CN112575218B - 一种低层错能铜合金板带材制备方法 - Google Patents
一种低层错能铜合金板带材制备方法 Download PDFInfo
- Publication number
- CN112575218B CN112575218B CN202011530030.5A CN202011530030A CN112575218B CN 112575218 B CN112575218 B CN 112575218B CN 202011530030 A CN202011530030 A CN 202011530030A CN 112575218 B CN112575218 B CN 112575218B
- Authority
- CN
- China
- Prior art keywords
- annealing
- sample
- alloy plate
- low
- copper alloy
- Prior art date
- Legal status (The legal status is an assumption and is not a legal conclusion. Google has not performed a legal analysis and makes no representation as to the accuracy of the status listed.)
- Active
Links
Images
Classifications
-
- C—CHEMISTRY; METALLURGY
- C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
- C22C—ALLOYS
- C22C9/00—Alloys based on copper
- C22C9/01—Alloys based on copper with aluminium as the next major constituent
-
- B—PERFORMING OPERATIONS; TRANSPORTING
- B21—MECHANICAL METAL-WORKING WITHOUT ESSENTIALLY REMOVING MATERIAL; PUNCHING METAL
- B21J—FORGING; HAMMERING; PRESSING METAL; RIVETING; FORGE FURNACES
- B21J5/00—Methods for forging, hammering, or pressing; Special equipment or accessories therefor
- B21J5/002—Hybrid process, e.g. forging following casting
-
- B—PERFORMING OPERATIONS; TRANSPORTING
- B21—MECHANICAL METAL-WORKING WITHOUT ESSENTIALLY REMOVING MATERIAL; PUNCHING METAL
- B21J—FORGING; HAMMERING; PRESSING METAL; RIVETING; FORGE FURNACES
- B21J5/00—Methods for forging, hammering, or pressing; Special equipment or accessories therefor
- B21J5/02—Die forging; Trimming by making use of special dies ; Punching during forging
-
- C—CHEMISTRY; METALLURGY
- C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
- C22C—ALLOYS
- C22C1/00—Making non-ferrous alloys
- C22C1/02—Making non-ferrous alloys by melting
-
- C—CHEMISTRY; METALLURGY
- C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
- C22F—CHANGING THE PHYSICAL STRUCTURE OF NON-FERROUS METALS AND NON-FERROUS ALLOYS
- C22F1/00—Changing the physical structure of non-ferrous metals or alloys by heat treatment or by hot or cold working
- C22F1/02—Changing the physical structure of non-ferrous metals or alloys by heat treatment or by hot or cold working in inert or controlled atmosphere or vacuum
-
- C—CHEMISTRY; METALLURGY
- C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
- C22F—CHANGING THE PHYSICAL STRUCTURE OF NON-FERROUS METALS AND NON-FERROUS ALLOYS
- C22F1/00—Changing the physical structure of non-ferrous metals or alloys by heat treatment or by hot or cold working
- C22F1/08—Changing the physical structure of non-ferrous metals or alloys by heat treatment or by hot or cold working of copper or alloys based thereon
Abstract
本发明提出一种低层错能铜合金板带材制备方法,属于有色金属薄带材的成型加工领域;所述方法包括步骤:按照一定质量比配制含有Cu、Al、Ni成分的原料、熔炼获得熔体、经热轧制成锻坯试样、多向锻造、再结晶退火、快速变形、退火处理;经过上述方法获得纳米级Ni3Al和NiAl沉淀强化相以及宽度为3‑5nm纳米级孪晶,强化基体;通过上述的一系列措施,最终获得高强度、高硬度的Cu‑Al‑Ni合金带材产品。
Description
技术领域
本发明属于有色金属薄带材的成型加工领域,涉及一种高性能铜合金板带加工方法,具体为一种低层错能铜合金板带材制备方法。
背景技术
铝青铜合金具有优良的物理、机械性能及耐磨和耐腐蚀性等性能,已被广泛应用于制造高应力工作条件下的耐磨零部件。近年来随着我国经济迅猛发展发展,尤其是轨道交通和航空航天领域的迅速发展,使得行业对于铝青铜的性能要求也不断提高,需要合金具有更高的强度(抗拉强度>600MPa)硬度(硬度>200HV)以及耐磨性能,常规的热处理工艺已经无法满足日益增长的性能需求。
铝青铜本身由于较低的层错能,目通过大塑性变形,例如:多向锻造和霍普金森的方式,可以引入大量纳米尺寸的晶粒和孪晶,当材料晶粒细化至纳米晶尺寸时,可以有效提高综合合金的机械性能。不仅如此,由于孪晶本身的特殊性,使得其不仅可以有效地阻碍位错运动,还有更低的电阻率,如果能引入大量纳米孪晶和晶粒,就能制得兼具强度与导电性能的材料。铝青铜作为一种二元合金,本身不存在析出强化。在此基础上,通过合理地成分设计,添加某些元素,在合金基体中形成弥散的硬质析出相,利用析出相的钉扎作用,有望获得获得晶粒更细,孪晶厚度更薄的铝青铜,这将大大提高铝青铜的综合物理性能。
发明内容
本发明克服了现有技术的不足,提出一种低层错能铜合金板带材制备方法,以提高铝青铜合金的性能。
为了达到上述目的,本发明是通过如下技术方案实现的。
一种低层错能铜合金板带材制备方法,包括以下步骤:
1)按照质量比Cu:Al:Ni=89-90:7-8:2.9-3.1配比进行配料。
2)将配比好的原料进行熔炼得到Cu-Al-Ni合金熔体;对Cu-Al-Ni合金熔体进行铸造铸锭并经退火制成试样。
3)对所述的试样进行多向锻造,即按照Z轴-Y轴-X轴的顺序进行多道次多向模锻。
4)将多向锻造后的试样进行再结晶退火处理,再结晶退火温度为650-750℃,再结晶退火后平均晶粒尺寸为2-5μm。
5)将经过再结晶退火的试样在20-35min冷却,之后进行快速变形,变形速率为103/s,变形量为90-98%。
6)将经过快速变形的试样进行退火处理,得到Cu-Al-Ni合金板带。
优选的,步骤3中,每一道次的工程应变ε=1.2。
优选的,步骤4中是将多向锻造后的试样置于真空退火炉内进行再结晶退火处理,真空退火炉的真空度为10-1Pa。再结晶退火的时间是30-50min,退火温度为700℃。
优选的,步骤1中,按照质量比Cu:Al:Ni=89.43:7.51:3.06配比合金成分进行合金配料。
优选的,步骤5中采用霍普金森杆对试样进行快速变形。
更优的,变形量为94%。
优选的,步骤2中,将配比好的合金进行真空感应熔炼,真空度为10-2Pa。
更优的,所述的真空感应熔炼具体步骤为:先加入电解Cu,熔炼温度1300℃,然后依次加入纯镍、纯铝,充分熔炼搅拌,获得Cu-Al-Ni合金熔体。
更优的,步骤2中,将Cu-Al-Ni合金熔体在1200-1300℃倒入水冷金属模内,冷却凝固成铸锭毛坯。
优选的,其特征在于,步骤6中所述的退火,是在真空热处理炉中进行退火处理,退火温度为450℃,退火时间为30min。
本发明相对于现有技术所产生的有益效果为。
本发明通过合金成分设计优化,添加铝元素降低合金层错能显著增加变形过程中孪晶形成的几率,并且通过镍元素与铝元素优化匹配,形成Ni3Al和NiAl沉淀析出相强化合金性能。同时通过多向锻造累计应变,并对多向锻造后试样进行再结晶退火处理,获得2-5μm细化的晶粒尺寸,在细化晶粒基础上,在超低温度下,在霍普金森杆上进行变形速率103/s的快速变形,再对快速变形试样退火热处理处理获得纳米级Ni3Al和NiAl沉淀强化相以及宽度为3-5nm纳米级孪晶,强化基体。通过上述的一系列措施,最终获得高强度、高硬度的Cu-Al-Ni合金带材产品。
附图说明
为了使本发明所要解决的技术问题、技术方案及有益效果更加清楚明白,结合以下附图进行说明:
图1为本实施例所述的锻造长方体工件示意图;
图2为本实施例所述锻造机砧头及多向模锻示意图;
图3为本实施例所述多向模锻使用模具图;
图4为实施例所述固溶后试样金相图片;
图5为实施例所述多向模锻及退火处理后试样金相组织;
图6为实施例所述快速变形霍普金森杆设备图;
图7为实施例所述快速变形后试样金相图片;
图8为实施例所述快速变形后试样透射照片(形变孪晶);
图9为实施例所述快速变形+退火后试样透射照片(退火孪晶);
图中 1 为锻造机砧头,2 锻造试样,3为上楔子,4为下楔子,5为子弹,6为平行光源,7为输入杆,8为输出杆,9为吸收杆,10为阻尼器,11为放大器,12为测时仪,13为波形存储器,14为数据处理系统,15为超动态应变仪,16为电阻应变计。
具体实施方式
为了使本发明所要解决的技术问题、技术方案及有益效果更加清楚明白,结合实施例和附图,对本发明进行进一步详细说明。应当理解,此处所描述的具体实施例仅仅用以解释本发明,并不用于限定本发明。下面结合实施例及附图详细说明本发明 的技术方案,但保护范围不被此限制。
一种低层错能铜合金板带材制备方法,具体为以下步骤:
1)配料:按照质量比Cu:Al:Ni=89.43:7.51:3.06,称取阴极纯铜、工业纯镍、工业纯铝。
2)真空感应熔炼:对合金进行真空感应熔炼,真空度为10-2Pa,先加入电解铜,熔炼温度为1300℃,使得电解铜快速熔化,待合金基本熔化,通过加料仓依次加入纯镍、纯铝,充分熔炼搅拌,获得Cu-Al-Ni合金熔体。
3)铸造铸锭:将铜合金熔液在设定温度(1250℃左右)下倒入水冷金属模内,冷却凝固成铸锭毛坯。
4)均匀化退火:将铜合金铸锭在真空退火炉内进行均匀化处理,真空度为10-1Pa,均匀化退火温度为800℃,时间为4h。获得如图4所示的金相图片,从图中可以看出,晶粒尺寸均大于200μm。
5)铣面:通过方式铣削除去表面氧化皮。
6)多向锻造:将热轧后的板坯截取成20mm×15mm×10 mm的锻坯试样,如图1所示的形状,将试样装在如图3所示的模具中,而后放在300 t 油压机上沿试样的三个垂直方向多向模锻,如图2和表1所示,为一个道次z、y、x三个方向的锻造过程以及形变示意图,模锻之后按 Z轴-Y轴-X轴的顺序依次重复进行,其中Z轴-Y轴-X轴每个循环称1道次,每1道次具体锻压方向和试样朝向以及各方向上的形变如图2所示,每次压下工程应变ε=0.4,变形速率为10/s,每一道次的工程应变ε=1.2,共进行6道次的循环变形,共累计应变ε=7.2。
7)再结晶退火:将多向锻造后的试样置于真空退火炉内进行再结晶退火处理,真空退火炉的真空度为10-1Pa,再结晶退火温度为700℃,时间为40min,再结晶退火后平均晶粒如图5所示,通过统计后得到晶粒尺寸为2-5μm。
8)快速冷变形:将上述再结晶退火试样浸泡在液氮中保持30min使其达到超低温平衡,然后将超低温试样拿出,迅速放置在如图6所示的霍普金森杆快速变形设备上进行快速变形,变形速率为103/s,试样厚变由16mm变为1mm,变形量为94%,由此获得宽度为10nm形变孪晶,孪晶百分数为85%。如图7为该试样的金相图,图8为该试样的TEM图。
9)退火处理:将上述快速变形试样,在真空热处理炉中退火处理,退火温度为450℃,退火时间为30min,经过上述处理后最终获得总体积分数70%,宽度为10nm纳米级孪晶,并且在孪晶界与位错线附近弥散分布尺寸为10nm左右的纳米级Ni3Al和NiAl析出相。如图9所示,位错线和孪晶界附近存在白色颗粒,经过XRD分析,可知为纳米级Ni3Al和NiAl。
表1表示每一道次中,不同方向下,试样x y z三个方向上的长度变化。
经过上述处理,将所得Cu-Al-Ni合金通过维氏硬度计测量硬度值,电导仪测量电导率,微机控制电子万能试验机测试抗拉强度、屈服强度及延伸率。最终高强度高导电性铜合金的力学性能为:338.3HV;导电率15%;抗拉强度 1095Mpa;屈服强度 1025Mpa;延伸率10%。
通过合金成分设计优化,以及多向锻造+再结晶退火和快速变形+退火等一些系列的措施获得高性能Cu-Al-Ni合金板带,具体为:
1.经过试验与理论计算对合金进行成分设计优化,通过在铜中添加入质量分数为7.5%的铝使得合金层错能由纯铜的78mJ/m2降低至8mJ/m2,降低层错能将显著增加变形过程中孪晶形成的几率。通过加入质量分数为3.0%的镍将与一部分铝元素形成Ni3Al和NiAl沉淀析出相强化合金性能。
2.通过多向锻造+再结晶退火获得平均晶粒尺寸在10μm以下的细化晶粒,产生细晶强化作用。
3.在细化晶粒基础上,在超低温度下通过霍普金森杆进行变形速率103/s快速变形,然后再通过退火热处理,获得纳米级Ni3Al和NiAl沉淀强化相以及3-5nm纳米级的孪晶,强化基体。
以上内容是结合具体的优选实施方式对本发明 所做的进一步详细说明,不能认定本发明的具体实施方式仅限于此,对于本发明 所属技术领域的普通技术人员来说,在不脱离本发明的前提下,还可以做出若干简单的推演或替换,都应当视为属于本发明由所提交的权利要求书确定专利保护范围。
Claims (8)
1.一种低层错能铜合金板带材制备方法,其特征在于,包括以下步骤:
1)按照质量比Cu:Al:Ni=89.43:7.51:3.06配比进行配料;
2)将配比好的原料进行熔炼得到Cu-Al-Ni合金熔体;对Cu-Al-Ni合金熔体进行铸造铸锭并经退火制成试样;
3)将试样放在模具中进行多向锻造,即按照Z轴-Y轴-X轴的顺序进行多道次多向模锻;每一道次的工程应变ε=1.2;
4)将多向锻造后的试样进行再结晶退火处理,再结晶退火温度为650-750℃,再结晶退火的时间是30-50min,再结晶退火后平均晶粒尺寸为2-5μm;
5)将经过再结晶退火的试样在20-35min冷却,之后进行快速变形,变形速率为103/s,变形量为90-98%;
6)将经过快速变形的试样进行退火处理,退火温度为450℃,退火时间为30min;得到Cu-Al-Ni合金板带。
2.根据权利要求1所述的一种低层错能铜合金板带材制备方法,其特征在于,步骤4)中是将多向锻造后的试样置于真空退火炉内进行再结晶退火处理,真空退火炉的真空度为10-1Pa;退火温度为700℃。
3.根据权利要求1所述的一种低层错能铜合金板带材制备方法,其特征在于,步骤5)中采用霍普金森杆对试样进行快速变形。
4.根据权利要求3所述的一种低层错能铜合金板带材制备方法,其特征在于,变形量为94%。
5.根据权利要求1所述的一种低层错能铜合金板带材制备方法,其特征在于,步骤2)中,将配比好的合金进行真空感应熔炼,真空度为10-2Pa。
6.根据权利要求5所述的一种低层错能铜合金板带材制备方法,其特征在于,所述的真空感应熔炼具体步骤为:先加入电解Cu,熔炼温度1300℃,然后依次加入纯镍、纯铝,充分熔炼搅拌,获得Cu-Al-Ni合金熔体。
7.根据权利要求6所述的一种低层错能铜合金板带材制备方法,其特征在于,步骤2)中,将Cu-Al-Ni合金熔体在1200-1300℃倒入水冷金属模内,冷却凝固成铸锭毛坯。
8.根据权利要求1所述的一种低层错能铜合金板带材制备方法,其特征在于,步骤6)中所述的退火,是在真空热处理炉中进行退火处理。
Priority Applications (1)
Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
---|---|---|---|
CN202011530030.5A CN112575218B (zh) | 2020-12-22 | 2020-12-22 | 一种低层错能铜合金板带材制备方法 |
Applications Claiming Priority (1)
Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
---|---|---|---|
CN202011530030.5A CN112575218B (zh) | 2020-12-22 | 2020-12-22 | 一种低层错能铜合金板带材制备方法 |
Publications (2)
Publication Number | Publication Date |
---|---|
CN112575218A CN112575218A (zh) | 2021-03-30 |
CN112575218B true CN112575218B (zh) | 2022-04-01 |
Family
ID=75138916
Family Applications (1)
Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
---|---|---|---|
CN202011530030.5A Active CN112575218B (zh) | 2020-12-22 | 2020-12-22 | 一种低层错能铜合金板带材制备方法 |
Country Status (1)
Country | Link |
---|---|
CN (1) | CN112575218B (zh) |
Family Cites Families (1)
Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
---|---|---|---|---|
CN109930017A (zh) * | 2019-04-15 | 2019-06-25 | 中北大学 | 一种高强度铜合金的制备方法 |
-
2020
- 2020-12-22 CN CN202011530030.5A patent/CN112575218B/zh active Active
Also Published As
Publication number | Publication date |
---|---|
CN112575218A (zh) | 2021-03-30 |
Similar Documents
Publication | Publication Date | Title |
---|---|---|
Zhang et al. | A high strength and high electrical conductivity Cu-Cr-Zr alloy fabricated by cryorolling and intermediate aging treatment | |
Wang et al. | Microstructures and mechanical properties of spray deposited 2195 Al-Cu-Li alloy through thermo-mechanical processing | |
Chen et al. | Contribution of Zr to strength and grain refinement in CuCrZr alloy | |
Meng et al. | Optimization of strength, ductility and electrical conductivity of a Cu–Cr–Zr alloy by cold rolling and aging treatment | |
Huang et al. | Effect of extrusion dies angle on the microstructure and properties of (TiB+ TiC)/Ti6Al4V in situ titanium matrix composite | |
Akopyan et al. | Formation of the gradient microstructure of a new Al alloy based on the Al-Zn-Mg-Fe-Ni system processed by radial-shear rolling | |
Tian et al. | Effect of Zr on as-cast microstructure and properties of Cu-Cr alloy | |
US10094002B2 (en) | Cu—Be alloy and method for producing same | |
CN110747365B (zh) | 一种高塑性高强度高导电CuCrZr系铜合金及其制备方法 | |
Li et al. | Microstructure and properties of Cu-Cr-Zr (Mg) alloys subjected to cryorolling and aging treatment | |
Wang et al. | Simultaneous enhancement of mechanical and electrical properties of Cu–Ni–Si alloys via thermo-mechanical process | |
CN111411265B (zh) | 一种镍基合金超薄板材 | |
Yang et al. | Excellent strength and electrical conductivity achieved by optimizing the dual-phase structure in Cu–Fe wires | |
Pu et al. | Effect of Ti particles size on the microstructure and mechanical properties of TiP/VW94 composites | |
Wang et al. | Microstructure and properties evolution of Cu-Ti-Cr-Mg alloy during equal channel angular pressing at room temperature and cryogenic temperature | |
Wang et al. | Effect of three-dimensional deformation at different temperatures on microstructure, strength, fracture toughness and corrosion resistance of 7A85 aluminum alloy | |
Yu et al. | Effect of Mg content on the microstructure and properties of high strength, high conductivity Cu–Fe–Cr–Si–Mg alloy | |
Chen et al. | Regulation of primary phase in Cu-Cr-Zr alloy and its effect on nano-structure and properties | |
CN112575218B (zh) | 一种低层错能铜合金板带材制备方法 | |
CN112588856B (zh) | 一种高性能Cu-Ni-Al合金板带制备方法 | |
Ma et al. | Hot deformation behavior of rare earth magnesium alloy without pre-homogenization treatment | |
Cao et al. | Synergistic enhancement of the strength-ductility for stir casting SiC p/2024Al composites by two-step deformation | |
CN109097648A (zh) | 一种Mg-Al-Ca-Ce系镁合金及其制备方法 | |
Hu et al. | Effect of La addition on Ag-rich phase formation and mechanical properties of Cu-2Ag alloys | |
Zhang et al. | Preparing large-scale, uniform, and high-performance Cu–Cr–Zr strips by a novel continuous expanding extrusion process |
Legal Events
Date | Code | Title | Description |
---|---|---|---|
PB01 | Publication | ||
PB01 | Publication | ||
SE01 | Entry into force of request for substantive examination | ||
SE01 | Entry into force of request for substantive examination | ||
GR01 | Patent grant | ||
GR01 | Patent grant |