對Cu-1.9Be-0.25Co合金進行780℃×4h固溶處理與不同溫度(300，320，340，360℃)和不同時間(1，2，4，8，16h)的時效處理，研究了時效工藝對合金析出行為的影響規律。結果表明：獲得峰時效的時效工藝為320℃×8h，此時合金的硬度為422HV；在320℃時效過程中合金析出相的演變規律為亞穩γ″相→半共格γ'相→非共格γ平衡相；時效初期(1~2h)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(2~8h)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(8~16h)析出相和基體脫離半共格關系，合金發生過時效，硬度降低。

1 試樣制備與試驗方法

     試驗材料包括電解銅、純鈷片、Cu-3.8Be(質量分數/%，下同)中間合金。采用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1250℃，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1180~1200℃。參考QBe1.9合金的最佳固溶工藝參數以及前期探索性試驗，確定了該合金的固溶工藝為780℃保溫4h，水冷；采用箱式電阻爐對經780℃×4h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1，2，4，8，16h。

     采用數顯顯微硬度計對合金的硬度進行測試，載荷為0.98N，保載時間為10s。利用線切割方法切取厚度為0.5mm的薄片試樣，用砂紙機械打磨至厚度為50~70μm用沖片機將試樣沖成直徑為3mm的圓片，并通過離子減薄儀進行等離子減薄，采用透射電子顯微鏡(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140HV，在不同溫度時效較短時間內(0~2h)，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。在300，320，340，360℃時效溫度下經2h時效處理后合金的硬度分別為365，412，413，384HV，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(2~8h)，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8h后硬度分別為389，422，415，381HV；隨著時效時間的進一步延長(8~16h)，320，340，360℃溫度下合金硬度均略有下降，時效16h后的硬度分別為396，382，362HV，與時效8h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391HV，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℃×8h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

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℃×8h，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1，2，4，8，16h過程中合金析出相的特征演變規律。

   由圖2可以看出：Cu-1.9Be-0.25Co合金經320℃×1h時效處理后，開始析出大量尺寸較小的析出相，析出相呈扁盤狀，其長度、寬度范圍分別為10~26nm和1~4nm；在2/3{200}α處出現析出相衍射花樣強點。

圖2 經320℃×1h時效后Cu-1.9Be-0.25Co合金析出相的TEM形貌和衍射花樣

     XIE等和MONZEN等研究發現，在γ″相形成初期，GP區在1/2{200}α方向上發生堆積至2/3{200}α處，這是γ″相形成時的一個特征；研究發現，γ″相是一種由原子分數90%鈹與10%銅組成的盤狀析出物。通過選區電子衍射花樣的標定和分析發現析出相γ″為鈹元素和銅元素形成的金屬間化合物BeCu相，其結構為體心四方結構。基體的點陣參數為0.192nm，大量扁盤狀析出相的形成可優先阻礙位錯的運動，因此時效1h后合金的硬度得到大幅度提高。

圖3 經320℃×2h時效后Cu-1.9Be-0.25Co合金析出相的TEM形貌和衍射花樣

     由圖3可以看出，與時效1h相比，時效2h合金中的析出相仍呈扁盤狀，長度為15~40nm，寬度為1~5nm，同時在析出相周圍存在大量黑白相間的條紋，這說明在析出相周圍產生了彈性應變場。彈性應變場可以湮滅固溶態空位，促進溶質原子在基體中擴散，從而加快析出相的析出及長大進程，對合金性能的提升具有重要作用。時效2h合金中的析出相仍為體心四方結構CuBe相，晶格常數a和b均為0.253nm，c為0.290nm，由錯配度公式得到析出相與基體的錯配度為27.8%，表明析出相γ″與基體之間為非共格關系。析出相尺寸較時效1h發生部分長大，但仍保持了較強的晶格畸變程度，因此硬度仍保持在較高水平。

圖4 經320℃×4h時效后Cu-1.9Be-0.25Co合金析出相的TEM形貌和衍射花樣

     由圖4可以看出，當時效時間為4h時，合金中析出相的尺寸、數量均發生明顯改變，具體表現為析出相數量減少尺寸明顯增大，其長度為30~60nm，寬度為4~10nm。經過選區電子衍射花樣的標定和分析，發現合金中有2種傾斜角度的γ'相，且(100)γ'與基體(200)方向的夾角均約為6°，由錯配度公式得到析出相γ'與基體之間為半共格關系。2種析出相γ'仍為體心四方結構，晶格常數a和b均為0.253nm，c 為0.29nm。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大，對位錯的阻礙程度增加，有利于合金的硬度提升。

圖5 經320℃×8h時效后Cu-1.9Be-0.25Co合金析出相的TEM形貌和衍射花樣

     由圖5可以看出，當時效時間為8h時，合金中的析出相數量減少，但尺寸明顯增大，長度為30~100nm，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。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4h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6 經320℃×16h時效后Cu-1.9Be-0.25Co合金析出相的TEM形貌和衍射花樣

     由圖6可以看出，當時效時間為16h時，析出相的數量明顯增多，但尺寸稍有減小，長度為30~80nm、寬度為4~10nm。析出相的晶格參數a為0.27nm，結構為CsCl型體心立方結構，這是平衡相γ相的特征。由錯配度公式計算得到，析出相與基體的錯配度為38.3%，表明析出相與基體脫離了半共格關系，合金發生了過時效，即亞穩相γ'發生相變轉變為平衡相γ，合金發生軟化現象，硬度降低。析出相為具有體心立方結構的γ相。

     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(1~2h)，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(2~8h)，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8h時合金達到峰時效狀態；時效后期(8~16h)，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(1~2h)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℃×8h時效處理后，其硬度達到峰值，為422HV。

    (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(1~2h)，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(2~8h)，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(8~16h)，析出相和基體脫離半共格關系，合金發生過時效，硬度降低。

引用本文：

王磊，葛頌，郭鵬偉，等.時效工藝對Cu-1.9Be-0.25Co合金析出行為的影響[J].機械工程材料，2021，45（11）：8-12，23.

WANG L, GE S, GUO P W, et al. Effect of Aging Treatment on Precipitation Behavior of Cu-1.9Be-0.25Co Alloy, 2021, 45（11）: 8-12，23.