CN111187930B - 一种改善铸造合金中金属间化合物的方法 - Google Patents

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Abstract

本发明涉及一种改善铸造合金中金属间化合物的方法，并成功应用于镍基合金、铁基合金、铜基合金中，步骤是：(1)将铸造合金原料放进坩埚内，并将坩埚放入真空感应熔炼炉中，通过感应加热铸造合金原料至液相线以上温度。(2)按照规定的热处理曲线对液态金属合金熔液精炼处理。(3)将熔体升温到浇注温度；(4)将熔体在电源的加热情况下沿浇口杯浇注到经过预热处理的模壳中；(5)启动模壳下部的水冷铜盘，使模壳中熔体温度降低并凝固，得到铸件。本方法可以较大程度改善铸造合金中金属间化合物的数量，形貌乃至原子团中短程排列，使金属间化合物分布更加均匀细化，从而提高铸造合金的综合力学性能。本发明精炼工艺适合于工业化生产。

Description

一种改善铸造合金中金属间化合物的方法
技术领域
本发明设计一种改善铸造合金中金属间化合物的方法，特别是设计一种采用熔体高温热处理精炼工艺来改善镍基合金、铁基合金和铜基合金中金属间化合物的方法，属于金属材料铸造领域。
背景技术
随着我国科技的飞速发展，各种新型金属材料应运而生。为了提高金属材料的使用性能，一般会在合金材料中加入多种合金元素，合金元素间的相互作用一般能形成多种相，其中就包括金属间化合物。金属间化合物具有比重轻、抗高温、耐氧化、熔点高、比强度高、高温蠕变性能好以及抗高温腐蚀性能优良等突出优点，一直作为金属基体的强化相。但由于金属间化合物的本征脆性导致其在室温下的塑形和韧性差，难以加工成形，同时金属间化合物形貌、团聚及大尺寸的负面作用会带来材料长期使用的安全隐患，应用受到限制。为解决这一问题，通过合金微观结构设计，在保证材料强度性能的同时改善其脆性已成为研究重点之一。
就铸造过程而言，金属材料的获得要经历由液态到固态的转变过程。液态金属的结构和品质对金属材料的组织、性能和质量有着直接和重要的遗传影响。金属或合金的液态结构不仅与金属的种类和合金的成分有关，而且也与熔体的温度以及熔体的热历史有关。因此，本发明采用熔体高温热处理的方法来改变铸造合金中金属间化合物的形貌、分布、尺寸、析出状态以及相对含量等来达到控制基体材料性能的目的。通过本发明方法，缩短了金属间化合物的形成时间，优化了原子团中短程结构、改善了材料的脆性，降低了铸件的废品率、增大了关键零件生产时返回料的使用量，提高了极高端材料的综合力学性能及合金长期使用安全性和寿命。
发明内容
本发明的目的在于提供了一种改善铸造合金中金属间化合物的方法，解决了由于金属间化合物存在造成的材料脆断的问题。本发明工艺流程设计合理，显著地提高了金属材料的力学性能和利用率。
本发明的技术方案是：
将原料投入具有磁力搅拌功能的真空感应熔炼炉内进行熔炼，熔炼过程中，对熔体进行合金熔融液态热处理精炼，重排合金中短程原子团结构，缩短金属间化合物的形成时间，使金属间化合物的数量减少、细化并分布更加均匀，从而大幅度提高合金的综合力学性能。
一种改善铸造合金中金属间化合物的方法，包括如下步骤：
步骤1、合金熔融液态初始化
(1)首先将铸造合金原料放进镁铝尖晶石或石英坩埚内，并将镁铝尖晶石或石英坩埚放入真空感应熔炼炉中，然后抽真空，并在真空度达到9Pa以下时，通入惰性气体，开始送电熔炼；
(2)当炉压低于1Pa时，通过感应加热铸造合金原料至液相线以上温度，保温得到熔体；
步骤2、调整熔体温度至t1温度
将步骤1得到的熔体调整温度到t1热处理起始温度，其中温度t1＝△1+t0，系数△1＝30～40℃；t0＝合金液相线熔化温度℃；
步骤3、控制升温速度S1升到t2温度
将步骤2中的熔体按照规定的升温速度S1升升温到规定的t2温度保温规定的L1分钟；升温速度S1升＝(4～6)℃/分钟；温度t2＝1500(k1+1)t0/(t0+50)℃，其中，系数k1＝0.11～0.18；保温时间L1＝10(1+0.1f)分钟,其中系数f＝铸造合金原料重量kg数/600；
步骤4、控制降温速度S1降到t3温度
将步骤3中的熔体按照规定的降温速度S1降降温到规定的t3温度保温规定的L2分钟；降温速度S1降＝(4～6)℃/分钟；温度t3＝1500(k2+1)t0/(t0+50)℃，其中系数k2＝0.02～0.06；保温时间L2＝(30+Ρ)分钟，其中系数Ρ＝铸造合金原料重量kg数/300；
步骤5、控制升温速度S2升再次到t2温度
将步骤4中的熔体按照规定的升温速度S2升再次升温到规定的t2温度保温规定的L3分钟；升温速度S2升≥7℃/分钟，温度t2＝1500(k1+1)t0/(t0+50)℃，保温时间L3＝(0.5～1.0)×L1分钟，且满足20≤L1+L3≤30；
步骤6、控制降温速度S2降到t4温度
将步骤5中的熔体按照规定的降温速度S2降降温到规定的t4温度保温规定的L4分钟；降温速度S2降≥7℃/分钟，温度t4＝△2+t0，其中系数△2＝45～65℃，保温时间L4＝10～30分钟；
步骤7、升温到t5温度
将步骤6中的熔体升温到浇注温度t5，其中温度t5＝△3+t0，其中系数△3＝80～120℃；
步骤8、浇注
将步骤7得到的熔体在电源的加热情况下沿浇口杯浇注到经过预热处理的模壳中，其中模壳为空心件，模壳的内腔与铸件的形状相适应，所述模壳的底部通过夹具与带有循环水的水冷铜盘固定设置；
步骤9、凝固
启动模壳下部的水冷铜盘，使模壳中熔体温度降低，熔体便发生结晶，最终模壳中的熔体随着模壳温度的降低而凝固，得到铸件。
进一步优选的，步骤1加热温度＝t0+(90～150)℃
进一步优选的，步骤1保温时，熔体金属液无肉眼可见气泡，完成保温。
进一步优选的，所述铸造合金为镍基合金、铁基合金或铜基合金。
进一步优选的，所述铸造合金为镍基合金GH4169、铁基合金M42或铜基合金ZrCrCu合金。
进一步优选的，所述S2升＝7～10℃/分钟。
进一步优选的，所述S2降＝8～10℃/分钟
进一步优选的，所述惰性气体为氩气。
步骤(2)、步骤(3)、步骤(4)、步骤(5)、步骤(6)、中的液态合金热处理精炼参数满足如下公式：
温度t1＝△1+t0，系数△1＝30～40℃，t0＝合金液相线熔化温度℃…………(1)
温度t2＝1500(k1+1)t0/(t0+50)，系数k1＝0.11～0.18…………………………(2)
温度t3＝1500(k2+1)t0/(t0+50)，系数k2＝0.02～0.06…………………………(3)
温度t4＝△2+t0，系数△2＝45～65℃……………………………………………(4)
温度t5＝△3+t0，系数△3＝80～120℃……………………………………………(5)
保温时间L1＝10(1+0.1f)分钟，系数f＝合金重量kg数/600………………(6)
保温时间L3＝(0.5～1.0)L1分钟……………………………………………(7)
20≤L1+L3≤30…………………………………………………………………(8)
保温时间L2＝30+Ρ分钟，系数Ρ＝合金重量kg数/300………………………(9)
保温时间L4＝10～30分钟……………………………………………………(10)
升温速度S1升＝(4～6)℃/分钟……………………………………………(11)
升温速度S2升≥7℃/分钟……………………………………………………(12)
降温速度S1降＝(4～6)℃/分钟……………………………………………(13)
降温速度S2降≥7℃/分钟……………………………………………………(14)
本发明的设计思想和原理如下：
为了有效改善因合金中金属间化合物的存在带来的金属材料脆性问题，本发明主要基于以下的冶金原理和设计思想：
金属间化合物一直作为强化相存在于金属基体中。但由于金属间化合物的本征脆性导致其在室温下的塑形和韧性差，难以加工成形，尤其其形貌尺寸和团聚状态，使应用受到限制。金属间化合物的熔点一般低于组成它的各个组元，使其需要在一定的温度下较长时间才能凝固析出，导致数量增多、团聚、分布不规律。通过熔体高温热处理，可以明显优化熔融合金液态原子团中短程排列程序，进而提高金属间化合物的析出温度，使其在高于原来的析出温度下析出，并且可以明显缩短析出时间，从而使其数量减少，分布更加均匀，大大提高了金属材料的综合力学性能。
液态合金热处理实质上是将液态合金液通过变温速度、保温温度、保温时间及周期变化改变合金高温液态原子排列程序，为改善固态组织创造条件。而且经过液态合金热处理的熔体冷却到浇注前温度的速度必须是激冷。因为只有在快冷条件下，才能把高温时形成的优良结构状态更大化的遗传保留至低温。如果熔体只有液态合金热处理而没有熔体的激冷，则合金的性能不会有巨大的改善。
由于液态合金热处理改变了液态合金的结构，因此，热处理温度曲线对合金的凝固过程必将产生影响。合金的形核过冷度随熔体过热度的增加而增大。形核过冷度的增加必将提高形核率，从而细化合金的组织。通过提高熔体的过热温度来增加熔体的均匀性可以消除一些有害相的析出，或改善初生析出相的形态，使铸态组织中的初生MC碳化物不断细化和分布均匀，合金的高温持久寿命和塑性明显提高。
本发明具有的特点及积极效果如下：
1本发明采用真空感应熔炼炉，先将全部合金料装入坩埚中进行熔炼，熔炼过程中，对熔体进行液态合金热处理精炼，优化熔融合金液态原子团中短程排列程序，缩短金属间化合物的形成时间，使金属间化合物来不及析出，数量减少，分布更加均匀，提高了铸造合金铸件的综合力学性能。本发明工艺流程设计合理，便于工业生产。
2本发明采用熔体液态合金热处理，改变了铸造合金中金属间化合物的形状、数量、尺寸以及分布情况，进而达到控制基体材料性能的目的。通过本发明方法，改善了材料的脆性，降低了铸件的废品率。
3本发明采用液态合金热处理，使高温熔体的优良结构得以遗传保留至低温，可以明显提高金属间化合物的析出温度，使其在高于原来的析出温度下析出，并且可以明显缩短析出时间，从而使其数量减少，分布更加均匀，提高了金属材料的性能和寿命及长期使用安全性。
4本发明采用液态合金热处理的方法，提高了铸造合金的成材率。因此，本发明与现有技术相比，节约了成本，显著改善了铸造材料的脆性。
附图说明：
图1本发明方法的主要工艺流程图；
图2本发明方法的镍基合金GH4169的晶粒图片(1：熔体未经过液态合金热处理；2：熔体经过液态合金热处理，图中标尺一致)；
图3本发明方法的镍基合金GH4169中金属间化合物的扫描图片(1：熔体未经过液态合金热处理；2：熔体经过液态合金热处理，图中标尺一致)；
图4本发明方法的铁基合金M42的晶粒图片(1：熔体未经过液态合金热处理；2：熔体经过液态合金热处理)；
图5本发明方法的铁基合金M42中金属间化合物的扫描图片(1：熔体未经过液态合金热处理；2：熔体经过液态合金热处理)；
图6本发明方法的铜基合金ZrCrCu的晶粒图片(1：熔体未经过液态合金热处理；2：熔体经过液态合金热处理，图中标尺一致)；
图7本发明方法的铜基合金ZrCrCu中金属间化合物的扫描图片(1：熔体未经过液态合金热处理；2：熔体经过液态合金热处理)；
图8本发明方法的合金液态热处理曲线。
具体实施方式：
液态合金热处理是将合金液加热至液相线温度以上一定的温度，经过特殊而独特的热处理曲线精炼处理后调整温度至浇铸温度进行浇铸。为了很好的体现出本发明工艺显著改善铸造合金中金属间化合物的数量和分布，进而影响铸造合金力学性能的优势，以下结合实施例详细说明本发明的具体实施方法：
实施例1
GH4169合金由于材料膨缩回复跳动公差大，使得该材料在高温苛刻使用条件下，在该材料疲劳寿命到期前，由于材料周期变形回复波动公差越来越大，直到超过极限值而报废。解决材料中间金属化合物微观组织稳定性进而缩小材料使用中膨缩回复跳动值成为行业热点。本工艺下该材料膨缩回复跳动公差得到极其明显改变。
表1GH4169合金主要化学成分
C Cr Ni Co Mo
≤0.08 17.0-21.0 50-55.0 0.02-1.0 2.80-3.30
Al Ti Nb Si Fe
0.30-0.70 0.75-1.15 4.85-5.40 ≤0.2 余
GH4169合金中的主要金属间化合物见表2。
表2GH4169合金中化合物的熔点(℃)
单质 熔点 化合物 熔点 化合物 熔点
Ni 1453 Ni<sub>3</sub>Al 1390 NiAl 1640
Al 660 TiC 3160 TiAl 1460
C 3727 NbC 3500 Ti<sub>3</sub>Al 1600
Nb 2468 TiN 2930 Cr<sub>3</sub>C<sub>2</sub> 1895
Ti 1668 NbN 2050 Cr<sub>7</sub>C<sub>3</sub> 1782
Cr 1857 CrN 1500
具体熔炼方法如下：
步骤1、镍基合金GH4169合金液态初始化
(1)首先将铸造合金原料镍、铁、铬放进镁铝尖晶石坩埚内，并将镁铝尖晶石坩埚放入具有磁力搅拌功能的真空感应熔炼炉中，然后抽真空，并在真空度达到9Pa以下时，通入氩气，开始送电熔炼；
(2)当炉压低于1Pa时，将剩余的原料碳、钴、钼、铌、铝、钛全部加入并通过感应加热铸造合金原料至1470℃，保温20分钟得到熔体；
步骤2、调整熔体温度至t1
将步骤1得到的熔体调整温度到t1热处理起始温度，
其中温度t1＝△1+t0＝1320+50＝1370℃，系数△1＝50℃；
t0＝合金液相线熔化温度℃＝1320℃；
步骤3、控制升温速度S1升到t2
将步骤2中的熔体按照规定的升温速度S1升升温到t2温度保温L1分钟；
升温速度S1升＝5℃/分钟；
温度t2＝1500(k1+1)t0/(t0+50)℃＝1500×(0.14+1)×1320/(1320+50)℃＝1648℃，其中，系数k1＝0.14；
保温时间L1＝10(1+0.1f)＝10×(1+0.1×2000/600)＝13分钟，其中系数f＝铸造合金原料重量kg数/600；本实施例中铸造合金原料重量为2000kg；
步骤4、控制降温速度S1降到t3
将步骤3中的熔体按照规定的降温速度S1降降温到t3温度保温L2分钟；
降温速度S1降＝6℃/分钟；
温度t3＝1500(k2+1)t0/(t0+50)℃＝1500×(0.04+1)×1320/(1320+50)℃＝1503℃，其中系数k2＝0.04；
保温时间L2＝(30+Ρ)＝(30+2000/300)＝37分钟，其中系数Ρ＝铸造合金原料重量2000kg数/300；
步骤5、控制升温速度S2升再次到t2
将步骤4中的熔体按照规定的升温速度S2升再次升温到t2温度保温L3分钟；
升温速度S2升≥7℃/分钟，此实施例S2升取8℃/分钟；
温度t2＝1500(k1+1)t0/(t0+50)℃＝1500×(0.14+1)×1320/(1320+50)℃＝1648℃，保温时间L3＝(0.5～1.0)×L1＝0.8×13＝10.4分钟，且L1+L3＝13+10.4＝23.4，满足20≤L1+L3≤30；
步骤6、控制降温速度S2降到t4
将步骤5中的熔体按照规定的降温速度S2降降温到t4温度保温L4分钟；
降温速度S2降≥7℃/分钟，此实施例S2降取8℃/分钟；
温度t4＝△2+t0＝60+1320＝1380℃，其中系数△2＝60℃；
保温时间L4＝10～30分钟。此实施例保温时间取20分钟。
步骤7、升温到t5
将步骤6中的熔体升温到浇注温度t5，其中温度t5＝△3+t0＝120+1320℃＝1430℃，其中系数△3＝120℃；
步骤8、浇注
将步骤7得到的熔体在电源的加热情况下沿浇口杯浇注到经过预热处理的模壳中，其中，模壳为空心件，模壳的内腔与铸件的形状相适应，所述模壳的底部通过夹具与带有循环水的水冷铜盘固定设置；
步骤9、凝固
启动模壳下部的水冷铜盘，使模壳中熔体温度降低，熔体便发生结晶，最终模壳中的熔体随着模壳温度的降低而凝固，得到铸件。
对比例1
(1)首先将铸造合金原料镍、铁、铬(原料添加量同实施例1)放进镁铝尖晶石坩埚内，并将坩埚放入具有磁力搅拌功能的真空感应熔炼炉中，然后抽真空，并在真空度达到9Pa以下时，通入氩气，开始送电熔炼；
(2)当炉压低于1Pa时，将剩余的原料碳、钴、钼、铌、铝、钛(剩余原料添加量同实施例1)全部加入并通过感应加热铸造合金原料至液相线以上的最佳温度1420℃，保温0.5h精炼得到熔体；
(3)浇注
将步骤(2)得到的熔体在电源的加热情况下沿浇口杯浇注到经过预热处理的模壳中，其中，模壳为空心件，模壳的内腔与铸件的形状相适应，所述模壳的底部通过夹具与带有循环水的水冷铜盘固定设置；
(4)凝固
启动模壳下部的水冷铜盘，使模壳中熔体温度降低，熔体便发生结晶，最终模壳中的熔体随着模壳温度的降低而凝固，得到铸件。
多数金属间化合物的熔点要低于组成它的组元的熔点。应用本方法(主要工艺步骤如图1所示)对GH4169合金按照实施例1和对比例1的方法处理后得到的铸态晶粒图片，如图2所示，可以看出，经过熔体高温处理之后的铸态GH4169合金的晶粒明显细化。对GH4169合金在凝固过程中形成的金属间化合物进行扫描观察，如图3所示，可以发现，经过熔体高温处理后GH4169合金中以MC碳化物为主的难熔质点以及Ni3Al型中程有序原子集团明显减少甚至消失，尺寸更加细小，分布更加均匀。熔体进行短暂的高温处理使GH4169合金中的金属间化合物来不及析出，数量减少。对GH4169合金的铸态试样进行力学性能检测，检测结果见表3，可以看出，经过熔体高温处理后GH4169合金的力学性能在显著提高的基础上，材料膨缩回复跳动公差从0.08mm提升到高精度0.02mm水平。其意义非凡可以是使得材料高温苛刻条件下的使用寿命延长数倍到十倍。
表3GH4169的室温拉伸性能
Figure GDA0003210004150000081
实施例2
铁基合金M42在轧制薄板(1.5mm以下厚)过程中由于材料脆性成材率只有45％，同时薄板材料的使用寿命并不乐观。通过本发明工艺，合金M42薄板成材率提高到80％，使用寿命提升到原来的3倍。这是由于本发明改变了合金金属间化合物微观组织结构带来的材料宏观效果。
表4铁基合金M42主要化学成分
Figure GDA0003210004150000082
Figure GDA0003210004150000091
铁基合金M42中的主要金属间化合物见表5。
表5M42合金中化合物的熔点(℃)
单质 熔点 化合物 熔点 化合物 熔点
V 1919 VC 2830 TiC 3160
Mo 2617 Mo<sub>2</sub>C 2690 W<sub>2</sub>C 2730
C 3727 MoC 2695 Cr<sub>7</sub>C<sub>3</sub> 1782
Nb 2468 WC 2870 Cr<sub>23</sub>C<sub>6</sub> 1500
Fe 1537 NbC 3500
Cr 1857 ZrC 3175
具体熔炼方法如下：
步骤1、铁基合金M42合金液态初始化
(1)首先将铸造合金原料铁、铬铁、钼铁、钨铁放进镁铝尖晶石坩埚内，并将坩埚放入具有磁力搅拌功能的真空感应熔炼炉中，然后抽真空，并在真空度达到9Pa以下时，通入氩气，开始送电熔炼；
(2)当炉压低于1Pa时，将剩余的原料碳、锰、钴、钒铁全部加入并通过感应加热铸造合金原料至1510℃，保温23分钟得到熔体；
步骤2、调整熔体温度至t1
将步骤1得到的熔体调整温度到t1热处理起始温度，
其中，温度t1＝△1+t0＝50+1415℃＝1465℃，系数△1＝50℃；
t0＝合金液相线熔化温度1415℃，铁基合金M42液相线熔化温度为1415℃；
步骤3、控制升温速度S1升到t2
将步骤2中的熔体按照规定的升温速度S1升升温到t2温度保温L1分钟；
升温速度S1升＝6℃/分钟；
温度t2＝1500(k1+1)t0/(t0+50)℃＝1500×(0.18+1)×1415/(1415+50)＝1710℃，其中系数k1＝0.18；
保温时间L1＝10(1+0.1f)＝10×(1+0.1×2500/600)＝14分钟，其中系数f＝铸造合金原料重量2500kg数/600；本实施例中铸造合金原料重量为2500kg；
步骤4、控制降温速度S1降到t3
将步骤3中的熔体按照规定的降温速度S1降降温到t3温度保温L2分钟；
降温速度S1降＝4℃/分钟；
温度t3＝1500(k2+1)t0/(t0+50)＝1500×(0.06+1)×1415/(1415+50)＝1536℃，其中系数k2＝0.06；
保温时间L2＝(30+Ρ)＝30+2500/300＝38分钟，其中系数Ρ＝铸造合金原料重量2500kg数/300；
步骤5、控制升温速度S2升再次到t2
将步骤4中的熔体按照规定的升温速度S2升再次升温到t2温度保温L3分钟；
升温速度S2升≥7℃/分钟，此实施例S2升取7℃/分钟；
温度t2＝1500(k1+1)t0/(t0+50)℃＝1500×(0.18+1)×1415/(1415+50)＝1710℃，保温时间L3＝(0.5～1.0)×L1＝0.9×14＝12.6分钟分钟，且L1+L3＝13+12.6＝25.6，满足20≤L1+L3≤30；
步骤6、控制降温速度S2降到t4
将步骤5中的熔体按照规定的降温速度S2降降温到t4温度保温L4分钟；
降温速度S2降≥7℃/分钟，此实施例S2降取8.5℃/分钟；
温度t4＝△2+t0＝65+1415＝1480℃，其中系数△2＝65℃；
保温时间L4＝10～30分钟。此实施例保温时间取10分钟。
步骤7、升温到t5
将步骤6中的熔体升温到浇注温度t5，其中温度t5＝△3+t0＝80+1415＝1495℃，其中系数△3＝80℃；
步骤8、浇注
将步骤7得到的熔体在电源的加热情况下沿浇口杯浇注到经过预热处理的模壳中，其中，模壳为空心件，模壳的内腔与铸件的形状相适应，所述模壳的底部通过夹具与带有循环水的水冷铜盘固定设置；
步骤9、凝固
启动模壳下部的水冷铜盘，使模壳中熔体温度降低，熔体便发生结晶，最终模壳中的熔体随着模壳温度的降低而凝固，得到铸件。
对比例2
(1)首先将铸造合金原料铁、铬铁、钼铁、钨铁(原料添加量同实施例2)放进镁铝尖晶石坩埚内，并将坩埚放入具有磁力搅拌功能的真空感应熔炼炉中，然后抽真空，并在真空度达到9Pa以下时，通入氩气，开始送电熔炼；
(2)当炉压低于1Pa时，将剩余的原料碳、锰、钴、钒铁(剩余原料添加量同实施例2)全部加入并通过感应加热铸造合金原料至1480℃，保温0.5h精炼得到熔体；
(3)浇注
将步骤(2)得到的熔体在电源的加热情况下沿浇口杯浇注到经过预热处理的模壳中，其中，模壳为空心件，模壳的内腔与铸件的形状相适应，所述模壳的底部通过夹具与带有循环水的水冷铜盘固定设置；
(4)凝固
启动模壳下部的水冷铜盘，使模壳中熔体温度降低，熔体便发生结晶，最终模壳中的熔体随着模壳温度的降低而凝固，得到铸件。
多数金属间化合物的熔点要低于组成它的组元的熔点。应用本方法(主要工艺步骤如图1所示)对M42合金进行按照实施例2和对比例2的方法处理后得到的铸态晶粒图片，如图4所示，可以看出经过熔体高温处理之后的铸态M42合金的晶粒更加细小，分布更加均匀。对M42合金在凝固过程中形成的金属间化合物进行扫描观察，如图5所示，可以发现，经过熔体高温处理后M42合金中VC、Mo2C等碳化物尺寸更加细小，分布更加均匀。熔体进行短暂的高温处理使M42合金中的金属间化合物来不及析出，数量减少。对M42合金的铸态试样进行硬度检测，检测结果见表6，可以看出，经过熔体高温处理后M42合金的硬度值显著提高。薄板成材率从45％提升到80％以上。
表6铁基合金M42的硬度/HRC
样品编号 硬度值1 硬度值2 硬度值3 平均值 使用寿命
对比例2 47 48 47 47.3 100小时
实施例2 52 51 53 52 300小时
实施例3
铜基合金ZrCrCu高端需要同时满足力学性能和导电率，而力学性能和导电率互相矛盾，提高其中之一会消弱另一指标。通过本发明材料在力学性能和导电率两方面同时提升。
表7铜基合金ZrCrCu主要化学成分
C Cr Zr Fe
max0.05 0.8-1.1 0.13-0.2 max0.03
Cu Mg Si Mn
余量 0.0005-0.008 max0.01 max0.01
具体熔炼方法如下：
步骤1、铜基合金ZrCrCu合金液态初始化
(1)首先将铸造合金原料铜、铜铬、铜锆放进石英坩埚内，并将石英坩埚放入具有磁力搅拌功能的真空感应熔炼炉中，然后抽真空，并在真空度达到9Pa以下时，通入氩气，开始送电熔炼；
(2)当炉压低于1Pa时，通过感应加热铸造合金原料至1150℃，保温15分钟后后得到熔体；
步骤2、调整熔体温度至t1
将步骤1得到的熔体调整温度到t1热处理起始温度，
其中温度t1＝△1+t0＝40+1060＝1100℃，系数△1＝40℃；
t0＝合金液相线熔化温度℃＝1060℃，铜基合金ZrCrCu液相线熔化温度为1060℃；
步骤3、控制升温速度S1升到t2
将步骤2中的熔体按照规定的升温速度S1升升温到t2温度保温L1分钟；
升温速度S1升＝4℃/分钟；
温度t2＝1500(k1+1)t0/(t0+50)℃＝1500×(0.11+1)×1060/(1060+50)＝1590℃，其中系数k1＝0.11；
保温时间L1＝10(1+0.1f)＝12.5分钟其中，系数f＝铸造合金原料重量1500kg数/600；本实施例中铸造合金原料重量为1500kg；
步骤4、控制降温速度S1降到t3
将步骤3中的熔体按照规定的降温速度S1降降温到t3温度保温L2分钟；
降温速度S1降＝5℃/分钟；
温度t3＝1500(k2+1)t0/(t0+50)＝1500×(0.02+1)×1060/(1060+50)＝1461℃，其中系数k2＝0.02；
保温时间L2＝(30+Ρ)＝30+1500/600＝32.5分钟，其中系数Ρ＝铸造合金原料重量1500kg数/300；
步骤5、控制升温速度S2升再次到t2
将步骤4中的熔体按照规定的升温速度S2升再次升温到t2温度保温L3分钟；
升温速度S2升≥7℃/分钟，此实施例S2升取10℃/分钟；
温度t2＝1500(k1+1)t0/(t0+50)℃＝1500×(0.11+1)×1060/(1060+50)＝1590℃，保温时间L3＝(0.5～1.0)×L1＝0.6×12.5＝7.5分钟，且L1+L3＝12.5+7.5＝20，满足20≤L1+L3≤30；
步骤6、控制降温速度S2降到t4
将步骤5中的熔体按照规定的降温速度S2降降温到t4温度保温L4分钟；
降温速度S2降≥7℃/分钟，此实施例S2降取10℃/分钟；
温度t4＝△2+t0＝45+1060＝1110℃，其中系数△2＝45℃；
保温时间L4＝10～30分钟。此实施例保温时间取30分钟；
步骤7、升温到t5
将步骤6中的熔体升温到浇注温度t5，其中温度t5＝△3+t0＝100+1060＝1160℃，其中系数△3＝100℃；
步骤8、浇注
将步骤7得到的熔体在电源的加热情况下沿浇口杯浇注到经过预热处理的模壳中，其中，模壳为空心件，模壳的内腔与铸件的形状相适应，所述模壳的底部通过夹具与带有循环水的水冷铜盘固定设置；
步骤9、凝固
启动模壳下部的水冷铜盘，使模壳中熔体温度降低，熔体便发生结晶，最终模壳中的熔体随着模壳温度的降低而凝固，得到铸件。
对比例3
(1)首先将铸造合金原料铜、铜铬、铜锆(原料添加量同实施例3)放进石英坩埚内，并将石英坩埚放入具有磁力搅拌功能的真空感应熔炼炉中，然后抽真空，并在真空度达到9Pa以下时，通入氩气，开始送电熔炼；
(2)当炉压低于1Pa时，通过感应加热铸造合金原料至1150℃，保温35分钟精炼得到熔体；
(3)浇注
将步骤(2)得到的熔体在电源的加热情况下沿浇口杯浇注到经过预热处理的模壳中，其中，模壳为空心件，模壳的内腔与铸件的形状相适应，所述模壳的底部通过夹具与带有循环水的水冷铜盘固定设置；
(4)凝固
启动模壳下部的水冷铜盘，使模壳中熔体温度降低，熔体便发生结晶，最终模壳中的熔体随着模壳温度的降低而凝固，得到铸件。
铜基合金ZrCrCu是一种高强高导合金，它具有优良的导电、导热性能，同时在相对较高的温度环境下仍然具有较高的机械强度，应用及其广泛。在本实施例中铬锆铜合金的设计成分为：Cr的熔点为1857℃，在熔炼过程中，如果直接加入单质Cr，则Cr会浮在金属液的表层，合金的成分分布将难以控制在目标范围内。同时，由于铜的熔点相对很低为1083℃，若采用很大的过热度会导致铜液的严重吸气，造成合金元素的严重烧损。故采用加入Cu-Cr合金的方式来加入合金元素Cr。Zr的熔点为1852℃，而且Zr是非常活跃的元素极易氧化，为了提高合金元素的收得率和铜液的吸气，Zr元素同理采用Cu-Zr合金的方式加入到合金液中。多数金属间化合物的熔点要低于组成它的元素的熔点。应用本发明方法(主要工艺步骤如图1所示)对ZrCrCu合金进行按照实施例3和对比例3处理后得到的铸态晶粒图片，如图6所示，可以看出，经过熔体高温处理之后的铸态ZrCrCu的晶粒明显细化，分布更加均匀。对ZrCrCu合金在凝固过程中形成的金属间化合物进行扫描观察，如图7所示，可以发现，经过熔体高温处理后ZrCrCu合金中析出金属间化合物的数量明显减少，由球状变为长条状。对ZrCrCu合金的铸态试样进行力学性能检测，检测结果见表8，可以看出，经过熔体高温处理后ZrCrCu合金的力学性能显著提高，硬度和导电率也明显提高。
表8铜基合金ZrCrCu的室温拉伸性能
样品编号 Rp0.2/MPa Rm/MPa A/％ Z/％ 导电率/％
对比例3 302 369 22 56 82
实施例3 319 380 25 65 87
以上实施例可以说明，熔体高温处理可以细化晶粒，使铸态合金中形成金属间化合物的数量减少，形状改变，分布更加均匀，进而提高铸态合金的综合力学性能。本发明工艺流程设计合理，便于工业生产，可以成功应用到镍基合金、铁基合金和铜基合金中，具有普适性。
最后声明：本发明保护范围并不局限于此，根据本发明的相关技术方案及其发明构思加以等同替换或稍加改变，都应涵盖在本发明的保护范围之内。

Claims (6)

1.一种改善铸造合金中金属间化合物的方法，其特征在于，包括如下步骤：
步骤1、合金熔融液态初始化
(1)首先将铸造合金原料放进镁铝尖晶石或石英坩埚内，并将坩埚放入真空感应熔炼炉中，然后抽真空，并在真空度达到9Pa以下时，通入惰性气体，开始送电熔炼；
所述铸造合金为镍基合金GH4169、铁基合金M42或铜基合金ZrCrCu合金；
(2)当炉压低于1Pa时，通过感应加热铸造合金原料至液相线以上温度，保温得到熔体；
步骤2、调整熔体温度至t1温度
将步骤1得到的熔体调整温度到t1热处理起始温度，其中温度t1＝△1+t0，系数△1＝30～40℃；t0＝合金液相线熔化温度℃；
步骤3、控制升温速度S1升到t2温度
将步骤2中的熔体按照规定的升温速度S1升升温到规定的t2温度保温规定的L1分钟；
升温速度S1升＝(4～6)℃/分钟；温度t2＝1500(k1+1)t0/(t0+50)℃，其中，系数k1＝0.11～0.18；保温时间L1＝10(1+0.1f)分钟,其中系数f＝铸造合金原料重量kg数/600；
步骤4、控制降温速度S1降到t3温度
将步骤3中的熔体按照规定的降温速度S1降降温到规定的t3温度保温规定的L2分钟；
降温速度S1降＝(4～6)℃/分钟；温度t3＝1500(k2+1)t0/(t0+50)℃，其中，系数k2＝0.02～0.06；保温时间L2＝(30+Ρ)分钟，其中系数Ρ＝铸造合金原料重量kg数/300；
步骤5、控制升温速度S2升再次到t2温度
将步骤4中的熔体按照规定的升温速度S2升再次升温到规定的t2温度保温规定的L3分钟；
升温速度S2升≥7℃/分钟，温度t2＝1500(k1+1)t0/(t0+50)℃，保温时间L3＝(0.5～1.0)×L1分钟，且满足20≤L1+L3≤30；
步骤6、控制降温速度S2降到t4温度
将步骤5中的熔体按照规定的降温速度S2降降温到规定的t4温度保温规定的L4分钟；
降温速度S2降≥7℃/分钟，温度t4＝△2+t0，其中系数△2＝45～65℃，保温时间L4＝10～30分钟；
步骤7、升温到t5温度
将步骤6中的熔体升温到浇注温度t5，其中温度t5＝△3+t0，其中系数△3＝80～120℃；
步骤8、浇注
将步骤7得到的熔体在电源的加热情况下沿浇口杯浇注到经过预热处理的模壳中，其中模壳为空心件，模壳的内腔与铸件的形状相适应，所述模壳的底部通过夹具与带有循环水的水冷铜盘固定设置；
步骤9、凝固
启动模壳下部的水冷铜盘，使模壳中熔体温度降低，熔体便发生结晶，最终模壳中的熔体随着模壳温度的降低而凝固，得到铸件。
2.根据权利要求1所述的改善铸造合金中金属间化合物的方法，其特征在于，步骤1加热温度＝t0+(90～150)℃。
3.根据权利要求1所述的改善铸造合金中金属间化合物的方法，其特征在于，步骤1保温时，熔体金属液无肉眼可见气泡，完成保温。
4.根据权利要求1所述的改善铸造合金中金属间化合物的方法，其特征在于，所述S2升＝7～10℃/分钟。
5.根据权利要求1所述的改善铸造合金中金属间化合物的方法，其特征在于，所述S2降＝8～10℃/分钟。
6.根据权利要求1所述的改善铸造合金中金属间化合物的方法，其特征在于，所述惰性气体为氩气。
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Citations (8)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
DE2718495A1 (de) * 1977-04-26 1978-11-02 Diehl Fa Verwendung von werkstoffen hoher waermeleitfaehigkeit
WO1986002669A1 (en) * 1984-10-26 1986-05-09 JAPAN as represented by DIRECTOR-GENERAL, AGENCY O Process for producing super-heat-resistant alloy material
CN102313757A (zh) * 2011-09-21 2012-01-11 镇江忆诺唯记忆合金有限公司 一种细化铝铜合金定向凝固组织的熔体过热保温时间
CN103131964A (zh) * 2013-03-26 2013-06-05 上海交通大学 一种改善X12CrMoWVNbN10-1-1马氏体不锈钢铸态组织均匀性的方法
CN103374668A (zh) * 2013-06-29 2013-10-30 安徽工程大学 一种提高铜基超塑合金超塑性能的方法
CN103374667A (zh) * 2013-06-29 2013-10-30 安徽工程大学 一种提高铜基高强高导材料高强高导性能的方法
CN106756254A (zh) * 2017-02-10 2017-05-31 西安科技大学 一种获得复杂精密细晶铸件的制备方法
CN108060323A (zh) * 2017-12-15 2018-05-22 西北有色金属研究院 一种高强高导CuCrZrMg系铜合金丝材及其制备方法

Family Cites Families (1)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
JPS61104034A (ja) * 1984-10-26 1986-05-22 Agency Of Ind Science & Technol 超耐熱合金素材のｈｉｐによる製造方法

Patent Citations (8)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
DE2718495A1 (de) * 1977-04-26 1978-11-02 Diehl Fa Verwendung von werkstoffen hoher waermeleitfaehigkeit
WO1986002669A1 (en) * 1984-10-26 1986-05-09 JAPAN as represented by DIRECTOR-GENERAL, AGENCY O Process for producing super-heat-resistant alloy material
CN102313757A (zh) * 2011-09-21 2012-01-11 镇江忆诺唯记忆合金有限公司 一种细化铝铜合金定向凝固组织的熔体过热保温时间
CN103131964A (zh) * 2013-03-26 2013-06-05 上海交通大学 一种改善X12CrMoWVNbN10-1-1马氏体不锈钢铸态组织均匀性的方法
CN103374668A (zh) * 2013-06-29 2013-10-30 安徽工程大学 一种提高铜基超塑合金超塑性能的方法
CN103374667A (zh) * 2013-06-29 2013-10-30 安徽工程大学 一种提高铜基高强高导材料高强高导性能的方法
CN106756254A (zh) * 2017-02-10 2017-05-31 西安科技大学 一种获得复杂精密细晶铸件的制备方法
CN108060323A (zh) * 2017-12-15 2018-05-22 西北有色金属研究院 一种高强高导CuCrZrMg系铜合金丝材及其制备方法

Non-Patent Citations (1)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Title
熔体过热处理对镍基高温合金组织与力学性能的影响;郭晓凡;《中国优秀硕士学位论文全文数据库工程科技Ⅰ辑》;20160115;全文 *

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