本發(fā)明涉及一種高彈性、耐腐蝕、耐磨Cu-Ni-Sn合金的制備方法，屬于銅合金材料加工
技術(shù)領(lǐng)域：
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背景技術(shù)：
：高強(qiáng)度銅合金當(dāng)以鈹青銅應(yīng)用最為廣泛，但鈹銅合金在生產(chǎn)過程中所散發(fā)的含鈹化合物粉塵、煙霧會引起人體多種器官急慢性中毒，因此鈹被列入各種工業(yè)毒害中最為嚴(yán)重的污染物，世界各國都限制定含鈹材料在本國的生產(chǎn)。上世紀(jì)70年代美國率先開展了鈹青銅代用材料的研究，采用spinodal熱處理工藝開發(fā)了3種Cu-Ni-Sn合金材料，并于80年代納入了AMS標(biāo)準(zhǔn)體系。國內(nèi)在該領(lǐng)域的研究工作已持續(xù)20余年，但到目前為止，很多研究成果尚處于實驗室階段，大規(guī)格棒材產(chǎn)品的研發(fā)仍屬空白；尤其是當(dāng)Cu-Ni-Sn合金成分中Sn含量較高時，鑄態(tài)組織是存在明顯成分偏析的樹枝晶，主要表現(xiàn)為液態(tài)合金首先結(jié)晶出Cu、Ni原子富集的樹枝狀ɑ固溶體，枝晶間為富集著溶質(zhì)原子Sn的固溶體，以及數(shù)量、尺寸不等的(Cu,Ni)3Sn化合物，因而增加了材料塑性成形的難度，易誘發(fā)組織內(nèi)的顯微裂紋、降低產(chǎn)品的疲勞壽命。技術(shù)實現(xiàn)要素：本發(fā)明的目的是提供一種高彈性、耐腐蝕、耐磨Cu-Ni-Sn合金制備方法，該制備方法能夠消除該系合金微觀和宏觀偏析，改善該系合金的塑性加工性能，提高合金使用壽命，且具有節(jié)約能源、提高生產(chǎn)效率、降低生產(chǎn)成本的優(yōu)勢。本發(fā)明的目的是通過下述技術(shù)方案實現(xiàn)的。一種高彈性、耐腐蝕、耐磨Cu-Ni-Sn合金制備方法，所述制備方法的步驟為：步驟一：準(zhǔn)備制備Cu-Ni-Sn合金的各個組分的重量百分比為：Ni3~41%，Sn1~26%，微量元素Cr、Mn、Nb、Si、Zr和Ti中的至少一種，且Cr、Mn、Nb、Si、Zr、Ti總量為0.03%~0.3%；余量為Cu；步驟二：上述合金采用真空感應(yīng)熔煉方式或者利用覆蓋保護(hù)的非真空熔煉方式進(jìn)行熔煉，投料是，Cu和Ni同時加，等Cu和Ni熔融并精煉后再加Sn和其他微量元素；熔清后進(jìn)行澆鑄；步驟三：凝固過程中施加電磁攪拌至合金液完全凝固，電磁攪拌的攪拌時間為20s~100s；步驟四：將上述鑄態(tài)合金經(jīng)均勻化退火水冷固溶冷變形時效處理。本發(fā)明一種高彈性、耐腐蝕、耐磨Cu-Ni-Sn合金制備方法，所述步驟一中：Ni和Sn的重量百分比含量為：Ni14~16%;Sn8.5~10.5%。本發(fā)明一種高彈性、耐腐蝕、耐磨Cu-Ni-Sn合金制備方法，所述步驟二中：控制出爐溫度為1100~1300℃。本發(fā)明一種高彈性、耐腐蝕、耐磨Cu-Ni-Sn合金制備方法，所述步驟四中：，其中均勻化退火工藝：840℃×8h，固溶處理工藝：750~840℃×1h，冷變形量：60%~80%，時效處理工藝：350~400℃×（0.5~6h）。與現(xiàn)有技術(shù)相比，本發(fā)明的有益效果是：本發(fā)明能夠解決Cu-Ni-Sn合金鑄態(tài)組織的偏析問題，改善該系合金的塑性加工性能，提高合金使用壽命，顯著提高產(chǎn)品質(zhì)量和生產(chǎn)效率，節(jié)約能源，降低生產(chǎn)成本。具體的講，本發(fā)明可細(xì)化晶粒，減小枝晶間距，消除該系合金微觀和宏觀偏析且時效強(qiáng)化效果優(yōu)異，改善該系合金的塑性加工性能，提高合金使用壽命，且凝固過中施加電磁攪拌，所得鑄態(tài)組織中的偏析程度小、易消除，因此具有節(jié)約能源、提高生產(chǎn)效率、降低生產(chǎn)成本的優(yōu)勢。附圖說明：圖1為凝固過程中不同功率電磁攪拌后的Cu-Ni-Sn的合金顯微組織；其中：(a)0KW;(b)1KW;(c)2.5KW;(d)4KW圖2不同冷變形條件下的時效硬度曲線。具體實施方式本發(fā)明涉及的一種高彈性、耐腐蝕、耐磨Cu-Ni-Sn合金制備方法，所述制備方法的步驟為：步驟一：準(zhǔn)備制備Cu-Ni-Sn合金的各個組分的重量百分比為：Ni3~41%，Sn1~26%，微量元素Cr、Mn、Nb、Si、Zr和Ti中的至少一種，且Cr、Mn、Nb、Si、Zr、Ti總量為0.03%~0.3%；余量為Cu；上述Ni、Sn選擇需保證Cu-Ni-Sn合金能發(fā)生調(diào)幅分解；優(yōu)選的，該步驟一中：Ni和Sn的重量百分比含量為：Ni14~16%;Sn8.5~10.5%步驟二：上述合金采用真空感應(yīng)熔煉方式或者利用覆蓋保護(hù)的非真空熔煉方式進(jìn)行熔煉，投料是，Cu和Ni同時加，等Cu和Ni熔融并精煉后再加Sn和其他微量元素；熔清后進(jìn)行澆鑄；控制出爐溫度為1100~1300℃，步驟三：凝固過程中施加電磁攪拌至合金液完全凝固，電磁攪拌的攪拌時間為20s~100s；凝固過程中施加電磁攪拌一方面能夠細(xì)化晶粒，減小枝晶間距，減小溶質(zhì)擴(kuò)散距離，另一方面使枝晶凝固前沿的液態(tài)金屬溫度梯度分布更為平緩，既降低一次枝晶沿軸距生長的速度，也相應(yīng)的減少了二次枝晶及更高次枝晶相互之間對液態(tài)金屬的封鎖區(qū)域，進(jìn)一步緩和枝晶間的溶質(zhì)濃度，減緩合金枝晶偏析的嚴(yán)重程度，抑制甚至消除偏析的產(chǎn)生，并為后續(xù)處理提供有利條件。步驟四：將上述鑄態(tài)合金經(jīng)均勻化退火水冷固溶冷變形時效處理，其中均勻化退火工藝：840℃×8h，固溶處理工藝：750~840℃×1h，冷變形量：60%~80%，時效處理工藝：350~400℃×（0.5~6h）。具體的講，步驟一種合金中添加微量元素Cr、Mn、Nb、Si、Zr和Ti時的重量百分比為：Cr0.03%~0.3%，Mn0.03%~0.3%，Nb0.03%~0.3%，Si0.03%~0.3%，Zr0.03%~0.3%，Ti0.03%~0.3%。且所添加微量元素的作用為：Cr：延緩調(diào)幅分解過程，提高合金強(qiáng)度，改善淬火時效樣品的塑性。Mn：延緩或加速合金時效和形變時效過程，提高最佳時效溫度，增強(qiáng)硬化效果和在酸中的耐蝕性。Nb：促進(jìn)白銅合金的Spinodal分解，加速其Spinodal分解的強(qiáng)化，但同時也促進(jìn)晶界析出相的長大。亦能細(xì)化白銅合金的晶粒，改善其強(qiáng)度和塑性。Si：固溶之余的Si主要與Ni結(jié)合形成Ni2Si和Ni3Si相。由于Ni3Si相難溶于基體，在晶界上析出，占據(jù)不連續(xù)沉淀物的形核位置，從而起到抑制不連續(xù)沉淀物的行核、長大和不連續(xù)沉淀物前沿界面移動的作用。而Ni2Si相則相反，經(jīng)固溶處理后，有大部分Ni2Si相固溶于基體形成過飽和的固溶體。時效過程中，析出的Ni2Si相起到與Ni3Si相相同的作用。Zr：有效地推遲合金晶界上的連續(xù)沉淀過程，因此能有效地促進(jìn)白銅合金的調(diào)幅分解過程，并有效地改善該合金的強(qiáng)度和延性。Ti：可細(xì)化合金的晶粒并提高合金的強(qiáng)度和塑性性能。Ti含量超過0.3％時，Ti能與基體中的Ni結(jié)合生成新的第二相Ni3Ti，從而有效地抑制合金中的γ第二相的析出，推遲硬度到達(dá)峰值的時效時間，同時，也使胞狀組織的生長得到抑制。下面，結(jié)合具體實施例進(jìn)行分析；真空冶煉試驗用Cu-Ni-Sn合金，其化學(xué)成分如表1所示。合金熔清后澆鑄，在凝固過程中施加不同強(qiáng)度的電磁攪拌至完全凝固，隨后對鑄態(tài)合金進(jìn)行相同處理，即均勻化退火水冷固溶冷變形時效處理，其中均勻化退火工藝：840℃×8h，固溶處理工藝：800℃×1h，冷變形量：70%，時效處理工藝：400℃×（2.5h）。電磁攪拌參數(shù)：比較例1、發(fā)明例1、發(fā)明例2以及發(fā)明例3的攪拌功率分別為0KW，1KW，2.5KW和4KW。不同電磁攪拌功率條件下的顯微組織、均勻化退火固溶處理后的硬度以及不同冷變形條件下的時效硬度如圖1、表2和圖2所示。表1為各試驗用鋼的化學(xué)成分（wt%）CuNiSn其他發(fā)明例174.715.68.71發(fā)明例274.615.68.81發(fā)明例374.815.78.51比較例174.815.68.61表2為均勻化退火固溶處理后的硬度電攪功率0KW1KW2.5KW4KW維氏硬度106.498.6296.5491.41由發(fā)明例1~3結(jié)果可知：凝固過程中施加電磁攪拌能夠細(xì)化晶粒，減小枝晶間距，抑制偏析的產(chǎn)生；相同均勻化退火及固溶處理條件下，隨電磁攪拌功率升高，硬度逐漸降低，凝固過程中施加電磁攪拌作用，會使枝晶凝固前沿的液態(tài)金屬溫度、溶質(zhì)濃度分布均勻，減輕枝晶偏析，在經(jīng)歷相同均勻化退火熱處理條件下，所得組織更加均勻，硬度相對較低，而且時效處理后，發(fā)明例硬度強(qiáng)化峰出現(xiàn)較遲，且峰值相對較高，時效效果優(yōu)異。當(dāng)前第1頁1 2 3