铍青铜棒材中裂纹产生的原因分析

■

铍青铜棒材中裂纹产生的原因分析

余艳妮１，朱宝辉２，刘守田２。李陈２

（１．西北稀有金属材料研究院，石嘴山７５３０００；２．宁夏东方钽业股份有限公司，石嘴山７５３０００）

摘要：铍青铜棒在交货复验中发现有裂纹。采用化学成分分析、金相检验和断口宏、微观检验等方法对其进行了分析，并采用验证试样与其进行了对比分析。结果表明：裂纹是热处理不当造成晶粒长大所致。

关键词：铍青铜；棒材；断口；裂纹

中图分类号：ＴＧｌ４６．１

文献标识码：Ａ

文章编号：１００１—４０１２（２００８）１２－０７０４－０４

ＡＮＡＬＹＳＩＳ０ＦＣＲＡＣＫＰＲＯＤＵＣＥＤＣＡＵＳＥ０Ｆ

ＢＥＲＹＬＵＵ＾仁ＢＲＯＮＺＥ

ＢＡＲ

ＹＵＹａｎ－ｎｉｌ，ＺＨＵＢａｏ－ｈｕｉ２，ＬＩＩＪ

Ｓｈｏｕ－ｔｉａｎ２，ＵＣｈｅｎｚ

（１．ＮｏｒｔｈｗｅｓｔＲａｒｅＭｅｔａｌＭａｔｅｒｉａｌｓＲｅｓｅａｒｃｈＩｎｓｔｉｔｕｔｅ，Ｓｈｉｚｕｉｓｈａｎ７５３０００，Ｃｈｉｎａ；

２．Ｎｉｎｇｘｉａ

ＯｒｉｅｎｔＴａｎｔａｌｕｍＩｎｄｕｓｔｒｙＣｏ．Ｌｔｄ．，Ｓｈｉｚｕｉｓｈａｎ７５３０００，Ｃｈｉｎａ）

Ａｂｓｔｒａｃｔ：Ｔｈｅｃｒａｃｋｉｎｂｅｒｙｌｌｉｕｍ－ｂｒｏｎｚｅｂａｒｗａｓｆｏｕｎｄｂｙｒｅ－ｔｅｓｔｉｎｇｆｏｒｃｏｎｓｉｇｒａｎｅｎｔ．Ｉｔｗａｓａｎａｌｙｚｅｄｂｙ

ｍｅａｎｓｏｆｃｈｅｍｉｃａｌｃｏｍｐｏｓｉｔｉｏｎａｎａｌｙｓｉｓ。ｍｅｔａｌｌｏｇｒａｐｈｉｃａｌｅｘａｍｉｎａｔｉｏｎａｎｄＳＥＭａｎａｌｙｓｉｓ．Ｔｈｅｒｅｓｕｌｔｓｓｈｏｗｅｄｔｈａｔ

ｔｈｅ

ｒｅａｓｏｎｓ

ｏｆｃｒａｃｋｗａｓｏｆｇｒａｉｎｇｒｏｗｔｈｃａｕｓｅｄｂｙｉｍｐｒｏｐｅｒｈｅａｔｔｒｅａｔｍｅｎｔ．

Ｋｅｙｗｏｒｄｓ：ｂｅｒｙｌｌｉｕｍｂｒｏｎｚｅ，ｂａｒ；ｆｒａｃｔｕｒｅ；ｃｒａｃｋ

某厂对笔者单位交货的硬态铍青铜棒进行固溶处理［７８０＇ｃ×（４０～６０）ｍｉｎｉ，取样进行断口性能［１］复验（铍青铜管和棒材一般采用人工掰取断口棒材检验材料内部组织缺陷，主要是检验疏松和气孔等

非致密性缺陷），发现断口有裂纹（图１），再对其他

试样进行表面车削时也发现肉眼可见的表面裂纹（图２）。为此，笔者对有裂纹的棒材进行了理化检验和分析。

图１铍青铜棒材断口的裂纹形貌

１理化检验

Ｆｉｇ．１

Ｃｒａｃｋａｐｐｅａｒａｎｃｅｏｆｔｈｅｆｒａｃｔｕｒｅｏｆ

１．１化学成分分析

ｂｅｒｙｌｌｉｕｍｂｒｏｎｚｅｂａｒ

在断口及表面裂缝部位分别取样，采用ＩＣＰ全谱直读光谱仪和ＴＣ－６００氧氮分析仪测定其化学成表１铍青铜棒的化学成分

Ｔａｂ．１

Ｃｈｅｍｉｃａｌ

分，结果（质量分数）见表１。分析结果表明，棒材的ｃｏｍｐｏｓｉｔｉｏｎｏｆ

ｔｈｅ

ｂｅａｒｙｌｌｉｕｍｂｒｏｎｚｅ

％

化学成分符合标准要求。１．２金相分析

在棒材的断口部位取金相试样，观察面为试样的

收稿日期：２００８－０９－－０９

作者简介：余艳妮（１９７９一），女，助理工程师．

・７０４・

图２铍青铜棒材的表面裂纹彤貌

Ｆｉｇ．２

（ａ）边部组织

Ａｐｐｅａｒａｎｃｅｏｆｔｈｅｓｕｒｆａｃｅｃｒａｃｋｏｆｂｅｒｙｌｌｉｕｍｂｒｏｎｚｅｂａｒ

横截面，侵蚀剂为８％氯化铜氨水溶液［３］。采用

ＭＭ６型光学显微镜观察其显微组织，发现晶粒粗大，部分粒径已经超过了２００ｐｍ（一般在２０～４５弘ｍ为

宜［４］）。根据ＡＳＴＭＥ１１２－－１９９６（＜金属平均晶粒度的

测定方法》判定晶粒度为０．５－－一Ｉ．５级，但晶界形状正常，未发现有熔化现象，由此可以初步认为有过热特征。图３（ａ）为裂纹附近的显微组织，从图中可以看

出，裂纹的扩展路径是沿着晶界扩展的，从中心向边部出现了二次裂纹，可以推断裂纹源在靠近中心部位［５］，裂纹的扩展方向为从中心向边部延伸。１．３断口分析

（１）断口宏观形貌

宏观形貌见图１。观察后发现，断口粗糙不平，

Ｆｉｇ．３

（ｂ）中心组织

图３铍青铜棒裂纹处的显微组织

Ｍｉｃｒｏｓｔｒｕｃｔｕｒｅｏｆｅｒａ＆

ｏｆｂｅｒｙｌｌｉｕｍｂｒｏｎｚｅｂａｒ

于冰糖堆积，可以判定为冰糖状沿晶脆性断口［图４（ａ），（ｂ）和（ｃ）］。在三个晶界面处之间能清楚地看到三重结点［图４（ｃ）和（ｄ）］。图４（ａ）为低倍微观形貌，晶粒堆簇处有多条裂纹穿于其间。从图４（ｂ）和（ｃ）可以观察到，晶粒尺寸粗大，较大的粒径已经超过了３００ｇｔｍ，晶间裂纹明显可见。图４（ｄ）为进一步放大的形貌，可发现部分晶粒表面有微小的韧窝和空洞，韧窝底部有小颗粒夹杂物。

可见闪光的类似晶粒形状，近似“岩石状”断口［６］，可

以判定为脆性断口。

（２）断口微观形貌

采用ＪＳＭ－５６１０扫描电镜对断口形貌进行观察，微观形貌见图４。从图中可以看到裂纹沿着晶界扩展，晶粒粗大，而且每个晶粒的多面体形貌类似

（ａ）低倍形貌（ｂ）局部放大（ｃ）局部放大（ｄ）高倍形貌

图４断口ＳＥＭ微观形貌

Ｆｉｇ．４

ＳＥＭ

ｐａｔｔｅｒｎ

ｏｆｔｈｅ

ｍｉｃｒｏ－ａｐｐｅａｒａｎｃｅｆｏｒｔｈｅｏｒｉｇｉｎａｌ

ｆｒａｃｔｕｒｅ

２验证试样对比分析

为进一步确认裂纹产生的原因，对原始硬态产品随机抽样进行固溶热处理［（７８０±ｌＯ）℃×（３２～３５）ｍｉｎｔ，然后取样进行金相和断口检验及超声波验证检验，验证试样的显微组织见图５，其断口微观形貌见图６，用超声波对比裂纹试样和验证试样的检验结果见图７。

从对比分析可以看出，验证试样固溶处理后的显微组织比较均匀，晶粒细小，粒径在２０／，ｍ左右，晶粒度为８～９级，组织正常；断口有大量的韧窝，个

图６验证试样断口的ＳＥＭ形貌

Ｆｉｇ．６

ＳＥＭａｐｐｅａｒａｎｃｅｏｆｆｒａｃｔｕｒｅ

ｏｆ

ｔｈｅｐｒｏｄｓａｍｐ｜ｅ

别韧窝底部有细小的夹杂物，大韧窝的孔径不超过

５０肛ｍ，为典型的韧性断口。从图７可以看出，验证

试样固溶处理后的超声波探伤波形都非常好，始脉冲、一次反射波和二次反射波都同时出现，丙且没有

发现缺陷波［图７（ａ）和（ｃ）］。图７（ｂ）为某单位固溶

处理后的棒材经超声波探伤检验的波形图，反射波衰减非常明显，而且存在有明显的缺陷波。其中，反射波衰减显著的原因估计是由于晶粒粗大致使晶界

图５

Ｆｉｇ．５

验证试样的显微组织

ｔｈｅｐｒｏｏｆｓａｍｐｌｅ

对波的散射增强，从而严重削弱了超声波的能量。

Ｍｉｃｒｏｓｔｒｕｃｔｕｒｅｏｆ

（ａ）验证试样（原始硬态）（ｂ）棒材（固溶退火态）

图７试样在不同状态下的超声波探伤波形图

（ｃ）验证试样（固溶退火态）

Ｆｉｇ．７

Ｔｈｅｗａｖｅｏｆｕｌｔｒａｓｏｎｉｃｔｅｓｔｉｎｇｏｆｓａｍｐｌｅｕｎｄｅｒｄｉｆｆｅｒｅｎｔｓｔａｔ终

３分析和讨论

综合以上检验分析结果可知，被检验棒材的化学成分正常，但其显微组织晶粒粗大，裂纹沿晶界扩展，为典型的沿晶脆性特征。产生裂纹的原因是由于晶粒长大，致使晶间结合力降低。因为晶界是高位错密集的区域，也是原子键合力薄弱的环节，当晶粒不断长大，必然会导致晶界表面能下降，如果它下降到比原子键合力最薄弱晶面的表面能还低，一旦

・７０６・

形成裂纹核，就很容易沿晶界发展成裂纹。

晶粒长大的原因是由于热处理不当，即保温温

度过高或保温时间过长，造成晶粒从再结晶完成到略有长大之后，仍有高热能存在致使晶粒进一步长大，出现了过热组织。航天用铍青铜制品的热处理工艺规范中曾明确说明，含铍量为１．７５％～２．５％的铍青铜，其固溶温度为７７０～７９０℃，温度超过８００℃时会出现过热现象（晶粒粗大），温度超过

８５０。Ｃ时，晶界局部熔化，形成过烧。文献［７］指出，

固溶处理温度过高或时间过长，会引起过热造成晶粒粗化、力学性能下降，甚至造成局部过烧而开裂。固溶处理温度超过８００℃时会出现局部过烧，温度超过８５０℃时，导致过烧。该文献还明确了

≯３～币２０ｍＩｎ的铍青铜棒材固溶处理时间为２０～

４５

程度的裂纹，其产生的主要原因是热处理保温温度过高和保温时间略长造成铍青铜棒的显微组织中晶粒长大，由此产生了晶间裂纹。参考文献：

［１］ＹＢ７３２—１９７１铜、镍及其合金管材和棒材断口检验

方法［ｓ］．

［２］ＧＢ／Ｔ５２３１－－２００１加工铜及铜合金化学成分和产品

形状［ｓ］．

［３３重有色金属材料加工手册编写组，重有色金属材料加

工手册（第一分册）［Ｍ］．北京：冶金工业出版社，１９７９：

４３７．

ｍｉｎ。而某厂的热处理工艺为７８０℃×（４０～

６０）ｍｉｎ，由此可以看出，其保温时间稍长，但对组织的影响最为显著的因素是固溶处理温度，虽然其工

艺温度７８０＂Ｃ是符合工艺要求的，但从显微组织分

析来看，热处理温度有偏高嫌疑，估计应该超过了８００℃。可能存在处理该批棒材的热处理炉控温不准或偏差太大，控温偏差超出了±１０℃的范围，导致了晶粒粗化。其中，温度偏高是主要影响因素，保温时间略微有些偏长也是不可忽视的因素。这种过热组织致使晶粒间结合力变弱，导致材料的强度和韧性降低［８］。因此可以说，用户的热处理工艺参数控制不当造成晶粒长大，致使留下了隐患。

Ｃａ］韩继成。铍青铜的热处理与常见缺陷的分析和补救措

施［Ｊ］．机械工艺师，２００１（３）：４３．

［５３廖景娱．金属构件失效分析［Ｍ］．北京：化学工业出版

社，２００３：１７６—１７７．

［６３航空航天工业部航空装备失效分析中心．金属材料断

口分析及图谱［Ｍ］．北京：科学出版社，１９９１：３４．［７］杨复建，梅敬军．铍青铜热处理工艺改进［Ｊ］．机电元

件，２００４，２４（３）：１９．

［８３徐小伟，薰霞，候宁娜，等．Ｈ１３钢芯棒过热断裂特征

［Ｊ］．理化检验一物理分册，２００６，４２（４）：１７６．

４结论

铍青铜棒在复验中和表面车削时发现有不同

（上接第７０３页）

１．００２．００３．００４．００５．００６．ｏｏ７．００８．００９．ＯＯｌＯ．ｏｏ

Ｅ／ｋｅＶ

（ａ）缺陷处宏观形貌

图７长细线状夹杂物能谱图

Ｆｉｇ．７

Ｅｎｅｒｇｙ

ｓｐｅｃｔｒｕｍ０ｆｌｏｎｇｆｉｎｅ

ｌｉｎｅｉｎｃｌｕｓｉｏｎ

炼和连铸生产过程‘１ｌ。

３结论

（１）夹层状和短细线状表面缺陷属于夹杂类缺陷，源于水口内堵塞物和保护渣。

（ｂ）缺陷区氧化铁和夹杂图６缺陷区长细线状的形貌

Ｆｉｇ．６

ｌｏｎｇｔｉｎｅｌｉｎｅ

ａｐｐｅａｒａｎｃｅ

（２）长细线状表面缺陷可能源于板坯纵裂纹。（３）表面夹杂和裂纹缺陷主要与钢液质量和连

ｚｏｎｅ

ｏｆｄｅｆｅｃｔ

铸坯质量有关。参考文献：

［１３车彦民．ＣＳＰ板卷及冷轧镀锌板表面缺陷分析口］－钢

铁，２００６，４１（２）：６３—６６．

－７０７・

拉长，呈颗粒状或夹层状分布在薄板表面，形成表面缺陷。夹杂缺陷多为平行于轧制方向的短条状，在板带上的分布多存在随机性。夹杂缺陷主要来自冶

■

铍青铜棒材中裂纹产生的原因分析

余艳妮１，朱宝辉２，刘守田２。李陈２

（１．西北稀有金属材料研究院，石嘴山７５３０００；２．宁夏东方钽业股份有限公司，石嘴山７５３０００）

摘要：铍青铜棒在交货复验中发现有裂纹。采用化学成分分析、金相检验和断口宏、微观检验等方法对其进行了分析，并采用验证试样与其进行了对比分析。结果表明：裂纹是热处理不当造成晶粒长大所致。

关键词：铍青铜；棒材；断口；裂纹

中图分类号：ＴＧｌ４６．１

文献标识码：Ａ

文章编号：１００１—４０１２（２００８）１２－０７０４－０４

ＡＮＡＬＹＳＩＳ０ＦＣＲＡＣＫＰＲＯＤＵＣＥＤＣＡＵＳＥ０Ｆ

ＢＥＲＹＬＵＵ＾仁ＢＲＯＮＺＥ

ＢＡＲ

ＹＵＹａｎ－ｎｉｌ，ＺＨＵＢａｏ－ｈｕｉ２，ＬＩＩＪ

Ｓｈｏｕ－ｔｉａｎ２，ＵＣｈｅｎｚ

（１．ＮｏｒｔｈｗｅｓｔＲａｒｅＭｅｔａｌＭａｔｅｒｉａｌｓＲｅｓｅａｒｃｈＩｎｓｔｉｔｕｔｅ，Ｓｈｉｚｕｉｓｈａｎ７５３０００，Ｃｈｉｎａ；

２．Ｎｉｎｇｘｉａ

ＯｒｉｅｎｔＴａｎｔａｌｕｍＩｎｄｕｓｔｒｙＣｏ．Ｌｔｄ．，Ｓｈｉｚｕｉｓｈａｎ７５３０００，Ｃｈｉｎａ）

Ａｂｓｔｒａｃｔ：Ｔｈｅｃｒａｃｋｉｎｂｅｒｙｌｌｉｕｍ－ｂｒｏｎｚｅｂａｒｗａｓｆｏｕｎｄｂｙｒｅ－ｔｅｓｔｉｎｇｆｏｒｃｏｎｓｉｇｒａｎｅｎｔ．Ｉｔｗａｓａｎａｌｙｚｅｄｂｙ

ｍｅａｎｓｏｆｃｈｅｍｉｃａｌｃｏｍｐｏｓｉｔｉｏｎａｎａｌｙｓｉｓ。ｍｅｔａｌｌｏｇｒａｐｈｉｃａｌｅｘａｍｉｎａｔｉｏｎａｎｄＳＥＭａｎａｌｙｓｉｓ．Ｔｈｅｒｅｓｕｌｔｓｓｈｏｗｅｄｔｈａｔ

ｔｈｅ

ｒｅａｓｏｎｓ

ｏｆｃｒａｃｋｗａｓｏｆｇｒａｉｎｇｒｏｗｔｈｃａｕｓｅｄｂｙｉｍｐｒｏｐｅｒｈｅａｔｔｒｅａｔｍｅｎｔ．

Ｋｅｙｗｏｒｄｓ：ｂｅｒｙｌｌｉｕｍｂｒｏｎｚｅ，ｂａｒ；ｆｒａｃｔｕｒｅ；ｃｒａｃｋ

某厂对笔者单位交货的硬态铍青铜棒进行固溶处理［７８０＇ｃ×（４０～６０）ｍｉｎｉ，取样进行断口性能［１］复验（铍青铜管和棒材一般采用人工掰取断口棒材检验材料内部组织缺陷，主要是检验疏松和气孔等

非致密性缺陷），发现断口有裂纹（图１），再对其他

试样进行表面车削时也发现肉眼可见的表面裂纹（图２）。为此，笔者对有裂纹的棒材进行了理化检验和分析。

图１铍青铜棒材断口的裂纹形貌

１理化检验

Ｆｉｇ．１

Ｃｒａｃｋａｐｐｅａｒａｎｃｅｏｆｔｈｅｆｒａｃｔｕｒｅｏｆ

１．１化学成分分析

ｂｅｒｙｌｌｉｕｍｂｒｏｎｚｅｂａｒ

在断口及表面裂缝部位分别取样，采用ＩＣＰ全谱直读光谱仪和ＴＣ－６００氧氮分析仪测定其化学成表１铍青铜棒的化学成分

Ｔａｂ．１

Ｃｈｅｍｉｃａｌ

分，结果（质量分数）见表１。分析结果表明，棒材的ｃｏｍｐｏｓｉｔｉｏｎｏｆ

ｔｈｅ

ｂｅａｒｙｌｌｉｕｍｂｒｏｎｚｅ

％

化学成分符合标准要求。１．２金相分析

在棒材的断口部位取金相试样，观察面为试样的

收稿日期：２００８－０９－－０９

作者简介：余艳妮（１９７９一），女，助理工程师．

・７０４・

图２铍青铜棒材的表面裂纹彤貌

Ｆｉｇ．２

（ａ）边部组织

Ａｐｐｅａｒａｎｃｅｏｆｔｈｅｓｕｒｆａｃｅｃｒａｃｋｏｆｂｅｒｙｌｌｉｕｍｂｒｏｎｚｅｂａｒ

横截面，侵蚀剂为８％氯化铜氨水溶液［３］。采用

ＭＭ６型光学显微镜观察其显微组织，发现晶粒粗大，部分粒径已经超过了２００ｐｍ（一般在２０～４５弘ｍ为

宜［４］）。根据ＡＳＴＭＥ１１２－－１９９６（＜金属平均晶粒度的

测定方法》判定晶粒度为０．５－－一Ｉ．５级，但晶界形状正常，未发现有熔化现象，由此可以初步认为有过热特征。图３（ａ）为裂纹附近的显微组织，从图中可以看

出，裂纹的扩展路径是沿着晶界扩展的，从中心向边部出现了二次裂纹，可以推断裂纹源在靠近中心部位［５］，裂纹的扩展方向为从中心向边部延伸。１．３断口分析

（１）断口宏观形貌

宏观形貌见图１。观察后发现，断口粗糙不平，

Ｆｉｇ．３

（ｂ）中心组织

图３铍青铜棒裂纹处的显微组织

Ｍｉｃｒｏｓｔｒｕｃｔｕｒｅｏｆｅｒａ＆

ｏｆｂｅｒｙｌｌｉｕｍｂｒｏｎｚｅｂａｒ

于冰糖堆积，可以判定为冰糖状沿晶脆性断口［图４（ａ），（ｂ）和（ｃ）］。在三个晶界面处之间能清楚地看到三重结点［图４（ｃ）和（ｄ）］。图４（ａ）为低倍微观形貌，晶粒堆簇处有多条裂纹穿于其间。从图４（ｂ）和（ｃ）可以观察到，晶粒尺寸粗大，较大的粒径已经超过了３００ｇｔｍ，晶间裂纹明显可见。图４（ｄ）为进一步放大的形貌，可发现部分晶粒表面有微小的韧窝和空洞，韧窝底部有小颗粒夹杂物。

可见闪光的类似晶粒形状，近似“岩石状”断口［６］，可

以判定为脆性断口。

（２）断口微观形貌

采用ＪＳＭ－５６１０扫描电镜对断口形貌进行观察，微观形貌见图４。从图中可以看到裂纹沿着晶界扩展，晶粒粗大，而且每个晶粒的多面体形貌类似

（ａ）低倍形貌（ｂ）局部放大（ｃ）局部放大（ｄ）高倍形貌

图４断口ＳＥＭ微观形貌

Ｆｉｇ．４

ＳＥＭ

ｐａｔｔｅｒｎ

ｏｆｔｈｅ

ｍｉｃｒｏ－ａｐｐｅａｒａｎｃｅｆｏｒｔｈｅｏｒｉｇｉｎａｌ

ｆｒａｃｔｕｒｅ

２验证试样对比分析

为进一步确认裂纹产生的原因，对原始硬态产品随机抽样进行固溶热处理［（７８０±ｌＯ）℃×（３２～３５）ｍｉｎｔ，然后取样进行金相和断口检验及超声波验证检验，验证试样的显微组织见图５，其断口微观形貌见图６，用超声波对比裂纹试样和验证试样的检验结果见图７。

从对比分析可以看出，验证试样固溶处理后的显微组织比较均匀，晶粒细小，粒径在２０／，ｍ左右，晶粒度为８～９级，组织正常；断口有大量的韧窝，个

图６验证试样断口的ＳＥＭ形貌

Ｆｉｇ．６

ＳＥＭａｐｐｅａｒａｎｃｅｏｆｆｒａｃｔｕｒｅ

ｏｆ

ｔｈｅｐｒｏｄｓａｍｐ｜ｅ

别韧窝底部有细小的夹杂物，大韧窝的孔径不超过

５０肛ｍ，为典型的韧性断口。从图７可以看出，验证

试样固溶处理后的超声波探伤波形都非常好，始脉冲、一次反射波和二次反射波都同时出现，丙且没有

发现缺陷波［图７（ａ）和（ｃ）］。图７（ｂ）为某单位固溶

处理后的棒材经超声波探伤检验的波形图，反射波衰减非常明显，而且存在有明显的缺陷波。其中，反射波衰减显著的原因估计是由于晶粒粗大致使晶界

图５

Ｆｉｇ．５

验证试样的显微组织

ｔｈｅｐｒｏｏｆｓａｍｐｌｅ

对波的散射增强，从而严重削弱了超声波的能量。

Ｍｉｃｒｏｓｔｒｕｃｔｕｒｅｏｆ

（ａ）验证试样（原始硬态）（ｂ）棒材（固溶退火态）

图７试样在不同状态下的超声波探伤波形图

（ｃ）验证试样（固溶退火态）

Ｆｉｇ．７

Ｔｈｅｗａｖｅｏｆｕｌｔｒａｓｏｎｉｃｔｅｓｔｉｎｇｏｆｓａｍｐｌｅｕｎｄｅｒｄｉｆｆｅｒｅｎｔｓｔａｔ终

３分析和讨论

综合以上检验分析结果可知，被检验棒材的化学成分正常，但其显微组织晶粒粗大，裂纹沿晶界扩展，为典型的沿晶脆性特征。产生裂纹的原因是由于晶粒长大，致使晶间结合力降低。因为晶界是高位错密集的区域，也是原子键合力薄弱的环节，当晶粒不断长大，必然会导致晶界表面能下降，如果它下降到比原子键合力最薄弱晶面的表面能还低，一旦

・７０６・

形成裂纹核，就很容易沿晶界发展成裂纹。

晶粒长大的原因是由于热处理不当，即保温温

度过高或保温时间过长，造成晶粒从再结晶完成到略有长大之后，仍有高热能存在致使晶粒进一步长大，出现了过热组织。航天用铍青铜制品的热处理工艺规范中曾明确说明，含铍量为１．７５％～２．５％的铍青铜，其固溶温度为７７０～７９０℃，温度超过８００℃时会出现过热现象（晶粒粗大），温度超过

８５０。Ｃ时，晶界局部熔化，形成过烧。文献［７］指出，

固溶处理温度过高或时间过长，会引起过热造成晶粒粗化、力学性能下降，甚至造成局部过烧而开裂。固溶处理温度超过８００℃时会出现局部过烧，温度超过８５０℃时，导致过烧。该文献还明确了

≯３～币２０ｍＩｎ的铍青铜棒材固溶处理时间为２０～

４５

程度的裂纹，其产生的主要原因是热处理保温温度过高和保温时间略长造成铍青铜棒的显微组织中晶粒长大，由此产生了晶间裂纹。参考文献：

［１］ＹＢ７３２—１９７１铜、镍及其合金管材和棒材断口检验

方法［ｓ］．

［２］ＧＢ／Ｔ５２３１－－２００１加工铜及铜合金化学成分和产品

形状［ｓ］．

［３３重有色金属材料加工手册编写组，重有色金属材料加

工手册（第一分册）［Ｍ］．北京：冶金工业出版社，１９７９：

４３７．

ｍｉｎ。而某厂的热处理工艺为７８０℃×（４０～

６０）ｍｉｎ，由此可以看出，其保温时间稍长，但对组织的影响最为显著的因素是固溶处理温度，虽然其工

艺温度７８０＂Ｃ是符合工艺要求的，但从显微组织分

析来看，热处理温度有偏高嫌疑，估计应该超过了８００℃。可能存在处理该批棒材的热处理炉控温不准或偏差太大，控温偏差超出了±１０℃的范围，导致了晶粒粗化。其中，温度偏高是主要影响因素，保温时间略微有些偏长也是不可忽视的因素。这种过热组织致使晶粒间结合力变弱，导致材料的强度和韧性降低［８］。因此可以说，用户的热处理工艺参数控制不当造成晶粒长大，致使留下了隐患。

Ｃａ］韩继成。铍青铜的热处理与常见缺陷的分析和补救措

施［Ｊ］．机械工艺师，２００１（３）：４３．

［５３廖景娱．金属构件失效分析［Ｍ］．北京：化学工业出版

社，２００３：１７６—１７７．

［６３航空航天工业部航空装备失效分析中心．金属材料断

口分析及图谱［Ｍ］．北京：科学出版社，１９９１：３４．［７］杨复建，梅敬军．铍青铜热处理工艺改进［Ｊ］．机电元

件，２００４，２４（３）：１９．

［８３徐小伟，薰霞，候宁娜，等．Ｈ１３钢芯棒过热断裂特征

［Ｊ］．理化检验一物理分册，２００６，４２（４）：１７６．

４结论

铍青铜棒在复验中和表面车削时发现有不同

（上接第７０３页）

１．００２．００３．００４．００５．００６．ｏｏ７．００８．００９．ＯＯｌＯ．ｏｏ

Ｅ／ｋｅＶ

（ａ）缺陷处宏观形貌

图７长细线状夹杂物能谱图

Ｆｉｇ．７

Ｅｎｅｒｇｙ

ｓｐｅｃｔｒｕｍ０ｆｌｏｎｇｆｉｎｅ

ｌｉｎｅｉｎｃｌｕｓｉｏｎ

炼和连铸生产过程‘１ｌ。

３结论

（１）夹层状和短细线状表面缺陷属于夹杂类缺陷，源于水口内堵塞物和保护渣。

（ｂ）缺陷区氧化铁和夹杂图６缺陷区长细线状的形貌

Ｆｉｇ．６

ｌｏｎｇｔｉｎｅｌｉｎｅ

ａｐｐｅａｒａｎｃｅ

（２）长细线状表面缺陷可能源于板坯纵裂纹。（３）表面夹杂和裂纹缺陷主要与钢液质量和连

ｚｏｎｅ

ｏｆｄｅｆｅｃｔ

铸坯质量有关。参考文献：

［１３车彦民．ＣＳＰ板卷及冷轧镀锌板表面缺陷分析口］－钢

铁，２００６，４１（２）：６３—６６．

－７０７・

拉长，呈颗粒状或夹层状分布在薄板表面，形成表面缺陷。夹杂缺陷多为平行于轧制方向的短条状，在板带上的分布多存在随机性。夹杂缺陷主要来自冶