CN102773253A - 一种钢-铝青铜双金属材料复合方法 - Google Patents

Abstract

本发明提供一种钢-铝青铜双金属板材的复合方法，包括下列步骤：首先通过退火分别降低钢、铝青铜的强度，以提高塑性变形能力；以不超过共析转变温度在钢表面热浸镀一层纯铝；将镀铝钢和铝青铜以单道次大变形量冷轧复合；在高于铝熔点及低于钢共析转变的温度范围内进行液相扩散退火；扩散退火后立即温轧；精轧至成品所需尺寸后并矫平板面；最后进行去应力退火。本发明能够避免因界面处残留纯铝层的不利影响，大大提高钢-铝青铜双金属材料界面结合性能。

Description

一种钢-铝青铜双金属材料复合方法

技术领域

本发明涉及一种金属复合材料制备方法，尤其是钢-铝青铜双金属板材的轧制复合方法。

背景技术

铝青铜具有强度高、耐蚀、耐磨减摩等优良性能，在机器零件制造业具有极其广泛的应用。铝青铜是一种以铝为主要合金元素的铜合金。当铝含量小≤9.4％，合金为单相α铜基固溶体，主要通过挤压、轧制等形变强化方式来提高其力学性能，典型合金有QAl5、QAl7、QAl9等牌号；而当铝含量在9.4-16.0%，由于相图出现β→α+γ共析转变及快速冷却时发生马氏体相变，使得合金具有可热处理强化的特性。为了改善铝青铜的时效特性、耐蚀性、抗氧化性及铸造性能等，还在铝青铜中加入适量铁、镍、锰等元素，典型牌号有QAl10-4-4等。

但是使用铝青铜整体制造零部件时，成本相对较高。如能和其他材料，例如钢，制备成复合材料，不仅节约材料成本，还可能使零件兼有钢的部分性能。以往钢-铝青铜复合材料制备主要采用离心铸造方法，但材料以铸态使用，力学性能不佳且存在严重偏析。何光志等人以紫铜为中间层金属，通过轧制复合工艺制备出铝青铜-钢双金属材料【何光志，黄靖文，娄兆云，吴宗云。轴承材料的制造工艺，专利号200710037589】。但是，以紫铜为中间层，由于铜在钢中溶解度较小，且在后续800-850℃/30-45min退火时属于固相扩散，因而难以保证界面处充分扩散而使紫铜合金化，造成紫铜层残留并在退火时发生再结晶软化，使其强度大大下降而成为薄弱区域，导致对界面结合强度不利。因此，要获得良好的界面结合性能，必须选择在钢和铜中皆有较高固溶度的过渡层金属，并通过合适处理工艺使之完全固溶于钢和铜基体中，从而避免因残留纯金属层对界面结合强度造成的不利影响。

发明内容

本发明一种钢-铝青铜双金属板材的复合方法所要解决的技术问题是：消除钢-铝青铜双金属板材界面处残留的纯金属层对界面结合强度的不利影响。

为了解决这些技术问题，本发明所采用的技术方案是：

（1）对钢板和铝青铜板进行充分退火软化处理，使钢板和铝青铜板的伸长率至少要达到30%以上；

目的在于降低钢、铝青铜的强度和提高材料塑性变形能力，为后续单道次大变形量冷轧复合作准备。

（2）将退火软化后的钢板进行表面清洗和活化，然后在不超过共析转变温度（727℃）的铝液中热浸镀一层厚度为20-60μm的纯铝层，得到镀铝钢；

之所以热浸镀铝温度不超过共析转变温度（727℃），目的在于避免温度高于共析转变温度，造成热浸镀后钢板取出冷却时发生珠光体转变，导致强度重新提高而塑性下降，不利于后续冷轧复合；

为了实际操作时便于控温，作为优选：热浸镀温度控制在680-710℃范围内。

热浸镀纯铝层厚度之所以控制在20-60μm范围内，是因为纯铝层太薄会造成难以冷轧复合；纯铝层太厚则需要较长后续液相扩散退火时间才能使之完全固溶于基体，因而造成不必要的浪费，液相扩散退火时间短又会残留纯铝层。纯铝层厚度可通过控制浸镀时间为0.5-3.0min和提升速度为1-10m/min来控制。

（3）将步骤（2）中得到的镀铝钢板和铝青铜板再次表面清洗及打毛后，进行单道次大变形量冷轧复合；

通过单道次大变形量能将镀铝钢和铝青铜冷轧复合，单道次冷轧变形量下限以能有效地将钢和铝青铜冷轧复合为准，而上限以不造成材料开裂即可。

作为优选：单道次冷轧变形量控制在50-80%。

（4）对于步骤（3）中冷轧复合后得到的板材，在高于铝熔点（665℃）且低于钢共析转变的温度（727℃）范围内进行液相扩散退火；

在这个温度范围内，热浸镀铝层将熔化成为液相，能迅速扩散进入两侧的钢和铜基体中分别形成铁基、铜基固溶体，同时不造成珠光体转变。

为了实际操作时便于控温，作为优选，液相扩散退火温度控制在680-710℃范围内；退火时间控制在2-4h，就能将20-60μm厚的纯铝层完全固溶于基体。

（5）液相扩散退火后立即温轧；

液相扩散退火时，有时会由于原子扩散速度而形成孔洞，同时液态铝扩散后会形成铸态组织。温轧目的是将界面扩散孔洞弥合及铸态组织转变为变形组织，同时温轧还会给钢和铝青铜带来一定形变强化效果。

温轧总变形量选择需配合冷轧复合所选的单道次变形量，使之接近最终板材厚度，应控制在20-50%之间。

（6）将双金属板材精轧至成品所需厚度并板面矫平；

（7）最后去应力退火。

本发明的有益效果是：本发明的双金属复合材料避免了残留的纯铝层对界面结合性能的不利影响，大大提高了界面结合强度。

说明书附图

图1实施例142CrMo钢与QAl7铝青铜双金属板材界面金相图；

图2实施例242CrMo钢与QAl7铝青铜双金属板材界面金相图；

图3实施例342CrMo钢与QAl7铝青铜双金属板材界面金相图；

图4实施例442CrMo钢与QAl7铝青铜双金属板材界面金相图；

图5实施例5的20CrMnTi钢-QAl10-4-4铝青铜双金属板材界面金相图；

图6实施例6的20CrMnTi钢-QAl10-4-4铝青铜双金属板材界面金相图。

具体实施方式

实施例1  42CrMo钢与QAl7铝青铜复合

（1）首先将42CrMo钢板加热850℃左右并保温1小时左右，转移至680℃左右炉中并保温10h，然后随炉缓冷至室温，此时钢板伸长率约40%。将QAl7铝青铜加热至650℃并保温1h，然后随炉缓冷至室温，此时铜板伸长率约45%。

（2）将表面清洗及活化后的42CrMo钢在710℃铝液中热浸镀铝。控制浸镀时间和提出速度，使得纯铝层厚度约20μm。

（3）再次表面清洗及打毛后，将镀铝42CrMo钢和QAl7铝青铜叠合，以50%单道次冷轧变形量将钢和铝青铜冷轧复合。

（4）将冷轧复合好的钢-铝青铜板材于710℃扩散退火2h。

（5）扩散退火后立即温轧，控制总变形量为50%。

（6）将双金属板材精轧至成品所需厚度，矫平板面，并去应力退火。

从图1可以看出，经实施例1处理的42CrMo钢-QAl7铝青铜双金属板材复合界面处无残留纯铝层。力学性能测试表明，界面剪切强度为455MPa，界面疲劳强度337MPa。

实施例2  42CrMo钢与QAl7铝青铜复合

（1）首先将42CrMo钢板加热850℃左右并保温1h左右，转移至680℃左右炉中并保温10h，然后随炉缓冷至室温，此时钢板伸长率约40%。将QAl7铝青铜加热至650℃并保温1h，然后随炉缓冷至室温，此时铜板伸长率约45%。

（2）将表面清洗活化后的42CrMo钢在680℃铝液中热浸镀铝。控制浸镀时间和提出速度，使得纯铝层厚度约60μm。

（3）再次表面清洗及打毛后，将镀铝42CrMo钢和QAl7铝青铜叠合，以80%单道次冷轧变形量将钢和铝青铜冷轧复合。

（4）将冷轧复合好的钢-铝青铜板材于680℃扩散退火4h。

（5）扩散退火后立即温轧，控制总变形量为20%。

（6）将双金属板材精轧至成品所需厚度，矫平板面，并去应力退火。

从图2可以看出，经实施例1处理的42CrMo钢-QAl7铝青铜双金属板材复合界面处无残留纯铝层。力学性能测试表明，界面剪切强度为485MPa，界面疲劳强度373MPa。

实施例3  42CrMo钢与QAl7铝青铜复合

（1）首先将42CrMo钢板加热850℃左右并保温1h左右，转移至680℃左右炉中并保温10h，然后随炉缓冷至室温，此时钢板伸长率约40%。将QAl7铝青铜加热至650℃并保温1h，然后随炉缓冷至室温，此时铜板伸长率约45%。

（2）将表面清洗及活化后的42CrMo钢在690℃铝液中热浸镀铝。控制浸镀时间和提出速度，使得纯铝层厚度约40μm。

（3）再次表面清洗及打毛后，将镀铝42CrMo钢和QAl7铝青铜叠合，以60%单道次冷轧变形量将钢和铝青铜冷轧复合。

（4）将冷轧复合好的钢-铝青铜板材于700℃扩散退火2h。

（5）扩散退火后立即温轧，控制总变形量为40%。

（6）将双金属板材精轧至成品所需厚度，矫平板面，并去应力退火。

从图3可以看出，经实施例3处理的42CrMo钢-QAl7铝青铜双金属板材复合界面处无残留纯铝层。力学性能测试表明，界面剪切强度为455MPa，界面疲劳强度339MPa。

实施例4  42CrMo钢与QAl7铝青铜复合

（1）首先将42CrMo钢板加热850℃左右并保温1h左右，转移至680℃左右炉中并保温10h，然后随炉缓冷至室温，此时钢板伸长率约40%。将QAl7铝青铜加热至650℃并保温1h，然后随炉缓冷至室温，此时铜板伸长率约45%。

（2）将表面清洗及活化后的42CrMo钢在700℃铝液中热浸镀铝。控制浸镀时间和提出速度，使得纯铝层厚度约95μm。

（3）再次表面清洗及打毛后，将镀铝42CrMo钢和QAl7铝青铜叠合，以65%单道次冷轧变形量将钢和铝青铜冷轧复合。

（4）将冷轧复合好的钢-铝青铜板材于690℃扩散退火1h。

（5）扩散退火后立即温轧，控制总变形量为35%。

（6）将双金属板材精轧至成品所需厚度，矫平板面，并去应力退火。

从图4可以看出，经实施例4处理的42CrMo钢-QAl7铝青铜双金属板材复合界面处存在残留纯铝层。力学性能测试表明，界面剪切强度为185MPa，界面疲劳强度76MPa。可见，由于界面残留纯铝层，大大降低了界面结合强度。

实施例5  20CrMnTi钢与QAl10-4-4铝青铜复合

（1）首先将20CrMnTi钢板加热870℃左右并保温1h，转移至600℃左右炉中并保温5h，然后空冷至室温。将QAl10-4-4铝青铜加热至900℃并保温2h，油淬后加热至600℃，并保温8h，随后随炉缓冷至室温。此时，20CrMnTi钢板伸长率约55%，QAl10-4-4铝青铜板伸长率约35%。

（2）将表面清洗及活化后的20CrMnTi钢在680℃铝液中热浸镀铝。控制浸镀时间和提出速度，使得纯铝层厚度约110μm。

（3）将镀铝20CrMnTi钢和QAl10-4-4铝青铜叠合，以70%单道次冷轧变形量将钢和铝青铜冷轧复合。

（4）将冷轧复合好的钢-铝青铜板材于700℃扩散退火1小时。

（5）扩散退火后立即温轧，控制总变形量为30%。

（6）将双金属板材精轧至成品所需厚度，矫平板面，并去应力退火。

从图5可以看出，经实施例5处理的20CrMnTi钢-QAl10-4-4铝青铜双金属板材复合界面处，由于热浸镀纯铝层太厚，液相扩散退火时间不足而存在残留纯铝层。力学性能测试表明，界面剪切强度为228MPa，界面疲劳强度106MPa。可见，由于界面残留纯铝层，大大降低了界面结合强度。

实施例6  20CrMnTi钢与QAl10-4-4铝青铜复合

（1）首先将20CrMnTi钢板加热870℃左右并保温1h，转移至600℃左右炉中并保温5h，然后空冷至室温。将QAl10-4-4铝青铜加热至900℃并保温2h，油淬后加热至600℃，并保温8h，随后随炉缓冷至室温。此时，20CrMnTi钢板伸长率约55%，QAl10-4-4铝青铜板伸长率约35%。

（2）将表面清洗及活化后的20CrMnTi钢在700℃铝液中热浸镀铝。控制浸镀时间和提出速度，使得纯铝层厚度约50μm。

（3）将镀铝20CrMnTi钢和QAl10-4-4铝青铜叠合，以65%单道次冷轧变形量将钢和铝青铜冷轧复合。

（4）将冷轧复合好的钢-铝青铜板材于680℃扩散退火4h。

（5）扩散退火后立即温轧，控制总变形量为35%。

（6）将双金属板材精轧至成品所需厚度，矫平板面，并去应力退火。

从图6可以看出，经实施例6处理的20CrMnTi钢-QAl10-4-4铝青铜双金属板材复合界面处不存在纯铝层。力学性能测试表明，界面剪切强度为512MPa，界面疲劳强度358MPa。可见，由于界面处避免了残留纯铝层，大大提高了界面结合强度。

由以上实施例可以看出，当步骤（2）中，热浸镀得的铝层厚度太厚，同时步骤（4）中的液相扩散退火时间太短，双金属板材复合界面处会残留纯铝层，使力学性能不佳；当热浸镀铝层最佳厚度为20-60μm时，相应的液相扩散退火最佳时间为2-4h。

Claims (6)

1.一种钢-铝青铜双金属板材的复合方法，其特征是所述的复合方法包括下列工艺步骤：

（1）对钢板和铝青铜板分别进行合适的退火软化处理，使钢板和铝青铜板的伸长率达到30%以上即可；

（2）将钢板表面清洗及活化后，在不超过钢共析转变温度的铝液中热浸镀0.5-3.0min，以1-10m/min提升速度在钢表面形成厚度为20-60μm的纯铝层，得到镀铝钢；

（3）将步骤（2）中得到的镀铝钢和铝青铜分别表面清洗及打毛后，进行单道次大变形量冷轧复合；

（4）对于步骤（3）中冷轧复合后的板材，在高于铝熔点且低于钢共析转变的温度范围内进行液相扩散退火；

（5）液相扩散退火后立即温轧；

（6）温轧后冷却至室温，精轧至成品所需厚度并矫平板面；

（7）最后去应力退火。

2.如权利要求1所述的钢-铝青铜双金属板材的复合方法，其特征在于：步骤（2）中所述的热浸镀铝，是在680-710℃范围的铝液中进行。

3.如权利要求1所述的钢-铝青铜双金属板材的复合方法，其特征在于：步骤（3）中所述的冷轧复合技术为通过单道次大变形量将镀铝钢和铝青铜冷轧复合，轧制变形量控制在50-80%之间。

4.如权利要求1所述的钢-铝青铜双金属板材的复合方法，其特征在于：步骤（4）中所述的液相扩散退火温度控制在680-710℃之间，所述的液相扩散退火时间控制在2-4h。

5.如权利要求4所述的钢-铝青铜双金属板材的复合方法，其特征在于：所述的液相扩散退火时间控制以纯铝层完全固溶于钢和铜基体中为准。

6.如权利要求1所述的钢-铝青铜双金属板材的复合方法，其特征在于：步骤（5）中所述的扩散退火后立即温轧，总轧制变形量控制在20-50%之间，并配合冷轧复合所选的单道次变形量，使之接近最终板材厚度。

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