CN103556020B

CN103556020B - 具有优良力学性能的高锰含量锰铜基高阻尼合金

Info

Publication number: CN103556020B
Application number: CN201310553896.1A
Authority: CN
Inventors: 章靖国
Original assignee: SHANGHAI HUIZHI NEW MATERIAL TECHNOLOGY Co Ltd
Current assignee: SHANGHAI HUIZHI NEW MATERIAL TECHNOLOGY Co Ltd
Priority date: 2013-11-08
Filing date: 2013-11-08
Publication date: 2015-10-28
Anticipated expiration: 2033-11-08
Also published as: CN103556020A

Abstract

本发明提供一种锰铜基高阻尼合金，其包括：Cu:21.0-24.5wt.%；Ni:2.0-7.0wt.%；Fe:1.0-3.0wt.%；0＜稀土元素含量＜1.2wt.%；0＜高熔点金属元素含量＜3.0wt.%；且所述高熔点金属元素为Ti、Zr、V、Ta、Nb、W、Mo、Cr中的一种或多种；Mn：余量；且C＜0.1wt.%；以及其他不可避免的杂质。本发明还提供所述合金的制备方法。

Description

具有优良力学性能的高锰含量锰铜基高阻尼合金

技术领域

本发明涉及金属功能(阻尼)材料的合金成份及其制备工艺，具体地涉及具有优良力学性能的高锰含量锰铜基高阻尼合金及其制备工艺。

背景技术

现代工业的发展，除了对机械提出更高要求，对机械振动及其引起的噪声，也引起高度重视。振动与噪声，不仅影响机械产品的质量，增加能源消耗，也危害人类健康。现在各国都对噪声制定了相应的法规。噪声控制技术在军事上，例如舰艇的隐身技术，也有重要意义。减振降噪可以通过改进机械设计的途径，但采用这些措施，会增加部件的质量，不符合结构简便和轻量化的要求，而在航天等领域，也不允许增加质量。为此，减振降噪的阻尼材料受到了重视。

阻尼材料具有高的内耗，它能够把振动能和声能转变为热能而被耗散。目前通常使用的阻尼材料有沥青型阻尼材料，液体阻尼材料，粘弹类阻尼材料，金属类阻尼材料(阻尼合金、复合阻尼钢板)等。阻尼合金由于兼有优良的阻尼性能和力学性能，因而在航空航天、军事工业、汽车、建筑和海洋工程等方面有着广泛的应用。

根据阻尼产生的机制，阻尼合金可分为复相型、超塑性型、孪晶型、位错型、铁磁性型、金属基复合材料，泡沫金属材料及其它(例如表面裂纹)等几大类。现有的各种阻尼合金(方前锋朱震刚葛庭燧.高阻尼材料的阻尼机理及性能评估[J].物理，2000,29(9)：541.)如图1所示。

图1中纵坐标是阻尼性能(P_0.1比阻尼本领，%)，横坐标是力学性能(σ_b抗拉强度，MPa)。其中锰铜合金在图的右上方，即阻尼性能和力学性能都较高，是一种综合性能良好的阻尼合金。

锰铜系列合金高阻尼材料的主要阻尼机制是孪晶型。1948年C.Zener在88wt%Mn-12wt%Cu合金中，经时效几小时后水淬，发现合金在室温附近具有很高的内耗值(ZENER C.Elasticity and anelasticity of metals[M].University of Chicago Press,1948.孔庆平,周本濂等译.金属的弹性与滞弹性[M].北京:科学出版社,1965.)

以后的研究表明，锰铜合金的高阻尼，是由于反铁磁马氏体显微孪晶在外力作用下的弛豫运动及再取向,所以马氏体相变是锰铜合金高阻尼的重要条件之一(SHIMIZU K,OKUMURA Y,KUBO H.Crystallographic and morphological studies on the fcc to fct transformation in Mn-Cu alloy[J].Transactions of the Japan Institute of Metals.1982,23(2):53.)。

Vitek等人指出在γMn₂Cu合金中的亚稳混溶区(miscibility gap)内时效时发生Spinodal分解,在随后冷却时所形成的花呢状马氏体孪晶,是高阻尼的内耗源。孪晶界和反铁磁性是锰铜合金高阻尼的主要起源(VITEK J M,WARLIMONT H.On a metastable miscibility gap inγMn-Cu alloys and the origin of their high damping capacity[J].Metal Science Journal,1976,10:7.)。

随后，研究者在锰铜合金中加入各种合金元素，逐渐研发了一系列商品牌号合金。例如，铸造合金有英国Stone Manganese Marine公司的Sonostone和前苏联的ABpopa：

表一锰铜系列铸造合金牌号

变形合金有美国International Copper Research Association公司的Incramute Ⅰ和IncramuteⅡ，日本的M2052和我国的ZCuMn51Al4Fe3Ni2Zn2等：

表二锰铜系列变形合金牌号

注[5]：细谷武司.制振合金制加工品：日本,特开2002-146498A[P].2002-05-22.

注[6]：北村隔一郎，渡部健司.Mn-Cu系制振合金の制造方法：日本,特开2007-302930A[P].2007-11-22.

注[7]：中华人民共和国国家军用标准FL9570GJB3553-99潜艇螺旋桨用高阻尼锰铜合金铸件规范。1994-03-24发布1999-09-01实施中国人民解放军总装备部批准

表二中日本M2052合金，是一种高锰含量的锰铜基阻尼合金，其阻尼性能和力学性能优于其它合金。

图2是据日本文献报道的阻尼合金性能(殷福星，高森晋，大泽嘉昭et al.加工性およびリサイクル性優れたMnCuNiFe制振合金の開發[J].日本金属学会志，2001,65(7):607-613.)

从图2看，M2052合金在图的最右上角，也就是其阻尼性能和力学性能均为最优。但是M2052合金存在一个明显的缺点，即存在阻尼性能的时效衰减效应。2052合金制备后，经过3-6个月，阻尼性能会随时间逐渐降低。在重新热处理后，阻尼性能可以基本恢复。但这对应用带来很大不便。而对于某些应用，重新热处理是不可能进行的。

综上所述，本领域缺乏一种具有优良的阻尼性能和力学性能以及阻尼性能的时效衰减效应改善的高锰含量的锰铜基阻尼合金。

因此，本领域迫切需要开发一种高锰含量的锰铜基阻尼合金，不仅具有优良的阻尼性能和力学性能，并且其阻尼性能的时效衰减效应被明显减缓。

发明内容

本发明的第一目的在于提出一种新型高锰含量的锰铜基阻尼合金，该合金具有优良的阻尼性能和力学性能，并且其阻尼性能的时效衰减效应被明显减缓。

本发明的第二目的在于提出一种新型高锰含量的锰铜基阻尼合金制备工艺，该合金具有优良的阻尼性能和力学性能，并且其阻尼性能的时效衰减效应被明显减缓。

本发明的第三目的在于提出一种新型高锰含量的锰铜基阻尼合金的用途，该合金具有优良的阻尼性能和力学性能，并且其阻尼性能的时效衰减效应被明显减缓。

在本发明的第一方面，提供了一种锰铜基高阻尼合金，其包括：

Cu:21.0-24.5wt.%；

Ni:2.0-7.0wt.%；

Fe:1.0-3.0wt.%；

0＜稀土元素含量＜1.2wt.%；

0＜高熔点金属元素含量＜3.0wt.%；且所述高熔点金属元素为Ti、Zr、V、Ta、Nb、W、Mo、Cr中的一种或多种；

且所述稀土元素和高熔点元素的含量不可同时为0；

Mn：余量；

且C＜0.1wt.%；

以及其他不可避免的杂质。

本发明的锰铜基合金为高锰合金，如果其它元素全部取最大量，则锰的最低量为61.2wt.%;其它元素全部取最低量，则锰的最高量为76.0wt.%。因此“高锰”的含义是指Mn：61.2wt.%；-76.0wt.%。

在本发明的一个具体实施方式中，70.5wt.%＜Mn＜71.5wt.%。

在本发明的一个具体实施方式中，Cu较佳范围：21.7-23.2wt.%。

在本发明的一个具体实施方式中，Ni较佳范围：3.8-4.9wt.%。

在本发明的一个具体实施方式中，Fe较佳范围：1.5-2.5wt.%。

在本发明的一个具体实施方式中，所述的稀土元素优选为Ce、La或二者组合，且0.10wt.%＜Ce+La:＜0.75wt.%。

本发明的稀土元素优选为Ce、La的纯稀土元素或铈镧混合稀土。

本发明中，优选加入的稀土元素为La,Ce,或Ce+La。

由于混合稀土的成分比较复杂，可以含其它稀土元素。在实际应用时，加纯稀土的价格太高。在实际应用中，加混合稀土是最实际可行的。但混合稀土含很多其它稀土元素(不同产地，不同批次，其含的稀土元素的种类和含量也会不同)。当含其他稀土元素时，所述的稀土元素中含有Ce、La或二者组合，且0.15wt.%＜Ce+La:＜0.75wt.%。

在本发明的一个具体实施方式中，高熔点元素较佳范围：0.4wt.%＜高熔点金属元素＜2.0wt.%。

在本发明的一个具体实施方式中，所述合金同时含有稀土元素和高熔点金属元素，其组合如下：

所述的稀土元素为Ce+La，且0.3wt.%＜Ce+La:＜0.5wt.%；

所述高熔点元素加入量为：0.6wt.%＜高熔点金属元素＜0.8wt.%；且所述高熔点元素为Cr和V的组合，且二者的重量比例Cr：V为：(0.8～1.5)：1。

发明人发现，稀土元素和两种高熔点元素同时加入，获得最佳的综合性能。

本发明的第二方面提供所述的锰铜基高阻尼合金的制备方法，所述方法包括：

提供本发明所述的合金配方组合物；

所述合金配方组合物进行冶炼，得到合金坯料；

所述合金坯料进行后处理，得到合金。

所述合金坯料的冶炼方式包括：

(1.1)真空感应炉冶炼。这是冶炼本合金的基本冶炼工艺。操作熟练的冶炼技师，是获得优质铸锭的重要条件之一。由于锰在真空下挥发严重，所以必须通入氩气。操作熟练的冶炼工，可以通过仔细操作，减少通氩时间，这有利于提高合金的质量。在浇注铸锭时，正确而熟练的操作，可以得到铸造缺陷少的优质铸锭。

(1.2)真空感应炉冶炼+电渣重熔。在真空感应炉冶炼后，再进行电渣重熔，可以提高锭的冶炼质量，进一步提高合金的阻尼和力学性能，对工艺性能也有明显改进。

(1.3)非真空感应炉冶炼+电渣重熔。采用这一工艺的优点是既提高了合金的阻尼、力学性能和工艺性能，同时也避免了真空感应炉冶炼对操作工要求较高，设备投资及维护成本较高的不足。值得指出的是，我国目前大部分中小特殊钢生产企业，都有非真空感应炉冶炼+电渣重熔的冶炼设备，这有利于这些企业生产本合金。当然，这一工艺生产的合金质量稍逊于真空感应炉冶炼+电渣重熔工艺。

所述合金坯料的后处理方式包括：浇注、热加工、冷加工和热处理等方式。

(2)浇注。真空感应炉冶炼采用钢锭模或模壳浇注成锭或铸件。其余两种冶炼工艺都是电渣重熔锭。

(3)热加工。合金锭或合金热加工的中间坯料，在热加工之前，需经过热处理。缓慢加热升温至780-920℃。保温时间根据锭或中间坯料尺寸而定。热加工可以采用通常生产特殊钢的冶金厂的热加工设备进行。

(4)冷加工：冷加工之前，需经过退火。退火温度为750-870℃。保温时间根据坯料尺寸而定。然后也可进行表面精整，去除表面缺陷和氧化层。

(5)热处理：本发明合金在使用前，经过最终成品热处理，才能获得最佳阻尼性能和力学性能。简易的热处理制度为：780-950℃保温0.5-18hrs。然后随炉冷却。上述简易热处理制度，可以获得综合性能组合，但不能获得最佳的优良性能。为获得最佳阻尼性能和力学性能等综合性能组合，应该根据具体合金成分和制备工艺，制订更具体的相应的热处理工艺。最终热处理在氢气、氬气或真空中进行。

本发明第三方面提供一种本发明所述的锰铜基高阻尼合金的用途。

附图说明

图1阻尼合金的比阻尼本领和抗拉强度(方前锋朱震刚葛庭燧.高阻尼材料的阻尼机理及性能评估[J].物理，2000,29(9)：541.

图2阻尼合金综合性能(殷福星，高森晋，大泽嘉昭et al.加工性およびリサイクル性優れたMnCuNiFe制振合金の開發[J].日本金属学会志，2001,65(7):607-613.)；

图3实施例1合金的金相照片显示晶内存在孪晶；

图4图1中合金样品的透射电子显微镜照片；

图5按实施例1制备的合金经过最终热处理后发生Spinodal分解后的透射电子显微镜照片。

具体实施方式

本发明人经过广泛而深入的研究，通过改进制备工艺，获得了一种高锰含量的锰铜基阻尼合金，具有优良的阻尼性能和力学性能，并且其阻尼性能的时效衰减效应被明显减缓。在此基础上完成了本发明。

本发明中，术语“含有”或“包括”表示各种成分可一起应用于本发明的混合物或组合物中。因此，术语“主要由...组成”和“由...组成”包含在术语“含有”或“包括”中。

合金的各个元素

本发明合金中各元素的作用如下：

(1)Mn和Cu：Mn和Cu是锰铜基合金中两个含量最高的基本元素。它们的相对比例对合金性能有重要影响。当锰含量较高时，合金具有较高的阻尼性能。但是随着Mn含量的增高,合金的工艺性能变坏。

(2)Ni：加入Ni可以在不降低断后伸长率的条件下，增加抗拉强度，因而对提高材料力学性能有利。但加入Ni扩大γ相区，稳定γ相，使富锰区的形成被延缓，因而对阻尼性能不利。

(3)Fe：加入Fe可使合金显微组织细化,提高合金的力学性能。固溶于γ相中的Fe,对抗拉强度影响不大,但可明显提高合金的冲击韧性。过多的Fe含量会使合金阻尼性能降低。

以下两组金属元素是本发明为提高材料阻尼性能，力学性能和工艺性能等，特别是减缓合金阻尼性能的时效衰减效应，而加入的合金元素(本发明的主要创新点)：

(4)稀土元素：

稀土元素在合金中获得了广泛应用(唐定骧,刘余九,张洪杰，等.稀土金属材料[M].北京：冶金工业出版社，2011.)。

在Al-Zn基高阻尼合金中，加入复合稀土明显改善其阻尼性能(马瑞，陈肖虎，卢斌，等.稀土对高阻尼铝基合金组织和性能的影响[J].材料热处理技术，2009,38(2):64-65,69.)。Al-Zn基合金的阻尼机制不同于锰铜基合金。在Al-Zn基合金中，加入稀土元素使合金组织中的晶粒细化，使界面数量增多，其界面滑动的驰豫效果就好，合金的阻尼性能也好。另外，晶粒越细小，则晶界滑动所需的切应力越小，其可动性越强，阻尼性能也越好。

在Mg-3Al-Zn镁合金中(赵亮.变形、热处理和稀土Y对镁合金力学和阻尼性能的影响[D].重庆：重庆大学材料科学与工程学院，2010.)。加入稀土元素Y，在高应变振幅下，其阻尼性能都要好于未添加Y元素的镁合金。这可能有两个原因：由于Y与合金中的Al优先发生了反应，消耗了Al原子，使得生成Mg₁₇Al₁₂的量减少，这样就降低了位错钉扎点的密度；另外从显微组织照片可以看出，加入Y后，合金的晶粒明显变大，这也降低了位错运动的阻碍，增加了阻尼性能。镁合金的阻尼机制，在低温下属于位错阻尼，满足Granato和Lücke提出的位错钉扎-脱钉模型(G-L理论)(Granato A，Lücke K.Theory of mechanical damping due to dislocations[J].,Journal of Applied Physics，1956，27(6)：583-593.)；而在高温条件下，除了位错阻尼外还有晶界阻尼的贡献。镁合金的阻尼机制与锰铜基合金不同。

在中锰含量的锰铜基阻尼合金中，已经有加入稀土元素改善合金性能的报道(王国宁.一种高阻尼锰铜合金材料及其制备方法:中国，CN102952983A[P].2013-03-06.)。

该发明专利在含Mn50-55%的锰铜基阻尼合金中，加入稀土元素Y，Dy，和La。

综上所述，在文献中已有在Al基和Mg基阻尼合金中加入稀土的报道，但这两种合金的阻尼机制均与锰铜基阻尼合金不同。在中锰含量的锰铜基阻尼合金中已经有加入稀土元素的中国发明专利。但是中锰含量的锰铜基阻尼合金的阻尼性能明显低于高锰含量的锰铜基阻尼合金，稀土元素在这两种合金中的作用机制也不同。在高锰含量的锰铜基阻尼合金中加入稀土元素，在国内外均尚未见报道。

在本发明合金中加入稀土元素有以下4方面重要改进：

(4.1)阻尼性能:稀土的加入，改变了合金中孪晶界和反铁磁性的特性，因而明显提高了合金的阻尼性能。

(4.2)阻尼性能的稳定性：高锰含量的锰铜基阻尼合金，在3-6个月后，阻尼性能会明显下降。加入稀土元素，显著抑制了合金阻尼性能的时效衰减效应。这具有重要实际应用价值。

(4.3)显微组织和力学性能:在高锰含量的锰铜基阻尼合金中加入稀土元素，可以细化显微组织，改变夹杂组成、形态及其分布，因而提高合金力学性能。

(4.4)工艺性能:由于优化了显微组织，合金的工艺性能也得到改善，这对工艺性能较差的高锰含量的锰铜基阻尼合金特别重要。

试验结果表明，加入纯稀土元素或价格较廉的铈镧混合稀土，都可以使得上述效果得到改善。

(5)加入以下一种或其组合的高熔点金属元素：Ti、Zr、V、Ta、Nb、W、Mo和Cr。

加入以上一种或其组合的高熔点金属元素，将改变原子间作用力，因而改变合金中界面的特性和合金的反铁磁性，这样就可以在提高阻尼性能的同时,明显减缓合金阻尼性能的时效衰减效应；其另一个作用是可以提高合金强度，改善合金的力学性能。

根据上述合金化依据，本发明的合金成分设计如下所述：

Cu:21.0-24.5wt.%，较佳范围：21.7-23.2wt.%;

Ni:2.0-7.0wt.%，较佳范围：3.8-4.9wt.%;

Fe:1.0-3.0wt.%，较佳范围：1.5-2.5wt.%;

稀土元素Ce+La:＜1.2wt.%,较佳范围：0.10wt.%＜Ce+La:＜0.75wt.%;更优选0.15wt.%＜Ce+La:＜0.75wt.%；

高熔点金属元素Ti+Zr+V+Ta+Nb+W+Mo+Cr＜3.0wt.%,较佳范围：0.4wt.%＜ Ti+Zr+V+Ta+Nb+W+Mo+Cr＜2.0wt.%;更优选0.5wt.%＜Ti+Zr+V+Ta+Nb+W+Mo+Cr＜2.0wt.%;

Mn为余量；

C＜0.1wt.%.%;

Ce+La:纯稀土元素或铈镧混合稀土。

以下对本发明的各配合方式进行详述：

锰铜基高阻尼合金的配合方式

本发明提供一种锰铜基高阻尼合金，其包括：

Cu:21.0-24.5wt.%；

Ni:2.0-7.0wt.%；

Fe:1.0-3.0wt.%；

0＜稀土元素含量＜1.2wt.%；

且所述稀土元素和高熔点元素的含量不可同时为0；

Mn：余量；

且C＜0.1wt.%；

以及其他不可避免的杂质。

现有技术中高锰的锰铜基合金的工艺性能差，铸造时易生成疏松、缩孔和裂缝等缺陷，热冷加工时易生成表面开裂和边裂等缺陷，而且存在阻尼性能的时效衰减效应。

而本发明人经过大量和广泛深入的实验，偶然发现，在特定的锰铜基合金中加了稀土或特定的高熔点金属元素后，使原子结合力改变，同时影响阻尼性能，力学性能，和时效衰减效应，且三者均可得到提高。

从现有的文献资料和发明人的试验数据看，本合金中不容易加入惰性成分而不会改变其效果。实际上该合金有阻尼性能和力学性能，还有其它性能，对成分敏感，而且合金元素之间有交互作用，比较复杂。但是本发明还是可存在不可避免的杂质。例如稀土元素中或是钢合金中无法避免可带入的一些杂质等。

本发明特别适用于高锰合金。在本发明的一个具体实施方式中，70.5wt.%＜Mn＜71.5wt.%。

在本发明的一个具体实施方式中，Cu较佳范围：21.7-23.2wt.%。

在本发明的一个具体实施方式中，Ni较佳范围：3.8-4.9wt.%。

在本发明的一个具体实施方式中，Fe较佳范围：1.5-2.5wt.%。

本发明中，优选加入的稀土元素为La,Ce,或Ce+La。

本发明的高熔点金属的熔点高于1650℃。金属熔点高于1650℃的金属有很多，但不是只要熔点高于1650℃的金属的元素，都对本合金有利。因为虽然高熔点金属的原子间作用强，但它在锰基合金中能否发挥作用，取决于高熔点金属原子与锰基体原子的交互作用，这比较复杂，还没有统一理论。所以，高熔点是必要条件，但不是充分条件。所以，发明人将对本合金有利的高熔点金属归纳为一组，但不能说具有同样熔点的其它金属也具有有利作用。我们给出的有利元素，是经过实验证明的，它们具有高熔点特征。但具有同样高熔点的元素，是否有利于性能，还需要实验证实。

这些组分的组合，没有一定条件，可以一个，也可以多个，但总量不能超过3.0wt.%，因为太高含量，使锰含量下降，而且会生成过多第二相，影响合金性能。

优选实施方式

所述的稀土元素为Ce+La，且0.3wt.%＜Ce+La:＜0.5wt.%；

发明人发现，同时加两种或两种以上的高熔点金属元素，是较优选择。更优选的是稀土元素和高熔点元素同时加入，获得最佳的综合性能。其综合性能可参见实施例1和相应的性能实施例。对于本领域的高锰合金来说，最关键的参数是损耗因子，还要考虑抗拉强度，以及损耗因子的衰减率。上述优选技术方案中，最关键的参数损耗因子远高于对比例子，也大大高于其他本发明的其他实施方式。而损耗因子衰减率则大大好于对比例但在本发明的各具体实施方式中居于中等水平，抗拉强度也是大大高于对比例但在本发明的各具体实施方式中居于中等水平。综合来说，是属于性能非常优秀的产品。

本发明第二方面提供一种本发明所述的锰铜基高阻尼合金的制备方法，所述方法包括：

提供本发明所述的合金配方组合物；

所述合金配方组合物进行冶炼，得到合金坯料；

所述合金坯料进行后处理，得到合金。

制备工艺：

高锰的锰铜基合金的工艺性能差，铸造时易生成疏松、缩孔和裂缝等缺陷，热冷加工时易生成表面开裂和边裂等缺陷。前期国内外都曾先后试制过高锰的锰铜基合金，但后来转向中锰的锰铜基合金，其中工艺性能差是原因之一。如表一和表二所示，现有的大部分锰铜基阻尼合金商品牌号，基本上均为中锰的锰铜基合金。近期由于工艺设备和技术的进展，以及材料科学研究的进展，高锰的锰铜基合金的制备技术取得进展，其中日本研发的M2052合金是一个例子。

高锰的锰铜基合金的工艺性能差，是由合金的基本特性决定的。例如，从Mn-Cu二元相图上可以看出，该合金的固相线与液相线的温度范围宽，这就给合金的铸造工艺带来一系列应该加以注意的问题。本发明就该合金制备工艺，根据不同应用目的，设计和确定了多种工艺途径，以得到不同的阻尼性能和力学性能组合。

(1)冶炼工艺：合金的工艺性能与冶炼工艺密切相关。为满足不同性能要求，可以选用以下几种工艺：

(1.1)真空感应炉冶炼：这是冶炼本合金的基本冶炼工艺。操作熟练的冶炼技师，是获得优质铸锭的重要条件之一。由于锰在真空下挥发严重，所以必须通入氩气。操作熟练的冶炼工，可以通过仔细操作，减少通氩时间，这有利于提高合金的质量。在浇注铸锭时，正确而熟练的操作，可以得到铸造缺陷少的优质铸锭。

(1.2)真空感应炉冶炼+电渣重熔：在真空感应炉冶炼后，再进行电渣重熔，可以提高锭的冶炼质量，进一步提高合金的阻尼和力学性能，对工艺性能也有明显改进。

(1.3)非真空感应炉冶炼+电渣重熔：采用这一工艺的优点是既提高了合金的阻尼、力学性能和工艺性能，同时也避免了真空感应炉冶炼对操作工要求较高，设备投资及维护成本较高的不足。值得指出的是，我国目前大部分中小特殊钢生产企业，都有非真空感应炉冶炼+电渣重熔的冶炼设备，这有利于这些企业生产本合金。当然，这一工艺生产的合金质量稍逊于真空感应炉冶炼+电渣重熔工艺。

(2)浇注：真空感应炉冶炼采用钢锭模或模壳浇注成锭或铸件。其余两种冶炼工艺都是电渣重熔锭。

(3)热加工：合金锭或合金热加工的中间坯料，在热加工之前，需经过热处理：缓慢加热升温至780-920℃,保温时间根据锭或中间坯料尺寸而定。热加工可以采用通常生产特殊钢的冶金厂的热加工设备进行。

(4)冷加工：冷加工之前，需经过退火。退火温度为750-870℃，保温时间根据坯料尺寸而定。然后进行表面精整，去除表面缺陷和氧化层。

(5)热处理：本发明合金在使用前，必须经过最终成品热处理，才能获得最佳阻尼性能和力学性能。简易的热处理制度为：780-950℃保温0.5-18hrs,然后随炉冷却。上述简易热处理制度，可以获得一般综合性能组合，但不能获得优良性能。为获得最佳阻尼性能和力学性能等综合性能组合，应该根据具体合金成分和制备工艺，制订相应的热处理工艺。最终热处理在氢气、氬气或真空中进行。

本发明的优点：发明一种新型高锰含量的锰铜基阻尼合金，具有以下特点：

1，在合金中加入稀土元素和高熔点金属元素，采用优化合金成分设计，使合金具有优良的阻尼性能和力学性能；

2，在合金中加入稀土元素和高熔点金属元素，采用优化合金成分设计，明显减少了合金阻尼性能的时效衰减效应；

3，确定了多种制备本发明合金的工艺途径，以满足用户的不同需求，以及适应合金制造商的不同生产设备条件。

如无具体说明，本发明的各种原料均可以通过市售得到；或根据本领域的常规方法制备得到。除非另有定义或说明，本文中所使用的所有专业与科学用语与本领域技术熟练人员所熟悉的意义相同。此外任何与所记载内容相似或均等的方法及材料皆可应用于本发明方法中。

本发明的其他方面由于本文的公开内容，对本领域的技术人员而言是显而易见的。

下面结合具体实施例，进一步阐述本发明。应理解，这些实施例仅用于说明本发明而不用于限制本发明的范围。下列实施例中未注明具体条件的实验方法，通常按照国家标准测定。若没有相应的国家标准，则按照通用的国际标准、常规条件、或按照制造厂商所建议的条件进行。除非另外说明，否则所有的份数为重量份，所有的百分比为重量百分比，所述的聚合物分子量为数均分子量。

除非另有定义或说明，本文中所使用的所有专业与科学用语与本领域技术熟练人员所熟悉的意义相同。此外任何与所记载内容相似或均等的方法及材料皆可应用于本发明方法中。

实施例1：

采用真空感应冶炼+电渣重熔工艺，合金成分为：Cu:22.5wt.%；Ni:4.0wt.%；Fe;1.2wt.%；La:0.10wt.%;Ce:0.25wt.%;V;0.30;Cr:0.40wt.%；余为Mn。电渣重熔锭缓慢加热升温至860℃，保温后，锻造成板坯，空气下冷却到室温。锻坯重新加热到840℃，保温后，热轧到厚度为4毫米的带材，空气下冷却到室温。将热轧带加热到820℃保温后，冷却到室温，进行表面精整后获得光亮表面，然后进行冷轧。冷轧到1.5毫米带材。然后进行最终成品热处理。热处理在氢气、氬气或真空中进行。

采用上述优化的制备工艺，获得无疏松、缩孔和裂缝等缺陷的合金锭，在热冷加工时未生成表面缺陷和边裂等缺陷。采用本实施例的合金性能请见表三。

其微观结构参见附图3～5：

图3实施例1合金的金相照片显示晶内存在孪晶；

图4图1中合金样品的透射电子显微镜照片；

实施例2：

按照实施例1，但是冷轧过程中，根据需要增加多次中间退火，退火在氢气、氬气或真空中进行，退火温度为810℃。必要时可以进行表面精整。然后冷轧到0.01-0.003毫米的薄箔。

实施例3：

按照实施例1，但冶炼工艺采用真空感应冶炼，浇注成钢锭。

实施例4：

按照实施例1，但冶炼工艺采用非真空感应冶炼+电渣重熔工艺。

实施例5：

按照实施例1，但合金成分为：Cu:22.5wt.%；Ni:3.8wt.%；Fe;1.0wt.%；La:0.05wt.%;Ce:0.12wt.%;Nb:0.15wt.%;Zr:0.15wt.%;Mo:0.15wt.%；余为Mn。

采用本实施例的合金性能请见表三。

实施例6：

按照实施例5,但冶炼工艺采用真空感应冶炼，浇注成钢锭。

实施例7：

按照实施例5,但冶炼工艺采用非真空感应冶炼+电渣重熔工艺。

实施例8：

按照实施例1，但合金成分为：Cu:22.5wt.%；Ni:6.8wt.%；Fe;0.9wt.%；Nb:0.20wt.%;Zr:0.20wt.%;W:0.10wt.%；Ti:0.10wt.%；Ta:0.10wt.%；，余为Mn。

采用本实施例的合金性能请见表三。

实施例9：

按照实施例8,但冶炼工艺采用真空感应冶炼，浇注成钢锭。

实施例10：

按照实施例8,但冶炼工艺采用非真空感应冶炼+电渣重熔工艺。

实施例11：

采用真空感应冶炼+电渣重熔工艺，合金成分为：Cu:24.2wt.%；Ni:2.8wt.. %;Fe:1.2wt.%La:0.04wt.%;Ce:0.09wt.%;V;0.20;Cr:0.20wt.%；余为Mn。其制备工艺同实施例1。

采用本实施例的合金性能请见表三。

实施例12：

采用真空感应冶炼+电渣重熔工艺，合金成分为：Cu:21.3wt.%；Ni:6.3wt..%;Fe:0.9wt.%；Nb:0.50wt.%;Zr:0.60wt.%;W:0.70wt.%；Ti:0.50wt.%；Ta:0.50wt.%；，余为Mn。其制备工艺同实施例1。

采用本实施例的合金性能请见表三。

性能实施例

表三是对照例合金与本发明合金实施例的综合性能对比：

表三本发明合金实施例与对照例的综合性能对比

表三中对照例1中合金，为参照日本专利中2052合金成分范围[5]：Cu:20±5at. %;Ni:5±3at.%;Fe:2±1at.%(这里用at.%而不是wt.%表示)，取其接近中间值的范围，未添加其它合金元素，其化学成分为：Cu:20.5at.%；Ni:4.9at.%,Fe;1.9at.%,余Mn。

表三中对照例2中合金，为参按照日本专利中2052合金成分范围[5]：Cu:20±5at.%;Ni:5±3at.%;Fe:2±1at.%,取其偏离中间值的范围，未添加其它合金元素，其化学成分为：Cu:23.5at.%；Ni:2.8at.%,Fe:2.7at.%；余Mn。

对照例1和2中合金，在一般特殊钢生产工厂中，采用通常制备工艺制作。采用真空冶炼，钢锭中有较深缩孔，有时可达钢锭高度的三分之二处，最大甚至达一半处。冷热加工后出现边裂和明显表面缺陷，需进行切边和表面精整。

采用本发明的全部实施例都获得了无疏松、缩孔和裂缝等缺陷的合金锭，在热、冷加工时未出现边裂和明显表面缺陷。

阻尼性能按国家标准GB/T18258-2000阻尼材料阻尼性能测试方法进行测试。采用自支撑阻尼材料试样(均质单板试样)。用该标准的公式(2)计算损耗因子η,无量纲。

力学性能按GB/T228.1-2010金属材料拉伸试验第一部分室温试验方法进行测试，在室温和常压(1个大气压)下测量其抗张强度Rm，MPa。

为比较阻尼合金的阻尼性能的时效衰减效应，引入损耗因子衰减率，其定义为：

ε(%)=(η₁-η₂)/η₁

上式中η₁是合金制备后2天测得的损耗因子，η₂是合金制备后5个月测得的损耗因子。

在表三的本发明实施例1、5和8中，其合金成分在本发明合金成分的较佳成分范围内，其全部性能均明显优于对照例1和2中合金。依照实施例1、5和8从上到下的次序，阻尼性能损耗因子η依次下降，但力学性能抗张强度依次递增；而损耗因子衰减率ε则依次下降(越低越好)，其中实施例5和8的差别不明显。从表三可以看出，本发明不仅明显提高和改进了合金综合性能，而且为选择不同的阻尼性能和力学性能组合，提供了较大选择空间。

上述结果表明：加入稀土元素，对提高本发明合金的阻尼性能有明显效果，对减缓合金阻尼性能衰减效应和提高力学性能也有一定作用；而高熔点金属元素的加入，对减缓合金阻尼性能衰减效应有明显效果，对提高合金抗张强度的作用也较明显，而对改善合金阻尼性能的作用，则不如稀土元素。这表明，与高熔点金属元素相比，稀土元素对合金中孪晶界和反铁磁性有更强作用。当然应该指出，由于稀土元素与高熔点金属元素之间有复杂的交互作用，不同的高熔点金属元素的作用强弱也不同，所以，虽然稀土元素和高熔点金属元素这两大类合金元素对本发明合金性能的有利作用明显，但这种有利作用的确切微观机制，还有待进一步研究。

表三中实施例11和12，其合金成分虽然不在本发明的较佳范围内，但仍在本发明的合金成分范围内，所以，尽管其综合性能低于实施例1、5和8(在本发明合金成分的较佳成分范围内)，但仍然优于对照例1和2。

综上所述，本发明不仅提高了合金的阻尼性能和力学性能,而且阻尼性能的时效衰减效应被明显减缓，后者是本发明的独特点之一。(从表三的实施例1，5，6，11，和12也可以看出，这三种性能都有明显改进，而减缓阻尼性能的时效衰减效应则较为独特)。

以上实施例，只是作为例子说明。本发明合金综合性能的提高，不限于这些实施例。本发明的合金成分设计和制备工艺经过优化和优选组合后，其阻尼性能和力学性能还可以获得更大优化和提高。

同时，发明人发现，同时加两种或两种以上的高熔点金属元素，是较优选择。更优选的是稀土元素和特定的高熔点元素(一定比例的Cr与V)同时加入，获得最佳的综合性能。其综合性能可参见实施例1和相应的性能实施例。对于本领域的高锰合金来说，最关键的参数是损耗因子，还要考虑抗拉强度，以及损耗因子的衰减率。上述实施例1中，最关键的参数损耗因子远高于对比例子，也大大高于其他本发明的其他实施方式。而损耗因子衰减率则大大好于对比例但在本发明的各具体实施方式中居于中等水平，抗拉强度也是大大高于对比例但在本发明的各具体实施方式中居于中等水平。综合来说，是属于性能非常优秀的产品。

以上所述仅为本发明的较佳实施例而已，并非用以限定本发明的实质技术内容范围，本发明的实质技术内容是广义地定义于申请的权利要求范围中，任何他人完成的技术实体或方法，若是与申请的权利要求范围所定义的完全相同，或也是一种等效的变更，均将被视为涵盖于该权利要求范围之中。

在本发明提及的所有文献都在本申请中引用作为参考，就如同每一篇文献被单独引用作为参考那样。此外应理解，在阅读了本发明的上述内容之后，本领域技术人员可以对本发明作各种改动或修改，这些等价形式同样落于本申请所附权利要求书所限定的范围。

Claims

1.一种锰铜基高阻尼合金，其特征在于，其包括：

Cu:21.0-24.5wt.％；

Ni:2.0-7.0wt.％；

Fe:1.0-3.0wt.％；

0＜稀土元素含量＜1.2wt.％；

0＜高熔点金属元素含量＜3.0wt.％；且所述高熔点金属元素为Ti、Zr、V、Ta、Nb、W、Mo、Cr中的一种或多种；

Mn：61.2wt.％＜Mn＜76.0wt.％；

且C＜0.1wt.％；

以及其他不可避免的杂质。

2.如权利要求1所述的锰铜基高阻尼合金，其特征在于，70.5wt.％＜Mn＜71.5wt.％。

3.如权利要求1所述的锰铜基高阻尼合金，其特征在于，Cu较佳范围：21.7-23.2wt.％。

4.如权利要求1所述的锰铜基高阻尼合金，其特征在于，Ni较佳范围：3.8-4.9wt.％。

5.如权利要求1所述的锰铜基高阻尼合金，其特征在于，Fe较佳范围：1.5-2.5wt.％。

6.如权利要求1所述的锰铜基高阻尼合金，其特征在于，所述的稀土元素为Ce、La或二者组合，且0.10wt.％＜Ce+La＜0.75wt.％。

7.如权利要求1所述的锰铜基高阻尼合金，其特征在于，高熔点元素较佳范围：0.4wt.％＜高熔点金属元素＜2.0wt.％。

8.如权利要求1所述的锰铜基高阻尼合金，其特征在于，所述合金同时含有稀土元素和高熔点金属元素，其组合如下：

所述的稀土元素为Ce+La，且0.3wt.％＜Ce+La＜0.5wt.％；

所述高熔点元素加入量为：0.6wt.％＜高熔点金属元素＜0.8wt.％；且所述高熔点元素为Cr和V的组合，且二者的重量比例Cr：V为：(0.8～1.5)：1。

9.一种如权利要求1所述的锰铜基高阻尼合金的制备方法，其特征在于，所述方法包括：

提供如权利要求1所述的合金配方组合物；

所述合金配方组合物进行冶炼，得到合金坯料；

所述合金坯料进行后处理，得到合金。

10.一种如权利要求1所述的锰铜基高阻尼合金的用途。