低温时效对QBe2.0铍青铜组织与性能的影响 | [PDF全文] |
1b. 中南大学,有色金属材料科学与工程教育部重点实验室, 长沙 410083;
2. 宁夏东方有色金属集团有限公司,宁夏 石嘴山 753000
1b. Key Laboratory of Ministry of Education of Non-ferrous Materials Science and Engineering, Central South University, Changsha 410083, China;
2. Ningxia Oriental Nonferrous Metal Group Co., Ltd., Shizuishan 753000, China
作为“有色弹性材料之王”,铍青铜合金具有较高的强度、弹性、耐磨性、耐疲劳性能,以及优良的导电导热性、耐腐蚀性、耐寒性、无铁磁性以及冲击时不产生火花等性能,广泛应用于仪器仪表、航空航天工业、核工业和电子电器工业[1-3].
铍青铜是一种典型的沉淀硬化型合金,时效处理后能发生强烈的沉淀硬化,硬度、耐磨性与力学性能得到了很大提高.许多国外学者对Cu-Be合金的时效析出第二相的组织演变进行了研究,结果表明Cu-Be合金的析出序列为α固溶体→γ”相→ γ’相[4-6],QBe2.0铍青铜的热处理工艺对其性能与组织的影响已有大量研究.丁雨田等[7]研究了固溶处理、时效处理对QBe2.0合金的显微组织和性能的影响,指出780 ℃固溶10 min后水淬,320 ℃时效2 h后可得峰时效组织,此时晶界粗化,晶界上已有γ相析出;而在低于320 ℃时效时,晶界粗化不明显,且时效4 h内性能呈现单调上升的趋势.杨鑫等[8]采用真空时效替代空气中时效,发现320 ℃时效2 h为QBe2.0合金的较优时效工艺,此时合金达到较高的力学性能,晶界析出物比例适中,并观察到290 ℃时效时,晶内发生了大面积沉淀析出,而晶界未发生明显变化.由此可见,低温时效能一定程度上改善QBe2.0合金在时效中晶界的粗化.彭丽军等[9]通过XRD分析了C17200合金在320 ℃的时效中的相变过程,认为调幅组织和γ’相是合金达到峰时效的主要原因.但是在较低的时效温度下,对时效过程中QBe2.0合金的性能与组织变化之间的关系少有研究,因此文中通过利用力学性能测试、电导率测试、金相、XRD与TEM等分析测试方式对QBe2.0合金在时效过程中的性能与组织变化进行了深入研究.
1 实验实验材料为企业提供的80 mm×0.6 mm的QBe2.0带材,化学成分如表 1所列. QBe2.0带材的固溶制度为780 ℃×5 min,室温水淬;时效温度为280 ℃,时间为1 h、2 h、4 h、8 h、16 h,室温空冷.
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采用HVS-1000显微维氏硬度测试合金的硬度,实验载荷为1 kg,保持时间为10 s,每个试样测6个点取平均值.测试室温拉伸力学性能,测试在美国Instron3369力学试验机上完成,拉伸速度为2 mm/min,每个状态测试3个试样,取平均值.电导率测试采用D500K数字金属电导率测量仪,试样尺寸均为25 mm×25 mm×0.6 mm,每个试样测试3次取平均值.
使用日本Rigaku D/max 2500型X射线衍射仪进行QBe2.0合金的物相分析,扫描范围2θ=10°~ 80°,扫描速度8°/min.
对磨制并抛光后的试样表面进行腐蚀,腐蚀剂由8 g CuCl2+92 mL NH3·H2O配置而成,腐蚀时间为15 s,用酒精冲洗并风干后在POLYVAR-METⅡ型金相显微镜上进行组织观察.
不同时效工艺的试样,经机械减薄后,采用MTP-1A型双喷电解减薄仪对圆片试样进行减薄,所用电解液为25 %HNO3+75 %CH3OH,双喷电压为20~25 V,温度为-35~-30 ℃.采用Tecnai G220透射电镜观察不同时效状态下QBe2.0合金的显微组织.
2 结果 2.1 合金性能图 1所示为QBe2.0合金在280 ℃时效不同时间后的硬度和室温拉伸性能结果.由图 1可知,随着时效时间的延长,合金的硬度、屈服强度和抗拉强度在0~4 h时急剧升高,4~8 h时增加缓慢,并在8 h时达到最大,其值分别为362.7 HV、1 080.4 MPa、1 214.9 MPa;而在时效16 h后,QBe2.0合金的硬度、屈服强度与抗拉强度均有小幅度的下降,分别为356.4 HV、1 015.4 MPa、1 176.1 MPa;QBe2.0合金的延伸率则随着时效时间延长一直持续下降. QBe2.0合金时效脱溶过程中由于Cu原子与Be原子半径差较大(约13.2 %),导致脱溶物与基体比容相差较大,使得脱溶物周围存在的共格与半共格应变场比其他合金更为明显,产生的内应变强化可以强烈地阻碍位错运动,从而使合金的力学性能在时效初期就能得到大幅度的提升[10-11].
图 2所示为QBe2.0合金在280 ℃时效不同时间后的电导率变化曲线,由图 2可知,合金的电导率随着合金时效时间的延长先降低后升高. 780 ℃固溶5 min后,QBe2.0合金的电导率为12.5 %IACS,时效1 h后,电导率达到最低值,为11.7 %IACS,随后电导率持续升高,时效8 h时达到18.9 %IACS.时效中饱和固溶体的脱溶伴随着固溶体内合金元素的逐渐贫化,使合金元素引起的晶格畸变对导电电子的散射作用逐渐减弱,这通常会引起合金电导率在时效过程中持续升高[12-13].而合金的电导率不仅受基体中合金元素贫化作用的影响,还与时效时产生的共格脱溶相与基体的应变场大小相关.在QBe2.0合金时效初期,γ”相析出总量相对较少,使得基体贫化所引起的电导率变化较小,而γ”相与基体的共格关系使得应变场快速增大,由此引起的晶格畸变会造成电导率下降明显,从而在整体上呈现出电导率在时效初期出现较为反常的下降[14].
2.2 组织分析
图 3所示为QBe2.0合金在280 ℃时效4 h(欠时效)、8 h(峰时效)、16 h(过时效)的金相组织,由图 3可知,QBe2.0在时效过程中在晶界处发生了不连续脱溶.低温欠时效阶段,晶界处有极少的不连续脱溶组织;峰时效时,晶界处不连续脱溶物的数量稍有增加;过时效时,合金晶界宽度明显增加,不连续脱溶物数量较多.高俊生[15]在研究QBe2.0合金晶界析出对合金硬度的影响时发现,当晶界处出现块状不连续析出物时,晶界处的硬度明显低于晶内硬度.当晶界处的不连续脱溶导致晶内产生析出相使合金硬化时,晶界已经处于过时效状态,造成组织与性能的不均匀性.粗大的不连续脱溶物使QBe2.0合金材料脆化,会导致合金的强度和塑性同时下降,这也是合金时效16 h强度与延伸率下降的(图 1)原因之一.
图 4所示为QBe2.0合金在280 ℃时效不同时间的X射线衍射图谱,结合相关研究可知[9, 16, 17],时效1 h后合金中已经产生了共格相γ”相,半共格的γ’相出现在时效4 h后,而当时效达到16 h后出现了平衡相γ.时效时间较短时(<8 h),合金组织中依次析出的γ”相和γ’相会引起晶格畸变,使合金的衍射峰发生了宽化,衍射角向左偏移[18];时效16 h时,析出的γ相以及半共格的γ’相转化为γ相使得晶格畸变减小,引起峰形锐化和衍射角向右偏移.
280 ℃时效1 h后,此时Cu基体的衍射峰几乎不发生偏移,说明此时γ”相析出较少,基体中合金元素的贫化不明显.但应变引起的晶格畸变所造成电导率下降较多,使得衍射峰发生明显的宽化,所以电导率出现了下降.随着时效的进行,析出相的数量增加,并且逐渐析出半共格的γ’相,应变引起的晶格畸变基本维持不变,但基体贫化引起电导率快速升高,整体上表现出电导率升高的趋势.
图 5所示为QBe2.0合金在280 ℃时效4 h、8 h与16 h的透射组织(TEM)与其对应的选区电子衍射(SADP),由图 5可知,时效4 h、8 h的QBe2.0合金组织中存在明暗相间的调幅组织,随着时效时间的延长,调幅周期增大,条纹粗化;时效16 h,调幅组织发生分解,产生了具有一定方向的棒状第二相.
时效4 h(欠时效)的选区电子衍射斑呈椭圆状,且沿[001]方向有平行条纹,相关研究[8, 16]及与选区电子衍射表明,此时组织中主要为在(100)面析出的γ”相,所以,欠时效时,合金组织中主要强化相为γ”相,BONFIELD等[19]对γ”相的深入研究发现,γ”相是一种由90 %Be与10 %Cu(原子分数)组成的盘状析出物,其直径和厚度分别为10 nm和1 nm.而时效8 h后达到峰时效的选区电子衍射斑中呈现γⅠ相的衍射斑(γ’相的一种变体)[6],其与基体的关系为(110)α//(100)γ’,Levent等[20]通过HRTEM研究了时效析出过程的γ’相,发现γ’相为BCT结构,a=0.254 nm,b=c=0.268 nm,其析出的惯习面为(3 1 1)和(2 1 1).发生过时效后,选区电子衍射斑中还存在有γ’相衍射斑,但没有明显的γ相衍射斑,说明此时已有γ’相转化为γ相,导致γ’相衍射斑弱化,但是由于此时生成的γ相较少,没有形成γ相的衍射斑.
SADP的分析结果与XRD图谱结果基本保持一致,说明QBe2.0合金在280 ℃时效时,其析出序列为:过饱和固溶体→γ”相→ γ’相→ γ相.时效4 h时,合金硬度与强度大幅上升,与峰值时效力学性能接近,合金组织为调幅组织,主要强化相为γ”相;时效8 h时,合金达到峰时效状态,合金组织为较为粗大的调幅组织,XRD图谱与透射组织的SADP表明此时合金中主要析出相为γ’相;时效16 h后,合金硬度与强度稍有下降,此时虽然调幅组织已经发生分解,组织中析出少量γ相,但基体中仍存在较多γ’相,这也是时效16 h后合金力学性能下降不多的主要原因.由此可知,QBe2.0合金在280 ℃时效时,8 h可达到峰时效状态,此时主要强化相为调幅组织与γ’相,时效16 h后合金硬度下降,一方面是由于此时QBe2.0合金的晶界处产生了粗大的不连续脱溶物,另一方面是析出平衡γ相导致的.
3 结论1)QBe2.0合金在280 ℃时效时,随着时效时间的延长,合金的硬度、屈服强度与抗拉强度持续上升,8 h达到峰时效状态,分别为362.7 HV、1 080.4 MPa、1 214.9 MPa;合金的电导率先降低后升高,1 h合金电导率达到最低值,随后持续升高,时效16 h后电导率达到24.6 %IACS;
2)QBe2.0合金在280 ℃时效时,其析出序列为:α过饱和固溶体→γ”相→ γ’相→ γ相,时效8 h后,合金达到峰时效状态,此时的主要强化相为调幅组织与γ’相,时效16 h后合金力学性能下降,一方面是由于此时QBe2.0合金的晶界处产生了粗大的不连续脱溶物,另一方面是基体中析出了少量平衡相γ.
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