CN113549784B - 硅化物增强的铜钛合金基体复合材料及其制备方法 - Google Patents

Abstract

本发明公开了一种硅化物增强的铜钛合金基体复合材料及其制备方法，该复合材料包含铜钛合金基体和分散在所述铜钛合金基体中的硅化物颗粒，其中所述硅化物颗粒的含量为0.1～2.0wt％，所述硅化物颗粒的组成中Si的含量为15～30wt％，余量为Ti、Cu和不可避免的杂质；并且其中所述铜钛合金基体的组成包括1.0～5.0wt％的Ti，0.001～0.1wt％的Si，余量为Cu和不可避免的杂质。该复合材料具有良好的硬度、耐磨性和组织稳定性，并且不含磁性元素Fe、Co、Ni。本发明还涉及该复合材料的制备方法。

Description

硅化物增强的铜钛合金基体复合材料及其制备方法

技术领域

本发明属于复合材料技术领域，特别涉及一种硅化物增强的铜钛合金基体复合材料。该复合材料在铜钛合金的基础上结合了硅化物的特性，因而具有高硬度、高耐磨性、高组织稳定性等特性。本发明还涉及这样的复合材料的制备方法，该方法基于增强相的原位合成。

背景技术

复合材料是运用先进的材料制备技术将不同性质的材料以特定的方式组合而成的新材料。由于其可以克服单一材料的缺陷，发挥各种材料的优点，得到了快速的发展和广泛的应用。原位合成法是一种最近发展起来制备复合材料的新方法。基本原理是不同元素或化合物之间在一定条件下发生化学反应，而在基体内生成一种或几种增强相，从而形成复合材料。通过这种方法制备的复合材料，增强体是在基体内形核、自发长大，因此增强体表面无污染，基体和增强体的相容性良好，界面结合强度较高。同时，该方法省去了繁琐的增强体预处理工序，简化了制备工艺。

铜钛合金以其高强度、高弹性、抗松弛以及优异的成型性能等特点，在消费电子及其它连接器行业中得到了广泛应用。尽管如此，铜钛合金在硬度、耐磨性以及组织稳定性方面表现较差，导致应用受限，因而亟待改进。

众所周知，金属硅化物具有熔点高、硬度高、耐磨耐蚀、耐热等突出优点，其既可以独立地在严苛的环境中服役，也可以作为增强相而被结合到其它的材料基体中。

经本发明人检索，在现有技术中没有发现硅化物增强的铜钛合金基体复合材料及制备技术的相关报道。

发明内容

本发明所要解决的技术问题是：针对现有技术的不足，提供了一种硅化物增强的铜钛合金基体复合材料及其制备方法。该复合材料在铜钛合金的基础上提高了硬度、耐磨性和组织稳定性。

本发明解决上述技术问题所采用的技术方案为：一种硅化物增强的铜钛合金基体复合材料，该复合材料包含铜钛合金基体和分散在所述铜钛合金基体中的硅化物颗粒，其中以该复合材料的重量计所述硅化物颗粒的含量为0.1～2.0wt％，所述硅化物颗粒的组成中Si的含量为15～30wt％，余量为Ti、Cu和不可避免的杂质；并且其中所述铜钛合金基体的组成包括1.0～5.0wt％的Ti，0.001～0.1wt％的Si，余量为Cu和不可避免的杂质。

不受限于任何理论，认为在特定条件下，液相中的Ti、Cu中的一种或多种可以与Si发生原位反应，形成高熔点、高组织稳定性、高硬度、高耐磨性的金属硅化物，从而进一步提升复合材料的综合性能。

本发明的复合材料的基体是铜钛合金，基体中含有Ti的重量百分比为1.0～5.0wt％。Ti是基体的主要强化元素，通过调幅分解加时效析出对基体进行强化。当基体中的Ti含量小于1.0wt％时，基体的强度偏低；当Ti含量超过5.0wt％时，过高的Ti含量会降低基体的电导率并显著劣化其加工性能。因此，本发明的铜钛合金基体中的Ti含量为1.0～5.0wt％。

作为优选，所述铜钛合金基体可进一步含有总量0.001～0.5wt％的Cr、Zr、Al、Y、Mo、Nb、Sc、V、W中的一种或多种，所述硅化物颗粒的组成可进一步包含Cr、Zr、Al、Y、Mo、Nb、Sc、V、W中的一种或多种。少量的Cr、Zr、Al、Y、Mo、Nb、Sc、V和/或W在固溶处理时参与固溶体的形成，并在时效过程中参与调幅分解结构的形成，可以进一步强化基体。若这些元素总计含量超过0.5wt％，则劣化材料的综合性能。

此外，仍然不受限于任何理论，认为特定条件下，液相中的Cr、Zr、Al、Y、Mo、Nb、Sc、V和W中的一种或多种也可以与Si发生原位反应，形成高熔点、高组织稳定性、高硬度、高耐磨性的金属硅化物，从而进一步提升复合材料的综合性能。

本发明中硅化物颗粒为增强相，所述硅化物颗粒主要是Si与Ti、Cu、Cr、Zr、Al、Y、Mo、Nb、Sc、V和W中的一种或多种在铜钛合金熔体中原位生成的。本发明中的硅化物颗粒是一种高熔点、高组织稳定性、高硬度、高耐磨性的金属间化合物。该硅化物颗粒在熔体中原位生成后，伴随铸造过程而复合在铸锭中，其在后续的冷、热加工及热处理过程中能在铜钛合金基体中稳定存在，在提升材料耐热性的同时也会通过阻碍晶界运动而限制晶粒长大，从而使复合材料有很好的组织稳定性。该硅化物颗粒的硬度高达900HV以上，不仅能增加复合材料的硬度，还能对复合材料起到很好的支撑作用，从而提升材料的耐磨性。本发明中硅化物颗粒的含量为0.1～2.0wt％。当硅化物颗粒的含量小于0.1wt％时，不能产生明显效果。当硅化物颗粒含量超过2.0wt％时，由于硅化物颗粒团聚长大因而显著劣化复合材料的加工性能。因此，本发明的复合材料中硅化物颗粒的含量为0.1～2.0wt％。本发明中，硅化物颗粒中硅的含量为15～30wt％。硅在本发明的体系中可以与多种元素形成硅化物，当硅化物中硅的含量小于15wt％，或者大于30wt％时，为不稳定硅化物，此类硅化物在热处理时易发生变化，影响复合材料的性能及应用。因此，本发明中硅在硅化物中的含量为15～30wt％。

如上所述，本发明的硅化物增强的铜钛合金基体复合材料具有较高的硬度。本发明中的硅化物颗粒本身具有较高的硬度，弥散分布于铜钛合金基体中，为基体增加了硬质点；同时，硅化物颗粒也会与位错发生交互作用，提高复合材料的硬度。

如上所述，本发明的硅化物增强的铜钛合金基体复合材料具有优异的耐磨性能：磨损率比基体Ti含量相同的Cu-Ti合金降低了10％以上。本发明中的复合材料具有优异耐磨性的原因有以下几方面：首先，硅化物颗粒均匀弥散分布于基体中，能很好地支撑基体，一定程度上保护基体不被磨损；其次，硅化物颗粒细小，与铜钛合金基体接触处不易萌生裂纹，细小的颗粒不易从基体中拔出，减少了硅化物颗粒的破碎及脱落；同时，细小的硅化物颗粒从铜钛合金基体中脱落后，可分布于试样与磨头的接触面之间，起到“微轴承”作用，降低摩擦系数。

如上所述，本发明的硅化物增强的铜钛合金基体复合材料具有较高的组织稳定性。本发明中的硅化物颗粒包含含钛硅化物，例如Ti₅Si₃，其在1300℃左右仍能稳定存在，在后续的冷、热加工及热处理时不会与铜钛基体发生界面反应。同时，硅化物颗粒也会通过与晶界的交互作用阻碍晶界的迁移，从而限制晶粒长大。本发明中的复合材料，在850℃下保温5min，其晶粒长大速度比基体Ti含量相同的Cu-Ti合金降低了40％以上。

如上所述，本发明的硅化物增强的铜钛合金基体复合材料不含磁性元素Fe、Co、Ni。

作为优选，本发明的硅化物增强的铜钛合金基体复合材料中，颗粒外接圆直径在50～400nm之间的硅化物颗粒数量≥8×10⁵个/mm²，外接圆直径＞1μm的硅化物颗粒数量≤5×10²个/mm²。由于硅化物颗粒的数量、尺寸及其在基体的分布方式都会影响复合材料的性能，本发明通过控制特定尺寸的硅化物的数量，以形成均匀、弥散分布的增强相，从而使复合材料的综合性能最优。

本发明还涉及如上所述的一种硅化物增强的铜钛合金基体复合材料的制备方法，包括以下步骤：

1)熔炼：采用真空或气氛保护的熔炼方法，把Cu熔化后，熔化Ti以及任选的选自Cr、Zr、Al、Y、Mo、Nb、Sc、V和W中的一种或多种，并且进行精炼，精炼结束时的温度为1300～1450℃；

2)原位反应：将Si加入炉中，然后降温至1150～1250℃进行原位反应；

3)铸造：以50～150mm/min的速度进行铸造。

完成铸锭生产后，按照常规铜合金的生产加工工艺，根据成品尺寸的要求进行热加工、热处理及冷加工，最终生产出板、带、棒、线、管等各种形式的产品。

下面对以上方法中的关键步骤进行如下说明：

在步骤1)中，首先，在熔炼炉中加入电解铜，为防止Ti等活泼金属的氧化及氧化物与硅化物团聚，需在真空或气氛保护下熔化；其次，为使Ti和其他元素充分熔化并参与后续的原位反应，待电解铜完全熔化后，需继续升温至1350～1450℃；再次，加含Ti原料以及任选的含Cr、Zr、Al、Y、Mo、Nb、Sc、V、W中的一种或多种的原料，待各原料完全熔化后充分搅拌，使各原料在熔体中分布均匀；最后，精炼30～60min，精炼结束时的温度为1300～1450℃，去除气体、杂质和氧化渣，提高基体纯度。

在步骤1)中，含Ti原料可以是纯Ti，也可以是含Ti的中间合金；含Cr、Zr、Al、Y、Mo、Nb、Sc、V、W中的一种或多种的原料可以是这些元素的单质，也可以是含这些元素的中间合金。

在步骤2)中，首先扒渣，然后加入含Si的原料并充分搅拌，最后降温至1150～1250℃并原位反应1～10min。需要说明的是，整个原位反应的过程是先加硅，待含硅的原料完全熔化后再降温，在降温过程中硅元素发生原位反应。若先降温后再加硅，低温下金属液黏度较大，不利于原位形成的硅化物颗粒的分散，硅化物颗粒容易依附在含硅原料表面，最终包裹住含硅原料，抑制原位反应的进行，最终形成大块的夹渣，从而导致硅原料的损耗较大。扒渣的目的在于防止多孔状的炉渣吸附硅原料，减少硅化物颗粒的数量。搅拌的目的在于使加入的硅在熔体中均匀分布。降温的目的是控制原位反应的进行，并控制硅化物颗粒的尺寸。温度过高，易形成不稳定硅化物，且硅化物颗粒易团聚长大，温度过低，反应不充分并会影响下一步的铸造。时间过短，反应不充分，时间过长，硅化物颗粒容易团聚长大。需要补充的是，若在步骤1)中把硅和Cr、Zr、Al、Y、Mo、Nb、Sc、V、W中的一种或多种元素一起加入，无论后续是否降温，都不利于控制硅与其它元素的原位反应，并且形成的硅化物易团聚长大，从而对复合材料的组织和性能不利。

在步骤2)中，含Si原料可以是纯Si，也可以是含Si的中间合金。

在步骤3)中，首先静置并扒渣，目的在于防止多孔状的炉渣在铸造时进入熔体恶化铸坯质量，同时也减少了渣对于硅化物颗粒的吸附，有利于硅化物颗粒的控制；然后铸造，铸造速度为50～150mm/min，目的在于控制硅化物的粒度、形貌及分布。需要注意的是，本发明所述的铸造可以是铸模铸造，也可以是半连续或连续铸造。

以上步骤1)-3)必须按所示顺序进行。如果调换所示步骤的顺序或者减少上述步骤中的一个或多个步骤或者用其他步骤替换上述步骤中的一个或多个步骤，将直接影响硅化物的生成、数量、尺寸及分布，进而对复合材料的综合性能，尤其是硬度、耐磨性及组织稳定性产生显著影响。

三、本发明的优点

与现有技术相比，本发明的优点在于：

(1)本发明公开了一种高硬度、高耐磨性、高组织稳定性的硅化物增强的铜钛合金基体复合材料；

(2)本发明的硅化物增强的铜钛合金基体复合材料可以实现：磨损率比基体Ti含量相同的Cu-Ti合金降低了10％以上；在850℃下保温5min，其晶粒长大速度比基体Ti含量相同的Cu-Ti合金降低了40％以上。

在本文中，所述“材料”可以是铸件，也可以是板、带、棒、线、管等各种形式的产品。

除非另外指出，否则说明书和权利要求书中使用的表示成分的量、化学和力学性质、工艺条件等的所有数字应理解为在所有情况下都由术语“约”修饰。因此，除非相反地指出，说明书和所附权利要求书中阐述的数值参数是可取决于通过本文示例性实施方案寻求获得的期望性质而变化的近似值。至少每个数值参数应当根据有效数字的数值和普通的舍入方法来解释。

尽管阐述示例性实施方案的宽泛范围的数值范围和参数是近似值，但尽可能精确地报告在具体实施例中阐述的数值。然而，任何数值固有地含有由在它们各自的测试测量中发现的标准偏差所必然产生的某些误差。在整个说明书和权利要求书中给出的每个数值范围将包括落入这样的较宽数值范围内的每个较窄的数值范围，如同在本文中也明确地写出这样的较窄的数值范围。此外，实施例中报告的任何数值可用于限定本文公开的较宽组成范围的上端点或下端点。

附图说明

图1为实施例5的硅化物增强的铜钛合金基体复合材料(0.5mm厚片材)在850℃下保温5min的金相组织。

图2为实施例5的硅化物增强的铜钛合金基体复合材料的扫描电镜图片。

图3为图2中箭头所指处的能谱分析结果。

具体实施方式

以下结合实施例对本发明作进一步详细描述。

设计了13个实施例和15个对比例材料，以板带产品进行试制。对比例与实施例的熔铸关键参数如下表2所示，其中实施例1-13和对比例1-15根据其原料添加量的要求(参见下表1)进行熔炼、原位反应和铸造。第一步熔炼：在熔炼炉中加入电解铜，并在真空或气氛保护下熔化；待电解铜完全熔化后，升温至1350～1450℃；然后加纯Ti和任选的含Cr、Zr、Al、Y、Mo、Nb、Sc、V、W中的一种或多种的中间合金，待其完全熔化后充分搅拌，之后精炼30～60min，精炼结束时的温度为1300～1450℃。第二步原位反应：首先扒渣，然后加入含Si的中间合金并充分搅拌，最后降温至1150～1250℃并原位反应1～10min。第三步铸造：首先静置并扒渣；然后使用铸模或者连续、半连续的方式铸造，铸造速度为50～150mm/min。此外，对比例5-11虽然也根据其原料添加量的要求(参见下表1)采用前述三步进行熔炼、原位反应和铸造，但其中的关键参数有所变化。

将通过上述方法获得的铸锭在800～1000℃下保温1～12h后进行热轧，热轧加工率大于70％，轧制单道次加工率控制在10～30％之间，热轧后在线水冷却，热轧后进行铣面。

随后进行冷轧+固溶+冷轧+固溶，其中每次冷轧的总加工率控制在30％以上，两次固溶的固溶温度为700～990℃，保温时间为1～300s，冷却速度10～300℃/s。

最后进行一次精轧+时效，精轧总加工率根据成品规格要求控制在0～99％，时效温度为250～500℃，时间为1～16h。

随后测试所得的复合材料的直径在50～400nm之间和＞1μm的硅化物的数量、硬度、磨损率、成品的平均晶粒尺寸和在850℃下保温5min后的平均晶粒尺寸。

需要说明的是，为了避免使得本申请的说明书过于冗长，以下记载实施例5的详细工艺参数作为示例。尽管没有记载其他实施例的详细工艺参数，但是应该理解，本领域技术人员根据本说明书的公开内容已经足以实施本申请请求保护的发明，并且这样的公开内容也能够充分支持权利要求的保护范围。

实施例5的成品为0.5mm厚度规格的板带产品，具体工艺如下：

根据实施例5的原料添加量配料并进行熔铸。第一步熔炼：在熔炼炉中加入电解铜，并在真空下熔化；待电解铜完全熔化后，升温至1400℃；然后加纯Ti，待其完全熔化后充分搅拌；之后精炼45min。第二步原位反应：首先加入含Si，然后降温至1200℃；最后在1200℃下原位反应5min。第三步铸造：首先静置并扒渣；然后使用铁模铸造，铸造速度为70mm/min。

将铸锭在900℃下保温4h后进行热轧，热轧总加工率为85％，轧制单道次加工率控制在10～30％之间，热轧后在线水冷却，热轧后进行铣面。

随后进行冷轧+固溶+冷轧+固溶，第一次冷轧总加工率控制在80％；第一次固溶温度为800℃，保温时间为200s，冷却速度为100℃/s。第二次冷轧总加工率控制在50％；第二次固溶温度为850℃，保温时间为50s，冷却速度200℃/s。

然后进行一次时效，时效温度为450℃，时效时间为8h。

测试标准：

平均晶粒度按照《YS/T 347-2004铜及铜合金平均晶粒度测定方法》的测试方法进行测定。晶粒长大速度为计算得到，方法为850℃热处理后的平均晶粒尺寸减去成品的平均晶粒尺寸，其差值再除以850℃热处理的时间。需要说明的是，若成品的晶粒发生了变形，为准确表征晶粒长大速度，则需对成品进行再结晶热处理，然后再在850℃下保温5min，并进行平均晶粒度的检测和晶粒长大速度的计算。

维氏硬度测试按照《GB-T 4340.1-2009金属材料维氏硬度试验第1部分:试验方法》进行。

使用多功能摩擦磨损试验机对直径60mm，厚度0.5mm的圆盘试样进行耐磨损性能测试。试验前，对试样进行超声波清洗，介质为无水乙醇，时间为20min，然后烘干并称重。使用直径6mm，高20mm的YG6做磨头，在500N载荷，转速250rpm和耐磨液压油润滑的条件下，摩擦120min，完成磨损试验后取出试样，超声波清洗，烘干并称重。根据公式δ＝△m/2πrρntμF_N计算磨损率。其中δ为磨损率，△m为试验前后试样的重量损失，r为试样摩擦半径，ρ为试样密度，n为转速，t为时间，μ为摩擦系数，F_N为载荷。

使用萃取的方法分离铜钛合金基体与硅化物，使用ICP方法检分别测铜钛合金基体及硅化物中各元素的含量。为避免萃取分离出来的硅化物中引入时效析出产物，需对待处理试样进行固溶预处理(温度为850℃，时间为5-30min，具体时间由本领域技术人员根据产品规格来定。对于上面描述的实施例5的0.5mm厚度规格的板带而言，固溶预处理时间为5min)。分离铜钛合金基体及硅化物的具体方法分为以下几个步骤：1)酸洗(酸液为10mol/L的浓硝酸与纯水体积比1:1的溶液)及打磨，去除试样表面氧化物；2)超声波清洗，介质为无水乙醇，时间为20min，去除试样表面油污；3)使用电子天平称量试样的重量；4)使用7mol/L的硝酸溶液消解试样；5)过滤，使用0.05μm孔径的滤膜过滤硅化物颗粒，并使用9mol/L的硫酸保存滤液(滤液为铜钛合金基体消解过滤后的溶液)；6)硅化物处理，使用超纯水清洗硅化物，清洗液和步骤5)中的滤液一起用硫酸保存，并用烘箱烘干硅化物；7)使用电子天平称量硅化物的重量，并计算硅化物的重量百分比；8)使用ICP测试方法分别检测滤液及硅化物中各元素的含量，ICP测试方法参照标准《GB-T 5121.27-2008铜及铜合金化学分析方法第27部分：电感耦合等离子体原子发射光谱法》中公布的进行。

通过金相显微镜观察复合材料晶粒尺寸，通过扫描电镜观察硅化物颗粒的分布情况并进行计算得出硅化物的数量。具体操作方式如下：在复合材料的截面中，以4μm×3μm(12μm²)的矩形作为基本单元对其组织进行观察；选取视野中不同位置的10个矩形，对每个矩形中粒径在50～400nm之间的颗粒进行数量统计，取其平均值除以视野的面积(12μm²)再乘以10⁶。在复合材料的截面中，以40μm×30μm(1200μm²)的矩形作为基本单元对其组织进行观察；选取视野中不同位置的10个矩形，对每个矩形中粒径＞1μm的颗粒进行数量统计，取其平均值除以视野的面积(1200μm²)再乘以10⁶。

实施例1-13和对比例1-15成分及组织和性能的测试结果见表2，该结果是按表1所示的原材料配比及熔炼、原位反应和铸造关键参数而得到的。

根据实施例1-13可以发现，本发明通过制定合理的工艺实现了硅化物颗粒的合理控制，，所有实施例的复合材料均实现了在850℃下保温5min，其晶粒的长大速度比基体Ti含量相同的Cu-Ti合金降低的百分比在40％以上；磨损率比基体Ti含量相同的Cu-Ti合金降低的百分比在10％以上；外接圆直径在50～400nm之间的硅化物颗粒数量＞8×10⁵个/mm²，外接圆直径＞1μm的硅化物颗粒数量＜5×10²个/mm²。

实施例5和对比例1、2表明：引入硅化物增强相后，复合材料的硬度明显提高，磨损率有了明显的降低，并且晶粒的长大速度也有了明显的降低。同时还表明，在不引入硅化物增强相的前提下，不管是否采用原位反应的工艺(即步骤2)，都不会提升铜钛合金的性能。

实施例5和对比例3、4表明：硅化物增强相含量过低不会对复合材料的组织和性能起到明显的增强效果；过高则不利于加工，无法得到成品。

实施例5和对比例5-14及实施例10和对比例15表明：改变复合材料熔炼、原位反应及铸造的关键参数，会影响硅化物的生成、数量、颗粒尺寸和硅的含量，进而影响复合材料的组织和性能。

同时，实施例7-13表明，合理添加少量选自Cr、Zr、Al、Y、Mo、Nb、Sc、V、W中的一种或多种元素对于复合材料的硬度及耐磨性能可起到一定的改善。

表1：实施例及对比例的原材料配比及熔炼、原位反应和铸造关键参数设置

Claims (7)

1.一种硅化物增强的铜钛合金基体复合材料，该复合材料包含铜钛合金基体和分散在所述铜钛合金基体中的硅化物颗粒，其中以该复合材料的重量计所述硅化物颗粒的含量为0.1～2.0wt％，所述硅化物颗粒的组成中Si的含量为15～30wt％，余量为Ti、Cu和不可避免的杂质；并且其中所述铜钛合金基体的组成包括1.0～5.0wt％的Ti，0.001～0.1wt％的Si，余量为Cu和不可避免的杂质。

2.根据权利要求1所述的硅化物增强的铜钛合金基体复合材料，其特征在于：该复合材料在850℃下保温5min，其晶粒长大速度比基体Ti含量相同的Cu-Ti合金降低了40％以上。

3.根据权利要求1所述的硅化物增强的铜钛合金基体复合材料，其特征在于：该复合材料的磨损率比基体Ti含量相同的Cu-Ti合金降低了10％以上。

4.根据权利要求1所述的硅化物增强的铜钛合金基体复合材料，其特征在于：该复合材料的微观组织中外接圆直径在50～400nm之间的硅化物颗粒数量不少于8×10⁵个/mm²，外接圆直径＞1μm的硅化物颗粒数量不多于5×10²个/mm²。

5.根据权利要求1所述的硅化物增强的铜钛合金基体复合材料，其特征在于：所述铜钛合金基体进一步含有总量0.001～0.5wt％的Cr、Zr、Al、Y、Mo、Nb、Sc、V和W中的一种或多种，所述硅化物颗粒的组成进一步包含Cr、Zr、Al、Y、Mo、Nb、Sc、V和W中的一种或多种。

6.根据权利要求1所述的硅化物增强的铜钛合金基体复合材料，其特征在于：该复合材料不含磁性元素Fe、Co、Ni。

7.制备根据权利要求1～6中任一项所述的硅化物增强的铜钛合金基体复合材料的方法，其特征在于，包括以下步骤：

1)熔炼：采用真空或气氛保护的熔炼方法，把Cu熔化后，熔化Ti以及任选的选自Cr、Zr、Al、Y、Mo、Nb、Sc、V和W中的一种或多种，并且进行精炼，精炼结束时的温度为1300～1450℃；

2)原位反应：将Si加入炉中，然后降温至1150～1250℃进行原位反应，原位反应时间为1-10min；

3)铸造：以50～150mm/min的速度进行铸造。

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