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力集中導致的脆性，顯示了優(yōu)良的力學性能,。采用熱型連鑄法能獲得尺寸準確,、表面光潔的終形、近終形絲材,，使合金能得到實際應用,。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,；不易鑄出形狀復雜截面,，因此實際應用中需要對合金絲進行塑性加工。但塑性加工所施加的應力使合金從母相轉變?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)再結晶，但變形后變形量大于20%再重新加熱,，還易發(fā)生再結晶,，使合金不能進行二次變形。鑒于此,，本文采用在控溫模具對試樣進行加熱并等溫變形,，研究變形溫度、變形量和變形速率對CuAlBe合金動態(tài)再結晶的影響,，并對變形后的合金進行重新加熱,，找到發(fā)生靜態(tài)再結晶的臨界溫度，從而避免二次變形而發(fā)生再結晶,。

　　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)再結晶,，450℃以下變形都不發(fā)生動態(tài)再結晶,，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)再結晶的臨界溫度為610℃,。發(fā)生動態(tài)再結晶前,，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)再結晶,，析出物的含量隨著再結晶的充分進行而迅速減少,。未發(fā)生靜態(tài)再結晶時，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,。