540～630℃范圍內(nèi)，較低終軋溫度（540℃）的QBe2合金薄板經(jīng)形變時效熱處理后，顯微組織中β相含量較高，并且析出物沿晶界局部脫溶的現(xiàn)象更為嚴(yán)重；

2）熱軋終軋溫度從540℃提高到630℃，形變時效狀態(tài)下QBe2合金薄板的屈服強度提高約80 MPa，抗拉強度提高約90 MPa，伸長率提高1.2%，彈性模量提高約10 GPa，導(dǎo)電率降低1.8%；

3）不同終軋溫度（540℃、590℃、630℃）的形變時效態(tài)QBe2合金薄板性能產(chǎn)生差異的主要原因是顯微組織中β相含量不同；在熱軋后的退火、冷軋、固溶以及時效工藝相同的情況下，組織中β相的含量主要取決于熱軋終軋溫度，終軋溫度越高，β相含量越少，越有利于QBe2合金最終板帶材性能的提高.

[1]王偉.鈹銅合金的生產(chǎn)和應(yīng)用前景分析[J].有色金屬加工，2014，43（2）： 9-12.

[2]Cooley J C，Aronson M C.Origins of paramagnetism in berylliumcopper alloys[J].Journal of Alloys and Compounds，1995，228（2）：195-200.

[3]Behjati P，Vahid Dastjerdi H，Mahdavi R.Influence of aging process on sound velocity in C17200 copper-beryllium alloy[J].Journal of Alloys and Compounds，2010，505： 739-742.

[4]史斌，朱煥剛.鈹銅合金在汽車沖壓成型模具上的應(yīng)用[J].裝備維修技術(shù)，2010（4）： 51-54.

[5]朱興水.高等級鈹銅合金的應(yīng)用與發(fā)展趨勢[J].科技創(chuàng)新導(dǎo)報，2014（4）： 81-82.

[6]陳樂平，周全.鈹銅合金的研究進展及應(yīng)用[J].材料熱處理技術(shù)，2009，38（22）： 14-18.

[7]符留念.鈹青銅的時效處理[J].熱處理，2010，25（5）：55-56.

[8]丁雨田，施永奎，胡勇，等.熱處理對QBe2合金組織和性能的影響[J].熱加工工藝，2007，36（24）： 62-65.

[9]盧越焜，劉濤，李阿妮，等.鈹青銅（QBe2）的分級時效工藝[J].宇航材料工藝，2009（4）： 67-68.

[10]Levent Yagmur.Effect of microstructure on internal friction and Young's modulus of aged Cu-Be alloy[J].Materials Science and Engineering A，2009，523：65-69.

[11]閻永，汪治軍，董超群.我國鈹銅產(chǎn)業(yè)科技進步回顧與展望[J].稀有金屬，2003，27（1）：66-68.

[12]Chakrabarti D J，Laughlin D E，Tanner L E.The Be-Cu （Beryllium-Copper） System[J].Bulletin of Alloy Phase Diagrams，1987，8（3）： 269-282.

[13]Ryoichi Monzen，Tomoyuki Hasegawa，Chihiro Watanabe.Effect of external stress on discontinuous precipitation in a Cu-2.1wt%Be alloy[J].Philosophical Magazine，2010，90 （10）： 1347-1358.

[14]Rioja R J，Laughlin D E，The Sequence of Precipitation in Cu-2wt%Be Alloys[J].Acta Metallurgica，1980，28，1301-1313.

[15]丁宗業(yè)，賈淑果，鄧猛，等.Cu-0.36Cr-0.03Zr合金的時效動力學(xué)[J].中國有色金屬學(xué)報，2013，23（7）：1879-1884.

[16]崔天成，李述軍，郝玉琳，等.熱處理對Ti2448合金冷軋板組織和性能的影響[J].材料研究學(xué)報，2008，22（3）：225-229.

[17]余偉，李保成，黃文輝.變形溫度對7A04-T5鋁合金組織與性能影響[J].熱加工工藝，2011，40（2）：51-53.