一種鋼-鋁青銅雙金屬材料複合方法
2023-07-07 20:26:01
專利名稱：一種鋼-鋁青銅雙金屬材料複合方法
技術領域：
本發明涉及一種金屬複合材料製備方法，尤其是鋼-鋁青銅雙金屬板材的軋制複合方法。
背景技術：
鋁青銅具有強度高、耐蝕、耐磨減摩等優良性能，在機器零件製造業具有極其廣泛的應用。鋁青銅是一種以鋁為主要合金元素的銅合金。當鋁含量小<9.4%，合金為單相α銅基固溶體，主要通過擠壓、軋制等形變強化方式來提高其力學性能，典型合金有QA15、 QAl7, QA19等牌號；而當鋁含量在9. 4-16. 0%，由於相圖出現β — α + γ共析轉變及快速冷卻時發生馬氏體相變，使得合金具有可熱處理強化的特性。為了改善鋁青銅的時效特性、耐蝕性、抗氧化性及鑄造性能等，還在鋁青銅中加入適量鐵、鎳、錳等元素，典型牌號有QAl 10-4-4 等。但是使用鋁青銅整體製造零部件時，成本相對較高。如能和其他材料，例如鋼，製備成複合材料，不僅節約材料成本，還可能使零件兼有鋼的部分性能。以往鋼-鋁青銅複合材料製備主要採用離心鑄造方法，但材料以鑄態使用，力學性能不佳且存在嚴重偏析。何光志等人以紫銅為中間層金屬，通過軋制複合工藝製備出鋁青銅-鋼雙金屬材料何光志，黃靖文，婁兆雲，吳宗雲。軸承材料的製造工藝，專利號200710037589。但是，以紫銅為中間層，由於銅在鋼中溶解度較小，且在後續800-850°C /30-45min退火時屬於固相擴散，因而難以保證界面處充分擴散而使紫銅合金化，造成紫銅層殘留並在退火時發生再結晶軟化，使其強度大大下降而成為薄弱區域，導致對界面結合強度不利。因此，要獲得良好的界面結合性能，必須選擇在鋼和銅中皆有較高固溶度的過渡層金屬，並通過合適處理工藝使之完全固溶於鋼和銅基體中，從而避免因殘留純金屬層對界面結合強度造成的不利影響。
發明內容
本發明一種鋼-鋁青銅雙金屬板材的複合方法所要解決的技術問題是消除鋼-鋁青銅雙金屬板材界面處殘留的純金屬層對界面結合強度的不利影響。為了解決這些技術問題，本發明所採用的技術方案是(I)對鋼板和鋁青銅板進行充分退火軟化處理，使鋼板和鋁青銅板的伸長率至少要達到30%以上；目的在於降低鋼、鋁青銅的強度和提高材料塑性變形能力，為後續單道次大變形量冷軋複合作準備。(2)將退火軟化後的鋼板進行表面清洗和活化，然後在不超過共析轉變溫度(727°C)的鋁液中熱浸鍍一層厚度為20-60 μ m的純鋁層，得到鍍鋁鋼；之所以熱浸鍍鋁溫度不超過共析轉變溫度(727°C)，目的在於避免溫度高於共析轉變溫度，造成熱浸鍍後鋼板取出冷卻時發生珠光體轉變，導致強度重新提高而塑性下降，不利於後續冷軋複合；
為了實際操作時便於控溫，作為優選熱浸鍍溫度控制在680-710°C範圍內。熱浸鍍純鋁層厚度之所以控制在20-60 μ m範圍內，是因為純鋁層太薄會造成難以冷軋複合；純鋁層太厚則需要較長後續液相擴散退火時間才能使之完全固溶於基體，因而造成不必要的浪費，液相擴散退火時間短又會殘留純鋁層。純鋁層厚度可通過控制浸鍍時間為O. 5-3. Omin和提升速度為l-10m/min來控制。( 3)將步驟(2)中得到的鍍鋁鋼板和鋁青銅板再次表面清洗及打毛後，進行單道次大變形量冷軋複合；通過單道次大變形量能將鍍鋁鋼和鋁青銅冷軋複合，單道次冷軋變形量下限以能有效地將鋼和鋁青銅冷軋複合為準，而上限以不造成材料開裂即可。作為優選單道次冷軋變形量控制在50-80%。
(4)對於步驟(3)中冷軋複合後得到的板材，在高於鋁熔點(665°C)且低於鋼共析轉變的溫度(727°C)範圍內進行液相擴散退火；在這個溫度範圍內，熱浸鍍鋁層將熔化成為液相，能迅速擴散進入兩側的鋼和銅基體中分別形成鐵基、銅基固溶體，同時不造成珠光體轉變。為了實際操作時便於控溫，作為優選，液相擴散退火溫度控制在680-710°C範圍內；退火時間控制在2-4h，就能將20-60 μ m厚的純鋁層完全固溶於基體。(5)液相擴散退火後立即溫軋；液相擴散退火時，有時會由於原子擴散速度而形成孔洞，同時液態鋁擴散後會形成鑄態組織。溫軋目的是將界面擴散孔洞彌合及鑄態組織轉變為變形組織，同時溫軋還會給鋼和鋁青銅帶來一定形變強化效果。溫軋總變形量選擇需配合冷軋複合所選的單道次變形量，使之接近最終板材厚度，應控制在20-50%之間。(6)將雙金屬板材精軋至成品所需厚度並板面矯平；(7)最後去應力退火。本發明的有益效果是本發明的雙金屬複合材料避免了殘留的純鋁層對界面結合性能的不利影響，大大提高了界面結合強度。說明書附I實施例142CrMo鋼與QA17鋁青銅雙金屬板材界面金相圖；圖2實施例242CrMo鋼與QA17鋁青銅雙金屬板材界面金相圖；圖3實施例342CrMo鋼與QA17鋁青銅雙金屬板材界面金相圖；圖4實施例442CrMo鋼與QA17鋁青銅雙金屬板材界面金相圖；圖5實施例5的20CrMnTi鋼-QAl 10-4-4鋁青銅雙金屬板材界面金相圖；圖6實施例6的20CrMnTi鋼-QAl 10-4-4鋁青銅雙金屬板材界面金相圖。
具體實施例方式實施例I 42CrMo鋼與QA17鋁青銅複合(I)首先將42CrMo鋼板加熱850°C左右並保溫I小時左右，轉移至680°C左右爐中並保溫10h，然後隨爐緩冷至室溫，此時鋼板伸長率約40%。將QA17鋁青銅加熱至650°C並保溫lh，然後隨爐緩冷至室溫，此時銅板伸長率約45%。
(2)將表面清洗及活化後的42CrMo鋼在710°C鋁液中熱浸鍍鋁。控制浸鍍時間和提出速度，使得純鋁層厚度約20 μ m。(3)再次表面清洗及打毛後，將鍍鋁42CrMo鋼和QA17鋁青銅疊合，以50%單道次冷軋變形量將鋼和鋁青銅冷軋複合。(4)將冷軋複合好的鋼-鋁青銅板材於710°C擴散退火2h。(5)擴散退火後立即溫軋，控制總變形量為50%。(6)將雙金屬板材精軋至成品所需厚度，矯平板面，並去應力退火。從圖I可以看出，經實施例I處理的42CrMo鋼-QA17鋁青銅雙金屬板材複合界面處無殘留純鋁層。力學性能測試表明，界面剪切強度為455MPa，界面疲勞強度337MPa。
實施例2 42CrMo鋼與QAl7鋁青銅複合(I)首先將42CrMo鋼板加熱850°C左右並保溫Ih左右，轉移至680°C左右爐中並保溫10h，然後隨爐緩冷至室溫，此時鋼板伸長率約40%。將QA17鋁青銅加熱至650°C並保溫lh，然後隨爐緩冷至室溫，此時銅板伸長率約45%。(2)將表面清洗活化後的42CrMo鋼在680°C鋁液中熱浸鍍鋁。控制浸鍍時間和提出速度，使得純鋁層厚度約60 μ m。(3)再次表面清洗及打毛後，將鍍鋁42CrMo鋼和QA17鋁青銅疊合，以80%單道次冷軋變形量將鋼和鋁青銅冷軋複合。(4)將冷軋複合好的鋼-鋁青銅板材於680°C擴散退火4h。(5)擴散退火後立即溫軋，控制總變形量為20%。(6)將雙金屬板材精軋至成品所需厚度，矯平板面，並去應力退火。從圖2可以看出，經實施例I處理的42CrMo鋼-QA17鋁青銅雙金屬板材複合界面處無殘留純鋁層。力學性能測試表明，界面剪切強度為485MPa，界面疲勞強度373MPa。實施例3 42CrMo鋼與QAl7鋁青銅複合(I)首先將42CrMo鋼板加熱850°C左右並保溫Ih左右，轉移至680°C左右爐中並保溫10h，然後隨爐緩冷至室溫，此時鋼板伸長率約40%。將QA17鋁青銅加熱至650°C並保溫lh，然後隨爐緩冷至室溫，此時銅板伸長率約45%。(2)將表面清洗及活化後的42CrMo鋼在690°C鋁液中熱浸鍍鋁。控制浸鍍時間和提出速度，使得純鋁層厚度約40 μ m。(3)再次表面清洗及打毛後，將鍍鋁42CrMo鋼和QA17鋁青銅疊合，以60%單道次冷軋變形量將鋼和鋁青銅冷軋複合。(4)將冷軋複合好的鋼-鋁青銅板材於700°C擴散退火2h。(5)擴散退火後立即溫軋，控制總變形量為40%。(6)將雙金屬板材精軋至成品所需厚度，矯平板面，並去應力退火。從圖3可以看出，經實施例3處理的42CrMo鋼-QA17鋁青銅雙金屬板材複合界面處無殘留純鋁層。力學性能測試表明，界面剪切強度為455MPa，界面疲勞強度339MPa。實施例4 42CrMo鋼與QA17鋁青銅複合(I)首先將42CrMo鋼板加熱850°C左右並保溫Ih左右，轉移至680°C左右爐中並保溫10h，然後隨爐緩冷至室溫，此時鋼板伸長率約40%。將QA17鋁青銅加熱至650°C並保溫lh，然後隨爐緩冷至室溫，此時銅板伸長率約45%。
(2)將表面清洗及活化後的42CrMo鋼在700°C鋁液中熱浸鍍鋁。控制浸鍍時間和提出速度，使得純鋁層厚度約95 μ m。(3)再次表面清洗及打毛後，將鍍鋁42CrMo鋼和QA17鋁青銅疊合，以65%單道次冷軋變形量將鋼和鋁青銅冷軋複合。(4)將冷軋複合好的鋼-鋁青銅板材於690°C擴散退火lh。(5)擴散退火後立即溫軋，控制總變形量為35%。(6)將雙金屬板材精軋至成品所需厚度，矯平板面，並去應力退火。從圖4可以看出，經實施例4處理的42CrMo鋼-QA17鋁青銅雙金屬板材複合界面處存在殘留純鋁層。力學性能測試表明，界面剪切強度為185MPa，界面疲勞強度76MPa。可見，由於界面殘留純鋁層，大大降低了界面結合強度。 實施例5 20CrMnTi鋼與QA110-4-4鋁青銅複合(I)首先將20CrMnTi鋼板加熱870°C左右並保溫lh，轉移至600°C左右爐中並保溫5h，然後空冷至室溫。將QAl 10-4-4鋁青銅加熱至900°C並保溫2h，油淬後加熱至600°C，並保溫8h，隨後隨爐緩冷至室溫。此時，20CrMnTi鋼板伸長率約55%，QAl 10-4-4鋁青銅板伸長率約35%。(2)將表面清洗及活化後的20CrMnTi鋼在680°C鋁液中熱浸鍍鋁。控制浸鍍時間和提出速度，使得純鋁層厚度約110 μ m。(3)將鍍鋁20CrMnTi鋼和QA110_4_4鋁青銅疊合，以70%單道次冷軋變形量將鋼和鋁青銅冷軋複合。(4)將冷軋複合好的鋼-鋁青銅板材於700°C擴散退火I小時。(5)擴散退火後立即溫軋，控制總變形量為30%。(6)將雙金屬板材精軋至成品所需厚度，矯平板面，並去應力退火。從圖5可以看出，經實施例5處理的20CrMnTi鋼-QA110-4-4鋁青銅雙金屬板材複合界面處，由於熱浸鍍純鋁層太厚，液相擴散退火時間不足而存在殘留純鋁層。力學性能測試表明，界面剪切強度為228MPa，界面疲勞強度106MPa。可見，由於界面殘留純鋁層，大大降低了界面結合強度。實施例6 20CrMnTi鋼與QAl 10-4-4鋁青銅複合(I)首先將20CrMnTi鋼板加熱870°C左右並保溫lh，轉移至60(TC左右爐中並保溫5h，然後空冷至室溫。將QAl 10-4-4鋁青銅加熱至900°C並保溫2h，油淬後加熱至600°C，並保溫8h，隨後隨爐緩冷至室溫。此時，20CrMnTi鋼板伸長率約55%，QAl 10-4-4鋁青銅板伸長率約35%。(2)將表面清洗及活化後的20CrMnTi鋼在700°C鋁液中熱浸鍍鋁。控制浸鍍時間和提出速度，使得純鋁層厚度約50 μ m。(3)將鍍鋁20CrMnTi鋼和QA110_4_4鋁青銅疊合，以65%單道次冷軋變形量將鋼和鋁青銅冷軋複合。(4)將冷軋複合好的鋼-鋁青銅板材於680°C擴散退火4h。(5)擴散退火後立即溫軋，控制總變形量為35%。(6)將雙金屬板材精軋至成品所需厚度，矯平板面，並去應力退火。從圖6可以看出，經實施例6處理的20CrMnTi鋼-QA110-4-4鋁青銅雙金屬板材複合界面處不存在純鋁層。力學性能測試表明，界面剪切強度為512MPa，界面疲勞強度358MPa。可見，由於界面處避免了殘留純鋁層，大大提高了界面結合強度。由以上實施例可以看出，當步驟(2)中，熱浸鍍得的鋁層厚度太厚，同時步驟(4)中的液相擴散退火時間太短，雙金屬板材複合界面處會殘留純鋁層，使力學性能不佳；當熱 浸鍍招層最佳厚度為20-60 μ m時,相應的液相擴散退火最佳時間為2_4h。
權利要求
1.一種鋼-鋁青銅雙金屬板材的複合方法，其特徵是所述的複合方法包括下列工藝步驟 (1)對鋼板和鋁青銅板分別進行合適的退火軟化處理，使鋼板和鋁青銅板的伸長率達到30%以上即可； (2)將鋼板表面清洗及活化後，在不超過鋼共析轉變溫度的鋁液中熱浸鍍O.5-3. Omin,以l-10m/min提升速度在鋼表面形成厚度為20-60 μ m的純鋁層，得到鍍鋁鋼； (3 )將步驟(2 )中得到的鍍鋁鋼和鋁青銅分別表面清洗及打毛後，進行單道次大變形量冷軋複合； (4)對於步驟(3)中冷軋複合後的板材，在高於鋁熔點且低於鋼共析轉變的溫度範圍內進行液相擴散退火； (5)液相擴散退火後立即溫軋； (6)溫軋後冷卻至室溫，精軋至成品所需厚度並矯平板面； (7)最後去應力退火。
2.如權利要求I所述的鋼-鋁青銅雙金屬板材的複合方法，其特徵在於步驟(2)中所述的熱浸鍍鋁，是在680-710°C範圍的鋁液中進行。
3.如權利要求I所述的鋼-鋁青銅雙金屬板材的複合方法，其特徵在於步驟(3)中所述的冷軋複合技術為通過單道次大變形量將鍍鋁鋼和鋁青銅冷軋複合，軋制變形量控制在50-80% 之間。
4.如權利要求I所述的鋼-鋁青銅雙金屬板材的複合方法，其特徵在於步驟(4)中所述的液相擴散退火溫度控制在680-710°C之間，所述的液相擴散退火時間控制在2-4h。
5.如權利要求4所述的鋼-鋁青銅雙金屬板材的複合方法，其特徵在於所述的液相擴散退火時間控制以純鋁層完全固溶於鋼和銅基體中為準。
6.如權利要求I所述的鋼-鋁青銅雙金屬板材的複合方法，其特徵在於步驟(5)中所述的擴散退火後立即溫軋，總軋制變形量控制在20-50%之間，並配合冷軋複合所選的單道次變形量，使之接近最終板材厚度。
全文摘要
本發明提供一種鋼-鋁青銅雙金屬板材的複合方法，包括下列步驟首先通過退火分別降低鋼、鋁青銅的強度，以提高塑性變形能力；以不超過共析轉變溫度在鋼表面熱浸鍍一層純鋁；將鍍鋁鋼和鋁青銅以單道次大變形量冷軋複合；在高於鋁熔點及低於鋼共析轉變的溫度範圍內進行液相擴散退火；擴散退火後立即溫軋；精軋至成品所需尺寸後並矯平板面；最後進行去應力退火。本發明能夠避免因界面處殘留純鋁層的不利影響，大大提高鋼-鋁青銅雙金屬材料界面結合性能。
文檔編號C21D1/26GK102773253SQ20121023408
公開日2012年11月14日 申請日期2012年7月6日 優先權日2012年7月6日
發明者徐一銘, 徐丹, 李海, 王芝秀, 陸海 申請人:常州大學, 張家港市勝達鋼繩有限公司