CN1894430A - 铜－镍－硅两相淬火基材 - Google Patents

Abstract

一种铜－镍－硅淬火基材，其迅速将熔融合金固化成微晶或非晶态条。该基材由导热合金组成。它具有其中富铜区被硅化镍pass的不连续网包围的两相微观结构。此微观结构基本上是均匀的。条铸造的完成随铸造时间变化只有极小的表面劣化。每次运行所铸造的材料的数量增加了，而没有用铜－铍基材时所遇到的毒性问题。

Description

铜-镍-硅两相淬火基材

                        发明背景

1.发明领域

本发明涉及通过使熔融合金快速淬火制造条带或丝，特别是涉及用来获得快速淬火的铸造轮基材的组成和结构特性，以及该铸造轮基材的制备方法。

2.现有技术说明

合金条的连续铸造是通过在旋转的铸造轮上沉积熔融合金实现的。随着熔融合金流由铸造轮的快速移动淬火表面导热而被保持住并固化，形成条。固化条脱离冷却轮并由卷轴机进行处理。为连续铸造高质量的条，此淬火表面必须承受由于周期性地接触熔融金属和从铸造表面去除固化条所产生的热致机械应力。淬火表面内的任何缺陷都遭受熔融金属的渗入，因此在去除固化条时扯去部分冷却表面，导致冷却表面被进一步劣化。从而，在冷却轮上的某一给定轨道内铸造更长的条时，条的表面质量降低。高质量条的铸造长度为轮材料质量提供了一个直接的度量。

提高淬火表面性能的关键因素在于：(i)使用具有高导热率的合金，以便来自熔融金属的热量可以被吸走从而使条固化，和(ii)使用高机械强度的材料以保持在高温(＞500℃)下经受高应力水平的铸造表面的完整性。具有高导热率的合金并不具有高机械强度，特别是在高温下。因此，为使用具有足够强度特性的合金就牺牲了导热性。纯铜具有非常好的导热性，但在铸造短条后就显示出严重的轮损坏。例子包括各种铜合金等。另一选择，如欧洲专利EP0024506中所公开的，可以向铸造轮淬火表面上镀各种表面以提高其性能。在美国专利US4,142,571中详细记述了一种适合的铸造工序，其公开内容在此引入作为参考。

现有技术的铸造轮淬火表面一般包括两种形式之一：整体的或多部件的。前者中，合金实体块被塑造成任选配有冷却通道的铸造轮的形式。部件淬火表面包括许多片，其组装后构成铸造轮，如美国专利US4,537,239中所公开的。本公开对铸造轮淬火表面的改进适用于各种铸造轮。

铸造轮淬火表面通常由单相铜合金或具有共格沉淀或半共格沉淀的单相铜合金制成。在用其制造轮/淬火表面之前先将合金铸造并以某种方式进行机械加工。除了与导热性折衷之外，还考虑了某些机械性能如硬度、拉伸和屈服强度以及延展率。这样做是为了对某一给定合金实现机械强度和导热性的最佳组合。这样做的理由主要有两个方面：1)提供足够高的淬火速率以产生期望的铸造条微观结构，2)防止淬火表面发生热破坏和机械破坏而导致条的几何定型劣化并从而使铸件变得不可用。典型的具有共格或半共格沉淀的单相合金包括各种组成的铜铍合金和低铬浓度的铜铬合金。在环境温度下，铍和铬在铜中都只有极小的固溶度。

条铸造过程非常复杂，为形成具有出众性能特征的淬火表面，需要认真考虑动态或循环的机械性能。用作淬火表面的原料单相合金的制造工艺可能会显著影响随后的条铸造性能。这可以归因于机械加工的量和随后在热处理之后产生的强化相。还可以归因于某些机械加工处理的方向性或离散性。例如，环形件锻造和挤出都会使工件产生各向异性的机械性能。不幸的是，该最终取向的方向一般并不与淬火表面内最有用的方向一致。为实现合金重结晶、晶粒生长和强化与单相合金基体的共格相沉淀所采用的热处理往往并不足以改善在机械加工步骤中所导致的不足。生成的淬火表面的微观结构具有不均匀的晶粒尺寸、形状和分布。美国专利US5,564,490和US5,842,511中公开了对这些单相铜合金的处理工艺的一些修改，其已经被用来获得均匀的精细等轴晶粒结构。精细晶粒均匀单相结构减少了大的凹陷在铸造轮表面的形成。这些凹陷在铸造过程中又会在接触轮的条表面上产生相应的“凸起”。许多这种可沉淀硬化的单相铜合金都包含铍作为其组分之一。为提高铸造表面的质量需要不断抛光的含铍合金的生物毒性方面构成了健康危险。因此，长久已来人们都在寻找那些表现出良好的熔融金属淬火性能而没有表面劣化的无毒合金。

添加了其它元素的铜-镍-硅合金已经在电子工业中被用作铍铜合金的替换物，如美国专利US5,846,346中所公开的。第两相的沉淀被抑制，以提供高导热率和强度。日本专利公开S60-45696中建议加入14种添加剂以在某些科耳生族合金中产生非常精细的沉淀。这些基本单相的合金包含Cu和0.5到约4wt％的镍和0.1到约1wt％的硅。此基本单相的合金的可能铸造温度远低于快速淬火铸造表面的要求。

因此在本领域中仍存在着对用于熔融合金快速固化的无毒冷却轮的需要，它可以在更长时间的铸造中通过防止快速破坏来保持铸造条的表面质量。此需要在此以前还未曾被现有的基本单相的铜合金所满足，即使是在很好地控制了晶粒结构时。

                        发明概述

本发明提供一种连续铸造合金条的装置。一般来说，该装置具有一个铸造轮，它包含一个快速移动的淬火表面，将沉积在其上的熔融合金层冷却以快速固化成连续的合金条。淬火表面由少量添加了其它元素并且少量分布了其它相的两相铜-镍-硅合金组成。

一般而言，合金的组成基本上由约6-8wt％镍、约1-2wt％硅、约0.3-0.8wt％铬以及余量的铜和附带杂质组成。这种合金的两相微观结构包含被硅化镍和硅化铬的薄的、充分粘结的不连续网区域所围绕的铜相精细颗粒，从而形成晶胞结构。所述微观结构也可包含在铜相内部的硅化镍和硅化铬沉淀。用某些合金制造、铸造和机械加工方法以及最终热处理来制造具有此微观结构的合金。合金的微观结构决定着它的高导热率和高硬度与强度。导热率源自于铜相，而硬度源自于硅化镍和硅化铬相。围绕网相的分布产生了晶胞尺寸为1-250μm的晶胞结构，向熔融的熔体提供了一个基本均匀的淬火表面。这种合金在铸造时可以坚持更长时间而不劣化。用这种熔融合金可以铸造出长度很长的条，而不形成被称作“凸起”的表面突出或其它表面劣化。

一般而言，本发明的淬火铸造轮基材由一种包括以下步骤的工艺制成：(a)铸造一种铜-镍-硅两相合金坯料，其组成基本上由约6-8wt％镍、约1-2wt％硅、约0.3-0.8wt％铬以及余量的铜和附带杂质组成；(b)对上述坯料进行机械加工，以形成淬火铸造轮基材；和(c)对上述基材进行热处理，以得到晶胞尺寸为约1-1000μm的两相微观结构。

铸造步骤必须制成其尺寸足以允许制造出所需大小的轮缘的铸锭。该铸锭应由高纯度的合金组分制成，并且该铸造程序应被设计成在固化过程中使随着树枝状晶间区域中硅化物的形成而形成的粗糙树枝状组织最少。

机械加工步骤必须破坏在铸锭固化过程中形成的剩余硅化物结构，并且产生足够的应变以诱导在整个部件中均匀地成核和晶粒生长。机械加工过程中对铸锭的加工温度应为760-955℃。

热处理步骤应使机械加工后的微观结构均匀化，并且使富铜相均匀成核和晶粒生长以制成所需的最终微观结构。

使用两相晶态淬火基材有利地延长了铸造轮的使用寿命。在淬火表面上实施铸造的工作时间得到了显著增长，每次运行中铸造的材料量也增加了，而且没有使用铜-铍基材时所遇到的毒性问题。在所述淬火表面上铸造条的表面缺陷也少得多，由此，叠层系数也增加了(％层压)；由这种条制造的配电变压器的效率也提高了。淬火表面在铸造时的工作响应从一次铸造到另一次铸造非常一致，从而持续基本相同的运行时间是可再现的，维修安排也变得更为方便。有利地，在这种基材上快速固化的条的产量显著增加，涉及维修基材的停机时间被减到最少，工艺的可靠性得到提高。

                        附图简述

参照以下详细说明和附图，本发明将得到更充分的了解，而且其它优点也会变得显而易见，其中：

图1是连续铸造金属条装置的透视图；

图2是具有共格或半共格沉淀的Cu 2wt％Be淬火基材用于连续漏模铸造6.7英寸宽的非晶态合金条时，其性能劣化(“凸起”)随铸造时间的变化曲线；

图3是用凸起生长随时间的变化来表示的Cu 2％Be、两相Cu-7％镍(即表I中的组成2)以及基本单相的合金Cu-4％Ni和Cu 2.5％Ni(即表I中的组成3和C18000)的性能劣化曲线；

图4是用轮缘平滑度劣化随时间的变化来表示的Cu 2％Be、两相Cu-7％镍(即表I中的组成2)以及基本单相的合金Cu-4％Ni和Cu2.5％Ni(即表I中的组成3和C18000)的性能劣化曲线。

图5是用层压系数劣化随时间的变化来表示的Cu 2％Be、两相Cu-7％镍(即表I中的组成2)以及基本单相的合金Cu-4％Ni和Cu2.5％Ni(即表I中的组成3和C18000)的性能劣化曲线。

图6是在表I标作组成C18000的基本单相的合金淬火基材在铸造条21分钟之后的显微照片，显示有凸起形成。

图7是在表I标作合金2的铜-镍-硅两相淬火基材在铸造条92分钟之后的显微照片，显示出能防止凸起形成。

                    优选实施方案说明

在本文中，术语“非晶态金属合金”是指基本上没有任何长程有序性的金属合金，其由X射线衍射强度最大值来表征，这些值与在液体或无机氧化物玻璃中观察到的非常类似。

术语具有一种结构的两相合金，在本文中是指具有被硅化镍和硅化铬的不连续网围绕的富铜区从而形成晶胞尺寸小于1000μm(0.040英寸)，优选小于小于250μm(0.010英寸)的晶胞结构的合金。所述微观结构也可包含在铜相内部的硅化镍和硅化铬沉淀。

在本文中，术语“条”是指横向尺寸远小于其长度的细长体。因此所述条包括所有规则或不规则横截面的丝、条带和薄板。

在本文中遍及说明书和权利要求的术语“快速固化”是指以至少约10⁴-10⁶℃/s的速度冷却熔体。有许多快速固化技术可以用来制造在本发明的范围内的条，例如向冷却基材上喷雾沉积、喷射铸造、平面流铸等。

在本文中，术语“轮”是指宽度(轴向)小于其直径且横截面基本为圆形的物体。相比之下，一般认为辊子的宽度大于直径。

基本均匀在此是指两相合金的淬火表面的晶胞尺寸在各个方向上都基本均匀。优选，基本均匀的淬火基材的组成晶胞的尺寸均匀度的特征在于至少约80％的晶胞尺寸大于1μm且小于250μm，而其余的大于250μm且小于1000μm。

术语“导热的”，在本文中是指淬火基材的导热率值大于40W/m K且小于约400W/m K，更优选大于80W/m K且小于约400W/m K，最优选大于100W/m K且小于175W/m K。

在此说明书和所附的权利要求书中，参照位于轮缘并充当淬火基材的铸造轮部分对装置进行了描述。应当理解，本发明的原则同样适用于形状和结构不同于轮的淬火基材结构如带，或适用于其中充当淬火基材的部分位于轮面或除轮缘之外的轮的另一部分之上的铸造轮结构。

本发明提供一种具有特殊微观结构的两相铜-镍-硅合金，以在熔融金属的快速淬火中用作淬火基材。在合金的一个优选实施方案中，确定了合金元素镍、硅与少量加入的铬的比率。一般而言，所述导热合金是一种基本上由约6-8wt％镍、约1-2wt％硅、约0.3-0.8wt％铬以及余量的铜和附带杂质组成的铜-镍硅合金。优选地，所述导热合金是一种基本上由约7wt％镍、约1.6wt.％硅、约0.4wt％铬以及余量的铜和附带杂质组成的铜-镍硅合金。所有材料的纯度都可在标准商业惯例中找到。

一般而言，本发明的淬火铸造轮基材由一种包括以下步骤的工艺制成：(a)铸造一种铜-镍-硅两相合金坯料，其组成基本上由约6-8wt％镍、约1-2wt％硅、约0.3-0.8wt％铬以及余量的铜和附带杂质组成；(b)对上述坯料进行机械加工，以形成淬火铸造轮基材；和(c)对上述基材进行热处理，以得到晶胞尺寸为约1-1000μm的两相微观结构。

金属条的快速均匀淬火是通过使冷却剂流体流过淬火基材附近的轴向管道来实现的。此外，由于随着轮在铸造过程中旋转，熔融合金周期性地沉积在淬火基材上，结果形成了很大的热循环应力。这导致在基材表面附近形成很大的径向热梯度。

为防止此大的热梯度和热疲劳循环造成的淬火基材的机械劣化，两相基材由其中以硅化镍和硅化铬的不连续网包封富铜相的精细、尺寸均匀的组成晶胞组成。淬火表面的这种精细两相微孔结构防止了基材晶胞被高速离开淬火表面的固化条带走。此表面完整性防止了在轮上产生凹陷，所述凹陷会在条中复制形成“凸起”或突出。这些凸起妨碍了将条层压制成叠层系数(％层压)减小的条的层压物的能力。

在几个美国专利中记述了适于形成铝、锡、铜、铁、钢、不锈钢等的多晶条的装置和方法。优选那些在熔体快速冷却时形成固体非晶态结构的金属合金。这些对于本领域技术人员来说是已知的。在美国专利US3,427,154和3,981,722中公开了这种合金的例子。

参照图1，显示了一种连续铸造金属条的装置，总地以10表示。装置10具有一个可旋转地安装在其纵轴上的环形铸造轮1，用来容纳熔融金属的储罐2和感应加热线圈3。储罐2与靠近环形铸造轮1的基材5安装的开缝喷嘴4连通。储罐2还进一步配备有用来向其中容纳的熔融金属加压以使其通过喷嘴4排出的装置(未显示)。在运行中，受压保持在储罐2中的熔融金属通过喷嘴4被喷射在快速移动的铸造轮基材5上，并在上面固化形成条6。固化之后，条6从铸造轮上分离并从该处被甩开，由绕线器或其它适合的收集设备(未显示)收集起来。

构成铸造轮淬火基材5的材料可以是单相铜或任何具有比较高的导热率的其它金属或合金。如果需要制造非晶态或亚稳态的条，则此要求尤其适用。优选的用来构成基材5的材料包括晶粒尺寸精细均匀的沉淀硬化单相铜合金如铬铜或铍铜，分散硬化合金和无氧铜。如果需要，基材5可以被高度抛光或镀铬等，以获得具有平滑表面特征的条。为提供防磨耗、腐蚀或热疲劳的额外保护，可以用传统的方法在铸造轮的表面涂覆适合的耐久涂层或难熔涂层。一般，只要铸造在冷却表面上的熔融金属或合金的浸湿性足够，则抗腐蚀剂涂层、高熔融温度金属或合金都适用。

如上文所述，重要的是熔融金属或合金不断在其上铸造成条的淬火表面的晶粒尺寸和分布分别应既精细又均匀。图2中比较了现有技术中使用两种不同粒径的单相淬火表面的条铸造性能。由于条的撕扯动作，即它高速离开淬火表面时将大晶粒扯下从而产生凹陷，所以较粗晶粒沉淀硬化的Cu-2％Be合金很快被劣化。在这种情况下劣化发生的一种机制包括在淬火基材表面形成非常小的裂缝。然后沉积的熔融金属或合金进入这些小裂缝，在其中固化，并随着在铸造操作中铸造条从淬火基材上分离而连同相邻的淬火基材材料一起被拉出。劣化过程是退化的，随时间逐渐更深入铸件从而愈严重。将淬火基材上被破坏或拉出的点称作“凹陷”，而将相应的附着于铸造条底面上的复制突出称作“凸起”。另一方面，具有精细均匀的晶粒结构的沉淀硬化单相铜合金导致冷却轮淬火表面的劣化减小，如美国专利US5,564,490所公开的。

图2是用于淬火基材的两种不同平均粒径的铍铜合金的性能数据。由于条的铸造逐渐破坏淬火表面，所以较粗晶粒的基材上铸造的条很容易产生凸起。较精细晶粒的单相合金劣化速率较慢，使得可以铸造更长的没有凸起形成的条。

本发明的淬火基材是通过形成一种包含少量添加了铬的铜-镍-硅两相合金的熔体，并将熔体浇入模中从而形成铸锭而制造的。铸锭的尺寸必须足以允许制造出所需大小的轮缘。该铸锭应由高纯度的合金组分制成，并且该铸造程序应被设计成在固化过程中使随着树枝状晶间区域中硅化物的形成而形成的粗糙树枝状结构最少。硅化镍相在1325℃熔化，硅化铬相在1770℃熔化。硅化镍和硅化铬都不容易被在1083℃熔化的熔融铜所溶解。一种推荐的制造此合金的方法包括使用母合金，例如含有30-50wt％镍的铜-镍母合金，以及含有28-35wt％硅的镍-硅母合金。这些合金熔点都低于或接近铜的熔点，并且不用过度加热铜熔体就很容易溶解。过度加热铜熔体是不利的，因为会大大增加氧气和氢气进入合金熔体。氧气的溶解会降低导热率，而氢气的溶解会导致铸造产生微孔。

然后以许多不连续的步骤对铸态的铸锭进行机械加工，以将铸锭的形状转变成接近淬火基材最终尺寸的形状。每个机械加工步骤都伴随有在机械加工步骤之前、过程中或其后进行的热处理步骤。同时地，机械加工和热处理步骤破坏了铸件内两相微观结构，重新分配了硅化镍的大颗粒，在整个铸锭内产生机械应变并且诱导整个部件内精细铜微观结构的成核和晶粒生长，由此形成由精细、均匀尺寸的组成晶胞组成的所需两相微观结构，其中以硅化镍和硅化铬的不连续网包封富铜相。

机械加工步骤必须破坏在铸锭固化过程中形成的剩余硅化物结构，并且产生足够的应变以诱导在整个部件中均匀地成核和晶粒生长。机械加工过程中对铸锭的加工温度应为760-955℃。

一般在两个分离的步骤中进行机械加工。第一机械加工步骤将铸态的铸锭转变成鼓形坯料，其外部直径近似于淬火基材的外部直径。该第一机械加工步骤一般包括通过冲击锤打而重复锻造，以将铸态的铸锭整形，其总的变形足以破坏在固化过程中形成的剩余的硅化物结构。一般，这种变形基本上等同于残余变形减少(offset reduction)至少7∶1，优选至少15∶1但小于30∶1的面积。必须将第一机械加工步骤中的铸锭温度保持在815-955℃。

然后用心轴对该鼓形坯料进行穿孔，以生成用于进一步处理的圆筒体。将该圆筒体切成圆筒段，其接近于淬火基材的形状。

第二机械加工步骤将该圆筒段转变成环状轮缘或“套筒”，其外部和内部直径接近于最终淬火基材的外部和内部直径。在第二机械加工步骤中必须将圆筒段的温度保持在760-925℃。第二机械加工步骤可以包括：(1)环形件锻造，其中用铁砧(鞍状物)支撑圆筒段并用锤重复敲打，同时使圆筒段绕铁砧逐渐转动，从而使用不连续的冲击处理了整个圆筒段周缘；(2)环轧，其类似于环形件锻造，除了使用一组辊子而非一个锤子以一种均匀得多的方式完成对圆筒段的机械加工；或(3)旋压成形，其中用一个心轴来定型淬火表面的内径，并且一组加工工具在沿圆筒段平移的同时围绕圆筒段进行加工，从而在给予大规模的机械变形的同时使圆筒段变细变长。

除上述机械变形步骤之外，还可以在机械变形之间或同时或之后应用各种热处理步骤。所述热处理步骤可用以促进处理和产生具有良好分布的精细晶胞结构的淬火表面合金，其中两相合金的富铜相被硅化镍和硅化铬相的不连续网所包围。所述热处理步骤必须产生均匀的成核和晶粒生长，以得到所需的最终微观结构。热处理温度必须是至少约925℃并且不超过约995℃，以获得成核和晶粒生长，而不会使淬火基材开裂。

一般，在第二机械加工步骤之后，在955-995℃下对套筒进行1-8小时的热处理。该热处理的目的是诱导整个套筒的成核和晶粒生长。理想地，使该热处理的温度和时间最小化，以减少过度的晶粒生长。优选的热处理是在970℃下进行4小时。应将套筒从炉中取出并在水中快速淬火，以凝入微观结构。

然后可以对套筒进行最终热处理，以使所有溶解的硅化镍和硅化铬在基质中沉淀。这些硅化物的形成很大程度上决定了最终淬火基材的机械和物理性质。该最终热处理应在440-495℃下进行1-5小时。优选的处理是在470℃下进行3小时。在完成该热处理时，套筒应进行空气冷却。

套筒冷却后便可被机械加工成最终淬火基材的尺寸。

图3是用凸起生长随时间的变化来显示的性能劣化曲线。图中用凸起生长随时间的变化显示了Cu 2％Be、两相Cu-7％Ni(表I中的组成2)、以及基本单相的合金Cu-4％Ni和Cu 2.5％Ni(表I中的组成3和C18000)的性能劣化。由于淬火冷却表面的快速劣化，这些单相合金的铸造时间短。所述“凸起”是在单一轨道上铸造条时轮上产生凹陷的直接结果。两相铜-7％镍-硅合金的数据与由Cu-2wt％Be合金组成的精细晶粒单相沉淀硬化淬火基材的数据相比要好得多。

图4是用轮缘光滑度劣化随时间的变化来表示的Cu 2％Be、两相Cu-7％Ni(表I中的组成2)、以及基本单相的合金Cu-4％Ni和Cu2.5％Ni(表I中的组成3和C18000)的性能劣化曲线。由于淬火冷却表面的快速劣化，这些单相合金的铸造时间短。由于铸造在淬火表面上的固化条不断拉离，轮缘上出现凹陷。两相铜-7％镍-硅合金的数据与由Cu-2wt％Be合金组成的精细晶粒单相沉淀硬化淬火基材的数据相比要好得多。

图5是用层压系数劣化随时间的变化来表示的Cu 2％Be、两相Cu-7％Ni(表I中的组成2)、以及基本单相的合金Cu-4％Ni和Cu2.5％Ni(表I中的组成3和C18000)的性能下降曲线。条上的“凸起”妨碍了条的叠加性，降低了层压系数。用ASTM标准900-91中规定的测试方法，非晶态磁条的层压系数标准测试方法，ASTM标准1992年鉴Vol.03.04，可以方便地测出层压系数。两相铜-7％镍-硅合金的数据与由Cu-2wt％Be合金组成的精细晶粒单相沉淀硬化淬火基材的数据相比要好得多。

图6中显示了由合金C18000组成的淬火表面在铸造条21分钟之后所拍的显微结构。合金C18000是精细晶粒分布均匀的单相合金。所示显微照片标记的长度为100μm；图象宽1.4mm(1400μm)。在显微照片中可以看到明显的凹陷。每个凹陷(总的以30表示)用发光区域表明。裂缝(总地以40表示)易于长成凹陷30。

图7是具有表I中2号合金所代表组成的两相合金的显微照片，在铸造92分钟之后仍显示了均匀的精细晶胞分布。所示显微照片标记的长度为100μm；图象宽1.4mm(1400μm)。发光区域代表次生相网。在显微照片中看不到明显的凹陷形成。

少量添加了铬的铜-镍-硅合金中不包含有害的元素如铍。铜、镍、硅、铬和铍的OSHA极限值(以每百万份计)列于空气污染物OSHA极限值1910.1000表Z-1和Z-2中，现复制如下：

OSHA极限值：

材料	元素	微克/立方米
			铜粉尘	(Cu)	1000
镍金属和化合物	(Ni)	1000
			可吸入硅粉尘	(Si)	5000
铬金属和化合物	(Cr)	1000
			铍和化合物	(Be)	2

这些极限值显示了铍的高毒性危害。

下列实施例的给出是为了进一步完整地了解本发明。用来说明本发明的原理和实施的具体技术、条件、材料、比例和报告数据都是示例性的，不应被认为是要限制本发明的范围。

                        实施例

选择了五种铜镍和硅的合金来研究，在表I中显示为合金1、2、3、C18000和C18200。这些合金的各自组成都显示在下面表I中。

                               表I

合金组成
							合金No.	Cu	Ni	Si	Cr	Fe	Mn
1	余量	7.00％	1.60％	0.40％	＜0.1％
							2	余量	7.10％	1.70％	0.70％	0.05％
3	余量	4.00％	1.10％	0.00％	0.10％	0.01％
							C18000	余量	2.50％	0.60％	0.50％	0.20％
C18200	余量	0.00％	0.10％	0.90％	0.10％

通过以下方法将合金1和2制成淬火基材。由高纯度的合金组分制成所需组成的铸锭。在815-955℃的加工温度下锻造该铸锭，其残余变形减少至少为7∶1，以生成鼓形坯料。用心轴对该坯料进行穿孔，生成圆筒体。将该圆筒体切成圆筒段，其沿轴向测量约为12英寸。然后，通过在1400-1700的加工温度下进行面积减少约2∶1的鞍式锻造(saddle forging)而将该圆筒体形成“套筒”。在970℃下对该套筒进行约4小时的热处理，并在水中进行快速淬火，以凝入微观结构。然后对该套筒进行最终热处理，以使硅化镍和硅化铬在基质中沉淀并生长。最终热处理在470℃下进行约3小时。完成热处理时，使套筒空气冷却。然后将套筒机械加工成最终淬火基材的尺寸。

具有5-250μm的精细晶胞结构的合金1和2性能都非常出色。它们是具有被硅化镍相的不连续网围绕的富铜区域的两相合金。如图3-5所示，淬火基材合金2的性能相当于Cu-2wt％Be合金。合金3是单相铜-镍-硅合金，磨损很快，耐久率小于12％。它形成“凹陷”，易于劣化淬火表面。C18000是类似于合金3的单相合金，由于镍和硅含量较低，甚至比合金3劣化得更厉害。它在合金2的6％的铸造时间之内就发生了劣化。C18200中不含镍，在整个系列中性能最差，在合金2的不到2％的铸造时间之内就显示了淬火表面劣化。

在对本发明进行了如此详细地说明之后，应当清楚，不应绝对地坚持这些细节，相反，对于本领域技术人员来说可以有其它变化和修改，所有这些属于所附权利要求书所定义的本发明的范围之内。

Claims (11)

1.一种用于将熔融合金快速固化成条的铜-镍-硅淬火基材，其具有两相微观结构，其中富铜区域的晶胞被硅化镍和硅化铬相的不连续网紧密包围。

2.权利要求1所述的淬火基材，其中所述导热合金是基本上由约6-8wt％镍、约1-2wt％硅、约0.3-0.8wt％铬以及余量的铜和附带杂质组成的铜-镍硅合金。

3.权利要求2所述的淬火基材，其中所述导热合金是基本上由约7wt％镍、约1.6wt％硅、约0.4wt％铬以及余量的铜和附带杂质组成的铜-镍硅合金。

4.权利要求1所述的淬火基材，其中所述两相结构的晶胞尺寸在1-1000μm的范围内。

5.权利要求4所述的淬火基材，其中所述两相结构的晶胞结构尺寸在1-250μm的范围内。

6.一种形成淬火铸造轮基材的工艺，包括以下步骤：

(a)铸造一种铜-镍-硅两相合金坯料，其组成基本上由约6-8wt％镍、约1-2wt％硅、约0.3-0.8wt％铬以及余量的铜和附带杂质组成；

(b)对所述坯料进行机械加工，以形成淬火铸造轮基材，所述机械加工在约760-955℃的温度下进行；和

(c)对上述基材进行热处理，以得到晶胞尺寸为约1-1000μm的两相微观结构，所述热处理在约440-955℃的温度下进行。

7.权利要求6所述的工艺，其中所述机械加工步骤包括挤出所述坯料的步骤，以破坏在铸锭固化过程中形成的剩余硅化物结构，并且产生足够的应变以诱导在整个部件中均匀地成核和晶粒生长。

8.权利要求6所述的工艺，其中所述机械加工步骤包括环轧所述坯料的步骤，以破坏在铸锭固化过程中形成的剩余硅化物结构，并且产生足够的应变以诱导在整个部件中均匀地成核和晶粒生长。

9.权利要求6所述的工艺，其中所述机械加工步骤包括鞍式锻造所述坯料的步骤，以破坏在铸锭固化过程中形成的剩余硅化物结构，并且产生足够的应变以诱导在整个部件中均匀地成核和晶粒生长。

10.权利要求6所述的工艺，其中所述机械加工步骤产生等同于面积减少至少约7∶1-30∶1的机械应变。

11.权利要求6所述的工艺，其中所述热处理是二步式工艺，其中第一步是在约955-995℃的温度下进行约1-8小时的热处理，第二步是在约440-495℃的温度下进行约1-5小时使硅化物相成核并生长的热处理。

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