用熱型連鑄法制備具有柱狀晶組織的CuAlBe超彈性合金，消除了傳統(tǒng)的多晶材料中等軸晶晶界的應(yīng)力集中導(dǎo)致的脆性，顯示了優(yōu)良的力學(xué)性能。采用熱型連鑄法能獲得尺寸準(zhǔn)確、表面光潔的終形、近終形絲材，使合金能得到實際應(yīng)用。但熱型連鑄難以鑄出1mm以下的絲；連鑄過程中絲容易發(fā)生彎曲；不易鑄出形狀復(fù)雜截面，因此實際應(yīng)用中需要對合金絲進(jìn)行塑性加工。但塑性加工所施加的應(yīng)力使合金從母相轉(zhuǎn)變?yōu)轳R氏體，從而使合金失去超彈性能。采用等溫變形法，在一定變形條件下可防止發(fā)生動態(tài)再結(jié)晶，但變形后變形量大于20%再重新加熱，還易發(fā)生再結(jié)晶，使合金不能進(jìn)行二次變形。鑒于此，本文采用在控溫模具對試樣進(jìn)行加熱并等溫變形，研究變形溫度、變形量和變形速率對CuAlBe合金動態(tài)再結(jié)晶的影響，并對變形后的合金進(jìn)行重新加熱，找到發(fā)生靜態(tài)再結(jié)晶的臨界溫度，從而避免二次變形而發(fā)生再結(jié)晶。
采用熱型連鑄法制備寬8mm、厚2.5mm的CuAlBe帶狀合金，該合金的化學(xué)成分(wt%)為11.7Al，0.5Be，余Cu。BeCu合金中含4%Be。合金熔煉溫度為1120℃，鑄型溫度為1050℃，連鑄速度為180mm/min，冷卻水至鑄型的距離為10mm。Cu-A1合金在此成分下，在565℃發(fā)生共析反應(yīng)β→α+γ2，析出γ2相。添加0.5%Be使相區(qū)溫度下限降低50℃。γ2是富Al的脆性相，它的析出使基體中的Al含量降低，使相變點(diǎn)發(fā)生變化。所以將合金帶在800℃固溶處理20min后水淬，以消除γ2相。將模具分別加熱到450、500、550℃，變形量為5%、10%、20%、30%、40%、60%、80%，變形速率為0.006、0.03、0.06s-1。壓縮前試樣在上下模之間保溫2min后，壓縮完后快速從模具中取出水淬。
在變形溫度為450、500、550℃，變形速率為0.006、0.03、0.06s-1，變形量為5%、10%、15%、20%下進(jìn)行等溫變形，然后快速取出水淬，再將試樣在箱式電爐中加熱到570、590、610、630、650℃后，保溫5min，然后快速取出水淬。
在550℃等溫變形，變形量大于20%都發(fā)生動態(tài)再結(jié)晶，450℃以下變形都不發(fā)生動態(tài)再結(jié)晶，在此溫度區(qū)間，隨著變形溫度的降低或變形速率的增加，發(fā)生動態(tài)再結(jié)晶所需的變形量逐漸增大，450℃以下變形容易形成馬氏體和裂紋。變形量小于20%時，變形溫度在450～550℃，變形速率從0.006s-1增加到0.06s-1，發(fā)生靜態(tài)再結(jié)晶的臨界溫度為610℃。發(fā)生動態(tài)再結(jié)晶前，隨著變形溫度的升高，析出物的含量逐漸增加；一旦發(fā)生動態(tài)再結(jié)晶，析出物的含量隨著再結(jié)晶的充分進(jìn)行而迅速減少。未發(fā)生靜態(tài)再結(jié)晶時，析出物的含量隨著變形溫度的升高和變形量的增加而增多。