C17510彈性合金的固溶時(shí)效與組織性能的研究

黃國(guó)杰，洪松柏，鄭國(guó)輝，趙洋，汪東亞，彭麗軍

(1.北京有色金屬研究總院有色金屬材料制備加工國(guó)家重點(diǎn)實(shí)驗(yàn)室,北京100088;2.鷹潭興業(yè)電子金屬材料有限公司，江西 鷹潭335000;3.寧波興業(yè)盛泰集團(tuán)有限公司，浙江 寧波315336)

0 引 言

C17510(Cu-Ni-Be)低鈹青銅是一種典型的時(shí)效析出強(qiáng)化型合金，具有高導(dǎo)電率、耐磨性、耐蝕性、抗應(yīng)力松弛性等優(yōu)良性能，廣泛地應(yīng)用于機(jī)械電子、航天航空等領(lǐng)域[1-5].

近年來(lái)，國(guó)內(nèi)外學(xué)者對(duì)Cu-Ni-Be合金時(shí)效過(guò)程中組織演變規(guī)律及析出相的晶體學(xué)結(jié)構(gòu)進(jìn)行了深入的研究，并指出合金的析出序列為過(guò)飽和固溶體→G.P.區(qū)→γ”→γ'→γ，與 Cu-Be二元合金的析出序列相似[6-12].同時(shí)，Guha認(rèn)為合金中G.P區(qū)和γ”相的析出形貌與Cu-Be二元合金時(shí)效過(guò)程中所觀察的一致.另外，Cu-Ni-Be 合金時(shí)效過(guò)程中析出的 γ”，γ'和γ 3種析出相均為NiBe相，其結(jié)構(gòu)與Cu-Be合金中析出相相同[13-15].

本文主要對(duì)冷變形C17510合金進(jìn)行不同溫度的固溶處理，研究固溶溫度對(duì)C17510合金組織與性能的影響，以期獲得最佳的固溶處理制度.通過(guò)對(duì)固溶處理后的合金進(jìn)行等溫時(shí)效處理，研究時(shí)效處理對(duì)合金組織性能的影響，以期為鈹銅合金的工業(yè)化生產(chǎn)提供理論依據(jù).

1 實(shí)驗(yàn)材料與方法

試驗(yàn)所用材料為厚度是0.6 mm的C17510合金冷軋板，化學(xué)成分(質(zhì)量分?jǐn)?shù)，%)為 Ni：2.04，Be：0.34，Cu余量.為了獲得過(guò)飽和固溶體組織，對(duì)冷軋板分別進(jìn)行875℃、900℃、925℃、950℃和975℃，保溫30 min的固溶處理.隨后在最佳的固溶處理制度下進(jìn)行525℃的時(shí)效處理，時(shí)效時(shí)間為 0.5 h、1 h、2 h、4 h、8 h、12 h 和 16 h.

對(duì)經(jīng)不同固溶處理的試樣進(jìn)行磨光、拋光和腐蝕(腐蝕液為三氯化鐵鹽酸水溶液)后，在HITACHIS4800型掃描電子顯微鏡下進(jìn)行顯微組織觀察.時(shí)效處理后微觀組織在JEM 2100 LaB6型透射電鏡下觀察，試樣制備過(guò)程：試樣預(yù)先在砂紙上進(jìn)行機(jī)械減薄至50～60 μm時(shí)進(jìn)行銃樣，隨后將樣品放置雙噴儀上進(jìn)行減薄、穿孔.雙噴液采用體積比為1∶3的硝酸和甲醇混合液，工作溫度為-30～-40℃.物相分析是在D8 Fous broker X線儀上進(jìn)行，掃描速度為3(°)/min.熱處理后試樣的硬度和電導(dǎo)率分別在430SVD維氏硬度計(jì)和7501型渦流電導(dǎo)儀下進(jìn)行測(cè)試.

2 結(jié)果與分析

2.1 固溶處理

合理選擇固溶溫度是提高合金時(shí)效后性能的關(guān)鍵，溫度過(guò)低溶質(zhì)元素不能充分溶于基體中，時(shí)效過(guò)程容易發(fā)生不連續(xù)脫溶和晶界反應(yīng)，惡化材料的性能；溫度過(guò)高會(huì)引起晶粒過(guò)分長(zhǎng)大甚至局部產(chǎn)生過(guò)燒，損害材料的性能.因此，選擇合理的固溶溫度應(yīng)該以合金晶粒不過(guò)分長(zhǎng)大為前提，盡量使合金元素最大限度固溶到基體中.圖1和圖2分別為C17510合金經(jīng)不同固溶處理后的顯微組織照片.由圖1可知，隨著固溶溫度的升高，合金發(fā)生了第二相的回溶、再結(jié)晶和晶粒長(zhǎng)大過(guò)程.從圖1(a)可以看出，C17510合金經(jīng)過(guò)大變形后，合金晶粒破碎形成密集的條帶狀纖維組織，且析出大量的第二相.當(dāng)固溶溫度為875℃時(shí)，纖維狀組織逐漸轉(zhuǎn)變成再結(jié)晶組織，同時(shí)第二相也發(fā)生回溶現(xiàn)象.固溶溫度的越高，晶粒尺寸越大，第二相回溶越完全.當(dāng)固溶溫度升至975℃時(shí)，合金的晶粒尺寸明顯長(zhǎng)大，與此同時(shí)，第二相的體積數(shù)量明顯減小.

圖1 C17510合金經(jīng)不同固溶制度處理后的金相組織照片

圖3為固溶溫度對(duì)C17510合金維氏硬度和電導(dǎo)率的影響曲線.從圖3可以看出，隨著固溶溫度的升高，合金的維氏硬度呈先上升，趨于穩(wěn)定，再上升的趨勢(shì)，說(shuō)明在固溶溫度不斷升高的過(guò)程中，合金元素的強(qiáng)化作用起主導(dǎo)作用.而合金的電導(dǎo)率則呈逐漸減小的趨勢(shì)，這主要是因?yàn)楹辖鹪夭粩喙倘艿姐~基體中，使基體的晶格畸變嚴(yán)重，增大電子的散射作用.由圖2可知，C17510合金的固溶處理過(guò)程主要發(fā)生晶粒的長(zhǎng)大和第二相回溶2個(gè)過(guò)程.這就意味著在C17510合金的固溶處理過(guò)程中，第二相回溶對(duì)合金性能的影響要大于晶粒長(zhǎng)大.因此，綜合考慮第二相回溶和晶粒尺寸大小對(duì)合金組織性能的影響，合理的固溶處理溫度為950℃.

圖2 C17510合金經(jīng)不同固溶制度處理后的SEM組織照片

圖3 固溶溫度對(duì)C17510合金硬度和電導(dǎo)率的影響

圖4為不同狀態(tài)下C17510合金的XRD衍射譜.從圖4可知，冷軋態(tài)的C17510合金可能為NiBe相，隨著固溶溫度的升高，C17510合金出現(xiàn)少量的Be21Ni5相.這可能由于合金在固溶的過(guò)程中，合金元素發(fā)生了元素的重新組合，或者也有可能這兩種相在冷軋態(tài)或固溶態(tài)時(shí)都存在，只不過(guò)XRD衍射峰太弱，難以判別.

圖4 不同狀態(tài)下的C17510合金的XRD衍射譜

圖5 C17510合金在525℃下時(shí)效的維氏硬度和電導(dǎo)率曲線

2.2 時(shí)效處理

圖5為C17510合金經(jīng)950℃固溶處理后，在525℃下時(shí)效的維氏硬度和電導(dǎo)率曲線.從圖5中可看出，合金的維氏硬度與時(shí)效時(shí)間呈單峰型曲線，即呈先增大后減小趨勢(shì).C17510合金在525℃時(shí)效，時(shí)效初期(30 min)，維氏硬度為159.4，相對(duì)于固溶態(tài)增加了35%，隨著時(shí)效時(shí)間的延長(zhǎng)，硬度逐漸增大.時(shí)效至4 h時(shí)，合金的硬度到達(dá)峰值(231 HV)，之后隨著時(shí)效過(guò)程的進(jìn)行，合金的硬度逐漸下降，出現(xiàn)過(guò)時(shí)效現(xiàn)象.這主要是因?yàn)楹辖鹪跁r(shí)效初期，由于固溶處理后獲得大量的過(guò)飽和濃度空位，Be原子可以通過(guò)這些過(guò)飽和空位快速形成溶質(zhì)原子富集區(qū) (G.P區(qū)).由于溶質(zhì)富集區(qū)與基體呈共格關(guān)系，可以有效阻礙位錯(cuò)的運(yùn)動(dòng)，但由于G.P區(qū)尺寸較小，容易被位錯(cuò)切過(guò).所以，時(shí)效早期硬度的增幅不大.隨著時(shí)效過(guò)程的進(jìn)行，G.P區(qū)逐漸轉(zhuǎn)化成亞穩(wěn)定的γ”和γ'相，合金的硬度進(jìn)一步得到提高，當(dāng)時(shí)效時(shí)間為4 h時(shí)，合金的硬度達(dá)到峰值.時(shí)效時(shí)間進(jìn)一步延長(zhǎng)，亞穩(wěn)定的γ'相逐漸轉(zhuǎn)變成穩(wěn)定的γ相，合金的硬度開始降低，出現(xiàn)過(guò)時(shí)效現(xiàn)象.

另外，由圖5可知，C17510合金的電導(dǎo)率與時(shí)效時(shí)間呈先劇增，后緩慢增加趨于穩(wěn)定的趨勢(shì).合金在525℃時(shí)效初期(30 min)，合金的電導(dǎo)率為52.9%IACS，相對(duì)于固溶態(tài)增加56%.隨著時(shí)效時(shí)間的延長(zhǎng)，電導(dǎo)率逐漸升高.時(shí)效至8 h時(shí)，合金的電導(dǎo)率為58.5%IACS，之后隨著時(shí)效過(guò)程的進(jìn)行，電導(dǎo)率沒(méi)有明顯變化，直至16 h，電導(dǎo)率維持在60.2%IACS.這主要由于在時(shí)效早期，過(guò)飽和固溶體發(fā)生脫溶，大量的合金元素析出，使電導(dǎo)率快速升高.隨著時(shí)效時(shí)間的延長(zhǎng)，Be元素會(huì)沿一定方向發(fā)生偏聚，形成G.P區(qū)，對(duì)電子運(yùn)動(dòng)有較強(qiáng)的散射作用，影響合金電導(dǎo)率的升高.隨著時(shí)效過(guò)程的進(jìn)行，G.P區(qū)逐漸轉(zhuǎn)化成亞穩(wěn)定的γ”和γ'相相，降低晶格畸變，同時(shí)基體中合金元素不斷減少，會(huì)降低對(duì)電子的散射作用，使電導(dǎo)率上升.時(shí)效后期，銅基體中的過(guò)飽和度逐漸降低，析出的第二相析出動(dòng)力明顯降低，析出相逐漸長(zhǎng)大，因此合金的導(dǎo)電率上升幅度很慢，基本保持一個(gè)穩(wěn)定值.

圖6為固溶態(tài)C17510合金在525℃下時(shí)效4 h的TEM組織形態(tài)和選區(qū)衍射斑點(diǎn).從圖6中可看出，在峰時(shí)效狀態(tài)下，合金析出大量尺寸約為30 nm彌散分布的板條狀析出相，從析出相的衍射斑點(diǎn)可知，此析出相為亞穩(wěn)定結(jié)構(gòu)的γ'相，且與基體呈如下取向關(guān)系：(110)γ'‖(100)α,[001]γ'‖[001]α.

圖6 C17510合金在525℃下時(shí)效4 h的TEM照片和選區(qū)衍射斑點(diǎn)

3 結(jié)論

1）綜合考慮固溶溫度對(duì)冷軋態(tài)C17510合金的組織和性能的影響，合理固溶處理溫度為950℃；

2）時(shí)效態(tài)C17510合金的維氏硬度與時(shí)間呈單峰型曲線，合金的電導(dǎo)率與時(shí)間呈先劇增，后緩慢增大，最后趨于穩(wěn)定；

3）冷軋態(tài)C17510合金經(jīng)950℃×0.5 h固溶處理+525℃保溫4 h的時(shí)效處理后，其維氏硬度為231，電導(dǎo)率為56%IACS.

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