形變時(shí)效工藝對(duì)低鈹Cu-Ni-Be合金力學(xué)性能和電導(dǎo)率的影響

劉楚明，劉娜，曾祥亮，陳志永，李慧中，徐雷

(中南大學(xué) 材料科學(xué)與工程學(xué)院，湖南 長(zhǎng)沙，410083)

Cu-Ni-Be合金是一種優(yōu)質(zhì)彈性材料，具有優(yōu)良的綜合力學(xué)性能和電學(xué)性能，被廣泛應(yīng)用于機(jī)械電子、航空航天等工業(yè)領(lǐng)域。近年來，為滿足電子產(chǎn)品小型化、高密度化的要求，需要采用具有高強(qiáng)度、高導(dǎo)電性的Cu-Ni-Be合金制作各種各樣的高性能元件[1-4]。然而，目前使用的Cu-Ni-Be合金絕大多數(shù)局限于高鈹含量合金，因其生產(chǎn)成本高，價(jià)格昂貴，且對(duì)環(huán)境污染非常嚴(yán)重，極大地限制了其開發(fā)和應(yīng)用[5-7]。因此，開發(fā)高性能、環(huán)境友好型低鈹含量Cu-Ni-Be合金具有廣闊的應(yīng)用前景。以往研究表明形變時(shí)效處理是提高Cu-Ni-Be合金性能的一種有效方法[8-13]。本文作者擬采用正交試驗(yàn)方法，研究形變時(shí)效工藝對(duì)低鈹含量Cu-Ni-Be合金力學(xué)性能和電導(dǎo)率的影響，以便為高性能低鈹含量Cu-Ni-Be合金的制備提供實(shí)驗(yàn)和理論依據(jù)。

1 試驗(yàn)材料和方法

1.1 試驗(yàn)材料

試驗(yàn)合金真空熔煉及熱軋開坯后，冷軋至厚度，分別為0.56，0.65，0.70，0.80和0.89 mm的板材，其實(shí)測(cè)化學(xué)成分如表1所示?？梢姡辖疴敽枯^低。

表1 試驗(yàn)材料的實(shí)測(cè)化學(xué)成分Table 1 Measured chemical composition of material質(zhì)量分?jǐn)?shù)/%

1.2 正交試驗(yàn)設(shè)計(jì)

本研究以 Cu-Ni-Be合金熱處理工藝參數(shù)中影響較大的時(shí)效溫度、時(shí)效時(shí)間和冷變形量作為正交試驗(yàn)的3種因素，分別標(biāo)記為因素A、因素B和因素C。實(shí)驗(yàn)中每個(gè)因素各選取 5 個(gè)水平，其中：A1～A5分別為440，455，470，480和490 ℃；B1～B5分別為60，90，120，150和180 min；C1～C5分別為 10.7%，23.1%，28.6%，37.5%和 43.8%。選用正交表 L25(56)進(jìn)行試驗(yàn)[14-16]，結(jié)果如表2所示。

1.3 試驗(yàn)方法及設(shè)備

固溶處理在箱式電爐中進(jìn)行，加熱至溫度920 ℃保溫45 min；冷軋?jiān)陔p輥精軋機(jī)上進(jìn)行，合金全部軋至厚度為0.5 mm；時(shí)效處理在箱式電阻爐中進(jìn)行；拉伸試驗(yàn)在CSS-44100電子萬能試驗(yàn)機(jī)上進(jìn)行；相對(duì)電導(dǎo)率在單雙臂兩用電橋上進(jìn)行測(cè)量；合金的拉伸斷口形貌觀察在Sirion 200場(chǎng)發(fā)射掃描電鏡上進(jìn)行；時(shí)效析出物的觀察在 Neophot-Ⅱ光學(xué)顯微鏡和 Tecnai G220透射電鏡下進(jìn)行。

2 結(jié)果與討論

2.1 正交試驗(yàn)結(jié)果與極差分析

正交試驗(yàn)結(jié)果如表2所示。從表2可以看出：在因素A每個(gè)水平所在的每組試驗(yàn)中，其他因素(B和C)的5個(gè)水平都只出現(xiàn)1次。為了綜合分析因素A的5個(gè)水平對(duì)試驗(yàn)結(jié)果的影響，把因素A的每一個(gè)水平所處的組內(nèi)試驗(yàn)數(shù)據(jù)(抗拉強(qiáng)度σb、屈服強(qiáng)度σ0.2和相對(duì)電導(dǎo)率I)相加，并分別除以水平重復(fù)數(shù)(本試驗(yàn)為5)，記為k1，k2，k3，k4和k5。這樣，因素B和C對(duì)k1～k5的影響是一致的，k1～k5之間的差異可以認(rèn)為是因素A的水平不同而引起的。用同樣的方法分析因素B和C對(duì)σb，σ0.2和I的影響，最后，求出每列k值的最大值與最小值之差R(極差)，計(jì)算結(jié)果見表3。

表2 正交試驗(yàn)安排及結(jié)果Table 2 Scheme and results of orthogonal experiment

由表3中的極差R可以看出：無論是對(duì)σb和σ0.2，還是對(duì)I的影響，因素B的R均最大，因素A的R次之，因素C的R最小。這說明在低鈹含量Cu-Ni-Be合金形變時(shí)效處理中，時(shí)效時(shí)間的變化對(duì)各性能指標(biāo)的影響最大，是主要因素；而時(shí)效溫度、冷變形量的改變對(duì)各性能指標(biāo)的影響依次減小。

表3 極差分析結(jié)果Table 3 Results of range analysis

從表3中σb和σ0.2的k變化規(guī)律可以看出：σb和σ0.2的k變化趨勢(shì)基本相似，峰值位置基本相同，均隨著時(shí)效溫度的增加先升高，在470 ℃左右達(dá)到峰值后再降低；表3中I的k則隨時(shí)效溫度的增加而增加，考慮到各時(shí)效溫度下的I均較高，能夠達(dá)到性能要求，因而，時(shí)效溫度選取強(qiáng)度達(dá)到峰值時(shí)的470 ℃。同理，分析時(shí)效時(shí)間和冷變形量變化對(duì)σb，σ0.2和I的k的影響，得出低鈹含量Cu-Ni-Be合金形變時(shí)效較優(yōu)工藝參數(shù)為：37.5%冷變形+470 ℃/2 h時(shí)效。

2.2 方差分析

為了區(qū)分某因素各水平所對(duì)應(yīng)的試驗(yàn)結(jié)果間的差異，對(duì)試驗(yàn)結(jié)果進(jìn)行方差分析。各因素的自由度均為4，誤差項(xiàng)自由度為 12，查F檢驗(yàn)的臨界值(Fα)表[14]，可知，當(dāng)α=0.01，0.05和0.1 時(shí)，F(xiàn)α分別為：F0.01(4, 12)=5.41；F0.05(4, 12)=3.26；F0.1(4, 12)=2.48。通過計(jì)算得出σb，σ0.2和I的F及方差，如表4所示。由表4可知：方差分析結(jié)果與極差分析結(jié)果基本吻合，極差分析結(jié)果有效。

表4 方差分析結(jié)果Table 4 Results of variance analysis

3 驗(yàn)證試驗(yàn)及其顯微組織分析

從上述分析結(jié)果可知：低鈹含量Cu-Ni-Be合金最佳形變時(shí)效工藝參數(shù)為 37.5%冷變形+470 ℃/2 h時(shí)效。為此，進(jìn)行了多次驗(yàn)證試驗(yàn)，發(fā)現(xiàn)在該工藝下合金抗拉強(qiáng)度達(dá)到820 MPa，屈服強(qiáng)度超過730 MPa，相對(duì)電導(dǎo)率I超過53%，伸長(zhǎng)率達(dá)到9%，綜合性能達(dá)到并超過了材料使用要求，為高性能低鈹含量Cu-Ni-Be合金的制備提供了實(shí)驗(yàn)依據(jù)。

合金經(jīng)不同形變時(shí)效工藝處理后的顯微組織和透射電鏡像如圖1和圖2所示。經(jīng)不同變形量冷變形后，合金在470 ℃時(shí)效2 h的顯微組織如圖1所示?？梢姡航?jīng)較小冷變形量變形后再進(jìn)行時(shí)效處理的合金(圖1(a))，晶粒較粗大，呈等軸狀，加大冷變形量變形后再進(jìn)行時(shí)效處理的合金(圖1(b)和圖1(c))，晶粒沿軋向仍有被拉長(zhǎng)的跡象，晶粒更加細(xì)小。冷變形量較小時(shí)，合金基體畸變量小，晶粒細(xì)化效果不明顯。此時(shí)，基體形成的位錯(cuò)和空位少，為其后時(shí)效過程中γ″析出物的析出提供的形核位置和儲(chǔ)能少[17]，γ″析出物密度小，尺寸大，如圖 2(a)所示。冷變形量增大后，合金晶粒沿軋向拉長(zhǎng)，形成纖維狀組織，晶粒細(xì)化均勻。此時(shí)，基體形成大量位錯(cuò)和空位，為其后時(shí)效過程中γ″析出物的析出提供了大量的形核位置和儲(chǔ)能，析出的γ″析出物非常細(xì)小彌散，強(qiáng)化效果明顯，如圖2(b)所示。

圖1 不同形變時(shí)效條件下合金的顯微組織Fig.1 Microstructures of alloys in different deformation aging processes

圖2 不同形變時(shí)效條件下合金的TEM像Fig.2 TEM images of alloys in different deformation aging processes

由圖1(c)和圖2(b)可見：合金經(jīng)過37.5%冷變形、470 ℃時(shí)效2 h后，晶粒較細(xì)小均勻，析出物也細(xì)小均勻地彌散分布在基體中，起到了很好的強(qiáng)化效果，此時(shí)，合金強(qiáng)度較高，綜合性能也較好。由圖1(d)和圖2(c)可知：隨著時(shí)效時(shí)間的延長(zhǎng)，晶粒尺寸增大，析出物聚集、粗化，強(qiáng)化效果下降，合金的強(qiáng)度降低，同時(shí)，晶界和析出物對(duì)電子的散射作用也有所降低，合金的相對(duì)電導(dǎo)率上升。

圖3所示為合金經(jīng)不同形變時(shí)效工藝時(shí)效2 h后拉伸斷口的 SEM 形貌?？梢姡汉辖鸬睦鞌嗫诔尸F(xiàn)韌性斷裂特征，為等軸韌窩，韌窩較小、較淺；時(shí)效溫度較高時(shí)斷口的韌窩較深；溫度較低時(shí)斷口的韌窩不均勻，撕裂痕跡不明顯。這是由于合金經(jīng)過冷變形后，產(chǎn)生加工硬化，強(qiáng)度上升，塑性下降。此時(shí)，合金經(jīng)時(shí)效加熱后，發(fā)生回復(fù)和再結(jié)晶[18]，使合金塑性被部分恢復(fù)。圖 1(e)所示為合金經(jīng)過 37.5%冷變形、440 ℃保溫2 h時(shí)效后的顯微組織。由于時(shí)效溫度過低，回復(fù)和再結(jié)晶不充分，合金仍以變形組織為主，塑性較低。而在470 ℃時(shí)效后，合金再結(jié)晶程度加大，變形組織被部分消除(圖1(c))，塑性提高。

圖3 合金拉伸斷口的SEM形貌Fig.3 SEM morphologies of tensile fracture section of alloys

4 結(jié)論

(1)時(shí)效時(shí)間對(duì)低鈹含量Cu-Ni-Be合金的抗拉強(qiáng)度、屈服強(qiáng)度和相對(duì)電導(dǎo)率的影響最大，時(shí)效溫度次之，冷變形量最小。時(shí)效前的冷變形可以使合金晶粒細(xì)化，為時(shí)效析出提供了儲(chǔ)能和形核位置；合理的時(shí)效工藝可以使大量細(xì)小的析出物彌散分布在基體中。

(2)最佳的形變時(shí)效工藝參數(shù)為：37.5%冷變形+470 ℃/2 h時(shí)效。在該工藝條件下，合金含有大量細(xì)小彌散的γ″析出物，抗拉強(qiáng)度達(dá)到820 MPa，屈服強(qiáng)度超過730 MPa，相對(duì)電導(dǎo)率超過53%，伸長(zhǎng)率達(dá)到9%，合金綜合性能最佳，達(dá)到并超過了材料使用要求，為高性能低鈹含量 Cu-Ni-Be合金的制備提供了實(shí)驗(yàn)依據(jù)。

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