一種黃銅合金、制備方法及其應(yīng)用
【技術(shù)領(lǐng)域】
[0001] 本發(fā)明涉及一種合金材料，尤其涉及一種具有固溶體結(jié)構(gòu)的黃銅合金材料及其制 備方法和應(yīng)用。
【背景技術(shù)】
[0002] 鉛元素不固溶于銅，以彌散質(zhì)點(diǎn)狀分布在銅及銅合金基體上，并且鉛質(zhì)地很軟，可 顯著地改善銅及銅合金的切削性能以及自潤(rùn)滑性能，因此在切削加工銅及銅合金中廣泛應(yīng) 用。復(fù)雜黃銅具有優(yōu)異的機(jī)械性能和耐磨性能，在工程機(jī)械、汽車(chē)發(fā)動(dòng)機(jī)、渦輪增壓器、變速 箱等作為耐磨合金材料有廣泛的應(yīng)用，為了增加復(fù)雜黃銅合金的切削性能和耐磨性能，一 般在復(fù)雜黃銅合金中會(huì)添加少量的鉛元素。但是由于鉛對(duì)人體存在致癌、致畸、致突變的危 害，特別是嬰幼兒童攝入鉛元素會(huì)造成神經(jīng)系統(tǒng)破壞及智力發(fā)育下降，因此鉛元素被國(guó)際 環(huán)保組織列入禁用物質(zhì)之列，歐盟的ELV指令也明確規(guī)定用于汽車(chē)零部件的銅合金鉛含量 需小于0.1 wt %，由于不添加鉛元素嚴(yán)重降低銅合金的切削性能及應(yīng)用性能，因此ELV指令 對(duì)鉛元素實(shí)施豁免，可最大添加不超過(guò)3wt %，但該豁免條款于2017年到期。因此如何在不 添加鉛元素的基礎(chǔ)上保證合金的切削性能及耐磨性能成為合金材料熱門(mén)研宄課題。
[0003] 目前在給排水領(lǐng)域，衛(wèi)浴等行業(yè)的銅合金無(wú)鉛化研宄取得了很大的進(jìn)展，但在耐 磨銅合金領(lǐng)域無(wú)鉛化研宄還處于起步階段，由于鉛元素優(yōu)異的自潤(rùn)滑性能，在工程機(jī)械、汽 車(chē)發(fā)動(dòng)機(jī)、渦輪增壓器、變速箱等耐磨領(lǐng)域鉛元素的添加可提高材料的耐磨性能，因此耐磨 銅合金無(wú)鉛化不僅需保證合金材料的切削性能，還需要保證去除鉛元素后材料的耐磨性 能。很多研宄人員也提出了各自的改進(jìn)方案，如中國(guó)專(zhuān)利申請(qǐng)（申請(qǐng)?zhí)朇N201410375285. 7) 涉及銅合金齒環(huán)材料及其制備方法。該發(fā)明專(zhuān)利為了解決汽車(chē)變速箱同步器齒環(huán)材料含鉛 且成本高的問(wèn)題，提供一種無(wú)毒、低成本且強(qiáng)度較高的銅合金齒環(huán)基體材料及其制備方法， 該合金的組分如下：Cu :55-61wt% ;A1 :3. 5-4. 5wt% ;Mn :1. 2-2. Owt% ;Si :0· 7-1. 3wt% ; Fe :0. 5-1. lwt% ;Ni :3. 6-4. 5wt% ;余量為Zn。根據(jù)該其說(shuō)明書(shū)記載，通過(guò)特殊的生產(chǎn)工 藝制備以上合金材料可獲得無(wú)毒、低成本且強(qiáng)度和硬度較高的材料，強(qiáng)度達(dá)到750MPa，硬度 將近100HRB，具有優(yōu)異的機(jī)械性能，但該發(fā)明申請(qǐng)未體現(xiàn)無(wú)鉛化情況下材料的切削性能改 善問(wèn)題。再如中國(guó)專(zhuān)利申請(qǐng)（申請(qǐng)?zhí)朇N201210361578. 0)涉及一種不含鉛且具有良好機(jī) 械性能、耐磨性能及切削性的復(fù)雜黃銅，該專(zhuān)利合金成分：Cu59-63wt% ;Mnl.2-4. Owt% ; SiO. 2-2. 8wt% ;Α11· 0-2. 5wt% ;SnO. 1-0. 5wt% ;余量為Zn。根據(jù)該專(zhuān)利申請(qǐng)說(shuō)明書(shū)記載， 通過(guò)γ相比例及Mn、Al、Si元素關(guān)系控制，可獲得較好機(jī)械性能及切削性能的復(fù)雜黃銅合 金，但該發(fā)明申請(qǐng)未能解決鉛元素去除情況下由于自潤(rùn)滑性能降低而帶來(lái)摩擦磨損性能降 低的問(wèn)題。

【發(fā)明內(nèi)容】

[0004] 本發(fā)明第一個(gè)目的在于不僅提供一種滿足無(wú)鉛化需求的黃銅合金，而且該黃銅合 金還解決現(xiàn)有技術(shù)中存在的切削性能，耐磨性能不足的問(wèn)題，并具有優(yōu)異的強(qiáng)度、硬度和良 好的塑性。
[0005] 本發(fā)明的上述目的可通過(guò)以下技術(shù)方案來(lái)實(shí)現(xiàn)：一種黃銅合金包括Cu、Mn、A1、 Si、Zn，黃銅合金的微觀組織中包括有CuMn固溶體、AlCuZn固溶體、CuMnAl固溶體及MnSi 金屬間化合物。
[0006] 黃銅合金中銅與鋅可形成CuZn固溶體，并且CuZn固溶體以面心立方結(jié)構(gòu)、體心立 方結(jié)構(gòu)的元晶胞形式存在。面心立方結(jié)構(gòu)的CuZn固溶體在常溫下具有優(yōu)異的加工性能， 而體心立方結(jié)構(gòu)的CuZn固溶體在常溫下硬而脆但高溫下具有優(yōu)異的加工性能。在本發(fā)明 的黃銅合金中加入Al元素，形成具有超晶胞結(jié)構(gòu)的AlCuZn固溶體，AlCuZn的超晶胞結(jié)構(gòu) 由兩種形式組成，一種是在面心立方結(jié)構(gòu)CuZn固溶體基礎(chǔ)上Al原子以置換形式替換Zn 原子，形成類(lèi)似面心立方結(jié)構(gòu)的AlCuZn超晶胞固溶體，該固溶體硬度較低，并且具有良好 的塑性加工性能。另一種是在體心立方結(jié)構(gòu)的CuZn固溶體基礎(chǔ)上Al原子以置換形式替 換Zn原子同時(shí)在元晶胞內(nèi)部嵌入Cu，Al，Zn原子形成類(lèi)似體心立方結(jié)構(gòu)的AlCuZn超晶胞 固溶體，該超晶胞固溶體在繼承體心立方結(jié)構(gòu)CuZn元晶胞固溶體硬而脆的性能基礎(chǔ)上，由 于Cu、Al、Zn原子以對(duì)角線方式分布，極大的改善加工應(yīng)力分布方向，形成有益于切削加工 的應(yīng)力集中性能，大幅度的改善產(chǎn)品的切削加工性能，在本發(fā)明黃銅合金中AlCuZn超晶胞 固溶體比例如低于30(v/v) % (相應(yīng)組織在合金組織中的體積百分含量，下同），材料的強(qiáng) 度會(huì)降低，不能滿足耐磨領(lǐng)域?qū)Σ牧细邚?qiáng)度的要求，并且切削性能較差，不能滿足批量加工 要求，高于85 (v/v) %，雖然切削性能較好，但脆性增加，同樣不利于材料的應(yīng)用。因此黃銅 合金中AlCuZn固溶體重量百分比控制在30-85 (v/v) %，優(yōu)選為45-70 (v/v) %，更優(yōu)選為 48-65 (v/v) %。AlCuZn固溶體粒徑對(duì)黃銅合金的切削性能及耐磨性能存在較大的影響，粒 徑低于5nm，由于其應(yīng)力分布方向的特殊方向性，導(dǎo)致黃銅合金基體硬度過(guò)高，不利于耐磨 硬質(zhì)相的鑲嵌，在摩擦副工作過(guò)程中耐磨硬質(zhì)相脫落從而劃傷零件的表面，而AlCuZn固溶 體粒徑大于25nm，則不能形成有效的應(yīng)力集中點(diǎn)，使得切削過(guò)程切削肩不易斷裂，造成纏刀 問(wèn)題，影響零件表面光潔度，因此AlCuZn固溶體粒徑控制在5-25nm，優(yōu)選為9-18nm，更優(yōu)選 為 10_18nm。
[0007] 在黃銅合金中加入猛元素可形成CuMn固溶體，在Cu元晶胞結(jié)構(gòu)中，Mn原子置換 Cu原子形成的CuMn元胞固溶體保留了 Cu高塑性，高延展率，優(yōu)異冷加工性能等，在黃銅 合金中需含有5(v/v) %以上的CuMn固溶體，保證黃銅合金具有良好的冷加工性能以滿足 黃銅合金在應(yīng)用中的塑性，防止材料脆裂，但過(guò)高的CuMn固溶體含量，特別是超過(guò)30 (v/ v)%，雖然黃銅合金的塑性有較大的提升，但其切削過(guò)程中切削肩容易出現(xiàn)纏刀的問(wèn)題并 且強(qiáng)度和硬度偏低。因此CuMn固溶體的比例控制在5-30 (v/v) %，優(yōu)選為8-20 (v/v) %，更 優(yōu)選為10-18 (v/v) %。CuMn固溶體粒徑超過(guò)24nm，其強(qiáng)度降低，低于8nm，則黃銅合金塑性 降低，因此CuMn固溶體粒徑控制在8_24nm，優(yōu)選為ll_19nm，更優(yōu)選為12_18nm。
[0008] 錳元素置換了 CuAl體心立方結(jié)構(gòu)元胞固溶體中的Cu原子形成了 CuMnAl超晶胞 固溶體，該反應(yīng)生成的CuMnAl超晶胞固溶體繼承了 CuAl固溶體的高強(qiáng)高硬特點(diǎn)，為黃銅合 金的基體提供了足夠的機(jī)械強(qiáng)度以保證黃銅合金在耐磨領(lǐng)域的應(yīng)用，并且該CuMnAl超晶 胞固溶體四周為Al原子，體心為Cu或Mn原子，該原子組成結(jié)構(gòu)由于其可減低摩擦副的摩 擦系數(shù)，提高黃銅合金的耐磨性能。另一方面，在黃銅合金中Al原子置換了 CuMn面心立方 結(jié)構(gòu)元胞固溶體中的Cu原子，形成CuMnAl超晶胞固溶體，該CuMnAl超晶胞固溶體繼承了 CuMn元胞固溶體的特點(diǎn)并在此基礎(chǔ)上增加了強(qiáng)度和硬度以及抗磨損性能。為了保證材料具 有良好的耐磨性能和機(jī)械性能，CuMnAl超晶胞固溶體不少于5 (v/v) %，但超過(guò)40 (v/v) %， 材料的機(jī)械性能較差，不能完全滿足應(yīng)用要求。因此CuMnAl固溶體比例控制在5-40 (v/ v) %，優(yōu)選為8-38 (v/v) %，更優(yōu)選為10-26 (v/v) %。CuMnAl固溶體粒徑小于5nm，導(dǎo)致黃 銅合金的摩擦系數(shù)增加，從而降低黃銅合金的耐磨性能，而CuMnAl固溶體粒徑大于25nm， 黃銅合金的強(qiáng)度降低，不能滿足其應(yīng)用要求，因此黃銅合金的CuMnAl固溶體粒徑控制在 5_25nm，優(yōu)選為6_19nm，更優(yōu)選為7_18nm。
[0009] 錳和硅形成的MnSi化合物具有非常優(yōu)異的穩(wěn)定性及非常高的硬度。MnSi化合物 在鑄造過(guò)程中在液固兩相區(qū)形成，在形成之后形貌及原子組成不發(fā)生變化，該化合物硬度 能達(dá)到HV650以上，并不固溶于黃銅基體中，以顆粒狀或點(diǎn)狀分布在黃銅基體上，在黃銅合 金與其他材料形成摩擦副時(shí)，MnSi化合物起到支撐點(diǎn)的作用，由于其具有極高的硬度值可 防止應(yīng)用過(guò)程中造成基體部分磨損，并且由于MnSi的支撐作用，減少了摩擦副材料的接觸 面積，降低了摩擦阻力，提高了能量利用。MnSi化合物比例低于I (v/v) %，以上控制效果不 明顯，高于12 (v/v) %，雖然提高了黃銅合金的硬度及摩擦接觸面的支撐效果，但不利于摩 擦阻力的降低，因此MnSi化合物比例控制在1-12 (v/v) %，優(yōu)選為1. 2-10 (v/v) %，更優(yōu)選 為 1. 5-5 (v/v) % 〇
[0010] 優(yōu)選地，黃銅合金還包括選自Ni、Fe、Ti、P、Sn、Co、Bi、Te、Re中的一種或多種元 素及其它不可避免的雜質(zhì)，其中Ni、Fe、Ti、P、Sn、Co、