時效工藝對Cu-1.9Be-0.25Co合金析出行為的影響

王 磊，葛 頌，郭鵬偉，康軍偉，周 堅，梁 蒙，楊 瑩，周延軍

(1.河南省特種設備安全檢測研究院, 鄭州 450008；2.河南科技大學材料科學與工程學院，洛陽 471023；3.有色金屬新材料與先進加工技術省部共建協同創新中心，洛陽 471023)

0 引 言

鈹青銅合金作為典型的時效析出強化型銅合金，具有高的強度和硬度、良好的抗熱疲勞性能以及優良的導電導熱等性能[1-3]，廣泛應用于航空航天、電子通訊、機械制造、海洋工程等領域，尤其對于安全可靠性要求較高的電梯安全鉗制動關鍵部件，因其在服役過程承受高載荷、高速制動高溫升、嚴重磨損等條件，對其硬度和耐磨性能的要求更高[4-7]。

目前，國內外相關研究主要集中在通過調控熱處理工藝參數來改善鈹青銅合金組織和性能等方面。唐延川[8]研究發現，通過對Cu-Be-Co-Ni合金進行320 ℃預時效0.5 h然后進行斷續時效處理，可以顯著提升合金的韌性，與常規的固溶后直接時效工藝相比，平面應力斷裂韌度提升了23%，斷裂過程中裂紋萌生及擴展所需能量分別提高了84%和近200%。丁雨田等[9]研究發現，QBe2合金的最佳固溶處理工藝為780 ℃×10 min水淬、時效工藝為320 ℃×2 h空冷，經此工藝處理后合金的抗拉強度達到1 257 MPa。王迎鮮等[10-11]研究發現，在試驗范圍內Cu-0.2Be-xCo合金中鈷元素的最佳添加質量分數為0.5%，該合金經950 ℃×1 h固溶+460 ℃×2 h時效后可獲得優良的綜合性能，其導電率為57.1%IACS，硬度為243 HV，析出相為橢球狀的Be12Co。XIE等[4]研究發現，C17200合金在320 ℃時效過程中的析出相遵循GP區(脫溶產物區)→γ″→γ′→γ相的析出順序，時效4 h后合金組織以γ″和γ′相為主，此時合金的抗拉強度達到了峰值。周延軍[12]研究發現，低鈹高導Cu-0.2Be-0.8Co合金經950 ℃×1 h固溶、480 ℃×4 h時效處理后可獲得最佳的性能，合金的硬度為119 HB，導電率為71.6%IACS，析出相為Be5Co相，時效過程中析出相的析出順序為過飽和α固溶體→亞穩γ″相→共格γ′相→非共格γ相，主導強化機制為共格應變強化。王晶莉等[13]研究發現，QBe2.0合金經280 ℃時效8 h后達到峰時效狀態，硬度可達362.7 HV，抗拉強度達1 214.9 MPa。但是，目前有關服役工況較為苛刻的電梯安全鉗用鈹青銅合金的熱處理工藝對組織和性能的影響規律尚不清楚，最佳熱處理工藝參數的調控研究較少。因此，作者以電梯安全鉗常用的Cu-1.9Be-0.25Co合金為研究對象，對該合金進行780 ℃×4 h固溶處理以及不同溫度和不同時間的時效處理，研究了合金的硬度變化趨勢和析出相的特征，并分析二者之間的內在關聯，以期為安全鉗用銅合金的開發提供工藝指導。

1 試樣制備與試驗方法

試驗材料包括電解銅(純度不低于99.99%)、純鈷片(純度不低于99.95%)、Cu-3.8Be(質量分數/%,下同)中間合金。采用ZG JL0.01-4C-4型真空感應熔煉爐制備Cu-1.9Be-0.25Co合金，制備過程中所采用的坩堝為高純石墨坩堝，熔煉時的加料順序依次為電解銅、純鈷片、Cu-3.8Be中間合金，熔煉溫度為1 250 ℃，熔煉時使用木炭覆蓋以達到脫氧的目的；經除氣、除渣等處理后，將金屬熔液澆注到金屬型模具中進行凝固，澆注溫度為1 180～1 200 ℃。參考QBe1.9合金的最佳固溶工藝參數以及前期探索性試驗[14]，確定了該合金的固溶工藝為780 ℃保溫4 h，水冷；采用SX22.510型箱式電阻爐對經780 ℃×4 h固溶處理后的合金進行不同工藝的時效處理，時效溫度分別為300，320，340，360 ℃，時效時間分別為1，2，4，8，16 h。

采用HHV-1000A型數顯顯微硬度計對合金的硬度進行測試，載荷為0.98 N，保載時間為10 s。利用線切割方法切取厚度為0.5 mm的薄片試樣，用砂紙機械打磨至厚度為50～70 μm，用沖片機將試樣沖成直徑為3 mm的圓片，并通過Gatan 695型離子減薄儀進行等離子減薄，采用FEI Talos F200X型透射電子顯微鏡(TEM)觀察不同時效時間下析出相的形貌、尺寸、結構、分布等。

2 試驗結果與討論

2.1 時效工藝對硬度的影響

由圖1可知，在同一時效溫度下，時效初期合金的硬度均大幅提高，隨著時效時間的繼續延長硬度基本保持不變。固溶態合金的硬度為140 HV，在不同溫度時效較短時間內(0～2 h)，合金的硬度快速升高，是由時效過程中飽和固溶體發生脫溶，第二相開始析出，時效早期析出驅動力較大導致的[15]。在300，320，340，360 ℃時效溫度下經2 h時效處理后合金的硬度分別為365，412，413，384 HV，與固溶態相比，硬度分別提高了160.1%，194.3%，195%，172.1%。隨著時效時間的進一步延長(2～8 h)，300，320，340 ℃溫度下合金的硬度隨時間的延長緩慢升高，這是由時效過程中隨著溶質原子不斷析出，過飽和度下降，析出動力減小導致的，時效8 h后硬度分別為389，422，415，381 HV；隨著時效時間的進一步延長(8～16 h)，320，340，360 ℃溫度下合金硬度均略有下降，時效16 h后的硬度分別為396，382，362 HV，與時效8 h相比，硬度分別降低了6.2%，8.0%，5.7%，而300 ℃溫度下合金的硬度繼續緩慢增高至峰值391 HV，此時硬度對時效時間的敏感性比對時效溫度的敏感性高。綜合比較可知，在試驗條件下Cu-1.9e-0.25Co合金在320 ℃×8 h時效工藝下可獲得較高的硬度。

圖1 不同時效溫度下Cu-1.9e-0.25Co合金的硬度隨時效時間的變化曲線Fig.1 Curves of hardness of Cu-1.9e-0.25Co alloy vs agingtime at different aging temperatures

2.2 時效工藝對析出相特征的影響

Cu-1.9e-0.25Co合金的峰時效工藝為320 ℃×8 h，且該時效溫度下不同時效時間下的硬度均較高，因此重點研究320 ℃分別時效1，2，4，8，16 h過程中合金析出相的特征演變規律。

圖2 經320 ℃×1 h時效后Cu-1.9Be-0.25Co合金析出相的TEM形貌和衍射花樣Fig.2 TEM morphology (a) and diffraction pattern (b-d) of precipitates of Cu-1.9Be-0.25Co alloy after aging at 320 ℃ for 1 h: (b) selectedarea electron diffraction pattern; (c) diagram of selected area electron diffraction pattern and (d) high resolution lattice diffraction fringe image

圖3 經320 ℃×2 h時效后Cu-1.9Be-0.25Co合金析出相的TEM形貌和衍射花樣Fig.3 TEM morphology (a) and diffraction pattern (b-c) of precipitates of Cu-1.9Be-0.25Co alloy after aging at 320 ℃ for 2 h:(b) selected area electron diffraction pattern and (c) high resolution lattice diffraction fringe image

圖4 經320 ℃×4 h時效后Cu-1.9Be-0.25Co合金析出相的TEM形貌和衍射花樣Fig.4 TEM morphology (a) and diffraction pattern (b-d) of precipitates of Cu-1.9Be-0.25Co alloy after aging at 320 ℃ for 4 h: (a)TEM morphology of precipitates; (b) selected area electron diffraction pattern; (c) schematic of selected area electron diffraction pattern and (d) high resolution lattice diffraction fringe image

由圖5可以看出，當時效時間為8 h時，合金中的析出相數量減少，但尺寸明顯增大，長度為30～100 nm，寬度為4～11 nm，尺寸差異比較大。共格的γ′析出相仍為體心四方結構，與銅基體的位向關系為(002) α∥(001) γ′ 和 [011]α∥[100]γ′。由錯配度公式得到析出相與基體錯配度為7.2%，表明析出相γ′與基體之間為半共格關系，但共格程度比時效時間為4 h時的強。析出相周圍彈性應變場進一步增多，即晶格畸變的程度進一步增加，對位錯的阻礙作用也進一步增大，合金的硬度進一步提高。

圖5 經320 ℃×8 h時效后Cu-1.9Be-0.25Co合金析出相的TEM形貌和衍射花樣Fig.5 TEM morphology (a) and diffraction pattern (b-c) of precipitates of Cu-1.9Be-0.25Co alloy after aging at 320 ℃ for 8 h:(b) selected area electron diffraction pattern and (c) high resolution lattice diffraction fringe image

圖6 經320 ℃×16 h時效后Cu-1.9Be-0.25Co合金析出相的TEM形貌和衍射花樣Fig.6 TEM morphology (a) and diffraction pattern (b-c) of precipitates of Cu-1.9Be-0.25Co alloy after aging at 320 ℃ for 16 h: (b) selected area electron diffraction pattern and (c) high resolution lattice diffraction fringe image

Cu-1.9Be-0.25Co合金的硬度主要與析出相的形貌、尺寸、數量、析出相/基體共格關系等特征參量有關。時效初期(1～2 h)，合金中的析出動力大，析出相尺寸較小，數量較多，硬度快速升高；時效中期(2～8 h)，析出相數量基本達到平衡，尺寸增大，析出相與基體保持半共格的關系，析出相周圍彈性應變場增多，合金硬度保持在較高水平，且在時效8 h時合金達到峰時效狀態；時效后期(816 h)，析出相和基體脫離共格關系，合金發生過時效，硬度降低。

3 結 論

(1) 不同時效溫度下Cu-1.9Be-0.25Co合金硬度隨時效時間的變化趨勢基本相同，在時效初期(1～2 h)先急劇增加，后隨著時效時間的延長基本保持不變。在試驗條件下，Cu-1.9Be-0.25Co合金經320 ℃×8 h時效處理后，其硬度達到峰值，為422 HV。

(2) Cu-1.9Be-0.25Co合金經320 ℃和不同時間時效后，其析出相的演變規律為非共格亞穩γ″相→半共格γ′相→非共格平衡γ相，主導強化機制為共格應變強化機制，析出相CuBe相結構由體心四方結構轉變為體心立方結構。

(3) 時效初期(1～2 h)，析出相短時間內大量析出是合金硬度快速升高的主要原因；時效中期(2～8 h)，析出相與銅基體的半共格關系是獲得峰時效的主要原因；時效后期(816 h)，析出相和基體脫離半共格關系，合金發生過時效，硬度降低。