淺談冷變形量對(duì)QBe2合金時(shí)效析出的影響

韓明達(dá) 邢美山 李文亮

（寧夏中色新材料有限公司鈹銅分廠(chǎng)，寧夏 石嘴山 753000）

鈹青銅是以鈹為基本合金元素的銅基合金材料，它具有較高的強(qiáng)度、硬度和彈性極限，彈性滯后小、彈性穩(wěn)定性好，并且具有耐疲勞、耐腐蝕、無(wú)磁性以及高導(dǎo)熱導(dǎo)電性的特性，受沖擊時(shí)不產(chǎn)生火花，承受冷熱壓力加工的能力很強(qiáng)，具有良好的綜合性能。因此，廣泛應(yīng)用于電子通信、航空航天、石油化工、冶金礦山、精密儀器和儀表制造等多種領(lǐng)域，已經(jīng)成為國(guó)民經(jīng)濟(jì)建設(shè)中不可缺少的重要功能材料[1-3]。

該文通過(guò)對(duì)QBe2合金冷軋加工變形實(shí)驗(yàn)進(jìn)行研究，可以直接契合對(duì)該合金變形規(guī)律的研究，揭示該合金在冷軋加工的條件下金屬的變形規(guī)律，分析該合金延展軋制加工時(shí)的特征，配合分析不同時(shí)效工藝下材料析出的研究，為制定和優(yōu)化該合金鈹青銅冷軋的加工工藝提供相關(guān)理論根據(jù)和技術(shù)支撐。

1 檢驗(yàn)方法與設(shè)備

該文分析用到的材料為某公司生產(chǎn)用產(chǎn)品。

微觀(guān)組織和晶粒度采用GX51-OLYMPUS金相顯微鏡進(jìn)行觀(guān)察；顯微硬度采用HVS-50/HVS-50A型數(shù)顯維氏硬度計(jì)；拉伸采用50 kN電子萬(wàn)能材料拉力試驗(yàn)機(jī)。

在實(shí)驗(yàn)過(guò)程中，對(duì)有制樣要求的檢測(cè)過(guò)程，須嚴(yán)格按照檢測(cè)要求進(jìn)行取樣、制樣。

2 分析與討論

冷變形加時(shí)效強(qiáng)化是一種增強(qiáng)合金導(dǎo)電率和強(qiáng)度的重要方法，合金經(jīng)時(shí)效處理后冷變形，材料組織和性能都會(huì)受到一定的影響，不僅可以調(diào)整材料的尺寸大小，而且還可以提高合金的強(qiáng)度[4]。

根據(jù)生產(chǎn)現(xiàn)場(chǎng)積累的數(shù)據(jù)與經(jīng)驗(yàn)，該文的冷變形采用的加工率分別為30%、40%和50%。

2.1 原始顯微組織及力學(xué)性能分析

取樣，觀(guān)測(cè)其微觀(guān)組織，如圖1所示。

在加工過(guò)程中，隨著加工率的增加，材料會(huì)出現(xiàn)加工硬化的現(xiàn)象，這種情況通常被認(rèn)為與位錯(cuò)的交互作用有關(guān)[5]。從圖1可以看出：在外力的作用下，晶粒的形狀隨著材料被“拉長(zhǎng)”，其內(nèi)部晶粒的形狀也被拉長(zhǎng)、壓扁。當(dāng)變形量達(dá)到50%時(shí)，基本形成了纖維組織。

在不同冷變形量下，取樣檢測(cè)其物理性能，結(jié)果見(jiàn)表1。

通過(guò)表1可以看出，隨著變形量的增加，位錯(cuò)密度也會(huì)增加，晶粒破碎成為亞晶粒，晶格產(chǎn)生嚴(yán)重畸變，增大了材料進(jìn)一步滑移的阻力，因此，金屬的強(qiáng)度和硬度顯著提高，塑性的韌性明顯下降，產(chǎn)生形變強(qiáng)化[6]。

表1 冷加工物理性能

鈹青銅固溶淬火后必須經(jīng)過(guò)時(shí)效處理才能獲得優(yōu)良的性能。時(shí)效過(guò)程是過(guò)飽和的α固溶體共格脫溶的過(guò)程，其強(qiáng)化效果取決于時(shí)效析出的γ相形貌。當(dāng)時(shí)效溫度一定時(shí)，過(guò)長(zhǎng)的時(shí)效時(shí)間會(huì)引起強(qiáng)化相聚集，降低強(qiáng)化效果；當(dāng)時(shí)效時(shí)間一定時(shí)，提高時(shí)效溫度能加快時(shí)效過(guò)程，但時(shí)效溫度過(guò)高會(huì)促使時(shí)效析出物呈塊狀聚集，降低強(qiáng)化效果。時(shí)效溫度和時(shí)效時(shí)間的最佳組合才能獲得良好的時(shí)效強(qiáng)化效果。

2.2 時(shí)效析出過(guò)程的影響分析

鈹青銅時(shí)效過(guò)程的顯著特點(diǎn)是在晶界處發(fā)生不連續(xù)脫溶和再結(jié)晶。不連續(xù)脫溶是一種類(lèi)似珠光體轉(zhuǎn)變的兩相式分解，即從過(guò)飽和α固溶體中析出γ1相的同時(shí)，相的成分立即轉(zhuǎn)變成接近飽和狀態(tài)的成分，即形類(lèi)似珠光體的兩相組織，并由晶界向晶內(nèi)長(zhǎng)大。

因?yàn)榫Ы绲牟贿B續(xù)析出受時(shí)效前的冷變形的影響大，冷變形對(duì)晶界的析出產(chǎn)生阻礙作用，使晶界處析出物的數(shù)量越來(lái)越少。這是因?yàn)槔渥冃翁幚砀淖兞顺恋淼姆植紶顩r，導(dǎo)致析出相分布不均，材料強(qiáng)度也增加了，所以晶界處析出物的數(shù)量就會(huì)減少[7]，結(jié)合現(xiàn)場(chǎng)實(shí)際，確定后續(xù)方案見(jiàn)表2。

共計(jì)6組實(shí)驗(yàn)，完成實(shí)驗(yàn)后，取樣檢測(cè)其顯微組織，結(jié)果如圖2所示。

通過(guò)表2并結(jié)合圖2的金相檢測(cè)結(jié)果可知：合金析出這種組織的條件，首先依賴(lài)于時(shí)效溫度的變化。時(shí)效溫度較低時(shí)，時(shí)效析出物在晶內(nèi)均勻分布，晶界析出物無(wú)明顯聚集。當(dāng)時(shí)效溫度逐漸升高時(shí)，晶界處明顯變寬，局部區(qū)域出現(xiàn)塊狀析出物。當(dāng)時(shí)效溫度進(jìn)一步升高時(shí)，晶界寬化加劇，塊狀析出物明顯增多。

表2 實(shí)驗(yàn)方案

經(jīng)時(shí)效處理（時(shí)效溫度為330 ℃且保溫時(shí)長(zhǎng)為3 h）后，晶界析出依然不多；經(jīng)330 ℃× 3 h時(shí)效處理后，晶界析出的數(shù)量與在時(shí)效溫度為330 ℃且保溫時(shí)長(zhǎng)為2 h的時(shí)效后無(wú)冷變形的情況下晶界析出數(shù)量的差異不大，因此冷變形能有效減少Q(mào)Be2合金晶界析出的數(shù)量。圖2（e）與圖2（f）是經(jīng)時(shí)效處理（時(shí)效溫度為330 ℃且保溫時(shí)長(zhǎng)為2 h、時(shí)效溫度為330 ℃且保溫時(shí)長(zhǎng)為3 h）后，50%冷變形的顯微組織，可以清晰地看到晶內(nèi)出現(xiàn)了滑移線(xiàn)條，且數(shù)量巨大。隨時(shí)效溫度不斷增加和時(shí)效時(shí)間逐漸延長(zhǎng)，晶內(nèi)沿滑移線(xiàn)析出的數(shù)量越多。

圖2 QBe2合金形變時(shí)效后微觀(guān)組織形貌

在金相觀(guān)察時(shí)，鈹青銅固溶后殘存的β相，經(jīng)冷軋后被軋碎成許多細(xì)小的顆粒，由于β相不易腐蝕，在顯微鏡下觀(guān)察時(shí)呈白色，其界面呈黑圈。當(dāng)放大倍數(shù)低時(shí)，看不出有白點(diǎn)，就呈現(xiàn)出上述黑色組織，從而導(dǎo)致誤判。

在沉淀過(guò)程中，靠近母相溶質(zhì)的濃度沉淀，于是沉淀相產(chǎn)生。當(dāng)過(guò)冷度較小時(shí)，就會(huì)發(fā)生局部沉淀。沉淀相與母相可能會(huì)形成共格或半共格界面，共格時(shí)以圓形或方形顆粒狀析出，不共格時(shí)沉淀相呈球狀或等軸狀。沉淀相與母相有取向關(guān)系，呈條狀，按交角分布。不連續(xù)沉淀時(shí)形成γ相與飽和的α固溶體兩相耦合成長(zhǎng)。γ相與晶核同生長(zhǎng)，形成胞狀物，而胞狀物內(nèi)的α相將再結(jié)晶。

合金經(jīng)冷變形后晶粒不斷被拉伸，位錯(cuò)密度也不斷上升，冷軋工后再作時(shí)效處理，析出物更易形核清，于是生核處位錯(cuò)線(xiàn)就逐漸消失，也正是生核處位錯(cuò)線(xiàn)的消失，使消失的這部分能量轉(zhuǎn)化為相變驅(qū)動(dòng)力，反而會(huì)加快生核速度。如果新相在母相上成核后，母相的位錯(cuò)線(xiàn)仍然存在，那么相界面所需要的能量會(huì)下降，而界面上形成半共格界面的位錯(cuò)部分依然會(huì)加速成核[8]。溶質(zhì)原子容易形成科垂?fàn)枤鈭F(tuán)，它通常是因偏聚在刃形位錯(cuò)上而形成的，除此之外，還會(huì)在擴(kuò)展位錯(cuò)的層錯(cuò)區(qū)偏聚形成鈴木氣團(tuán)，為新相提供成分起伏的條件，非常有利于新相的形成。由此可知，經(jīng)冷變形后再進(jìn)行時(shí)效處理，可加快時(shí)效析出的速度。位錯(cuò)成核的規(guī)律如下：1） 位錯(cuò)上易成核。2） 在位錯(cuò)割階處核易生成。3） 在單獨(dú)位錯(cuò)上核更易生成。4） 位錯(cuò)布氏矢量越大越易成核。5） 由于位錯(cuò)的影響，在刃形位錯(cuò)結(jié)處易生核，因此為了加快新相的析出速度，需要在時(shí)效前進(jìn)行冷變形[6]。

綜上所述，可以得出結(jié)論：晶界的不連續(xù)析出受時(shí)效前的冷變形的影響大，冷變形對(duì)晶界的析出產(chǎn)生阻礙作用，使晶界處析出物的數(shù)量越來(lái)越少。因?yàn)槔渥冃翁幚砀淖兞顺恋淼姆植紶顩r，導(dǎo)致析出相分布不均，加快了材料強(qiáng)度上升的趨勢(shì) ，所以晶界處析出物的數(shù)量就會(huì)減少。如圖3所示。

圖3 QBe2.0合金形變時(shí)效后微觀(guān)組織形貌

形變時(shí)效處理是提高鈹青銅硬度的重要途徑之一，優(yōu)選冷變形度、時(shí)效溫度和時(shí)效時(shí)間可以獲得最高硬度。對(duì)大加工率下冷變形后的鈹青銅經(jīng)一定條件下的時(shí)效處理后，具有較高的硬度、彈性、導(dǎo)電性、形狀尺寸穩(wěn)定性、抗應(yīng)力松弛性以及良好的綜合性能。

3 結(jié)論

從實(shí)驗(yàn)可知，當(dāng)冷變形量達(dá)30%時(shí)進(jìn)行時(shí)效處理，晶界無(wú)析出，再繼續(xù)進(jìn)行冷變形，晶內(nèi)出現(xiàn)位錯(cuò)線(xiàn)，且數(shù)量大；因?yàn)榫Ы鐭o(wú)析出，繼續(xù)冷處理，析出相生核后不斷地析出，通過(guò)顯微鏡能清晰地觀(guān)察晶粒內(nèi)部的現(xiàn)象。因此為了加快新相的析出速度，可在時(shí)效前進(jìn)行冷變形。

鈹青銅的過(guò)飽和固溶體的分解過(guò)程就是時(shí)效強(qiáng)化的過(guò)程，在晶界處發(fā)生的不連續(xù)脫溶，可以有效降低冷處理產(chǎn)生的壓力，從而提高合金的硬度、強(qiáng)度和化學(xué)性能，使材料具有更高的塑性、導(dǎo)電率。在該實(shí)驗(yàn)的條件下進(jìn)行試驗(yàn)（時(shí)效溫度為330 ℃且保溫時(shí)長(zhǎng)為3 h），得到理想中的最大抗拉強(qiáng)度；時(shí)效過(guò)程中沿晶界不連續(xù)析出點(diǎn)狀β相使合金力學(xué)性能進(jìn)一步提高。

在該實(shí)驗(yàn)的條件下通過(guò)正交試驗(yàn)，得出在QBe2合金的冷變形時(shí)效工藝為冷變形量為40%、時(shí)效溫度為330 ℃且保溫時(shí)長(zhǎng)為3 h時(shí)，可獲得最佳的狀態(tài)。