CN111363949B - 高强度高弹性Cu-Ni-Mn合金的短流程制备方法 - Google Patents

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Abstract

本发明属于铜合金材料技术领域，具体涉及一种高强度高弹性Cu‑Ni‑Mn合金的短流程制备方法。该方法具体包括以下步骤：S1)以纯度大于99.9％的铜、镍、锰、铝和/或硼为原料，利用热冷组合铸型非真空连铸工艺进行制备，得到合金棒材；S2)将S1)合金棒材先进行固溶处理后，再进行深冷轧制，获得厚度为0.5‑2mm的冷轧合金板；S3)将S2)得到的冷轧合金板进行时效热处理，得到高强度高弹性Cu‑Ni‑Mn合金。本发明的方法在Cu‑Ni‑Mn合金本身具有较高的强度、弹性模量、较低的成本的基础上，进一步提高了其力学性能，同时利用连铸技术，缩短了工艺流程，降低了制备条件，具有明显的技术优势。

Description

高强度高弹性Cu-Ni-Mn合金的短流程制备方法
技术领域
本发明属于铜合金材料技术领域，具体涉及一种高强度高弹性Cu-Ni-Mn合金的短流程制备方法。
背景技术
目前，Cu-Ni-Mn合金是一种重要的弹性铜合金材料，具有高强度、高弹性、高工作温度、抗应力腐蚀性能好、导电导热性好、无磁性、无毒性等性能特点。Cu-Ni-Mn合金是析出强化型合金，其热处理敏感性较低，加热后在空气中冷却即可完成固溶处理。在时效处理过程中，该合金通过溶质原子的周期性偏聚首先形成调幅结构。随着时效时间的延长，调幅结构逐渐演变成主要由Ni、Mn原子组成的面心四方结构的析出相。这些难变形析出相的存在，使该合金在时效初期合金的强度和硬度迅速增加。随着时效时间的延长，强度和硬度的增加速度变慢并且最终到达峰值。
Cu-Ni-Mn合金在大气环境下熔炼容易氧化、吸气，因此传统制备加工工艺比较复杂，一般采用真空熔炼-热轧-热锻-固溶-冷轧-时效的方法进行制备，工艺流程长，制备要求高，生产成本高，难以规模化生产。
热冷组合铸型连铸工艺是一种短流程工艺。铸型加热段采用感应加热的方式强制加热，加热温度高于连铸金属熔点；冷却段采用水冷铜套强制冷却。由加热段和冷却段获得足够大的温度梯度，在凝固界面前沿建立很高的轴向温度梯度，既有利于析出气体及夹杂物排入液相，提高管材组织致密度，又可促进晶粒沿轴向生长，获得沿轴向取向的结晶组织，消除冷型连铸时发达的径向柱状晶组织。利用该方法制得的铸锭致密度高、铸锭质量好，少有缩孔、疏松，组织晶粒细小，机械性能高。但如上所述，由于Cu-Ni-Mn合金在大气环境下熔炼容易氧化、吸气，一直难以在非真空条件下采用热冷组合铸型制备Cu-Ni-Mn合金材料。
发明内容
本发明公开了一种高强度高弹性Cu-Ni-Mn合金的短流程制备方法，以解决现有技术的上述以及其他潜在问题中任一问题。
本发明的技术方案是：高强度高弹性Cu-Ni-Mn合金的短流程制备方法，该方法通过添加Al和/或B元素，减少合金所含碳氧杂质含量，解决Cu-Ni-Mn合金在非真空条件下铸造容易吸氧问题，省去真空铸锭，降低生产成本。二是利用热冷组合铸型连铸工艺进行坯料制备，制得的坯料致密度高、质量好，少有缩孔、疏松；具有柱状晶组织，冷加工性能好，可以省去热加工过程，缩短了生产流程，降低了生产成本。三是利用深冷轧制+时效的工艺方法进一步提高合金强度，将固溶后的合金在-200℃--100℃的温度下进行深冷轧制，细化了晶粒，减少了后续时效所需时间，改善了析出相分布，提升了材料的性能。
进一步，该方法具体包括以下步骤：
S1)以纯度大于99.9％的铜、镍、锰、铝金属为原料，利用热冷组合铸型非真空连铸工艺进行制备，得到合金棒材；
S2)将S1)合金棒材先进行固溶处理后，再进行深冷轧制，获得厚度为0.5-2mm的冷轧合金板；
S3)将S2)得到的冷轧合金板进行时效热处理，得到高强度高弹性Cu-Ni-Mn合金。
进一步，所述S1)中的原料的各个组分质量百分数为：Cu 45-70％，Ni 14-26％，Mn14-26％，Al 0.1-5％。
进一步，所述S1)还包括B 0.001-0.3wt％。
进一步，所述S1)中的Ni/Mn的重量比：0.8-1.2:1。
进一步，所述S1)中非真空连铸工艺的工艺为，下拉温度为1230-1400℃，下拉速率为0.5-2mm/s，冷却水为500-700L/h。
进一步，所述S2)中深冷轧制的工艺为：在-200--100℃温度下进行深冷轧变形，总变形量为70-90％。
进一步，所述S3)中的时效热处理的工艺为：合金板加热到400-450℃，保温0.5-48h,空冷至室温。
进一步，所述高强度高弹性Cu-Ni-Mn合金抗拉强度能够达到1000-1500MPa，屈服强度能够达到700-1400MPa。
一种高强度高弹性Cu-Ni-Mn合金，所述高强度高弹性Cu-Ni-Mn合金采用如权利要求1-8任意一项所述的方法制备得到。
本发明在Cu-Ni-Mn合金本身具有较高的强度、弹性模量、较低的成本的基础上，进一步提高了其力学性能，同时利用连铸技术，缩短了工艺流程，降低了制备条件，解决了该合金制备加工困难，工艺流程长，成本高的问题，具有明显的技术优势。
附图说明
图1为本发明的高强度高弹性Cu-Ni-Mn合金的短流程制备方法的流程框图。
具体实施方式
下面结合具体实施例和附图对本发明的技术方案做进一步说明。
如图1所示，本发明高强度高弹性Cu-Ni-Mn合金的短流程制备方法，该方法具体包括以下步骤：
S1)以铜、镍、锰、铝金属为原料，利用热冷组合铸型非真空连铸工艺进行制备，得到合金棒材；
S2)将S1)合金棒材先进行固溶处理后，再进行深冷轧制，获得厚度为0.5-2mm的冷轧合金板；
S3)将S2)得到的冷轧合金板进行时效热处理，得到高强度高弹性Cu-Ni-Mn合金。
所述S1)中原料的各个组分质量百分数为：Cu 45-70％，Ni 14-26％，Mn 14-26％，Al 0.1-5％，纯度大于99.9％。
所述S1)原料中还包括纯度大于99.9％的硼，质量百分数为：0.001-0.3％。
所述S1)中的Ni/Mn的重量比为：0.8-1.2：1。
所述S1)中非真空连铸工艺的工艺为，下拉温度为1230-1400℃，下拉速率为0.5-2mm/s，冷却水为500-700L/h。
所述S2)中深冷轧制的工艺为：在-200--100℃温度下进行深冷轧变形，总变形量为70-90％。
所述深冷方式为：以液氮、液氦作为冷却介质，或者含有液氮、液氦一种或者两种冷却介质。
所述S3)中的时效热处理的工艺为：合金板加热到400-450℃，保温0.5-48h,空冷至室温。
所述高强度高弹性Cu-Ni-Mn合金抗拉强度能够达到1000-1500MPa，屈服强度能够达到700-1400MPa。
一种高强度高弹性Cu-Ni-Mn合金，所述高强度高弹性Cu-Ni-Mn合金采用上述的方法制备得到。
实施例1：Cu-20Ni-20Mn合金
制备Cu-20Ni-20Mn合金，包括如下步骤：
(1)连铸工艺：以纯度大于99.9％的纯铜、纯镍、纯锰、纯铝、纯硼金属为原料，按照主要成分Cu元素为60wt％,Ni元素为20wt％,Mn元素为20wt％,，利用热冷组合铸型非真空连铸工艺进行制备，下拉温度为1250℃，下拉速率为1mm/s，冷却水为600L/h，制得直径20mm的棒材。
(2)变形工艺：将合金棒材进行固溶处理后，在-190℃温度下进行10道次深冷轧变形，总变形量为75％，获得厚度为1.5mm的冷轧合金板；
(3)时效热处理：将固溶处理并且深冷轧后的合金板加热到400℃，分别保温0.5h、1h、2h、5h、10h、24h、36h、48h,空冷至室温。合金各元素含量见下表1，合金的力学性能见下表2。
表1 Cu-20Ni-20Mn合金各元素含量
元素种类 Cu Ni Mn C O
含量 余量 20 20 0.069 0.011
表2 Cu-20Ni-20Mn合金的力学性能
Figure BDA0002416190580000061
实施例2：Cu-20Ni-20Mn-0.05Al合金
制备Cu-20Ni-20Mn-0.05Al合金，包括如下步骤：
(1)连铸工艺：以纯度大于99.9％的纯铜、纯镍、纯锰、纯铝、纯硼金属为原料，按照主要成分Cu元素为59wt％,Ni元素为20wt％,Mn元素为20wt％,Al元素为0.05wt％，利用热冷组合铸型非真空连铸工艺进行制备，下拉温度为1250℃，下拉速率为1mm/s，冷却水为600L/h，制得直径20mm的棒材。
(2)变形工艺：将合金棒材进行固溶处理后，在-190℃温度下进行10道次深冷轧变形，总变形量为75％，获得厚度为1.5mm的冷轧合金板；
(3)时效热处理：将固溶处理并且深冷轧后的合金板加热到400℃，分别保温0.5h、1h、2h、5h、10h、24h、36h、48h,空冷至室温。合金各元素含量见下表3，合金的力学性能见下表4。
表3 Cu-20Ni-20Mn-0.05Al合金各元素含量
元素种类 Cu Ni Mn Al C O
含量 余量 20 20 0.05 0.041 0.0068
表4 Cu-20Ni-20Mn-0.05Al合金的力学性能
Figure BDA0002416190580000071
实施例3：Cu-20Ni-20Mn-1Al合金
制备Cu-20Ni-20Mn-1Al合金，包括如下步骤：
(1)连铸工艺：以纯度大于99.9％的纯铜、纯镍、纯锰、纯铝、纯硼金属为原料，按照主要成分Cu元素为59wt％,Ni元素为20wt％,Mn元素为20wt％,Al元素为1wt％，利用热冷组合铸型非真空连铸工艺进行制备，下拉温度为1250℃，下拉速率为1mm/s，冷却水为600L/h，制得直径20mm的棒材。
(2)变形工艺：将合金棒材进行固溶处理后，在-190℃温度下进行10道次深冷轧变形，总变形量为75％，获得厚度为1.5mm的冷轧合金板；
(3)时效热处理：将固溶处理并且深冷轧后的合金板加热到400℃，分别保温0.5h、1h、2h、5h、10h、24h、36h、48h,空冷至室温。合金各元素含量见下表5，合金的力学性能见下表6。
表5 Cu-20Ni-20Mn-1Al合金各元素含量
元素种类 Cu Ni Mn Al C O
含量 余量 20 20 1 0.025 0.0067
表6 Cu-20Ni-20Mn-1Al合金的力学性能
Figure BDA0002416190580000081
实施例4：Cu-20Ni-20Mn-1Al-0.03B合金
制备Cu-20Ni-20Mn-1Al-0.03B合金，包括如下步骤：
(1)连铸工艺：以纯度大于99.9％的纯铜、纯镍、纯锰、纯铝、纯硼金属为原料，按照主要成分Cu元素为59wt％,Ni元素为20wt％,Mn元素为20wt％,Al元素为1wt％,B元素为0.03wt％，利用热冷组合铸型非真空连铸工艺进行制备，下拉温度为1250℃，下拉速率为1mm/s，冷却水为600L/h，制得直径20mm的棒材。
(2)变形工艺：将合金棒材进行固溶处理后，在-190℃温度下进行10道次深冷轧变形，总变形量为75％，获得厚度为1.5mm的冷轧合金板；
(3)时效热处理：将固溶处理并且深冷轧后的合金板加热到400℃，分别保温0.5h、1h、2h、5h、10h、24h、36h、48h,空冷至室温。合金各元素含量见下表7，合金的力学性能见下表8。
表7 Cu-20Ni-20Mn-1Al-0.03B合金各元素含量
元素种类 Cu Ni Mn Al B C O
含量 余量 20 20 1 0.03 0.023 0.048
表8 Cu-20Ni-20Mn-1Al-0.03B合金的力学性能
Figure BDA0002416190580000091
实施例5：Cu-20Ni-20Mn-1Al-0.03B合金
制备Cu-20Ni-20Mn-1Al-0.03B合金，包括如下步骤：
(1)连铸工艺：以纯度大于99.9％的纯铜、纯镍、纯锰、纯铝、纯硼金属为原料，按照主要成分Cu元素为59wt％,Ni元素为20wt％,Mn元素为20wt％,Al元素为1wt％,B元素为0.03wt％，利用热冷组合铸型非真空连铸工艺进行制备，下拉温度为1250℃，下拉速率为1mm/s，冷却水为600L/h，制得直径20mm的棒材。
(2)变形工艺：将合金棒材进行固溶处理后，在-190℃温度下进行12道次深冷轧变形，总变形量为85％，获得厚度为0.9mm的冷轧合金板；
(3)时效热处理：将固溶处理并且深冷轧后的合金板加热到400℃，分别保温0.5h、1h、2h、5h、10h、24h、36h、48h,空冷至室温。合金各元素含量见下表9，合金的力学性能见下表10。
表9 Cu-20Ni-20Mn-1Al-0.03B合金各元素含量
元素种类 Cu Ni Mn Al B C O
含量 余量 20 20 1 0.03 0.023 0.048
表10 Cu-20Ni-20Mn-1Al-0.03B合金的力学性能
Figure BDA0002416190580000101
Figure BDA0002416190580000111
实施例6：Cu-20Ni-20Mn-1Al-0.03B合金
制备Cu-20Ni-20Mn-1Al-0.03B合金，包括如下步骤：
(1)连铸工艺：以纯度大于99.9％的纯铜、纯镍、纯锰、纯铝、纯硼金属为原料，按照主要成分Cu元素为59wt％,Ni元素为20wt％,Mn元素为20wt％,Al元素为1wt％,B元素为0.03wt％，利用热冷组合铸型非真空连铸工艺进行制备，下拉温度为1250℃，下拉速率为1mm/s，冷却水为600L/h，制得直径20mm的棒材。
(2)变形工艺：将合金棒材进行固溶处理后，在-190℃温度下进行15道次深冷轧变形，总变形量为90％，获得厚度为0.6mm的冷轧合金板；
(3)时效热处理：将固溶处理并且深冷轧后的合金板加热到400℃，分别保温0.5h、1h、2h、5h、10h、24h、36h、48h,空冷至室温。合金各元素含量见下表11，合金的力学性能见下表12。
表11 Cu-20Ni-20Mn-1Al-0.03B合金各元素含量
元素种类 Cu Ni Mn Al B C O
含量 余量 20 20 1 0.03 0.023 0.048
表12 Cu-20Ni-20Mn-1Al-0.03B合金的力学性能
Figure BDA0002416190580000112
Figure BDA0002416190580000121
实施例7：Cu-20Ni-20Mn-1Al-0.03B合金
制备Cu-20Ni-20Mn-1Al-0.03B合金，包括如下步骤：
(1)连铸工艺：以纯度大于99.9％的纯铜、纯镍、纯锰、纯铝、纯硼金属为原料，按照主要成分Cu元素为59wt％,Ni元素为20wt％,Mn元素为20wt％,Al元素为1wt％,B元素为0.03wt％，利用热冷组合铸型非真空连铸工艺进行制备，下拉温度为1340℃，下拉速率为1mm/s，冷却水为600L/h，制得直径20mm的棒材。
(2)变形工艺：将合金棒材进行固溶处理后，在-190℃温度下进行15道次深冷轧变形，总变形量为75％，获得厚度为1.5mm的冷轧合金板；
(3)时效热处理：将固溶处理并且深冷轧后的合金板加热到400℃，分别保温0.5h、1h、2h、5h、10h、24h、36h、48h,空冷至室温。合金各元素含量见下表13，合金的力学性能见下表14。
表13 Cu-20Ni-20Mn-1Al-0.03B合金各元素含量
元素种类 Cu Ni Mn Al B C O
含量 余量 18.82 17.94 1 0.03 0.023 0.048
表14 Cu-20Ni-20Mn-1Al-0.03B合金的力学性能
Figure BDA0002416190580000131
实施例8：Cu-20Ni-20Mn-1Al-0.03B合金
制备Cu-20Ni-20Mn-1Al-0.03B合金，包括如下步骤：
(1)连铸工艺：以纯度大于99.9％的纯铜、纯镍、纯锰、纯铝、纯硼金属为原料，按照主要成分Cu元素为59wt％,Ni元素为20wt％,Mn元素为20wt％,Al元素为1wt％,B元素为0.03wt％，利用热冷组合铸型非真空连铸工艺进行制备，下拉温度为1390℃，下拉速率为1mm/s，冷却水为600L/h，制得直径20mm的棒材。
(2)变形工艺：将合金棒材进行固溶处理后，在-190℃温度下进行15道次深冷轧变形，总变形量为75％，获得厚度为1.5mm的冷轧合金板；
(3)时效热处理：将固溶处理并且深冷轧后的合金板加热到400℃，分别保温0.5h、1h、2h、5h、10h、24h、36h、48h,空冷至室温。合金各元素含量见下表15，合金的力学性能见下表16。
表15 Cu-20Ni-20Mn-1Al-0.03B合金各元素含量
元素种类 Cu Ni Mn Al B C O
含量 余量 17.82 17.71 1 0.03 0.023 0.048
表16 Cu-20Ni-20Mn-1Al-0.03B合金的力学性能
Figure BDA0002416190580000141
实施例9：Cu-20Ni-20Mn-1Al-0.03B合金
制备Cu-20Ni-20Mn-1Al-0.03B合金，包括如下步骤：
(1)连铸工艺：以纯度大于99.9％的纯铜、纯镍、纯锰、纯铝、纯硼金属为原料，按照主要成分Cu元素为59wt％,Ni元素为20wt％,Mn元素为20wt％,Al元素为1wt％,B元素为0.03wt％，利用热冷组合铸型非真空连铸工艺进行制备，下拉温度为1250℃，下拉速率为1mm/s，冷却水为600L/h，制得直径20mm的棒材。
(2)变形工艺：将合金棒材进行固溶处理后，在-190℃温度下进行15道次深冷轧变形，总变形量为75％，获得厚度为1.5mm的冷轧合金板；
(3)时效热处理：将固溶处理并且深冷轧后的合金板加热到450℃，分别保温0.5h、1h、2h、5h、10h、24h、36h、48h,空冷至室温。合金各元素含量见下表17，合金的力学性能见下表18。
表17 Cu-20Ni-20Mn-1Al-0.03B合金各元素含量
元素种类 Cu Ni Mn Al B C O
含量 余量 20 20 1 0.03 0.023 0.048
表18 Cu-20Ni-20Mn-1Al-0.03B合金的力学性能
Figure BDA0002416190580000151
实施例10：Cu-20Ni-20Mn-1Al-0.03B合金
制备Cu-20Ni-20Mn-1Al-0.03B合金，包括如下步骤：
(1)连铸工艺：以纯度大于99.9％的纯铜、纯镍、纯锰、纯铝、纯硼金属为原料，按照主要成分Cu元素为59wt％,Ni元素为20wt％,Mn元素为20wt％,Al元素为1wt％,B元素为0.03wt％，利用热冷组合铸型非真空连铸工艺进行制备，下拉温度为1250℃，下拉速率为1mm/s，冷却水为600L/h，制得直径20mm的棒材。
(2)变形工艺：将合金棒材进行固溶处理后，在-100℃温度下进行15道次深冷轧变形，总变形量为75％，获得厚度为1.5mm的冷轧合金板；
(3)时效热处理：将固溶处理并且深冷轧后的合金板加热到400℃，分别保温0.5h、1h、2h、5h、10h、24h、36h、48h,空冷至室温。合金各元素含量见下表19，合金的力学性能见下表20。
表19 Cu-20Ni-20Mn-1Al-0.03B合金各元素含量
元素种类 Cu Ni Mn Al B C O
含量 余量 20 20 1 0.03 0.023 0.048
表20 Cu-20Ni-20Mn-1Al-0.03B合金的力学性能
Figure BDA0002416190580000161
本发明通过添加微量Al、B合金元素,降低非真空连铸所得棒材C、O杂质的含量，同时细化时效析出相，提高合金强度。制备时，利用热冷组合铸型非真空连铸技术，近终端一次成型棒材，后将合金棒材进行固溶处理,并通过深冷轧变形获得厚度为0.5-2mm的深冷轧合金板。将固溶处理并且深冷轧后的合金板加热到400-450℃,保温0.5-48h,空冷至室温。该合金的抗拉强度可达1000-1500MPa,屈服强度可达700-1400MPa。
以上对本申请实施例所提供的一种高强度高弹性Cu-Ni-Mn合金的短流程制备方法，进行了详细介绍。以上实施例的说明只是用于帮助理解本申请的方法及其核心思想；同时，对于本领域的一般技术人员，依据本申请的思想，在具体实施方式及应用范围上均会有改变之处，综上所述，本说明书内容不应理解为对本申请的限制。
如在说明书及权利要求书当中使用了某些词汇来指称特定组件。本领域技术人员应可理解，硬件制造商可能会用不同名词来称呼同一个组件。本说明书及权利要求书并不以名称的差异来作为区分组件的方式，而是以组件在功能上的差异来作为区分的准则。如在通篇说明书及权利要求书当中所提及的“包含”、“包括”为一开放式用语，故应解释成“包含/包括但不限定于”。“大致”是指在可接收的误差范围内，本领域技术人员能够在一定误差范围内解决所述技术问题，基本达到所述技术效果。说明书后续描述为实施本申请的较佳实施方式，然所述描述乃以说明本申请的一般原则为目的，并非用以限定本申请的范围。本申请的保护范围当视所附权利要求书所界定者为准。
还需要说明的是，术语“包括”、“包含”或者其任何其他变体意在涵盖非排他性的包含，从而使得包括一系列要素的商品或者系统不仅包括那些要素，而且还包括没有明确列出的其他要素，或者是还包括为这种商品或者系统所固有的要素。在没有更多限制的情况下，由语句“包括一个……”限定的要素，并不排除在包括所述要素的商品或者系统中还存在另外的相同要素。
应当理解，本文中使用的术语“和/或”仅仅是一种描述关联对象的关联关系，表示可以存在三种关系，例如，A和/或B，可以表示：单独存在A，同时存在A和B，单独存在B这三种情况。另外，本文中字符“/”，一般表示前后关联对象是一种“或”的关系。
上述说明示出并描述了本申请的若干优选实施例，但如前所述，应当理解本申请并非局限于本文所披露的形式，不应看作是对其他实施例的排除，而可用于各种其他组合、修改和环境，并能够在本文所述申请构想范围内，通过上述教导或相关领域的技术或知识进行改动。而本领域人员所进行的改动和变化不脱离本申请的精神和范围，则都应在本申请所附权利要求书的保护范围内。

Claims (8)

1.高强度高弹性Cu-Ni-Mn合金的短流程制备方法，其特征在于，该方法具体包括以下步骤：
S1）以铜、镍、锰、铝金属为原料，利用热冷组合铸型非真空连铸工艺进行制备，得到合金棒材；
所述原料的纯度大于99.9%，各个组分质量百分数为：Cu 45-70%，Ni 14-26%，Mn 14-26%，Al 0.1-5%；
S2）将S1）合金棒材先进行固溶处理后，再进行深冷轧制，获得厚度为0.5-2mm的冷轧合金板；
S3）将S2）得到的冷轧合金板进行时效热处理，得到高强度高弹性Cu-Ni-Mn合金。
2.根据权利要求1所述的方法，其特征在于，所述S1）原料还包括纯度大于99.9%的硼，质量百分数为0.001-0.3 %。
3.根据权利要求1所述的方法，其特征在于，所述S1）中的Ni/Mn的重量比为：0.8-1.2：1。
4.根据权利要求1所述的方法，其特征在于，所述S1）中非真空连铸工艺的工艺为，下拉温度为1230-1400℃，下拉速率为0.5-2mm/s，冷却水为500-700L/h。
5.根据权利要求1所述的方法，其特征在于，所述S2）中深冷轧制的工艺为：在-200--100℃温度下进行深冷轧变形，总变形量为70-90%。
6.根据权利要求5 所述的方法，其特征在于，所述深冷方式为：以液氮或液氦作为冷却介质，或者含有液氮、液氦一种或者两种冷却介质下冷却。
7.根据权利要求1所述的方法，其特征在于，所述S3）中的时效热处理的工艺为：合金板加热到400-450℃，保温0.5-48h,空冷至室温。
8.根据权利要求1所述的方法，其特征在于，所述高强度高弹性Cu-Ni-Mn合金抗拉强度能够达到1000-1500MPa，屈服强度能够达到700-1400MPa。
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