一种高微屈服强度和高延伸率的铍材的制备方法及其产品与应用
阅读说明：本技术 一种高微屈服强度和高延伸率的铍材的制备方法及其产品与应用 (Preparation method of beryllium material with high micro-yield strength and high elongation, product and application thereof ) 是由 赵小军 肖来荣 任鹏禾 蔡圳阳 于 2021-08-16 设计创作，主要内容包括：本发明公开了一种高微屈服强度和高延伸率的铍材的制备方法及其产品与应用,该方法包括以下步骤：将等静压铍材依次进行锻造前高温退火、四级动态再结晶锻造、锻造后稳定化处理后,得到高微屈服强度和高延伸率的铍材。本发明通过锻造前高温退火、四级动态再结晶锻造、锻造后稳定化处理的方法可以明显提高铍材的组织均匀化,细化晶粒,并消除材料残余应力,提高铍材稳定性。本发明处理后铍材的微屈服强度从30-40MPa提高至60MPa以上,延伸率从1％提高至8％以上,室温放置六个月尺寸变化小于0.01％。采用本发明方法得到的铍材与热等静压铍材相比,致密度更高,达到99.5％以上。(The invention discloses a preparation method of beryllium material with high micro-yield strength and high elongation, a product and application thereof, wherein the method comprises the following steps: and (3) sequentially carrying out high-temperature annealing before forging, four-stage dynamic recrystallization forging and post-forging stabilization treatment on the isostatic beryllium material to obtain the beryllium material with high micro yield strength and high elongation. The method of high-temperature annealing before forging, four-stage dynamic recrystallization forging and stabilization treatment after forging can obviously improve the tissue homogenization of the beryllium material, refine crystal grains, eliminate the residual stress of the material and improve the stability of the beryllium material. The micro yield strength of the beryllium material treated by the method is improved from 30-40MPa to more than 60MPa, the elongation is improved from 1% to more than 8%, and the dimensional change of the beryllium material after being placed at room temperature for six months is less than 0.01%. Compared with the beryllium material with hot isostatic pressing, the beryllium material obtained by the method has higher density which reaches over 99.5 percent.)
技术领域
本发明属于粉末冶金材料加工领域，具体涉及一种高微屈服强度和高延伸率的铍材的制备方法及其产品与应用。
背景技术
铍材是一种战略性和关键性材料，具有众多独特优异的性能，主要表现为：在所有金属中比刚度最大，比热容最大，导热性能最好，热中子截面散射最大，轻金属中熔点最高。由于以上特性，铍材普遍应用于高尖端领域，如核反应堆的反射层、减速器，攻击型核潜艇、战略轰炸机等战略武器的惯导系统，美国新一代韦伯太空望远镜等科技装备，火箭控制舱壳、宇宙飞船外盖板、卫星安装架等航空航天系统。
虽然铍材具备众多优异的性能，但其延伸率低限制了其作为结构材料的应用发展。铍材是密排六方结构(HCP)，室温时4个滑移系，易基面解理，延伸率较低，室温时表现为脆性特征；由于低塑性，在加工和成型过程中易发生断裂、机械损伤，且加工残余应力演化规律复杂；铍材的微屈服强度受晶粒尺寸、初始织构等内在微结构因素影响，在拉伸、压缩之间力学性能有明显不对称性。铍材的脆性、低塑性、难加工、低微屈服强度等特性难以保障其作为航空航天结构部件的稳定性和服役寿命。
塑性变形是一种通过改善组织结构来提高材料力学性能的有效方法。大量研究表明，通过挤压、轧制、锻造等压力加工方法可显著细化材料晶粒，提高其强度和塑性。对于粉末冶金铍材而言，塑性变形方法提高铍材延伸率、微屈服强度具有很大的发展潜力。其中，多级锻造技术具有强大的细化晶粒的能力，在工艺中，作用于材料上的真应变很大，材料在形变过程中，受到变化的轴向外加载荷作用，产生剧烈的塑性变形，配合温度条件下的再结晶过程，达到细化晶粒、改善低塑性、提高微屈服强度的效果。
目前，去应力退火、固溶时效处理、冷热循环处理是铍材调控的传统方法。通过将材料加热到一定温度进行一定时间保温进行固溶、时效、去应力，或在一定温度范围内冷热循环，可以在一定程度上消除残余应力，稳定杂质元素和杂质相，但由于铍在1250℃以下不发生相变，且杂质元素含量较少的特点，因此采用单一或复合的去应力退火处理、冷热循环处理、高温固溶、时效处理等方法不会引发析出相强化、细晶强化、形变强化等机制从而提高微屈服强度，也不能改善铍密排六方结构决定的低塑性、低延伸率。
因此，研究一种提高铍材微屈服强度和延伸率的方法，成为本领域的亟需。
发明内容
本发明的目的是提供一种高微屈服强度和高延伸率的铍材的制备方法及其产品与应用，本发明的方法可以制备出组织均匀、晶粒细化、高微屈服强度和高延伸率的铍材，从而实现铍材在制备航空、海装、核反应堆等结构部件中的应用。
本发明这种高微屈服强度和高延伸率的铍材的制备方法，包括以下步骤：将等静压铍材依次进行锻造前高温退火、四级动态再结晶锻造、锻造后稳定化处理后，得到高微屈服强度和高延伸率的铍材。
所述锻造前高温退火的具体步骤为：通过等静压将铍材压制成方坯，接着加热至退火温度，保温，随炉冷却至第一级锻造温度，得到高温退火处理后的铍材，准备进行锻造。
所述退火温度为1000～1100℃，保温时间为30～60min，第一级锻造温度为700～800℃。
所述四级动态再结晶锻造的具体步骤为：一级锻造：将高温退火处理后的铍材随炉冷却至第一级锻造温度，接着对方坯的三个方向进行锻造；直至三个方向的变形量大于或等于15％；二级锻造：在第二级锻造温度下，对方坯的两个方向进行锻造，直至两个方向的变形量大于或等于20％；三级锻造：在第三级锻造温度下，对二级锻造中的未锻造的一个方向进行锻造，直至变形量大于或等于15％；四级锻造：在第四级锻造温度下，依次对方坯的三个方向进行锻造，直至三个方向的变形量大于或等于10％。
所述第一级锻造温度为700～800℃，第二级锻造温度为700～800℃，第三级锻造温度为800～900℃，第四级锻造温度为900～1000℃。
所述稳定化处理的具体步骤为：将铍材在0～-196℃快速循环，即在-196℃液氮保温5～30min，取出放入0℃冰水混合物保温5～30min，循环3～10周次；最后加热至200～300℃，保温12～24h，最后随炉冷却至室温。
根据上述的制备方法制备得到高微屈服强度和高延伸率的铍材。
所述的高微屈服强度和高延伸率的铍材在制备航空、海装、核反应堆的结构部件中的应用。
原理和优势
采用常规的去应力退火处理、冷热循环处理仅能消除铍材的部分残余应力，而采用高温固溶处理和高温时效可以稳定铍材的杂质元素和杂质相，但会粗化晶粒，并在冷却过程中叠加残余应力。因此单独采用去应力退火、冷热循环、高温固溶、高温时效等方法均不能达到提高铍材微屈服强度和延伸率的目的。
本发明在锻造前进行高温退火处理十分重要，去除高温退火步骤或降低退火温度和保温时间将导致铍材软化效果不够，不能承受足够的锻造变形量，在四级动态再结晶锻造过程中出现开裂现象；而过高的温度和保温时间将导致铍材出现粗晶或混晶等局部组织不均匀，甚至出现过烧过热现象，这种不合理的高温退火均将导致铍材在锻造过程中变形不均匀，进而导致组织不均匀，达不到使铍材的微屈服强度与延伸率大幅度提高的目的。将铍材加热至1000～1100℃并保温30～60min，一方面，使铍材温度均匀，部分消除等静压过程引入的压应力，改善可变形性，便于锻造加工；另一方面，晶粒部分长大，晶界数量减少，对位错的阻碍以及对变形的约束能力变小，从而使铍材的屈服点下降，提高锻造变形量。
总体上，四级动态再结晶锻造变形实现粗大原始晶粒大范围破碎，通过再结晶进一步细化晶粒，释放应力，在一定程度上改善宏观偏析、焊合内部孔隙、得到合理的纤维方向分布、提高材料致密度。采用不同道次锻造量对铍材进行变形，由于晶内滑移的作用，原始晶粒沿锻造方向压缩、破碎，并随着锻造变形量的增大，较粗大晶粒再次被破碎，越来越多细小的破碎晶粒开始出现，促使晶粒尺寸变得更加均匀，同时，晶粒内产生越来越多的位错并发生缠绕，亚晶界明显增多。其次，控制单次锻造变形率，平衡变形与再结晶过程，避免单次锻造出现局部锻造情况，获得更均匀的晶粒组织；结合动态回复和再结晶释放内应力，在一定程度上降低加工硬化，避免到一定变形量后会出现开裂现象。然后，通过对三个方向进行锻造，确定最容易变形的方向进行锻造，直至其变形量满足要求，同时对另外两个方向需要进行锻造为内部提供均匀受力，保证结构应力减少。多道次的反复锻造解决了组织均匀性问题，避免出现较多的变形死区、层状结构、片状粗晶的问题。最后，锻造温度随道次升高，一方面，锻造后期，加工硬化积累严重，升高温度使铍材由动态再结晶引发的软化程度略大于由形变产生的加工硬化程度，回复再结晶驱动力增大，位错密度减小，塑性相应提高，从而易于进行后续锻造变形。另一方面，铍材〈1010〉方向的丝织构逐渐增强，而且形成丝织构后，基面{0001}平行于锻造方向，由于Schmid因子小，处于硬取向，滑移难以进行，造成材料强度提高，不利于塑性变形。相比于其他塑性变形技术，四级动态再结晶锻造变形工艺具有设备简单、操作方便、成本低廉的特点，可直接用于工业生产。
锻造后稳定化处理是消除过高的残余应力，提高稳定性的重要手段。在0～-196℃快速循环并在200～300℃的低温时效过程是一个叠加外部热应力、应力释放从而降低残余应力的过程，均不会产生相变和回复、再结晶现象进而引发组织结构演变。经过锻造后稳定化处理将避免铍材在长期存放和服役过程中残余应力松弛、释放引发的结构不稳定和不可靠现象。值得注意的是，这种稳定化处理是在不降低铍材微屈服强度与延伸率的基础上进行的，处理后的铍材仍保持良好的韧性。
本发明的有益效果：1)本发明通过锻造前高温退火、四级动态再结晶锻造、锻造后稳定化处理的方法可以明显提高铍材的组织均匀化，细化晶粒，并消除材料残余应力，提高铍材稳定性。2)本发明处理后铍材的微屈服强度从30-40MPa提高至60MPa以上，延伸率从1％提高至8％以上，室温放置六个月尺寸变化小于0.01％。3)采用本发明方法得到的铍材与热等静压铍材相比，致密度更高，达到99.5％以上。
综上所述，本发明提高了铍材的微屈服强度和延伸率。对提高铍材结构器件的精度、可靠性和使用寿命具有十分积极的作用。
具体实施方式
为了进一步加深对本发明的理解，下面结合实施例对本发明进行详细介绍，必须指出，本发明的权利保护范围不受下面实施例的限制。
实施例1：
将等静压铍材加热至1050℃，保温45min，随炉冷却至750℃。进行锻造；一级锻造，在750℃，对方坯的三个方向进行锻造，直至三个方向的变形量为25％；二级锻造：在780℃，对方坯的两个方向进行锻造，直至两个方向的变形量为30％；三级锻造：在850℃，对二级锻造中的未锻造的一个方向进行锻造，直至变形量为15％；四级锻造：在950℃，依次对方坯的三个方向进行锻造，直至三个方向的变形量为20％。将铍材在0～-196℃快速循环，即在-196℃液氮保温20min，取出放入0℃冰水混合物保温20min，循环6周次；最后加热至250℃，保温18h，最后随炉冷却至室温。铍材微屈服强度为79MPa，延伸率为11.0％，室温放置六个月尺寸变化为0.003％。
对比例1：
与实施例1相比，仅仅只有高温退火处理步骤不同，其他步骤相同，本对比例退火处理为：将等静压铍材加热至800℃，保温45min，随炉冷却至750℃，进行锻造(锻造完毕后，可以看出坯体有细微的裂痕)。最终获得的铍材微屈服强度为56MPa，延伸率为4.1％，室温放置六个月尺寸变化为0.010％。
在本对比例中，与实施例1相比，降低了锻造前高温退火温度，样件软化程度不足，在后续四级动态再结晶锻造过程中失去承受足够的变形量的能力，按照实施例1的四级动态再结晶锻造参数进行锻造，将出现锻造开裂现象，也导致了微屈服强度和延伸率下降，一般而言，出现裂痕基本属于废品。
对比例2：
与实施例1相比，仅仅只有高温退火处理步骤不同，其他步骤相同，本对比例退火处理为：将等静压铍材加热至1050℃，保温10min，随炉冷却至750℃，进行锻造(锻造完毕后，与对比例1一样，也出现了细微的裂痕)。最终获得的铍材微屈服强度为51MPa，延伸率为4.3％，室温放置六个月尺寸变化为0.011％。
在本对比例中，与实施例1相比，缩短了锻造前高温退火保温时间，样件软化程度不足，在后续四级动态再结晶锻造过程中失去承受足够的变形量的能力，按照实施例1的四级动态再结晶锻造参数进行锻造，将出现锻造开裂现象，出现废品，微屈服强度和延伸率发生了下降。
对比例3：
与实施例1相比，仅仅只有高温退火处理步骤不同，其他步骤相同，本对比例退火处理为：将等静压铍材加热至1150℃，保温70min，随炉冷却至750℃，进行锻造。最终获得的铍材铍材微屈服强度为51MPa，延伸率为6.2％，室温放置六个月尺寸变化为0.009％。
在本对比例中，与实施例1相比，提高锻造前高温退火温度将导致处理后铍材的微屈服强度和延伸率出现明显下降，其原因为：过高的温度和过长保温时间将导致铍材出现粗晶或混晶等局部组织不均匀，甚至出现过烧过热现象，这种不合理的高温退火均将导致铍材在锻造过程中变形不均匀，进而导致组织不均匀，影响铍材的微屈服强度与延伸率大幅度提高。
对比例4：
与实施例1相比，仅仅只有锻造工艺步骤不同，其他步骤相同；本对比例中锻造工艺步骤为：一级锻造，在750℃，对方坯的三个方向进行锻造，直至三个方向的变形量为25％；二级锻造：在780℃，对方坯的两个方向进行锻造，直至两个方向的变形量为30％。最终获得的铍材微屈服强度为46MPa，延伸率为4.8％，室温放置六个月尺寸变化为0.012％。
在本对比例中，与实施例1相比，只有锻造工艺步骤不同。本对比例仅进行两级再结晶锻造，锻造总变形量不够大，存在部分较粗大晶粒，出现晶粒尺寸不均匀等混晶现象；同时，晶粒内位错、亚晶界不够多，细晶强化不明显；在第二级锻造过程中，仅有两个方向进行了锻造，使铍材内部受力不均匀，结构应力增多。综上，减少锻造道次将导致组织不均匀性问题，出现较多的变形死区、层状结构、片状粗晶的问题，进而影响微屈服强度与延伸率的有效提高。
对比例5：
与实施例1相比，仅仅只有锻造工艺步骤不同，其他步骤相同；本对比例中锻造工艺步骤为：一级锻造，在750℃，对方坯的三个方向进行锻造，直至三个方向的变形量为25％；二级锻造：在780℃，对方坯的两个方向进行锻造，直至两个方向的变形量为30％；三级锻造：在850℃，对二级锻造中的未锻造的一个方向进行锻造，直至变形量为15％。最终获得的铍材微屈服强度为59MPa，延伸率为6.1％，室温放置六个月尺寸变化为0.010％。
在本对比例中，与实施例1相比，只有锻造工艺步骤不同。本对比例仅进行三级再结晶锻造，锻造总变形量不够大，存在部分较粗大晶粒，出现晶粒尺寸不均匀等混晶现象；同时，晶粒内位错、亚晶界不够多，细晶强化不明显。综上，减少锻造道次将导致组织不均匀性问题，出现较多的变形死区、层状结构、片状粗晶的问题，进而影响微屈服强度与延伸率的有效提高。
对比例6：
与实施例1相比，仅仅只有锻造工艺步骤不同，其他步骤相同；本对比例中锻造工艺步骤为：一级锻造，在750℃，对方坯的三个方向进行锻造，直至三个方向的变形量为5％；二级锻造：在780℃，对方坯的两个方向进行锻造，直至两个方向的变形量为10％；三级锻造：在850℃，对二级锻造中的未锻造的一个方向进行锻造，直至变形量为5％。四级锻造：在950℃，依次对方坯的三个方向进行锻造，直至三个方向的变形量为5％。最终获得的铍材微屈服强度为39MPa，延伸率为3.1％，室温放置六个月尺寸变化为0.005％。
在本对比例中，与实施例1相比，只有锻造工艺步骤不同。本对比例的四级再结晶锻造每一级锻造变形量减少，总变形量不够大，存在部分较粗大晶粒，出现晶粒尺寸不均匀等混晶现象；单次锻造变形量太小，单次锻造出现局部锻造情况，获得不均匀的晶粒组织；不能有效引发动态回复和再结晶，无法平衡变形与再结晶过程，加工硬化与软化过程不协调，局部达到一定变形量后会出现开裂现象。以上现象最终将影响微屈服强度与延伸率的有效提高。
对比例7：
与实施例1相比，仅仅只有锻造工艺步骤不同，其他步骤相同；本对比例中锻造工艺步骤为：一级锻造，在850℃，对方坯的三个方向进行锻造，直至三个方向的变形量为25％；二级锻造：在880℃，对方坯的两个方向进行锻造，直至两个方向的变形量为30％；三级锻造：在950℃，对二级锻造中的未锻造的一个方向进行锻造，直至变形量为15％；四级锻造：在1050℃，依次对方坯的三个方向进行锻造，直至三个方向的变形量为20％。最终获得的铍材微屈服强度为38MPa，延伸率为7.2％，室温放置六个月尺寸变化为0.008％。
在本对比例中，与实施例1相比，只有锻造工艺步骤不同。四级动态再结晶锻造的每一级锻造温度均提高100℃。每一级锻造的温度过高，使铍材由动态再结晶引发的软化程度远大于由形变产生的加工硬化程度，位错密度减小，加工硬化效果不明显；动态再结晶程度增大，晶粒长大粗化现象严重，将不利于铍材的微屈服强度与延伸率的提高。
对比例8：
与实施例1相比，仅仅只有锻造工艺步骤不同，其他步骤相同；本对比例中锻造工艺步骤为：一级锻造，在650℃，对方坯的三个方向进行锻造，直至三个方向的变形量为25％；二级锻造：在680℃，对方坯的两个方向进行锻造，直至两个方向的变形量为30％；三级锻造：在750℃，对二级锻造中的未锻造的一个方向进行锻造，直至变形量为15％；四级锻造：在850℃，依次对方坯的三个方向进行锻造，直至三个方向的变形量为20％。最终获得的铍材微屈服强度为49MPa，延伸率为5.5％，室温放置六个月尺寸变化为0.013％。
在本对比例中，与实施例1相比，只有锻造工艺步骤不同。四级动态再结晶锻造的每一级锻造温度均降低100℃。每一级锻造的温度过低，使铍材由动态再结晶引发的软化程度远小于由形变产生的加工硬化程度，位错密度长大；动态再结晶程度减小，残余应力及变形储能释放小，从而不利于进行后续锻造变形，将出现锻造开裂现象，出现废品。
对比例9：
与实施例1相比，仅仅只有稳定化处理工艺不同，其他步骤相同；本对比例没有进行稳定化处理。最终获得的铍材微屈服强度为75MPa，延伸率为10.8％，室温放置六个月尺寸变化为0.095％。
在本对比例中，与实施例1相比，不进行稳定化处理。锻造后，铍材没有应力释放，降低残余应力的过程，将使铍材在长期存放和服役过程中出现残余应力松弛、释放引发的结构不稳定和不可靠现象。
对比例10：
与实施例1相比，仅仅只有稳定化处理工艺不同，其他步骤相同；本对比例中稳定化处理工艺的步骤为：将铍材在0～-196℃快速循环，即在-196℃液氮保温20min，取出放入0℃冰水混合物保温20min，循环6周次。最终获得的铍材微屈服强度为79MPa，延伸率为11.0％，室温放置六个月尺寸变化为0.043％。
在本对比例中，与实施例1相比，只有稳定化处理工艺不同，减少了0～-196℃快速循环后的低温时效处理。在0～-196℃快速循环是一个叠加热应力中和锻造后原应力状态，从而降低残余应力的过程。铍材加热至250℃，保温18h的低温时效过程不会发生组织变化，是一个应力缓慢释放的过程。但是仅进行0～-196℃快速循环将使铍材应力释放不充足，将使铍材在长期存放和服役过程中出现残余应力松弛、释放引发的结构不稳定和不可靠现象。
对比例11：
与实施例1相比，仅仅只有稳定化处理工艺不同，其他步骤相同；本对比例中稳定化处理工艺的步骤为：将铍材加热至250℃，保温18h，最后随炉冷却至室温。最终获得铍材微屈服强度为79MPa，延伸率为11.0％，室温放置六个月尺寸变化为0.035％。
锻造后稳定化处理是消除过高的残余应力，提高稳定性的重要手段。在0～-196℃快速循环并在200～300℃的低温时效过程是一个叠加外部热应力、应力释放从而降低残余应力的过程，均不会产生相变和回复、再结晶现象进而引发组织结构演变。经过锻造后稳定化处理将避免铍材在长期存放和服役过程中残余应力松弛、释放引发的结构不稳定和不可靠现象。值得注意的是，这种稳定化处理是在不降低铍材微屈服强度与延伸率的基础上进行的，处理后的铍材仍保持良好的韧性。
在本对比例中，与实施例1相比，只有稳定化处理工艺不同，减少了0～-196℃快速循环处理。在0～-196℃快速循环是一个叠加热应力中和锻造后原应力状态，从而降低残余应力的过程。铍材加热至250℃，保温18h的低温时效过程不会发生组织变化，是一个应力缓慢释放的过程。但是仅进行250℃，保温18h的低温时效将使铍材应力释放不充足，将使铍材在长期存放和服役过程中出现残余应力松弛、释放引发的结构不稳定和不可靠现象。
实施例2：
将等静压铍材加热至1000℃，保温60min，随炉冷却至700℃。进行锻造，一级锻造，在700℃，对方坯的三个方向进行锻造，直至三个方向的变形量为15％；二级锻造：在700℃，对方坯的两个方向进行锻造，直至两个方向的变形量为20％；三级锻造：在800℃，对二级锻造中的未锻造的一个方向进行锻造，直至变形量为15％；四级锻造：在900℃，依次对方坯的三个方向进行锻造，直至三个方向的变形量为10％。将铍材在0～-196℃快速循环，即在-196℃液氮保温5min，取出放入0℃冰水混合物保温5min，循环5周次；最后加热至200℃，保温12h，最后随炉冷却至室温。铍材微屈服强度为73MPa，延伸率为9.2％，室温放置六个月尺寸变化为0.009％。
实施例3：
将等静压铍材加热至1020℃，保温55min，随炉冷却至750℃。进行锻造；一级锻造，在750℃，对方坯的三个方向进行锻造，直至三个方向的变形量为20％；二级锻造：在800℃，对方坯的两个方向进行锻造，直至两个方向的变形量为25％；三级锻造：在800℃，对二级锻造中的未锻造的一个方向进行锻造，直至变形量为20％；四级锻造：在900℃，依次对方坯的三个方向进行锻造，直至三个方向的变形量为20％。将铍材在0～-196℃快速循环，即在-196℃液氮保温15min，取出放入0℃冰水混合物保温15min，循环10周次；最后加热至300℃，保温24h，最后随炉冷却至室温。铍材微屈服强度为81MPa，延伸率为8.1％，室温放置六个月尺寸变化为0.006％。
实施例4：
将等静压铍材加热至1030℃，保温50min，随炉冷却至750℃。进行锻造；一级锻造，在750℃，对方坯的三个方向进行锻造，直至三个方向的变形量为20％；二级锻造：在750℃，对方坯的两个方向进行锻造，直至两个方向的变形量为20％；三级锻造：在800℃，对二级锻造中的未锻造的一个方向进行锻造，直至变形量为20％；四级锻造：在900℃，依次对方坯的三个方向进行锻造，直至三个方向的变形量为10％。将铍材在0～-196℃快速循环，即在-196℃液氮保温20min，取出放入0℃冰水混合物保温20min，循环8周次；最后加热至200℃，保温12h，最后随炉冷却至室温。铍材微屈服强度为70MPa，延伸率为9.6％，室温放置六个月尺寸变化为0.007％。
实施例5：
将等静压铍材加热至1040℃，保温45min，随炉冷却至750℃。进行锻造；一级锻造，在750℃，对方坯的三个方向进行锻造，直至三个方向的变形量为15％；二级锻造：在800℃，对方坯的两个方向进行锻造，直至两个方向的变形量为30％；三级锻造：在850℃，对二级锻造中的未锻造的一个方向进行锻造，直至变形量为15％；四级锻造：在950℃，依次对方坯的三个方向进行锻造，直至三个方向的变形量为10％。将铍材在0～-196℃快速循环，即在-196℃液氮保温30min，取出放入0℃冰水混合物保温30min，循环8周次；最后加热至300℃，保温12h，最后随炉冷却至室温。铍材微屈服强度为66MPa，延伸率为10.9％，室温放置六个月尺寸变化为0.008％。
实施例6：
将等静压铍材加热至1060℃，保温40min，随炉冷却至750℃。进行锻造；一级锻造，在750℃，对方坯的三个方向进行锻造，直至三个方向的变形量为20％；二级锻造：在800℃，对方坯的两个方向进行锻造，直至两个方向的变形量为25％；三级锻造：在900℃，对二级锻造中的未锻造的一个方向进行锻造，直至变形量为15％；四级锻造：在950℃，依次对方坯的三个方向进行锻造，直至三个方向的变形量为15％。将铍材在0～-196℃快速循环，即在-196℃液氮保温10min，取出放入0℃冰水混合物保温10min，循环10周次；最后加热至280℃，保温20h，最后随炉冷却至室温。铍材微屈服强度为72MPa，延伸率为10.2％，室温放置六个月尺寸变化为0.006％。
实施例7：
将等静压铍材加热至1080℃，保温40min，随炉冷却至750℃。进行锻造；一级锻造，在750℃，对方坯的三个方向进行锻造，直至三个方向的变形量为20％；二级锻造：在750℃，对方坯的两个方向进行锻造，直至两个方向的变形量为20％；三级锻造：在900℃，对二级锻造中的未锻造的一个方向进行锻造，直至变形量为15％；四级锻造：在1000℃，依次对方坯的三个方向进行锻造，直至三个方向的变形量为20％。将铍材在0～-196℃快速循环，即在-196℃液氮保温20min，取出放入0℃冰水混合物保温20min，循环3周次；最后加热至280℃，保温16h，最后随炉冷却至室温。铍材微屈服强度为71MPa，延伸率为10.6％，室温放置六个月尺寸变化为0.005％。
实施例8：
将等静压铍材加热至1100℃，保温30min，随炉冷却至800℃。进行锻造；一级锻造，在800℃，对方坯的三个方向进行锻造，直至三个方向的变形量为30％；二级锻造：在800℃，对方坯的两个方向进行锻造，直至两个方向的变形量为30％；三级锻造：在900℃，对二级锻造中的未锻造的一个方向进行锻造，直至变形量为15％；四级锻造：在1000℃，依次对方坯的三个方向进行锻造，直至三个方向的变形量为30％。将铍材在0～-196℃快速循环，即在-196℃液氮保温20min，取出放入0℃冰水混合物保温20min，循环10周次；最后加热至300℃，保温24h，最后随炉冷却至室温。铍材微屈服强度为73MPa，延伸率为10.1％，室温放置六个月尺寸变化为0.004％。
实施例9：
将等静压铍材加热至1100℃，保温60min，随炉冷却至800℃。进行锻造；一级锻造，在800℃，对方坯的三个方向进行锻造，直至三个方向的变形量为15％；二级锻造：在800℃，对方坯的两个方向进行锻造，直至两个方向的变形量为20％；三级锻造：在900℃，对二级锻造中的未锻造的一个方向进行锻造，直至变形量为15％；四级锻造：在1000℃，依次对方坯的三个方向进行锻造，直至三个方向的变形量为10％。将铍材在0～-196℃快速循环，即在-196℃液氮保温10min，取出放入0℃冰水混合物保温10min，循环3周次；最后加热至250℃，保温15h，最后随炉冷却至室温。铍材微屈服强度为62MPa，延伸率为11.4％，室温放置六个月尺寸变化为0.008％。
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