CN107119242A - Cu‑Fe‑Ni‑Al‑Cr多组元合金的热处理方法 - Google Patents

Abstract

本发明涉及Cu‑Fe‑Ni‑Al‑Cr多组元合金的热处理方法。该合金的铸态由于成分较为复杂，塑性低，所以难以进行加工变形。本发明提出一种包含多级热处理和液氮深冷的高低温交替的热处理工艺，即：对铸态Cu‑Fe‑Ni‑Al‑Cr的多组元合金，在750～850℃下保温至少9h，随炉冷至室温；然后加热至300～500℃保温至少0.5h，出炉冷却至室温后，立即置于深冷箱(‑190～‑180℃)中进行深冷处理至少3h；最后加热至300～400℃保温至少1.5h。经这种特殊热处理后该类合金抗拉强度提高63.14％，延伸率达18.5％以上。本发明提升了合金的实用价值，为新产品开发提供了有效途径。

Description

Cu-Fe-Ni-Al-Cr多组元合金的热处理方法

技术领域

本发明属于有色金属加工技术领域，具体涉及Cu-Fe-Ni-Al-Cr多组元合金的热处理方法。

背景技术

根据经典的Gibbs相率，n种元素的合金系统的平衡相的数目p＝n+1，在非平衡凝固时形成的相数p﹥n+1。当Cu-Fe-Ni-Al-Cr合金具有五种主要组元，且五种组元成分含量均较高，没有任何一种元素作为基体时，其较为混乱的合金组分使合金中形成大量复杂的金属间化合物，会降低Cu-Fe-Ni-Al-Cr多组元合金的机械性能，使得合金呈现脆性大、塑性低等不足，进而使得该类合金难以加工成形，缺乏实用价值。

目前研究报道中涉及的此类具有多种主组元的金属材料，几乎都是采用真空熔炼、粉末冶金、喷射沉积等方法制备的高熵合金，后续通常没有进行复杂的热处理以改善其塑性。如广西大学的博士学位论文《A1-Cr-Fe-Co-Ni-Cu系多组元合金组织与性能的研究》中对真空熔炼的A1-Cr-Fe-Co-Ni-Cu系多组元合金进行了热处理研究，该论文对A1-Cr-Fe-Co-Ni-Cu系多组元合金提出了两种热处理制度，分别是800℃保温1小时，1000℃保温1小时，该论文提出，这两种热处理制度不能改善A1-Cr-Fe-Co-Ni-Cu系多组元合金的塑性，还会使其硬度下降。中国的发明专利(申请号：201310725797.7)针对CuNiSiCr合金，经实验研究提出该合金较佳的热处理工艺为：将合金升温至900℃保温1小时后水冷，再次升温至500℃保温4小时后随炉冷却。但该专利未明确给出经过热处理后合金力学性能的改善程度，且所针对的合金是以Cu为基体的多相合金，相成分较为简单。

由于采用低成本的非真空熔炼方法制备的Cu-Fe-Ni-Al-Cr系合金，其塑性差，难以进行加工变形，进而限制了该系合金的应用。因此急需提供一种在保持合金抗拉强度和硬度的同时，还能有效提高Cu-Fe-Ni-Al-Cr多组元合金塑性的热处理制度。而到目前为止，这类热处理制度在相关文献中还鲜有相关报道。

发明内容

针对以上问题，本发明提出了一种包含多级热处理和液氮深冷的高低温交替的热处理工艺，以改善Cu-Fe-Ni-Al-Cr多组元合金内部相结构，显著提高Cu-Fe-Ni-Al-Cr多组元合金的综合力学性能。

本发明Cu-Fe-Ni-Al-Cr多组元合金的热处理方法，所述热处理方法中，包含n级热处理和深冷处理；其中进行深冷处理后，至少进行1级热处理；所述n大于等于3；所述深冷处理的温度小于等于-100℃(即小于等于零下100℃)。

作为优选方案，本发明Cu-Fe-Ni-Al-Cr多组元合金的热处理方法，所述Cu-Fe-Ni-Al-Cr多组元合金为非真空熔铸所得的Cu-Fe-Ni-Al-Cr多组元合金。

作为优选方案，本发明Cu-Fe-Ni-Al-Cr多组元合金的热处理方法，包括下述步骤：

步骤一

于750～850℃，对非真空熔铸的Cu-Fe-Ni-Al-Cr多组元合金进行第一次热处理至少9小时，随炉冷却至室温；得到第一次热处理后的样品；

步骤二

在300～500℃对第一次热处理后的样品进行第二次热处理至少0.5小时；然后取出试样在空气中自然冷却至室温，得到第二次热处理后的试样；

步骤三

通入冷源，在-180℃以下对第二次热处理后的试样进行深冷处理至少3小时后，停止冷源供应，使得试样的温度恢复到室温；得到深冷处理试样；

步骤四

在300～400℃对深冷试样进行第三次热处理至少1小时后，取出空冷至室温；得到成品。

作为优选方案，本发明Cu-Fe-Ni-Al-Cr多组元合金的热处理方法，步骤一中，第一次热处理的时间为9～10小时。第一次热处理保温完成后，停止供热，打开炉门，使得试样随炉冷却至室温。

作为优选方案，本发明Cu-Fe-Ni-Al-Cr多组元合金的热处理方法，步骤二中，第二次热处理的时间为0.5～1小时。

作为优选方案，本发明Cu-Fe-Ni-Al-Cr多组元合金的热处理方法，步骤三中，将第二次热处理后的试样放入液氮深冷箱中进行深冷处理3～8小时；停止深冷箱的液氮供应，使箱内温度恢复至室温，得到深冷处理试样；进行深冷处理时，控制温度为-190～-180℃。

作为优选方案，本发明Cu-Fe-Ni-Al-Cr多组元合金的热处理方法，步骤四中，在300～400℃对深冷试样进行第三次热处理1～2小时后，取出空冷至室温；得到成品。

作为进一步的优选方案，本发明Cu-Fe-Ni-Al-Cr多组元合金的热处理方法，第一次热处理的温度为780～840℃；第二次热处理的温度为350～450℃；深冷处理的时间为4～6小时；第三次热处理的温度为320～380℃、时间为1.5～2.0小时。

作为优选方案，本发明Cu-Fe-Ni-Al-Cr多组元合金的热处理方法，其特征在于；Cu-Fe-Ni-Al-Cr多组元合金以质量百分比包括下述组分：

作为优选方案，本发明Cu-Fe-Ni-Al-Cr多组元合金的热处理方法，所得成品的抗拉强度为479～510MPa、延伸率为18.5～26％。

在工业化应用时，第一次热处理、第二次热处理、第三次热处理所用炉子优选为电阻炉，当然其他加热炉也可用于本发明。

原理和优势

本发明所涉及的非真空熔铸的Cu-Fe-Ni-Al-Cr铸态多组元合金中存在大量的树枝状晶，树枝状晶内Fe含量较高，枝间区域Fe含量稍低；铸态合金中可见少量粗大的β相，该相成分主要为Cr；铸态合金中还弥散分布着大量的粗大的富Cu的针状相，正是由于这些粗大相的存在，导致铸态合金塑性较低。铸态Cu-Fe-Ni-Al-Cr多组元合金经过780～840℃下保温9～10小时，随炉冷却的一级热处理和在升温至300～500℃的电阻炉内，保温0.5～1.0小时的两级热处理后，树枝晶回熔，粗大的β相和针状相尺寸减小，Cr元素和Cu元素固溶到多组元合金基体中，使得晶粒细化，成分均匀，进而有利于塑性的提高；对铸态合金经过深冷处理后，合金内部的热应力和机械应力得到释放，这有利于合金的塑性的进一步提高以及抗拉强度的增加；再经过320～380℃保温1.5～2小时的回火处理后，使得晶粒深度细化，原料中粗大的针状相经过热处理后变为细小的相弥散分布于合金中，这些细小针状相的强化效应使合金的抗拉强度进一步增加；同时回火处理后合金成分较为均匀，组织更为稳定，塑性得到进一步的增强。

本发明与现有多组元合金热处理技术相比具有下列优点和效果：

(1)极大程度地提高多组元合金塑性：通过三级热处理和深冷处理的高低温交替的热处理工艺，非真空熔铸的Cu-Fe-Ni-Al-Cr多组元合金的延伸率最高可达到27.8％以上，相比于热处理前延伸率提高1753.3％以上。

(2)使Cu-Fe-Ni-Al-Cr合金达到优良的综合力学性能：本发明使此类多组元合金的抗拉强度提高63.14％，同时保留很高的硬度，改善了多组元合金的脆性，提升了Cu-Fe-Ni-Al-Cr多组元合金的实用价值。经本发明的热处理后，Cu-Fe-Ni-Al-Cr多组元合金后续可以进行热、冷塑性加工，从而拓宽了Cu-Fe-Ni-Al-Cr多组元合金的使用范围。

具体实施方式

以下通过实施例，对本发明的技术方案作进一步具体说明。需要说明的是，以下实施例和对比例仅用于解释本发明，而不应视为对本发明的权利要求的范围的限制。

实施例与对比例

本发明涉及的Cu-Fe-Ni-Al-Cr多组元合金的一种热处理工艺，是一种包含多级热处理和液氮深冷的高低温交替的热处理工艺。按规定的成分配比取各组元原料，在中频感应炉上用高纯石墨坩埚进行非真空熔炼，按当先熔化高熔点物料在降温熔化低熔点物料的原则，将配取的各组分原完全熔化并混合均匀后升温至900-1000℃，在钢质水冷模具中浇注，铸锭自然冷却成型。然后对同组同材质的铸锭分别采用本发明的热处理工艺和常规热处理制度进行处理，每组相同成分铸锭中设一个空白样，即铸态未热处理样品，与同组实施例和其他对比例进行性能对比。使用HVS-1000数显显微硬度记对各实施例和对比例试样进行显微硬度测试，载荷1KG，加载15s；使用美国Instron 3369力学试验机对各实施例和对比例试样进行室温拉伸试验，拉伸速度1mm/min，然后每组实施例和对比例相互进行力学性能对比。各实施例和对比例的合金成分见表1，各实施例和对比例热处理制度和力学性能数据见表2。

表1各实施例和对比例的合金成分(wt.％)

表2各实施例与对比例的热处理制度和力学性能数据

由表2中的数据可见，采用本发明的热处理方法处理的Cu-Fe-Ni-Al-Cr多组元合金，延伸率和抗拉强度都有明显提升，同时保留有较高的硬度。

对比例1-3、2-3和3-3未进行热处理，合金中含有大量的金属间化合物，合金较脆，基本没有塑性。

对比例1-1合金一级热处理制度温度过低，达不到Cu-Fe-Ni-Al-Cr多组元合金相的相变点，只有少量的原子扩散，Cu-Fe-Ni-Al-Cr多组元合金合金虽保留较高的硬度和抗拉强度，但延伸率没有改善；对比例1-2的合金通过800℃×1h空冷处理，由于热处理时间较短，Cu-Fe-Ni-Al-Cr多组元合金内部枝晶、富Cr的β相富Cu的针状相刚开始回溶，合金内部元素偏聚得到改善，Cu-Fe-Ni-Al-Cr多组元合金因此软化，塑性虽有所提升，却因此导致抗拉强度和硬度降低。对比例2-1的Cu-Fe-Ni-Al-Cr多组元合金二级热处理温度过高，会导致合金内部晶粒长大粗化，使合金的抗拉强度和塑性都降低；对比例2-2的Cu-Fe-Ni-Al-Cr多组元合金同样由于热处理时间过短，合金内相稍有转变，但转变不完全，所以塑性没有太大的提升。对比例3-1的Cu-Fe-Ni-Al-Cr多组元合金没有经过深冷处理，合金内部的热应力和机械应力未能得到释放，在进行拉伸力学性能检测时，合金内部的残余热应力和拉伸力叠加作用于合金上，使合金的抗拉强度降低，合金内部残留的热应力使合金容易受到应力腐蚀，对合金的服役性能产生不良影响；对比例3-2的Cu-Fe-Ni-Al-Cr多组元合金热处理时间较短，对脆性材料进行水冷处理，会加剧材料的脆性，因此对比例3-2的脆性较大。

通过实施例与对比例的对比表明，本发明提供的热处理制度，适合非真空熔铸的Cu-Fe-Ni-Al-Cr多组元合金，可以较大幅度地提升合金的塑性和抗拉强度，同时保留其较高的硬度，从而使合金具有优良的综合力学性能。

需要说明的是，上述实施例仅仅是本发明的较佳实施例，并没有用来限定本发明，本发明的保护范围以权利要求书为准，在上述技术方案的基础上所作出的等同替换或者替代，均属于本发明的保护范围。

Claims (10)

1.Cu-Fe-Ni-Al-Cr多组元合金的热处理方法，其特征在于：所述热处理方法中，包含n级热处理和深冷处理；其中进行深冷处理后，至少进行1级热处理；所述n大于等于3；所述深冷处理的温度小于等于-100℃。

2.根据权利要求1所述的Cu-Fe-Ni-Al-Cr多组元合金的热处理方法，其特征在于：所述Cu-Fe-Ni-Al-Cr多组元合金为非真空熔铸所得的Cu-Fe-Ni-Al-Cr多组元合金。

3.根据权利要求1所述的Cu-Fe-Ni-Al-Cr多组元合金的热处理方法，其特征在于包括下述步骤：

步骤一

于750～850℃，对非真空熔铸的Cu-Fe-Ni-Al-Cr多组元合金进行第一次热处理至少9小时，随炉冷却至室温；得到第一次热处理后的样品；

步骤二

在300～500℃对第一次热处理后的样品进行第二次热处理至少0.5小时；然后取出试样在空气中自然冷却至室温，得到第二次热处理后的试样；

步骤三

通入冷源，在-180℃以下对第二次热处理后的试样进行深冷处理至少3小时后，停止冷源供应，使得试样的温度恢复到室温；得到深冷处理试样；

步骤四

在300～400℃对深冷试样进行第三次热处理至少1小时后，取出空冷至室温；得到成品。

4.根据权利要求3所述的Cu-Fe-Ni-Al-Cr多组元合金的热处理方法；其特征在于：步骤一中，第一次热处理的时间为9～10小时。

5.根据权利要求3所述的Cu-Fe-Ni-Al-Cr多组元合金的热处理方法；其特征在于：步骤二中，第二次热处理的时间为0.5～1小时。

6.根据权利要求3所述的Cu-Fe-Ni-Al-Cr多组元合金的热处理方法；其特征在于：步骤三中，将第二次热处理后的试样放入液氮深冷箱中进行深冷处理3～8小时；停止深冷箱的液氮供应，使箱内温度恢复至室温，得到深冷处理试样；进行深冷处理时，控制温度为-190～-180℃。

7.根据权利要求3所述的Cu-Fe-Ni-Al-Cr多组元合金的热处理方法；其特征在于：步骤四中，在300～400℃对深冷试样进行第三次热处理1～2小时后，取出空冷至室温；得到成品。

8.根据权利要求3所述的Cu-Fe-Ni-Al-Cr多组元合金的热处理方法；其特征在于：第一次热处理的温度为780～840℃；第二次热处理的温度为350～450℃；深冷处理的时间为4～6小时；第三次热处理的温度为320～380℃、时间为1.5～2.0小时。

9.根据权利要求1-8任意一项所述的Cu-Fe-Ni-Al-Cr多组元合金的热处理方法；其特征在于；Cu-Fe-Ni-Al-Cr多组元合金以质量百分比包括下述组分：

10.根据权利要求9所述的Cu-Fe-Ni-Al-Cr多组元合金的热处理方法；其特征在于；所得成品的抗拉强度为479～510MPa、延伸率为18.5～26％。