2018, Vol. 9引用本文 |
| 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.
| 表 1 QBe2.0带材的化学成分/（质量分数，%） Table 1 Chemical compositions of QBe2.0 alloy /(mass fraction, %) |
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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].
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| 图 1 QBe2.0合金280 ℃时效后的硬度与室温拉伸性能 Fig. 1 Hardness and room temperature tensile strength of QBe2.0 alloy aged at 280 ℃ |
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].
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| 图 2 QBe2.0合金280 ℃时效后的电导率 Fig. 2 Conductivity of QBe2.0 alloy aged at 280 ℃ |
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.
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| 图 3 QBe2.0合金280 ℃时效不同时间后的金相组织 Fig. 3 Microstructures of QBe2.0 alloy with different aging time |
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.
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| 图 4 QBe2.0合金280 ℃时效不同时间后XRD图谱 Fig. 4 XRD patterns of QBe2.0 alloy aged at 280 ℃ with different aging time |
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.
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| 图 5 QBe2.0合金280 ℃时效不同时间后的TEM像和SADP谱 Fig. 5 TEM images and SADP patterns of QBe2.0 alloy aged at 280 ℃ with different aging time |
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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