許德美，秦高梧，李 峰，王東新，夏洪先，任玉平，裴文利

(1. 東北大學 材料各向異性與織構教育部重點實驗室，沈陽110004；2. 西北稀有金屬材料研究院 寧夏自治區(qū)特種材料重點實驗室，石嘴山 753000)

BeO雜質形態(tài)與分布對金屬鈹力學性能的影響

許德美1,2，秦高梧1，李 峰2，王東新2，夏洪先2，任玉平1，裴文利1

(1. 東北大學 材料各向異性與織構教育部重點實驗室，沈陽110004；2. 西北稀有金屬材料研究院 寧夏自治區(qū)特種材料重點實驗室，石嘴山 753000)

研究熱等靜壓金屬鈹材中BeO雜質分布狀態(tài)和顆粒尺寸對金屬鈹力學性能的影響，并通過設計真空退火試驗，進一步調控BeO雜質在鈹基體中的分布，得出BeO雜質形態(tài)與分布對力學性能的影響規(guī)律。結果表明：相比于BeO含量，BeO雜質的分布和形態(tài)對金屬鈹力學性能的影響更為關鍵；當BeO粒子彌散分布時，位于晶界上BeO粒子的尺寸及間距是決定金屬鈹材強度與塑性的關鍵因素，粗大的BeO粒子(粒徑大于300 nm)是導致鈹材塑性低的主要原因之一；三叉晶界不致密BeO聚集態(tài)相當于在材料內部預制一定尺寸的微裂紋，也是影響鈹材伸長率的主要因素。

BeO；Be; 三叉晶界；應力集中；塑性

近40年來，鈹材制備技術的發(fā)展，尤其是金屬鈹粉末熱等靜壓工藝的成熟與完善，使鈹由脆性材料躋身于實用結構材料之列，應用在核技術和空間技術領域[1?2]。但采用粉末冶金工藝制備金屬鈹材時，由于鈹氧化活性很高，極易在鈹粉表面生成一層致密的BeO[3]，在真空熱壓或熱等靜壓固結鈹粉的過程中，鈹粉表層的BeO重新分布，大量BeO位于晶界，少量分布在晶內，難以去除和控制，成為鈹材中的主要雜質，對鈹材力學性能造成很大的影響。因此，長期以來有關BeO雜質的控制，都是國內外金屬鈹材研究的關鍵問題。

本文作者研究了大量粉末熱等靜壓工藝生產(chǎn)的鈹材中BeO雜質分布和顆粒尺寸對力學性能的影響規(guī)律。在此基礎上，選擇高BeO含量的靜壓鈹材作為研究對象，設計真空退火試驗，保證退火前后鈹材晶粒度保持不變，BeO雜質分布狀態(tài)和顆粒尺寸發(fā)生較大的變化，并調整和控制BeO雜質在鈹基體中的存在方式。以期明確BeO雜質形態(tài)對鈹材力學性能的作用機理。

1 實驗

1.1 試驗材料的制備

試驗鈹材采用鈹粉末冷熱等靜壓工藝制備。粉末為氣流沖擊研磨鈹粉，并對鈹粉進行預處理，減少粉末中Fe、Al和Si等雜質的含量。試驗材料經(jīng)X射線探傷試驗合格后，切取拉伸試驗用試樣和化學成分分析試樣。將真空退火樣品整體放入真空退火爐中，在10?5Pa的真空度下，分別進行(750 ℃, 7 h)、(850 ℃, 7 h)和(970 ℃, 7 h)退火，退火完后切取拉伸試驗用試樣。

1.2 試驗材料的分析

拉伸試樣為國家標準金屬鈹材圓形非比例室溫拉伸試樣(d 6 mm×25 mm)，在Instron4505材料試驗機上測量室溫力學性能，應變速率為1×10?7m/s。切取拉伸斷頭一側夾持部分制成X射線衍射試樣，用Rigaku D/max?ⅢB型X射線衍射儀進行物相定性分析。切取拉伸斷頭另一側的夾持部分，制成金相試樣，采用MM6型金相顯微鏡，在偏振光下觀察金相組織，測量晶粒度，同時利用CAMEBAX?MICRO型電子探針進行微區(qū)成分定性分析。將金相試樣繼續(xù)制成透射電鏡用試樣，在CM20型透射電子顯微鏡上，進行顯微組織分析。拉伸試樣斷口截取后超聲清洗，利用CAMEBAX?MICRO型電子探針觀察斷口組織和微區(qū)成分定性分析。試樣化學成分分析均按國家或相應的軍工標準執(zhí)行。

2 結果與分析

2.1 試樣的力學性能和Be的晶粒尺寸

為了得出BeO雜質形態(tài)對鈹材力學性能的影響規(guī)律，本文作者選擇大量的熱等靜壓鈹材進行試驗，并根據(jù)試樣的BeO含量和力學性能將樣品大致分為3組進行對比分析。同時為了消除晶粒度的影響，增加試樣的可比性，每一組試樣的晶粒度盡可能相近。第一組是BeO含量中等，強度相近，但伸長率相差較大的試樣；第二組為低BeO含量，但力學性能卻是高強低延的試樣；第三組是BeO含量不同，但力學性能均為高伸長率的試樣。由于分析的樣品較多，為簡單起見，僅在表1中給出每組試樣的代表性結果，并為了便于表述，將其分別命名為樣品1～7。

真空退火樣品選擇了高BeO含量的鈹材進行試驗，稱為試樣8，退火前后樣品的力學性能、晶粒度和BeO含量如表1所列。

2.2 Be材中雜質元素的分析

X射線衍射結果表明除BeO外，所有試樣中未發(fā)現(xiàn)有其它相的譜峰存在，如BeO、FeBe11、AlFeBe4、Be2SiO4及Be2C[7]。透射電鏡能譜儀(EDS)對微觀組織上出現(xiàn)的雜質相和電子探針波譜儀(WDS)對斷口組織上出現(xiàn)的雜質相成分分析表明，有氧元素存在的雜質點，往往也存在微量的其它雜質元素Fe、Si和Al等，其中，Si含量在10?4左右，Al含量在5×10?5左右，F(xiàn)e含量在8×10?4左右。電子探針對金相樣品進行元素面掃描也未發(fā)現(xiàn)有其它化合物的集中出現(xiàn)。因此，可以判定本研究中試樣的主要雜質相為BeO。

表1 樣品的力學性能、晶粒尺寸和BeO含量Table 1 Mechanical properties, average grain size and BeO content of samples

2.3 試樣的顯微組織

由于分析的樣品較多，根據(jù)Be材中BeO含量、強度及塑性等特點歸類出4組樣品進行分析，如表1所列。

2.3.1中等BeO含量試樣的力學性能與顯微組織的關系

首先選擇了BeO含量中等、強度和伸長率均良好的靜壓鈹材進行顯微組織分析，目的在于對BeO在鈹基體中的分布狀態(tài)有一個認識，試樣1是其代表。試樣1的顯微組織如圖1(a)所示。由圖1(a)可知，BeO粒子大量彌散分布在晶界，少量彌散分布在晶內，顆粒尺寸在75 nm左右。說明彌散分布細小的BeO粒子對鈹基體起著良好的第二相粒子強化作用。這種BeO形態(tài)與分布對鈹材塑性的影響將結合真空退火樣品8的分析結果將在2.3.4中分析。

靜壓鈹材經(jīng)常出現(xiàn)BeO含量中等，強度良好，但伸長率很差的Be材樣品。為了增加可比性，選擇強度和晶粒度與樣品1相近的樣品2作為其代表。顯微組織分析發(fā)現(xiàn)，試樣2中除BeO粒子大量彌散分布在晶界，少量彌散分布在晶內，在三叉晶界處聚集不致密的BeO顆粒，聚集的BeO顆粒尺寸平均約為400 nm，其周圍孔洞的尺寸約在1 600 nm(見圖1(b))，另外在晶界上出現(xiàn)BeO呈連續(xù)簇狀分布形態(tài)(見圖1(b)箭頭所指)。說明三叉晶界處聚集的不致密BeO和晶界呈連續(xù)簇狀BeO顆粒是導致材料伸長率降低的原因。

另外，發(fā)現(xiàn)少數(shù)零伸長率試樣BeO在晶界上成連續(xù)薄膜狀析出(見圖1(c)箭頭所指)，如樣品3。同時，該樣品的強度較低(468.5 MPa)，說明這種BeO形態(tài)不利于材料強度的提高。

2.3.2 低BeO含量試樣的力學性能與顯微組織的關系

通常而言，金屬鈹材的BeO含量越低，則伸長率越高。但靜壓鈹材中經(jīng)常出現(xiàn)BeO含量很低，但伸長率很差的情況，使通過降低BeO含量來提高材料塑性的工藝失效。因此，本文作者著重對這類樣品的顯微組織進行了分析，樣品4和5是這類試樣的代表。樣品4的伸長率為0，其中BeO的分布狀態(tài)與樣品2的有共同之處，在三晶界處聚集尺寸平均約為400 nm的不致密的BeO顆粒，孔洞尺寸在1 800 nm左右。樣品5的顯微組織在三晶界處雖沒有聚集不致密的BeO顆粒，但析出大顆粒的BeO，尺寸在300 nm左右(見圖1(d))，其伸長率也不高，約為1.03%。

第二組的樣品4和5的BeO含量為0.51%，低于第一組樣品1和2的0.74%，但其抗拉強度明顯高于第一組試樣的，比較其中彌散分布的BeO顆粒尺寸發(fā)現(xiàn)，第二組試樣的BeO粒子尺寸較小，在50 nm左右。該結果表明，相比于BeO含量，彌散而細小的BeO粒子分布狀態(tài)對強度的影響更為重要，BeO粒子尺寸越小，強化效果越好。

2.3.3 BeO含量相差較大試樣的力學性能與顯微組織的關系

有時靜壓鈹材也出現(xiàn)高BeO含量、但伸長率很好的試樣，試樣6是其代表。樣品6中氧化鈹含量為1.49%，是所有試樣中最高的，但其伸長率為5.57%，還略高于樣品7的5.30%，樣品7中 BeO含量為0.33%，是所有試樣中最低的。由此可見，BeO含量不是鈹材伸長率好壞的決定性因素。另外，從晶粒度來看，樣品6的晶粒度也略高于樣品7的，因此，可以排除晶粒度帶來的影響。

圖1 BeO雜質的形態(tài)及分布Fig.1 Morphologies and distribution of BeO impurity: (a) Sample 1, Distribution of BeO nanoparticles (NPs) with size about 75 nm along grain boundaries(GBs) of Be; (b) Sample 2, BeO NPs with size about 400 nm mainly at triple GB junction; (c) Sample 3,BeO thin films along GBs of Be; (d) Sample 5, Large sized BeO particles at triple GB junction; (e) Sample 6, Large sized BeO particles along GBs of Be; (f) Sample 7, No BeO along GBs of Be

觀察樣品6的顯微組織發(fā)現(xiàn)，樣品6中大部分晶界上彌散分布著大顆粒的BeO，顆粒尺寸多在200～250 nm之間(見圖1(e))，幾十納米的BeO粒子較少，并且部分晶界上無BeO。樣品7的顯微組織大部分晶界上無BeO(見圖1(f))，而少部分晶界有細小的BeO彌散分布，顆粒尺寸在50 nm左右。樣品7的強度高于樣品6的，表明樣品7的強度與Be晶界上彌散分布幾十納米的BeO顆粒相關，這也進一步說明BeO含量不是決定Be材強度的關鍵因素。

2.3.4 真空退火試樣的力學性能與顯微組織的關系

以上樣品是來自于不同批次粉末和熱等靜壓的鈹材，為了使分析結果更為準確可靠，以進一步明晰細小彌散分布于晶界上的BeO和三晶界處聚集不致密的BeO顆粒對Be材力學性能影響，本研究選擇高BeO含量的靜壓鈹材(樣品8)進行真空退火，以改變BeO的形貌與分布。

樣品8的顯微組織與樣品1的相近，其中BeO粒子大量彌散分布在晶界，少量彌散分布在晶內，顆粒尺寸在75 nm左右。如表1所列，試樣1的伸長率為3.03%、強度為591.1 MPa，而試樣8的強度高達703.5 MPa、伸長率卻為0.17%。在晶粒度方面，樣品8的晶粒度也小于樣品1的。因此，導致樣品8的伸長率低于樣品1的原因可能是BeO含量；樣品8中BeO含量為1.44%，樣品1中BeO含量為0.74%，說明在BeO粒子彌散分布、粒子尺寸大致相同的情況下，BeO含量越低，材料塑性越好；這與前人得到的結論是一樣的。

真空退火后，材料晶粒尺寸沒有明顯改變，但BeO顆粒尺寸和分布發(fā)生較大變化。試樣經(jīng)750 ℃，7 h退火后，BeO粒子尺寸沒有變化，但晶內的BeO明顯減少，開始出現(xiàn)在三叉晶界處聚集成不致密的BeO顆粒形態(tài)(見圖2(a)和(d))。試樣經(jīng)850 ℃、7 h退火后，晶內的BeO粒子基本消失，彌散分布在晶界上的BeO粒子開始長大，三叉晶界處聚集的BeO顆粒尺寸較經(jīng)750 ℃、7 h退火試樣的明顯增大，數(shù)量明顯增多(見圖2(b)和(e))。試樣經(jīng)970 ℃、7 h退火后，晶界上彌散分布的BeO粒子明顯減少，BeO幾乎全部匯集到三叉晶界處(見圖2(c)和(f))。

試樣經(jīng)750 ℃、7 h退火后，樣品強度達到了退火前后的最高值，即770.6 MPa。在退火后內應力和位錯消失的情況下，樣品的強度提高，表明BeO粒子彌散分布在晶界比分布在晶內起到更好的強化作用。試樣經(jīng)850 ℃、7 h退火后，彌散分布的BeO顆粒開始長大，強度也有所下降，為745.7 MPa。試樣經(jīng)970 ℃、7 h退火后，晶界上分布的BeO顆粒變得稀少，但細小而彌散，因此，仍具有較大的強化作用，強度為685.7 MPa。

試樣經(jīng)750 ℃、7 h退火后，在三叉晶界處出現(xiàn)不致密的BeO顆粒，材料的伸長率變?yōu)榱悖藭r聚集的BeO顆粒尺寸均在350 nm以下，孔洞尺寸在1 000 nm左右，數(shù)量也較少，表明三叉晶界聚集的不致密BeO顆粒對鈹材塑性的影響非常嚴重。溫度升高到970 ℃時，BeO顆粒尺寸已經(jīng)達到微米級，孔洞尺寸最大達到了150 μm×30 μm(斷口測量尺寸)，但此時材料仍保持相當?shù)膹姸?，說明三叉晶界聚集的不致密的BeO顆粒對強度的影響不大。

為了證明三叉晶界處聚集的BeO顆粒是造成鈹材零伸長率的主要原因，對真空退火前后的樣品進行斷口分析。斷口分析發(fā)現(xiàn)，退火前后拉伸斷口微觀組織均表現(xiàn)為通常鈹所見解理斷裂特征[8]，但退火前斷口組織上沒有明顯的孔洞存在，退火后斷口組織中出現(xiàn)明顯的孔洞，孔洞中存在細小不致密的顆粒，且隨著熱處理溫度的提高，這些孔洞數(shù)量越來越多，孔洞尺寸越來越大(見圖3)，這與透射電鏡三叉晶界聚集的BeO顆粒觀察結果是一致的。波譜定性分析表明，這些孔洞含有大量O，少量的Si和Fe，另外，從圖3中可以看出，這些不致密BeO粒子聚集孔洞組織無論尺寸大小，皆成為裂紋的起源處，750 ℃造成斷裂的孔洞區(qū)域見圖3(a)中箭頭所指。由此可見，三叉晶界不致密BeO聚集態(tài)，是導致Be材伸長率為零的主要原因。

圖2 真空退火后Be材中BeO雜質的形態(tài)與分布Fig.2 Morphologies and distribution of BeO impurity in Be after vacuum annealing: (a), (d) 750 ℃, 7 h; (b), (e) 850 ℃, 7 h;(c), (f) 970 ℃, 7 h

圖3 退火后斷口裂紋源中心的形貌Fig.3 Morphologies of crack source center on facture surface of Be after vacuum annealing: (a) 750 ℃, 7 h; (b) 850 ℃, 7 h;(c) 970 ℃, 7 h

3 討論

本文作者著重針對金屬鈹粉末冶金工藝中難以控制的BeO雜質分布和顆粒尺寸對鈹材性能的影響進行了研究。為了保證晶粒度在真空退火前后保持不變，而BeO分布形態(tài)發(fā)生較大的變化，根據(jù)鈹材的內應力(530～980 ℃)和再結晶退火(700～900 ℃)溫度[3]，制定本次試驗的退火工藝；同時為了能夠更好地觀察到不同熱處理溫度下，BeO雜質在鈹材基體上的變化趨勢，選擇高BeO含量的靜壓鈹材進行真空退火試驗，并使退火溫度高達970 ℃。另外在制備材料的過程中，為了防止熱等靜壓固結過程中生成AlFeBe4和Be2SiO4等相，給BeO分析結果造成影響，對粉末進行了預處理，降低了Fe、Al和Si雜質元素的含量。從最終的分析結果來看，這些最初的試驗設計均達到預期的效果，所有試樣中除了含BeO外，在XRD分析中均沒有發(fā)現(xiàn)其它微合金相，且退火前后鈹材的BeO顆粒尺寸和分布狀態(tài)發(fā)生較大的變化，而Be材晶粒尺寸沒有明顯改變。

鈹?shù)腸/a為1.567[9]，這要求鈹首先啟動柱面滑移，但實際上鈹?shù)幕迫砸曰鏋橹?。鈹基面具有最低的表面能?0001)=2.322 J/m2[9]，是鈹中最容易發(fā)生解理的面，即鈹?shù)慕饫砻婧突泼娑际腔妗ｂ攲倜芘帕浇饘?，僅有4個獨立的滑移系，即基面的{0001}?110?和柱面的{100}?110?。因此，鈹缺乏有效的滑移系統(tǒng)進行滑移，當位錯在基面運動時，極易在基面堆積位錯產(chǎn)生應力。同時鈹體積模量與剪切模量的比值也是所有密排六方金屬中最低的，為0.87[9]，低的比值意味著啟動位錯和分離原子面所需要的能量十分接近，即滑移在鈹基面堆積位錯造成的應力集中很容易達到分離原子面的力。鈹?shù)囊陨媳拘詻Q定了鈹位錯運動的能力十分有限，一般僅在有限的范圍內進行滑移后，基面堆積位錯造成的應力就能導致鈹材解理斷裂。另一方面，鈹材在產(chǎn)生應變的過程中，當有位錯運動到晶界和BeO顆粒前，就會塞積產(chǎn)生應力，啟動晶界另一邊的位錯源，產(chǎn)生最初的屈服[10]。這就是說，一方面鈹容納位錯運動的能力十分有限，另一方面最初屈服是由晶界和BeO顆粒處位錯塞積應力造成的，如果由于晶界和BeO雜質對位錯運動的阻礙作用，使最初屈服時啟動位錯源的應力較大，則留給后續(xù)位錯運動的空間減少，使鈹本身有限的屈服過程不能發(fā)生，材料的伸長率降低，甚至啟動位錯源的力直接達到分離原子面的力，造成鈹材解理斷裂，伸長率為零。因此，Be晶界的性能和BeO粒子的形態(tài)與分布對鈹材的塑性起著關鍵作用。當位錯滑移到晶界處傳遞時，晶界上彌散分布的細小BeO顆粒會使位錯運動變得更加困難。當晶界上無BeO時(見圖1(f))，即在低BeO含量時，位錯較易越過晶界進行滑移，利于Be材的塑性提高?；谕瑯拥牡览?，當BeO粒子位于晶界時，與晶界共同作用對最初屈服時位錯運動的釘扎作用，要比BeO單獨位于晶內更為明顯。故經(jīng)750℃真空退火后，當晶內的BeO顆粒向晶界偏聚后，晶界處BeO增加，和晶界共同作用阻礙位錯運動，比BeO單獨位于晶內更能有效防止材料屈服，造成(750℃, 7 h)、(850 ℃, 7 h)退火后，Be材強度不但沒有降低反而升高。另外，當晶界上BeO增多時，強度提高還涉及到下面提到的顆粒之間的間距問題。還有一點需要指出的是，當BeO粒子位于晶界時，除了能對最初屈服起到阻礙作用以外，也必將增加晶界滑動阻力，因而提高強度，降低伸長率。

BeO是六方纖鋅礦晶型(ZnS變態(tài))，屬于離子化合物晶體[12]，難以變形，當位錯運動到大量彌散分布在晶界，少量彌散在晶內的細小的BeO粒子(如圖1(a))前時，位錯不能夠切過它們，只能以繞過他們的方式運動。此時BeO顆粒對金屬鈹塑性和強度的作用，與位錯繞過它們的阻力有關，而這種阻力與第二相粒子的本性無關，只決定于粒子之間的間距L，τ =Gb/L[12](式中，G為基體的剪切模量，b為位錯的柏氏矢量，τ為位錯繞過二相粒子時的阻力)，即質點的間距越小，對位錯運動的阻礙力越大，材料強度越高、塑性越差。根據(jù)以上分析，BeO含量就變得不重要，如樣品6中BeO含量為1.49%，是所有樣品中最高的，但由于BeO顆粒尺寸較大，在200～250 nm之間，使粒子間的間距增大(見圖1(e))，對位錯運動幾乎沒有阻礙作用，材料塑性很高；BeO顆粒尺寸均在75 nm左右的樣品1和8，隨著BeO含量的增多，顆粒之間的間距下降，材料強度升高而塑性下降；對于經(jīng)退火處理后的樣品8?1、8?2，隨著熱處理溫度的提高，在BeO總量不變的情況下，三叉晶界聚集處不致密的BeO快速長大并增多，彌散分布在晶界上BeO減少，故樣品8?2的強度較樣品8?1的有所降低；在樣品4和5中，雖然BeO含量很低，但其BeO顆粒尺寸相比于樣品1的小，彌散分布度高，BeO顆粒之間的間距減少，因而取得比BeO含量高的樣品1更好的強化效果，材料強度提高。

BeO顆粒尺寸細小時，彌散分布的BeO粒子對鈹材主要起到第二相粒子強化作用，但隨著顆粒尺寸的增大，這種強化作用變成脆化。鐘景明等[6]以及WEBSTER等[13]認為BeO顆粒就是應力集中點。當BeO雜質顆粒尺寸增大，就會明顯加劇BeO和鈹失配造成的應力集中，鈹和BeO都是脆性材料，應力集中不能通過晶面滑移釋放，對材料產(chǎn)生明顯的脆化效應。在應力集中不明顯的細小雜質處，界面脫離過程是緩慢的，即解理裂紋的形核是緩慢的，BeO主要表現(xiàn)為對位錯的阻擋作用。當BeO顆粒尺寸增大，局部局域的應力集中和外加應力場聯(lián)合作用可以直接造成界面分離，在每個BeO顆粒周圍優(yōu)先形成微孔，形成解理裂紋晶核。以上是BeO和鈹基體界面連續(xù)的情況，如果兩者的界面不連續(xù)，則不連續(xù)的界面相當于微裂紋，對鈹材伸長率的影響更加嚴重。同時局部區(qū)域的應力集中也會使BeO周圍的鈹基體優(yōu)先發(fā)生解理，加上在界面分離或界面不連續(xù)所形成的微裂紋，使解理裂紋晶核尺寸很容易達到裂紋擴展臨界點，材料的伸長率降低。如樣品3在BeO含量較低的情況下，出現(xiàn)大的單顆粒BeO后(見圖1(c))，伸長率降至1.03%。還需要指出的是，雖然隨著BeO顆粒尺寸的增加，應力集中增加，但只要BeO與鈹基體失配造成的應力集中，不足以加重微裂紋的形核，對塑性是沒有影響的。如雖然樣品6的BeO顆粒尺寸在200～250 nm之間，但其塑性良好。從樣品3和6的BeO顆粒尺寸來看，BeO顆粒在300 nm左右時，應該是BeO雜質強化和脆化鈹基體的臨界尺寸。

鈹材在三叉晶界出現(xiàn)不致密BeO顆粒聚集態(tài)之后，材料的伸長率為零，表現(xiàn)為完全的脆性。從三叉晶界聚集的不致密BeO雜質顆粒(見圖2(a))和斷口裂紋源中心處不致密BeO雜質顆粒(見圖3)可以看到，BeO與鈹基體脫離，存在于孔洞內部。因此，三叉晶界聚集的不致密BeO雜質顆粒成為裂紋源與應力集中無關。但在外力的作用下，三叉晶界聚集的不致密BeO雜質顆粒周圍孔洞相當于在材料內部預制一定尺寸的微裂紋，從而導致Be材塑性很低。

三叉晶界BeO聚集態(tài)能否成為解理裂紋核心，取決于拉伸時局部區(qū)域的應力狀態(tài)，也就是材料局部應力須達到萌生微裂紋所需的力，另外，在三叉晶界BeO聚集的地方還存在Si和Fe等元素，這與WEBSTER等[13]和KUMAR等[14]報道的Si元素能促進BeO顆粒長大的結論相吻合。

晶界上BeO成膜狀析出后，對Be材的塑性不利。這種薄膜狀組織造成晶界的結合強度降低，甚至低于鈹材的屈服強度，在拉伸時造成晶界分離，使鈹解理斷裂變成晶間斷裂，材料強度下降的同時，伸長率為零。這種晶間斷裂現(xiàn)象在早期的鈹材中較為常見。

4 結論

1) 細小BeO顆粒的彌散分布對力學性能的作用，取決于BeO顆粒之間的間距，而不是BeO含量。因此，相比于BeO含量，BeO的顆粒尺寸和分布對力學性能的影響更為關鍵。

2) 當彌散分布的BeO粒子尺寸小于300 nm時，不會對Be材的塑性產(chǎn)生負面影響，BeO主要表現(xiàn)為對鈹基體的強化作用，但隨著BeO顆粒尺寸的進一步增大，應力集中加劇，材料會表現(xiàn)出明顯的脆性。

3) Be材料內部三叉晶界處不致密BeO顆粒周圍的孔洞，相當于在材料內部預制一定尺寸的裂紋，是導致鈹材零伸長率的主要原因。

REFERENCES

[1] CLENEBT P. How the beryllium industry is building new markets by applying isostatic processing technologies[C]//Proceedings of the 4th International Conference on Isostatic Pressing. Stratford-upon-Avon, UK: Metal Powder Report Publishing Services Ltd, 1990: 18.1?18.11.

[2] Roskill Information Services Ltd. The economics of beryllium[M]. London: Roskill Information Services Ltd, 2001:111?119.

[3] 聶大鈞. 鈹粉末冶金與加工技術[M]. 北京: 中國有色金屬工業(yè)總公司職工教育教材編審辦公室, 1986: 2, 181?182.NIE Da-jun. Beryllium powder metallurgy and processing technology[M]. Beijing: Staff Education Textbook Editorial Office of China Nonferrous Metals Corporation, 1986: 2,181?182.

[4] ALDINGER F, GOLD E, PETZOW G. Effect of oxide and grain size in high-purity beryllium[C]// Beryllium 1977, the 4th International Conference on Beryllium. London: The Royal Society, 1977: 14.1?14.11.

[5] MARDER J. Metals Handbook (Volume 7): Power Metallurgy[M].Ohio: American Society of Metals, 169?172.

[6] 鐘景明, 高 勇, 王東新, 王學澤, 王零森. 金屬鈹?shù)奈⑶袨楹蜋C理[J]. 中國有色金屬學報, 2004, 14(10): 1637?1641.ZHONG Jing-ming, GAO Yong, WANG Dong-xin, WANG Xue-ze, WANG Ling-sen. Micro-yield behavior and mechanism of beryllium metal[J]. The Chinese Journal of Nonferrous Metals,2004, 14(10): 1637?1641.

[7] STONEHOUSE A J. Beryllium science and technology (Volume 1)[M]. New York: Plenum Press, 1979: 181?204.

[8] WEBSTER D. Physical metallurgy of beryllium[C]// Beryllium 1977, the 4th International Conference on Beryllium. London:The Royal Society, 1977: 1.1?1.12.

[9] LAROSE J. Pressure effects on the flow and fracture properties of Be-Al alloys[D]. USA, Case Western Reserve University,2001: 7.

[10] MARSCHALL C W, MARINGER R E, CEPOLLINA F J.Dimensional stability and micromechanical properties of materials research use in an orbiting astronomical observatory[C]// 13th Structure, Structure Dynamics and Materials Conference. Texas: AIAA, 1972: 72?235.

[11] 高隴橋. 氧化鈹陶瓷[M]. 北京: 冶金工業(yè)出版社, 2006: 9.GAO Long-jiao. BeO ceramics[M]. Beijing: Metallurgical Industry Press, 2006: 9.

[12] 石德珂. 材料科學基礎[M]. 2版. 北京: 機械工業(yè)出版社,2003: 347.SHI De-ke. Foundations of materials science[M]. 2nd ed. Beijing:China Machine Press, 2003: 347.

[13] WEBER D, GREENE R L, LAWLEY R W, LONDON G J.Factors affecting the tensile strength, elongation and impact resistance of low oxide, hot isostatically pressed beryllium block[J]. Metallurgical Transactions A, 1976, 7: 851?856.

[14] KUMAR K, MCCARTHY J. VANDE J B. Correlation of microyield behavior with silicon in X-520 and HIP-50 beryllium[J]. Metallurgical Transactions A, 1985, 16: 807?814.

Effects of morphology and distribution of BeO impurity on mechanical properties of metal beryllium

XU De-mei1,2, QIN Gao-wu1, LI Feng2, WANG Dong-xin2, XIA Hong-xian2, REN Yu-ping1, PEI Wen-li1
(1. Key Laboratory for Anisotropy and Texture of Materials, Ministry of Education,
Northeastern University, Shenyang 110004, China;2. Key Laboratory for Rare Materials, Ningxia Province, Northwest Rare Metal Materials Research Institute,Shizuishan 753000, China)

The effects of the morphology and distribution of BeO impurity on the mechanical properties of metal beryllium in the powder hot isostatic pressed (HIPed) metal beryllium and the vacuum annealed ones were studied, and the general conclusions were obtained. The results show that the morphology and distribution of BeO impurity play more important roles than the BeO content in controlling mechanical properties of beryllium. When BeO particles monodisperse distribution in the beryllium matrix, BeO particle size and interparticle distance along the grain boundaries of Be are key factors to affect the strength and ductility of Be material, and BeO with size larger than 300 nm is the main reason of poor ductility of Be. BeO particles at the triple grain boundary junctions of Be, which is equivalent to the pre-fabricated microcracks inside, mainly lead to poor ductility of Be material.

BeO; Be; triple grain boundary junction; stress concentration; ductlity

TG146.2；TB383

A

1004-0609(2011)04-0769-08

國家自然科學基金資助項目(11062010, 50761006)；寧夏自然科學基金資助項目(NZ08177, NZ0946)；科技人員服務企業(yè)行動項目(2009GJG30043)

2010-04-16；

2010-07-29

秦高梧，教授，博士；電話：024-83683772；E-mail: qingw@smm.neu.edu.cn

國外很多學者針對BeO雜質含量對金屬鈹材力學性能的影響做過大量的研究，如ALDINGER等[4]研究認為，減少BeO含量有助于提高材料的塑性；MARDER等[5]研究認為，同時減少晶粒度和BeO含量可以提高鈹材的強度，且隨著鈹粉末粒度的減小，BeO的含量急劇增加，鈹材會產(chǎn)生脆化效應，大大抵消晶粒細化的效果。目前，BeO雜質的研究方向是針對BeO分布狀態(tài)和顆粒尺寸對鈹材力學性能的影響，但這方面的研究在國際上還鮮見報道。我國對BeO雜質的研究與國外相比，有一定差距，無論是針對BeO雜質含量，還是BeO雜質的分布狀態(tài)和顆粒尺寸對鈹材力學性能的影響均缺乏系統(tǒng)的研究，僅在對金屬鈹?shù)奈⑶袨楹蜋C理研究中，發(fā)現(xiàn)BeO雜質是影響金屬鈹材微屈服強度的關鍵因素[6]。

(編輯 龍懷中)