專利名稱：一種鈹青銅合金的形變強(qiáng)化和時(shí)效強(qiáng)化工藝方法
技術(shù)領(lǐng)域：
本發(fā)明公開了一種鈹青銅合金的形變強(qiáng)化和時(shí)效強(qiáng)化工藝方法，特指利用多道 次、多軸向壓縮變形和人工時(shí)效處理來(lái)提高銅合金強(qiáng)度的方法。屬于銅合金加工技術(shù)領(lǐng)域。
背景技術(shù)：
析出硬化型銅合金是一種具有較高強(qiáng)度、良好耐磨性的高性能功能材料，也是一 種具有高強(qiáng)高韌、又可承受較大載荷的結(jié)構(gòu)材料，在航天航空、交通運(yùn)輸和電工電子等領(lǐng)域 具有重要的應(yīng)用價(jià)值和廣闊的應(yīng)用前景。鈹青銅是一種典型的析出硬化型合金，在所有的 鈹合金中是用途最廣的一種，其用量在當(dāng)今世界已超過鈹消費(fèi)總量的70%。但鈹是一種有 毒元素，容易引起工業(yè)污染，因此降低鈹?shù)暮縿?shì)在必行，這也導(dǎo)致低鈹銅合金的用量逐漸 增多。與高鈹銅合金相比，低鈹銅合金的強(qiáng)度偏低，在降低鈹含量的同時(shí)保持其良好的強(qiáng)度 性能成為亟待解決的問題。提高析出硬化型銅合金的強(qiáng)度通?？刹捎锰砑雍辖鹪睾托巫?熱處理兩種方法，由于在銅中產(chǎn)生析出硬化作用的合金元素多為稀有貴重金屬，導(dǎo)致在制 備或回收高強(qiáng)銅合金時(shí)存在成本高的問題，通過形變熱處理來(lái)進(jìn)行晶界強(qiáng)化和時(shí)效強(qiáng)化銅 合金越來(lái)越受到關(guān)注。如何充分發(fā)揮晶界強(qiáng)化與時(shí)效強(qiáng)化作用，簡(jiǎn)化制備工藝、經(jīng)濟(jì)高效的 制備出析出硬化型高強(qiáng)銅合金成為亟待解決的問題。

發(fā)明內(nèi)容
本發(fā)明的目的在于克服現(xiàn)有技術(shù)之不足而提供一種通過多道次、多軸向壓縮變形 和時(shí)效處理提高鈹青銅合金強(qiáng)度的形變強(qiáng)化和時(shí)效強(qiáng)化工藝方法。本發(fā)明一種鈹青銅合金的形變強(qiáng)化和時(shí)效強(qiáng)化工藝方法，包括下述步驟第一步固溶處理將鈹青銅合金鑄錠或熱變形后的材料切割成矩形塊狀，加熱到800 980°C，保溫 0. 5 10小時(shí)，出爐水淬，進(jìn)行固溶處理；第二步壓縮變形將第一步所得矩形試件在室溫下分別沿矩形塊的X軸、Y軸、Z軸三個(gè)方向依次 進(jìn)行多道次、多軸向壓縮變形，每道次真應(yīng)變量控制在0. 2 0. 6，應(yīng)變速率控制在10_4 IO1iT1,直至累積真應(yīng)變量大于等于1. 2 ；第三步時(shí)效處理將第二步所得矩形試件加熱到300 450°C，保溫10 107秒后水淬，進(jìn)行時(shí)效處 理，即制得硬度達(dá)423HV的高強(qiáng)度鈹青銅合金。本發(fā)明一種鈹青銅合金的形變強(qiáng)化和時(shí)效強(qiáng)化工藝方法中，所述固溶處理溫度為 850 950°C ；保溫時(shí)間為0. 5 5小時(shí)。本發(fā)明一種鈹青銅合金的形變強(qiáng)化和時(shí)效強(qiáng)化工藝方法中，所述每道次真應(yīng)變量 控制在0. 3 0. 5，應(yīng)變速率控制在10_3 10_ν。本發(fā)明一種鈹青銅合金的形變強(qiáng)化和時(shí)效強(qiáng)化工藝方法中，所述時(shí)效處理溫度為300 400°C，保溫時(shí)間為IO2 IO5秒。本發(fā)明一種鈹青銅合金的形變強(qiáng)化和時(shí)效強(qiáng)化工藝方法中，所述時(shí)效處理溫度為 300 350°C，保溫時(shí)間為IO2 IO4秒。本發(fā)明的優(yōu)點(diǎn)和積極效果簡(jiǎn)述于下本發(fā)明采用鈹青銅合金鑄錠或熱變形后的材料為原料，將其切割成矩形塊狀，進(jìn) 行固溶處理后，在室溫分別沿矩形塊的X軸、Y軸、Z軸三個(gè)方向進(jìn)行多道次、多軸向壓縮變 形，可使鈹青銅合金組織內(nèi)產(chǎn)生高密度變形帶和高角度晶界，隨后的低溫時(shí)效處理可充分 將固溶于基體中的合金元素析出，充分發(fā)揮合金元素的析出硬化作用，極大的提高銅合金 的強(qiáng)度。具有以下優(yōu)點(diǎn)(1)反復(fù)多向壓縮變形時(shí)單道次變形量低，可累積大應(yīng)變而不引起材料損傷；可 使組織內(nèi)產(chǎn)生高密度變形帶和高角度晶界，極大的提高了材料的硬度。(2)采用本發(fā)明，制備出了硬度達(dá)423HV的高強(qiáng)度鈹青銅合金，特別是制備出了硬 度達(dá)302HV的高強(qiáng)度低鈹銅合金。(3)加工工藝、設(shè)備要求簡(jiǎn)單，加工成本低，適合規(guī)?；a(chǎn)；對(duì)于鈹青銅等對(duì)人 體有害的合金可實(shí)現(xiàn)自動(dòng)化生產(chǎn)，具有良好的工業(yè)應(yīng)用前景。綜上所述，本發(fā)明可有效解決現(xiàn)有技術(shù)在制備析出硬化型高強(qiáng)度銅合金時(shí)存在的 成本高、形變熱處理工藝難控制的問題，特別是解決了部分銅合金強(qiáng)度偏低的問題，有良好 的工業(yè)應(yīng)用前景。


附圖1為本發(fā)明沿矩形塊的X軸、Y軸、Z軸三個(gè)方向進(jìn)行多道次、多軸向壓縮變形 的原理示意圖。附圖2 (a)為本發(fā)明實(shí)施例1的試件固溶處理后的金相組織。附圖2(b)為本發(fā)明實(shí)施例1的試件累積真應(yīng)變量達(dá)2.4后，經(jīng)320 °C保溫 3. 6X IO3秒時(shí)效處理后的金相組織。附圖3(a)為本發(fā)明實(shí)施例4的試件固溶處理后的EBSD取向成像圖。附圖3 (b)為本發(fā)明實(shí)施例4的試件累積真應(yīng)變量達(dá)2. 4后的EBSD取向成像圖。附圖4(a)為本發(fā)明實(shí)施例6的試件固溶處理后的金相組織。附圖4(b)為本發(fā)明實(shí)施例6的試件累積真應(yīng)變量達(dá)4. 8后，在450°C保溫2X IO3 秒時(shí)效處理后的金相組織。附圖5為本發(fā)明實(shí)施例1、2、3的試件累積真應(yīng)變量達(dá)2. 4后分別在320°C、300°C 和350°C下時(shí)效處理時(shí)，顯微硬度隨時(shí)效時(shí)間的變化曲線。附圖6為本發(fā)明實(shí)施例6、7、8的試件累積真應(yīng)變量達(dá)4. 8后分別在450°C、400°C 和350°C下時(shí)效處理時(shí)，顯微硬度隨時(shí)效時(shí)間的變化曲線。附圖中從附圖2 (b)可以看出，試件累積真應(yīng)變量達(dá)2. 4后，經(jīng)320 °C保溫 3. 6X IO3秒時(shí)效處理后，組織內(nèi)部存在高密度變形帶和大量高角度晶界，同時(shí)在原始晶界 處和由變形產(chǎn)生的高角度晶界處出現(xiàn)大量析出物。從附圖3(b)可以看出，試件累積真應(yīng)變量達(dá)2. 4后，組織內(nèi)產(chǎn)生了大量的變形帶 和高角度細(xì)晶組織。
從附圖4(b)可以看出，試件累積真應(yīng)變量達(dá)4. 8后，在450°C保溫2X IO3秒時(shí)效 處理后，試件組織中存在大量細(xì)晶，在其晶界處出現(xiàn)了大量析出物。
具體實(shí)施例方式下面結(jié)合實(shí)施例，對(duì)本發(fā)明作詳細(xì)介紹本發(fā)明針對(duì)高鈹銅合金(鈹含量在1. 7wt%左右)的鑄錠，切割制備了 100個(gè)矩形 塊狀試件，分為3組，分別編號(hào)為第一組、第二組、第三組，其中第一組、第二組30個(gè)試件，第 三組40個(gè)試件，分別作為實(shí)施例1、2、3的試件。實(shí)施例1將第一組矩形塊狀試件置于爐內(nèi)加熱到800°C保溫10小時(shí)后水淬冷卻后，在室溫 下分別沿矩形塊的X軸、Y軸、Z軸三個(gè)方向依次進(jìn)行多道次、多軸向壓縮變形，應(yīng)變速率為 1. 5 X IO-4S-1,每道次真應(yīng)變量控制在0. 2，當(dāng)各方向的真應(yīng)變量累積到2. 4時(shí)，停止壓縮變 形隨后對(duì)試件進(jìn)行人工時(shí)效處理。溫度為320°C，保溫10 IO5秒后，分別出爐水淬，將第 一組試件進(jìn)行硬度檢測(cè)，得到附圖5的顯微硬度隨時(shí)效時(shí)間的變化曲線1。參見附圖5可 知，其最佳時(shí)效時(shí)間為3.6X103秒；同時(shí)參見附圖2，此時(shí)試件組織內(nèi)部存在高密度變形帶 和大量高角度晶界，同時(shí)在原始晶界處和由變形產(chǎn)生的高角度晶界處出現(xiàn)大量析出物，這 極大的強(qiáng)化了其組織，硬度高達(dá)420HV。實(shí)施例2將第二組矩形塊狀試件置于爐內(nèi)加熱到900°C保溫4小時(shí)后水淬冷卻后，在室溫 下分別沿矩形塊的X軸、Y軸、Z軸三個(gè)方向依次進(jìn)行多道次、多軸向壓縮變形，應(yīng)變速率為 1. 5 X KT2iT1,每道次真應(yīng)變量控制在0. 4，當(dāng)各方向的真應(yīng)變量累積到2. 4時(shí)，停止壓縮變 形隨后對(duì)試件進(jìn)行人工時(shí)效處理。溫度為300°C，保溫10 IO5秒后，分別出爐水淬，將第 二組試件進(jìn)行硬度檢測(cè)，得到附圖5的顯微硬度隨時(shí)效時(shí)間的變化曲線2。參見附圖5可 知，其最佳時(shí)效時(shí)間為7. 2 X IO3秒；硬度高達(dá)423HV。實(shí)施例3將第二組矩形塊狀試件置于爐內(nèi)加熱到980°C保溫0. 5小時(shí)后水淬冷卻后，在室 溫下分別沿矩形塊的X軸、Y軸、Z軸三個(gè)方向依次進(jìn)行多道次、多軸向壓縮變形，應(yīng)變速率 為1. 5 X IO1s-1,每道次真應(yīng)變量控制在0. 6，當(dāng)各方向的真應(yīng)變量累積到2. 4時(shí)，停止壓縮 變形隨后對(duì)試件進(jìn)行人工時(shí)效處理。溫度為350°C，保溫10 IO4秒后，分別出爐水淬，將 第三組試件進(jìn)行硬度檢測(cè)，得到附圖5的顯微硬度隨時(shí)效時(shí)間的變化曲線3。參見附圖5可 知，其最佳時(shí)效時(shí)間為IX IO3秒；硬度高達(dá)398HV。本發(fā)明針對(duì)低鈹銅合金(鈹含量在0. 3wt%左右)的鑄錠，切割制備了 82個(gè)矩形 塊狀試件，分為5組，分別編號(hào)為第四組、第五組、第六組、第七組、第八組，其中第四組、第 五組各1個(gè)試件，第六組、第七組每組25個(gè)試件，第八組30個(gè)試件，分別作為實(shí)施例4、5、6、 7、8的試件。實(shí)施例4將第四組矩形塊狀試件置于爐內(nèi)加熱到900°C保溫4小時(shí)后水淬冷卻后，在室溫 下分別沿矩形塊的X軸、Y軸、Z軸三個(gè)方向依次進(jìn)行多道次、多軸向壓縮變形，應(yīng)變速率為 3 X KT2iT1,每道次真應(yīng)變量控制在0. 4，當(dāng)各方向的真應(yīng)變量累積到2. 4時(shí)，停止壓縮變形。由附圖3可看出，經(jīng)變形后組織內(nèi)產(chǎn)生了大量的變形帶和高角度細(xì)晶組織。經(jīng)檢測(cè)得，其硬 度由鑄態(tài)時(shí)的65HV增強(qiáng)到174HV。實(shí)施例5將第五組矩形塊狀試件置于爐內(nèi)加熱到850°C保溫8小時(shí)后水淬冷卻后，在室溫 下分別沿矩形塊的X軸、Y軸、Z軸三個(gè)方向依次進(jìn)行多道次、多軸向壓縮變形，應(yīng)變速率為 ΙΟ 每道次真應(yīng)變量控制在0. 2，當(dāng)各方向的真應(yīng)變量累積到1. 2時(shí)，停止壓縮變形；隨 后對(duì)試件進(jìn)行人工時(shí)效處理。溫度為450°C，保溫3. 6 X IO3秒后，出爐水淬，檢測(cè)得其硬度 為 270HV。實(shí)施例6將第六組矩形塊狀試件置于爐內(nèi)加熱到980°C保溫0. 5小時(shí)后水淬冷卻后，在室 溫下分別沿矩形塊的X軸、Y軸、Z軸三個(gè)方向依次進(jìn)行多道次、多軸向壓縮變形，應(yīng)變速率 為ΙΟΛΓ1，每道次真應(yīng)變量控制在0. 2，當(dāng)各方向的真應(yīng)變量累積到4. 8時(shí)，停止壓縮變形； 隨后對(duì)試件進(jìn)行人工時(shí)效處理。溫度為450°C，保溫IO2 IO5秒后，分別出爐水淬，將第六 組試件進(jìn)行硬度檢測(cè)，得到附圖6的顯微硬度隨時(shí)效時(shí)間的變化曲線4。參見附圖6可知， 其最佳時(shí)效時(shí)間為2X103秒；同時(shí)參見附圖4，此時(shí)試件組織中存在大量細(xì)晶，在其晶界處 出現(xiàn)了大量析出物，硬度高達(dá)^1HV。實(shí)施例7將第七組矩形塊狀試件置于爐內(nèi)加熱到900°C保溫3小時(shí)后水淬冷卻后，在室溫 下分別沿矩形塊的X軸、Y軸、Z軸三個(gè)方向依次進(jìn)行多道次、多軸向壓縮變形，應(yīng)變速率為 KT2iT1,每道次真應(yīng)變量控制在0. 4，當(dāng)各方向的真應(yīng)變量累積到4. 8時(shí)，停止壓縮變形；隨 后對(duì)試件進(jìn)行人工時(shí)效處理。溫度為400°C，保溫IO2 IO7秒后，分別出爐水淬，將第七組 試件進(jìn)行硬度檢測(cè)，得到附圖6的顯微硬度隨時(shí)效時(shí)間的變化曲線5。參見附圖6可知，其 最佳時(shí)效時(shí)間為1. 08 X IO4秒；硬度高達(dá)^4HV。實(shí)施例8將第八組矩形塊狀試件置于爐內(nèi)加熱到800°C保溫8小時(shí)后水淬冷卻后，在室溫 下分別沿矩形塊的X軸、Y軸、Z軸三個(gè)方向依次進(jìn)行多道次、多軸向壓縮變形，應(yīng)變速率為 IO1s-1,每道次真應(yīng)變量控制在0. 6，當(dāng)各方向的真應(yīng)變量累積到4. 8時(shí)，停止壓縮變形；隨 后對(duì)試件進(jìn)行人工時(shí)效處理。溫度為350°C，保溫IO2 IO7秒后，分別出爐水淬，將第八組 試件進(jìn)行硬度檢測(cè)，得到附圖6的顯微硬度隨時(shí)效時(shí)間的變化曲線6。參見附圖6可知，其 最佳時(shí)效時(shí)間為2. 016 X IO5秒；硬度高達(dá)302HV。
權(quán)利要求
1.一種鈹青銅合金的形變強(qiáng)化和時(shí)效強(qiáng)化工藝方法，包括下述步驟第一步固溶處理將鈹青銅合金鑄錠或熱變形后的材料切割成矩形塊狀，加熱到800 980°C，保溫 0. 5 10小時(shí)，出爐水淬，進(jìn)行固溶處理；第二步壓縮變形將第一步所得矩形試件在室溫下分別沿矩形塊的X軸、Y軸、Z軸三個(gè)方向依次進(jìn)行多 道次、多軸向壓縮變形，每道次真應(yīng)變量控制在0. 2 0. 6，應(yīng)變速率控制在10_4 IO1iT1, 直至累積真應(yīng)變量大于等于1. 2 ；第三步時(shí)效處理將第二步所得矩形試件加熱到300 450°C，保溫10 IO7秒后水淬，進(jìn)行時(shí)效處理， 即制得硬度達(dá)423HV的高強(qiáng)度鈹青銅合金。
2.根據(jù)權(quán)利要求1所述的一種鈹青銅合金的形變強(qiáng)化和時(shí)效強(qiáng)化工藝方法，其特征在 于所述固溶處理溫度為850 950°C ；保溫時(shí)間為0. 5 5小時(shí)。
3.根據(jù)權(quán)利要求2所述的一種鈹青銅合金的形變強(qiáng)化和時(shí)效強(qiáng)化工藝方法，其特征在 于所述每道次真應(yīng)變量控制在0. 3 0. 5，應(yīng)變速率控制在10_3 ΙΟ—、—1。
4.根據(jù)權(quán)利要求3所述的一種鈹青銅合金的形變強(qiáng)化和時(shí)效強(qiáng)化工藝方法，其特征在 于所述時(shí)效處理溫度為300 400°C，保溫時(shí)間為IO2 IO5秒。
5.根據(jù)權(quán)利要求4所述的一種鈹青銅合金的形變強(qiáng)化和時(shí)效強(qiáng)化工藝方法，其特征在 于所述時(shí)效處理溫度為300 350°C，保溫時(shí)間為IO2 IO4秒。
全文摘要
一種鈹青銅合金的形變強(qiáng)化和時(shí)效強(qiáng)化工藝方法，是將鈹青銅合金鑄錠或熱變形后的材料切割成矩形塊狀，加熱到800～980℃保溫0.5～10小時(shí)水淬冷卻后，在室溫分別沿矩形塊的X軸、Y軸、Z軸三個(gè)方向進(jìn)行多道次、多軸向壓縮變形，單道次真應(yīng)變量為0.2～0.6，應(yīng)變速率為10-4～101s-1，當(dāng)累積真應(yīng)變量大于等于1.2時(shí)，在300～450℃進(jìn)行人工時(shí)效處理，即可獲得硬度達(dá)423HV的高強(qiáng)塊體銅合金。本發(fā)明通過形變熱處理工藝可大幅度提高銅合金的強(qiáng)度，特別是解決了部分銅合金強(qiáng)度偏低的問題，具備加工工藝、設(shè)備要求簡(jiǎn)單，操作方便等優(yōu)點(diǎn)；可制備大件高強(qiáng)銅合金材料，有良好的工業(yè)應(yīng)用前景。
文檔編號(hào)C22F1/08GK102051565SQ20111002396
公開日2011年5月11日 申請(qǐng)日期2011年1月21日 優(yōu)先權(quán)日2011年1月21日
發(fā)明者張之嶺, 楊續(xù)躍 申請(qǐng)人:中南大學(xué)