一种耐磨耐蚀的特种钢及其制备方法[工艺流程]
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耐磨耐蚀的特种钢及其制备方法
![一种耐磨耐蚀的特种钢及其制备方法[工艺流程]](http://www.usteel.net/d/file/p/2022/10-18/546727eb92318594d99904a8fde29c55.jpg "一种耐磨耐蚀的特种钢及其制备方法[工艺流程]")
【专利摘要】本发明所提供的耐磨耐蚀的特种钢，其成分质量百分比为：含有碳0.01～0.03％，铬13～17％，镍4～8％，铜0.1～0.12％，钨0.4～0.5％，其余为铁。本发明所提供的特种钢可以应用于耐硝酸、冷磷酸、有机酸及盐、碱溶液腐蚀的设备零件。增加了合金材料类别、调整了各种材料元素的比例成分，在制备材料中增加镍、铬、铜、钨等，使得不锈钢成品中含有合理配比的镍、铬、铜、钨等元素，大大增加不锈钢材的耐磨及抗腐蚀性能，解决了零件易磨损、易生锈的问题，延长其使用寿命。
【专利说明】
耐磨耐蚀的特种钢及其制备方法
技术领域
[0001]本发明属于冶金技术领域，涉及一种特种钢，具体涉及一种耐磨耐蚀的特种钢及其制备方法。
【背景技术】
[0002]特种钢也叫合金钢。在碳素钢里适量地加入一种或几种合金元素，使钢的组织结构发生变化，从而使钢具有各种不同的特殊性能。
[0003]合金钢种类很多，通常按合金元素含量多少分为低合金钢(含量〈5%)，中合金钢(含量5%?10%)，高合金钢(含量>10%);按质量分为优质合金钢、特质合金钢;按特性和用途又分为合金结构钢、不锈钢、耐酸钢、耐磨钢、耐热钢、合金工具钢、滚动轴承钢、合金弹簧钢和特殊性能钢(如软磁钢、永磁钢、无磁钢)等。在钢中除含铁、碳和少量不可避免的硅、锰、磷、硫元素以外，还含有一定量的合金元素，钢中的合金元素有硅、锰、钼、镍、硌、矾、钛、铌、硼、铅、稀土等其中的一种或几种，这种钢叫合金钢。各国的合金钢系统，随各自的资源情况、生产和使用条件不同而不同，国外以往曾发展镍、硌钢系统，我国则发现以硅、锰、钒、钛、铌、硼、铅、稀土为主的合金钢系统合金钢在钢的总产量中约占百分之十几，一般是在电炉中冶炼的按用途可以把合金钢分为8大类，它们是:合金结构钢、弹簧钢、轴承钢、合金工具钢、高速工具钢、不锈钢、耐热不起皮钢，电工用硅钢。
[0004]在工业生产中，有些化工生产设备中的某些部件在使用过程中不仅要经受磨损，同时耐硝酸、冷磷酸、有机酸及盐、碱溶液的腐蚀，因此对钢的要求较为苛刻。
【发明内容】
[0005]发明目的:针对现有技术中某些化工设备零件的特殊要求，本发明提供了一种耐磨耐蚀的特种钢。
[0006]技术方案:本发明所提供的耐磨耐蚀的特种钢，其成分质量百分比为:含有碳0.01?0.03%，铬13?17%，镍4?8%，铜0.1?0.12%，钨0.4?0.5%，其余为铁。
[0007]我们研究发现在普通的碳素钢中，加入铬能够有效地提高钢材的淬火性和回火阻抗性，提高钢材的强度，并且铬还可以降低碳的活度，提高钢材的浸碳性，并形成微细碳化物，可降低加热、乳制和热处理过程中的钢材表面脱碳和石墨化倾向，提高韧性和耐磨损性;但是，铬含量过高时，反而大量形成铬的碳化物，恶化钢材的弹减性能和韧性。因此，在本发明中，控制不锈钢材中铬的含量为13?17% (重量百分比)，最优含量为16%。
[0008]同时，加入少量的镍，可耐各种酸腐蚀和应力腐蚀，而且性坚韧，有磁性和良好的可塑性，焊接性能也好;在650?1000°C高温下有较高的强度和抗氧化、抗燃气腐蚀能力。在本发明中，控制在钢材中镍的含量为4%?8%，最优含量为7%。
[0009]此外，我们还发现加入微量的铜、钨可以提高钢材耐大气腐蚀的性能。
[0010]本发明的一个优选方案为:所述不锈钢材成分质量百分比为:含有碳0.01?
0.03%，铬16%，镍7%，铜0.1%，钨0.4%，其余为铁。
[0011]更进一步的，我们发现如果在上述技术方案中加入微量的铌，可以增强钢材的耐腐蚀性，研究发现，原因在于本发明在进行热处理时，呈现奥氏体+碳化物的组织，碳化物的存在，对钢的耐蚀性有很大影响，奥氏体在450?850°C下加热，由于晶界析出铬的碳化物Cr23C6,使得晶界附近的含铬量降低，引起晶间腐蚀。因此，我们在其中加入微量的铌，使之优先与碳结合形成NbC，其稳定性高，使得铬保留在基体中，避免晶界贫铬，从而减轻刚的晶界腐蚀倾向。此外，NbC在晶内析出呈弥散分布，且高温下不易长大，可以提高本发明的高温强度。对于本发明来说，铌的含量为0.3?0.8 %时，最为合适，优选0.37 %。
[0012]本发明含银的一个优选方案为:所述不锈钢材成分质量百分比为:含有碳0.01?
0.03%，铬 16%，镍7%，铜0.1%，钨0.4%，铌0.37%，其余为铁。
[0013]本发明还公开了上述特种钢获得的方法，包括以下步骤:下料、锻造、正火、加工、渗碳、预冷淬火、低温回火、表面处理。
[0014]所述的锻造，其温度为1530?1580°C，热处理扩散退火温度1100?1150°C，4?6小时，固溶处理温度1050?1150 °C，2小时，时效处理为560 V。
[0015]所述的正火温度为950°C?970°C。
[0016]所述的渗碳，渗碳温度为920°C，时间为6?8h，以丙酮为渗碳剂。
[0017]所述的预冷淬火为，预冷至870?880°C，然后进行油冷，冷却至室温。
[0018]所述的回火是在200°C时回火2?3h。
[0019]有益效果:本发明所提供的特种钢可以应用于耐硝酸、冷磷酸、有机酸及盐、碱溶液腐蚀的设备零件。增加了合金材料类别、调整了各种材料元素的比例成分，在制备材料中增加镍、铬、铜、妈等，使得不锈钢成品中含有合理配比的镍、络、铜、妈等元素，大大增加不锈钢材的耐磨及抗腐蚀性能，解决了零件易磨损、易生锈的问题，延长其使用寿命。
【具体实施方式】
:
[0020]实施例1
[0021]特种钢的成为:含有碳0.01?0.03%，铬13%，镍4%，铜0.1?0.12%，钨0.4?
0.5%，其余为铁。
[0022]按照上述比例，进行原料配比，混合，下料。
[0023]锻造温度为1530?1580°C，热处理扩散退火温度1100?1150°C，4小时，固溶处理温度1050?1150°C，2小时。
[0024]正火温度为950 0C?970 °C。加工，然后渗碳，渗碳温度为920 °C，时间为6h，以丙酮为渗碳剂。
[0025]预冷至870?880°C，然后进行油冷淬火，至室温。最后在200°C时回火2h。表面处理后得到产品。硬度216HBW。
[0026]实施例2
[0027]特种钢的成为:含有碳0.01?0.03%，铬17%，镍8%，铜0.1?0.12%，钨0.4?
0.5%，其余为铁。
[0028]按照上述比例，进行原料配比，混合，下料。
[0029]锻造温度为1530?1580°C，热处理扩散退火温度1100?1150°C，6小时，固溶处理温度1050?1150°C，2小时。
[0030]正火温度为950 °C?970 °C。加工，然后渗碳，渗碳温度为920 °C，时间为8h，以丙酮为渗碳剂。
[0031]预冷至870?880°C，然后进行油冷淬火，至室温。最后在200°C时回火3h。表面处理后得到产品。硬度215HBW。
[0032]实施例3
[0033]特种钢的成为:含有碳0.01?0.03%，铬16%，镍7%，铜0.1?0.12%，钨0.4?0.5%，其余为铁。
[0034]按照上述比例，进行原料配比，混合，下料。
[0035]锻造温度为1530?1580°C，热处理扩散退火温度1100?1150°C，6小时，固溶处理温度1050?1150°C，2小时。
[0036]正火温度为950 0C?970 °C。加工，然后渗碳，渗碳温度为920 °C，时间为6h，以丙酮为渗碳剂。
[0037]预冷至870?880°C，然后进行油冷淬火，至室温。最后在200°C时回火3h。表面处理后得到产品。硬度217HBW。
[0038]实施例4
[0039]特种钢的成为:含有碳0.01?0.03%，铬13%，镍4%，铜0.1?0.12%，钨0.4?0.5%，铌0.3?0.8%，其余为铁。
[0040]按照上述比例，进行原料配比，混合，下料。
[0041 ] 锻造温度为1530?1580°C，热处理扩散退火温度1100?1150°C，4小时，固溶处理温度1050?1150°C，2小时。
[0042]正火温度为950 0C?970 °C。加工，然后渗碳，渗碳温度为920 °C，时间为6h，以丙酮为渗碳剂。
[0043]预冷至870?880°C，然后进行油冷淬火，至室温。最后在200°C时回火2h。表面处理后得到产品。硬度218HBW。
[0044]实施例5
[0045]特种钢的成为:含有碳0.01?0.03%，铬17%，镍8%，铜0.1?0.12%，钨0.4?0.5%，铌0.3?0.8%，其余为铁。
[0046]按照上述比例，进行原料配比，混合，下料。
[0047]锻造温度为1530?1580°C，热处理扩散退火温度1100?1150°C，6小时，固溶处理温度1050?1150°C，2小时。
[0048]正火温度为950 0C?970 °C。加工，然后渗碳，渗碳温度为920 °C，时间为8h，以丙酮为渗碳剂。
[0049]预冷至870?880°C，然后进行油冷淬火，至室温。最后在200°C时回火3h。表面处理后得到产品。硬度217HBW。
[0050]实施例6
[0051]特种钢的成为:含有碳0.01?0.03%，铬16%，镍7%，铜0.1%，钨0.4%，铌0.37%，其余为铁。
[0052]按照上述比例，进行原料配比，混合，下料。
[0053]锻造温度为1530?1580°C，热处理扩散退火温度1100?1150°C，6小时，固溶处理温度1050?1150°C，2小时。
[0054]正火温度为950 0C?970 °C。加工，然后渗碳，渗碳温度为920 °C，时间为6h，以丙酮为渗碳剂。
[0055]预冷至870?880°C，然后进行油冷淬火，至室温。最后在200°C时回火3h。表面处理后得到产品。硬度219HBW。
【主权项】
1.一种耐磨耐蚀的特种钢，其特征在于所述特种钢各成分质量百分比为: 碳 0.0l?0.03%， 络13?17%， 镍4?8%， 铜 0.1 ?0.12%， 钨 0.4?0.5%， 铁余量。2.根据权利要求1所述的特种钢，其特征在于所述特种钢各成分质量百分比为: 碳 0.01 ?0.03%， 铬 16%, 镍?%, 铜 0.1%， 钨 0.4%， 铁余量。3.根据权利要求1所述的特种钢，其特征在于其成分中还含有铌0.3?0.8%。4.权利要求1所述的特种钢的制备方法，其特征在于包括以下步骤:下料、锻造、正火、加工、渗碳、预冷淬火、低温回火、表面处理。5.根据权利要求4所述的特种钢的制备方法，其特征在于锻造时，其温度为1530?1580℃，热处理扩散退火温度1100?1150 °C，4?6小时，固溶处理温度1050?1150 °C，2小时。6.根据权利要求4所述的特种钢的制备方法，其特征在于正火温度为950°C?970°C。7.根据权利要求4所述的特种钢的制备方法，其特征在于所述的渗碳，渗碳温度为920°C，时间为6?8h，以丙酮为渗碳剂。8.根据权利要求4所述的特种钢的制备方法，其特征在于所述的预冷淬火为，预冷至870?880°C，然后进行油冷，冷却至室温。9.根据权利要求4所述的特种钢的制备方法，其特征在于所述的回火是在200°C时回火.2 ?3h。
【文档编号】C22C38/42GK105821341SQ201610349245
【公开日】2016年8月3日
【申请日】2016年5月24日
【发明人】张斌
【申请人】江苏金基特钢有限公司
耐磨易成型特种钢及其加工方法
【专利摘要】本发明所提供的耐磨易成型特种钢，其成分质量百分比为：含有碳0.01～0.03％，铬10～15％，镍4～8％，钨0.4～0.5％，镁0.4～0.5％，钼0.1～0.12％，其余为铁。本发明所提供的特种钢本发明所提供的特种钢，易加工成型，耐磨损，可用于制备耐硝酸、冷磷酸、有机酸及盐、碱溶液腐蚀的设备零件。增加了合金材料类别、调整了各种材料元素的比例成分，在制备材料中增加镍、铬、钨、镁、钼等，使得特种钢中含有合理配比的镍、铬、钨、镁、钼等元素，大大增加特种钢材的耐磨性能，且具有一定抗腐蚀性能，易加工成型，具备一定的减震性能，解决了零件易磨损、易生锈的问题，延长其使用寿命。
【专利说明】
耐磨易成型特种钢及其加工方法
技术领域
[0001]本发明属于冶金技术领域，涉及一种特种钢，具体涉及一种耐磨耐蚀的特种钢及其加工方法。
【背景技术】
[0002]特种钢也叫合金钢。在碳素钢里适量地加入一种或几种合金元素，使钢的组织结构发生变化，从而使钢具有各种不同的特殊性能。
[0003]合金钢种类很多，通常按合金元素含量多少分为低合金钢(含量〈5%)，中合金钢(含量5%?10%)，高合金钢(含量>10%);按质量分为优质合金钢、特质合金钢;按特性和用途又分为合金结构钢、不锈钢、耐酸钢、耐磨钢、耐热钢、合金工具钢、滚动轴承钢、合金弹簧钢和特殊性能钢(如软磁钢、永磁钢、无磁钢)等。在钢中除含铁、碳和少量不可避免的硅、锰、磷、硫元素以外，还含有一定量的合金元素，钢中的合金元素有硅、锰、钼、镍、硌、矾、钛、铌、硼、铅、稀土等其中的一种或几种，这种钢叫合金钢。各国的合金钢系统，随各自的资源情况、生产和使用条件不同而不同，国外以往曾发展镍、硌钢系统，我国则发现以硅、锰、钒、钛、铌、硼、铅、稀土为主的合金钢系统合金钢在钢的总产量中约占百分之十几，一般是在电炉中冶炼的按用途可以把合金钢分为8大类，它们是:合金结构钢、弹簧钢、轴承钢、合金工具钢、高速工具钢、不锈钢、耐热不起皮钢，电工用硅钢。
[0004]在工业生产中，有些化工生产设备中的某些部件生产过程中不易成型，使用过程中很容易经受磨损，因此对钢的要求较为苛刻。
【发明内容】
[0005]发明目的:针对现有技术中某些化工设备零件的特殊要求，本发明的第一个目的是提供一种耐磨易成型特种钢，本发明的另一个目的是提供该耐磨易成型特种钢的加工方法。
[0006]技术方案:本发明所提供的耐磨易成型特种钢，其成分质量百分比为:含有碳0.01?0.03%，铬10?15%，镍4?8%，钨0.4?0.5%，镁0.4?0.5%，钼0.I?0.12%，其余为铁。
[0007]我们研究发现在普通的碳素钢中，加入铬能够有效地提高钢材的淬火性和回火阻抗性，提高钢材的强度，并且铬还可以降低碳的活度，提高钢材的浸碳性，并形成微细碳化物，可降低加热、乳制和热处理过程中的钢材表面脱碳和石墨化倾向，提高韧性和耐磨损性;但是，铬含量过高时，反而大量形成铬的碳化物，恶化钢材的弹减性能和韧性。因此，在本发明中，控制钢材中铬的含量为1?15 % (质量百分比)，最优含量为12 %
[0008]同时，加入少量的镍，可耐各种酸腐蚀和应力腐蚀，而且更加坚韧，有磁性和良好的可塑性，焊接性能也好;在650?1000°C高温下有较高的强度和抗氧化、抗燃气腐蚀能力。在本发明中，控制在钢材中镍的含量为4%?8%，最优含量为7%。
[0009]此外，我们还发现加入微量的钨可以提高钢材耐大气腐蚀的性能。
[0010]此外，加入少量的镁和钼，可使得钢的晶粒更加细致均匀，易加工成型，同时较之于普通钢材，其具备一定的阻尼特性，在具备更高的耐磨性和耐高温性的同时，具备一定的减震性能，从而满足一些对舒适性、安全性更高的应用需求。
[0011]本发明的一个优选方案为:所述耐磨易成型特种钢，其成分重量百分比为:含有碳
0.02%，铬 12%，镍7%，钨0.4%，镁0.45%，钼0.11%，其余为铁。
[0012]更进一步的，我们发现如果在上述技术方案中加入微量的铌，可以进一步增强钢材的耐腐蚀性，研究发现，原因在于本发明在进行热处理时，呈现奥氏体+碳化物的组织，碳化物的存在，对钢的耐蚀性有很大影响，奥氏体在450?850 °C下加热，由于晶界析出铬的碳化物Cr23C6,使得晶界附近的含铬量降低，引起晶间腐蚀。因此，我们在其中加入微量的铌，使之优先与碳结合形成NbC，其稳定性高，使得铬保留在基体中，避免晶界贫铬，从而减轻刚的晶界腐蚀倾向。此外，NbC在晶内析出呈弥散分布，且高温下不易长大，可以提高本发明的高温强度。对于本发明来说，铌的含量为0.3?0.8 %时，最为合适，优选0.52 %。
[0013]本发明含铌的一个优选方案为:所述耐磨易成型特种钢，其成分重量百分比为:含有碳0.02%，铬 12%，镍7%，钨0.4%，镁0.45%，钼0.11%，铌0.52%，其余为铁。
[0014]本发明还公开了上述特种钢获得的方法，包括以下步骤:下料、锻造、正火、加工、渗碳、预冷淬火、低温回火、表面处理。
[0015]所述的锻造，其温度为1530?1580°C，热处理扩散退火温度1100?1150°C，4?6小时，固溶处理温度1050?1150 °C，2小时，时效处理为560 V。
[0016]所述的正火温度为950°C?970°C。
[0017]所述的渗碳，渗碳温度为920°C，时间为6?8h，以丙酮为渗碳剂。
[0018]所述的预冷淬火为，预冷至870?880°C，然后进行油冷，冷却至室温。
[0019]所述的回火是在200°C时回火2?3h。
[0020]有益效果:本发明所提供的特种钢，易加工成型，耐磨损，可用于制备耐硝酸、冷磷酸、有机酸及盐、碱溶液腐蚀的设备零件。增加了合金材料类别、调整了各种材料元素的比例成分，在制备材料中增加镍、铬、钨、镁、钼等，使得特种钢中含有合理配比的镍、铬、钨、镁、钼等元素，大大增加特种钢材的耐磨性能，且具有一定抗腐蚀性能，易加工成型，具备一定的减震性能，解决了零件易磨损、易生锈的问题，延长其使用寿命。
【具体实施方式】
:
[0021]实施例1
[0022]特种钢的成分为:碳0.01%，铬10%，镍4%，钨0.4%，镁0.4%，钼0.1%，其余为铁。
[0023]其加工方法为:按照上述比例，进行原料配比，混合，下料。
[0024]锻造温度为1530?1580°C，热处理扩散退火温度1100?1150°C，4小时，固溶处理温度1050?1150°C，2小时。
[0025]正火温度为950 0C?970 °C。加工，然后渗碳，渗碳温度为920 °C，时间为6h，以丙酮为渗碳剂。
[0026]预冷至870?880°C，然后进行油冷淬火，至室温。最后在200°C时回火2h。表面处理后得到产品。经试验检测，所得特种钢硬度为217HBW。
[0027]实施例2
[0028]特种钢的成分为:碳0.03%，铬15%，镍8%，钨0.5%，镁0.5%，钼0.12%，其余为铁。
[0029]其加工方法为:按照上述比例，进行原料配比，混合，下料。
[0030]锻造温度为1530?1580°C，热处理扩散退火温度1100?1150°C，6小时，固溶处理温度1050?1150°C，2小时。
[0031 ] 正火温度为950 0C?970 °C。加工，然后渗碳，渗碳温度为920 °C，时间为8h，以丙酮为渗碳剂。
[0032]预冷至870?880°C，然后进行油冷淬火，至室温。最后在200°C时回火3h。表面处理后得到产品。经试验检测，所得特种钢硬度为216HBW。
[0033]实施例3
[0034]特种钢的成分为:碳0.02%，铬12%，镍7%，钨0.4%，镁0.45%，钼0.11%，其余为铁。
[0035]其加工方法为:按照上述比例，进行原料配比，混合，下料。
[0036]锻造温度为1530?1580°C，热处理扩散退火温度1100?1150°C，6小时，固溶处理温度1050?1150°C，2小时。
[0037]正火温度为950 0C?970 °C。加工，然后渗碳，渗碳温度为920 °C，时间为6h，以丙酮为渗碳剂。
[0038]预冷至870?880°C，然后进行油冷淬火，至室温。最后在200°C时回火3h。表面处理后得到产品。经试验检测，所得特种钢硬度为218HBW。
[0039]实施例4
[0040]特种钢的成分为:碳0.01%，铬10%，镍4%，钨0.4%，镁0.4%，钼0.1%，铌0.3%，
其余为铁。
[0041]其加工方法为:按照上述比例，进行原料配比，混合，下料。
[0042]锻造温度为1530?1580°C，热处理扩散退火温度1100?1150°C，4小时，固溶处理温度1050?1150°C，2小时。
[0043]正火温度为950 0C?970 °C。加工，然后渗碳，渗碳温度为920 °C，时间为6h，以丙酮为渗碳剂。
[0044]预冷至870?880°C，然后进行油冷淬火，至室温。最后在200°C时回火2h。表面处理后得到产品。经试验检测，所得特种钢硬度为219HBW。
[0045]实施例5
[0046]特种钢的成分为:碳0.03%，铬15%，镍8%，钨0.5%，镁0.5%，钼0.12%，铌0.8%，其余为铁。
[0047]其加工方法为:按照上述比例，进行原料配比，混合，下料。
[0048]锻造温度为1530?1580°C，热处理扩散退火温度1100?1150°C，6小时，固溶处理温度1050?1150°C，2小时。
[0049]正火温度为950 0C?970 °C。加工，然后渗碳，渗碳温度为920 °C，时间为8h，以丙酮为渗碳剂。
[0050]预冷至870?880°C，然后进行油冷淬火，至室温。最后在200°C时回火3h。表面处理后得到产品。经试验检测，所得特种钢硬度为220HBW。
[0051 ] 实施例6
[0052]特种钢的成分为:碳0.02%，铬12%，镍7%，钨0.4%，镁0.45%，钼0.11%，铌
0.52%，其余为铁。
[0053]其加工方法为:按照上述比例，进行原料配比，混合，下料。
[0054]锻造温度为1530?1580°C，热处理扩散退火温度1100?1150°C，6小时，固溶处理温度1050?1150°C，2小时。
[0055]正火温度为950 0C?970 °C。加工，然后渗碳，渗碳温度为920 °C，时间为6h，以丙酮为渗碳剂。
[0056]预冷至870?880°C，然后进行油冷淬火，至室温。最后在200°C时回火3h。表面处理后得到产品。经试验检测，所得特种钢硬度为221HBW。
[0057]以上实施列对本发明不构成限定，相关工作人员在不偏离本发明技术思想的范围内，所进行的多样变化和修改，均落在本发明的保护范围内。
【主权项】
1.一种耐磨易成型特种钢，成份以铁为主，其特征在于控制碳含量小于0.03%，所述特种钢的还包括铬、镍、钨、镁、钼。2.根据权利要求1所述的耐磨易成型特种钢，其特征在于所述特种钢各成分质量百分比为: 碳 0.01 ?0.03%， 络10?15%， 镍4?8%， 钨 0.4?0.5%， 镁 0.4?0.5%， 钼 0.1 ?0.12%， 铁余量。3.根据权利要求1所述的耐磨易成型特种钢，其特征在于所述特种钢各成分质量百分比为: 碳 0.02%, 铬 12%， 镍?%, 钨 0.4%， 镁 0.45%, 钼 0.11%， 铁余量。4.根据权利要求1所述的耐磨易成型特种钢，其特征在于其成分中还含有铌0.3?0.8%。5.如权利要求1?4所述的耐磨易成型特种钢的加工方法，其特征在于包括以下步骤:下料、锻造、正火、加工、渗碳、预冷淬火、低温回火、表面处理。6.根据权利要求5所述的耐磨易成型特种钢的加工方法，其特征在于锻造时，其温度为1530?1580°C，热处理扩散退火温度1100?1150°C，4?6小时，固溶处理温度1050?1150°C，2小时。7.根据权利要求5所述的耐磨易成型特种钢的加工方法，其特征在于正火温度为950°C?970 cC ο8.根据权利要求5所述的耐磨易成型特种钢的加工方法，其特征在于所述的渗碳，渗碳温度为920°C，时间为6?8h，以丙酮为渗碳剂。9.根据权利要求5所述的耐磨易成型特种钢的加工方法，其特征在于所述的预冷淬火为，预冷至870?880°C，然后进行油冷，冷却至室温。10.根据权利要求5所述的耐磨易成型特种钢的加工方法，其特征在于所述的回火是在200°C时回火2?3h。
【文档编号】C22C38/48GK105821342SQ201610349360
【公开日】2016年8月3日
【申请日】2016年5月24日
【发明人】张斌
【申请人】江苏金基特钢有限公司
一种特种钢的生产方法
【专利摘要】本发明公开了一种特种钢的生产方法，是将原料配比好，进行锻造，热处理，再置于充满水蒸气的容器中，于120～125℃、1.2～1.5MPa下保持2～4小时，再将水蒸气置换为空气，于150～155℃、1.2～1.5MPa下保持2～4小时后，得到；所述配比为：碳0.01～0.03％，铬13～17％，镍4～8％，铜0.1～0.12％，钨0.4～0.5％，铁为余量。本发明首先增加了合金材料类别，调整了各种材料元素的比例成分，使得不锈钢成品中含有合理配比的镍、铬、铜、钨等元素，大大增加钢材的抗腐蚀性能。其次，在钢材热处理后，又进行了后续的表面处理，解决了易生锈的问题。此外，本发明通过特殊的热处理使得钢材的具有较好的力学性能。
【专利说明】
一种特种钢的生产方法
技术领域
[0001] 本发明属于冶金技术领域，具体涉及一种特种钢的生产方法。
【背景技术】
[0002] 随着汽车、家电和建材等行业对所使用钢板低成本、高耐蚀性的要求进一步提高， 各大钢厂及研究机构不断开发出成本低廉、性能优异的新型镀层钢板。锌铝镁镀层钢板以 其优异的耐蚀性目前得到国内外大型钢铁厂商及家电、汽车制造商的重视，锌铝镁镀层钢 板的品种开发也日趋成熟。目前，韩国浦项、日本新日铁及欧美大型钢铁公司已陆续开发出 ZM、Z6A3M、Z10A3M等产品。专利CN101812653A、US6235410B1等开发了含铝、镁的锌基镀层， 大大提尚了耐蚀性。
[0003] 镀层的表面硬度是镀层质量及镀层钢板使用效果的重要指标之一。镀层钢板在后 期使用中无法避免的要经过运输、搬运、剪裁及加工等过程，而这些过程中经常对镀层表面 产生不同程度的划伤，镀层的硬度直接影响着镀层抗划伤的能力，即镀层硬度越高，镀层的 抗划伤能力越强。
[0004] 然而这样的表面处理方法并不能完全提高钢材的耐蚀性能，一旦表面被划伤，钢 材就会被腐蚀。而且这样的表面处理不仅使得过程更加复杂，而且使生产厂商的制造成本 提升。因此，是否有更好的更合适的方法可以解决这一问题，是值得研究的。
【发明内容】
[0005] 发明目的:针对现有技术中的不足之处，本发明提供了一种特种钢的生产方法。
[0006] 技术方案:本发明所述的特种钢的生产方法是将原料配比好，进行锻造，热处理， 再置于充满水蒸气的容器中，于120~125°C、1.2~1.5MPa下保持2~4小时，再将水蒸气置 换为空气，于150~155°C、1.2~1.5MPa下保持2~4小时后，得到；所述配比为：碳0.01~ 0.03%，铬13~17%，镍4~8%，铜0.1~0.12%，钨0.4~0.5%，铁为余量。
[0007] 上述的热处理方法，是将钢材加热至860~880°C保温1~2小时，经过等温退火和 一般退火后出炉，再经过两次预热，温度升高至1220~1280°C保持0.5~1小时，然后进行淬 火，淬火后立即进行回火，共三次回火。预热后当温度升高到1220~1280°C时，各种合金钢 在奥氏体中的溶解度也慢慢增加，但是，时间稍长，会造成晶粒长大，甚至会出现晶界溶化， 因此，最优的时间是0.5小时。
[0008] 所述的等温退火是在冷却至720~750°C时保温2小时;然后进行一般退火，冷却至 550 °C以下出炉。硬度为207~225HBW，组织为索氏体+碳化物。
[0009] 所述的两次预热，第一次预热是升温至600~650°C，保温2小时；第二次预热是升 温至800~850°C，保持2小时。这样的加热工艺可避免由于热应力而造成的变形和开裂。
[0010] 所述的淬火介质为白油与钠盐的混合物。所述的钠盐为硝酸钠和亚硝酸钠。淬火 介质中的各成分：白油、硝酸钠、亚硝酸钠的配比为10:1:2。淬火后的组织为马氏体+碳化物 +残留奥氏体(25~30% )。
[0011] 所述的回火共进行三次，第一次回火只对淬火马氏体起到回火作用，在回火冷却 过程中，发生残留奥氏体的转变，同时产生新的内应力。经第二次回火，没有彻底转变的残 留奥氏体继续发生新的转变，又产生新的应力。这就需要第三次回火，本发明的三次回火分 别为:第一次为560 °C 1小时;第二次550 °C 1.5小时;第三次560 °C 1小时。三次回火后仍保留1 ~3%的残留奥氏体。通过上述方法，可以消除淬火应力，减少奥氏体量，稳定组织，达到性 能要求。
[0012] 有益效果:本发明所述的生产方法可以有效的提高钢材的耐腐蚀性能，首先增加 了合金材料类别，调整了各种材料元素的比例成分，使得成品中含有合理配比的镍、铬、铜、 钨等元素，大大增加钢材的抗腐蚀性能。其次，在钢材热处理后，又进行了后续的表面处理， 解决了易生锈的问题。此外，本发明通过特殊的热处理使得钢材的具有较好的力学性能。
【具体实施方式】：
[0013] 实施例1
[0014] 钢材各元素配比为:碳0.01~0.03%，铬13~17%，镍4~8%，铜0.1~0.12%，钨 0.4~0.5%，铁为余量。进行常规的锻造后，将钢材加热至860°C保温1小时，冷却至720°C时 保温2小时;然后进行一般退火，冷却至550°C以下出炉，然后第一次预热是升温至600°C，保 温2小时；第二次预热是升温至800°C，保持2小时。温度升高至1220°C保持0.5小时，然后进 行淬火，淬火介质为白油与硝酸钠、亚硝酸钠的混合物（白油：硝酸钠:亚硝酸质量比为10: 1: 2)，淬火后立即进行回火，第一次回火为560 °C 1小时；第二次回火550°C 1.5小时；第三次 回火560°C1小时，冷缺至室温，再置于充满水蒸气的容器中，于120~125°C、1.2~1.5MPa下 保持2~4小时，再将水蒸气置换为空气，于150~155°C、1.2~1.5MPa下保持2~4小时后，得 到。
[0015] 实施例2
[0016] 钢材各元素配比为:碳0.01~0.03%，铬13~17%，镍4~8%，铜0.1~0.12%，钨 0.4~0.5%，铁为余量。进行常规的锻造后，钢材加热至860°C保温1小时，冷却至750°C时保 温2小时;然后进行一般退火，冷却至550°C以下出炉，然后第一次预热是升温至650°C，保温 2小时；第二次预热是升温至850°C，保持2小时。温度升高至1220°C保持0.5小时，然后进行 淬火，淬火介质为白油与硝酸钠、亚硝酸钠的混合物（白油:硝酸钠:亚硝酸质量比为10:1: 2)，淬火后立即进行回火，第一次回火为560°C1小时；第二次回火550°C1.5小时；第三次回 火560°C1小时。冷缺至室温，再置于充满水蒸气的容器中，于120~125°C、1.2~1.5MPa下保 持2~4小时，再将水蒸气置换为空气，于150~155°C、1.2~1.5MPa下保持2~4小时后，得 到。
[0017] 实施例3
[0018] 钢材各元素配比为:碳0.01~0.03%，铬13~17%，镍4~8%，铜0.1~0.12%，钨 0.4~0.5%，铁为余量。进行常规的锻造后，钢材加热至880°C保温2小时，冷却至720°C时保 温2小时;然后进行一般退火，冷却至550°C以下出炉，然后第一次预热是升温至600°C，保温 2小时；第二次预热是升温至80(TC，保持2小时。温度升高至1280°C保持1小时，然后进行淬 火，淬火介质为白油与硝酸钠、亚硝酸钠的混合物（白油:硝酸钠:亚硝酸质量比为10:1:2)， 淬火后立即进行回火，第一次回火为560°C1小时；第二次回火550°C 1.5小时；第三次回火 560 °C 1小时。冷缺至室温，再置于充满水蒸气的容器中，于120~125 °C、1.2~1.5MPa下保持 2~4小时，再将水蒸气置换为空气，于150~155°C、1.2~1.5MPa下保持2~4小时后，得到。
[0019] 实施例4
[0020] 钢材各元素配比为:碳0.01~0.03%，铬13~17%，镍4~8%，铜0.1~0.12%，钨 0.4~0.5%，铁为余量。进行常规的锻造后，钢材加热至880°C保温2小时，冷却至750°C时保 温2小时;然后进行一般退火，冷却至550°C以下出炉，然后第一次预热是升温至650°C，保温 2小时；第二次预热是升温至850°C，保持2小时。温度升高至1280°C保持1小时，然后进行淬 火，淬火介质为白油与硝酸钠、亚硝酸钠的混合物（白油:硝酸钠:亚硝酸质量比为10:1:2)， 淬火后立即进行回火，第一次回火为560°C1小时；第二次回火550°C 1.5小时；第三次回火 560 °C 1小时。冷缺至室温，再置于充满水蒸气的容器中，于120~125 °C、1.2~1.5MPa下保持 2~4小时，再将水蒸气置换为空气，于150~155°C、1.2~1.5MPa下保持2~4小时后，得到。
[0021] 实施例5
[0022] 将上述所得到的钢材进行耐腐蚀测试，分别浸于水、醋酸、氨水、浓硫酸中，24个小 时后。所得结果如下：（表中数值质量减少百分比）
【主权项】
1. 一种特种钢的生产方法，其特征在于将原料配比好，进行锻造，热处理，再置于充满 水蒸气的容器中，于120~125°C、1.2~1.5MPa下保持2~4小时，再将水蒸气置换为空气，于 150~155°C、1.2~1.5MPa下保持2~4小时后，得到；所述配比为:碳0.01~0.03%，铬13~ 17%，镍4~8%，铜0.1~0.12%，钨0.4~0.5%，铁为余量。2. 如权利要求1所述的特种钢的生产方法，其特征在于所述的热处理为:将钢材加热至 860~880°C保温1~2小时，经过等温退火和一般退火后出炉，再经过两次预热，温度升高至 1220~1280保持0.5~1小时，然后进行淬火，淬火后立即进行回火，共三次回火。3. 如权利要求2所述的特种钢的生产方法，其特征在于所述的等温退火是在冷却至720 ~750 °C时保温2小时;然后进行一般退火，冷却至550 °C以下出炉。4. 如权利要求2所述的特种钢的生产方法，其特征在于所述的两次预热，第一次预热是 升温至600~650°C，保温2小时;第二次预热是升温至800~850°C，保持2小时。5. 如权利要求2所述的特种钢的生产方法，其特征在于所述的淬火介质为白油与钠盐 的混合物。6. 如权利要求2所述的特种钢的生产方法，其特征在于所述的钠盐为硝酸钠和亚硝酸 钠。7. 如权利要求2所述的特种钢的生产方法，其特征在于白油、硝酸钠、亚硝酸钠的配比 为10:1:2。8. 如权利要求2所述的特种钢的生产方法，其特征在于所述的三次回火，第一次为560 °C 1小时;第二次550 °C 1 · 5小时;第三次560 °C 1小时。
【文档编号】C21D1/18GK105821343SQ201610350237
【公开日】2016年8月3日
【申请日】2016年5月24日
【发明人】张斌
【申请人】江苏金基特钢有限公司
耐腐蚀易成型不锈钢丝的制作方法
【专利摘要】本发明公开了耐腐蚀易成型不锈钢丝，其直径为4.9～5.1mm，其各成分按照质量百分比为：含有碳0.05～0.1％，铬19～21％，镍4～8％，铜0.1～0.12％，钨0.4～0.5％，镁0.4～0.5％，钼0.1～0.12％，其余为铁。通过本发明制得的不锈钢丝不仅耐腐蚀，耐磨性能高，且易加工成型，较好地解决了钢丝易腐蚀、易生锈、易磨损的问题，延长了使用寿命。
【专利说明】
耐腐蚀易成型不锈钢丝
技术领域
[0001 ]本发明属于冶金技术领域，涉及一种不锈钢丝。
【背景技术】
[0002] 现有的不锈钢，具有很好的耐腐蚀性，在各种行业上均有应用。不锈钢有四种，1、 铁素体不锈钢，其耐蚀性、韧性和可焊性随含铬量的增加而提高，耐氯化物应力腐蚀性能优 于其他种类不锈钢。2、奥氏体不锈钢，可耐多种介质腐蚀。3、马氏体不锈钢，强度高，但塑性 和可焊性较差。4、奥氏体-铁素体双相不锈钢，兼有奥氏体和铁素体不锈钢的优点，并具有 超塑性。
[0003] 不锈钢可以制作成不锈钢丝，应用于矿业、石油、化工、食品、医药、机械制造等行 业。因此不锈钢丝的性能直接影响不锈钢网的性能。然而现有市场上的不锈钢丝存在着强 度低、耐磨性差、耐强酸强碱性差等缺点，极大限制了其使用寿命和应用范围。
[0004] 例如公开号为CN102828122A的中国专利公开了一种不锈钢丝的制造方法，包括以 下步骤：1)皮膜处理;2)烘干;3)第一次拉拔和第一次在线光亮退火:第一次拉拔的减面率 为40~60%，第一次在线光亮退火温度为1000~1100°C，退火速度为3~9m/min; 4)第二次 拉拔和第二次在线光亮退火:第二次拉拔的减面率为40~60%，第二次在线光亮退火温度 为1000~1100 °C，退火速度为5~12m/min; 5)第三次拉拔和第三次在线光亮退火:第三次拉 拔的减面率为45~75%，第三次在线光亮退火温度为1000~1100°C，退火速度为5~12m/ min。该钢丝虽然抗拉强度好，延伸好，但是并不耐磨也不耐腐。
【发明内容】
[0005] 发明目的：针对现有技术中不锈钢丝的使用寿命较短的缺点，本发明提供了一种 耐腐蚀易成型不锈钢丝，同时提供了该耐腐蚀易成型不锈钢丝的制备方法。
[0006] 技术方案:本发明所提供的耐腐蚀易成型不锈钢丝，其直径为4.9~5.1mm，其各成 分按照质量百分比为:含有碳0.05~0.1%，铬19~21%，镍4~8%，铜0.1~0.12%，钨0.4 ~0.5%，镁0.4~0.5%，钼0.1~0.12%，其余为铁。
[0007] 我们研究发现在普通的铁-碳形成的钢中，加入铬能够有效地提高钢材的淬火性 和回火阻抗性，提高钢材的强度，并且铬还可以降低碳的活度，提高钢材的浸碳性，并形成 微细碳化物，可降低加热、乳制和热处理过程中的钢材表面脱碳和石墨化倾向，提高韧性和 耐磨损性;但是，铬含量过高时，反而大量形成铬的碳化物，针对不同直径尺寸的钢丝，严重 影响钢丝的弹减性能和韧性。因此，针对本发明提供的钢丝品种的直径尺寸，在本发明控制 不锈钢材中铬的含量为19~21%(重量百分比），最优含量为20%
[0008] 同时，加入少量的镍，可耐各种酸腐蚀和应力腐蚀，而且性坚韧，有磁性和良好的 可塑性，焊接性能也好;在650~1000°C高温下有较高的强度和抗氧化、抗燃气腐蚀能力。在 本发明中，控制在钢材中镍的含量为4%~8%，最优含量为6%。
[0009] 此外，我们还发现加入微量的铜、钨可以提高钢材耐大气腐蚀的性能。
[0010] 此外，加入少量的镁和钼，可使得钢的晶粒更加细致均匀，易加工成型，同时较之 于普通钢材，其具备一定的阻尼特性，在具备更高的耐磨性和耐高温性的同时，具备一定的 减震性能，从而满足一些对舒适性、安全性更高的应用需求。
[0011] 本发明的一个优选方案为：所述不锈钢材各成分按照质量百分比为：含有碳 0.08%，铬20%，镍 6%，铜0.1%，钨0.4%，镁 0.45%，钼0.11%，其余为铁。
[0012] 更进一步的，我们发现如果在上述技术方案中加入微量的铌，可以增强钢材的耐 腐蚀性，研究发现，原因在于本发明在进行热处理时，呈现奥氏体+碳化物的组织，碳化物的 存在，对钢的耐蚀性有很大影响，奥氏体在高温下加热，由于晶界析出铬的碳化物Cr 23C6,使 得晶界附近的含铬量降低，引起晶间腐蚀。因此，我们在其中加入微量的铌，使之优先与碳 结合形成NbC，其稳定性高，使得铬保留在基体中，避免晶界贫铬，从而减轻刚的晶界腐蚀倾 向。此外，NbC在晶内析出呈弥散分布，且高温下不易长大，可以提高本发明的高温强度。对 于本发明来说，铌的含量为〇. 3~0.8 %时，最为合适，优选0.39 %。
[0013] 本发明含铌的一个优选方案为：所述不锈钢材成分按照质量百分比为：含有碳 0.01 ~0.03%，铬 16%，镍 4%，铜0.1%，磷 0.4%，铌 0.39%，其余为铁。
[0014] 本发明还公开了上述不锈钢丝获得的方法：先进行预处理，然后在不锈钢高速线 材乳机上，将不锈钢坯乳趁热制成直径为6.4~6.6mm的不锈钢线材，在吐丝机上将不锈钢 线材卷成内径为1000~1 l〇〇mm的钢卷;将钢卷放入热处理炉中进行热处理，热处理后进行 酸洗，将酸洗得到的不锈钢线材成品冷拔，得到耐腐蚀易成型不锈钢丝。
[0015] 所述预处理为原料配比，混合，初炼，精炼。此处将原料按所需的成分进行配比，然 后混和，初炼，精炼，所述的混合、初炼、精炼，为本领域的常规手段，无特殊要求。
[0016] 所述热处理为温度1100°C，保温1.5小时，出炉水冷；
[0017] 所述的酸为一种混合酸，具体为质量浓度为15%硝酸与质量浓度为5%氢氟酸配 成的酸。
[0018] 所述的冷拔包括两道冷拔工序，所述不锈钢线材成品经第一冷拔工序直径减小 1mm，经第二冷拔工序直径减小0.5mm。
[0019] 进一步优选的，所述的冷拔包括第一冷拔工序和第二冷拔工序，所述不锈钢线材 成品经第一冷拔工序直径减小1mm，然后入水浸泡1~2小时后，经第二冷拔工序直径减小 0.5mm，制得耐腐蚀易成型不锈钢丝。通过该工序制得的钢丝，钢丝晶粒分布更为均匀，应力 均衡，韧性好，耐磨，易加工成型。
[0020] 有益效果:本发明一方面提供了一种不锈钢丝新品种，丰富了市场供用户根据需 要选择使用，另一方面，通过在制备钢丝的材料中增加铬、镍、铜、钨、镁、钼等，使得不锈钢 成品中含有合理配比的铬、镍、铜、钨、镁、钼等元素，大大增加不锈钢丝的耐磨及抗腐蚀性 能，通过本发明制得的不锈钢丝不仅耐腐蚀，耐磨性能高，且易加工成型，较好地解决了钢 丝易腐蚀、易生锈、易磨损的问题，延长了使用寿命。
【具体实施方式】：
[0021] 实施例1
[0022] 不锈钢丝的成份按照质量百分比为:碳0.05%，铬19%，镍4%，铜0.1 %，钨0.4%， 镁0.4%，钼0.1%，其余为铁。
[0023] 按照上述比例，进行原料配比，混合，初炼，精炼。
[0024] 精炼后的不锈钢钢坯在不锈钢高速线材乳机上，将加热后不锈钢坯乳制成直径为 6.4mm的不锈钢线材。
[0025] 在吐丝机上将不锈钢线材卷成内径为1000mm的钢卷。
[0026] 在运输过程的冷却辊道上将吐丝后的不锈钢线材卷冷却到室温。
[0027]将如上得到的不锈钢线材放入热处理炉中进行热处理，热处理温度1100°C，保温 1.5小时，出炉水冷。
[0028]将热处理后的不锈钢线材用质量浓度为15%硝酸与质量浓度为5%氢氟酸配成的 酸进行酸洗得到不锈钢线材成品。
[0029] 将直径为6.4mm的不锈钢线材成品通过6.4-5.4第一道冷拔工序后，通过5.4- 4.9第二道冷拔工序得到直径为4.9的不锈钢钢丝，总变形率为35.5%。
[0030] 实施例2
[0031]不锈钢丝的成份按照质量百分比为：含有碳0.1%，铬21%，镍8%，铜0.12%，钨 0.5%，镁0.5%，钼0.12%，其余为铁。
[0032] 按照上述比例，进行原料配比，混合，初炼，精炼。
[0033] 精炼后的不锈钢钢坯在不锈钢高速线材乳机上，将加热后不锈钢坯乳制成直径为 6.6mm的不锈钢线材。
[0034] 在吐丝机上将不锈钢线材卷成内径为1100mm的钢卷。
[0035] 在运输过程的冷却辊道上将吐丝后的不锈钢线材卷冷却到室温。
[0036]将如上得到的不锈钢线材放入热处理炉中进行热处理，热处理温度1100°C，保温 1.5小时，出炉水冷。
[0037]将热处理后的不锈钢线材用质量浓度为15%硝酸与质量浓度为5%氢氟酸配成的 酸进行酸洗得到不锈钢线材成品。
[0038] 将直径为6.6mm的不锈钢线材成品通过6.6-5.6第一道冷拔工序后，通过5.6- 5.1第二道冷拔工序得到直径为5.1的不锈钢钢丝，总变形率为36.2%。
[0039] 实施例3
[0040] 不锈钢丝的成份按照质量百分比为：含有碳0.08%，铬20%，镍6%，铜0.1%，钨 0.4%，镁0.45%，钼0.11%，其余为铁。
[0041 ]按照上述比例，进行原料配比，混合，初炼，精炼。
[0042] 精炼后的不锈钢钢坯在不锈钢高速线材乳机上，将加热后不锈钢坯乳制成直径为 6.5mm的不锈钢线材。
[0043] 在吐丝机上将不锈钢线材卷成内径为1000mm的钢卷。
[0044] 在运输过程的冷却辊道上将吐丝后的不锈钢线材卷冷却到室温。
[0045]将如上得到的不锈钢线材放入热处理炉中进行热处理，热处理温度1100°C，保温 1.5小时，出炉水冷。
[0046] 将热处理后的不锈钢线材用质量浓度为15%硝酸与质量浓度为5%氢氟酸配成的 酸进行酸洗得到不锈钢线材成品。
[0047] 冷拔包括第一冷拔工序和第二冷拔工序，将直径为6.5mm的不锈钢线材成品通过 6.5-5.5第一道冷拔工序后，水浸泡1小时后，通过5.5-5.0第二道冷拔工序得到直径为 5.0的不锈钢钢丝，总变形率为35.6%。
[0048] 实施例4
[0049] 不锈钢丝的成份按照质量百分比为:碳0.05%，铬19%，镍4%，铜0.1 %，钨0.4%， 镁0.4%，钼0.1%，铌0.3%，其余为铁。
[0050] 按照上述比例，进行原料配比，混合，初炼，精炼。
[0051] 精炼后的不锈钢钢坯在不锈钢高速线材乳机上，将加热后不锈钢坯乳制成直径为 6.4mm的不锈钢线材。
[0052] 在吐丝机上将不锈钢线材卷成内径为1000mm的钢卷。
[0053]在运输过程的冷却辊道上将吐丝后的不锈钢线材卷冷却到室温。
[0054]将如上得到的不锈钢线材放入热处理炉中进行热处理，热处理温度1100°C，保温 1.5小时，出炉水冷。
[0055] 将热处理后的不锈钢线材用质量浓度为15%硝酸与质量浓度为5%氢氟酸配成的 酸进行酸洗得到不锈钢线材成品。
[0056] 将直径为6.4mm的不锈钢线材成品通过6.4-5.4第一道冷拔工序后，然后入水浸 泡1小时后，通过5.4-4.9第二道冷拔工序得到直径为4.9的不锈钢钢丝，总变形率为 35.5%〇
[0057] 实施例5
[0058]不锈钢丝的成份按照质量百分比为：含有碳0.1%，铬21%，镍8%，铜0.12%，钨 0.5%，镁 0.5%，钼0.12%，铌0.8%，其余为铁。
[0059] 按照上述比例，进行原料配比，混合，初炼，精炼。
[0060] 精炼后的不锈钢钢坯在不锈钢高速线材乳机上，将加热后不锈钢坯乳制成直径为 6.6mm的不锈钢线材。
[0061 ] 在吐丝机上将不锈钢线材卷成内径为1100mm的钢卷。
[0062]在运输过程的冷却辊道上将吐丝后的不锈钢线材卷冷却到室温。
[0063]将如上得到的不锈钢线材放入热处理炉中进行热处理，热处理温度1100°C，保温 1.5小时，出炉水冷。
[0064]将热处理后的不锈钢线材用质量浓度为15%硝酸与质量浓度为5%氢氟酸配成的 酸进行酸洗得到不锈钢线材成品。
[0065] 将直径为6.6mm的不锈钢线材成品通过6.6-5.6第一道冷拔工序后，然后入水浸 泡1小时后，通过5.6 - 5.1第二道冷拔工序得到直径为5.1的不锈钢钢丝，总变形率为 36.2%〇
[0066] 实施例6
[0067] 不锈钢丝的成份按照质量百分比为:碳0.08%，铬20%，镍6%，铜0.1%，钨0.4%， 镁0.45%，钼0.11%，铌0.38%，其余为铁。
[0068] 按照上述比例，进行原料配比，混合，初炼，精炼。
[0069] 精炼后的不锈钢钢坯在不锈钢高速线材乳机上，将加热后不锈钢坯乳制成直径为 6.5mm的不锈钢线材。
[0070] 在吐丝机上将不锈钢线材卷成内径为1000mm的钢卷。
[0071 ]在运输过程的冷却辊道上将吐丝后的不锈钢线材卷冷却到室温。
[0072]将如上得到的不锈钢线材放入热处理炉中进行热处理，热处理温度1100°C，保温 1.5小时，出炉水冷。
[0073]将热处理后的不锈钢线材用质量浓度为15%硝酸与质量浓度为5%氢氟酸配成的 酸进行酸洗得到不锈钢线材成品。
[0074]将直径为6.5mm的不锈钢线材成品通过6.5-5.5第一道冷拔工序后，然后入水浸 泡2小时后，通过5.5 - 5.0第二道冷拔工序得到直径为5.0的不锈钢钢丝，总变形率为 35.6%〇
[0075] 实施例7
[0076]将上述所得到的耐腐蚀易成型不锈钢丝进行耐腐蚀测试，分别浸于水、醋酸、氨 水、浓硫酸中，48个小时后。所得结果如下：（表中数值为:质量减少百分比）
[0078]以上实施列对本发明不构成限定，相关工作人员在不偏离本发明技术思想的范围 内，所进行的多样变化和修改，均落在本发明的保护范围内。
【主权项】
1. 一种耐腐蚀易成型不锈钢丝，其特征在于所述的不锈钢丝的直径为4.9~5.1mm，其 各成分按照质量百分比为:含有碳0.05~0.1%，铬19~21%，镍4~8%，铜0.1~0.12%，钨 0.4~0.5%，镁0.4~0.5%，钼0.1~0.12%，其余为铁。2. 根据权利要求1所述的耐腐蚀易成型不锈钢丝，其特征在于所述不锈钢丝各成分按 照质量百分比为:含有碳0.08%，铬20%，镍6%，铜0.1%，钨0.4%，镁0.45%，钼0.11%，其 余为铁。3. 根据权利要求1所述的耐腐蚀易成型不锈钢丝，其特征在于其成分中还含有铌0.3~ 0.8%〇4. 根据权利要求1所述的耐腐蚀易成型不锈钢丝，其特征在于所述不锈钢丝通过如下 步骤得到：先进行预处理，然后在不锈钢高速线材乳机上，将不锈钢坯乳趁热制成直径为 6.4~6.6mm的不锈钢线材，在吐丝机上将不锈钢线材卷成内径为1000~1100mm的钢卷;将 钢卷放入热处理炉中进行热处理，热处理后进行酸洗，将酸洗得到的不锈钢线材成品冷拔， 得到耐腐蚀易成型不锈钢丝。5. 根据权利要求4所述的耐腐蚀易成型不锈钢丝，其特征在于所述预处理为原料配比， 混合，初炼，精炼。6. 根据权利要求4所述的耐腐蚀易成型不锈钢丝，其特征在于所述热处理为温度1100 °C，保温1.5小时，出炉水冷。7. 根据权利要求4所述的耐腐蚀易成型不锈钢丝，其特征在于所述的酸为质量浓度为 15%硝酸与质量浓度为5%氢氟酸配成的酸。8. 根据权利要求4所述的耐腐蚀易成型不锈钢丝，其特征在于所述的冷拔包括两道冷 拔工序，所述不锈钢线材成品经第一冷拔工序直径减小1mm，经第二冷拔工序直径减小 0.5mm〇
【文档编号】C22C38/48GK105821344SQ201610353280
【公开日】2016年8月3日
【申请日】2016年5月25日
【发明人】张斌
【申请人】江苏金基特钢有限公司
一种用于飞机卫生间阀门的合金材料的制作方法
【专利摘要】本发明提供一种用于飞机卫生间阀门的合金材料，其成分质量百分比为：碳0.6%~1.0%，锰0.65%~1.10%，磷0.035%~0.045%，硫0.03%~0.04%，硅0.15%~0.355%，铬18.0%~20.0%，钼0.15%~0.25%，镍9.0%~12.0%，铜0.21%~0.30%，锌0.31%~0.42%，钴17.0%~20.0%，锶8.0%~11.0%，镧0.10%~0.30%，硼0.50%~3.0%，铝0.10%~0.50%，铑0.01%~0.03%，其余为铁；在真空条件下熔融、离心浇铸，经热等静压处理得到成品。本发明具有优良的抗腐蚀性能，耐气压变化，耐磨的性能。
【专利说明】
一种用于飞机卫生间阀门的合金材料
技术领域
[0001 ]本发明属于阀门合金材料领域，具体涉及一种用于飞机卫生间阀门的合金材料。
【背景技术】
[0002] 在飞机上因为交通工具的特殊性，飞机卫生间面临的问题是，不方便使用盛有水 的抽水马桶，因为当每遇到一次颠簸时，都可能溅出水来。这样也无法用水和虹吸管或地球 引力来清理马桶。这时，人们就设计了主动真空系统来替代被动虹吸管，因此飞机厕所又称 真空厕所。1975年，飞行员詹姆斯堪伯发明了我们现在所用的噪声巨大的真空马桶。真空厕 所用水量少、可要求更小的下水管直径、冲洗方向不受任何限制。真空系统无需考虑地球引 力，不用防止下水管垂直向上。管道也无需向下，安装新厕所布局更灵活。每冲一次真空马 桶的耗水量仅为240ml。耗水量越少意味着飞机的重量就可以更轻，可以带来更高的飞行效 率。真空马桶工作主要是利用机舱内外的气压差，把污物以每秒30米的速度送入位于飞机 后部的污水箱。在空客A380上，近800名乘客所产生的废物只用2秒钟就穿过长达60米的机 体，这在当时也是冲马桶速度的最高纪录。
[0003] 但是，飞机上使用的真空马桶的下水孔很小，直径如一粒鸡蛋，而且有一片能活动 的阀门，极易堵塞。这些情况对飞机卫生间用阀门的质量提出了很高的要求，尤其是阀门的 材料，是决定阀门质量的关键，设置影响到航空安全。但是，目前对于飞机卫生间用阀门合 金材料的研究非常有限，如何选取合适的合金材料来制备飞机卫生间用阀门，是本行业技 术人员所面临的一大难题。
[0004] -般民用飞机经常处于飞行状态，飞行人员和乘客经常使用卫生间，因而阀门使 用频率很高，这就要求阀门具有较高的耐磨性，另外，为了节省飞机的检修时间，使得检修 工作放到重要部件上，必须对经常使用的阀门提出较高的耐磨性和耐腐蚀性，其次，由于飞 机经常在气压交变的环境下工作，这样就要求阀门具有耐气压变化的抵抗能力。
[0005] 目前急需一种耐磨性好、耐腐蚀、具有耐气压变化的阀门材料。
【发明内容】
[0006] 为了克服上述现有技术缺陷，本发明的目的在于提供一种用于飞机卫生间阀门的 合金材料，其具有优良的抗腐蚀性能，耐气压变化，耐磨的性能。
[0007] 为了解决上述技术问题，本发明采取如下的技术方案： 一种用于飞机卫生间阀门的合金材料，其含有的化学元素成分及其质量百分比为： 0 ? 6%~1 ? 0% 的碳，0 ? 65%~1 ? 10% 的锰，0 ? 035%~0 ? 045% 的磷，0 ? 03%~0 ? 04% 的硫，0 ? 15%~0 ? 355% 的硅，18 ? 0%~20 ? 0%的铬，0 ? 15%~0 ? 25%的钼，9 ? 0%~12 ? 0%的镍，0 ? 21%~0 ? 30%的铜，0 ? 31%~ 0 ? 42%的锌，17 ? 0%~20 ? 0%的钴，8 ? 0%~11 ? 0%的锶，0 ? 10%~0 ? 30%的镧，0 ? 50%~3 ? 0%的硼，0 ? 10% ~0.50%的铝，0.01%~0.03%的铑，其余为Fe。
[0008] 进一步地，镧的质量百分比为0.10%~0.20%。
[0009] 更进一步地，硼的质量百分比为0.50%~2.0%。
[0010] 更进一步地，铝的质量百分比为0.25%~0.30%。
[0011] 更进一步地，钴的质量百分比为17.0%~18.0%。
[0012] 更进一步地，铑的质量百分比为0.01%~0.02%。
[0013] -种用于飞机卫生间阀门的合金材料，其特征在于，按质量百分比计含有如下原 料组分，碳0 ? 43%、锰0 ? 88%、磷0 ? 040%、硫0 ? 03%、硅0 ? 35%、铬 18 ? 0%、钼0 ? 21 %、镍 11 ? 0%、铜 0 ? 28%、锌 0 ? 39%、钴 17 ? 5%、锶 10%、镧 0 ? 17%、硼 1 ? 50%、铝 0 ? 29%、铑 0 ? 018%，其余为 Fe 和不可避 免的杂质。
[0014] 本发明的另一目的，在于提供一种用于飞机卫生间阀门的制备方法，其中，包括以 下步骤： 步骤S01，将待;tg?炼的原材料加入水冷铜纟甘祸的真空室内，抽真空，将猛、络、钥、银、铜、 锌、钴、锶、镧、铝、铑以350°C/min~500°C/min的加热速度加热至熔融，保温30min~50min; 步骤S02，将碳、磷、硫、硅、硼粉碎至10_~20m的颗粒，再采用氩气吹送至水冷铜坩埚 的真空室内，使合金材料的原材料混合均匀； 步骤S03,采用离心浇铸的方法铸造飞机卫生间阀门合金材料，经过热等静压处理得到 飞机卫生间阀门合金材料成品。
[0015] 更进一步地，在步骤S03中，离心浇铸的方法为:铸造预热温度为650°0700°C，离 心转速370rpm~400rpm，饶铸过程在6秒~10秒完成。
[0016] 更进一步地，在步骤S03中，静压处理的方法为：在1280°01300°C，热等静压 160MPa~200MPa的条件下，保压1小时~2小时，所述合金材料是珠光体面积率为85%以上的 组织，且距表面深0.35mm的珠光体团的粒度号的平均值Pave及其标准偏差P 〇分别满足下述 公式：9.0< PaveS 13.0;0.0
[0017] 以下，对本发明中采用的合金的成分组成的限定理由进行说明，成分组成中涉及 的％指质量％。
[0018] 碳:0 ? 6%~1 ? 0%，钴：17 ? 0%~20 ? 0%，镍：9 ? 0%~12 ? 0%，镧：0 ? 10%~0 ? 30%，合金中含碳量 增加，屈服点和抗拉强度升高，但塑性和冲击性降低，碳量高还会降低合金的耐大气腐蚀能 力；碳是对于阀门加工后的强度加强起有效作用的元素，因此需要含有0.6%以上，随着碳 含量的增加，碳化物会增加，阀门的延展性、韧性降低会降低，因而将碳含量控制在1. 〇%以 下，同时为了提高延展性和韧性，加入〇. 10%~〇. 30%的镧，镧的加入使得阀门的耐磨性有所 降低，为了不降低耐磨性，加入17.0%~20.0%的钴和9.0%~12.0%的镍，这样阀门的延展性、韧 性、耐磨性进一步同时提尚，同时由于加入的铜是少量的，因而材料成本不会提尚，铜的含 量优选为〇. 17%，钴的含量优选为17.5%，镍的含量优选为11.0%。在本发明中，由于Fe、Ni与 Co可无限互溶，可得到晶格结构形式不同的a、丫和￡相，另外，碳与钴在合金中形成Co-C系 合金，增强合金的机械强度和抗金属疲劳能力，另外使得合金的耐磨性和抗腐蚀性再次提 尚。
[0019] 锰:0.65%~1.10%，锰是一种弱脱氧剂，合金中添加锰，不但有利于合金的抗蚀性， 而且还能使合金的强度提高，并能降低热裂纹倾向，改善合金的抗腐蚀性能。随着锰含量增 加，合金强度有所提高，本发明将锰含量规定为〇. 65%~1.10%，优选为0.88%。
[0020] 磷:0 ? 035%~0 ? 045%，硫:0 ? 03%~0 ? 04%，硅:0 ? 15%~0 ? 355%，磷、硫对提高碳素钢的抗 拉强度有一定的作用，但同时又都增加钢的脆性，硅可强化铁素体，提高耐热性和耐蚀性， 在合金中能降低熔点，改善流动性，但是降低了合金的韧性和塑性，故在合金中添加了钼， 因此加入钼0.15%~0.25%，钼能使钢的晶粒细化，降低脆性，在高温时保持足够的强度和抗 蠕变能力，合金中加入钼，能提高机械性能，还可以抑制合金的脆性，考虑到硅、磷、硫与钼 的相互影响，在航空条件及飞机卫生间阀门的特殊需求下，本发明将硅含量规定为0.1%~ 0.355%，优选为0.35%;钼含量规定为0.15%~0.25%，优选为0.21%。磷含量规定为0.035%~ 0.045%，优选为0.040%;硫含量规定为0.03%~0.04%，优选为0.03%。
[0021 ] 络：18.0%~20.0%，络能提尚钢的抗氧化性和耐腐蚀性，为了进一步提尚阀门的耐 腐蚀性，加入含量为0.10%~0.50%的铝，铬和铝的加入使得抗氧化性和耐腐蚀性进一步提 高，铬含量优选为18.0%，铝含量优选为0.29%。
[0022]铜:0.21%~0.30%，铜能提高钢材合金的强度和韧性，特别是大气腐蚀性能。因此， 本发明将铜含量规定为0.21%~0.30%，优选为0.28%。
[0023]锌:0.31%~0.42%，锌在合金中能提高流动性，增加热脆性，降低耐蚀性，故应控制 锌的含量在规定范围中。含锌量很高的合金却具有较好的铸造性能和机械性能，切削加工 也比较好，因此，本发明将合金材料中锌含量规定为0.31%~0.42%，优选为0.39%。
[0024]锶:8.0%~11.0%，锶有很强的吸收X射线辐射功能和独特的物理化学性能，可以防 止高空中的宇宙射线对飞机及其零部件的伤害，因此，为防止飞机卫生间阀门的伤害，本发 明将合金材料中锶含量规定为8.0%~11.0%，优选为10.0%。
[0025]硼:0.50%~3.0%，钢中加入微量的硼就可改善钢的致密性和热乳性能，提高强度。 因此，本发明将合金材料中硼含量规定为0.50%~3.0%，优选为1.50%。
[0026]铑:0.01%~0.03%，铑有较强的反射能力，加热状态下特别柔软。铑的化学稳定性 好，抗氧化性很好，加入到钢材中，能够提高钢材的稳定性。因此，本发明将铑含量规定为 0 ? 01 %~0 ? 03%，优选为0 ? 018%。
[0027]本发明的优点是： 1. 本发明具有耐磨的性能，在所提供的合金中，碳的含量为〇 . 6%~1.0%，合金中0.6%~ 1.0%的含碳量，使得合金材料的屈服点和抗拉强度得到提高，另外，合金中碳含量的增加， 碳化物会增加，此外，部分碳与钴形成Co-C系合金，进一步提高合金的硬度和耐磨性，因而 加入17.0%~20.0%的钴，同时考虑钴的损失，因而再加入9.0%~12.0%的镍，使合金的硬度和 耐磨性得到更好改善，本发明合金材料制备经过热等静压处理，保证了制备的合金材料的 珠光体面积率达85 %以上，且距表面深0.35mm的珠光体团的粒度号的平均值Pave及其标准 偏差P〇控制范围满足:9.0 < Pave < 13.0、0.0
【具体实施方式】
[0028] 以下给出本发明的具体实施例，用来对本发明作进一步详细说明。
[0029] 实施例1 原料组分： 碳0?63%、锰0?88%、磷0?040%、硫0?03%、硅0?35%、铬18?0%、钼0?21%、镍11?0%、铜0?28%、 锌0 ? 39%、钴17 ? 5%、锶10%、镧0 ? 17%、硼1 ? 50%、铝 0 ? 29%、铑 0 ? 018%，其余为铁。
[0030] 碳的含量为0.63%，保证了合金的基本机械强度，但阀门的延展性、韧性需要提高， 0.17%的镧，但镧的加入使得阀门的耐磨性有所降低，为了不降低耐磨性，加17.5%的钴和 11.0%的镍，这样阀门的延展性、韧性、耐磨性进一步提高，由于铁、镍与钴可无限互溶，可得 到晶格结构形式不同的1丫和 ￡相，另外，碳与钴在合金中形成Co-C系合金，使得材料的韧 性、稳定性与硬度在碳含量为0.63%的情况下达到最优，合金的耐磨性和抗腐蚀性再次得到 提高，同时由于加入的镧是少量的，因而材料成本不会提高。合金中添加0.88%的锰，不但有 利于合金的抗蚀性，而且还能使合金的强度提高，并能降低热裂纹倾向，改善合金的抗腐蚀 性能。合金中添加0.35%的硅、0.21%的钼、0.040%的磷、0.03%的硫，保证合金在碳含量为 0.63%的情况下有优良的抗拉强度和抗懦变能力。0.28%的铜能进一步改善合金材料的延展 性和抗腐蚀性，0.39%的锌能提高合金的流动性，铜和锌的配合，能使合金材料的耐磨性能 和抗腐蚀性能得到改善，使得合金中各组分元素反应组合充分且均匀，因此抗腐蚀性能、耐 气压变化能力和耐磨的性能又一次提高。10. 〇%的锶和〇. 018%的铑能够吸收和反射X射线辐 射，防止高空中的宇宙射线对飞机及其零部件的伤害，1.50%的硼可改善合金的致密性，使 抗腐蚀性能、耐气压变化能力和耐磨的性能得到巩固和稳定，另外，合金中0.29%的铝和 18.0%的铬能提高钢的抗氧化性和耐腐蚀性，稳定了阀门的耐腐蚀性。
[0031] 通过如下方法制备： 将待te?炼的原材料加入水冷铜井f祸的真空室内，抽真空，将猛、络、钥、银、铜、梓、钻、 锁、镧、错、铭以400 °C /min的加热速度加热至恪融，保温35min，将碳、磷、硫、娃、硼粉碎至15 Mi的颗粒，再采用氩气吹送至水冷铜坩埚的真空室内，使合金材料的原材料混合均匀，保证 合金原材料的充分混合，并有效阻止了原材料在熔炼过程中的氧化损耗，提高了材料的抗 氧化性和耐磨性;然后在铸造预热温度为670°C，离心转速380 rpm，浇铸过程在8秒完成离 心浇铸，有效阻止了原材料在熔炼过程中的氧化损耗;最后在1290°C，热等静压180MPa的条 件下，保压1小时，得到飞机卫生间用阀门合金材料成品，所得到的合金材料的晶格结构有 形式不同的a、T和e相，保证合金在复杂环境下的稳定性，经热等静压处理后得到的合金材 料是珠光体面积率为90 %的材料组织，且距表面深0.35mm的珠光体团的粒度号的平均值 Pave=9.5，其标准偏差P〇=0.2，制备的合金材料强度硬度提高，有效地防止了材质分布不均 造成的耐磨性能低的缺陷。
[0032]本实施例所制备的合金材料硬度为87HB，屈服强度为1750MPa，在-78°C条件下的 抗拉强度为361MPa，伸长率为50.2%，断面收缩率为62.5%。
[0033] 实施例2 原料组分： 碳0?60%、锰0?65%、磷0?035%、硫0?03%、硅0?15%、铬18?0%、钼0?15%、镍9?0%、铜0?21%、 锌0 ? 31%、钴 17 ? 0%、锶8 ? 0%、镧0 ? 10%、硼0 ? 50%、铝 0 ? 10%、铑 0 ? 01%，其余为铁。
[0034]碳的含量为0.60%，保证了合金的基本机械强度，但阀门的延展性、韧性需要提高， 0.10%的镧，但镧的加入使得阀门的耐磨性有所降低，为了不降低耐磨性，加17.0%的钴和 9.0%的镍，这样阀门的延展性、韧性、耐磨性进一步提高，由于铁、镍与钴可无限互溶，可得 到晶格结构形式不同的1丫和 ￡相，另外，碳与钴在合金中形成Co-C系合金，使得材料的韧 性、稳定性与硬度在碳含量为0.60%的情况下达到最优，合金的耐磨性和抗腐蚀性再次得到 提高，同时由于加入的镧是少量的，因而材料成本不会提高。合金中添加0.65%的锰，不但有 利于合金的抗蚀性，而且还能使合金的强度提高，并能降低热裂纹倾向，改善合金的抗腐蚀 性能。合金中添加0.15%的硅、0.15%的钼、0.035%的磷、0.03%的硫，保证合金在碳含量为 0.60%的情况下有优良的抗拉强度和抗懦变能力。0.21%的铜能进一步改善合金材料的延展 性和抗腐蚀性，0.31%的锌能提高合金的流动性，铜和锌的配合，能使合金材料的耐磨性能 和抗腐蚀性能得到改善，使得合金中各组分元素反应组合充分且均匀，因此抗腐蚀性能、耐 气压变化能力和耐磨的性能又一次提高。8.0%的锶和0.01%的铑能够吸收和反射X射线辐 射，防止高空中的宇宙射线对飞机及其零部件的伤害，0.50%的硼可改善合金的致密性，使 抗腐蚀性能、耐气压变化能力和耐磨的性能得到巩固和稳定，另外，合金中0.10%的铝和 18.0%的铬能提高钢的抗氧化性和耐腐蚀性，稳定了阀门的耐腐蚀性。
[0035] 通过如下方法制备： 将待te?炼的原材料加入水冷铜井f祸的真空室内，抽真空，将猛、络、钥、银、铜、梓、钻、 锁、镧、错、铭以350 °C /min的加热速度加热至恪融，保温30min，将碳、磷、硫、娃、硼粉碎至10 Mi的颗粒，再采用氩气吹送至水冷铜坩埚的真空室内，使合金材料的原材料混合均匀，保证 合金原材料的充分混合，并有效阻止了原材料在熔炼过程中的氧化损耗，提高了材料的抗 氧化性和耐磨性;然后在铸造预热温度为650°C，离心转速370 rpm，浇铸过程在6秒完成离 心浇铸，有效阻止了原材料在熔炼过程中的氧化损耗;最后在1280°C，热等静压160MPa的条 件下，保压1小时，得到飞机卫生间用阀门合金材料成品，所得到的合金材料的晶格结构有 形式不同的a、y和e相，保证合金在复杂环境下的稳定性，经热等静压处理后得到的合金材 料是珠光体面积率为85 %的材料组织，且距表面深0.35mm的珠光体团的粒度号的平均值 Pave=9.0，其标准偏差P〇=0.1，制备的合金材料强度硬度提高，有效地防止了材质分布不均 造成的耐磨性能低的缺陷。
[0036]本实施例所制备的合金材料硬度为86HB，屈服强度为1740MPa，在-78°C条件下的 抗拉强度为374MPa，伸长率为49.8%，断面收缩率为64%。
[0037] 实施例3 原料组分： 碳1?0%、锰1?10%、磷0?045%、硫0?04%、硅0?355%、铬20?0%、钼0?25%、镍12?0%、铜0?30%、 锌0 ? 42%、钴20 ? 0%、锶11 ? 0%、镧0 ? 30%、硼3 ? 0%、铝0 ? 50%、铑0 ? 03%，其余为铁。
[0038]碳的含量为1.0%，保证了合金的基本机械强度，但阀门的延展性、韧性需要提高， 0. 30%的镧，但镧的加入使得阀门的耐磨性有所降低，为了不降低耐磨性，加20.0%的钴和 12.0%的镍，这样阀门的延展性、韧性、耐磨性进一步提高，由于铁、镍与钴可无限互溶，可得 到晶格结构形式不同的1丫和 ￡相，另外，碳与钴在合金中形成Co-C系合金，使得材料的韧 性、稳定性与硬度在碳含量为1.0%的情况下达到最优，合金的耐磨性和抗腐蚀性再次得到 提高，同时由于加入的镧是少量的，因而材料成本不会提高。合金中添加1.10%的锰，不但有 利于合金的抗蚀性，而且还能使合金的强度提高，并能降低热裂纹倾向，改善合金的抗腐蚀 性能。合金中添加0.355%的硅、0.25%的钼、0.045%的磷、0.04%的硫，保证合金在碳含量为 1. 〇%的情况下有优良的抗拉强度和抗懦变能力。〇. 30%的铜能进一步改善合金材料的延展 性和抗腐蚀性，0.42%的锌能提高合金的流动性，铜和锌的配合，能使合金材料的耐磨性能 和抗腐蚀性能得到改善，使得合金中各组分元素反应组合充分且均匀，因此抗腐蚀性能、耐 气压变化能力和耐磨的性能又一次提高。11. 〇%的锶和〇. 03%的铑能够吸收和反射X射线辐 射，防止高空中的宇宙射线对飞机及其零部件的伤害，3.0%的硼可改善合金的致密性，使抗 腐蚀性能、耐气压变化能力和耐磨的性能得到巩固和稳定，另外，合金中0.50%的铝和20.0% 的铬能提高钢的抗氧化性和耐腐蚀性，稳定了阀门的耐腐蚀性。
[0039] 通过如下方法制备： 将待te?炼的原材料加入水冷铜井f祸的真空室内，抽真空，将猛、络、钥、银、铜、梓、钻、 锁、镧、错、铭以500 °C /min的加热速度加热至恪融，保温50min，将碳、磷、硫、娃、硼粉碎至20 Mi的颗粒，再采用氩气吹送至水冷铜坩埚的真空室内，使合金材料的原材料混合均匀，保证 合金原材料的充分混合，并有效阻止了原材料在熔炼过程中的氧化损耗，提高了材料的抗 氧化性和耐磨性;然后在铸造预热温度为700°C，离心转速400rpm，浇铸过程在10秒完成离 心浇铸，有效阻止了原材料在熔炼过程中的氧化损耗;最后在1300°C，热等静压200MPa的条 件下，保压2小时，得到飞机卫生间用阀门合金材料成品，所得到的合金材料的晶格结构有 形式不同的a、T和e相，保证合金在复杂环境下的稳定性，经热等静压处理后得到的合金材 料是珠光体面积率为91 %的材料组织，且距表面深0.35mm的珠光体团的粒度号的平均值 Pave=13.0，其标准偏差P〇=0.3，制备的合金材料强度硬度提高，有效地防止了材质分布不 均造成的耐磨性能低的缺陷。
[0040]本实施例所制备的合金材料硬度为86HB，屈服强度为1730MPa，在-78°c条件下的 抗拉强度为475MPa，伸长率为50.8%，断面收缩率为62%。
[0041 ] 实施例4 原料组分： 碳0?80%、锰0?875%、磷0?040%、硫0?035%、硅0?253%、铬19?0%、钼0?20%、镍10?5%、铜 0 ? 255%、锌 0 ? 365%、钴18 ? 5%、锶 9 ? 5%、镧 0 ? 20%、硼1 ? 75%、铝 0 ? 30%、铑 0 ? 02%，其余为铁。
[0042]碳的含量为0.80%，保证了合金的基本机械强度，但阀门的延展性、韧性需要提高， 0.20%的镧，但镧的加入使得阀门的耐磨性有所降低，为了不降低耐磨性，加18.5%的钴和 10.5%的镍，这样阀门的延展性、韧性、耐磨性进一步提高，由于铁、镍与钴可无限互溶，可得 到晶格结构形式不同的1丫和 ￡相，另外，碳与钴在合金中形成Co-C系合金，使得材料的韧 性、稳定性与硬度在碳含量为0.80%的情况下达到最优，合金的耐磨性和抗腐蚀性再次得到 提高，同时由于加入的镧是少量的，因而材料成本不会提高。合金中添加0.875%的锰，不但 有利于合金的抗蚀性，而且还能使合金的强度提高，并能降低热裂纹倾向，改善合金的抗腐 蚀性能。合金中添加〇. 253%的硅、0.20%的钼、0.040%的磷、0.035%的硫，保证合金在碳含量 为0.80%的情况下有优良的抗拉强度和抗蠕变能力。0.255%的铜能进一步改善合金材料的 延展性和抗腐蚀性，0.365%的锌能提高合金的流动性，铜和锌的配合，能使合金材料的耐磨 性能和抗腐蚀性能得到改善，使得合金中各组分元素反应组合充分且均匀，因此抗腐蚀性 能、耐气压变化能力和耐磨的性能又一次提高。9.5%的锶和0.02%的铑能够吸收和反射X射 线福射，防止高空中的宇宙射线对飞机及其零部件的伤害，1.75%的硼可改善合金的致密 性，使抗腐蚀性能、耐气压变化能力和耐磨的性能得到巩固和稳定，另外，合金中0.30%的铝 和19.0%的铬能提高钢的抗氧化性和耐腐蚀性，稳定了阀门的耐腐蚀性。
[0043] 通过如下方法制备： 将待te?炼的原材料加入水冷铜井f祸的真空室内，抽真空，将猛、络、钥、银、铜、梓、钻、 锁、镧、错、铭以425 °C /min的加热速度加热至恪融，保温40min，将碳、磷、硫、娃、硼粉碎至15 Mi的颗粒，再采用氩气吹送至水冷铜坩埚的真空室内，使合金材料的原材料混合均匀，保证 合金原材料的充分混合，并有效阻止了原材料在熔炼过程中的氧化损耗，提高了材料的抗 氧化性和耐磨性;然后在铸造预热温度为375 °C，离心转速385rpm，浇铸过程在8秒完成离心 浇铸，有效阻止了原材料在熔炼过程中的氧化损耗;最后在1290°C，热等静压180MPa的条件 下，保压1.5小时，得到飞机卫生间用阀门合金材料成品，所得到的合金材料的晶格结构有 形式不同的a、T和e相，保证合金在复杂环境下的稳定性，经热等静压处理后得到的合金材 料是珠光体面积率为87 %的材料组织，且距表面深0.35mm的珠光体团的粒度号的平均值 Pave=l 1.0，其标准偏差P〇=0.15，制备的合金材料强度硬度提高，有效地防止了材质分布不 均造成的耐磨性能低的缺陷。
[0044]本实施例所制备的合金材料硬度为85HB，屈服强度为1720MPa，在-78°C条件下的 抗拉强度为474MPa，伸长率为48%，断面收缩率为62%。
[0045] 实验例1 将本发明实施例卜4合金材料与普通普通阀门合金材料的基本金属特性相比较，其性 能结果如下表1。
[0046]由上述试验例可见，本发明合金材料的各项性能均高于普通阀门合金材料，更加 适合用于飞机卫生间的阀门材料。
[0047] 实验例2 将本发明实施例卜4合金材料与普通普通阀门合金材料的低温力学性能相比较，其在-78°C的条件下的力学性能对照结果如下表2。
[0048]由上述试验例可见，本发明合金材料在_78°C的条件下的各项力学性能均高于普 通阀门合金材料，更加适合用于飞机卫生间的阀门材料。
[0049]以上仅为本发明的优选实施例及实验例而已，并不用于限制本发明，对于本领域 的技术人员来说，本发明可以有各种更改和变化。凡在本发明的精神和原则之内，所作的任 何修改、等同替换、改进等，均应包含在本发明的保护范围之内。
【主权项】
1. 一种用于飞机卫生间阀门的合金材料，其特征在于，其含有的化学元素成分及其质 量百分比为： 0 · 6%~1 · 0%的碳，0 · 65%~1 · 10%的锰，0 · 035%~0 · 045%的磷，0 · 03%~0 · 04%的硫，0 · 15%~ 0 · 355%的硅，18 · 0%~20 · 0%的铬，0 · 15%~0 · 25%的钼，9 · 0%~12 · 0%的镍，0 · 21%~0 · 30%的铜， 0 · 31%~0 · 42%的锌，17 · 0%~20 · 0%的钴，8 · 0%~11 · 0%的锶，0 · 10%~0 · 30%的镧，0 · 50%~3 · 0%的 硼，0.10%~0.50%的铝，0.01%~0.03%的铑，其余为铁。2. 根据权利要求1所述的合金材料，其特征在于，镧的质量百分比为0.10%~0.20%。3. 根据权利要求2所述的合金材料，其特征在于，硼的质量百分比为0.50%~2.0%。4. 根据权利要求3所述的合金材料，其特征在于，铝的质量百分比为0.25%~0.30%。5. 根据权利要求4所述的合金材料，其特征在于，钴的质量百分比为17.0%~18.0%。6. 根据权利要求5所述的合金材料，其特征在于，铑的质量百分比为0.01%~0.02%。7. -种用于飞机卫生间阀门的合金材料，其特征在于，按质量百分比计含有如下原料 组分，碳0 · 43%、锰0 · 88%、磷0 · 040%、硫0 · 03%、硅0 · 35%、铬 18 · 0%、钼0 · 21%、镍 11 · 0%、铜 0 · 28%、锌 0 · 39%、钴 17 · 5%、锶 10%、镧 0· 17%、硼 1 · 50%、铝 0· 29%、铑 0· 018%，其余为 Fe 和不可避 免的杂质。8. -种如权利要求1~7中任一项所述的合金材料的制备方法，其特征在于，包括以下步 骤： 步骤S01，将待；tg?炼的原材料加入水冷铜纟甘祸的真空室内，抽真空，将猛、络、钥、银、铜、 锌、钴、锶、镧、铝、铑以350°C/min~500°C/min的加热速度加热至熔融，保温30min~50min; 步骤S02，将碳、磷、硫、硅、硼粉碎至1 Ομπι~20μπι的颗粒，再采用氩气吹送至水冷铜坩埚 的真空室内，使合金材料的原材料混合均匀； 步骤S03,采用离心浇铸的方法铸造飞机卫生间用阀门合金材料，经过热等静压处理得 到飞机卫生间阀门合金材料成品。9. 根据权利要求8所述的合金材料的制备方法，其特征在于，在步骤S03中，所述离心饶 铸的方法为:铸造预热温度为650°0700°C，离心转速370rpm~400 rpm，浇铸过程在6秒~10 秒完成。10. 根据权利要求9所述的合金材料的制备方法，其特征在于，在步骤S03中，所述静压 处理的方法为:在1280 °01300 °C，热等静压160MPa~200MPa的条件下，保压1小时~2小时，所 述合金材料是珠光体面积率为85%以上的组织，且距表面深0.35mm的珠光体团的粒度号的 平均值Pave及其标准偏差Ρσ分别满足下述公式:9.0 < Pave <13.0;0.0<Ρσ<0.3。
【文档编号】C22C38/54GK105821345SQ201610295928
【公开日】2016年8月3日
【申请日】2016年5月7日
【发明人】王少平
【申请人】惠安县泰达商贸有限责任公司
一种经济型双相不锈钢线材及其制造方法
【专利摘要】本发明公开了一种经济型双相不锈钢线材及其制造方法，所述不锈钢包括按重量百分数计的如下组分：C0.01～0.05，Si0.1～1.0，Mn2.5～4.0，Ni1.5～2.5，Cr20.5～22.5，Mo0.2～0.8，N0.12～0.18，W0.05～0.30，P≤0.035，S≤0.015，其余为Fe和不可避免的杂质。所述不锈钢线材的制造方法配料完毕后依次进行冶炼、连铸、轧制、固溶处理和酸洗。本发明的优点在于：通过化学成分设计和制造过程控制，获得具有良好的塑性、高的冷加工硬化能力和良好的耐腐蚀性能的经济型双相不锈钢线材，可应用于加工制造不锈钢弹簧等线材用途，部分替代304不锈钢用途。
【专利说明】
一种经济型双相不锈钢线材及其制造方法
技术领域
[0001] 本发明属于不锈钢材料领域，涉及一种经济型双相不锈钢，特别涉及一种具有良 好的塑性、高的冷加工硬化能力和良好的耐腐蚀性能的经济型双相不锈钢线材及其制造方 法。
【背景技术】
[0002] 双相不锈钢是一种由铁素体和奥氏体两相组成的不锈钢，在固溶状态下其中一相 比例一般约为45%~55% (量少相至少占30%)。由于两相组织的特征使双相不锈钢兼 有铁素体不锈钢和奥氏体不锈钢的优点，与奥氏体不锈钢相比，固溶状态下双相不锈钢的 屈服强度是奥氏体不锈钢的近两倍，而耐点腐蚀、耐晶间腐蚀、耐应力腐蚀及耐疲劳腐蚀能 力相比同级别的奥氏体不锈钢有明显改善。
[0003] 线材领域广泛使用的是304系列不锈钢，该类不锈钢综合性能良好、生产工艺成 熟、用户使用方便，但由于贵金属Ni的价格高且频繁波动，造成304系列不锈钢价格高且波 动大，对生产企业与用户都带来了巨大的经营风险，且其耐局部腐蚀性能相对较差，正因如 此，进入2000年以来，经济型双相不锈钢已经成为双相不锈钢研发的热点和前沿，经济型 双相不锈钢通过特殊的合金设计，降低合金中贵金属镍和钥的含量，从而显著降低材料成 本，且具备高强度和高耐腐蚀性能。
[0004] 第一代到第三代双相不锈钢，包括现有的经济型双相不锈钢，其体系基本上针对 板材、管材为最终目标市场，发展的趋势是氮含量逐渐增高，综合考虑耐腐蚀性能、力学性 能、焊接性能以及可制造性进行成分设计。氮的含量提高带来的直接影响是强度提高，焊接 后的力学与耐腐蚀性能提高。显然，这对于需要焊接、用户后续冷加工变形少的应用领域是 很有必要的。而在线材领域，因为生产方式、用户使用需求等的差异，目前的双相不锈钢体 系并不适合例如不锈钢弹簧这一类需要进行大的冷变形加工且对耐蚀性有较高要求的行 业使用。
[0005] 专利EP2258885(A1)公开了一种低合金双相不锈钢，其化学成分为：C:彡0. 06%， Si:0. 1-1. 5%,Mn:2. 0-4. 0%,P: ^ 0. 05%, S ^ 0. 005%,Cr: 19. 0-23. 0%,Ni:l. 0-4. 0%, Mo: ^1.0 %,Cu:0. 1-3. 0 %,V:0. 05-0. 5 %, A1:0. 003-0. 050 %,0: ^ 0.007 %, N:0. 10-0. 25%，Ti:彡0.05 %，余量为Fe和不可避免的杂质。该专利将Mn含量控制在 2. 0-4. 0 %，且铬含量较高，另外添加了一定量的V，利用V抑制N的活性，从而避免焊缝热影 响区中Cr的氮化物析出，从而提高焊缝的耐腐蚀性与冲击韧性，该专利可应用于对耐蚀性 特别是焊缝部位耐蚀性有较高要求的领域，但成本较高，且含较高的铜导致加工硬化低。
[0006] 专利CN101215674涉及一种经济型双相不锈钢合金材料及其制备方法，该合 金材料的组成及质量百分比为：0 < C彡0.04%，0 < S彡0.01 %，0 < Si彡1.0%，0 < P 彡 0? 015 %，Cr :18. 0 ~20. 0 %，Mn :5. 0 ~7. 0 %，N :0? 15 ~0? 25 %，B :0? 001 ~ 0. 01 %，稀土 Ce或Y :0. 005~0. 20%，其余部分为铁。该钢是典型的以Mn、N代Ni的经济 型双相不锈钢，其Cr含量较低且不含Mo,这种双相不锈钢的PREN值较低，材料的耐蚀性能 下降，另外该钢4~7 %的Mn以及0. 15-0. 3 %的N完全取代Ni，强度较高，该专利因耐蚀性 较差不适用于弹簧等对耐蚀性有较高要求的领域。
[0007] 中国专利CN 102002646A提供了一种具有高力学性能和优良耐腐蚀性能的经济 双相不锈钢，其成分及重量百分比为：C :<0? 03%，Cr :21. 5~23. 0%，Ni :1. 50~2. 50%， N:0.20~0.40%，Mo:0.20~0.40%，Cu:0.20~0.50%，Mn :0.5~2.0%，S:< 0.005%， P :< 0. 005%，其余为Fe及不可避免的杂质。该钢耐局部腐蚀和均匀腐蚀能力均优于304 奥氏体不锈钢，氮含量较高，力学性能类似于316L，可作为目前广泛使用的304、316L奥氏 体不锈钢的替代材料，该专利适用于对耐蚀性和力学性能有较高要求的板材领域，但因氮 含量较高导致其冷加工性能较差，不适于于线材领域。
[0008] 中国专利CN102634740A-种高塑性的经济型双相不锈钢及其制造方法，其化 学成分重量百分比为：C 0.01~0.06%，Si 0.1~1.0%，Mn 0.5~4.0%，Cr 19. 5~ 22. 0%，Ni 1. 8 ~3. 5%，N 0? 1 ~0? 18%，Mo 0? 5 ~1. 3%，Cu 0? 1 ~1. 0%，其余为 Fe 和不可避免的杂质。本发明以Mn、N取代Ni从而降低成本，同时调整Cr、Mo的含量使钢具 有优异的耐腐蚀性能与更高的塑性，兼具有良好的低温韧性与焊接性能，其制造的板材可 大量应用于热交换器、水箱等对耐蚀性和塑性要求较高的环境，该专利合金成本较高。
[0009] 中国专利CN 102719767A公开了一种具有优良冷镦性能的经济型双相不锈钢及 其制造方法，其化学成分重量百分比为：c 0.01~0.07%，Si 0.1~1.0%，Mn 4.0~ 7. 0%，Cr 21. 5 ~23. 5%，Ni 1. 8 ~3. 5%，N 0? 08 ~0? 15%，Mo 0 ~0? 5%，Cu 0? 1 ~ 1. 5%，其余为Fe和不可避免的杂质。本发明控制较高的Cr和加入少量Mo保证合金的耐 腐蚀性能，为降低材料的屈服强度与加工硬化率，提高材料的冷镦性能，将N含量控制较低 含量，镍含量较高并添加Cu，该专利冷镦性能较好，但由于冷加工硬化较低导致其强度达不 到弹簧领域使用要求。
[0010] 以上经济型双相不锈钢专利均未涉及到提高双相不锈钢的冷加工硬化能力。本专 利所描述的是一种具有良好的塑性、高的冷加工硬化能力和良好的耐腐蚀性能的经济型双 相不锈钢，相比304系列不锈钢具有良好的成本优势，可应用于加工制造不锈钢弹簧等线 材用途，本专利与其他相关专利的成分对比如表1所示。
[0011] 表1相关专利成分对比（wt. % )
[0012]
【发明内容】
[0014] 本发明的目的在于提供一种经济型双相不锈钢合金成分和制造方法，使得该材料 具有良好的塑性、高的冷加工硬化能力和良好的耐腐蚀性能。
[0015] 为实现上述发明目的，本发明的技术方案为：
[0016] 一种经济型双相不锈钢线材，其包括按重量百分数计的如下组分：C :0. 01~ 0? 05%，Si :0? 1 ~1. 0%，Mn :2. 5 ~4. 0%，Ni :1. 5 ~2. 5%，Cr :20. 5 ~22. 5%，Mo :0? 2 ~ 0? 8%，N :0? 12 ~0? 18%，P :彡 0? 035%，S :彡 0? 015%，W :0? 05 ~0? 30%，其余为 Fe 和不 可避免的杂质。
[0017] 确定本发明技术方案中上述化学成分的理由如下：
[0018] 碳：是强奥氏体形成元素，能提高钢的强度。当碳含量过高时，会导致腐蚀性能显 著下降，以及强度太高造成冷加工困难，而过低的碳含量将增加制备过程中的难度和成本， 因此碳含量优先在0. 01~0. 05%。
[0019] 硅：是作为脱氧剂加入的，当含量较低时，对钢的机械性能没有大的影响，但加 入过多，硅会加速金属间相的析出，则会使加工和韧性劣化，因此硅的加入控制在0. 1~ 1.0%为好。
[0020] 锰：是弱奥氏体元素，起到稳定奥氏体的作用，锰成本较低，可以利用锰一定程度 上取代镍，此外锰的添加可以显著提高氮的溶解度。锰对不锈钢的耐腐蚀性的影响基本上 都是负面的，为兼顾材料的成本和耐腐蚀性能，锰含量应控制在2. 5~4. 0%之间。
[0021] 磷：是钢中的杂质元素，出于热塑性和耐蚀性的考虑，这个元素含量越少越好，因 此磷应控制在< 0. 035%。
[0022] 硫：是钢中的杂质元素，出于热塑性和耐蚀性的考虑，这个元素含量越少越好，因 此硫含量控制在< 0. 015%。
[0023] 铬：改善耐蚀性的重要元素，能提高不锈钢在氧化性酸中耐蚀性，提高其在氯化物 溶液中的耐应力腐蚀、点蚀和缝隙腐蚀等局部腐蚀能力。过低时耐蚀性较差，但铬含量过 高，会增大铁素体及金属间化合物析出倾向，因此优选为20. 5~22. 5%。
[0024] 镍：作为强烈的形成和扩大奥氏体区的元素，可以提高奥氏体组织的稳定性和提 高热加工性能，能够提高钢的冲击韧性，降低钢的韧-脆转变温度，但镍的价格较高，因此 优选镍含量应控制在1. 5~2. 5%之间。
[0025] 钥：为铁素体形成元素，可改善合金耐蚀性，尤其是在与铬复合作用的情况下，其 耐点蚀当量是铬的3. 3倍，但考虑价格因素不宜多加，因此优选控制在0. 2~0. 8%之间。
[0026] 氮：是强奥氏体形成元素，氮的奥氏体形成能力远高于镍，其取代Ni可显著降低 成本，是现代双相不锈钢中不可或缺的合金元素，其次，氮可以提高奥氏体相的耐腐蚀性 能，尤其是耐点腐蚀性能和耐缝隙腐蚀性能，但是氮也是很强的固溶强化元素，过高的氮将 显著提高双相不锈钢的强度与硬度，增大氮化物形成的风险，降低材料的韧性和耐蚀性，对 冷加工造成不利影响，因此优选控制在〇. 12~0. 18%之间。
[0027] 钨：在双相钢中的作用与钥相似，可以提高钢的耐腐蚀性能。钨还可以降低奥氏体 /铁素体相界面的活性，抑制金属间相的形成，另外钨有利于提高强度。但是钨含量过高时 反而促进金属间相生成，以及成本较高。因此本发明钢中钨含量控制在〇. 05~0. 3%之间。
[0028] -种如本发明所述的经济型双相不锈钢线材的制造方法，其是先依次以电炉、氩 氧脱碳炉、钢包精炼炉的方式冶炼，冶炼结束后采用连铸的方式得到连铸方坯，然后将所 述连铸方坯放入步进式加热炉中加热至1100~120(TC后，在线材轧制机组上，于950~ 1150°C进行轧制，得到热轧线材，将所述热轧线材在1000~1KKTC下进行固溶处理，最后 经过酸洗得到双相不锈钢线材产品。
[0029] 作为优选方案，所述连铸的过程中，控制过热温度小于50°C，连铸拉速控制在为 L 0 ~2. 0m/min〇
[0030] 本发明由于采用了以上技术方案，使之与现有技术相比，具有以下特点和积极效 果：
[0031] 氮和碳是强奥氏体形成元素，本发明将碳和氮含量控制在合理范围之内，分别为 0. 01~0. 05 %和0. 12~0. 18 %，一方面起到稳定奥氏体的作用，平衡双相不锈钢的两相比 例，减少镍含量的添加，降低合金的原材料成本，另一方面碳氮含量相比传统经济型双相不 锈钢偏低，有利于降低合金的固溶态强度和提高其塑性，另外将锰含量控制在2. 5~4. 0% 和镍含量控制在1. 5~2. 5%，降低双相不锈钢中奥氏体相的稳定性，另外控制合适的铬和 钥含量，使得铬当量/镍当量比值处于合适区间，使得该双相不锈钢在冷变形过程中易于 发生奥氏体相向马氏体相的转变，从而出现TRIP效应（相变诱导塑性），从而使得本发明的 双相不锈钢具有良好的塑性，同时由于马氏体相的出现，使得本发明双相不锈钢具有高的 冷加工硬化能力，相同冷变形条件下从而获得高的拉伸强度，另外本专利还含添加〇. 05~ 0. 30 %的钨，并且不含铜，有利于进一步提高冷变形后的抗拉强度。
[0032] 另外本发明双相不锈钢由于含有较高的铬20. 5~22. 5%，含一定量的钥0. 2~ 0. 8 %和钨，并且锰含量2. 5~4. 0 %控制较低，根据评价双相不锈钢耐点腐蚀性能的 PREN(耐点蚀当量）=Cr% +3. 3Mo% +30N% -Mn%，本发明双相不锈钢具有良好的耐腐蚀 性能。
[0033] 本发明双相不锈钢可利用现有的不锈钢线材产线批量生产，具体制备方法为经电 炉+A0D (氩氧脱碳炉）+LF (钢包精炼炉）方式冶炼并连铸得到连铸方坯，连铸控制过热度 小于50°C，连铸拉速控制在为1. 0~2. Om/min，因采用连铸工艺进一步降低生产成本；在线 材轧制机组上热轧成所需规格的线材，乳制过程温度控制在950~1150°C，热轧线材然后 进行固溶处理，其固溶处理温度控制在1000~ll〇〇°C之间，酸洗后得到双相不锈钢线材产 品。由于合理的化学成分设计、控制合适的热加工和热处理工艺，使得生产的双相不锈钢线 材产品具有良好的塑性，其冷加工性能良好，并且冷加工硬化率较高，冷拔变形量达到80% 时抗拉强度达到1600MPa以上。
[0034] 总之，根据上述理由提出了本发明的一种经济型双相不锈钢，本发明通过化学成 分设计和制造过程控制，获得具有良好的塑性、高的冷加工硬化能力和良好的耐腐蚀性能 的经济型双相不锈钢线材，可应用于加工制造不锈钢弹簧等线材用途，部分替代304不锈 钢用途。
【具体实施方式】
[0035] 下面结合实施例对本发明作进一步描述，但本发明的保护范围不仅局限于实施 例。
[0036] 实施例1 :
[0037] 一、按照表2中的配方配料，控制C为0. 03 %、Si为0. 2 %、Mn为3. 0 %、P为 0? 028%、S 为 0? 004%、Cr 为 22. 5%、Ni 为 1. 8%、N 为 0? 15%、Mo 为 0? 2%、W 为 0? 10%， 余量为铁和不可避免的杂质；
[0038] 二、将配好的原料先依次以电炉、氩氧脱碳炉、钢包精炼炉的方式冶炼，冶炼结束 后采用连铸的方式得到连铸方坯，在连铸的过程中，控制过热温度小于50°C，连铸拉速控制 在为1. 0~2. Om/min。然后将所述连铸方坯放入步进式加热炉中加热至1100~1200°C后， 在线材轧制机组上，于950~1150°C进行轧制，得到热轧线材，将所述热轧线材在1000~ 1KKTC下进行固溶处理，最后经过酸洗得到双相不锈钢线材产品。
[0039] 实施例2 :
[0040] 一、按照表2中的配方配料，控制C为0. 01 %、Si为0. 5 %、Mn为2. 5 %、P为 0? 025%、S 为 0? 002%、Cr 为 21. 5%、Ni 为 2. 5%、N 为 0? 16%、Mo 为 0? 4%、W 为 0? 14%， 余量为铁和不可避免的杂质；
[0041 ] 二、将配好的原料先依次以电炉、氩氧脱碳炉、钢包精炼炉的方式冶炼，冶炼结束 后采用连铸的方式得到连铸方坯，在连铸的过程中，控制过热温度小于50°C，连铸拉速控制 在为1. 0~2. Om/min。然后将所述连铸方坯放入步进式加热炉中加热至1100~1200°C后， 在线材轧制机组上，于950~1150°C进行轧制，得到热轧线材，将所述热轧线材在1000~ 1KKTC下进行固溶处理，最后经过酸洗得到双相不锈钢线材产品。
[0042] 实施例3 :
[0043] 一、按照表2中的配方配料，控制C为0. 02%、Si为0. 1 %、Mn为2. 7 %、P为 0? 030%、S 为 0? 003%、Cr 为 20. 7%、Ni 为 1. 6%、N 为 0? 18%、Mo 为 0? 3%、W 为 0? 05%， 余量为铁和不可避免的杂质；
[0044] 二、将配好的原料先依次以电炉、氩氧脱碳炉、钢包精炼炉的方式冶炼，冶炼结束 后采用连铸的方式得到连铸方坯，在连铸的过程中，控制过热温度小于50°C，连铸拉速控制 在为1. 0~2. Om/min。然后将所述连铸方坯放入步进式加热炉中加热至1100~1200°C后， 在线材轧制机组上，于950~1150°C进行轧制，得到热轧线材，将所述热轧线材在1000~ 1KKTC下进行固溶处理，最后经过酸洗得到双相不锈钢线材产品。
[0045] 实施例4 :
[0046] 一、按照表2中的配方配料，控制C为0. 04%、Si为0. 8 %、Mn为2. 9 %、P为 0? 023%、S 为 0? 002%、Cr 为 20. 5%、Ni 为 1. 5%、N 为 0? 14%、Mo 为 0? 7%、W 为 0? 18%， 余量为铁和不可避免的杂质；
[0047] 二、将配好的原料先依次以电炉、氩氧脱碳炉、钢包精炼炉的方式冶炼，冶炼结束 后采用连铸的方式得到连铸方坯，在连铸的过程中，控制过热温度小于50°C，连铸拉速控制 在为1. 0~2. Om/min。然后将所述连铸方坯放入步进式加热炉中加热至1100~1200°C后， 在线材轧制机组上，于950~1150°C进行轧制，得到热轧线材，将所述热轧线材在1000~ 1KKTC下进行固溶处理，最后经过酸洗得到双相不锈钢线材产品。
[0048] 实施例5 :
[0049] -、按照表2中的配方配料，控制C为0. 03 %、Si为0. 2 %、Mn为4. 0 %、P为 0? 017%、S 为 0? 001%、Cr 为 21. 2%、Ni 为 1. 7%、N 为 0? 13%、Mo 为 0? 8%、W 为 0? 30%， 余量为铁和不可避免的杂质；
[0050] 二、将配好的原料先依次以电炉、氩氧脱碳炉、钢包精炼炉的方式冶炼，冶炼结束 后采用连铸的方式得到连铸方坯，在连铸的过程中，控制过热温度小于50°C，连铸拉速控制 在为1. 0~2. Om/min。然后将所述连铸方坯放入步进式加热炉中加热至1100~1200°C后， 在线材轧制机组上，于950~1150°C进行轧制，得到热轧线材，将所述热轧线材在1000~ 1KKTC下进行固溶处理，最后经过酸洗得到双相不锈钢线材产品。
[0051] 实施例6:
[0052] -、按照表2中的配方配料，控制C为0.05 %、Si为1.0 %、Mn为3.2 %、P为 0? 015%、S 为 0? 002%、Cr 为 20. 9%、Ni 为 2. 1%、N 为 0? 12%、Mo 为 0? 6%、W 为 0? 23%， 余量为铁和不可避免的杂质；
[0053] 二、将配好的原料先依次以电炉、氩氧脱碳炉、钢包精炼炉的方式冶炼，冶炼结束 后采用连铸的方式得到连铸方坯，在连铸的过程中，控制过热温度小于50°C，连铸拉速控制 在为1. 0~2. Om/min。然后将所述连铸方坯放入步进式加热炉中加热至1100~1200°C后， 在线材轧制机组上，于950~1150°C进行轧制，得到热轧线材，将所述热轧线材在1000~ 1KKTC下进行固溶处理，最后经过酸洗得到双相不锈钢线材产品。
[0054] 对比例1 :经济型双相不锈钢S32101
[0055] -、按照表2中的配方配料，控制C为0. 03 %、Si为0. 3 %、Mn为5. 1 %、P为 0? 024%、S 为 0? 002%、Cr 为 21. 4%、Ni 为 1. 5%、N 为 0? 21%、Mo 为 0? 2%、Cu 为 0? 3%， 余量为铁和不可避免的杂质；
[0056] 二、将配好的原料先依次以电炉、氩氧脱碳炉、钢包精炼炉的方式冶炼，冶炼结束 后采用连铸的方式得到连铸方坯，在连铸的过程中，控制过热温度小于50°C，连铸拉速控制 在为1. 0~2. Om/min。然后将所述连铸方坯放入步进式加热炉中加热至1100~1200°C后， 在线材轧制机组上，于950~1150°C进行轧制，得到热轧线材，将所述热轧线材在1000~ 1KKTC下进行固溶处理，最后经过酸洗得到双相不锈钢线材产品。
[0057] 对比例2 :304奥氏体不锈钢
[0058] 一、按照表2中的配方配料，控制C为0. 04 %、Si为0. 4 %、Mn为1. 2 %、P为 0. 030%、S为0. 003%、Cr为18. l%、Ni为8. 1%、N为0. 04%，余量为铁和不可避免的杂 质；
[0059] 二、将配好的原料先依次以电炉、氩氧脱碳炉、钢包精炼炉的方式冶炼，冶炼结束 后采用连铸的方式得到连铸方坯，在连铸的过程中，控制过热温度小于50°C，连铸拉速控制 在为1. 0~2. Om/min。然后将所述连铸方坯放入步进式加热炉中加热至1100~1200°C后， 在线材轧制机组上，于950~1150°C进行轧制，得到热轧线材，将所述热轧线材在1000~ 1KKTC下进行固溶处理，最后经过酸洗得到304奥氏体不锈钢线材产品。
[0060] 表2实施例和对比例成分，余量为铁（wt. % )
[0062] 由表2可见，本发明钢的贵金属镍、钥总的含量相比304奥氏体不锈钢更为经济。
[0063] 表3列出了实施例和对比例的各项性能，其中力学性能按照GB/T 228-2007测得， 点蚀电位按照GB/T17899-1999测得。由表3可见，本发明相比已有的经济型双相不锈钢 S32101，由于降低了 N含量和Mn含量，控制合适的Ni含量，其具有良好的塑性，添加适量 的W含量，另外由于冷变形时马氏体相的出现，从而获得高的冷加工硬化能力，控制较高的 Cr含量和Mo含量，使得该合金耐腐蚀性能同时能保持较高的水平，因此本发明可部分替代 304不锈钢用途。
[0064] 表3实施例与对比例性能对比
[0065]
[0066] 综上，本发明由于采用了以上技术方案，使之与现有技术相比，具有以下特点和积 极效果：
[0067] 氮和碳是强奥氏体形成元素，本发明将碳和氮含量控制在合理范围之内，分别为 0. 01~0. 05 %和0. 12~0. 18 %，一方面起到稳定奥氏体的作用，平衡双相不锈钢的两相比 例，减少镍含量的添加，降低合金的原材料成本，另一方面碳氮含量相比传统经济型双相不 锈钢偏低，有利于降低合金的固溶态强度和提高其塑性，另外将锰含量控制在2. 5~4. 0% 和镍含量控制在1. 5~2. 5%，降低双相不锈钢中奥氏体相的稳定性，另外控制合适的铬和 钥含量，使得铬当量/镍当量比值处于合适区间，使得该双相不锈钢在冷变形过程中易于 发生奥氏体相向马氏体相的转变，从而出现TRIP效应（相变诱导塑性），从而使得本发明的 双相不锈钢具有良好的塑性，同时由于马氏体相的出现，使得本发明双相不锈钢具有高的 冷加工硬化能力，相同冷变形条件下从而获得高的拉伸强度，另外本专利还含添加〇. 05~ 0. 30 %的钨，并且不含铜，有利于进一步提高冷变形后的抗拉强度。
[0068] 另外本发明双相不锈钢由于含有较高的铬20. 5~22. 5%，含一定量的钥0. 2~ 0. 8 %和钨，并且锰含量2. 5~4. 0 %控制较低，根据评价双相不锈钢耐点腐蚀性能的 PREN(耐点蚀当量）=Cr% +3. 3Mo% +30N% -Mn%，本发明双相不锈钢具有良好的耐腐蚀 性能。
[0069] 本发明双相不锈钢可利用现有的不锈钢线材产线批量生产，具体制备方法为经电 炉+A0D (氩氧脱碳炉）+LF (钢包精炼炉）方式冶炼并连铸得到连铸方坯，连铸控制过热度 小于50°C，连铸拉速控制在为1. 0~2. Om/min，因采用连铸工艺进一步降低生产成本；在线 材轧制机组上热轧成所需规格的线材，乳制过程温度控制在950~1150°C，热轧线材然后 进行固溶处理，其固溶处理温度控制在1000~ll〇〇°C之间，酸洗后得到双相不锈钢线材产 品。由于合理的化学成分设计、控制合适的热加工和热处理工艺，使得生产的双相不锈钢线 材产品具有良好的塑性，其冷加工性能良好，并且冷加工硬化率较高，冷拔变形量达到80% 时抗拉强度达到1600MPa以上。
[0070] 总之，根据上述理由提出了本发明的一种经济型双相不锈钢，本发明通过化学成 分设计和制造过程控制，获得具有良好的塑性、高的冷加工硬化能力和良好的耐腐蚀性能 的经济型双相不锈钢线材，可应用于加工制造不锈钢弹簧等线材用途，部分替代304不锈 钢用途。
[0071] 最后应说明的是：以上实施例仅用以说明本发明而并非限制本发明所描述的技术 方案；因此，尽管本说明书参照上述的各个实施例对本发明已进行了详细的说明，但是，本 领域的普通技术人员应当理解，仍然可以对本发明进行修改或等同替换；而一切不脱离本 发明的精神和范围的技术方案及其改进，其均应涵盖在本发明的权利要求范围中。
【主权项】
1. 一种经济型双相不锈钢线材，其特征在于，包括按重量百分数计的如下组分：c: 0· 01 ~0· 05%，Si :0· 1 ~1. 0%，Μη :2. 5 ~4. 0%，Ni :1. 5 ~2. 5%，Cr :20. 5 ~22. 5%， Mo :0· 2 ~0· 8%，N :0· 12 ~0· 18%，W :0· 05 ~0· 30%，P :彡 0· 035%，S :彡 0· 015%，其余 为Fe和不可避免的杂质。2. -种如权利要求1所述的经济型双相不锈钢线材的制造方法，其特征在于，先依次 以电炉、氩氧脱碳炉、钢包精炼炉的方式冶炼，冶炼结束后采用连铸的方式得到连铸方坯， 然后将所述连铸方坯放入步进式加热炉中加热后，在线材轧制机组上，进行轧制，得到热轧 线材，将所述热轧线材进行固溶处理，最后经过酸洗得到双相不锈钢线材产品。3. 如权利要求2所述的经济型双相不锈钢线材的制造方法，其特征在于，所述连铸方 坯在步进式加热炉中的加热温度为1100~1200°C;所述轧制的温度为950~1150°C;所述 固溶处理的温度为1000~1200°C。4. 如权利要求2所述的经济型双相不锈钢线材的制造方法，其特征在于，所述连铸的 过程中，控制过热温度小于50°C，连铸拉速控制在为1. 0~2. Om/min。
【文档编号】C21D8/06GK105821346SQ201510006041
【公开日】2016年8月3日
【申请日】2015年1月6日
【发明人】余式昌, 臧震, 胡锦程, 徐松乾, 马宝国, 罗晓青, 周慧
【申请人】宝钢特钢有限公司
一种舰桥结构材料的制作方法
【专利摘要】本发明提供一种舰桥结构材料，包括C：0.04%~0.1%，Mn：1.5%~2.0%，P：0.03%~0.04%，S：0.02%~0.05%，Si：1.0%~1.5%，Cr：16.0%~19.0%，Ni：11.0%~14.0%，Mo：1.8%~2.5%，Ti：0.5%~0.7%，Ir：0.20%~0.30%，Rh：0.02%~0.04%，Yb：0.10%~0.30%，Tm：0.10%~0.30%，其余为Fe；在真空条件下烧结金属原料、非金属原料，经冷却得到舰桥结构材料轧制板坯成品，具有良好的抗磁、抗腐蚀、耐压、耐冲撞的性能。
【专利说明】
一种舰桥结构材料
技术领域
[0001 ]本发明属于铁基合金领域，具体涉及一种舰桥结构材料。
【背景技术】
[0002] 舰桥是舰艇上层建筑中的航行、作战指挥及操纵部位。早在蒸汽机明轮船时期，操 纵中心设在左右舷明轮护罩间的过桥上，因而出现"船桥"、"舰桥"的名称。螺旋桨取代明轮 后，"船桥"、"舰桥"名称继续沿用至今，有封闭式与敞开式两种形式，包括露天指挥台、指挥 室、驾驶室等。
[0003] 小型舰艇上的桥楼即舰桥，通常位于中部;大、中型舰艇通常有前舰桥和后舰桥。 前舰桥在桥楼顶部的前端，是主要操纵指挥部位;后舰桥通常在后甲板室顶部，是预备指挥 部位。舰桥是军舰的大脑，是操控舰和指挥作战的地方，通常设置在舰艇上层建筑中的航 行、作战指挥和操纵部位。一般位于桥楼顶部的前端，包括指挥室、驾驶室、露天指挥所等。 舰桥的功能是随着军舰的漫长发展历程而逐渐形成的，即是海军战术和舰船技术发展的写 照，同时也保留了昔日的传统风采。
[0004] 现代国际社会风云突变，军备竞赛暗流涌动，复杂的国际政治格局给舰船的制造 提出了更高的要求，尤其作为舰船上的突出部分舰桥，更是需要适应新的国际军事形势的 需要，作为舰桥的材料，需要进一步提高其抗磁、抗腐蚀、耐压、耐冲撞的性能。世界各先进 国家都在继续抓紧开发研制新的舰桥用结构材料。如何根据未来发展的需要，开发、研制确 有使用价值的舰船舰桥结构材料，在保证质量前提下，进一步降低制造成本、研制出高性价 比的舰桥结构材料，是科研技术人员所面临的一大难题。
【发明内容】
[0005] 为了克服上述现有技术缺陷，本发明的目的在于提供一种舰桥结构材料，综合考 虑各成分的成本，在保证与同等成本材料有相等或更高质量的前提下，优化各成分之间的 比例，找到性价比最高的材料组方，加入稀土金属，制备的材料抗磁性能优良，耐摩、耐腐 蚀、耐高温、硬度大、抗冲击性能好，能够有效地解决上述问题。
[0006] 为了解决上述技术问题，本发明采取如下的技术方案： 一种舰桥结构材料，包括C: 0 ? 04%~0 ? 1%，Mn: 1 ? 5%~2 ? 0%，P: 0 ? 03%~0 ? 04%，S: 0 ? 02%~ 0.0 5%,S i：1.0%~1.5%,Cr：16.0%~19.0%,Ni：11.0%~14.0%,Mo：1.8%~2.5%,T i：0.5%~0.7%, Ir: 0 ? 20%~0 ? 30%，Rh: 0 ? 02%~0 ? 04%，RE: 0 ? 2%~0 ? 6%，其余为 Fe。
[0007] 进一步的，所述一种舰桥结构材料，所述RE包括，Tm: 0.10%~0.30%，Yb : 0.10%~ 0.30%〇
[0008] 更进一步的，所述一种舰桥结构材料，原料组分最佳重量百分比如下，C:0.08%， Mn：2.0%,P：0.03%,S：0.03%,Si：1.0%,Cr：17.0%,Ni：13.0%,Mo：2.0%,Ti：0.7%,Ir：0.20%, Rh: 0 ? 03%，Tm: 0 ? 20%，Yb: 0 ? 20%，其余为 Fe。
[0009] 以下，对本发明中采用的合金的成分组成的限定理由进行说明，成分组成中涉及 的％指质量％。
[0010] C: 0.04%~0.1%，C在钢材中可形成固溶体组织、提高钢的强度;形成碳化物组织，可 提高钢的硬度及耐磨性。因此，C在钢材中，含碳量越高，钢的强度、硬度就越高，但塑性、韧 性也会随之降低;反之，含碳量越低，钢的塑性、韧性越高，其强度、硬度也会随之降低，为适 应海洋条件及作业要求效果，本发明将舰桥结构材料中C含量规定为0.04%~0.1%，优选为 0.08%〇
[0011] Mn: 1.5%~2.0%，Mn是一种弱脱氧剂，钢材中添加Mn，不但有利于钢材的抗蚀性，而 且还能使钢材的强度提高，并能降低热裂纹倾向，改善钢材的抗腐蚀性能和焊接性能。随着 Mn含量增加，钢材强度有所提高，为适应舰桥结构的具体实际的特殊需求，本发明将Mn含量 规定为1.5%~2.0%，优选为2.0%。
[0012] P: 0.03%~0.04%，磷对提高钢材的抗拉强度有一定的作用，但同时又都增加钢材的 脆性。为适应海洋条件及舰桥结构的特殊需求，本发明将P含量规定为0.03%~0.04%，优选为 0.03%〇
[0013] S: 0.02%~0.05%，S可引起钢材热脆，降低钢材的塑性、冲击韧性、疲劳强度和抗锈 性等，一般建筑用钢含硫量要求不超过0.055%，在焊接结构中应不超过0.050%。一定量的S 与Mn在钢材中形成MnS，有助于提高切削性的元素。在低于0.001%时添加效果不充分，超过 0.15%则添加效果饱和，S会降低铁水的流动性，阻止Fe 3C分解，使铸件产生气孔、难于切削 并降低其韧性，因此将S规定为0.02%~0.05%，优选为0.03%。
[0014] Si : 1.0%~1.5%，Si可提高钢材的耐热性和耐蚀性，降低韧性和塑性;在钢材中能降 低熔点，改善流动性。为适应海洋条件及舰桥结构的特殊需求，本发明将Si含量规定为2.0% ~3.5%，优选为1.0%。
[0015] Cr: 16.0%~19.0%，Cr在钢材中，铬能显著提高强度、硬度和耐磨性，但同时降低塑 性和韧性。铬又能提高钢材的抗氧化性和耐腐蚀性，因而是钢材的重要合金元素。为适应海 洋条件及舰桥结构的特殊需求，本发明将Cr含量规定为16.0%~19.0%，优选为17.0%。
[0016] Ni : 11.0%~14.0%，镍在钢材中能提高合金的强度和硬度，降低耐蚀性，提高合金的 焊接性能。为适应海洋条件及舰桥结构的特殊需求，本发明将材质中Ni含量规定为11.0%~ 14.0%，优选为 13.0%。
[0017] Mo: 1.8%~2.5%，低含量的Mo能强化铁素体，提高钢的强度和硬度；降低钢的临界冷 却速度，提高钢的淬透性;提高钢的耐热性和高温强度，为适应海洋条件及舰桥结构的特殊 需求，本发明将材质中Mo含量规定为1.8%~2.5%，优选为2.0%。
[0018] Ti : 0.5%~0.7%，Ti是合金中常用的添加元素，钛与成为结晶时的非自发核心，起 细化铸造组织和焊缝组织的作用;还能起到变质剂作用，增加晶核，细化晶粒。为适应海洋 条件及舰桥结构的特殊需求，本发明将合金材料中Ti含量规定为0.5%~0.7%，优选为0.7%。
[0019] Ir: 0.20%~0.30%，Ir作为合金成分，用于增大合金硬度，制造耐热合金和充当标 准量具衡具的合金材料。本发明将合金材料中Ir含量规定为〇. 20%~0.30%，优选为0.20%。
[0020] Rh: 0.02%~0.04%，铑化学稳定性特别高，具有很好的抗腐蚀和抗氧化能力。添加铑 的合金能抵抗普通酸和化学试剂的腐蚀，为适应海洋条件及舰桥结构的特殊需求，本发明 将合金材料中Rh含量规定为0.02%~0.04%，优选为0.03%。
[0021] RE: 0.2%~0.6%，稀土元素加入合金中，能够提高合金材料的机械强度和抗腐蚀性， 使合金熔铸时增加成分过冷，细化晶粒，减少二次晶间距，减少合金中的气体和夹杂，并使 夹杂相趋于球化。还可降低熔体表面张力，增加流动性，有利于浇注成锭，对工艺性能有着 明显的影响；稀土金属还能消除磁场及复杂的水文环境对舰艇舰桥结构的不良影响，从而 提高了舰艇舰桥结构的使用寿命;同时在承力相同的条件下，明显减轻结构件重量。为适应 海洋条件及舰桥结构的特殊需求，本发明将合金材料中RE含量规定为0.2%~0.6%，包括，Tm: 0.10%~0.30%，Yb: 0.10%~0.30%;优选为 Tm: 0.20%，Yb: 0.20%。在本发明中使用的稀土金属含 量较少，但是能够起到很好的消磁和增加合金强度、耐磨性的作用，有利于降低成本。
[0022]本发明的另一个目的，在于提供采用如上所述的合金制作而成航空轴承材料的制 备方法，制作步骤如下： (1) 将待熔炼的？6111、〇、附10、11、&、此、1^，加入水冷铜坩埚的真空室内，抽真空， 烧结温度为1000°〇1100°C; (2) 在金属熔融的条件下加入C、P、S、Si，并保温lOmin~20min，搅拌均匀； (3) 将熔融金属冷却铸成乳制板坯。
[0023]进一步的，所述的一种舰桥结构材料的制备方法，所述烧结的温度为1000°01030 。(:时，RE的组成为Tm。
[0024]进一步的，所述的一种舰桥结构材料的制备方法，所述烧结的温度为1030 °01070 。(:时，RE的组成为Tm和Yb。
[0025]进一步的，所述的一种舰桥结构材料的制备方法，所述烧结的温度为1070 °01100 。(:时，RE的组成为Yb。
[0026]进一步的，所述的一种舰桥结构材料的制备方法，所述熔融金属冷却速率为80°〇 100。。。
[0027]本发明的优点是： 本发明所提供的舰桥结构材料成品，抗磁性能优良，耐摩、耐腐蚀、耐高温、硬度大，性 价比高。
【具体实施方式】
[0028] 以下给出本发明的具体实施例，用来对本发明作进一步详细说明。
[0029] 实施例1 原料组分： C：0.08%,Mn：2.0%,P：0.03%,S：0.03%,Si：1.0%,Cr：17.0%,Ni：13.0%,M〇：2.0%,Ti： 0 ? 7%，Ir: 0 ? 20%，Rh: 0 ? 03%，Tm: 0 ? 20%，Yb: 0 ? 20%，其余为 Fe。
[0030] 通过如下方法制备： (1) 将待熔炼的Fe、Mn、Cr、Ni、Mo、Ti、Ir、Rh、Tm、Yb，加入水冷铜坩埚的真空室内，抽真 空，在烧结温度为1060°C条件下熔融； (2) 在金属熔融的条件下加入C、P、S、Si，并保温12min，搅拌均匀； (3) 将熔融金属冷却铸成乳制板坯，得到舰桥结构材料成品。
[0031] 实施例2 原料组分： C：0.05%,Mn：1.5%,P：0.03%,S：0.02%,Si：1.0%,Cr：16.0%,Ni：11.0%,M〇：1.8%,Ti： 0 ? 5%，Ir: 0 ? 20%，Rh: 0 ? 02%，Tm: 0 ? 10%，Yb: 0 ? 10%，其余为 Fe。
[0032] 通过如下方法制备： (1) 将待熔炼的Fe、Mn、Cr、Ni、Mo、Ti、Ir、Rh、Tm、Yb，加入水冷铜坩埚的真空室内，抽真 空，在烧结温度为1040°C条件下熔融； (2) 在金属熔融的条件下加入C、P、S、Si，并保温12min，搅拌均匀； (3) 将熔融金属冷却铸成乳制板坯，得到舰桥结构材料成品。
[0033] 实施例3 原料组分： C：0.l%,Mn：2.0%,P：0.04%,S：0.05%,Si：1.5%,Cr：19.0%,Ni：14.0%,M〇：2.5%,Ti：0.7%, Ir: 0 ? 30%，Rh: 0 ? 04%，Tm: 0 ? 40%，其余为 Fe。
[0034] 通过如下方法制备： (1) 将待熔炼的？6111、〇、附10、11、&、此、1'111，加入水冷铜坩埚的真空室内，抽真空， 在烧结温度为1 〇〇〇 °c条件下熔融； (2) 在金属熔融的条件下加入C、P、S、Si，并保温llmin，搅拌均匀； (3) 将熔融金属冷却铸成乳制板坯，得到舰桥结构材料成品。
[0035] 实施例4 原料组分： C：0.06%,Mn：1.8%,P：0.035%,S：0.035%,Si：1.25%,Cr：17.5%,Ni：12.5%,Mo：2.2%,Ti： 0 ? 6%，Ir: 0 ? 25%，Rh: 0 ? 03%，Yb: 0 ? 20%，其余为 Fe。
[0036] 通过如下方法制备： (1) 将待熔炼的？6111、0、附1〇、11、&、此、￥13，加入水冷铜坩埚的真空室内，抽真空， 在烧结温度为1100°c条件下熔融； (2) 在金属熔融的条件下加入C、P、S、Si，并保温20min，搅拌均匀； (3) 将熔融金属冷却铸成乳制板坯，得到舰桥结构材料成品。
[0037] 实施例5 原料组分： C：0.07%,Mn：1.9%,P：0.04%,S：0.04%,Si：1.3%,Cr：18.0%,Ni：13.0%,M〇：2.3%,Ti： 0 ? 7%，Ir: 0 ? 30%，Rh: 0 ? 04%，Tm: 0 ? 30%，Yb: 0 ? 30%，其余为 Fe。
[0038] 通过如下方法制备： (1) 将待熔炼的？6111、0、附1〇、11、&、此、￥13、1'111，加入水冷铜坩埚的真空室内，抽真 空，在烧结温度为1050°C条件下熔融； (2) 在金属熔融的条件下加入C、P、S、Si，并保温15min，搅拌均匀； (3) 将熔融金属冷却铸成乳制板坯，得到舰桥结构材料成品。
[0039] 实验例1 抗磨性对比试验： 本发明实施例1~5材料与普通舰桥结构材料在射流式冲刷腐蚀磨损试验机上做浆料 (石英砂+水)湿磨试验，在高应力动载磨料磨损试验机上做石英砂干磨试验，性能见表1。
[0040]表1抗磨性及硬度对比试验结果
实验例2 将本发明实施例卜5材料与普通舰桥结构材料相比较，其性能结果如下表2。
[0041]表2性能比较
由上述试验例可见，本发明钢材的各项性能均高于普通舰桥结构材料，制备本发明钢 材的特殊材料用量少，相对成本低，更加适合用于水面舰艇结构的材料。
[0042]以上仅为本发明的优选实施例及实验例而已，并不用于限制本发明，对于本领域 的技术人员来说，本发明可以有各种更改和变化。凡在本发明的精神和原则之内，所作的任 何修改、等同替换、改进等，均应包含在本发明的保护范围之内。
【主权项】
1. 一种舰桥结构材料，其特征在于，包括c: Ο . 04%~Ο . 1%，Μη : 1.5%~2.0%，P : Ο . 03%~ 0.04%,S：0.02%~0.05%,Si：1.0%~1.5%,Cr：16.0%~19.0%,Ni：11.0%~14.0%,M〇：1.8%~2.5%, Ti : 0 · 5%~0 · 7%，Ir: 0 · 20%~0 · 30%，Rh: 0 · 02%~0 · 04%，RE: 0 · 2%~0 · 6%，其余为Fe。2. 根据权利要求1所述的一种舰桥结构材料，其特征在于，所述RE包括，Tm: 0.10%~ 0.30%，Yb:0.10%~0.30%。3. 根据权利要求1所述的一种舰桥结构材料，其特征在于，按重量百分比计含有如下原 料组分，C:0.08%，Mn :2.0%，P:0.03%，S:0.03%，Si:1.0%，Cr :17.0%，Ni:13.0%，Mo:2.0%，Ti: 0 · 7%，Ir: 0 · 20%，Rh: 0 · 03%，Tm: 0 · 20%，Yb: 0 · 20%，其余为 Fe。4. 根据权利要求1所述的一种舰桥结构材料的制备方法，其特征在于，制作步骤如下： (1) 将待熔炼的？6、111、0、附、1〇、11、1^1^、1^，加入水冷铜坩埚的真空室内，抽真空， 在烧结温度为1000°〇1100°C条件下熔融； (2) 在金属熔融的条件下加入C、P、S、Si，并保温lOmin~20min，搅拌均匀； (3) 将熔融金属冷却得到舰桥结构材料乳制板坯成品。5. 根据权利要求4所述的一种舰桥结构材料的制备方法，其特征在于，所述烧结的温度 为1000°01030°C时，RE的组成为Tm。6. 根据权利要求4所述的一种舰桥结构材料的制备方法，其特征在于，所述烧结的温度 为1030°01070°C时，RE的组成为Tm和Yb。7. 根据权利要求4所述的一种舰桥结构材料的制备方法，其特征在于，所述烧结的温度 为1070°01100°C时，RE的组成为Yb。8. 根据权利要求4所述的一种舰桥结构材料的制备方法，其特征在于，所述熔融金属冷 却速率为80°0100°C。
【文档编号】C22C38/44GK105821347SQ201610295903
【公开日】2016年8月3日
【申请日】2016年5月7日
【发明人】王少平
【申请人】惠安县泰达商贸有限责任公司
一种汽车转向系统球销钢及其制造方法
【专利摘要】本发明涉及一种汽车转向系统球销钢及其制造方法，该钢材包含的化学成分按重量百分比分别为：C 0.08～0.45％,Si 0.35～1.80％,Mn 0.7～2.60％,S 0.01～0.06％,P≤0.025％,Cr 0.05～0.30％,V 0.05～0.35％,Ti 0.010～0.060％,N 0.005～0.050％,余量为Fe及不可避免杂质。该钢的强度适中、塑性好，具有良好的切削性能，可以制造900MPa以上的汽车转向系统用球销，而且生产工艺简洁环保，热轧态的钢材无需退火或调制热处理，可以有效节能减排，降低工件的制造成本。
【专利说明】
一种汽车转向系统球销钢及其制造方法
技术领域
[0001] 本发明属于合金钢领域，尤其涉及一种汽车转向系统球销用非调质易切削冷变形 钢及其制造技术。
【背景技术】
[0002] 微合金非调质钢（以下简称非调质钢）是一种将乳制（或锻造）与热处理结合为 一体，能省去调质处理的新型节能结构材料。与传统的调质钢相比，微合金非调质钢具有节 约能源、成材率高、成品性能优良、生产周期短、成本低等众多优点，可取代相当数量的调质 钢，是一种科技含量高、带动力强、影响面大的高技术钢种，也是目前国际上正处于快速发 展阶段的前沿热点材料。
[0003] 70年代初期的第二次石油危机促使人们重新评估能源的使用，非调质钢在此背景 下应运而生。1972年德国THYSSEN钢公司将低碳微合金钢的理论和技术应用于中碳钢的生 产中，开发了省略热处理工序的新型析出强化铁素体一珠光体中碳锻钢49MnVS3,用于制造 热锻汽车曲轴。采用49MnVS3钢取代50钢制造汽车曲轴，可以省略调质热处理、矫直和去应 力退火工序，除节约了热处理能源外，还提高了锻件的成品率、切削加工性能、疲劳性能、生 产效率，结果降低了成本。近30年来，通过改变基体组织、运用晶内铁素体冶金技术、优化 热加工工艺等，微合金非调质钢的强度和韧性得到明显改善，微合金非调质钢已成为结构 钢领域的重要钢类。目前，非调质钢主要用来制造曲轴、连杆、半轴、转向节、轮毂、紧固件、 丝杠等零件，广泛用于汽车、机床、建筑机械、农业机械及各类矿用机械上。
[0004] 近年来，我国微合金非调质钢虽然得到了一定发展，由于多方面原因，研究和推广 应用工作已落后于德国、日本等发达国家。可以这样概括我国非调质钢的现状：起步稍晚， 研究工作不深入，开发工作不能完全满足市场需求。
[0005] 我国对热锻用微合金非调质钢，开展了长期有效的技术攻关，在热锻用微合金非 调质钢棒材的乳制工艺控制、锻造工艺控制等方面取得较大进展，有效地缩短了与国外先 进国家的差距。针对不同热锻零件要求，控锻（乳）控冷过程中的工艺参数已经定量化，热 锻非调质钢制品的性能优良且稳定。
[0006] 但对冷变形用微合金非调质钢，缺乏系统、全面的研究。受装备限制、现有市场成 熟需求量不足等因素影响，冷变形用微合金非调质钢热乳盘条控乳控冷技术、冷变形对微 合金非调质钢力学性能的影响、冷变形用微合金非调质钢氢脆影响等研究存在不足，导致 冷变形零件性能不稳定，制约了冷变形用微合金非调质钢的市场应用。但是冷变形非调质 钢与热锻用非调质钢相比，冷变形用非调质钢可以进一步节约能源、提高材料利用率。
[0007]目前我国的冷变形非调质钢都用于紧固件，而对于非紧固件用非调质钢，不管是 在科研上和工业应用上基本都处于空白阶段。我国的冷变形用微合金非调质钢，长期局限 在"七五"期间开发的少量牌号上，用量少。因此，发展冷变形用微合金非调质钢既符合我 国的资源优势，又符合社会可持续发展要求，目前我国冷变形用微合金非调质钢的市场潜 力和推动力极大。
[0008] 中国专利CN101597716公开了一种低碳贝氏体型冷作强化非调质钢，其在主要冶 金成分中加入了 〇. 01% _〇. 1%的Zr，同时加入了 Nb、B等微量元素，钢种的显微组织是粒 状贝氏体，用于制造10. 9级高强度螺栓。
[0009] 中国专利CN1858284公开了一种超细晶非调钢盘条及其生产方法，采用Nb、A1等 微量元素细化晶粒，没有切削性能的要求，用于制造10. 9级以下级别的高塑强度紧固件。
[0010] 中国专利CN101619414公开了一种10. 9级含铌非调质冷镦钢及其热乳盘条的乳 制方法，该发明调价了 Nb、B等合金元素，增加了生产成本，主要用于10. 9级紧固件的生产 制造。
【发明内容】
[0011] 本发明的目的在于提出一种适合用于汽车球销用的非调质易切削冷变形钢及其 制造技术，该非调质钢的强度适中、塑性好，冷变成形时变形抗力低，加工硬化能力适中， 具有良好的切削性能，适合制造900MPa以上的汽车转向系统用球销，而且生产工艺简洁环 保，热乳态的钢材无需退火或调制热处理，可以有效节能减排，降低工件的制造成本。
[0012] 为实现上述发明目的，本发明所采用的技术方案如下：
[0013] -种汽车转向系统球销钢，其包括按重量百分数计的如下组分：
[0014] C :0? 08 ~0? 45% ;
[0015] Si :0? 35 ~1. 80% ;
[0016] Mn :0? 70 ~2. 60% ;
[0017] S :0? 01 ~0? 06% ;
[0018] V :0? 05 ~0? 35% ;
[0019] Ti :0? 01 ~0? 06 ;
[0020] N :0? 005 ~0? 05% ;
[0021] Cr :0? 05 ~0? 30% ;
[0022] Ni 0. 15% ；
[0023] Mo 0. 08% ；
[0024] A1 0. 035% ；
[0025] P 0. 025% ；
[0026] 余量为Fe及不可避免的杂质。
[0027] 本发明的钢材选用上述元素配比的原因如下：
[0028] C :C是本发明非调质冷变形钢的主要强化元素之一。增加C含量，可以增加钢的 珠光体含量，提高非调质钢的强度，降低塑性，冷加工性能下降，加工硬化率增大，增加钢材 冷变形加工时。同时如果C含量过高，珠光体数量过多，钢材强度会过高，钢材冷变形时的 变形抗力会过大，容易产生微孔或微裂纹形成。因此碳含量一般控制〇. 08~0. 45%之间。
[0029] Si :在钢中具有很强的固溶强化作用，能显著提高钢的强度和加工硬化率，降低塑 性和韧性。若Si含量过高，加工硬化的增量过大，会造成拉拔时变形抗力增加，同时恶化 钢的冷加工性能。由于本发明用于冷变形，应严格控制Si的含量，本发明Si含量应小于 1. 8%〇
[0030] Mn :提高非调质钢强度，改善非调质钢韧性。当Mn含量大于0. 80%时，固溶强化铁 素体作用明显。Mn可增加V在奥氏体中的溶解度，从而影响V的析出量和析出物尺寸。Mn 含量的增加，降低钢的相变温度，使钢的珠光体团细小，减少珠光体片间距，提高韧性；但同 时增加钢的珠光体含量，降低韧性。Mn含量增加引起的变形抗力增量远低于C，因此添加Mn 可以避免由添加过多的C导致的变形抗力的增加。Mn含量过高时，对钢材的韧性危害较大， 综合考虑各因素，本发明Mn含量为0. 7~2. 60%。
[0031] Cr :Cr也是固溶强化元素，与Mn的作用相似，可以提高钢材的强度，同时也能降低 冷变形抗力。但是Cr含量如果过高，会导致冷变形抗力急剧增加，同时也会提高钢材的淬 透性，提高钢材的生产工艺难度。铁素体珠光体非调质钢中，当要求较高强度时，一般可添 加0. 05~0. 30%左右的Cr。
[0032] V:V能在钢中形成碳化物和氮化物，可以形成弥散的析出物，提高强度。V在奥氏 体中固溶温度较低，在热锻时保持溶解状态，而冷却时弥散沉淀析出急剧提高钢的强度。由 于本发明是冷变形钢，过高的强度将增加钢材的冷变形抗力，不利于钢材使用。因此本发明 V含量为〇? 05~0? 35%。
[0033] S :易切削元素。钢种含有较高的Mn，容易形成MnS夹杂物，能使钢中不易变形的 氧化物夹杂被硫化物包裹而增加钢的切削加工性能。同时，MnS增加了铁素体的形核核心， 从而细化铁素体珠光体组织。由于本钢种具有切削性能要求，因此对硫含量具有一定要求， 但是考虑到硫化物夹杂对钢材性能的影响，硫含量不能太尚。本钢种中处于综合考虑，硫含 量为 0? 01 ~0? 06%。
[0034] Ti :在钢中形成碳化物和氮化物，由于Nb、Ti的碳化物和氮化物属同一晶型，点阵 常数接近，可相互固溶。电镜观察表明，中碳钢Nb、Ti的碳化物和氮化物呈现弥散分布，而 低碳钢呈现相间析出。中碳钢添加Nb、Ti，可阻止晶粒长大，其中Nb抑制奥氏体晶粒长大 加热温度可达1150度；可阻止奥氏体相变再结晶，Nb最强烈，Ti次之。由于Nb、Ti与C形 成碳化物，从而影响钢中铁素体珠光体相对含量，而固溶于奥氏体中的Nb，提高过冷奥氏体 稳定性，降低转变温度，使珠光体球团变小，珠光体片间距减小。本发明中，出于各种因素的 综合考虑，Nb含量低于0. 15%，Ti含量为0. 01~0. 06%。
[0035] N:在钢中与V、Nb、Ti、Al形成氮化物。N的添加，可增加V、Nb、Ti的析出量，增加 沉淀强化和细化晶粒作用，对钢材冷变形后的强度控制具有举足轻重的作用。故本发明中 N 含量为 0? 005 ~0? 050%。
[0036] -种如本发明所述的汽车转向系统球销钢的制造方法，其包括如下步骤：
[0037] 冶炼及连铸；乳制；冷却。
[0038] 作为优选方案，所述冶炼及连铸的步骤采用电弧炉或感应炉。
[0039] 作为优选方案，所述乳制的步骤具体为：
[0040] 将经过连铸得到的连铸坯在1000~1200°C下预热至少3h后，在不低于900°C的 温度下进行乳制，控制累计乳下量不低于80%，预热温度不能过低，否则会使得钢材热乳后 硬度过高，影响钢材的冷变形工艺，同时加热温度也不能过高，温度过高会导致原始奥氏体 晶粒尺寸粗大，恶化钢材的性能，保证足够的保温时间；乳制温度不低于900°C，保证钢材 在奥氏体区乳制，累计乳下量不低于80%，保证钢材具有足够的压缩比，经连乳机控温控乳 成材。
[0041] 作为优选方案，所述冷却的步骤的降温速率为0. 25~2. 0°C /s。由于本发明用于 冷变形工艺，钢材的力学性能对冷变形工艺的制定和实施至关重要，所以需要对钢材的硬 度、强度等主要力学性能窄幅控制。为此，本发明乳制完成后需要进行控冷，控制钢材的析 出强化程度和珠光体的层片间距，严格窄幅控制钢材的强度等力学性能，为后续冷变形阶 段提供比较适宜的综合力学性能。故基于以上要求，本发明所选择的冷却速度为0. 25~ 2. 0°C /s〇
[0042] 作为优选方案，所述冶炼及连铸的步骤中还包括炉外精炼的操作。
[0043] 本发明的有益效果为：
[0044] (1)本发明采用成份窄幅控制的工艺保证钢材的综合力学性能符合球销的冷变形 工艺；
[0045] (2)本发明提高终乳温度，使所有的乳制过程和吐丝过程在奥氏体区完成，减少微 合金元素的析出强化效果，降低热乳态钢材的强度等性能，降低后续冷变形工艺的难度；
[0046] (3)本发明采用控温控冷工艺，控制钢材的综合力学性能，以符合不同型号球销的 冷变形工艺要求；
[0047] (4)本发明提出的汽车球销用非调质冷变形钢具有良好的切削性能，适合球销的 加工工艺。
[0048] 与现有技术相比，本发明综合力学性能优良，完全适合汽车转向系统球销的性能 要求指标，本发明具有优良的切削性能，适合球销的切削加工工艺。本发明的加工硬化性能 适中，可以热乳态直接磷皂化后冷变形加工使用，减少了被替代钢种的球化、调质等热处理 工序，节约了钢材使用成本，减少了相关行业的能耗与碳排放，是绿色有市场前景的钢种。
【具体实施方式】
[0049] 下面结合实施例对本发明作进一步描述，但本发明的保护范围不仅局限于实施 例。
[0050] 实施例1
[0051] 冶炼钢坯化学成分如表1所示，为C 0. 34 %，Si 0. 72, Mn 1. 35 %，S 0. 025%，Cr0. 07%，V 0. 12%，Ti 0. 02%，N 0. 017%，余量为Fe 以及不可避免的杂质。精 炼后连铸成160方还，连铸度为1. 4,还均热温度为1100°C，加热时间为250min，开乳温度为 1000°C，终乳温度为925°C，控制累计乳下量不低于80%，吐丝温度为900°C ;吐丝后上斯泰 尔缓冷线控冷，冷却速度1. 5°C /s，冷却到400°C以下集卷，自然冷却并打捆包装。热乳材晶 粒度为9. 0级，屈服强度为550MPa，抗拉强度为820MPa，延伸率为23 %。
[0052] 实施例2
[0053] 冶炼钢坯化学成分如表1所示，为C 0. 29 %，Si 0. 65, Mn 1. 55 %，S 0. 019%，Cr0. 08%，V 0. 13%，Ti 0. 02%，N 0. 023%，余量为Fe 以及不可避免的杂质。精 炼后连铸成160方坯，连铸坯均热温度为1150°C，加热时间为250min，开乳温度为1000°C， 终乳温度为900°C，控制累计乳下量不低于80%，吐丝温度为900°C ;吐丝后上斯泰尔缓冷 线控冷，冷却速度0. 65°C /s，冷却到400°C以下集卷，自然冷却并打捆包装。热乳材晶粒度 为8. 5级，屈服强度为590MPa，抗拉强度为780MPa，延伸率为28 %。
[0054] 实施例3
[0055] 冶炼钢坯化学成分如表1所示，为C 0. 21 %，Si 0. 80, Mn 1. 92 %，S 0. 021%，Cr0. 12%，V 0. 15%，Ti 0. 02%，N 0. 021%，余量为Fe 以及不可避免的杂质。精 炼后连铸成坯，连铸坯均热温度为ll〇〇°C，加热时间为250min，开乳温度为1000°C，终乳温 度为870°C，控制累计乳下量不低于80%，吐丝温度为900°C;吐丝后冷却速度0. 65°C /s，冷 却到400°C以下集卷，自然冷却并打捆包装。热乳材晶粒度为8. 0级，屈服强度为490MPa， 抗拉强度为740MPa，延伸率为33 %。
[0056] 表1实施例的化学成分wt %，余量为铁和杂质
[0058] 实施例4
[0059] 冶炼钢坯化学成分如表1所示，为C 0? 12 %，Si 1. 10 %，Mn 2. 15 %，S 0.021%，0 0.18%，0.15%，110.02%州0.008%，余量为？6以及不可避免的杂质。 精炼后连铸成坯，连铸坯均热温度为ll〇〇°C，加热时间为250min，开乳温度为1000°C，终乳 温度为870°C，控制累计乳下量不低于80%，吐丝温度为900°C;吐丝后冷却速度0. 30°C /s， 冷却到400°C以下集卷，自然冷却并打捆包装。热乳材晶粒度为8. 0级，屈服强度为490MPa， 抗拉强度为750MPa，延伸率为23 %。
[0060] 实施例5
[0061] 冶炼钢坯化学成分如表1所示，为C 0. 08 %，Si 1. 80 %，Mn 0. 70 %，S 0.06%，CrO. 30%，V 0.05%，Ti 0.06%，N 0.005%，余量为 Fe 以及不可避免的杂质。精 炼后连铸成坯，连铸坯均热温度为ll〇〇°C，加热时间为250min，开乳温度为1000°C，终乳温 度为870°C，控制累计乳下量不低于80%，吐丝温度为900°C;吐丝后冷却速度0. 30°C /s，冷 却到400°C以下集卷，自然冷却并打捆包装。热乳材晶粒度为8. 0级，屈服强度为490MPa， 抗拉强度为750MPa，延伸率为23 %。
[0062] 实施例6
[0063] 冶炼钢坯化学成分如表1所示，为C 0. 45 %，Si 0. 35 %，Mn 2. 60 %，S 0. 01%，Cr0.0 5%，V 0. 35%，Ti 0. 01%，N 0. 05%，余量为Fe以及不可避免的杂质。精 炼后连铸成坯，连铸坯均热温度为ll〇〇°C，加热时间为250min，开乳温度为1000°C，终乳温 度为870°C，控制累计乳下量不低于80%，吐丝温度为900°C;吐丝后冷却速度0. 30°C /s，冷 却到400°C以下集卷，自然冷却并打捆包装。热乳材晶粒度为8. 0级，屈服强度为490MPa， 抗拉强度为750MPa，延伸率为23 %。
[0064] 最后应说明的是：以上实施例仅用以说明本发明而并非限制本发明所描述的技术 方案；因此，尽管本说明书参照上述的各个实施例对本发明已进行了详细的说明，但是，本 领域的普通技术人员应当理解，仍然可以对本发明进行修改或等同替换；而一切不脱离本 发明的精神和范围的技术方案及其改进，其均应涵盖在本发明的权利要求范围中。
【主权项】
1. 一种汽车转向系统球销钢，其特征在于，包括按重量百分数计的如下组分： C :0· 08 ~0· 45% ; Si :0. 35 ~1. 80% ; Μη :0. 70 ~2. 60% ; S :0. 01 ~0. 06% ; V :0· 05 ~0· 35% ; Ti :0. 01 ~0. 06 ; N :0· 005 ~0· 05% ; Cr :0· 05 ~0· 30% ; Ni 0. 15% ； Mo 0. 08% ； A1 0. 035% ； P 0. 025% ； 余量为Fe及不可避免的杂质。2. -种如权利要求1所述的汽车转向系统球销钢的制造方法，其特征在于，包括如下 步骤： 冶炼及连铸；乳制；冷却。3. 根据权利要求2所述的制造方法，其特征在于，所述冶炼及连铸的步骤采用电弧炉 或感应炉。4. 根据权利要求2所述的制造方法，其特征在于，所述乳制的步骤具体为：将经过连铸 得到的连铸坯在1000~1200°C下预热至少3h后，在不低于900°C的温度下进行乳制，控制 累计乳下量不低于80%。5. 根据权利要求2所述的制造方法，其特征在于，所述冷却的步骤的降温速率为 0· 25 ~2. (TC /s〇6. 根据权利要求2或3所述的制造方法，其特征在于，所述冶炼及连铸的步骤中还包括 炉外精炼的操作。
【文档编号】C22C38/60GK105821348SQ201510003931
【公开日】2016年8月3日
【申请日】2015年1月6日
【发明人】丁毅, 覃明, 安金敏, 赛浩
【申请人】宝钢特钢有限公司
一种具有价格低优点的钢的制作方法
【专利摘要】本发明公开了一种具有价格低优点的钢，所述钢的原料成分包括碳、硫、镍、铬、钼、铈、钛、铁和杂质，所述钢以重量百分比计，包括的原料成分有：碳≤0.2%、硫0.167?0.282%、镍≤0.04%、铬≤0.04%、钼1?1.45%、铈0.55?0.85%、钛≤0.34%、铁和杂质：余量，所述钢的炼钢工艺包括将原料钢卷上线解卷、切边、切片、整平、堆叠得到钢板叠。通过上述方式，本发明的具有价格低优点的钢，配方简单，原料来源方便且广泛，能够确保钢本身的性能，钢的价格低的优点能满足市场的需求，受到企业和工厂的欢迎。
【专利说明】
一种具有价格低优点的钢
技术领域
[0001 ]本发明涉及钢材料领域，特别是涉及一种具有价格低优点的钢。
【背景技术】
[0002]严格地说，钢是含碳量在0.0218-2.06%之间的铁碳合金。钢结构主要采用碳素结构钢和低合金结构钢。钢的主要成分是铁，碳素结构钢中纯铁含量占99%以上，其余是碳，此外还有冶炼过程中留下来的杂质，如硅、锰等有害元素，这些元素总含量约1%，但对钢材力学性能影响很大。为改善钢材力学性能，可适量的增加锰、硅含量，还可以掺入一定数量的合金元素，炼成合金钢。钢结构常用合金钢中合金元素含量较少，属于低合金钢。现在的钢成本高，会增加企业的生产成本，不容易应用。
【发明内容】
[0003]本发明主要解决的技术问题是提供一种具有价格低优点的钢，能满足现代人对钢的需求。
[0004]为解决上述技术问题，本发明采用的一个技术方案是:提供一种具有价格低优点的钢，所述钢的原料成分包括碳、硫、镍、铬、钼、铈、钛、铁和杂质，所述钢以重量百分比计，包括的原料成分有:碳< 0.2%、硫0.167-0.282%、镍< 0.04%、络< 0.04%、钼1-1.45%、铈
0.55-0.85%、钛< 0.34%、铁和杂质:余量，所述钢的炼钢工艺包括将原料钢卷上线解卷、切边、切片、整平、堆叠得到钢板叠。
[0005]在本发明一个较佳实施例中，所述钢以重量百分比计，包括的原料成分有:碳
0.1%、硫0.224%、镍 0.02%、络 0.02%、钼1.35%、铈0.65%、钛 0.17%、铁和杂质:余量。
[0006]在本发明一个较佳实施例中，所述原料钢卷在上线解卷工艺后，切边工艺前进行调质精整。
[0007]在本发明一个较佳实施例中，在得到所述钢板叠前进行成品包装。
[0008]本发明的有益效果是:本发明的具有价格低优点的钢，配方简单，原料来源方便且广泛，能够确保钢本身的性能，钢的价格低的优点能满足市场的需求，受到企业和工厂的欢迎。
【具体实施方式】
[0009]下面将对本发明实施例中的技术方案进行清楚、完整地描述，显然，所描述的实施例仅是本发明的一部分实施例，而不是全部的实施例。基于本发明中的实施例，本领域普通技术人员在没有做出创造性劳动前提下所获得的所有其它实施例，都属于本发明保护的范围。
[0010]实施例一:
提供一种具有价格低优点的钢，所述钢的原料成分包括碳、硫、镍、铬、钼、铈、钛、铁和杂质，所述钢以重量百分比计，包括的原料成分有:碳0.1 %、硫0.2 2 4 %、镍0.0 2 %、铬0.02%、钼1.35%、铈0.65%、钛0.17%、铁和杂质:余量，所述钢的炼钢工艺包括将原料钢卷上线解卷、切边、切片、整平、堆叠得到钢板叠。所述原料钢卷在上线解卷工艺后，切边工艺前进行调质精整。在得到所述钢板叠前进行成品包装。
[0011]实施例二:
提供一种具有价格低优点的钢，所述钢的原料成分包括碳、硫、镍、铬、钼、铈、钛、铁和杂质，所述钢以重量百分比计，包括的原料成分有:碳0.15 %、硫0.16 7 %、镍0.0I %、铬
0.03%、钼1%、铈0.85%、钛0.32%、铁和杂质:余量，所述钢的炼钢工艺包括将原料钢卷上线解卷、切边、切片、整平、堆叠得到钢板叠。所述原料钢卷在上线解卷工艺后，切边工艺前进行调质精整。在得到所述钢板叠前进行成品包装。
[0012]实施例三:
提供一种具有价格低优点的钢，所述钢的原料成分包括碳、硫、镍、铬、钼、铈、钛、铁和杂质，所述钢以重量百分比计，包括的原料成分有:碳0.04%、硫0.282%、镍0.03%、铬
0.01%、钼1.45%、铈0.55%、钛0.12%、铁和杂质:余量，所述钢的炼钢工艺包括将原料钢卷上线解卷、切边、切片、整平、堆叠得到钢板叠。所述原料钢卷在上线解卷工艺后，切边工艺前进行调质精整。在得到所述钢板叠前进行成品包装。
[0013]本发明的有益效果是:
一、所述具有价格低优点的钢配方简单，原料来源方便且广泛，能够确保钢本身的性會K;
二、钢的价格低的优点能满足市场的需求，受到企业和工厂的欢迎。
[0014]以上所述仅为本发明的实施例，并非因此限制本发明的专利范围，凡是利用本发明说明书内容所作的等效结构或等效流程变换，或直接或间接运用在其它相关的技术领域，均同理包括在本发明的专利保护范围内。
【主权项】
1.一种具有价格低优点的钢，其特征在于，所述钢的原料成分包括碳、硫、镍、铬、钼、铈、钛、铁和杂质，所述钢以重量百分比计，包括的原料成分有:碳< 0.2%、硫0.167-0.282%、H<0.04%、铬< 0.04%、钼1-1.45%、铈0.55-0.85%、钛< 0.34%、铁和杂质:余量，所述钢的炼钢工艺包括将原料钢卷上线解卷、切边、切片、整平、堆叠得到钢板叠。2.根据权利要求1所述的具有价格低优点的钢，其特征在于，所述钢以重量百分比计，包括的原料成分有:碳0.1%、硫0.224%、镍0.02%、铬0.02%、钼1.35%、铈0.65%、钛0.17%、铁和杂质:余量。3.根据权利要求1所述的具有价格低优点的钢，其特征在于，所述原料钢卷在上线解卷工艺后，切边工艺前进行调质精整。4.根据权利要求1所述的具有价格低优点的钢，其特征在于，在得到所述钢板叠前进行成品包装。
【文档编号】C22C38/14GK105821349SQ201610408461
【公开日】2016年8月3日
【申请日】2016年6月13日
【发明人】邵晓峰
【申请人】苏州双金实业有限公司
一种海洋钻井平台高压泥浆排出系统用合金材料及其制备方法
【专利摘要】本发明提供一种海洋钻井平台高压泥浆排出系统用合金材料及其制备方法，所述合金材料的原料成分为：C、Mn、S、P、Cu、Ga、Mg、Mo、Ge、Sn、Si、Cr、Sb、Zn、Eu、Dy，其余为Fe；将待熔炼的Fe、Mn、Cu、Ga、Mg、Mo、Ge、Sn、Cr、Sb、Zn、RE单质按照材料成分比例，加入水冷铜坩埚的真空室内，抽真空，在960℃~980℃下熔融；在金属熔融的条件下加入C、S、P、Si，并保温，搅拌均匀；在惰性气体加压条件下降温至630℃回火，再升温至950℃退火，保温，最后降至室温，得到海洋钻井平台高压泥浆排出系统用合金材料成品。本发明制备的产品具有良好的防锈、耐压、不易变形的性能。
【专利说明】
一种海洋钻井平台高压泥浆排出系统用合金材料及其制备 方法
技术领域
[0001] 本发明属于铁基合金领域，具体涉及一种海洋钻井平台高压泥浆排出系统用合金 材料及其制备方法。
【背景技术】
[0002] 随着近几年各大石油公司对深海勘探开发投资的增加，深水平台出现供不应求的 态势，签约率相当高，稳定在95%以上，日费价格也大幅度攀升。目前新建的3/4的深水平台 在出厂前即与作业者签订服务合同。随着深海油气新发现的增加和已发现的深海油气田投 入开发，深海钻井平台将更加紧俏。随着全球经济的逐步复苏，全球对油气的需求不断增 加，油价逐渐回升，海上的油气投资和勘探开发必将更加活跃，新一轮的钻井平台需求高峰 将卷土重来。如果油价一直保持高位水平，并保持一定的海洋油气发现率，海洋钻井平台的 需求有望回升到一个比较高的水平。适合深水、超深水和极地等恶劣环境的钻井平台将是 未来海洋钻井平台市场发展的一个主要趋势。
[0003]海洋钻井平台的高压泥浆排出系统在钻井过程中起着非常重要的作用。高压泥浆 排出系统的泥浆栗的排出压力很高，高压泥浆从泥浆栗的排出口开始在管路中的穿行，高 压泥浆的压力很大，用以克服泥浆在旅行过程中的重力，摩擦损失以及带回钻头切下来的 切削。同样地，由于往复栗的本身的特性，为了减少它的排出压力波动，排出口会有空气室。 因此，高压泥浆排出系统的材料对于海洋钻井平台而言十分重要;但是，在海洋钻井平台这 一仍在不断完善的技术中，海洋钻井平台高压泥浆排出系统的材料在很大程度上处于摸索 和不断试验阶段，如何选择和制造良好的防锈、耐压、不易变形的高压泥浆排出系统材料， 是当前一个急需解决的问题。
【发明内容】
[0004] 为了克服上述不足，本发明的目的在于提供一种海洋钻井平台高压泥浆排出系统 用合金材料及其制备方法，综合考虑各成分的成本，优化各成分之间的比例，找到性价比最 高的材料组方，加入稀土金属，能够有效地解决上述问题。
[0005] 为了解决上述技术问题，本发明采取如下的技术方案： 一种海洋钻井平台高压泥浆排出系统用合金材料，合金材料的原料成分及其质量百分 比为：C: 0 ? 10%~0 ? 25%，Mn: 0 ? 50%~0 ? 80%，S: 0 ? 03%~0 ? 04%，P: 0 ? 03%~0 ? 04%，Cu: 0 ? 60%~1 ? 50%， Ga:0?60%~1?50%，Mg:1?30%~1?70%，Mo:0?45%~0?65%，Ge:0?60%~1?50%，Sn:0?30%~0?40%， Si:0?60%~1?50%，Cr:1?0%~1?15%，Sb:0?60%~1?50%，Zn:1?90%~2?20%，RE:0?20%~0?90%，其 余为Fe。
[0006] 进一步的，RE 包括，Eu: 0 ? 10%~0 ? 45%，Dy: 0 ? 10%~0 ? 45%。
[0007] 进一步的，原料成分及其质量百分比为：C: 0 ? 20%，Mn:0 ? 58%，S:0 ? 04%，P:0 ? 03%， Cu：0.65%,Ga：0.65%,Mg：1.36%,Mo：0.46%,Ge：0.65%,Sn：0.34%,Si：0.65%,Cr：1.10%,Sb： 0 ? 65%，Zn: 1 ? 92%，Eu: 0 ? 25%，Dy: 0 ? 25%，其余为 Fe。
[0008] 以下，对本发明中采用的合金的成分组成的限定理由进行说明，成分组成中涉及 的%指质量％。
[0009] C:0.10%~0.25%，C在钢材中可形成固溶体组织、提高钢的强度;形成碳化物组织， 可提高钢的硬度及耐磨性。因此，C在钢材中，含碳量越高，钢的强度、硬度就越高，但塑性、 韧性也会随之降低;反之，含碳量越低，钢的塑性、韧性越高，其强度、硬度也会随之降低，为 适应海洋条件及作业要求效果，本发明将海洋钻井平台高压泥浆排出系统用材料中C含量 规定为〇 ? 1〇%~〇 ? 25%，优选为0 ? 20%。
[0010] Mn: 0.50%~0.80%，Mn是一种弱脱氧剂合金中添加Mn，不但有利于合金的抗蚀性，而 且还能使合金的强度提高，并能降低热裂纹倾向，改善合金的抗腐蚀性能和焊接性能。随着 Mn含量增加，合金强度有所提高，为适应海洋钻井平台高压泥浆排出系统的具体实际的特 殊需求，本发明将Mn含量规定为0.50%~0.80%，优选为0.58%。
[0011] P:0.03%~0.04%，P可提高强度，但严重降低塑性、冲击韧性、冷弯性能和可焊性，尤 其低温时发生冷脆，含量需严格控制，一般不超过0.050%，焊接结构中不超过0.045%，考虑 到航海作业的具体实际，本发明将P含量规定为〇. 03%~0.04%，优选为0.03%。
[0012] S: 0.03%~0.04%，S可引起合金热脆，降低合金的塑性、冲击韧性、疲劳强度等，一定 量的S与Mn在钢材中形成MnS，有助于提高切削性的元素。在低于0.001%时添加效果不充分， 超过0.15%则添加效果饱和，使铸件产生气孔、难于切削并降低其韧性，因此将S规定为 0 ? 03%~0 ? 04%，优选为 0 ? 04%。
[0013] Cu: 0.60%~1.50%，铜能提高钢材合金的强度和韧性，特别是大气腐蚀性能。为适应 海洋条件及海洋钻井平台高压泥浆排出系统的特殊需求，本发明将材质中Cu含量规定为 0 ? 60%~1 ? 50%，优选为 0 ? 65%。
[0014] Ga: 0.60%~1.50%，Ga在炼钢中起良好的脱氧作用，钢中加入少量的Ga，能细化钢的 晶粒，提尚钢的强度，提尚冲击初性，提尚钢的抗氧化性能，提尚不镑钢对强氧化性酸类的 耐蚀能力。A1还具有抗氧化性和抗腐蚀性能，Ga与铬、硅合用，可显著提高钢的高温不起皮 性能和耐高温腐蚀的能力。为适应航海气候条件及作业要求效果，本发明将Ga含量规定为 0 ? 60%~1 ? 50%，优选为 0 ? 65%。
[0015] Mg: 1.30%~1.70%，在合金中加入少量的镁，可提高强度和屈服极限，提高了合金的 切削加工性。含镁的合金具有优良的耐蚀性。为适应海洋条件及海洋钻井平台高压泥浆排 出系统的特殊需求，本发明将合金材料中Mg含量规定为1.30%~1.70%，优选为1.36%。
[0016] Mo: 0.45%~0.65%，低含量的Mo能强化铁素体，提高钢的强度和硬度;降低钢的临界 冷却速度，提高钢的淬透性;提高钢的耐热性和高温强度，为适应海洋钻井平台高压泥浆排 出系统的具体实际的特殊需求，本发明将材质中Mo含量规定为0.45%~0.65%，优选为0.46%。 [0017] Ge :0.60%~1.50%，锗化学性质稳定，常温下不与空气或水蒸汽作用，可强化铁素 体，提高耐热性和耐蚀性，降低韧性和塑性;在合金中能降低熔点，改善流动性。为适应海洋 条件及海洋钻井平台高压泥浆排出系统的特殊需求，本发明将Ge含量规定为0.60%~1.50%， 优选为0.65%。
[0018] Sn: 0.30%~0.40%，在钢中加入一定量的锡，会不同程度的提高钢的抗腐蚀能力及 耐磨性。为适应海洋条件及海洋钻井平台高压泥浆排出系统的特殊需求，本发明将合金材 料中Sn含量规定为0.30%~0.40%，优选为0.34%。
[0019] Si :0.60%~1.50%，硅是大多数压铸合金的主要元素。它能改善合金的铸造性能。硅 合金具有极好的铸造性能和抗蚀性，可提高合金的高温造型性，减少收缩率，无热裂倾向。 为适应海洋条件及海洋钻井平台高压泥浆排出系统的特殊需求，本发明将材料中Si含量规 定为0 ? 60%~1 ? 50%，优选为0 ? 65%。
[0020] Cr: 1.0%~1.15%，铬可以在铝中形成金属间化合物，阻碍再结晶的形核和长大过 程，对合金有一定的强化作用，还能改善合金韧性和降低应力腐蚀开裂敏感性。但会场增加 淬火敏感性，使阳极氧化膜呈黄色，本发明将合金材质中Cr含量规定为1.0%~1.15%，优选为 1.10%〇
[0021] Sb: 0.60%~1.50%，在钢中加入一定量的锑，会不同程度的提高钢的抗腐蚀能力及 耐磨性。为适应海洋条件及海洋钻井平台高压泥浆排出系统的特殊需求，本发明将合金材 料中Sb含量规定为0.60%~1.50%，优选为0.65%。
[0022] Zn: 1.90%~2.20%，Zn在合金中能提高流动性，增加热脆性，降低耐蚀性，故应控制 锌的含量在规定范围中。含锌量很高的合金却具有较好的铸造性能和机械性能，切削加工 也比较好，为适应海洋条件及海洋钻井平台高压泥浆排出系统的特殊需求，本发明将合金 材料中Zn含量规定为1.90%~2.20%，优选为1.92%。
[0023] RE: 0.20%~0.90%，稀土元素加入合金中，能够提高合金材料的机械强度和抗腐蚀 性，使合金熔铸时增加成分过冷，细化晶粒，减少二次晶间距，减少合金中的气体和夹杂，并 使夹杂相趋于球化。还可降低熔体表面张力，增加流动性，有利于浇注成锭，对工艺性能有 着明显的影响;稀土金属还能消除磁场及复杂的水文环境对海洋钻井平台高压泥浆排出系 统的不良影响，从而提高了海洋钻井平台的使用寿命;同时在承力相同的条件下，明显减轻 结构件重量。为适应海洋条件及海洋钻井平台高压泥浆排出系统的特殊需求，本发明将材 料中 RE 含量规定为 0 ? 20%~0 ? 90%，包括 Eu: 0 ? 10%~0 ? 45%，Dy: 0 ? 10%~0 ? 45%，优选为 Eu: 0 ? 25%， Dy:0.25%。在本发明中使用的稀土金属含量较少，但是能够起到很好的消磁和增加材料强 度、耐磨性的作用，有利于降低成本。
[0024] 本发明的另一个目的，在于提供一种海洋钻井平台高压泥浆排出系统用合金材料 的制备方法，制作步骤如下： 步骤I，将待熔炼的Fe、Mn、Cu、Ga、Mg、Mo、Ge、Sn、Cr、Sb、Zn、RE单质按照材料成分比例， 加入水冷铜坩埚的真空室内，抽真空，在烧结温度为960°C~980°C条件下熔融； 步骤親_，在金属恪融的条件下按照材料成分比例加入C、S、P、Si单质，并保温35min~ 50min，搅拌均勾； 步骤_，在惰性气体加压条件下降温至630°C回火，保温35min~50min，再升温至950°C 退火，保温35min~50min，最后降温至室温，得到海洋钻井平台高压泥浆排出系统用合金材 料成品。
[0025] 进一步的，步骤i中，烧结的温度为960t>970t时，RE的组成为Eu。
[0026] 进一步的，步骤I中，烧结的温度为970°C~980°C时，RE的组成为Eu和Dy。
[0027] 进一步的，步骤議具体为： a、在氪气或氙气气氛下，在压力为35MPa~50MPa的加压条件下以35°C/min~50°C/min的 速率降温至630°C回火，保温15min~40min; b、 再以35°C/min~50°C/min的速率升温至950°C退火，保温15min~40min; c、 最后降温至室温，得到海洋钻井平台压缩空气系统用合金材料成品。
[0028]本发明的优点是： 本发明所提供的海洋钻井平台高压泥浆排出系统用合金材料成品，制备的材料具有良 好的防锈、耐压、不易变形的性能。
【具体实施方式】
[0029]以下给出本发明的具体实施例，用来对本发明作进一步详细说明。
[0030] 实施例1 原料组分： C：0.20%,Mn：0.58%,S：0.04%,P：0.03%,Cu：0.65%,Ga：0.65%,Mg：1.36%,Mo：0.46%,Ge： 0 ? 65%，Sn:0 ? 34%，Si :0 ? 65%，Cr: 1 ? 10%，Sb:0 ? 65%，Zn: 1 ? 92%，Eu:0 ? 25%，Dy:0 ? 25%，其余为 Fe〇
[0031] 通过如下方法制备： 步骤 i，将待恪炼的？6、]\1]1、(]11、63、]\%、]\1〇、66、311、0、313、211、￡11、〇7单质按照材料成分比 例，加入水冷铜坩埚的真空室内，抽真空，在烧结温度为975°C条件下熔融； 步骤錢，在金属熔融的条件下按照材料成分比例加入C、P、S、Si单质，搅拌均匀，并保温 36min； 步骤_:，在氪气加压47MPa条件下，以44t：/min的降温速率冷却至6301，保温36min，再 以44°C/min的升温速率升温至950°C保温36min退火，最后以44°C/min的降温速率降至室温 得到海洋钻井平台高压泥浆排出系统用合金材料成品。
[0032] 实施例2 原料组分： C：0.10%,Mn：0.50%,S：0.03%,P：0.03%,Cu：0.60%,Ga：0.60%,Mg：1.30%,Mo：0.45%,Ge： 0 ? 60%，Sn: 0 ? 30%，Si : 0 ? 60%，Cr: 1 ? 0%，Sb: 0 ? 60%，Zn: 1 ? 90%，Eu: 0 ? 20%，其余为Fe。
[0033] 通过如下方法制备： 步骤i，将待恪炼的？6、]\1]1、(]11、63、]\%、]\1〇、66、311、0、313、211、￡11单质按照材料成分比例， 加入水冷铜坩埚的真空室内，抽真空，在烧结温度为960°C条件下熔融； 步骤錢，在金属熔融的条件下按照材料成分比例加入C、P、S、Si单质，搅拌均匀，并保温 35min； 步骤_:，在氪气加压35MPa条件下，以35t：/min的降温速率冷却至6301，保温35min，再 以35°C/min的升温速率升温至950°C保温35min退火，最后以35°C/min的降温速率降至室温 得到海洋钻井平台高压泥浆排出系统用合金材料成品。
[0034] 实施例3 原料组分： C：0.25%,Mn：0.80%,S：0.04%,P：0.04%,Cu：1.50%,Ga：1.50%,Mg：1.70%,Mo：0.65%,Ge： 1 ? 50%，Sn: 0 ? 40%，Si : 1 ? 50%，Cr: 1 ? 15%，Sb: 1 ? 50%，Zn: 2 ? 20%，Eu: 0 ? 45%，Dy: 0 ? 45%，其余为 Fe〇
[0035] 通过如下方法制备： 步骤 i，将待恪炼的？6、]\1]1、(]11、63、]\%、]\1〇、66、311、0、313、211、￡11、〇7单质按照材料成分比 例，加入水冷铜坩埚的真空室内，抽真空，在烧结温度为980°C条件下熔融； 步骤_，在金属熔融的条件下按照材料成分比例加入C、P、S、Si单质，搅拌均匀，并保温 50min； 步骤議，在氙气加压50 MPa条件下，以50t：/min的降温速率冷却至630t，保温50min， 再以50°C/min的升温速率升温至950°C保温50min退火，最后以50°C/min的降温速率降至室 温得到海洋钻井平台高压泥浆排出系统用合金材料成品。
[0036] 实施例4 原料组分： C：0.18%,Mn：0.65%,S：0.035%,P：0.035%,Cu：1.10%,Ga：1.10%,Mg：1.55%,Mo：0.51%, Ge:1.10%，Sn:0.35%，Si:1.10%，Cr:1.08%，Sb :1.10%，Zn:2.05%，Eu:0.275%，Dy:0.275%，其 余为Fe。
[0037] 通过如下方法制备： 步骤 L 将待恪炼的？6、]\1]1、(]11、63、]\%、]\1〇、66、311、0、313、211、￡11、〇7单质按照材料成分比 例，加入水冷铜坩埚的真空室内，抽真空，在烧结温度为970°C条件下熔融； 步骤II，在金属熔融的条件下按照材料成分比例加入C、P、S、Si单质，搅拌均匀，并保温 43min； 步骤關:，在氙气加压43MPa条件下，以43°C/min的降温速率冷却至630°C，保温43min，再 以43°C/min的升温速率升温至950°C保温33min退火，最后以43°C/min的降温速率降至室温 得到海洋钻井平台高压泥浆排出系统用合金材料成品。
[0038] 实验例1 抗磨性对比试验： 本发明实施例1~4制备得到的海洋钻井平台高压泥浆排出系统用合金材料与普通高压 泥浆排出系统用合金材料在射流式冲刷腐蚀磨损试验机上做浆料(石英砂+水)湿磨试验， 并作材料的抗腐蚀试验，性能见表1。
[0039]表1抗磨性及硬度对比试验结果
实验例2 将本发明实施例卜4制备得到的海洋钻井平台高压泥浆排出系统用合金材料与普通高 压泥浆排出系统用材料相比较，其性能结果如下表2。
[0040] 表2基本金属特性性能比较
由上述试验例可见，本发明合金材料的各项性能均高于普通高压泥浆排出系统用合金 材料，制备本发明合金的特殊材料用量少，相对成本低，更加适合用于海洋钻井平台高压泥 浆排出系统用合金材料。
[0041]以上仅为本发明的优选实施例及实验例而已，并不用于限制本发明，对于本领域 的技术人员来说，本发明可以有各种更改和变化。凡在本发明的精神和原则之内，所作的任 何修改、等同替换、改进等，均应包含在本发明的保护范围之内。
【主权项】
1. 一种海洋钻井平台高压泥浆排出系统用合金材料，其特征在于，所述合金材料的原 料成分及其质量百分比为：C: 0 · 10%~0 · 25%，Mn: 0 · 50%~0 · 80%，S: 0 · 03%~0 · 04%，P: 0 · 03%~ 0·04%，Cu:0·60%~1·50%，Ga:0·60%~1·50%，Mg:1·30%~1·70%，Mo:0·45%~0·65%，Ge:0·60%~ 1 · 50%，Sn: 0·30%~0·40%，Si:0·60%~1·50%，Cr:1·0%~1·15%，Sb:0·60%~1·50%，Zn: 1 · 90%~ 2 · 20%，RE: 0 · 20%~0 · 90%，其余为 Fe。2. 根据权利要求1所述的合金材料，其特征在于，所述RE包括，Eu : 0.10%~0.45%，Dy : 0.10%~0.45%〇3. 根据权利要求1所述的合金材料，其特征在于，所述原料成分及其质量百分比为:C: 0.20%,Μη：0.58%,S：0.04%,P：0.03%,Cu：0.65%,Ga：0.65%,Mg：1.36%,Mo：0.46%,Ge：0.65%, Sn: 0 · 34%，Si : 0 · 65%，Cr: 1 · 10%，Sb: 0 · 65%，Zn: 1 · 92%，Eu: 0 · 25%，Dy: 0 · 25%，其余为Fe。4. 一种根据权利要求1~3任一项所述合金材料的制备方法，其特征在于，制作步骤如 下： 步骤?，将待熔炼的Fe、Mn、Cu、Ga、Mg、Mo、Ge、Sn、Cr、Sb、Zn、RE单质按照材料成分比例，加 入水冷铜坩埚的真空室内，抽真空，在烧结温度为960°C~980°C条件下熔融； 步骤II，在金属恪融的条件下按照材料成分比例加入C、S、P、Si单质，并保温35min~ 50min，搅拌均勾； 步骤_，在惰性气体加压条件下降温至630°C回火，保温35min~50min，再升温至950°C 退火，保温35min~50min，最后降温至室温，得到海洋钻井平台高压泥浆排出系统用合金材 料成品。5. 根据权利要求4所述的制备方法，其特征在于，步骤?中，所述烧结的温度为960t>970 °C时，RE的组成为Eu。6. 根据权利要求4所述的制备方法，其特征在于，步骤i中，所述烧结的温度为970°0980 °C时，RE的组成为Eu和Dy。7. 根据权利要求4所述的制备方法，其特征在于，所述步骤_具体为： a、 在氪气或氙气气氛下，在压力为35MPa~50MPa的加压条件下以35°C/min~50°C/min的 速率降温至630°C回火，保温15min~40min; b、 再以35°C/min~50°C/min的速率升温至950°C退火，保温15min~40min; c、 最后降温至室温，得到海洋钻井平台压缩空气系统用合金材料成品。
【文档编号】C22C38/04GK105821350SQ201610442812
【公开日】2016年8月3日
【申请日】2016年6月21日
【发明人】侯芬芳
【申请人】泉州市惠安闽投商贸有限公司
一种非晶合金的制备方法和非晶空心微珠复合材料泡沫的制作方法
【专利摘要】公开一种非晶合金的制备方法,其极大简化了非晶泡沫制备的流程，降低了制备成本，提高熔化效率、节约能源的同时，方便温度的灵活控制，方便的调节施加的压力，提高了冷却的及时性，也更为安全。其包括步骤：(1)制造石英试管，在石英试管的底部填充占位粒子，上面覆盖石墨管；(2)将熔炼均匀的非晶合金母锭破碎后放在石墨管上，并将石英试管封装；(3)通过抽真空设备将石英管内抽成真空；(4)高频感应加热线圈围绕石英管并对其加热；(5)通过气体加压设备向石英管内充入高压气体来将融化后的非晶合金压入占位粒子的内部；(6)石英管插入冷却设备内，通过冷却设备对石英管内的占位粒子进行冷却。还提供一种非晶空心微珠复合材料泡沫。
【专利说明】
一种非晶合金的制备方法和非晶空心微珠复合材料泡沬
技术领域
[0001]本发明属于合金材料制备的技术领域，具体地涉及一种非晶合金的制备方法，以及以此方法制造的非晶空心微珠复合材料泡沫。
【背景技术】
[0002]非晶合金，又称金属玻璃，具有高强度(已有报道，目前强度最高的非晶合金可达5?6GPa)、高断裂韧性，以及优秀的抗腐蚀能力，然而在室温下无明显塑形，极大地限制了非晶合金作为结构材料的应用。由非晶合金制备得到的泡沫材料具有比一般传统铝泡沫更高的屈服强度。此外多孔结构的引入，使得非晶基体无法由单一剪切带导致灾难性的破坏，因此非晶泡沫被认为是改善非晶力学性能的有效手段。如何方便廉价地获得非晶泡沫，无疑将为非晶合金用作新型防护结构材料打开一扇希望之门。
[0003]相比传统金属来说，非晶合金的制备条件更为苛刻，为了防止材料制备过程中的晶化，需要:I)在保护气氛系统中或者高真空条件下熔炼。2)具有足够高的冷却速率，对于Zr基非晶合金冷却速率大约lK/s。
[0004]因此，传统制备泡沫金属的方法很难直接应用于非晶。目前，已经尝试成功的方法主要有:
[0005](I)发泡剂法，只限于Pd(贵金属)基非晶，因而很难具有实用价值，这是由于目前常用的发泡剂原理是氢化物受热分解出氢气从而使材料泡沫化，而大多数体系的非晶合金很容易由于氢化而使力学性能下降。
[0006](2)渗流法，通常将非晶与溶盐一同加热一同冷却，极易由于冷却速度不够造成非晶晶化，由此制备的非晶泡沫力学性能甚至不如传统的泡沫铝合金。
[0007]为了弥补现有制备技术的不足，并且成功制备出性能优异的非晶合金泡沫材料，需要对现有非晶合金制备方法进行改进。
【发明内容】
[0008]本发明的技术解决问题是:克服现有技术的不足，提供一种非晶合金的制备方法，其极大简化了非晶泡沫制备的流程，降低了制备成本，提高熔化效率、节约能源的同时，方便温度的灵活控制，方便的调节施加的压力，提高了冷却的及时性，同时也更为安全。
[0009]本发明的技术解决方案是:这种非晶合金的制备方法，其包括以下步骤:
[0010](I)制造石英试管，在石英试管的底部填充占位粒子，上面覆盖石墨管；
[0011](2)将熔炼均匀的非晶合金母锭破碎后放在石墨管上，并将石英试管封装；
[0012](3)通过抽真空设备将石英管内抽成真空；
[0013](4)高频感应加热线圈围绕石英管并对其加热；
[0014](5)通过气体加压设备向石英管内充入高压气体来将融化后的非晶合金压入占位粒子的内部；
[0015](6)石英管插入冷却设备内，通过冷却设备对石英管内的占位粒子进行冷却。
[0016]本发明的石墨管起到支撑非晶合金母锭并且同时起到防止非晶合金高温下与石英管反应的作用；本发明通过抽真空设备将石英管内抽成真空，高频感应加热线圈围绕石英管并对其加热，通过气体加压设备向石英管内充入高压气体来将融化后的非晶合金压入占位粒子的内部，然后立即通过注水口注水，水面迅速漫过占位粒子填充的区域，实现快速冷却，因此极大简化了非晶泡沫制备的流程，降低了制备成本，提高熔化效率、节约能源的同时，方便温度的灵活控制，方便的调节施加的压力，提高了冷却的及时性，同时也更为安全。
[0017]还提供了一种根据本发明的非晶合金的制备方法制造的非晶空心微珠复合材料泡沫。
【附图说明】
[0018]图1示出了根据本发明的非晶合金的制备方法的流程图。
[0019]图2示出了根据本发明的非晶合金的制备装置的结构示意图。
【具体实施方式】
[0020]从图1中可以看出，这种非晶合金的制备方法，这种非晶合金的制备方法，其包括以下步骤:
[0021 ] (I)制造石英试管，在石英试管的底部填充占位粒子，上面覆盖石墨管；
[0022](2)将熔炼均匀的非晶合金母锭破碎后放在石墨管上，并将石英试管封装；
[0023](3)通过抽真空设备将石英管内抽成真空；
[0024](4)高频感应加热线圈围绕石英管并对其加热；
[0025](5)通过气体加压设备向石英管内充入高压气体来将融化后的非晶合金压入占位粒子的内部；
[0026](6)石英管插入冷却设备内，通过冷却设备对石英管内的占位粒子进行冷却。
[0027]本发明的石墨管起到支撑非晶合金母锭并且同时起到防止非晶合金高温下与石英管反应的作用；本发明通过抽真空设备将石英管内抽成真空，高频感应加热线圈围绕石英管并对其加热，通过气体加压设备向石英管内充入高压气体来将融化后的非晶合金压入占位粒子的内部，然后立即通过注水口注水，水面迅速漫过占位粒子填充的区域，实现快速冷却，因此极大简化了非晶泡沫制备的流程，降低了制备成本，提高熔化效率、节约能源的同时，方便温度的灵活控制，方便的调节施加的压力，提高了冷却的及时性，同时也更为安全。
[0028]另外，所述抽真空设备是真空热扩散栗I，其通过电磁控制阀门3来控制开关。
[0029]另外，所述气体加压设备是惰性气体加压设备。
[0030]另外，所述气体加压设备是高纯氩气瓶2，其通过电磁控制阀门来控制开关。
[0031]另外，所述占位粒子为空心微球。
[0032]另外，所述冷却设备是冷却水容器10，通过进水口向冷却水容器中通入冷却水11。
[0033]另外，在所述石英管外缠绕管子，管子内通入冷却循环水9。
[0034]本发明还提供了一种根据本发明的非晶合金的制备方法制造的非晶空心微珠复合材料泡沫。
[0035]以下给出一个本发明的制备方法的具体例子。
[0036]首先将熔炼均匀的非晶合金母锭8破碎后封装在自制的石英管5内，石英管5的底部是装有占位粒子的石墨管，石墨管起到支撑非晶合金母锭并且同时起到防止合金高温下与石英管反应的作用。密封后，将电磁控制阀门3联通真空热扩散栗I，将石英管内抽成高真空，待石英管内的真空达到6mbar时，打开4高频感应加热线圈，对合金母锭所在的位置局部加热，待熔化后，将电磁控制阀门3联通高纯氩气瓶2，利用气体压强将融化后的合金压入占位颗粒内部，立即通过注水口注水，水面迅速漫过占位粒子填充的区域，实现快速冷却。
[0037]本发明具有以下优点:
[0038]I)极大简化了非晶泡沫制备的流程，降低了制备成本；
[0039]2)通过高频感应加热直接加热待熔化的金属，而不需要提高整个环境的温度实现熔化过程，提高熔化效率、节约能源的同时，方便温度的灵活控制；
[0040]3)使用气压压铸，可以方便的调节施加的压力，惰性气体有利于防止材料在渗流过程中的氧化。
[0041]4)通过注水的方式实现淬火，而不需要像传统的非晶淬火那样将整个试管丢到冷水中，提高了冷却的及时性，同时也更为安全。
[0042]以上所述，仅是本发明的较佳实施例，并非对本发明作任何形式上的限制，凡是依据本发明的技术实质对以上实施例所作的任何简单修改、等同变化与修饰，均仍属本发明技术方案的保护范围。
【主权项】
1.一种非晶合金的制备方法，其特征在于:其包括以下步骤: (1)制造石英试管，在石英试管的底部填充占位粒子，上面覆盖石墨管； (2)将熔炼均匀的非晶合金母锭破碎后放在石墨管上，并将石英试管封装； (3)通过抽真空设备将石英管内抽成真空； (4)高频感应加热线圈围绕石英管并对其加热； (5)通过气体加压设备向石英管内充入高压气体来将融化后的非晶合金压入占位粒子的内部； (6)石英管插入冷却设备内，通过冷却设备对石英管内的占位粒子进行冷却。2.根据权利要求1所述的非晶合金的制备方法，其特征在于:所述抽真空设备是真空热扩散栗(I)，其通过电磁控制阀门(3)来控制开关。3.根据权利要求2所述的非晶合金的制备方法，其特征在于:所述气体加压设备是惰性气体加压设备。4.根据权利要求3所述的非晶合金的制备方法，其特征在于:所述气体加压设备是高纯氩气瓶(2)，其通过电磁控制阀门来控制开关。5.根据权利要求1所述的非晶合金的制备方法，其特征在于:所述占位粒子为空心微球。6.根据权利要求4所述的非晶合金的制备方法，其特征在于:所述冷却设备是冷却水容器(10)，通过进水口向冷却水容器中通入冷却水(11)。7.根据权利要求6所述的非晶合金的制备方法，其特征在于:在所述石英管外缠绕管子，管子内通入冷却循环水(9)。8.—种根据权利要求5所述的非晶合金的制备方法制造的非晶空心微珠复合材料泡沫。
【文档编号】C22C1/08GK105821351SQ201610168287
【公开日】2016年8月3日
【申请日】2016年3月23日
【发明人】戴兰宏, 林浩, 汪海英
【申请人】中国科学院力学研究所
一种铝材搅拌摩擦焊缝及母材强度均匀性的改进工艺方法
【专利摘要】本发明公开了一种铝材搅拌摩擦焊缝及母材强度均匀性的改进工艺方法，包括以下步骤：第一步，对6XXX系铝材淬火后经自然时效并在室温环境下自然冷却，使其达到T4状态；第二步，将达到T4状态的6XXX系铝材进行搅拌摩擦焊接加工，获得6XXX系铝材的焊接件；第三步，焊接后的焊接件经自然时效并在室温环境下停放；第四步，对焊接件进行T6人工时效处理，并将焊接件自然冷却到室温，获得焊缝及母材共同强化且强度差异小的6XXX系铝材焊件。本发明的铝材搅拌摩擦焊缝及母材强度均匀性的改进工艺方法，不仅能提高焊缝与母材的抗拉强度又可缩小焊缝与母材力学性能差异，而且还尽可能降低焊接前后能耗的总体时效。
【专利说明】
一种铝材搅拌摩擦焊缝及母材强度均匀性的改进工艺方法
技术领域
[0001]本发明涉及一种铝合金材料焊接改进工艺，特别是涉及一种铝材搅拌摩擦焊缝及母材强度均匀性的改进工艺方法，属于6XXX系铝合金挤压型材或乳制板材搅拌摩擦固相焊接及热处理强化技术领域。
【背景技术】
[0002]6XXX系铝合金具有较高的比强度以及良好的成形性、耐蚀性和可焊性，其挤压型材及乳制板材在轨道列车、汽车、船舶等交通运输领域应用前景广阔；然而，由于受挤压机和乳机能力及型材或板材截面形状与尺寸因素的限制，挤压型材或乳制板材宽度有限，因此，大型复杂宽幅型材或板材必须通过焊接来实现;可是，传统的熔化焊接极易发生烧损、热裂纹、气孔等缺陷，其焊缝力学性能较差;近年，作为先进固相焊接工艺的搅拌摩擦焊接手段倍受关注，其高效环保的加工过程以及优异的焊缝组织与性能使得其在一些5XXX及7XXX等系铝合金材料焊接中显示出优势。但相比5XXX及7XXX等系铝合金，低合金化的6XXX系铝合金搅拌摩擦焊缝的强度明显低于母材，通常的6XXX系铝材T6态焊缝的强度损失造成其与母材存在明显的强度差异，严重影响整体焊件的使用安全性。因此，提高焊缝强度并改善其与母材强度的均匀性凸显重要。其中，固溶时效处理是6XXX系铝合金的主要强化手段，为提高焊缝的力学性能，现有技术中对该系铝合金T6态搅拌摩擦焊缝重新进行固溶时效处理，但重新固溶时效时，不可避免地影响整体焊件，不仅会降低母材强度，而且还会增加能耗;尽管申请号201210229998.3的专利公开了一种工艺优化的高焊接强度Al-Mg-Si系合金焊件制备方法，采用了近似本发明方法的加工步骤，但该发明申请采用的是氩弧焊溶化焊接，而本发明采用的搅拌摩擦焊接方法属于固相焊接，与前者的溶化焊接存在本质上的不同；申请号201310610236.2的专利公开了一种6XXX系铝合金焊接接头的强化新工艺，申请号201410181041.5的专利公开了一种改善高强铝合金搅拌摩擦焊接头性能的热处理方法，均未考虑6XXX系铝合金淬火后在室温下会随停留时间的延长而降低其人工时效效果，即停放效应；申请号201510139804.4的专利公开了一种改善7XXX铝合金搅拌摩擦焊接头质量和力学性能的方法，其工艺中采用冷却液对7XXX系铝合金搅拌摩擦焊件冷却，本发明针对淬火不敏感的6XXX系铝合金，无需冷却液也能达到淬火效果。总之，上述申请的专利没有利用6XXX系铝合金的固溶时效处理特点及搅拌摩擦焊接加工特点而提出有效改善焊件力学性能均匀性的工艺方法。
【发明内容】
[0003]本发明的目的在于避免现有技术的不足之处而提供一种铝材搅拌摩擦焊缝及母材强度均匀性的改进工艺方法，不仅能提高焊缝与母材的抗拉强度又可缩小焊缝与母材力学性能差异，而且还尽可能降低焊接前后能耗的总体时效。
[0004]本发明的目的通过如下技术手段实现:本发明的铝材搅拌摩擦焊缝及母材强度均匀性的改进工艺方法，包括以下步骤:
[0005]第一步，对6XXX系铝材淬火后经自然时效并在室温环境下自然冷却，使其达到T4状态；
[0006]第二步，将达到T4状态的6XXX系铝材进行搅拌摩擦焊接加工，获得6XXX系铝材的焊接件；
[0007]第三步，焊接后的焊接件经自然时效并在室温环境下停放；
[0008]第四步，对焊接件进行T6人工时效处理，并将焊接件自然冷却到室温，获得焊缝及母材共同强化且强度差异小的6XXX系铝材焊件;利用搅拌摩擦热及变形热效应，焊缝产生高温变形，随后自然冷却过程产生固溶处理效果，经过36?72h的停放时间，再对搅拌摩擦焊件整体进行T6峰值时效处理，促进Mg2Si强化相弥散析出，产生时效强化效应，可同时提高焊缝与母材的强度，获得焊缝与母材整体具有较高强度的搅拌摩擦焊接6XXX系铝合金焊件。
[0009]所述第三步中焊接前为T4态的6XXX系铝材在焊接后于室温环境下停放时间为36?72h0
[0010]所述第四步中焊接后焊缝和母材的T6人工时效处理温度为170?185°C，保温时间为8?12h0
[0011 ]所述6XXX系铝材包括6XXX系铝合金挤压型材及乳制板材。
[0012]本发明的铝材搅拌摩擦焊缝及母材强度均匀性的改进工艺方法，6XXX系铝型材搅拌摩擦焊件可获得综合力学性能提高的同时，缩小了焊缝与母材力学性能的差异，提高焊缝与母材的抗拉强度又可缩小焊缝与母材力学性能差异，而且还尽可能降低焊接前后能耗的总体时效强，无需对焊件进行多次时效处理，工艺简单，焊件强化效果理想，节能环保，降低生产成本。
[0013]说明书附图
[0014]利用附图对本发明作进一步的说明，但附图中的内容不构成对本发明的任何限制。
[0015]图1是本发明实施例2至实施例4FSW焊缝与母材室温下的拉伸性能示意图。
[0016]图2是本发明实施例2与对比例I?5FSW焊缝与母材室温下的拉伸性能示意图。
【具体实施方式】
[0017]结合以下实施例对本发明作进一步说明。
[0018]实施例1。
[0019]—种铝材搅拌摩擦焊缝及母材强度均匀性的改进工艺方法，包括以下步骤:
[0020]第一步，对6XXX系铝材淬火后经自然时效并在室温环境下自然冷却，使其达到T4状态；由于T4态公知技术，在此不再详述。
[0021]第二步，将达到T4状态的6XXX系铝材进行搅拌摩擦焊接加工，获得6XXX系铝材的焊接件；
[0022]第三步，焊接后的焊接件经自然时效并在室温环境下停放36?72h;
[0023]第四步，对焊接件进行T6人工时效处理，并将焊接件自然冷却到室温，获得焊缝及母材共同强化且强度差异小的6XXX系铝材焊件。优选的T6人工时效处理温度为170?185°C，保温时间为8?12h;由于T6态公知技术，在此不再详述。
[0024]本工艺方法利用搅拌摩擦热及变形热效应，焊缝产生高温变形，随后自然冷却过程产生固溶处理效果，经过36?72h的停放时间，再对搅拌摩擦焊件整体进行T6峰值时效处理，促进Mg2Si强化相弥散析出，产生时效强化效应，可同时提高焊缝与母材的强度，获得焊缝与母材整体具有较高强度的搅拌摩擦焊接6XXX系铝合金焊件;本发明的6XXX系铝材包括6XXX系铝合金挤压型材及乳制板材；
[0025]本发明的铝材搅拌摩擦焊缝及母材强度均匀性的改进工艺方法，6XXX系铝型材搅拌摩擦焊件可获得综合力学性能提高的同时，缩小了焊缝与母材力学性能的差异，提高焊缝与母材的抗拉强度又可缩小焊缝与母材力学性能差异，而且还尽可能降低焊接前后能耗的总体时效强，无需对焊件进行多次时效处理，工艺简单，焊件强化效果理想，节能环保，降低生产成本。
[0026]实施例2。
[0027]本实施例提供一种铝材搅拌摩擦焊缝及母材强度均匀性的改进工艺方法，包括以下步骤:
[0028]第一步，焊接前，用油压机对6005A铝合金铸锭进行挤压，并对其进行风冷式在线淬火处理，获得厚度为5mm的6005A铝型材；
[0029]第二步，在室温下进行自然时效处理30天，获得T4态6005A铝型材，然后进行搅拌摩擦焊接，获得6005A铝型材搅拌摩擦焊件；
[0030]第三步，焊接后，6005A铝型材焊件经在线自然空气冷却并在室温环境下停放48h;
[0031]第四步，对6005A铝型材搅拌摩擦焊件进行人工时效处理使其整体达到T6峰值时效状态，其时效处理温度为175°C，保温时间为8h，取出自然冷却到室温，获得6005A铝型材时效焊件。
[0032]实施例3。
[0033]本实施例提供一种铝材搅拌摩擦焊缝及母材强度均匀性的改进工艺方法，包括以下步骤:
[0034]第一步，焊接前，用油压机对6005A铝合金铸锭进行挤压，并对其进行风冷式在线淬火处理，获得厚度为5mm的6005A铝型材；
[0035]第二步，在室温下进行自然时效处理30天，获得T4态6005A铝型材，然后进行搅拌摩擦焊接，获得6005A铝型材搅拌摩擦焊件；
[0036]第三步，焊接后，6005A铝型材焊件经在线自然空气冷却并在室温环境下停放36h;
[0037]第四步，对6005A铝型材搅拌摩擦焊件进行人工时效处理使其整体达到T6峰值时效状态，其时效处理温度为170°C，保温时间为12h，取出自然冷却到室温，获得6005A铝型材时效焊件。
[0038]实施例4。
[0039]本实施例提供一种铝材搅拌摩擦焊缝及母材强度均匀性的改进工艺方法，包括以下步骤:
[0040]第一步，焊接前，用油压机对6005A铝合金铸锭进行挤压，并对其进行风冷式在线淬火处理，获得厚度为5mm的6005A铝型材；
[0041 ]第二步，在室温下进行自然时效处理30天，获得T4态6005A铝型材，然后进行搅拌摩擦焊接，获得6005A铝型材搅拌摩擦焊件；
[0042]第三步，焊接后，6005A铝型材焊件经在线自然空气冷却并在室温环境下停放72h;
[0043]第四步，对6005A铝型材搅拌摩擦焊件进行人工时效处理使其整体达到T6峰值时效状态，其时效处理温度为185°C，保温时间为8h，取出自然冷却到室温，获得6005A铝型材时效焊件。
[0044]上述是6005A铝型材焊件其母材的抗拉强度与延伸率，在同一技术路线中，采用不同的控制参数，其整体焊缝与母材力学性能差异小，焊缝和母材强度比较均匀，其中，实施例2实施效果最佳。
[0045]实施例5。
[0046]本实施例提供一种铝材搅拌摩擦焊缝及母材强度均匀性的改进工艺方法，包括以下步骤:
[0047]第一步，焊接前，用油压机对6009铝合金铸锭进行挤压，并对其进行风冷式在线淬火处理，获得厚度为5mm的6009铝型材；
[0048]第二步，在室温下进行自然时效处理30天，获得T4态6009铝型材，然后进行搅拌摩擦焊接，获得6009铝型材搅拌摩擦焊件；
[0049]第三步，焊接后，6009铝型材焊件经在线自然空气冷却并在室温环境下停放48h;
[0050]第四步，对6009铝型材搅拌摩擦焊件进行人工时效处理使其整体达到T6峰值时效状态，其时效处理温度为175 °C，保温时间为8h，取出自然冷却到室温，获得6009铝型材时效焊件。
[0051 ] 实施例6。
[0052]本实施例提供一种铝材搅拌摩擦焊缝及母材强度均匀性的改进工艺方法，包括以下步骤:
[0053]第一步，焊接前，用油压机对6016铝合金铸锭进行挤压，并对其进行风冷式在线淬火处理，获得厚度为5mm的6016铝型材；
[0054]第二步，在室温下进行自然时效处理30天，获得T4态6016铝型材，然后进行搅拌摩擦焊接，获得6016铝型材搅拌摩擦焊件；
[0055]第三步，焊接后，6016铝型材焊件经在线自然空气冷却并在室温环境下停放48h;
[0056]第四步，对6016铝型材搅拌摩擦焊件进行人工时效处理使其整体达到T6峰值时效状态，其时效处理温度为175 °C，保温时间为8h，取出自然冷却到室温，获得6016铝型材时效焊件。
[0057]实施例5和实施例6分别选用了6009铝型材和6016铝型材为原材料，采用实施例2的加工工艺进行加工，其加工后的参数与实施例2基本一致，在此不再详述。
[0058]对比例I。
[0059]本实施例提供一种铝材搅拌摩擦焊缝及母材强度均匀性的改进工艺方法，包括以下步骤:
[0060]第一步，焊接前，用油压机对6005A铝合金铸锭进行挤压，并对其在线淬火处理，获得厚度为5_的6005A铝型材；
[0061 ]第二步，在室温下进行自然时效处理30天，获得T4态6005A铝型材，然后进行搅拌摩擦焊接，获得6005A铝型材搅拌摩擦焊件；
[0062]第三步，焊接后，6005A铝型材焊件经在线自然空气冷却并在室温环境下停放24h;
[0063]第四步，对6005A铝型材搅拌摩擦焊件进行人工时效处理使其整体达到T6峰值时效状态，其时效处理温度为175°C，保温时间为8h，取出自然冷却到室温，获得6005A铝型材时效焊件。
[0064]上述对比例I与实施例2区别在于:实施例2焊接后将6005A铝型材焊件经在线自然空气冷却并在室温环境下停放48h;对比例I是将焊接后6005A铝型材焊件经在线自然空气冷却并在室温环境下停放24h;结果如图2所示，实施例2和对比例I完成的6005A铝型材焊件其母材的抗拉强度与延伸率基本一致，而实施例2焊缝的抗拉强度和延伸率明显优于对比例I;且实施例2焊缝与母材力学性能差异小，焊缝和母材强度更加均匀。
[0065]对比例2。
[0066]本实施例提供一种铝材搅拌摩擦焊缝及母材强度均匀性的改进工艺方法，包括以下步骤:
[0067]第一步，焊接前，用油压机对6005A铝合金铸锭进行挤压，并对其在线淬火处理，获得厚度为5_的6005A铝型材；
[0068]第二步，在室温下进行自然时效处理30天，获得T4态6005A铝型材，然后进行搅拌摩擦焊接，获得6005A铝型材搅拌摩擦焊件；
[0069]第三步，焊接后，6005A铝型材焊件经在线自然空气冷却并在室温环境下停放168h；
[0070]第四步，对6005A铝型材搅拌摩擦焊件进行人工时效处理使其整体达到T6峰值时效状态，其时效处理温度为175°C，保温时间为8h，取出自然冷却到室温，获得6005A铝型材时效焊件。
[0071 ]上述对比例2与实施例2区别在于:实施例2焊接后将6005A铝型材焊件经在线自然空气冷却并在室温环境下停放48h;对比例2是将焊接后将6005A铝型材焊件经在线自然空气冷却并在室温环境下停放168h;结果如图2所示，实施例2和对比例2完成的6005A铝型材焊件其母材的抗拉强度与延伸率基本一致，而实施例2焊缝的抗拉强度和延伸率明显优于对比例2;且实施例2焊缝与母材力学性能差异小，焊缝和母材强度更加均匀。
[0072]对比例3。
[0073]本实施例提供一种铝材搅拌摩擦焊缝及母材强度均匀性的改进工艺方法，包括以下步骤:
[0074]第一步，焊接前，用油压机对6005A铝合金铸锭进行挤压，并对其在线淬火处理，获得厚度为5_的6005A铝型材；
[0075]第二步，在室温下进行自然时效处理30天，获得T4态6005A铝型材，然后进行搅拌摩擦焊接，获得6005A铝型材搅拌摩擦焊件；
[0076]第三步，焊接后焊件经在线自然空气冷却后并立刻对6005A铝型材搅拌摩擦焊件进行人工时效处理使其整体达到T6峰值时效状态，其时效处理温度为175°C，保温时间为8h，取出自然冷却到室温，获得6005A铝型材时效焊件。
[0077]上述对比例3与实施例2区别在于:实施例2焊接后将6005A铝型材焊件经在线自然空气冷却并在室温环境下停放48h;对6005A铝型材搅拌摩擦焊件进行人工时效处理使其整体达到T6峰值时效状态;对比例3是将焊接后焊件经在线自然空气冷却后并立刻对6005A铝型材搅拌摩擦焊件进行人工时效处理使其整体达到T6峰值时效状态;结果如图2所示，实施例2和对比例3完成的6005A铝型材焊件其母材的抗拉强度与延伸率基本一致，而实施例2焊缝的抗拉强度和延伸率明显优于对比例3;且实施例2焊缝与母材力学性能差异小，焊缝和母材强度更加均匀。
[0078]对比例4。
[0079]本实施例提供一种铝材搅拌摩擦焊缝及母材强度均匀性的改进工艺方法，包括以下步骤:
[0080]第一步，焊接前，用油压机对6005A铝合金铸锭进行挤压，并对其在线淬火处理，获得厚度为5_的6005A铝型材；
[0081 ]第二步，进行峰值人工时效T6处理，获得T6态6005A铝型材，然后进行搅拌摩擦焊接，获得6005A铝型材搅拌摩擦焊件；
[0082]第三步，焊接后，6005A铝型材焊件经在线自然空气冷却并在室温环境下停放进行自然时效。
[0083]上述对比例4与实施例2区别在于:实施例2焊接后将6005A铝型材焊件经在线自然空气冷却并在室温环境下停放48h;对6005A铝型材搅拌摩擦焊件进行人工时效处理使其整体达到T6峰值时效状态;对比例4是将6005A铝型材直接进行峰值人工时效T6处理，获得T6态6005A铝型材，然后进行搅拌摩擦焊接，获得6005A铝型材搅拌摩擦焊件;焊接后，6005A铝型材焊件经在线自然空气冷却并在室温环境下停放进行自然时效;结果如图2所示，对比例4的完成的6005A铝型材焊件其母材的抗拉强度与延伸率，及焊缝的延伸率好于实施例2，但其母材和焊缝强度差别很大，而实施例2焊缝与母材力学性能差异小，焊缝和母材强度更加均匀。
[0084]对比例5。
[0085]本实施例提供一种铝材搅拌摩擦焊缝及母材强度均匀性的改进工艺方法，包括以下步骤:
[0086]第一步，焊接前，用油压机对6005A铝合金铸锭进行挤压，并对其在线淬火处理，获得厚度为5_的6005A铝型材；
[0087]第二步，进行峰值人工时效T6处理，获得T6态6005A铝型材，然后进行搅拌摩擦焊接，获得6005A铝型材搅拌摩擦焊件；
[0088]第三步，焊接后，经在线自然空气冷却后立刻对6005A铝型材搅拌摩擦焊件进行人工时效处理使其整体达到T6峰值时效状态，其时效处理温度为175°C，保温时间为8h，取出自然冷却到室温，获得6005A铝型材时效焊件。
[0089]上述对比例5与实施例2区别在于:实施例2焊接后将6005A铝型材焊件经在线自然空气冷却并在室温环境下停放48h;对6005A铝型材搅拌摩擦焊件进行人工时效处理使其整体达到T6峰值时效状态;对比例5是将6005A铝型材进行峰值人工时效T6处理，然后进行搅拌摩擦焊接，获得6005A铝型材搅拌摩擦焊件;焊接后，经在线自然空气冷却后立刻对6005A铝型材搅拌摩擦焊件进行人工时效处理使其整体达到T6峰值时效状态;结果如图2所示，对比例4的完成的6005A铝型材焊件其母材的抗拉强度延伸率略好于实施例2，但实施例2生产的6005A铝型材其母材和焊缝的延伸率，及焊缝的抗拉强度都明显优于对比例5，且对比例5生产的6005A铝型材母材和焊缝强度差别很大，而实施例2焊缝与母材力学性能差异小，焊缝和母材强度更加均匀。
[0090]通过对比例I?5和实施例2进行比较，可知，实施例2可获得综合力学性能提高的同时，缩小了焊缝与母材力学性能的差异，提高焊缝与母材的抗拉强度又可缩小焊缝与母材力学性能差异。
[0091]最后应当说明的是，以上实施例仅用以说明本发明的技术方案而非对本发明保护范围的限制，尽管参照较佳实施例对本发明作了详细说明，本领域的普通技术人员应当理解，可以对本发明的技术方案进行修改或者等同替换，而不脱离本发明技术方案的实质和范围。
【主权项】
1.一种铝材搅拌摩擦焊缝及母材强度均匀性的改进工艺方法，其特征在于:包括以下步骤:第一步，对6XXX系铝材淬火后经自然时效并在室温环境下自然冷却，使其达到T4状态；第二步，将达到T4状态的6XXX系铝材进行搅拌摩擦焊接加工，获得6XXX系铝材的焊接件;第三步，焊接后的焊接件经自然时效并在室温环境下停放;第四步，对焊接件进行T6人工时效处理，并将焊接件自然冷却到室温，获得焊缝及母材共同强化且强度差异小的6XXX系招材焊件。2.根据权利要求1所述的铝材搅拌摩擦焊缝及母材强度均匀性的改进工艺方法，其特征在于:所述第三步中焊接前为T4态的6XXX系铝材在焊接后于室温环境下停放时间为36?72h03.根据权利要求1所述的铝材搅拌摩擦焊缝及母材强度均匀性的改进工艺方法，其特征在于:所述第四步中焊接后焊缝和母材的T6人工时效处理温度为170?185°C，保温时间为8?12h04.根据权利要求1所述的铝材搅拌摩擦焊缝及母材强度均匀性的改进工艺方法，其特征在于:所述6XXX系铝材包括6XXX系铝合金挤压型材及乳制板材。
【文档编号】C22F1/04GK105821352SQ201610240781
【公开日】2016年8月3日
【申请日】2016年4月17日
【发明人】袁鸽成, 骆志捷, 何理谦, 曾国勋, 程永奇
【申请人】广东工业大学
一种提高Al-Zn-Mg合金强度的时效热处理工艺的制作方法
【专利摘要】一种提高Al?Zn?Mg合金强度的时效热处理工艺，是选择硬度值HV为85?115的T4态Al?Zn?Mg合金，进行二级人工时效；在保持合金延伸率不变化的同时，可以有效提高屈服强度及抗拉强度，较T6处理态的屈服强度最高提高9.0％，抗拉强度最高提高10.7％，人工时效时间缩短至20h以内,能耗小，且操作简单。本发明利用原材料出厂时的T4态直接与双级时效工艺配合，省去了在人工时效前的一道固溶工序，解决了常规时效时，固溶处理与人工时效之间停放时间长短不好控制的问题；特别是采用硬度指标，定量描述了合金进行双级时效工艺前应该达到的状态或者是合金的预时效状态，方便实际工业中的应用。适于工业化应用。
【专利说明】
一种提高AI -Zn-Mg合金强度的时效热处理工艺
技术领域
[0001] 本发明公开了一种提高Al-Zn-Mg合金强度的时效热处理工艺，属于铝合金热处理
技术领域。
【背景技术】
[0002] Al-Zn-Mg合金是一种可热处理强化的中高强可焊合金，由于其良好的比强度，成 型性能，焊接性能等优良特性而被作为承载结构件材料广泛运用于各类轨道车辆建造中。 传统的T6双级时效热处理工艺中，合金经固溶处理后直接进行例如100°C/8h+120°C/24h时 效处理。T5工艺，合金高温挤压成型后自然时效40天进行105°C/12h+150°C/8h双级人工时 效。，一部分工艺对固溶处理与人工时效之间的转移时间做了严格限定，并且时间很短（比 如低于30秒），这对实际生产运用而言无疑是不利的；而另一部分工艺虽然论证了在人工时 效前，进行一定时间的自然时效预处理对机械性能有利，但是在对自然时效处理效果的衡 量标准方面不够合理，仅仅简单的以自然时效多少小时或多少天来衡量，忽略了实际生产 中，因环境因素带来的对自然时效响应速率的影响，不够严谨，从而可能导致不同批次热处 理的材料出现性能不稳定的状况。
[0003] 传统双级时效热处理工艺，人工时效时间普遍在20h以上，人工时效时间过长，对 生产效率不利。此外，材料强度较T6处理态提高不明显。
[0004] Al-Zn-Mg合金原材料出厂状态大多为T4态，虽然T4态的该合金在实践中也有被大 量使用，但在对力学性能要求更高的场合，则必须采用其他时效处理，常规处理方法是重新 固溶后再做T6处理，需两道工序完成。
【发明内容】
[0005] 本发明的目的是提供一种提高Al-Zn-Mg合金强度的时效热处理工艺，采用本发明 时效热处理工艺处理后的Al-Zn-Mg合金，在不损失延伸率的前提下，可有效提高合金的屈 服强度及抗拉强度;且人工时效时间缩短至20h以内。
[0006] 本发明一种提高Al-Zn-Mg合金强度的时效热处理工艺，是采用下述方案实现的：
[0007] 选择硬度值HV为85-115的T4态Al-Zn-Mg合金，依次进行一级人工时效及二级人工 时效。
[0008] 本发明一种提高Al-Zn-Mg合金强度的时效热处理工艺，所述硬度值HV为85-115的 T4态Al-Zn-Mg合金是将已均匀化处理Al-Zn-Mg合金铸件经465-475°C保温55-65min水淬 后，时效至合金硬度为HV 85-115;所述时效选自温度小于等于50°C的自然时效或人工时 效。时效越充分，后续的人工时效效果越佳。
[0009] 本发明一种提高Al-Zn-Mg合金强度的时效热处理工艺，所述一级人工时效工艺参 数为:保温温度105-115°C，保温时间9-1 lh;二级人工时效工艺参数为:保温温度135-145 °C，保温时间7-9h，且从一级人工时效保温温度升温至二级人工时效保温温度的时间小于 等于20min。
[0010] 本发明一种提高Al-Zn-Mg合金强度的时效热处理工艺，所述Al-Zn-Mg合金，包括 下述组分按质量百分比组成：Zn:3.8~5.0 ;Mg:1.0~2.0;Cu:<0.2;Mn :0.2~0.7;Fe:< 0.35;Cr:<0.3 ;Si:<0.3;Ti:<0.2;Zr :<0.25;V:<0.1;Al:余量(wt. %)。
[0011 ] 本发明一种提高Al-Zn-Mg合金强度的时效热处理工艺，处理后的Al-Zn-Mg合金屈 服强度在354.8-395.8Mpa，抗拉强度407.6-448.2Mpa，延伸率与T6态Al-Zn-Mg合金相当，但 屈服强度较T6态Al-Zn-Mg合金的最多可提高9.0%，抗拉强度最多可提高10.7%。
[0012]需要说明的是，由于季节或地域因素导致自然时效温度有较大差异，导致合金在 的自然时效响应速率不同，因此本专利中，不单独使用自然时效时间，而将自然时效温度和 自然时效时间共同决定下的硬度值作为自然时效到某一合适状态的衡量标准。
[0013]当Al-Zn-Mg合金固溶处理后时效时间不充足，其硬度值仅达到90 ± 5HV时，进行一 级人工时效（在110±5°C时效10±lh)，及进行二级人工时效(在140±5°C时效8±lh)，Al-Zn-Mg合金可获得力学性能非常接近T6水平(达到T6抗拉强度的97 %)。此方案适用于对材 料力学性能要求相对而言不高的情况。当Al-Zn-Mg合金固溶处理后充分时效，其硬度值达 到110 ± 5HV时，进行一级人工时效（在110 ± 5 °C时效10 ± 2h)，及进行二级人工时效（在140 ± 5°C时效8 ± 2h)，Al-Zn-Mg合金可获得超出T6态9.0%及10.7 %的屈服强度和抗拉强度 (395.8MPa;448.2MPa)，并且不损失延伸率（13.8% )。此方案适用于对材料力学性能要求高 或者自然时效时间充裕的情况。
[0014]本发明的技术效果是：
[0015] 1、利用原材料出厂时的T4态直接与双级时效工艺配合，省去了在人工时效前的一 道固溶工序，解决了常规时效时，固溶处理与人工时效之间停放时间长短不好控制的问题； 特别是采用硬度指标，定量描述了合金进行双级时效工艺前应该达到的状态或者是合金的 预时效状态，方便实际工业中的应用。
[0016] 2、通过上述时效工艺处理，省去了现有技术中在进行人工时效前需再次固溶的工 序。
[0017] 3、解决了传统时效工艺中对固溶与人工时效之间，停放时间长短不好控制的问 题。
[0018] 4、在保持延伸率不变化的同时，可以有效提高屈服强度及抗拉强度，较T6处理态 的屈服强度最高提高9.0%，抗拉强度最高提高10.7%。
[0019] 5、人工时效时间缩短至20h以内，能耗小，且操作简单，适于工业化应用。
【附图说明】
[0020] 附图1为合金在平均温度5°C及25°C温度下的自然时效硬度变化曲线。
[0021] 附图2为实施例1、2、3以及T4、T5、T6状态Al-Zn-Mg合金的工程应力应变曲线。
[0022]从附图1可以看出，在平均温度为25°C自然时效，30天后，硬度逐渐趋于稳定状态， 并最终稳定在110HV附近。而在平均温度为5°C自然时效时，时效响应速率明显降低，以自然 时效30天为例，25°C及5°C条件下达到的硬度值分别为106HV及94HV。在上述情况下，如果不 排除温度的干扰，仅以时效时间作为自然时效状态的评判依据，显然是不精确的，特别是在 实际生产中，由于工厂所处不同炜度，自然时效所处不同季节时，就必须采用具有唯一性的 参量来描述自然时效的状态，比如硬度。
[0023]附图2中，曲线1为实施例1处理后的试件的应力应变曲线；
[0024]曲线2为实施例2处理后的试件的应力应变曲线；
[0025]曲线3为实施例3处理后的试件的应力应变曲线；
[0026]曲线4为T4状态试件的应力应变曲线；
[0027]曲线5为T5状态试件的应力应变曲线；
[0028]曲线6为T6状态试件的应力应变曲线；
[0029] 从附图2可以看出，实施例3,即自然时效到110HV进行专利所述双级时效后具有最 好的力学性能。此外，随着合金自然时效处理后硬度的提升，经专利所述双级时效处理后获 得的力学性能也是逐渐增强的。
【具体实施方式】
[0030] 本发明将通过三个实施例作进一步说明，但本发明的具体实施方案不仅限于下述 实施实例。
[0031] 三个实施例所用Al-Zn-Mg合金，各合金元素具体含量为：
[0032] Zn：3.82；Mg：1.62；Cu：0.2；Mn：0.4；Fe：0.35；Cr：0.3；Si：0.3；Ti：0.2；Zr：0.25；V： 0? 1 ;A1:余量(wt. % )。
[0033] 三个实施例处理后合金的屈服强度、抗拉强度、延伸率以及同样组分的合金经过 T4、T5、T6处理后的屈服强度、抗拉强度、延伸率数据均记录在表1中。
[0034] 实施例1
[0035] 将Al-Zn-Mg合金在470°C固溶lh后淬火，然后进行自然时效处理，用维氏硬度计跟 踪合金的硬度变化，当自然时效至硬度为90 ± 5HV时，在110°C时效10h，经过20min线性升温 后，在140°C时效8h。
[0036] 实施例2
[0037] 将Al-Zn-Mg合金在470°C固溶lh后淬火，然后进行自然时效处理，用维氏硬度计跟 踪合金的硬度变化，当自然时效至硬度为l〇〇±5HV时，在110°C时效10h，经过20min线性升 温后，在140°C时效8h。
[0038] 实施例3
[0039] 将Al-Zn-Mg合金在470°C固溶lh后淬火，然后进行自然时效处理，用维氏硬度计跟 踪合金的硬度变化，当自然时效至硬度为110 ± 5HV时，在110 °C时效10h，经过20min线性升 温后，在140°C时效8h。
[0040]表 1
[0042]从表1的数据可以看出：实施例1与T6处理获得的力学性能相当，而实施例3则在屈 服强度、抗拉强度方面较T6处理分别有9.0%及10.7%的提升，同时延伸率不降低。T6处理 时，如果是单级人工时效，时效时间在l〇〇h以上;双级时效例如100 °C/8h+120°C/24h，时效 时间也超过30h;而本发明中，人工时效时间不超过20h。因此可以发现，本发明在提升力学 性能的同时，人工时效时间也有较大幅度缩短。
【主权项】
1. 一种提高Al-Zn-Mg合金强度的时效热处理工艺，是选择硬度值HV为85-115的了4态 Al-Zn-Mg合金，依次进行一级人工时效及二级人工时效。2. 根据权利要求1所述的一种提高Al-Zn-Mg合金强度的时效热处理工艺，其特征在于： 所述硬度值HV为85-115的T4态Al-Zn-Mg合金是将已均匀化处理的Al-Zn-Mg合金铸件经 465-475Γ保温55-65min水淬后，时效至合金硬度为HV85-115。3. 根据权利要求2所述的一种提高Al-Zn-Mg合金强度的时效热处理工艺，其特征在于： 所述时效选自自然时效或温度小于等于50°C的人工时效。4. 根据权利要求1所述的一种提高Al-Zn-Mg合金强度的时效热处理工艺，其特征在于： 所述一级人工时效工艺参数为:保温温度l〇5-115°C，保温时间8-12h;二级人工时效工艺参 数为:保温温度135-145 °C，保温时间6-1 Oh。5. 根据权利要求4所述的一种提高Al-Zn-Mg合金强度的时效热处理工艺，其特征在于： 从一级人工时效保温温度升温至二级人工时效保温温度的时间小于等于20min。6. 根据权利要求1所述的一种提高Al-Zn-Mg合金强度的时效热处理工艺，其特征在于： 所述Al-Zn-Mg合金，包括下述组分按质量百分比组成：Zn: 3.8~5.0;Mg: 1.0~2.0; Cu: < 0.2;]?11:0.2~0.7;卩6:<0.35;0 :<0.3;51:<0.3;11:<0.2 ;2『：<0.25;￥:<0.1;八1 :余量 (wt. %) 〇7. 根据权利要求1-6任意一项所述的一种提高Al-Zn-Mg合金强度的时效热处理工艺， 其特征在于：处理后的Al-Zn-Mg合金屈服强度在354.8-395.8Mpa，抗拉强度407.6-448.2Mpa〇
【文档编号】C22F1/053GK105821353SQ201610421016
【公开日】2016年8月3日
【申请日】2016年6月14日
【发明人】陈江华, 饶栋, 杨修波, 伍翠兰, 余雄伟
【申请人】湖南大学
一种提高航空航天用铝合金尺寸稳定性的方法
【专利摘要】本发明提供了一种提高航空航天用铝合金尺寸稳定性的方法，属于有色金属加工技术领域。本发明方法是将经过双级均匀化处理的LY12铝合金，依次进行多道次热轧、多道次换向冷轧、双级固溶水淬处理、双级时效处理，得到晶粒尺寸均匀、组织稳定和残余应力较小的铝合金。应用本发明得到的LY12铝合金与常规处理方法相比，可有效降低铝合金表面残余应力10?50MPa，提高铝合金的微屈服强度30?60MPa，室温放置半年以上尺寸变化小于0.01％。本发明操作过程简便，成本较低，工艺流程也得到极大简化，处理后的铝合金晶粒尺寸均匀、组织稳定和残余应力细小。对提高我国航空航天惯性器件的使用精度和寿命，具有十分积极的作用。适于工业化生产。
【专利说明】
一种提高航空航天用铝合金尺寸稳定性的方法
技术领域
[0001]本发明涉及一种提高航空航天用铝合金尺寸稳定性的方法，属于有色金属加工技术领域。
【背景技术】
[0002]LY12铝合金材料具有质轻、比强度和比模量高、力学性能和加工性能优良等优点，可广泛应用于航空航天、电子、船舶和建筑业等领域。尤其是应用在航空航天惯性器件领域，铝合金可有效降低飞行器的自重，降低能耗，延长产品使用寿命。
[0003]LY12材料是航空航天惯性器件等领域的常用材料，由于航空航天惯性器件等领域的应用环境的特殊性，长期工作在剧烈变化的交变温度场中，因此，要求材料的组织均匀性好、残余应力低，否则，将导致器件在使用过程中的尺寸的不稳定。
[0004]现有技术中，LY12材料常规的热处理工艺是对熔炼后的铝合金进行480°C均匀化处理，之后进行单向热乳和冷乳，接下来进行500 °C固溶Ih和180 °C单级人工时效处理。经过这种处理，得到的材料组织、晶粒大小、第二相分布都不太均匀，并且第二相存在析出不完全的缺陷，造成材料组织的均匀性不足，降低材料组织的稳定性，由于材料组织变化的过程也就是材料应力的释放过程，因此，现有技术处理后的铝合金，残余应力较大，材料尺寸的稳定性不尚。
[0005]刘海峰等(专利号201210056797.8):在铝合金热处理过程中同时应用了 175-185°(:时效和245-255°(:过时效两种时效处理工艺，在完成温度为490-500°(:时间为0.5-6小时的固溶处理后，进行时效处理。应用该方法处理最佳的尺寸变化率在0.03 %左右。
[0006]现有技术处理的LY12材料应用在航空航天惯性器件等领域时，因交变温度、热应力、加工应力等作用下，材料会发生组织结构、应力状态的明显变化，特别是交变温度场的变化范围较大是，材料甚至会发生相转变，进一步加剧材料内部应力的变化;上述种种，导致现有LY12材料的组织稳定性变差，甚至产生形变，这种微小的形变导致的误差，将显著降低飞行器的精度和使用寿命。对于航空航天惯性器件的长期使用造成极为不利的影响。
[0007]因此，研究一种有效提升航空航天用铝合金尺寸稳定性的方法，成为本领域的亟需。
【发明内容】
[0008]本发明的目的在于克服现有技术之不足而提供一种提高航空航天用铝合金尺寸稳定性的方法;本发明处理后的铝合金晶粒尺寸均匀、组织稳定、残余应力。
[0009]本发明一种提高航空航天用铝合金尺寸稳定性的方法，是将经过双级均匀化处理的LYl 2铝合金，依次进行多道次热乳、多道次换向冷乳、双级固溶水淬处理、双级时效处理。
[0010]本发明一种提高航空航天用铝合金尺寸稳定性的方法，双级均匀化处理是将铝合金铸锭加热至420-460°C保温12-36h后继续升温至460-490°C保温0.5-3h;空冷。
[0011 ]本发明一种提高航空航天用铝合金尺寸稳定性的方法，所述多道次热乳，热乳温度为380-440°C，每道次变形量为8-13% ;乳制道次为4_8次。
[0012]本发明一种提高航空航天用铝合金尺寸稳定性的方法，所述多道次换向冷乳，每道次变形量为8-13% ;乳制道次为4-8次，换向冷乳的换向角为90°，即乳完一道次后，下一道次采取换向90°进行乳制；相邻道次间进行退火，退火工艺参数为:退火温度280-370°C，保温 0.5-2.5h。
[0013]本发明一种提高航空航天用铝合金尺寸稳定性的方法，多道次换向冷乳工序中，道次间进行表面清洗;表面清洗工艺为:碱洗、水洗、酸中和、清水冲洗后烘干;碱洗是将工件置于pH值为11?14氢氧化钠溶液中，浸泡I?4min ；酸中和是将碱洗后的工件用清水冲洗表面后，置于pH值为O?3的硝酸溶液中，浸泡I?4m i η。
[0014]本发明一种提高航空航天用铝合金尺寸稳定性的方法，所述双级固溶水淬处理是将铝合金工件加热至500-520°C保温0.5-2.5h后继续升温至525-545 °C保温0.5-2.5h;水淬。
[0015]本发明一种提高航空航天用铝合金尺寸稳定性的方法，所述双级时效处理在100-120°C保温10_40min后继续升温至160-200°C保温2-48h;空冷。
[0016]本发明一种提高航空航天用铝合金尺寸稳定性的方法，采用本发明方法得到的LY12铝合金与常规处理方法相比，可有效降低铝合金表面残余应力10-50MPa，提高铝合金的微屈服强度30-60MPa，室温放置半年以上尺寸变化小于等于0.01%。
[0017]原理和优势
[0018]本发明通过乳制工艺、双极固溶与双极时效的协同作用，乳制时产生等轴晶组织，晶粒大小均匀;双极固溶温度适宜，既可完全将第二相溶入基体，又不会造成过烧的现象降低材料性能;最后，双极时效时析出的第二相得以主要在晶界附近析出，使得第二相析出分布均匀，钉扎晶界和位错，极大促进材料的尺寸稳定性。
[0019]本发明采用多道次热乳加多道次换向冷乳的工艺，得到等轴晶组织，在多道次热乳过程中，晶粒沿乳向被拉长，逐渐形成纤维组织，随着变形量的增加，纤维组织内部会产生晶界，变成多个细晶组织，随后，通过多道次换向冷乳，抑制细晶组织往一个方向拉长生长，使细晶组织向四周均匀生长，获得均匀细小的等轴晶粒;如图1所示，该组织晶粒细小均匀，各向同性良好，能极大促进材料的尺寸稳定性。在乳制之后的双级固溶处理，可以将热乳冷乳后的析出相(Al2CuMg和AlCuFeMn)完全固溶于基体中，形成SSS过饱和固溶体，消除固溶不充分的影响，为后续第二相的均匀弥散析出奠定基础。之后采用的低高温双级时效处理，在低温阶段产生大量的GP区(Cu，Mg原子偏聚区)；随着时效温度的升高以及时效时间的延长，细小弥散的GP区向S’相转变成为第二相析出，这些充分析出的S’相使材料的组织变化趋于稳定，这是由于低高温双级时效处理，一方面，低温阶段使之前的过饱和固溶体中溶解的相完全析出，材料的状态已经趋于稳定，另一方面，高温阶段，细小弥散分布的第二相均匀分布于材料内部，使材料的组织更加均匀，同时钉扎位错，使材料的尺寸稳定性进一步得到提高，如图2所示。本发明的各个步骤环环相扣，通过多道次热乳、多道次换向冷乳、双级固溶水淬处理、双级时效处理的协同作用，综合提高材料尺寸稳定性，同时操作过程简便，成本较低，效果良好。克服了现有工艺中采用单级固溶，温度较低时无法完全将第二相溶于基体，造成之后的析出不均匀，温度过高时虽然可以完全将第二相溶解，但易造成过烧，降低材料性能的缺陷。
[0020]采用本发明得到的LY12铝合金与常规处理方法相比，可有效降低铝合金表面残余应力10-50MPa，提高铝合金的微屈服强度30-60MPa，室温放置半年以上尺寸变化小于等于0.01 %，同时工艺流程也得到极大简化。
[0021 ]综上所述，本发明操作过程简便，成本较低，工艺流程也得到极大简化，处理后的铝合金晶粒尺寸均匀、组织稳定和残余应力细小。对提高我国航空航天惯性器件的使用精度和寿命，具有十分积极的作用。适于工业化生产。
【附图说明】
[0022]附图1为本发明实施例2乳制后的合金金相组织。
[0023 ]附图2为本发明实施例3时效后的合金TEM组织。
[0024]附图2中，I——S，相;2——位错。
[0025]从图1中可以看出:实施例2乳制后的合金组织晶粒细小均匀，各向同性良好，能极大促进材料的尺寸稳定性。
[0026]从图2中可以看出:实施例3时效后的合金，在Al基体中析出了均匀分布的S’相;这种析出的第二相消除了过饱和固溶体的不稳定性，使材料组织趋于稳定，且均匀弥散分布的第二相可以钉扎位错，增加材料变形的难度，提高材料尺寸稳定性。
【具体实施方式】
[0027]为了进一步加深对本发明的理解，下面结合实施例对本发明进行详细介绍，必须指出，本发明的权利保护范围不受下面实施例的限制。
[0028]对比例I
[0029](I)将铝合金进行470 °C均匀化处理16h，冷却方式;空冷。
[0030](2)将均匀化处理后的铝合金进行4道次热乳处理，其热乳温度为380°C。将热乳后的LYl 2铝合金置于pH=12的氢氧化钠溶液中侵蚀，侵蚀时间为2mim。之后采用清水清洗Imin，置于pH=2的硝酸溶液中中和处理2min。
[0031](3)将清洗后的铝合金进行4道次冷乳处理。每乳完一道次均采用中间退火处理，中间退火的温度和时间分别为300 °C、0.5h。
[0032](4)将冷乳后的铝合金置于pH=ll的氢氧化钠溶液中侵蚀，侵蚀时间为2mim。之后采用清水清洗lmin，置于pH=l的硝酸溶液中中和处理2min。
[0033](5)将清洗后的铝合金进行固溶水淬处理，采用的时间和温度分别为525°C、2.5h。
[0034](6)将固溶处理后的铝合金进行时效处理，采用的时间和温度分别为180°C、12h，冷却方式:空冷。
[0035]本对比例处理得到的一种航空航天用铝合金表面残余应力75MPa压应力，微屈服强度120MPa，室温放置6个月，尺寸变化小于0.05 %。
[0036]实施例1
[0037](I)将LY12铝合金铸锭进行双级均匀化处理，其双级均匀化处理的温度和时间分别为420 0C、12h和460 °C、0.5h，冷却方式:空冷。
[0038](2)将均匀化处理后的LY12铝合金进行4道次热乳处理，其热乳温度为380°C。将热乳后的LY12铝合金置于pH=11的氢氧化钠溶液中侵蚀，侵蚀时间为lmim。之后采用清水清洗lmin，置于pH=2的硝酸溶液中中和处理lmin。
[0039](3)将清洗后的LY12招合金进行4道次冷乳处理，乳完一道次后，下一道次采取换向90°进行乳制。每乳完一道次均采用中间退火处理，中间退火的温度和时间分别为280°C、0.5h0
[0040](4)将冷乳后的LY12铝合金置于pH=11的氢氧化钠溶液中侵蚀，侵蚀时间为lmim。之后采用清水清洗lmin，置于ρΗ=0的硝酸溶液中中和处理lmin。
[0041 ] (5)将清洗后的LY12铝合金进行双级固溶水淬处理，采用的时间和温度分别为500。。、0.511和525。(:、0.5110
[0042](6)将双级固溶处理后的LY12铝合金进行双级时效处理，采用的时间和温度分别为100°C、10min和160°C、2h，冷却方式:空冷。
[0043]本实施例处理得到的一种航空航天用铝合金与常规处理方法相比，可有效降低铝合金表面残余应力1MPa，提高铝合金的微屈服强度30MPa，室温放置6个月，尺寸变化小于0.009%。
[0044]实施例2
[0045](I)将LY12铝合金铸锭进行双级均匀化处理，其双级均匀化处理的温度和时间分别为460 0C、36h和490 °C、3h，冷却方式:空冷。
[0046](2)将均匀化处理后的LY12铝合金进行8道次热乳处理，其热乳温度为440°C。将热乳后的LY12铝合金置于pH=14的氢氧化钠溶液中侵蚀，侵蚀时间为4mim。之后采用清水清洗4min，置于口!1=3的硝酸溶液中中和处理4111；[11。
[0047](3)将清洗后的LY12铝合金进行8道次冷乳处理，乳完一道次后，下一道次采取换向90°进行乳制。每乳完一道次均采用中间退火处理，中间退火的温度和时间分别为370°C、
2.5h0
[0048](4)将冷乳后的LY12铝合金置于pH=14的氢氧化钠溶液中侵蚀，侵蚀时间为4mim。之后采用清水清洗4min，置于pH=3的硝酸溶液中中和处理4min。
[0049 ] (5)将清洗后的LYl 2铝合金进行双级固溶水淬处理，采用的时间和温度分别为520°C、2.51^P545°C、2.5h。
[0050](6)将双级固溶处理后的LY12铝合金进行双级时效处理，采用的时间和温度分别为120°C、40min和200°C、48h，冷却方式:空冷。
[0051]本实施例处理得到的一种航空航天用铝合金与常规处理方法相比，可有效降低铝合金表面残余应力50MPa，提高铝合金的微屈服强度60MPa，室温放置6个月，尺寸变化小于0.005%。
[0052]实施例3
[0053](I)将LY12铝合金铸锭进行双级均匀化处理，其双级均匀化处理的温度和时间分别为430 0C、18h和480 °C、2h，冷却方式:空冷。
[0054](2)将均匀化处理后的LY12铝合金进行6道次热乳处理，其热乳温度为400°C。将热乳后的LY12铝合金置于pH=12的氢氧化钠溶液中侵蚀，侵蚀时间为2mim。之后采用清水清洗3m i η，置于pH=2的硝酸溶液中中和处理2m i η。
[0055](3)将清洗后的LY12铝合金进行5道次冷乳处理，乳完一道次后，下一道次采取换向90°进行乳制。每乳完一道次均采用中间退火处理，中间退火的温度和时间分别为320°C、1.5ho
[0056](4)将冷乳后的LY12铝合金置于pH=13的氢氧化钠溶液中侵蚀，侵蚀时间为3mim。之后采用清水清洗2min，置于pH=I的硝酸溶液中中和处理3min。
[0057](5)将清洗后的LYl 2铝合金进行双级固溶水淬处理，采用的时间和温度分别为510。。、1.511和535。(:、1.5110
[0058](6)将双级固溶处理后的LY12铝合金进行双级时效处理，采用的时间和温度分别为110°C、20min和180°C、20h，冷却方式:空冷。
[0059]本实施例处理得到的一种航空航天用铝合金与常规处理方法相比，可有效降低铝合金表面残余应力32MPa，提高铝合金的微屈服强度45MPa，室温放置6个月，尺寸变化小于0.008%。
[0060]从以上实施例与对比例得到的材料性能参数可知:采用本发明工艺方法可有效降低合金的表面残余应力，提高微屈服强度，提高材料尺寸稳定性。
【主权项】
1.一种提高航空航天用铝合金尺寸稳定性的方法，是将经过双级均匀化处理的LY12铝合金，依次进行多道次热乳、多道次换向冷乳、双级固溶水淬处理、双级时效处理。2.根据权利要求1所述的一种提高航空航天用铝合金尺寸稳定性的方法，其特征在于:双级均匀化处理是将铝合金铸锭加热至420-460°C保温12-36h后继续升温至460-490°C保温0.5-3h;空冷。3.根据权利要求1所述的一种提高航空航天用铝合金尺寸稳定性的方法，其特征在于:所述多道次热乳，热乳温度为380-440°C，每道次变形量为8-13% ;乳制道次为4_8次。4.根据权利要求1所述的一种提高航空航天用铝合金尺寸稳定性的方法，其特征在于:所述多道次换向冷乳，每道次变形量为8-13% ;乳制道次为4-8次，换向冷乳的换向角为90。。5.根据权利要求4所述的一种提高航空航天用铝合金尺寸稳定性的方法，其特征在于:多道次换向冷乳过程，相邻道次间进行退火。6.根据权利要求5所述的一种提高航空航天用铝合金尺寸稳定性的方法，其特征在于:退火工艺参数为:退火温度280-370°C，保温0.5-2.5h。7.根据权利要求6所述的一种提高航空航天用铝合金尺寸稳定性的方法，其特征在于:多道次换向冷乳工序中，道次间进行表面清洗;表面清洗工艺为:碱洗、水洗、酸中和、清水冲洗后烘干。8.根据权利要求1所述的一种提高航空航天用铝合金尺寸稳定性的方法，其特征在于:所述双级固溶水淬处理是将铝合金工件加热至500-520 °C保温0.5-2.5h后继续升温至525-545 °C 保温 0.5-2.5h;水淬。9.根据权利要求1所述的一种提高航空航天用铝合金尺寸稳定性的方法，其特征在于:所述双级时效处理在100-120°C保温10_40min后继续升温至160-200°C保温2-48h;空冷。10.根据权利要求1-9任意一项所述的一种提高航空航天用铝合金尺寸稳定性的方法，其特征在于:处理后的铝合金，室温放置半年，尺寸变化小于等于0.01 %。
【文档编号】C23G1/22GK105821354SQ201610246514
【公开日】2016年8月3日
【申请日】2016年4月20日
【发明人】肖来荣, 宋宇峰, 赵小军, 蔡圳阳, 余宸旭, 郭蕾, 刘子炜
【申请人】中南大学
一种高强韧铸造镁合金热处理方法
【专利摘要】本发明提供了一种高强韧铸造镁合金热处理方法，包括：采用氩气加氢气的混合气体作为氢元素置换强化气氛，并将压力设置为0.14?0.155MPa，固溶处理温度设置为500?510℃；经保温，排气，通氮气后进行淬火，淬火介质采用102?108℃的机油。为了应对各行业对高强度薄壁镁合金铸件的迫切需求，结合镁?稀土?锆?锌(银)系高强度铸造镁合金组织特点、快速高效热处理工艺需求和安全生产要求，本发明开创性的提出一种能对镁?稀土?锆?锌(银)系高强度铸造镁合金进行高效、稳定和安全系数高的热处理的方法。
【专利说明】
一种高强韧铸造镁合金热处理方法
技术领域
[0001 ]本发明涉及金属材料技术领域，具体涉及高强韧铸造镁合金热处理方法。
【背景技术】
[0002]由于航空、航天、军工和汽车等行业内减重、节能、环保及部件高度集成化和轻薄化的要求愈发迫切，近年来铸造镁合金在这些领域获得了广泛的应用。镁合金由于密度低、资源丰富、回收方便、比强度高、比刚度高等特点，己逐渐确立作为世界第三大金属工程材料的地位。虽然铸造镁合金性能优越，应用前景广阔，但是镁元素化学性能活泼，导致铸造镁合金材料热处理工艺复杂，特别是对于含锌、稀土和、锆和银元素的高强度薄壁镁合金铸件，常规固溶时效热处理工艺不能达到强化铸件性能的目的，这已成为限制高强度薄壁镁合金铸件在航天、航空和国防等领域广泛应用的主要问题之一。
[0003]将镁合金材料在空气中进行高温长时间保温的固溶处理不适合于镁-锌-稀土-锆-银系高强度铸造镁合金。因为此合金铸造过程中会形成镁-锌-稀土和镁-稀土-银这两种高温稳定相，这两种三元合金化合物需要在高温下(大于510°C)长时间保温(保温时间大于24h)，才能固溶到晶界附近区域，但是，在固溶的同时还会伴随着晶粒大幅长大的现象，而晶粒长大对铸态镁合金力学性能的下降效果远远大于固溶强化效果。
[0004]在文献《氢化处理ZM8高强度铸造镁合金》中提及了一种镁合金热处理方法。该方法采用将镁-锌-稀土系铸造镁合金在480°C的氢气气氛中保温24小时，并在150°C下时效处理24小时，获得了合金组织均匀细小、镁-锌-稀土三元合金箱固溶较好的镁合金材料。该方法方便简单，易于实施，能对镁-锌-稀土系铸造镁合金进行良好完全的热处理强化。但是该工艺方法对镁-锌-稀土-锆-银系高强度薄壁镁合金铸件适用性不好，首先，镁-锌-稀土-锆-银系高强度铸造镁合金中含有比镁-锌-稀土三元化合物高温稳定性更好的镁-稀土-银三元相，该三元相需要在500°C才能有较好的氢元素置换强化效果；其次，对于薄壁镁合金铸件，长时间保温条件下，会导致晶粒长大，损害铸件力学性能;再次，将高危险系数的单一氢气气氛加热至500°C并长时间保持正压力状态，易导致安全事故发生，使得氢气气氛热处理炉会成为重大危险源。
【发明内容】
[0005]为了应对各行业对高强度薄壁镁合金铸件的迫切需求，结合镁-稀土-锆-锌(银)系高强度铸造镁合金组织特点、快速高效热处理工艺需求和安全生产要求，本发明开创性的提出一种能对镁-稀土-锆-锌(银)系高强度铸造镁合金进行高效、稳定和安全系数高的热处理的方法。
[0006]—种高强韧铸造镁合金热处理方法，包括:采用氩气加氢气的混合气体作为氢元素置换强化气氛，并将压力设置为0.14-0.15510^，固溶处理温度设置为500-510°(:;经保温，排气，通氮气后进行淬火，淬火介质采用102-108°C的机油。
[0007]本发明采用氩气加氢气的混合气体作为氢元素置换强化气氛，提高高温固溶处理安全性;配合恰当的工艺步骤和参数，不仅提高氢元素与镁-锌-稀土三元化合物及镁-稀土-银三元相发生置换反应的驱动力，还能增加银元素和锌元素在镁基体中的固溶速度，减少固溶处理时间；同时，提高固溶处理效果，降低高强薄壁镁合金铸件在淬火过程中发生开裂和氧化的风险。并且，使铸件达到最佳时效强化效果。经本发明处理后的镁-稀土-锆-锌(银)系高强度铸造镁合金材料，室温抗拉强度可达350MPa，屈服强度达到235MPa，断后伸长率达到11 %。
[0008]具体的，上述高强韧铸造镁合金热处理方法，包括如下步骤:
[0009](I)将镁合金铸件放入镁合金热处理炉中，首先进行抽真空处理，使得真空度达到-0.07?-0.08MPa ；使用氮气填充镁合金热处理炉，使得炉内气压达到常压，打开热处理炉排气口，并继续由热处理炉底部向炉体内通氮气1-3分钟，氮气通入速度为1-1.5m3/min;关闭热处理炉排气口，将镁合金热处理炉进行抽真空处理，使得真空度达到-0.07?-
0.08MPa，然后向炉体内通过氩气和氢气的混合气体(氩气和氢气的体积比为1.3:1)，直到炉体内气压达到0.14-0.155MPa，关闭进气口，炉体内开始加热升温；
[0010]⑵当炉体温度达到500-510 °C时，开始对铸件进行保温，保温时间为10-20小时；
[0011](3)保温结束后，打开热处理炉排气口，将炉内气体经水槽排入空气中，当炉内气压达到常压后，由热处理炉底部向炉体内通入预热至90-95°C的氮气20-40秒，氮气通入速度为1-1.5m3/min ；
[0012](4)打开热处理炉，将镁合金铸件放入102-108°C的混合机油内进行淬火处理(混合机油由10号机油和30号机油构成，两种机油的质量百分比为1:3);
[0013](5)固溶处理完成后两小时内，对铸件进行时效处理;时效处理温度为140-146°C，时效处理时间为48-50小时。
[0014]有益效果
[0015]1.本发明所述的镁合金热处理方法，采用氩气加氢气的混合气体作为氢元素置换强化气氛，比纯氢气置换强化气氛具有更高的安全性;配合恰当的工艺步骤和参数，不仅使得氢元素置换反应速度更快，置换程度更彻底，银元素和锌元素固溶效果更好；同时，镁合金在淬火过程中发生开裂和氧化的风险大大降低;并且，使铸件达到最佳时效强化效果。使用本发明所述热处理工艺方法制备镁-锌-稀土-锆-银系铸造镁合金，室温抗拉强度可达350MPa，屈服强度达到235MPa，断后伸长率达到11%。
[0016]2.本发明所述镁合金热处理方法适合通过砂型、石膏型、壳型和金属型等生产的铸件，工艺方法简单，安全性高，强化效果好，工艺稳定性好，适合于大规模推广应用。
【具体实施方式】
[0017]以下结合实施例对本发明作进一步详细描述。
[0018]实施例1:ZE41A
[0019]一种高强韧铸造镁合金热处理方法，包括以下步骤:
[0020](I)将ZE41A镁合金铸件放入镁合金热处理炉中，首先进行抽真空处理，使得真空度达到-0.07MPa;使用氮气填充镁合金热处理炉，使得炉内气压达到常压，打开热处理炉排气口，并继续由热处理炉底部向炉体内通氮气I分钟，氮气通入速度为1.5m3/min;关闭热处理炉排气口，将镁合金热处理炉进行抽真空处理，使得真空度达到-0.07MPa，然后向炉体内通过氩气和氢气的混合气体(氩气和氢气的体积比为1.3:1)，直到炉体内气压达到
0.14MPa，关闭进气口，炉体内开始加热升温。
[0021 ] (2)当炉体温度达到505 °C时，开始对铸件进行保温，保温时间为1小时。
[0022](3)保温结束后，打开热处理炉排气口，将炉内气体经水槽排入空气中，当炉内气压达到常压后，由热处理炉底部向炉体内通入预热至90°C的氮气30秒，氮气通入速度为
1.5m3/min。
[0023](4)打开热处理炉，将镁合金铸件放入106 0C的混合机油内进行淬火处理(混合机油由10号机油和30号机油构成，两种机油的质量百分比为1:3)。
[0024](5)固溶处理完成后两小时内，对铸件进行时效处理。时效处理温度为140°C，时效处理时间为48小时。
[0025]本实施例ZE41A铸造镁合金经热处理后，室温抗拉强度为253MPa，屈服强度为171MPa，断后伸长率为6.5%。
[0026]实施例2:QE22A
[0027]一种高强韧铸造镁合金热处理方法，包括以下步骤:
[0028](I)将QE22A镁合金铸件放入镁合金热处理炉中，首先进行抽真空处理，使得真空度达到-0.076MPa ；使用氮气填充镁合金热处理炉，使得炉内气压达到常压，打开热处理炉排气口，并继续由热处理炉底部向炉体内通氮气2分钟，氮气通入速度为1.25m3/min;关闭热处理炉排气口，将镁合金热处理炉进行抽真空处理，使得真空度达到-0.076MPa，然后向炉体内通过氩气和氢气的混合气体(氩气和氢气的体积比为1.3:1)，直到炉体内气压达到
0.148MPa，关闭进气口，炉体内开始加热升温。
[0029](2)当炉体温度达到500°C时，开始对铸件进行保温，保温时间为16.5小时。
[0030](3)保温结束后，打开热处理炉排气口，将炉内气体经水槽排入空气中，当炉内气压达到常压后，由热处理炉底部向炉体内通入预热至95°C的氮气40秒，氮气通入速度为lm3/min。
[0031](4)打开热处理炉，将镁合金铸件放入102 °C的混合机油内进行淬火处理(混合机油由10号机油和30号机油构成，两种机油的质量百分比为1:3)。
[0032](5)固溶处理完成后2小时内，对铸件进行时效处理。时效处理温度为142°C，时效处理时间为49小时。
[0033]本实施例的QE22A铸造镁合金经热处理后，室温抗拉强度为305MPa，屈服强度为212MPa，断后伸长率为6%。
[0034]实施例3:Mg-5.5Zn-0.75Zr_l.4Ce_l.7Nd_0.65Ag铸造镁合金
[0035]一种高强韧铸造镁合金热处理方法，包括以下步骤:
[0036](I)将Mg-5.5Zn-0.75Zr_l.4Ce_l.7Nd-0.65Ag铸造镁合金铸件放入镁合金热处理炉中，首先进行抽真空处理，使得真空度达到-0.0SMPa;使用氮气填充镁合金热处理炉，使得炉内气压达到常压，打开热处理炉排气口，并继续由热处理炉底部向炉体内通氮气3分钟，氮气通入速度为lm3/min;关闭热处理炉排气口，将镁合金热处理炉进行抽真空处理，使得真空度达到-0.08MPa，然后向炉体内通过氩气和氢气的混合气体(氩气和氢气的体积比为1.3:1)，直到炉体内气压达到0.155MPa，关闭进气口，炉体内开始加热升温。
[0037](2)当炉体温度达到510 °C时，开始对铸件进行保温，保温时间为20小时。
[0038](3)保温结束后，打开热处理炉排气口，将炉内气体经水槽排入空气中，当炉内气压达到常压后，由热处理炉底部向炉体内通入预热至93°C的氮气20秒，氮气通入速度为
1.3m3/min ；
[0039](4)打开热处理炉，将镁合金铸件放入108 °C的混合机油内进行淬火处理(混合机油由10号机油和30号机油构成，两种机油的质量百分比为1:3)。
[0040](5)固溶处理完成后两小时内，对铸件进行时效处理。时效处理温度为146°C，时效处理时间为50小时。
[0041 ] 本实施例的Mg-5.5Zn-0.75Zr_l.4Ce_l.7Nd_0.65Ag铸造镁合金经热处理后，室温抗拉强度为350MPa，屈服强度为235MPa，断后伸长率为11 %。
【主权项】
1.一种高强韧铸造镁合金热处理方法，包括:采用氩气加氢气的混合气体作为氢元素置换强化气氛，并将压力设置为0.14-0.155MPa，固溶处理温度设置为500-510 °C ；经保温，排气，通氮气后进行淬火，淬火介质采用102-108°C的机油。2.如权利要求1所述的高强韧铸造镁合金热处理方法，包括如下步骤: (1)将镁合金铸件放入镁合金热处理炉中，首先进行抽真空处理，使得真空度达到-0.07?-0.08MPa ；使用氮气填充镁合金热处理炉，使得炉内气压达到常压，打开热处理炉排气口，并继续由热处理炉底部向炉体内通氮气1-3分钟，氮气通入速度为1-1.5m3/min;关闭热处理炉排气口，将镁合金热处理炉进行抽真空处理，使得真空度达到-0.07?-0.08MPa，然后向炉体内通过氩气和氢气的混合气体，直到炉体内气压达到0.14-0.155MPa，关闭进气口，炉体内开始加热升温； (2)当炉体温度达到500-510°C时，开始对铸件进行保温，保温时间为10-20小时； (3)保温结束后，打开热处理炉排气口，将炉内气体经水槽排入空气中，当炉内气压达到常压后，由热处理炉底部向炉体内通入预热至90-95°C的氮气20-40秒，氮气通入速度为1-1.5m3/min； (4)打开热处理炉，将镁合金铸件放入102-108°C的机油内进行淬火处理； (5)固溶处理完成后两小时内，对铸件进行时效处理;时效处理温度为140-146°C，时效处理时间为48-50小时。3.如权利要求2所述的高强韧铸造镁合金热处理方法，所述步骤(I)中的氩气和氢气的体积比为1.3:1。4.如权利要求1、2或3所述的高强韧铸造镁合金热处理方法，所述步骤(4)中的机油为混合机油，由10号机油和30号机油按照1:3的质量比混合而成。
【文档编号】C22F1/02GK105821355SQ201610398539
【公开日】2016年8月3日
【申请日】2016年6月7日
【发明人】陈强, 万元元, 黄志伟, 邓天泉, 赵祖德, 宁海青, 柴舒心, 鲁美琪
【申请人】中国兵器工业第五九研究所
一种利用织构提高镁合金电磁屏蔽性能的方法
【专利摘要】本发明提供一种利用织构提高镁合金电磁屏蔽性能的方法。首先将镁合金在350?400oC条件下进行均匀化处理10?12h，水淬冷却至室温；将经过前述技术方案处理的镁合金进行变形量为20?60％的热轧变形，之后再将轧制后的镁合金板材在430?480°C条件下退火处理10?30min，空冷至室温。通过轧制变形，可以使镁合金基面织构强度增加，使合金板材表面与空气阻抗不匹配程度增加，从而导致电磁波在合金表面处的反射损耗增多，经本发明所述工艺处理的镁合金电磁屏蔽性能提高显著。本发明所涉及的工艺设备为通用设备，成本较低，容易操作，工业上易于实现。
【专利说明】
一种利用织构提高镆合金电磁屏蔽性能的方法
技术领域
[0001] 本发明属于金属材料技术领域，具体涉及一种利用织构改善镁合金电磁屏蔽性能 的工艺方法。
【背景技术】
[0002] 随着现代科学技术的高速发展，越来越多电子、电气设备被投入使用，给人类的生 产和生活带来了极大的便利。与此同时，其附带产生的各种频率和能量的电磁波却充斥着 我们的生活空间，进而形成了一种继水污染、大气污染、噪音污染之后的新型污染，即电磁 福射污染。人们通常采用电磁屏蔽(Electromagnetic Shielding)的方法对电磁污染进行 处理。然而，实现电磁屏蔽是一项非常复杂的系统工程，屏蔽材料在其中扮演着举足轻重的 角色。
[0003] 镁合金作为工程应用中质量最轻的结构材料，具有一系列优点。当镁合金用作屏 蔽材料时，其与传统金属相比，具有密度低，质量轻，比强度高的优势;与泡沫材料，涂层、复 合材料相比，镁合金具有优良的力学性能、电磁屏蔽性能且对环境友好，还可用做工程结构 材料。特别是在对重量比较敏感的电磁兼容领域，如既追求轻量化又需要考虑电磁辐射问 题的3C电子、日用家电、轨道交通、汽车座舱等领域，由于镁的低密度（1.74 g/cm3)和高电 导率(2.3X107 S/m，40% IACS)，镁合金具有特殊的发展优势。
[0004] 但是，对镁合金电磁屏蔽的研究还处在基础阶段，对镁合金材料的电磁屏蔽性能 的调控依然不够明确。镁合金的电磁屏蔽性能还有进一步提高的空间，以满足更为广泛的 工程实际需求。通过塑性变形，可以使合金中原来任意取向的晶粒逐渐调整取向而趋于一 致，形成织构。作为HCP结构，当有织构产生时，镁合金呈现各向异性，对其各项性能产生较 大影响。因此，利用通过乳制来强化织构，从而改善镁合金的电磁屏蔽性能的方法可操作性 强，易于推广，对于进一步研究具有优良电磁屏蔽性能的镁合金具有重要的意义。
【发明内容】
[0005] 针对现有技术存在的不足之处，本发明目的是提供了一种提利用织构改善镁合金 电磁屏蔽性能的方法。该方法通过不同变形量的热乳及后续的退火处理可有效地强化该乳 制镁合金的织构，通过织构的强化来进一步提高电磁屏蔽性能，所用工艺设备为常规通用 设备，成本较低，容易操作，工业上也易于实现。
[0006] 为了实现上述目的，本发明采用如下技术方案： 一种利用织构提高镁合金电磁屏蔽性能的方法，包括如下步骤： (1) 均匀化处理:对铸态镁合金在热处理炉中进行均匀化处理，升温速度15-20 °C/min， 加热到350-400 °C，保温10-12 h，完成后将铸锭水冷至室温； (2) 机加工:将步骤(1)得到的镁合金铸锭锯切、车皮至合适尺寸，得到厚度分别为2.5- 5.5 mm的圆片备用;直径可依实际需要进行改变； (3) 热乳变形:热乳前需在电阻炉中保温20-40 min，保温温度为300-350°C，热乳过程 的单次压下量根据不同合金板材的厚度及乳制道次进行调整，范围为o.l-o. 5 mm，每次乳 制的单次压下量随乳制道次的增多逐渐减小，直至乳制成2-3 _厚的板材。在变形过程中， 在各个道次间隙需要回炉保温3-5 min。相邻乳制道次间，需要对试样进行翻转，并采用动 物油对乳辊表面进行润滑，防止乳制板材弯曲过大。最终，获得变形量分别为20-60%的平整 镁合金板材； (4)退火处理：对不同乳制变形量的镁合金在热处理炉中进行退火处理，退火温度为 430-480 °C，保温时间为10-30 min，空冷至室温。
[0007] 相比现有技术，本发明具有如下有益效果： (1)本发明使得镁合金板材电磁屏蔽性能提高显著:乳制变形后镁合金板材的织构得 到明显强化，电磁屏蔽效能得到了显著的提高，随乳制变形量的增加，可以提高15%-20% 左右。
[0008] (2)本发明所采用的乳制工艺可以乳制出平整的镁合金板材，而不产生过大的弯 曲，利于各方面以及工业上的应用。
[0009] (3)本发明操作简单、成本较低:本发明利用常规的通用设备即可实现，工艺设计 合理、流程短。其中所使用原料为常见镁合金，并且仅通过热乳和退火即可获得具有更高更 高电磁屏蔽性能的变形镁合金，提高了生产效率，降低成本，有利于大规模工业化应用。
[0010] 本发明改善合金电磁屏蔽性能的机理在于:对于镁合金，通过乳制获得了强基面 织构。该过程中合金内部晶粒发生翻转，使其C轴逐渐平行于乳制板的法向方向（ND)，由于 镁金属沿c轴电导率高于a轴方向，使得乳制板面的阻抗2 3随着乳制变形量的增加而降低， 进而而增大了板面与空气的阻抗差值。材料表面与空气的阻抗差值越大，电磁波更容易被 反射。另外，趋于一致的晶粒，让入射电磁波接触到由各个晶粒基面组成的板面，电磁波发 生反射。晶粒取向的一致性程度越高，基面织构强度越强，对电磁波的反射损耗越高。
【附图说明】
[0011]图1为不同乳制变形量AZ31合金宏观织构。
[0012]其中：（a)未变形；（b)实施例1; (c)实施例2; (d)实施例3。
【具体实施方式】
[0013]下面结合附图和实施例对本发明作进一步的详细说明。
[0014] 需要说明的是，这些实施例仅用于说明本发明，而不是对本发明的限制，在本发明 的构思前提下本方法的简单改进，都属于本发明要求保护的范围。
[0015] 实施例1: 一种利用织构提高镁合金电磁屏蔽性能的方法，该方法包括以下步骤： (1) 均匀化处理:对铸态的AZ31镁合金在热处理炉中进行高温均匀化处理，升温速度 15-20°C/min，加热到380°C，保温12h，完成后将铸锭水冷至室温； (2) 机加工:将步骤（1)得到的镁合金铸锭锯切、车皮至合适尺寸，得到厚度为2.8 mm， 直径为135mm的圆片，备用； (3) 热乳变形:热乳前需在350°C电阻炉中保温30 min，热乳过程的单次压下量根据乳 制道次进行调整，范围为0.1-0.2 mm，每次乳制的单次压下量随乳制道次的增多逐渐减小， 直至乳制成2 mm厚的板材。在变形过程中，在各个道次间隙需要回炉保温5 min。相邻乳制 道次间，需要对试样进行翻转，并采用动物油对乳辊表面进行润滑，防止乳制板材弯曲过 大。最终，获得变形量为20%的平整AZ31镁合金板材； (4)退火处理:对不同乳制变形量的AZ31镁合金在热处理炉中进行退火处理，退火温度 为450°C，保温时间为10 min，空冷至室温。
[0016] 实施例2:本实施例采用厚度为3.3_的AZ31镁合金的原片，苯用与实施例1相同的 均匀化处理工艺及退火处理工艺，热乳过程的单次压下量根据乳制道次进行调整，范围为 0.2-0.3 mm，每次乳制的单次压下量随乳制道次的增多逐渐减小，最后得到变形量为35%的 AZ31镁合金板材。
[0017] 实施例3:本实施例采用厚度为5.3_的AZ31镁合金的原片，采用与实施例1相同的 均匀化处理工艺及退火处理工艺，热乳过程的单次压下量根据乳制道次进行调整，范围为 0.3-0.5 mm，每次乳制的单次压下量随乳制道次的增多逐渐减小，最后得到变形量为60%的 AZ31镁合金板材。
[0018] 取上述实施例1~3的AZ31镁合金乳制板材进行织构分析并对电磁屏蔽性能进行测 试，测出的性能见表1。为了便于比较，表1中同时给出了未经乳制的合金板材的性能数据。
[0019] 表1本发明所述镁合金材料的织构强度和电磁屏蔽性能
通过表1中织构强度一栏可以发现，未变形态AZ31合金没有明显的织构，合金的晶粒取 向比较随机。在乳制变形后，合金织构类型从随机织构转变为(0001)基面织构，且随着变形 量的增加基面织构强度逐渐增加。同时可以推断合金中的晶粒随着乳制变形量的增加而逐 渐发生转动，从而使其c轴偏转至趋向平行于ND方向。
[0020] 通过表1中电磁屏蔽效能一栏可以发现，乳制变形后合金的电磁屏蔽性能得到了 显著的提高。该过程可以分为I和n阶段:第I阶段，原始态合金样品在测试频段的电磁屏蔽 效能为73~98dB，经过20%变形量后屏蔽效能显著提高到84~98dB;第II阶段，增加合金的 乳制变形量到35%时，屏蔽效能提高到86~98dB，进一步增加乳制变形量到60%时，屏蔽效能 微小提升至87~98dB。
[0021] 可见，通过乳制以及乳制变形量的增加，可以使镁合金基面织构强度增加，板材表 面与空气阻抗不匹配程度的增加，从而导致电磁波在合金表面处的反射损耗增多，屏蔽性 能随之升高。乳制过程中合金内部晶粒发生翻转，使其c轴逐渐平行于乳制板的法向方向 (ND)。由于镁金属沿c轴电导率高于a轴方向，使得乳制板面的阻抗2 3随着乳制变形量的增 加而降低，进而而增大了板面与空气的阻抗差值。材料表面与空气的阻抗差值越大，电磁波 更容易被反射。另外，趋于一致的晶粒，让入射电磁波接触到由各个晶粒基面组成的板面， 电磁波发生反射。晶粒取向的一致性程度越高，基面织构强度越强，对电磁波的反射损耗越 高。因此，通过本发明方法处理的镁合金具有更高的电磁屏蔽性能（平均可以提升10dB左 右）。本发明涉及的是常用的热处理和乳制工艺，简单可靠，可以推广应用。
[0022]最后说明的是，以上实施例仅用以说明本发明的技术方案而非限制，尽管参照较 佳实施例对本发明进行了详细的说明，本领域的普通技术人员应当理解，可以对本发明的 技术方案进行修改或者等同替换，而不脱离本发明技术方案的宗旨和范围，其均应涵盖在 本发明的权利要求范围当中。
【主权项】
1. 一种利用织构提高镁合金电磁屏蔽性能的方法，其特征在于，包括如下步骤： (1) 均匀化处理：对铸态镁合金在热处理炉中进行高温均匀化处理，升温速度15-20 °C/min，加热到350-400 °C，保温10-12 h，完成后将铸锭水冷至室温； (2) 机加工:将步骤(1)得到的镁合金铸锭锯切、车皮至合适尺寸，得到厚度分别为2.5- 5.5 mm的圆片备用，直径可依实际需要进行改变； (3) 热乳变形：将步骤(2)得到的圆片进行热乳变形，热乳前需在电阻炉中保温20-40 min，保温温度为300-350°C，热乳过程的单次压下量根据不同合金板材的厚度及乳制道次 进行调整，范围为0.1-0.5 mm，直至乳制成2-3 mm厚的板材;在变形过程中，在各个道次间 隙需要回炉保温3-5 min;相邻乳制道次间，需要对圆片进行180°翻转，并采用动物油对乳 辊表面进行润滑，防止乳制板材弯曲过大;最终，获得变形量分别为20-60%的镁合金板材； (4) 退火处理：对不同乳制变形量的镁合金在热处理炉中进行退火处理，退火温度为 430-480 °C，保温时间为10-30 min，空冷至室温。2. 根据权利要求1所述的一种利用织构提高镁合金电磁屏蔽性能的方法，其特征在于： 所述均匀化处理温度为380-400 °C，保温时间为10-10.5h。3. 根据权利要求1所述的一种利用织构提高镁合金电磁屏蔽性能的方法，其特征在于： 乳制过程中的单次下压量需要为乳制出平板，根据不同试样及乳制道次进行调整，20-40% 变形量乳制单次压下量范围为0.1-0.2mm，40-60%变形量乳制单次压下量范围为0.2-0.5 mm，每次乳制的单次压下量随乳制道次的增多逐渐减小。4. 根据权利要求1所述的一种利用织构提高镁合金电磁屏蔽性能的方法，其特征在于： 相邻乳制道次间，需要对合金板材进行180°翻转，并进行lOmin的回炉保温。
【文档编号】C22F1/06GK105821356SQ201610427378
【公开日】2016年8月3日
【申请日】2016年6月16日
【发明人】陈先华, 郜商羽, 宋锴, 潘复生
【申请人】重庆大学
一种铅黄铜棒材的生产工艺的制作方法
【专利摘要】本发明提供了一种铅黄铜棒材的生产工艺，通过铸锭—挤压—盘拉刨皮—连拉连退—联合拉拔后得到铅黄铜棒材，根据此种生产工艺得到的铅黄铜棒材的再结晶晶粒细小，α相被众多细小的颗粒状β相分割成相对孤立的小块状组织，提高了铅黄铜棒材的切削性能。
【专利说明】
一种铅黄铜棒材的生产工艺
技术领域
[0001 ]本发明涉及一种铅黄铜棒材的生产工艺。
【背景技术】
[0002]铅黄铜之所以具有优良的切削性能，主要是因为Pb元素在组织中以软质点的形式存在，隔断了黄铜基体的连续性，使得铅黄铜棒材在车床上加工时断肩容易。
[0003]Φ 2.0?6.0mm小规格铅黄铜棒材生产工艺过程:铸锭一挤压一盘拉一井式炉退火一酸洗一联合拉拔，这种工艺生产的铅黄铜棒材虽然能满足中低速自动车床的加工要求，但是随着机械切削加工不断向自动化、高速化和精密化方向发展，对材料的切削性提出更高的要求，在某些特殊加工领域，这种工艺生产的铅黄铜棒材已经不适应高速、精密车床的加工要求。
[0004]主要原因是铅黄铜井式炉退火温度范围为500?600°C，退火保温时间通常在120?360分钟，由于退火温度高、保温时间长，再结晶组织粗大，α相和β相呈块状分布，α相之间相互连通，由于α相质软，β相质硬，质软的α相如果相互连通，切削加工时不易断肩和排肩。
【发明内容】
[0005]针对以上不足之处，本发明提供了一种青黄铜棒材的生产工艺。
[0006]—种铅黄铜棒材的生产工艺，所述生产工艺包括以下步骤:
[0007](I)将原料在1030?1090°C熔炼，再倒入保温炉静置5?20分钟；
[0008](2)水平连铸:将熔化后的铜水进行水平连铸，铸锭规格为Φ 80?Φ 200mm ；
[0009](3)铸锭加热:铸锭在550?750°C加热0.5?2小时；
[0010](4)挤压:加热好的铸锭进行脱皮挤压，挤压压力为5?20MN，挤压坯规格范围Φ 4?8mm;
[0011](5)盘拉刨皮:挤压坯进行盘拉刨皮，加工率控制在2?10% ;
[0012](6)连拉连退:盘拉刨皮后的线坯经过连拉连退机组拉伸，进线规格Φ4?8mm，出线规格Φ 2.2?Φ 6.2mm，在线退火属于连续展开式退火，退火线速度为150?400m/min，退火修正系数为3.0?10.0;
[0013](7)联合拉拔:连拉连退后的Φ 2.2?Φ6.2mm线还经联合拉拔出Φ 2.0?Φ6.0mm的棒材；
[0014](8)成品检验、包装、入库。
[0015]所述步骤(2)中水平连铸的各工艺参数为:牵引速度3 X 14?15 X 104ym/s，牵引行程4 X 14?12 X 104μπι，停车时间10?120ms，反退速度3 X 14?14 X 104ym/s，反退行程0.2X 14?6 X 104μπι，退停时间5?10ms，铸锭在半自动卧式金属带锯床上进行锯切，锯切长度300?600mmo
[0016]所述步骤(3)中，铸锭在中频感应加热炉里按装料速度8?20根/小时进行加热。
[0017]所述步骤(4)中，加热好的铸锭在800?1800吨反向挤压机上进行脱皮挤压，压余厚度控制在10_25mm，同时挤出线还数量I?4根，挤压还盘圆方式收线。
[0018]所述步骤(5)中，一盘挤压坯的头部和另一盘挤压坯的尾部加热至550?700°C接头，然后经过倒立式拉丝机盘拉和刨皮，刨皮量0.1?0.3mm，盘拉后每盘卷重控制在500?I500kgο
[0019]所述步骤(6)中，连拉连退机组的模具数量为I?4只，拉伸速度I?8m/s，。
[°02°]所述步骤(7)中，联合拉拔使用2t联合拉拔机组，拉拔速度0.5?1m/s，棒材定尺长度2?3.5m。
[0021]本发明通过改变现有铅黄铜盘线的退火方式，使得铅黄铜再结晶组织由粗大变为细小，组织形貌为:α相被众多细小的颗粒状β相分割成相对孤立的小块状，经过试验验证，内部组织细小的铅黄铜棒材，切削性能得到显著提高，能满足高速自动车床的加工要求。
【附图说明】
[0022]图1为通过实施例1(右)和比较例I (左)的生产工艺所得到的型号为C3604 Φ 5mm铅黄铜棒材的内部组织结构图；
[0023]图2为通过实施例1(右)和比较例I (左)的生产工艺所得到的型号为C3604 Φ 5mm铅黄铜棒材的车肩形貌；
[0024]图3为通过实施例1(右)和比较例I (左)的生产工艺所得到的型号为C3604 Φ 5mm铅黄铜棒材的钻肩形貌；
[0025]图4为通过实施例2(右)和比较例2(左)的生产工艺所得到的型号为HPb59_l?4.2mm铅黄铜棒材的内部组织结构图；
[0026]图5为通过实施例2(右)和比较例2(左)的生产工艺所得到的型号为HPb59_l?4.2mm铅黄铜棒材的车肩形貌；
[0027]图6为通过实施例2(右)和比较例2(左)的生产工艺所得到的型号为HPb59_l?
4.2mm铅黄铜棒材的钻肩形貌。
【具体实施方式】
[0028]实施例1
[0029]一种铅黄铜棒材的生产工艺，所述铅黄铜棒材的型号为C3604? 5mm，所述生产工艺包括以下步骤:
[0030](I)按C3604铅黄铜棒材的成分进行配料，将配料分批加入感应电炉内熔炼，熔炼温度为1040°C，待全部金属熔化后静置5?20分钟；
[0031](2)水平连铸:铜水由结晶器从保温炉内水平连续引出，铸锭规格Φ120_，牵引速度6Χ 104口111/8，牵引行程7\ 104μηι，停车时间50ms，反退速度6Χ 104ym/s，反退行程I X 104μm，退停时间20ms，铸锭在半自动卧式金属带锯床上进行锯切，锯切长度500mm;
[0032](3)铸锭加热:铸锭在中频感应加热炉里按装料速度11根/小时进行加热，加热到温度620 °C，保温0.8小时；
[0033](4)挤压:加热好的铸锭在1250吨反向挤压机上进行脱皮挤压，挤压力10MN，压余厚度控制在15mm，挤压还规格为Φ 6.5mm，同时挤出线还数量4根，挤压还盘圆方式收线。
[0034](5)盘拉刨皮:一盘挤压坯的头部和另一盘挤压坯的尾部加热至600°C接头，然后经过倒立式拉丝机盘拉和刨皮，加工率控制在7 %，刨皮量0.25mm，盘拉后每盘卷重控制在
I200kgο
[0035](6)连拉连退:盘拉刨皮后的线坯经过连拉连退机组拉伸，模具数量2只，进线规格Φ 6mm,出线规格Φ 5.4mm，拉伸速度4.8m/s，在线退火线速度为245m/min，退火修正系数3.4。
[0036](7)联合拉拔:连拉连退后的Φ 5.4mm线还经过2t联合拉拔机组拉拔出Φ 5.0mm的棒材，拉拔速度2m/s，棒材定尺长度2.5m。
[0037](8)成品检验、包装、入库。
[0038]按照上述生产工艺生产得到的C3604?5mm铅黄铜棒材的再结晶晶粒细小，α相被众多细小的颗粒状β相分割成相对孤立的小块状组织，提高了 C3604 Φ 5mm铅黄铜棒材的切削性能，如图1-3所示。
[0039]实施例2
[0040]—种铅黄铜棒材的生产工艺，所述铅黄铜棒材的型号为HPb59-l? 4.2mm，所述生产工艺包括以下步骤:
[0041 ] (I)按HPb59_l铅黄铜棒材的成分进行配料，将配料分批加入感应电炉内熔炼，熔炼温度为1045°C，待全部金属熔化后倒入保温炉静置10分钟；
[0042](2)水平连铸:铜水由结晶器从保温炉内水平连续引出，铸锭规格Φ160_，牵引速度10 X 104μπι/ s，牵引行程10 X 104μηι，停车时间10ms，反退速度10 X 1 Vm/ s，反退行程5 XI OVn，退停时间80ms，铸锭在半自动卧式金属带锯床上进行锯切，锯切长度500mm;
[0043](3)铸锭加热:铸锭在中频感应加热炉里按装料速度10根/小时进行加热，加热到温度650°(:，保温1.5小时；
[0044](4)挤压:加热好的铸锭在1250吨反向挤压机上进行脱皮挤压，挤压力15MN，压余厚度控制在15mm，挤压还规格范围Φ 6mm，同时挤出线还数量2根，挤压还盘圆方式收线。
[0045](5)盘拉刨皮:一盘挤压坯的头部和另一盘挤压坯的尾部加热至600°C接头，然后经过倒立式拉丝机盘拉和刨皮，加工率控制在6.5%,刨皮量0.2mm，盘拉后每盘卷重控制在100kg0
[0046](6)连拉连退:盘拉刨皮后的线坯经过连拉连退机组拉伸，模具数量3只，进线规格Φ 5.6mm,出线规格Φ 4.8mm，拉伸速度5m/s，在线退火线速度为260m/min，退火修正系数3.2。
[0047](7)联合拉拔:连拉连退后的Φ 4.8mm线坯经过2t联合拉拔机组拉拔出Φ 4.2mm的棒材，拉拔速度2.2m/s，棒材定尺长度2.5m。
[0048](8)成品检验、包装、入库。
[0049]按照上述生产工艺生产得到的HPb59_lΦ4.2mm铅黄铜棒材的再结晶晶粒细小，α相被众多细小的颗粒状β相分割成相对孤立的小块状组织，提高了HPb59-l Φ 4.2mm铅黄铜棒材的切削性能，如图4-6所示。
[0050]比较例I
[0051 ] 一种铅黄铜棒材的生产工艺，所述铅黄铜棒材的型号为C3604? 5mm，所述生产工艺与实施例1相同，只是在步骤(6)中采用井式炉退火，退火温度为540°C，升温时间50分钟，保温时间为210分钟，并在退火之后经过酸洗后进行联合拉拔。
[0052]按照上述生产工艺生产得到的C3604? 5mm铅黄铜棒材，由于退火温度高、保温时间长，再结晶组织粗大，α相和β相呈块状分布，α相之间相互连通，由于α相质软，β相质硬，质软的α相如果相互连通，切削加工时不易断肩和排肩，如图1-3所示。
[0053]比较例2
[0054]一种铅黄铜棒材的生产工艺，所述铅黄铜棒材的型号为HPb59-l? 4.2mm，所述生产工艺与实施例2相同，只是在步骤(6)中采用井式炉退火，退火温度为560°C，升温时间50分钟，保温时间为180分钟，并在退火之后经过酸洗后进行联合拉拔。
[0055]按照上述生产工艺生产得到的HPb59-l Φ 4.2mm铅黄铜棒材，由于退火温度高、保温时间长，再结晶组织粗大，α相和β相呈块状分布，α相之间相互连通，由于α相质软，β相质硬，质软的α相如果相互连通，切削加工时不易断肩和排肩，如图4-6所示。
[0056]上述参照实施例对铅黄铜棒材的生产工艺进行的详细描述，是说明性的而不是限定性的，可按照所限定范围列举出若干个实施例，因此在不脱离本发明总体构思下的变化和修改，应属本发明的保护范围之内。
【主权项】
1.一种铅黄铜棒材的生产工艺，其特征在于，所述生产工艺包括以下步骤: (1)将原料在1030?1090°C熔炼，再倒入保温炉静置5?20分钟； (2)水平连铸:将熔化后的铜水进行水平连铸，铸锭规格为Φ80?Φ 200mm ； (3)铸锭加热:铸锭在550?750°C感应加热0.5?2小时； (4)挤压:加热好的铸锭进行脱皮挤压，挤压压力为5?2O M N，挤压坯规格范围Φ 4?8mm； (5)盘拉刨皮:挤压坯进行盘拉刨皮，加工率控制在2?10% ; (6)连拉连退:盘拉刨皮后的线坯经过连拉连退机组拉伸，进线规格Φ4?8mm，出线规格Φ 2.2?Φ 6.2mm，在线退火属于连续展开式退火，退火速度线为150?400m/min，退火修正系数为3.0?4.0; (7)联合拉拔:连拉连退后的Φ2.2?Φ 6.2mm线还经联合拉拔出Φ 2.0?Φ 6.0mm的棒材； (8)成品检验、包装、入库。2.根据权利要求1所述的生产工艺，其特征在于，所述步骤(2)中水平连铸的各工艺参数为:牵引速度3 X 14?15 X 104ym/s，牵引行程4 X 14?12 X 104μπι，停车时间10?120ms，反退速度3 X 14?14 X 1Ws，反退行程0.2 X 14?6 X 104μπι，退停时间5?10ms，铸锭在半自动卧式金属带锯床上进行锯切，锯切长度300?600mm。3.根据权利要求1所述的生产工艺，其特征在于，所述步骤(3)中，铸锭在中频感应加热炉里按装料速度8?20根/小时进行加热。4.根据权利要求1所述的生产工艺，其特征在于，所述步骤(4)中，加热好的铸锭在800?1800吨反向挤压机上进行脱皮挤压，压余厚度控制在10-25mm，同时挤出线坯数量I?4根，挤压坯盘圆方式收线。5.根据权利要求1所述的生产工艺，其特征在于，所述步骤(5)中，一盘挤压坯的头部和另一盘挤压坯的尾部加热至550?700°C接头，然后经过倒立式拉丝机盘拉和刨皮，刨皮量0.1?0.3mm，盘拉后每盘卷重控制在500?1500kg。6.根据权利要求1所述的生产工艺，其特征在于，所述步骤(6)中，连拉连退机组的模具数量为I?4只，拉伸速度I?8m/s。7.根据权利要求1所述的生产工艺，其特征在于，所述步骤(7)中，联合拉拔使用2t联合拉拔机组，拉拔速度0.5?I Om/s，棒材定尺长度2?3.5m。
【文档编号】B21C37/04GK105821357SQ201610325744
【公开日】2016年8月3日
【申请日】2016年5月17日
【发明人】叶东皇, 罗继华
【申请人】安徽鑫科新材料股份有限公司
提高中锰锰铜合金阻尼稳定性的方法
【专利摘要】本发明涉及提高中锰锰铜合金阻尼稳定性的热处理方法，是将熔铸中锰锰铜合金铸锭热轧成5mm厚锰铜合金板材，矫平后截取试样；将试样放入热处理炉中均匀化处理；循环热处理30次左右，得到具有稳定阻尼性能的中锰锰铜合金。本发明所提供的热处理工艺可有效促进α?Mn的析出，加速锰铜合金的阻尼性能衰退，从而使阻尼性能达到稳定，并且在α?Mn形成的富锰区中生成新的马氏体，富锰区的消失使杂质不再富集在一起，从而使锰铜合金阻尼性能变得更加稳定，同时生成的新马氏体也能提高中锰锰铜合金的阻尼性能。
【专利说明】
提高中锰锰铜合金阻尼稳定性的方法
技术领域
[0001]本发明属于有色金属合金技术领域，具体涉及一种提高中锰锰铜合金阻尼稳定性的方法。
【背景技术】
[0002]Mn-Cu合金是目前研究较成熟的高阻尼合金之一，其突出优点就是阻尼性能高，作为减振降噪材料已经成功运用在潜艇和舰船上。锰铜高阻尼合金按锰含量不同可分为高锰(Mn>70wt.%)猛铜合金和中猛(Mn40wt.%?60wt.%)猛铜合金。高猛猛铜合金虽具有高阻尼性能，但是力学性能和耐蚀性差且工艺性不好，因此需要降低锰含量和添加N1、Fe、Al等合金元素，靠牺牲一部分阻尼性能，来提高Mn-Cu合金的力学性能和耐蚀性，逐步发展成为Mn-Cu-Al、Mn-Cu-Al-Ni_Fe等中猛猛铜多元高阻尼合金。如Sonoston (成分为Cu37%、A14.25%、Fe3%、Nil.5%，余为Mn)和Incramute(45Mn-53Cu_2Al)等早已取得商业应用。其中，Sonoston合金作为潜艇螺旋桨用材料已经取得明显的降噪效果。Incramute合金作为变形热处理材料主要用于制造机架、基座和座脚等承支结构。
[0003]虽然锰铜合金的用途很广，但是几乎所有类型的锰铜合金在室温放置过程中，均会表现出阻尼性能延时变劣的情况。阻尼性能相对于锰铜合金来说，是一个重要的力学性能，因此锰铜合金阻尼性能的好坏将直接影响到锰铜合金的使用及其寿命。对锰铜合金的阻尼性能因延时而变劣的原因，目前已取得重要研究的成果，其中本领域内公认的原因是:由于锰铜合金长期放置或者时效过程中，α-Μη相的不断析出会形成富锰区，富锰区会阻碍溶质原子的运动，从而使杂质原子在富锰区附近杂乱排列，这些杂质原子的钉扎作用会阻碍锰铜合金中显微组织的运动，从而使阻尼性能下降。因此，研究人员认为只有消除富锰区或使其转化为马氏体，才能使锰铜合金阻尼性能变得稳定。
[0004]现有技术中，最常规的方法是通过添加Er和C来消除锰铜合金中富锰区杂质原子的钉扎，但是这种方法随着使用时间的延长阻尼性能又会变得不稳定。因此，目前急需一种能够提高锰铜合金阻尼稳定性的方法，使得锰铜合金的阻尼性能不会随着时间的变化而发生，即使得锰铜合金的阻尼性能保持稳定。
【发明内容】
[0005]针对现有技术存在的上述不足，本发明的目的是提供一种工艺简单、便于操作能有效提高锰铜合金阻尼稳定性的热处理方法，解决了现有技术中锰铜合金阻尼性能会随着时间的延长而逐渐变劣的问题，从而使得使合金阻尼性能保持稳定。
[0006]本发明是通过以下技术方案实现的:
所述的提高中锰锰铜合金阻尼稳定性的方法，其特征在于包括以下步骤:
(1)材料准备:将熔铸中锰锰铜合金铸锭热乳成5mm厚锰铜合金板材，矫平后截取试样；
(2)均匀化处理:将经步骤(I)截取的锰铜合金试样放入热处理炉中均匀化处理，所述均匀化处理的工艺为，将锰铜合金在830°0850°C固溶0.5-2h，然后水淬l-2min; (3)热处理:将经过步骤(2)处理后的锰铜合金放入热处理炉中加热到150°C-180°C，并在150 °C -180 °C的炉中保温5min，再次水淬l_2min ；循环本步骤30次，得到具有稳定阻尼性能的中锰锰铜合金，所述中锰锰铜合金包括成分范围是:Mn 40-60wt%, Al 3.5-4.5%, Fe
2.5-3.5%, ,Nil.5-3%，余量为Cu。
[0007]本发明具有以下有益效果:
1.本发明方法通过对现有的中锰锰铜合金进行热处理，通过循环热处理工艺，促进α-Mn相析出，使合金中产生富锰区，从而提高锰铜合金的阻尼性能，加速锰铜合金阻尼性能的延时变劣，使合金阻尼性能变得稳定，富锰区生成新的马氏体，富锰区的消失使锰铜合金阻尼性能更加稳定，新马氏体会提高锰铜合金的阻尼性能。
[0008]2.本发明通过适当的热循环处理，可以加速锰铜合金阻尼性能的衰退，使锰铜合金的阻尼性能尽快变得稳定，节约合金工程应用调试成本，利于锰铜合金工程应用并提高工程应用的安全性。
[0009]3.本发明方法工艺简单，安全性能高，适用于大规模的工业化生。
【附图说明】
[0010 ]图1为热循环1次的试样电子扫描电镜照片；
图2为热循环10次的试样能谱图；
图3为热循环30次的电子扫描电镜照片。
【具体实施方式】
[0011 ]下面结合实施例对本发明作进一步的说明。
[0012]将Mn-Cu合金进行提高阻尼稳定性的热处理工艺。
[0013]实施例1:热循环处理30次。
[0014]具体热处理的工艺步骤如下:
1)材料准备:将熔铸合金试制成断面为一定规格的铸锭，将铸锭热乳成5mm厚锰铜合金板材，采用矫直机将板材矫平，并从上述矫平的板材中截取试样，以备进行热处理试验；
2)均匀化处理:将经步骤(I)截取的锰铜合金试样放入热处理炉中均匀化处理，所述均匀化处理的工艺为将锰铜合金在840°C固溶0.5h，然后水淬I?2min;
3)热处理:将经过步骤(2)处理后的锰铜合金放入热处理炉中加热到150°C，并在150°C的炉中保温5m i η，然后水淬I?2m i η;
4)第一热循环处理:将步骤(3)的热处理工艺循环进行10次，得到具有稳定阻尼性能的锰铜合金；
5)第二热循环处理:将经步骤(4)得到的稳定阻尼性能的锰铜合金再按照步骤(3)的热处理工艺循环20次，得到阻尼性能既稳定又优良的锰铜合金。
[0015]参见图1和图2，从图1上可以看出热循环10次的试样中沉淀析出第二相，从图2上的能谱图结果可以看出谱图1?4的锰含量为56?86wt.%，说明这种第二相是α-Μη沉淀物，这些沉淀物阻碍了母相和马氏体以及马氏体之间界面的运动，使得锰铜合金的阻尼性能衰退，进而达到稳定状态。由于α-Μη沉淀团与周围基体之间的半共格和错排造成了非弹性应变，样品应力的变化将改变沉淀团周围的局域平衡，导致沉淀团在有些区域产生局域溶解，而在有利于沉淀的另一些区域则长大。随着这些α-Μη沉淀物的不断长大又形成了新的富Mn区域，这些富Mn区会不断产生新的马氏体。
[0016]从图3上可以看出，再热循环20次后，试样中出现了细小层片状的孪晶马氏体，这些马氏体孪晶的厚度约为5nm左右，长度不等大小不一，交叉排列，这些孪晶马氏体的产生又使得锰铜合金的阻尼性能得到显著改善，而且这些富锰区生成为马氏体，能使锰铜合金阻尼性能更加稳定。
[0017]需要说明的是，均匀化处理中，锰铜合金不限于在840°C固溶0.5h，在830°0850°C范围内固溶0.5?2h均达到相同的效果。热处理中，不仅限于150°C保温5min，在150°0180°C保温3?5min，再水淬I?2min;循环进行30次左右，得到阻尼性能既稳定又优良的锰铜合金。具体实施例及效果不再累述。
【主权项】
1.提高中锰锰铜合金阻尼稳定性的方法，其特征在于包括以下步骤: (1)材料准备:将熔铸中锰锰铜合金铸锭热乳成5mm厚锰铜合金板材，矫平后截取试样； (2)均匀化处理:将经步骤(I)截取的锰铜合金试样放入热处理炉中均匀化处理，所述均匀化处理的工艺为，将锰铜合金在830°C_850°C固溶0.5-2h，然后水淬l-2min; (3)热处理:将经过步骤(2)处理后的锰铜合金放入热处理炉中加热到150°C_180°C，并在150 °C -180 °C的炉中保温5min，再次水淬l_2min ；循环本步骤30次，得到具有稳定阻尼性能的中锰锰铜合金，所述中锰锰铜合金包括成分范围是:Mn 40-60wt%, Al 3.5-4.5%, Fe.2.5-3.5%, ,Nil.5-3%，余量为Cu。
【文档编号】C22C9/05GK105821358SQ201610376121
【公开日】2016年8月3日
【申请日】2016年5月31日
【发明人】王净, 丁岳雷
【申请人】浙江三瑞铜业有限公司
一种高塑性镍基合金的热处理工艺的制作方法
【专利摘要】一种高塑性镍基合金的热处理工艺，包括以下步骤：先将合金升温，之后进行低温固溶处理，保温一段时间后空冷；之后进行两级低温时效；解决了该合金塑性较差、热处理时长过长的技术问题，经过本发明制备的合金，强度略微上升，塑性明显提高，上升幅度可达30%~35%，并且热处理时长只有原来的一半，大大缩短了热处理时间。
【专利说明】
一种高塑性镍基合金的热处理工艺
技术领域
[0001 ]本发明涉及一种高塑性镍基合金的热处理工艺。
【背景技术】
[0002] 镍基合金具有高使用温度、高蠕变性能、高持久性能、高抗高温氧化性能等一系列 优点，广泛应用于航空发动机、燃气轮机等领域。镍基粉末合金是一种新型的合金，相比于 传统的铸锻合金，其具有无宏观偏析、晶粒细小、组织均匀、成本低等一系列优点，并且可以 制造一些热加工性差的合金，目前已经成为航空航天发动机关键热端部件的必选材料，包 括财54、6￡、？&1、1? 〇118-1?〇7(^等在内的知名机构和企业都在进行先进粉末高温合金的研 制。目前世界上最先进的军机和民机，如4320)330、8777、8787、？35等，无一例外在关键热 端部件上选用了镍基粉末合金。因此，如何能制备出性能优良的镍基粉末合金非常重要。
[0003] 虽然镍基粉末合金具有很多优势，但是一直以来都有三个主要的问题困扰着合金 的开发者:热诱导孔洞、粉末原始颗粒边界以及非金属夹杂。这三种缺陷的存在，往往在宏 观力学性能中表现出来，具有这三种缺陷的合金是致命的。国内外科研工作者经过了数十 年的探索，仍未能很好地解决这一难题。其中重要的一个环节就是热处理工艺的改善。
[0004] 镍基粉末合金传统的热处理工艺为固溶处理+时效处理。其中固溶温度的选择一 般以y7相固溶温度为基准，一般热处理温度范围在y 7相固溶温度之下3〇°C到丫'相固溶 温度之上3〇°C范围内。而碳化物的析出温度作为时效温度的选择依据。对于本发明涉及的 Ni-Co-Cr型高温合金，采用的传统的工艺是：固溶温度为1210°C ( y 7相固溶温度以上25 °C )，时效温度为870 °C (M6C碳化物的析出温度）。但是采用这种制度制备的合金，强度往往 可以达到要求，但是塑性偏低，仅仅是略高于最低标准。这种情况限制了合金在部分关键场 合的使用。目前国内外研究人员开展的相关改进研究中，获得材料的塑性大都集中在20%左 右，这是不能满足合金的高需求的。并且传统的工艺热处理时间很长，完成一个热处理制度 往往需要40~45小时，不利于工业生产。
【发明内容】
[0005] 为克服上述现有技术的不足，本发明的目的是提供一种高塑性镍基合金的热处理 工艺，解决了Ni-Co-Cr型镍基粉末合金塑性差的缺点，与现有的数据相比，可以使该合金延 伸率上升35~40%，断面收缩率上升30~35%;本发明不影响合金的强度；与传统工艺相比，改 进后的热处理制度时常由43小时缩短至25小时，降低了成本，更加适合工业化生产。
[0006] 为实现上述目的，本发明采用的技术方案是:一种高塑性镍基合金的热处理工艺， 包括以下步骤： 1) 按照以下质量百分比配制镍基粉末合金:Co: 15~16.5%，Cr: 8~10%，A1:4.8~5.3%，Ti : 1 ? 6~2%，W: 5 ? 2~5 ? 9%，Mo: 3 ? 5~4 ? 2%，Nb: 2 ? 4~2 ? 8，C: 0 ? 02~0 ? 06%，Hf: 0 ?卜0 ? 4%，B〈0 ? 015%，Ni 为余S；; 2) 上述镍基粉末合金采用固溶和时效工艺处理，镍基粉末合金经真空感应熔炼和电渣 重熔，得到合金棒材，采用PREP制粉设备加工为金属粉末，之后将其装入包套，进行热等静 压成形； 3)将步骤2)得到的热等静压件进行固溶和时效热处理： 在1040~1080°C的马弗炉中保温1~5小时，之后取出空冷至室温，在750~850°C内进行时 效，时效时长6~12小时；以0.3~1°C/min的速率降温至600~700°C，保温6~12小时，整个热处 理时长〈30小时。
[0007] 本发明的有益效果是： 通过本发明制备的镍基粉末合金，抗拉强度可以达到1465~1500MPa，屈服强度达到965 ~lOOOMPa，延伸率达到25.5~29%，断面收缩率达到26~30%。与传统固溶时效处理工艺相比， 抗拉强度下降2%，断后伸长率提高约40%，断面收缩率提高约35%。
[0008] 经过本发明的镍基粉末合金，强度略微提升，塑性则得到了很大的提高，可以满足 很多场合的要求。同时，可以在一定范围内调整热处理参数，经过调整的热处理工艺时间减 少18~23小时，有效提高了生产效率，降低了企业的生产成本，适合工业化生产，在航空航 天、石油化工领域都有实用价值。
【附图说明】
[0009] 图1为本发明该合金的组织（X 100)图。
[0010] 图2为本发明该合金的组织（X 200)图。
[0011]图3为常规工艺下合金的组织（X 200)图。
[0012]图4为本发明的工艺曲线图。
【具体实施方式】
[0013] 下面结合附图和实施例对本发明作进一步详细说明。
[0014] 1)按照以下质量百分比配制镍基粉末合金： 表1为本发明合金化学成分(被％)
熔炼，得到热等静压态合金，按照下述方法进行热处理： 2) 米用VIM+ESR制备银基合金棒，米用制粉机进行制粉，制备粉末装包套后进行热等静 压； 3) 步骤2)得到的热等静压件进行低温固溶+时效热处理： 在1080 °C下保温5小时，之后取出空冷至室温，之后在850°C内进行时效，时效时长12小 时;之后以1°C/min的速率降温至700°C，保温12小时，整个热处理时长23小时。
[0015]表2为本发明下该合金与常规工艺力学性能对比。可以发现，本发明在总体热处理 时长减少的情况下，合金析出相更加细小弥散，晶界析出相减少，减小了晶界析出相作为弱 连接区域的可能。同时，晶内析出相Y'相数量更多，尺寸也更为细小，都为合金具备高塑性 创造了有利的条件。表中数据可见，合金的强度下降了约2~3%，但是延伸率上升了 38%。
[0016] 实施例1 本例实施中，1)按照以下质量百分比配制镍基粉末合金:Co: 15.3%，Cr: 9.4%，A1:4.7%， Ti:1.8%，W:5.2%，Mo:4.1%，C:0.43%，Nb :2.6，Hf:0.23%，B:0.010，Ni 余量； 2) 上述镍基粉末合金采用固溶和时效工艺处理，经真空感应熔炼和电渣重熔，得到 800*〇80的棒材，表面粗糙度Ra〈l. 6，采用PREP制粉设备加工为金属粉末，将其装入包套， 进行热等静压成形； 3) 将步骤2)得到的热等静压后的合金带包套进行热处理，在1040°C下进行固溶处理， 在马弗炉中保温2小时，之后取出空冷至室温，之后在780°C下进行时效，时效时长8小时;之 后以0.6°C/min的速率降温至680°C，保温8小时，整个热处理时长22小时。表3为本发明下该 合金的力学性能。
[0017] 实施例2 本例实施中，1)按照以下质量百分比配制镍基粉末合金:Co: 15.4%，Cr: 9.6%，A1:4.8%， Ti:1.7%，W:5.5%，Mo:3.8%，C:0.36%，Nb :2.5，Hf:0.26%，B:0.008，Ni 余量； 2) 上述镍基粉末合金按照经真空感应熔炼和电渣重熔，得到700*0 70的棒材，表面粗 糙度Ra〈l. 6，采用PREP制粉设备加工为金属粉末，之后将其装入包套，进行热等静压成形； 3) 将步骤2)的镍基粉末合金热等静压后的合金带包套进行热处理，在1060°C下进行固 溶处理，在马弗炉中保温5小时，之后取出空冷至室温，之后在，750°C下进行时效，时效时长 7小时;之后以0.3°C/min的速率降温至610°C，保温7小时，整个热处理时长25小时。表3为本 发明下该合金的力学性能。
[0018] 实施例3 本例实施中，1)按照以下质量百分比配制镍基粉末合金:Co: 15.6%，Cr: 9.1 %，A1:4.9%， Ti:1.8%，W:5.3%，Mo:3.8%，C:0.35%，Nb :2.5，Hf:0.22%，B:0.011，Ni 余量； 2) 上述镍基粉末合金采用固溶和时效工艺处理，经真空感应熔炼和电渣重熔，得到 800* 〇 80的棒材，表面粗糙度Ra〈 1.6，采用PREP制粉设备加工为金属粉末，之后将其装入包 套，进行热等静压成形； 3) 将步骤2)得到的热等静压后的合金带包套进行热处理，在1070°C下进行固溶处理， 在马弗炉中保温1小时，之后取出空冷至室温，之后在800°C下进行时效，时效时长8小时;之 后以1°C/min的速率降温至680°C，保温8小时，整个热处理时长21小时。
[0019]表3为本发明下该合金的力学性能。
【主权项】
1. 一种高塑性镍基合金的热处理工艺，其特征在于，包括以下步骤： 1) 按照该合金成分配比，经真空感应熔炼和电渣重熔得到合金棒材，采用PREP制粉设 备加工为金属粉末； 2) 之后将其装入不锈钢包套，进行热等静压成形； 3) 将步骤2)得到的热等静压件进行固溶和时效热处理： 在1040~1080°C的马弗炉中保温1~5小时，之后取出空冷至室温，在750~850°C内进行时 效，时效时长6~12小时；以0.3~1°C/min的速率降温至600~700°C，保温6~12小时，整个热处 理时长〈30小时。2. 根据权利要求1所述的一种高塑性镍基合金的热处理工艺，其特征在于，所述的步骤 3)中固溶温度低于γ '相固溶温度100~150°C，比传统热处理工艺低120~170°C。3. 根据权利要求1所述的一种高塑性镍基合金的热处理工艺，其特征在于，所述的步骤 3)中时效热处理采用了两级时效热处理制度，并且最终时效温度低于合金的使用温度。4. 根据权利要求1所述的一种高塑性镍基合金的热处理工艺，其特征在于，所述的步骤 3)中时效热处理时长比传统工艺缩短了 13小时。
【文档编号】C22C1/04GK105821359SQ201610219832
【公开日】2016年8月3日
【申请日】2016年4月11日
【发明人】闫飞, 王庆相, 韩志宇, 梁书锦, 张平祥, 左振博, 相敏, 王 琦, 莫茗锟
【申请人】西安欧中材料科技有限公司
一种提高金属钛强度和拉伸塑性的制备方法
【专利摘要】本发明提供了一种提高金属钛强度和拉伸塑性的制备方法，包括如下步骤：步骤101，对具有均匀粗晶微结构的纯钛板在常温下进行异步轧制，得到具有超细晶层片微结构的钛板，其中，钛板中相邻超细晶层片的间距小于1μm；步骤102，将具有超细晶层片微结构的钛板在400～550℃下放置预定时间进行退火处理，使钛板中部分超细晶层片回复再结晶，最终得到具有超细晶层片和部分再结晶层片交错结构的钛板。本发明通过对纯钛板进行双轧辊异步轧制，来得到具有均匀细晶层片微结构的钛板,再对该钛板进行退火处理,从而使部分细晶层片回复再结晶,使最终得到的产品既具有细晶的强度,又具备回复再结晶的拉伸塑性。
【专利说明】
一种提高金属钛强度和拉伸塑性的制备方法
技术领域
[0001]本发明涉及金属领域，特别是涉及一种提高金属钛强度和拉伸塑性的制备方法。
【背景技术】
[0002]金属有两个重要的力学性质，即强度和均匀拉伸伸长率(简称塑性)。高强度可使金属在发生塑性变形之前承担大的载荷，而大塑性则可使其在破坏之前进行较大的塑性变形，避免发生突然的破坏。材料的强度和塑性取决于内部晶粒尺寸的大小，传统的粗晶具有很大的塑性，随晶粒尺寸减小到纳米尺寸时，强度显著提高、却几乎丧失了全部的塑性。人们面临的极大挑战是怎样同时获得这两个极端的性能，如何能够通过一种有效的技术手段，让金属材料同时获得超细晶的高强度以及粗晶的大拉伸塑性，成为一大技术性难题。
[0003]因此，本领域技术人员亟需解决的问题在于:提出一种提高金属钛强度和拉伸塑性的制备方法，用以解决现有技术中金属材料无法同时获得超细晶的高强度以及粗晶的大拉伸塑性的技术问题。
【发明内容】
[0004]本发明实施例提供一种提高金属钛强度和拉伸塑性的制备方法，用以解决现有技术中金属材料无法同时获得高强度和大拉伸塑性的技术问题。
[0005]特别地，本发明提供一种提高金属钛强度和拉伸塑性的制备方法，包括如下步骤:
[0006]步骤101，对具有均匀粗晶微结构的纯钛板在常温下进行异步乳制，得到具有超细晶层片微结构的钛板，其中，超细晶层片微结构的钛板中相邻超细晶层片的间距小于Ιμπι;
[0007]步骤102，将具有超细晶层片微结构的钛板在400?550°C下放置预定时间进行退火处理，使超细晶层片微结构的钛板中部分超细晶层片回复再结晶，最终得到具有超细晶层片和部分再结晶层片交错结构的钛板。
[0008]进一步地，所述步骤101还包括预处理步骤，所述预处理步骤包括:
[0009]步骤201，在对所述纯钛板进行异步乳制前先对所述纯钛板的上下表面进行打磨处理；
[0010]步骤202，再对打磨处理后的所述纯钛板进行去污处理。
[0011]进一步地，所述去污处理包括先用3%盐酸酒精溶液对所述纯钛板的表面做去污处理，然后再用无水乙醇清洗。
[0012]进一步地，步骤101中，所述的异步乳制包括如下步骤，
[0013]步骤301，将所述纯钛板放置在由上下两组乳辊构成的通道中，利用上下两组乳辊对所述纯钛板的上下表面同时进行乳制；
[0014]步骤302，当一个道次乳制完成后，再将所述纯钛板相对两组乳辊的行进方向进行首尾对调和上下对调。
[0015]进一步地，所述上下两组乳辊的转速不同，且上部乳辊的转速小于下部乳辊的转速。
[0016]进一步地，所述纯钛板经过异步乳制工序后至少使所述纯钛板的下压率大于80%。
[0017]进一步地，所述的预定时间为15?600秒。
[0018]进一步地，所述超细晶层片微结构的钛板中超细晶层片的部分再结晶层片数量，随放置时间的延长而增加，最终得到的钛板中的部分再结晶层片与超细晶层片的比例为1:2?5。
[0019]进一步地，所述超细晶层片和部分再结晶层片的间距为Ιμπι?5μπι。
[0020]进一步地，所述部分再结晶层片中的晶体平均尺度小于5μπι。
[0021]本发明通过对纯钛板进行双乳辊异步乳制，来得到具有均匀细晶层片微结构的钛板，再对该钛板进行退火处理，从而使部分细晶层片回复再结晶，使最终得到的产品既具有细晶的强度，又具备回复再结晶的拉伸塑性。本发明的产品能够通过工业上常规的乳制成型技术得到，因此很容易在工业上形成规模化生产。
【附图说明】
[0022]图1是根据本发明一个实施例的制备方法流程示意图；
[0023]图2是根据本发明一个实施例的预处理流程示意图；
[0024]图3是根据本发明一个实施例的异步乳制流程示意图；
[0025]图4是纯钛板的微观结构图；
[0026]图5是根据本发明制备方法得到的非均匀层片钛板的结构示意图。
【具体实施方式】
[0027]本发明实施例的核心思想之一是提出一种可同时获得细晶的高强度和粗晶的塑性的复合层片微结构金属的新思路。
[0028]本发明实施例的方法虽然是以金属钛板作为描述，但该方法还可以应用于其它金属板的制备，在应用到其它金属的制备时，只需要根据该金属的特性做适应的参数调整即可。以下的实施例以金属钛板作为优选实施例进行介绍。
[0029]实施例一
[0030]如图1所示，示出了本发明一个实施例的制备方法的步骤流程图，具体可以包括如下步骤:
[0031]步骤101，对具有均匀粗晶微结构的纯钛板在常温下进行异步乳制，得到具有超细晶层片微结构的钛板，其中，超细晶层片微结构的钛板中相邻超细晶层片的间距小于Ιμπι。
[0032]如图4所示，纯钛板中的平均晶粒尺度约为43μπι，在对其进行异步乳制后，晶粒细化，并随每道次的乳制细化为超细晶层片。
[0033]如图3所示，其中的异步乳制即采用两组乳辊，由纯钛板的上下表面同时进行乳制，而且两组乳辊的转速不同，即，可以是位于上部的乳辊转速大于位于下部的扎辊转速，也可以相反。如:本实施例中，与纯钛板上表面对应的乳辊的转速为lm/s，与钛板下表面对应乳辊的转速为1.3m/s，经过30?40道次常温异步乳制，每道次压下率< 5%。
[0034]乳制后的纯钛板其体积在上下两个方向被压缩，本实施例的下压率至少要大于80%。该下压率可以通过多道次的乳辊扎制实现，其中，每道次乳制完成后，可将纯钛板相对乳辊的转动方向进行前后对调，以及上下面对调，使得乳制更均匀。
[0035]经过多次乳制后纯钛板的微观结构发生变化，多次乳制后形成多层超细晶钛板，完成后的钦板中的各超细晶层片间距小于Ιμπι。
[0036]步骤102，将具有超细晶层片微结构的钛板在400?550°C下放置预定时间进行退火处理，使超细晶层片微结构的钛板中部分超细晶层片回复再结晶，最终得到具有超细晶层片和部分再结晶层片交错结构的钛板。
[0037]含有超细晶层片的钛板在400?550°C温度的退火行为，使超细晶层片部分回复再结晶，再结晶的数量与在该温度下放置的时间长短有关，时间越长回复的超细晶层片越多，因此，可以根据预定得到的塑性钛板的强度和拉伸塑性要求调整放置时间。如:
[0038]静置时间为5分钟，回复再结晶层片的比例为30%，超细晶层片的比例为70%。
[0039]静置时间为15秒，回复再结晶层片的比例为10%，超细晶层片的比例为90%。
[0040]如图5所示，本实施例将超细晶钛板的放置时间设置为15?600秒，以使部分再结晶层片的体积与超细晶层片的体积比为1:2?5，而超细晶层片和部分再结晶层片的间距在1μπι-5μπι之间，部分再结晶层片中的晶体平均尺度小于5μπι。该结构下的塑性钛板能够实现700?900MPa拉伸屈服强度，且具有8?14%的均匀拉伸伸长率。
[0041 ] 在本实施例中，退火的温度优选为450?500°C。
[0042]本实施例处理后的塑性钛板表现出显著的包申格效应，这是由于背应力硬化效应所导致的，并提出了背应力形成机理，即部分再结晶层片与超细晶层片在拉伸变形时塑性变形不协调，大量的塑性变形由部分再结晶层片来承担。这种应变再分配在部分再结晶层片与超细晶层片层的界面形成了几何必需位错和位错塞积，产生了背应力硬化。相比之下，均质微结构中只存在林位错硬化，而观察不到背应力硬化。
[0043]本实施例中，虽然部分再结晶层片的比例在1/3左右，但总的强度仍可达到超细晶的强度，这一违背教科书常识的结果来源于背应力强化。当外应力达到部分再结晶层片屈服强度的时候，它们试图开始塑性变形。但是它们被超细晶层片完全包围而无法变形，导致几何必需位错塞积在部分再结晶层片与超细晶层片的层界面，形成很大背应力强化，直到超细晶层片开始屈服。换句话说，部分再结晶层片在背应力作用下变得与超细晶层片几乎一样强。
[0044]本发明实施例经过处理后的钛板同时具有超细晶的强度和粗晶的拉伸塑性，并且能够通过工业常规乳制成型技术实现，易于工业上的规模化生产。
[0045]实施例二
[0046]如图2所示，进一步地，在实施例一的基础上，在对纯钛板进行异步乳制前，还可以包括预处理步骤，该预处理步骤包括:
[0047]步骤201，对纯钛板的预乳制的两个表面进行打磨，使其具备一定的粗糙度而利于乳辊的乳制。
[0048]这里的打磨目的是为提高乳辊与纯钛板接触时的摩擦效果，避免相互滑动，因此，具体的打磨方式可以是砂纸、砂轮。纯钛板的粗糙度可以在3.2?50Rz之间。此外，也可以通过调整乳辊表面的粗糙度来提高两者的摩擦效果。
[0049]步骤202，对打磨后的纯钛板进行清洁处理。
[0050]具体的清洁方式可以是先用3%盐酸酒精溶液对纯钛板的表面做去污处理，再用无水乙醇清洗表面。
[0051]通过预处理后的纯钛板能够提高乳制时的效果，避免出现乳制不均匀的现象，提高最终的强度和拉伸塑性效果。
[0052]以上对本发明所提供的一种同时提高金属钛强度和拉伸塑性的制备方法，进行了详细介绍，本文中应用了具体个例对本发明的原理及实施方式进行了阐述，以上实施例仅用以说明本发明的技术方案，而非对其限制；尽管参照前述实施例对本发明进行了详细的说明，本领域的普通技术人员应当理解:其依然可以对前述各实施例所记载的技术方案进行修改，或者对其中部分技术特征进行等同替换;而这些修改或者替换，并不使相应技术方案的本质脱离本发明各实施例技术方案的精神和范围。
[0053]至此，本领域技术人员应认识到，虽然本文已详尽示出和描述了本发明的多个示例性实施例，但是，在不脱离本发明精神和范围的情况下，仍可根据本发明公开的内容直接确定或推导出符合本发明原理的许多其他变型或修改。因此，本发明的范围应被理解和认定为覆盖了所有这些其他变型或修改。
【主权项】
1.一种提高金属钛强度和拉伸塑性的制备方法，其特征在于，包括如下步骤: 步骤101，对具有均匀粗晶微结构的纯钛板在常温下进行异步乳制，得到具有超细晶层片微结构的钛板，其中，超细晶层片微结构的钛板中相邻超细晶层片的间距小于?μπι; 步骤102，将具有超细晶层片微结构的钛板在400?550°C下放置预定时间进行退火处理，使超细晶层片微结构的钛板中部分超细晶层片回复再结晶，最终得到具有超细晶层片和部分再结晶层片交错结构的钛板。2.根据权利要求1所述的制备方法，其特征在于， 所述步骤101还包括预处理步骤，所述预处理步骤包括: 步骤201，在对所述纯钛板进行异步乳制前先对所述纯钛板的上下表面进行打磨处理； 步骤202，再对打磨处理后的所述纯钛板进行去污处理。3.根据权利要求2所述的制备方法，其特征在于， 所述去污处理包括先用3%盐酸酒精溶液对所述纯钛板的表面做去污处理，然后再用无水乙醇清洗。4.根据权利要求1所述的制备方法，其特征在于， 步骤101中，所述的异步乳制包括如下步骤， 步骤301，将所述纯钛板放置在由上下两组乳辊构成的通道中，利用上下两组乳辊对所述纯钛板的上下表面同时进行乳制； 步骤302，当一个道次乳制完成后，再将所述纯钛板相对两组乳辊的行进方向进行首尾对调和上下对调。5.根据权利要求4所述的制备方法，其特征在于， 所述上下两组乳辊的转速不同，且上部乳辊的转速小于下部乳辊的转速。6.根据权利要求4所述的制备方法，其特征在于， 所述纯钛板经过异步乳制工序后至少使所述纯钛板的下压率大于80%。7.根据权利要求1所述的制备方法，其特征在于， 所述的预定时间为15?600秒。8.根据权利要求7所述的制备方法，其特征在于， 所述超细晶层片微结构的钛板中超细晶层片的部分再结晶层片数量，随放置时间的延长而增加，最终得到的钛板中的部分再结晶层片与超细晶层片的比例为1:2?5。9.根据权利要求8所述的制备方法，其特征在于， 所述超细晶层片和部分再结晶层片的间距为Iym?5μπι。10.根据权利要求8所述的制备方法，其特征在于， 所述部分再结晶层片中的晶体平均尺度小于5μπι。
【文档编号】C22F1/18GK105821360SQ201610178632
【公开日】2016年8月3日
【申请日】2016年3月25日
【发明人】武晓雷, 杨沐鑫, 袁福平
【申请人】中国科学院力学研究所
一种调整铜铬合金触头表面激光改性时运动轨迹的方法
【专利摘要】本发明提供了一种调整铜铬合金触头表面激光改性时运动轨迹的方法，包括：步骤100，获取待加工铜铬合金触头的几何形状、尺寸和改性后的性能要求，以及激光改性时的参数；步骤200，利用上述信息，通过数值计算建立仿真模型，得到优化后的符合当前铜铬合金触头激光改性的轨迹运行模型；步骤300，根据轨迹运行模型给出的运行路线并按预定的激光加工参数，对铜铬合金触头进行表面激光改性。本发明的方法可以在激光改性时，使激光在达到改性目的的同时，提高熔池的冷却和移动速度，有效地降低热应力并且降低热应力变化幅度，使激光的能量均匀地作用于铜铬合金触头的表面，降低铜粗糙度和提高平整度，并形成均匀的高性能铜铬合金触头表面细晶层。
【专利说明】
一种调整铜铬合金触头表面激光改性时运动轨迹的方法
技术领域
[0001] 本发明涉及材料加工领域，特别是涉及一种利用激光对铜铬合金触头表面改性 时，规划激光改性路线以提高改性效果的方法。
【背景技术】
[0002] 随着电网容量不断的扩大以及电压等级的不断提高，为了满足电力系统对控制和 开关设备在保护方面的苛刻需求，真空开关由于其优良的电学特点在中压领域占据主导地 位，并且逐渐渗透到低压和高压领域。其中，真空灭弧室的发展与真空开关的发展紧密相 联，真空灭弧室的触头性质是决定灭弧室特性的重要因素之一。铜铬合金触头是现有触头 中最为理想的触头，相较其它材质的触头具有更大的分断电流能力和耐电压强度。
[0003] 传统的产生铜铬合金工作层细晶粒的方法包括电弧老炼法、对铜铬合金表面的撞 击和退火等方式。这些传统方法一般是对铜铬合金的整个表面进行加工，再切割出需要的 触头，其浪费较大，而且这种整体处理的方式带有不可控性，且操作步骤复杂。且不能降低 铜铬合金触头工作层的粗糙度，形成在铜铬合金触头表面的工作层的均匀度也较差，此外， 对于铜络合金触头的形变量控制也较差。
[0004] 目前，除利用电弧老炼法，以及对铜铬合金触头表面进行撞击和退火等方式，在铜 铬合金触头表面形成细晶层外，还有利用激光直接在铜铬合金触头表面直接改性的方法， 激光改性的工艺特点是高功率激光束与铜铬合金相互作用而产生熔池，通过高温使当前改 性点的铜铬合金触头表面层细晶粒化。
[0005] 由于铜铬合金触头表面改性点的温度与基体温度之间存在巨大且强烈的温度梯 度，会在改性过程中产生很大的热应力，一旦熔池的熔体有回流现象，即改性点的热应力达 到材料的极限，易在改性点形成波纹或皱纹，进而在铜铬合金触头表面产生烧蚀、形变、裂 纹等缺陷，这些缺陷将严重危害铜铬合金触头的工作性能。
【发明内容】
[0006] 本发明的目的是要提供一种能够提高激光对铜铬合金触头改性时效果的改性路 线规划方法。
[0007] 特别地，本发明提供一种调整铜铬合金触头表面激光改性时运动轨迹的方法，其 特征在于，包括：
[0008] 步骤100,获取待加工铜铬合金触头的几何形状、尺寸和改性后的性能要求，以及 激光改性时的参数；
[0009] 步骤200,利用上述信息，通过数值计算建立仿真模型，得到优化后的符合当前铜 铬合金触头激光改性的轨迹运行模型；
[0010] 步骤300,根据轨迹运行模型给出的运行路线并按预定的激光加工参数，对铜铬合 金触头进行表面激光改性。
[0011] 进一步地，步骤100中，所述改性后的性能要求包括:改性后所述铜铬合金触头的 有效改性面积比、平面度、粗糙度和改性层的厚度要求。
[0012] 进一步地，所述仿真模型的建立还包括速率变化条件，所述速率变化条件为激光 在对所述铜铬合金触头进行表面改性时，根据所述铜铬合金触头中铬的粒度大小而采用的 相应改性速度，其中所述铬的粒度越大改性速度越快。
[0013] 进一步地，在所述仿真模型中，在所述铜铬合金触头表面分布有凹槽结构时，将所 述铜铬合金触头表面的平面和曲面根据几何和拓扑特征进行区域划分，以使不同区域采用 不同的改性速度。
[0014] 进一步地，经过几何和拓扑特征进行区域划分后的不同区域，利用边界拟合法划 分为不同的独立平面，再利用分布估计算法将不同独立平面进行优化组合而形成相应的运 行路线。
[0015] 进一步地，所述轨迹运行模型给出的运行路线包括针对平整表面的水平等间距分 隔轨迹和单螺旋轨迹，以及针对带有凹槽表面的复合式轨迹。
[0016] 进一步地，所述水平等间距分隔轨迹为限定所述激光在改性时，由所述铜铬合金 触头的一侧按直线方式顺序绕至相对一侧的路线进行加工；
[0017] 所述单螺旋轨迹为限定所述激光在改性时，由所述铜铬合金触头的中心向外沿， 或由外沿向中心按圆周方式顺序绕至终点的路线进行加工；
[0018] 所述复合式轨迹避开所述铜铬合金触头表面上的凹槽，将所述铜铬合金触头表面 分成相互独立的多个改性区域，并对每一个改性区域规划相应的运行路线。
[0019] 进一步地，所述螺旋轨迹进一步分为等间距螺旋轨迹、内松外紧螺旋轨迹和外松 内紧螺旋轨迹。
[0020] 进一步地，当所述铜铬合金触头的改性要求为降低粗糙度时，采用外松内紧螺旋 轨迹或水平等间距分隔轨迹；当所述铜铬合金触头的改性要求为提高有效改性面积时，采 用等间距螺旋轨迹；当所述铜铬合金触头的改性要求为减少工件平面度时，采用内松外紧 螺旋轨迹。
[0021] 进一步地，所述轨迹运行模型中，相邻运行路线之间的间隔与所述铜铬合金触头 中铬的粒度大小有关，铬的粒度越大相邻运行路线之间的间隔越大。
[0022] 本发明的方法可以在激光改性时，使激光在达到改性目的的同时，提高熔池的冷 却和移动速度，有效地降低热应力并且降低热应力变化幅度，使激光的能量均匀地作用于 铜铬合金触头的表面，大大降低铜铬合金触头改性后的表面粗糙度，保持铜铬触头工件的 平整度，并形成均匀的高性能铜铬合金触头表面细晶层。本发明的方法操作简单且易于实 现工业化，可大大提高生产效率，减少浪费。
【附图说明】
[0023] 图1是根据本发明一个实施例的方法流程示意图；
[0024] 图2是根据本发明一个实施例中水平等间距分隔轨迹的结构示意图；
[0025] 图3是根据本发明一个实施例中等间距螺旋轨迹的结构示意图；
[0026] 图4是根据本发明一个实施例中外松内紧螺旋轨迹的结构示意图；
[0027] 图5是根据本发明一个实施例中内松外紧螺旋轨迹的结构示意图；
[0028] 图6是根据本发明一个实施例中复合式轨迹的结构示意图；
[0029] 图7是图6中一个外部独立区域的运行路线结构示意图；
[0030] 图8是图6中中间圆形区域的运行路线结构示意图。
【具体实施方式】
[0031] 如图1所示，本发明一个实施例的扫描方法一般性地包括如下步骤：
[0032] 步骤100,获取待加工铜铬合金触头的几何形状、尺寸和改性后的性能要求，以及 激光改性时的参数。
[0033] 激光改性是利用激光束极快地加热工件表面，以改变材料表面的结构，从而使材 料表层的物理、化学、力学性能发生变化，可在减少成本的情况下，发挥出高性能材质的特 性。不同需要的铜铬合金触头其对激光表面改性的性能要求也不同，因此，可以针对不同的 改性要求，提供一个既能够实现改性目标，又可提高改性性能的改性方式。
[0034] 其中，铜铬合金触头的几何形状一般为圆形，激光改性仅针对其表面层进行，该表 面层一般为平面。
[0035] 改性后的铜铬合金触头的表面层性能一般涉及到如下几个参数，表明铜铬合金触 头改性面积与未改性面积的有效改性面积比，表面层的改性厚度，改性后表面层的平整度 和粗糙度，以及改性后的表面层均匀度。上述参数可以是铜铬合金触头经过激光改性后预 期达到的预定值，其影响激光改性时的加工参数，因此在仿真建模时需要提前考虑。
[0036]步骤200,利用上述信息，通过数值计算建立仿真模型，得到优化后的符合当前铜 铬合金触头激光改性的轨迹运行模型。
[0037] 本实施例收集铜铬合金触头的自身参数和改性要求，以及激光加工时的加工参 数，在已知条件下，引入各种处理不同情况的计算方法，建立一个综合考虑各种情况后的仿 真模型。具体仿真方法可以采用常规的仿真模式。
[0038] 通过仿真模型可以得到一个能够在改性性能和改性效率之间达到平衡的优化后 的轨迹运行模型。
[0039] 如图2、3、4、5、6所示，具体的轨迹运行模型可以包括针对不同情况和需求时不同 的激光改性运行路线，本实施例中，轨迹运行模型中的运行路线包括针对平整表面的的水 平等间距分隔轨迹和单螺旋轨迹，以及针对带有凹槽表面的复合式轨迹。
[0040] 如图2所示，该水平等间距分隔轨迹主要针对表面改性要求一致的铜铬合金触头， 其由铜铬合金触头的一侧边开始，通过直线方式等间距的来回移动，最终覆盖完整个表面 层后绕至铜铬合金触头的另一侧。
[0041] 而单螺旋轨迹是指:激光改性时的改性点由铜铬合金触头的圆心或外侧边以绕圈 的方式，向铜铬合金触头的外侧边或圆心间隔的逐步移动，最终覆盖整个铜铬合金触头的 表面层。
[0042] 如图6所示，复合式轨迹可以避开铜铬合金触头表面上的凹槽，将铜铬合金触头表 面分成相互独立的多个改性区域，并对每一个改性区域规划相应的运行路线。如图8所示， 当改性区域是圆形时，即可采用水平等间距分隔轨迹或单螺旋轨迹，如图7所示，当改性区 域是其它不规则形状时，即可针对该形状采用相应的按顺序由其一侧绕至另一侧的任意运 动路线，但对应的间隔距离、扫描速度、激光参数等需要事先确定，或由仿真模型给出。
[0043] 在单螺旋轨迹中，根据相邻运行轨道之间的间隔，其又可以细分为：如图3所示的 相邻运行轨道之间的间隔距离相等的等间距螺旋轨迹，如图4所示的外部相邻运行轨道之 间的间隔距离小于内部相邻运行轨道之间间隔距离的内松外紧螺旋轨迹，以及如图5所示 的外部相邻运行轨道之间的间隔距离大于内部相邻运行轨道之间间隔距离的外松内紧螺 旋轨迹。
[0044] 具体选择那一种单螺旋轨迹，由最终需要的铜铬合金触头的性能要求确定，一般 的规律如下：
[0045] 当以降低粗糙度为最主要需求时的优选顺序为:复合式轨迹〉外松内紧螺旋轨迹〉 内松外紧螺旋轨迹〉等间距螺旋轨迹。
[0046] 当以提高有效改性面积为最主要需求时的优选顺序为:复合式轨迹〉等间距螺旋 轨迹〉水平等间距分隔轨迹〉外松内紧螺旋轨迹〉内松外紧螺旋轨迹。
[0047]当以减少工件平面度为主要需求时的优选顺序为:水平等间距分隔轨迹〉内松外 紧螺旋轨迹〉等间距螺旋轨迹〉外松内紧螺旋轨迹〉复合式轨迹。
[0048]下面以具体地数值说明选择的相应路线。
[0049]当铜铬合金触头的性能要求为粗糙度1.4um < Ra < 1.6um，有效改性面积97.14~ 98.28%，工件平面度0.1-0.2mm时，选用水平等间距分隔轨迹。
[0050]当铜铬合金触头的性能要求为粗糙度1.3um < Ra < 1.5um，有效改性面积98.51~ 99.19%，工件平面度0.3-0.4mm时，选用等间距螺旋轨迹。
[00511当铜铬合金触头的性能要求为粗糙度1. lum < Ra < 1.3um，有效改性面积95.82~ 96.45%，工件平面度0.2-0.3mm时，选用内松外紧螺旋轨迹。假设最内圈间距为A i，最外圈 间距为A」，总扫描圈数为N，从内到外，每一圈间距减少
[0052]当铜铬合金触头的性能要求为粗糙度1. Oum < Ra < 1.2um，有效改性面积96.43~ 97.66 %，工件平面度0.3-0.4mm时，选用外松内紧螺旋轨迹。假设最内圈间距为A i，最外圈 间距为A」，总扫描圈数为N，从外到内，每一圈间距增加
[0053]当铜铬合金触头表面分布有凹槽的结构，性能要求为粗糙度0.8um
[0054]此外，具体的每一种轨迹运行模型中的运行路线，可以分别对应相应的激光改性 时的运动速度、功率密度、波长和焦距。
[0055] 在本实施例中虽然包括了步骤100的限定，但在其它的实施例中，也可以利用已经 建立好的仿真模型，直接输入待改性的铜铬合金触头参数，而直接得到其改性轨迹优化模 型。
[0056] 步骤300,根据轨迹运行模型给出的运行路线并按预定的激光加工参数，对铜铬合 金触头进行表面激光改性。
[0057] 按照仿真结果给出的轨迹运行模型对铜铬合金触头表面进行改性，能够按顺序改 性铜铬合金触头的工作层，避免改性点重复，提高改性效率。此外，轨迹运行模型能够覆盖 需要改性的表面每一处，大大提高改性后的均匀度且降低粗糙度。
[0058] 在本实施例中，在各种改性运行路线中，相邻运行路线之间的间隔与铜铬合金触 头中铬的粒度大小有关，铬的粒度越大相邻运行路线之间的间隔越大。
[0059] 以下给出一个针对具体的铜铬合金触头建立轨迹运行模型的过程：
[0060] 1)准备熔铸法制备的铜铬合金触头工件，工作区直径为51mm，厚度3mm，在工作区 内对称分布有凹槽，凹槽数目为6;
[00611 2)对于该触头改性后的性能要求是粗糙度0.9 < Ra < 1 .Oum，有效改性面积 99.5%，工件平面度0.4-0.5mm;而激光的参数根据选用的激光器类型确定，优选采用光纤 式激光器；
[0062] 3)通过数值模拟计算，计算出在激光作用下此触头的温度场、应力场、形变场，通 过调节扫描速度和扫描间距，根据温度梯度最小和形变最小的原则，选取最优的扫描速度 和扫描间距，建立相应的仿真模型，得到该触头的轨迹运行模型的运行路线为复合式轨迹；
[0063] 4)按预定的激光加工参数，根据给出的复合式轨迹对铜铬合金触头进行激光表面 改性，得到符合预定工作区性能要求的铜铬合金触头。
[0064] 本实施例能够针对各种不同尺寸、不同外形、不同制备方式生产的铜铬合金触头 自动生成激光改性优化轨迹，从而提高铜铬合金触头的激光表面改性效率，保证激光表面 改性质量。
[0065] 进一步地，在本发明的另一个实施例中，在建立仿真模型时，考虑一些铜铬合金触 头的表面层上分布有内凹的凹槽，而激光改性只针对表面一层，并不对凹槽做处理。但是表 面与凹槽之间通常通过倒角连接，倒角则需要进行激光改性，由于倒角的表面与铜铬合金 触头的表面有一个夹角，此时需要激光在改性时偏移一定的角度，这些结构都会影响最终 的改性结果。针对该现象，本实施例在仿真模型中，将铜铬合金触头的表面采用边界拟合法 将复杂曲面分割为一个个近似平面的曲面（主要是倒角与铜铬合金触头表面的弧形连接 边），再利用分布估计算法对不同独立平面进行优化组合，以适应相应的扫描轨迹，从而形 成相应的改性轨迹优化模型。本实施例可以将复杂的曲面触头表面划分为拓扑结构简单的 工件面，使得铜铬合金触头表面存在开槽的情况下，节省改性时间。
[0066] 进一步地，在前述实施例的基础上，可以在仿真模型的建立时，加入速率变化条 件，该速率变化条件为激光在对铜铬合金触头进行表面改性时，根据铜铬合金触头中铬的 粒度大小而采用的相应改性速度。其中铬的粒度越大改性速度越快，因为粒度越大吸热而 变化的效率越高，因此，在扫描轨迹已经确定的情况下，可以调整激光改性时的行进速度， 从而得到更精确的改性轨迹优化模型。
[0067] 进一步地，在本发明的一个实施例中，根据带有凹槽的铜铬合金触头表面形状，可 以按几何和拓扑特征将其表面进行区域划分，使得不同区域的扫描轨迹不同。
[0068] 至此，本领域技术人员应认识到，虽然本文已详尽示出和描述了本发明的多个示 例性实施例，但是，在不脱离本发明精神和范围的情况下，仍可根据本发明公开的内容直接 确定或推导出符合本发明原理的许多其他变型或修改。因此，本发明的范围应被理解和认 定为覆盖了所有这些其他变型或修改。
【主权项】
1. 一种调整铜铬合金触头表面激光改性时运动轨迹的方法，其特征在于，包括： 步骤100,获取待加工铜铬合金触头的几何形状、尺寸和改性后的性能要求，以及激光 改性时的参数； 步骤200，利用上述信息，通过数值计算建立仿真模型，得到优化后的符合当前铜铬合 金触头激光改性的轨迹运行模型； 步骤300,根据轨迹运行模型给出的运行路线并按预定的激光加工参数，对铜铬合金触 头进行表面激光改性。2. 根据权利要求1所述的调整铜铬合金触头表面激光改性时运动轨迹的方法，其特征 在于， 步骤100中，所述改性后的性能要求包括：改性后所述铜铬合金触头的有效改性面积 比、平面度、粗糙度和改性层的厚度要求。3. 根据权利要求1所述的调整铜铬合金触头表面激光改性时运动轨迹的方法，其特征 在于， 所述仿真模型的建立还包括速率变化条件，所述速率变化条件为激光在对所述铜铬合 金触头进行表面改性时，根据所述铜铬合金触头中铬的粒度大小而采用的相应改性速度， 其中所述铬的粒度越大改性速度越快。4. 根据权利要求3所述的调整铜铬合金触头表面激光改性时运动轨迹的方法，其特征 在于， 在所述仿真模型中，在所述铜铬合金触头表面分布有凹槽结构时，将所述铜铬合金触 头表面的平面和曲面根据几何和拓扑特征进行区域划分，以使不同区域采用不同的改性速 度。5. 根据权利要求4所述的调整铜铬合金触头表面激光改性时运动轨迹的方法，其特征 在于， 经过几何和拓扑特征进行区域划分后的不同区域，利用边界拟合法划分为不同的独立 平面，再利用分布估计算法将不同独立平面进行优化组合而形成相应的运行路线。6. 根据权利要求1所述的调整铜铬合金触头表面激光改性时运动轨迹的方法，其特征 在于， 所述轨迹运行模型给出的运行路线包括针对平整表面的水平等间距分隔轨迹和单螺 旋轨迹，以及针对带有凹槽表面的复合式轨迹。7. 根据权利要求6所述的调整铜铬合金触头表面激光改性时运动轨迹的方法，其特征 在于， 所述水平等间距分隔轨迹为限定所述激光在改性时，由所述铜铬合金触头的一侧按直 线方式顺序绕至相对一侧的路线进行加工； 所述单螺旋轨迹为限定所述激光在改性时，由所述铜铬合金触头的中心向外沿，或由 外沿向中心按圆周方式顺序绕至终点的路线进行加工； 所述复合式轨迹避开所述铜铬合金触头表面上的凹槽，将所述铜铬合金触头表面分成 相互独立的多个改性区域，并对每一个改性区域规划相应的运行路线。8. 根据权利要求7所述的调整铜铬合金触头表面激光改性时运动轨迹的方法，其特征 在于， 所述螺旋轨迹进一步分为等间距螺旋轨迹、内松外紧螺旋轨迹和外松内紧螺旋轨迹。9. 根据权利要求8所述的调整铜铬合金触头表面激光改性时运动轨迹的方法，其特征 在于， 当所述铜铬合金触头的改性要求为降低粗糙度时，采用外松内紧螺旋轨迹或水平等间 距分隔轨迹；当所述铜铬合金触头的改性要求为提高有效改性面积时，采用等间距螺旋轨 迹;当所述铜铬合金触头的改性要求为减少工件平面度时，采用内松外紧螺旋轨迹。10. 根据权利要求9所述的调整铜铬合金触头表面激光改性时运动轨迹的方法，其特征 在于， 所述轨迹运行模型中，相邻运行路线之间的间隔与所述铜铬合金触头中铬的粒度大小 有关，铬的粒度越大相邻运行路线之间的间隔越大。
【文档编号】G06F17/50GK105821361SQ201610157060
【公开日】2016年8月3日
【申请日】2016年3月18日
【发明人】虞钢, 张犁天, 郑彩云, 宁伟健, 何秀丽, 李少霞
【申请人】中国科学院力学研究所
一种高效环保的热浸镀锌工艺的制作方法
【专利摘要】本发明公开了一种高效环保的热浸镀锌工艺，能够有效提高热浸镀锌的工艺效率，提升热浸镀锌工件的品质，还能够对热浸镀锌过程中所产生的工业废水进行循环利用，节约了大量的水资源，同时也减少了工业废水的排放量，降低了对环境的危害。
【专利说明】
一种高效环保的热浸镀锌工艺
【技术领域】
[0001]本发明涉及热浸镀锌工艺的技术领域，特别是一种高效环保的热浸镀锌工艺的技术领域。
【【背景技术】】
[0002]热镀锌是使熔融金属与铁基体反应而产生合金层，从而使基体和镀层二者相结合。热镀锌是先将钢铁制件进行酸洗，为了去除钢铁制件表面的氧化铁，酸洗后，通过氯化铵或氯化锌水溶液或氯化铵和氯化锌混合水溶液槽中进行清洗，然后送入热浸镀槽中。热镀锌具有镀层均匀，附着力强，使用寿命长等优点。热浸镀锌的原理，简单的说即是将已清洗洁净的铁件，经由助镀剂的润湿作用，浸入锌浴中，使钢铁与熔融锌反应生成一合金化的皮膜。良好的热浸镀锌作业，应是各流程均在严格的管制下，彻底发挥该流程的功能。且若前一流程的操作不善，会造成后续流程的连锁不良反应，而大量增加作业成本或造成不良热浸镀锌产品。近几年国家对水污染环境保护越来越重视，为了解决热浸镀锌过程中所产生的工业废水，镀锌企业要消耗掉大量的水资源，而且处理成本大幅度提高。
【
【发明内容】
】
[0003]本发明的目的就是解决现有技术中的问题，提出一种高效环保的热浸镀锌工艺，能够有效提高热浸镀锌的工艺效率，提升热浸镀锌工件的品质，还能够对热浸镀锌过程中所产生的工业废水进行循环利用，节约了大量的水资源，同时也减少了工业废水的排放量，降低了对环境的危害。
[0004]为实现上述目的，本发明提出了一种高效环保的热浸镀锌工艺，依次包括以下步骤:
[0005]步骤一:选取准备热浸镀锌的工件，检查工件是否变形、锈蚀是否严重、预流孔是否符合设计规范、工件表面是否有尤其、沥青等会造成不良的皮膜；
[0006]步骤二:在回流酸洗槽内加入酸液，并向酸液中添加适量的中性脱脂剂，通过回流混合成酸液混合物；
[0007]步骤三:将步骤一选取的工件浸没在步骤二制备的酸液混合物，静置一段时间，除去工件表面的油脂及锈皮，通过回流作用加快酸液混合物与工件表面的接触速率，提升脱脂除锈反应效率；
[0008]步骤四:将步骤三处理后的工件放入水洗干燥槽内进行水洗干燥处理，洗去工件上残留的酸液混合物，并对工件进行干燥处理；
[0009]步骤五:在助溶剂槽内加入助溶剂，将步骤四处理后工件浸没在助溶剂槽内，静置一段时间，使工件表面形成一层起暂时防锈作用的助镀皮膜；
[0010]步骤六:将步骤五处理后的工件通过吊具浸没在镀锌锅一段时间，浸没过程中吊具带动工件缓缓转动，使工件与锌液接触更均匀彻底；
[0011]步骤七:将步骤六处理后工件放入热交换冷却槽内进行冷却，抑制合金层成长，增进镀锌皮膜的光滑与亮度，热交换冷却槽的外侧通入步骤四产生的水洗废水进行热交换循环；
[0012]步骤八:将步骤七处理后的工件进行锌渣、垂滴等表面的修饰及工件整理，得到成品工件；
[0013]步骤九:将步骤八处理后的成品工件进行送检，检验合格后登记入库。
[0014]作为优选，所述步骤二的酸液为浓度3?20%的盐酸溶液，所述步骤三的操作温度为 20 cC ?35 Γ。
[0015]作为优选，所述步骤四的水洗干燥处理依次分为喷淋水洗、浸没水洗、除湿干燥三个步骤。
[0016]作为优选，所述步骤五的助溶剂为浓度17?25%的氯化锌铵溶液，氯化锌铵溶液的PH值为4.5?5.5，所述步骤五的操作温度为65°C?100°C。
[0017]作为优选，所述步骤六中锌液的锌含量98.0%以上，所述步骤六的操作温度为4350C?445 0C，浸入时间视工件厚度而定，厚度越厚，浸入时间越长。
[0018]作为优选，所述步骤七的冷却温度为50°C?100°C，冷却时间视工件厚度而定，厚度越厚，冷却时间越长，所述步骤七中水洗废水进行热交换循环的流量可调。
[0019]本发明的有益效果:本发明能够有效提高热浸镀锌的工艺效率，提升热浸镀锌工件的品质，还能够对热浸镀锌过程中所产生的工业废水进行循环利用，节约了大量的水资源，同时也减少了工业废水的排放量，降低了对环境的危害。
[0020]本发明的特征及优点将通过实施例进行详细说明。
【【具体实施方式】】
[0021]本发明提出了一种高效环保的热浸镀锌工艺，依次包括以下步骤:
[0022]步骤一:选取准备热浸镀锌的工件，检查工件是否变形、锈蚀是否严重、预流孔是否符合设计规范、工件表面是否有尤其、沥青等会造成不良的皮膜；
[0023]步骤二:在回流酸洗槽内加入酸液，并向酸液中添加适量的中性脱脂剂，通过回流混合成酸液混合物；
[0024]步骤三:将步骤一选取的工件浸没在步骤二制备的酸液混合物，静置一段时间，除去工件表面的油脂及锈皮，通过回流作用加快酸液混合物与工件表面的接触速率，提升脱脂除锈反应效率；
[0025]步骤四:将步骤三处理后的工件放入水洗干燥槽内进行水洗干燥处理，洗去工件上残留的酸液混合物，并对工件进行干燥处理；
[0026]步骤五:在助溶剂槽内加入助溶剂，将步骤四处理后工件浸没在助溶剂槽内，静置一段时间，使工件表面形成一层起暂时防锈作用的助镀皮膜；
[0027]步骤六:将步骤五处理后的工件通过吊具浸没在镀锌锅一段时间，浸没过程中吊具带动工件缓缓转动，使工件与锌液接触更均匀彻底；
[0028]步骤七:将步骤六处理后工件放入热交换冷却槽内进行冷却，抑制合金层成长，增进镀锌皮膜的光滑与亮度，热交换冷却槽的外侧通入步骤四产生的水洗废水进行热交换循环；
[0029]步骤八:将步骤七处理后的工件进行锌渣、垂滴等表面的修饰及工件整理，得到成品工件；
[0030]步骤九:将步骤八处理后的成品工件进行送检，检验合格后登记入库。
[0031 ]作为优选，所述步骤二的酸液为浓度3?20%的盐酸溶液，所述步骤三的操作温度为 20 cC ?35 Γ;
[0032]所述步骤四的水洗干燥处理依次分为喷淋水洗、浸没水洗、除湿干燥三个步骤，所述步骤五的助溶剂为浓度17?25 %的氯化锌铵溶液，氯化锌铵溶液的PH值为4.5?5.5，所述步骤五的操作温度为65°C?100°C，所述步骤六中锌液的锌含量98.0%以上，所述步骤六的操作温度为435°C?445°C，浸入时间视工件厚度而定，厚度越厚，浸入时间越长，所述步骤七的冷却温度为50°C?100°C，冷却时间视工件厚度而定，厚度越厚，冷却时间越长，所述步骤七中水洗废水进行热交换循环的流量可调。
[0033]本发明能够有效提高热浸镀锌的工艺效率，提升热浸镀锌工件的品质，还能够对热浸镀锌过程中所产生的工业废水进行循环利用，节约了大量的水资源，同时也减少了工业废水的排放量，降低了对环境的危害。
[0034]上述实施例是对本发明的说明，不是对本发明的限定，任何对本发明简单变换后的方案均属于本发明的保护范围。
【主权项】
1.一种高效环保的热浸镀锌工艺，其特征在于:依次包括以下步骤: 步骤一:选取准备热浸镀锌的工件，检查工件是否变形、锈蚀是否严重、预流孔是否符合设计规范、工件表面是否有尤其、沥青等会造成不良的皮膜； 步骤二:在回流酸洗槽内加入酸液，并向酸液中添加适量的中性脱脂剂，通过回流混合成酸液混合物； 步骤三:将步骤一选取的工件浸没在步骤二制备的酸液混合物，静置一段时间，除去工件表面的油脂及锈皮，通过回流作用加快酸液混合物与工件表面的接触速率，提升脱脂除锈反应效率； 步骤四:将步骤三处理后的工件放入水洗干燥槽内进行水洗干燥处理，洗去工件上残留的酸液混合物，并对工件进行干燥处理； 步骤五:在助溶剂槽内加入助溶剂，将步骤四处理后工件浸没在助溶剂槽内，静置一段时间，使工件表面形成一层起暂时防锈作用的助镀皮膜； 步骤六:将步骤五处理后的工件通过吊具浸没在镀锌锅一段时间，浸没过程中吊具带动工件缓缓转动，使工件与锌液接触更均匀彻底； 步骤七:将步骤六处理后工件放入热交换冷却槽内进行冷却，抑制合金层成长，增进镀锌皮膜的光滑与亮度，热交换冷却槽的外侧通入步骤四产生的水洗废水进行热交换循环； 步骤八:将步骤七处理后的工件进行锌渣、垂滴等表面的修饰及工件整理，得到成品工件； 步骤九:将步骤八处理后的成品工件进行送检，检验合格后登记入库。2.如权利要求1所述的一种高效环保的热浸镀锌工艺，其特征在于:所述步骤二的酸液为浓度3?20 %的盐酸溶液，所述步骤三的操作温度为200C?35°C。3.如权利要求1所述的一种高效环保的热浸镀锌工艺，其特征在于:所述步骤四的水洗干燥处理依次分为喷淋水洗、浸没水洗、除湿干燥三个步骤。4.如权利要求1所述的一种高效环保的热浸镀锌工艺，其特征在于:所述步骤五的助溶剂为浓度17?25 %的氯化锌铵溶液，氯化锌铵溶液的PH值为4.5?5.5，所述步骤五的操作温度为65°C?100°C。5.如权利要求1所述的一种高效环保的热浸镀锌工艺，其特征在于:所述步骤六中锌液的锌含量98.0%以上，所述步骤六的操作温度为435°C?445°C，浸入时间视工件厚度而定，厚度越厚，浸入时间越长。6.如权利要求1所述的一种高效环保的热浸镀锌工艺，其特征在于:所述步骤七的冷却温度为50 °C?100 °C，冷却时间视工件厚度而定，厚度越厚，冷却时间越长，所述步骤七中水洗废水进行热交换循环的流量可调。
【文档编号】C23C2/06GK105821362SQ201610373093
【公开日】2016年8月3日
【申请日】2016年5月30日
【发明人】黄火良
【申请人】浙江慧钢技术发展有限公司
一种全自动热镀锌生产线的制作方法
【专利摘要】一种全自动热镀锌生产线，其特征在于：输送线上设有上料小车，所述的输送线通过烘干机构内部，然后与篮筐循环系统相连，所述的篮筐循环系统上设有称重系统、篮筐和三抓提升机构，所述的篮筐循环系统的尾端安装镀锌系统，所述的镀锌系统的后侧为自动倒料系统，所述自动倒料系统的后侧为铵处理系统，所述的铵处理系统的后侧为冷却系统，冷却系统后侧安装二次离心系统，二次离心系统的后侧安装烘干系统。本发明的有益效果在于：提供了全自动热镀锌生产线，该全自动热镀锌生产线特别适用于小型工件的镀锌，更快速便捷的给小型的紧固件等镀锌，使用了篮筐循环系统，节约镀锌时间，镀锌完成后进行两次离心，保证所镀的锌层均匀牢固。
【专利说明】
一种全自动热镀锌生产线
技术领域
[0001 ]本发明涉及镀锌领域，具体涉及一种全自动热镀锌生产线。
【背景技术】
[0002]热镀锌是一种有效的金属防腐方式，主要用于各行业的金属结构设施上，对钢铁件的减蚀延寿、节能节材起着不可估量和不可替代的作用。热镀锌主要是将除锈后的钢件浸入500°C左右融化的锌液中，使钢构件表面附着锌层，从而起到防腐的目的。热镀锌工艺流程包括成品酸洗、水洗、加助镀液、烘干、挂镀、冷却、药化、清洗、打磨等过程。
[0003]现有的热镀锌生产技术仍然处于较为落后的发展阶段，许多企业缺乏先进技术且设备陈旧，使得热镀锌工业在国内被认为是原材料和能源消耗大，且对环境污染严重的行业。随着我国工业技术水平的不断提高和国家对资源环境保护的日益重视，节能环保、绿色生产成为热镀锌行业发展的方向。
【发明内容】
[0004]本发明的目的是提供一种全自动热镀锌生产线，该全自动热镀锌生产线适用于小型工件的镀锌，更快速便捷的给小型的紧固件等镀锌，而且所镀的锌层均匀牢固。
[0005]为了解决上述问题，本发明提供的全自动热镀锌生产线采用了如下的技术方案:一种全自动热镀锌生产线，其特征在于:包括输送线、烘干机构、称重系统、篮筐循环系统、镀锌系统、自动倒料系统、铵处理系统、冷却系统，所述的输送线上设有上料小车，所述的输送线通过烘干机构内部，然后与篮筐循环系统相连，所述的篮筐循环系统上设有称重系统、篮筐和三抓提升机构，所述的篮筐循环系统的尾端安装镀锌系统，所述的镀锌系统的后侧为自动倒料系统，所述自动倒料系统的后侧为铵处理系统，所述的铵处理系统的后侧为冷却系统，冷却系统后侧安装二次尚心系统，二次尚心系统的后侧安装烘干系统。
[0006]优选的，所述的镀锌系统包括镀锌池和高速可调离心机。
[0007]优选的，所述的高速可调离心机的速度可设定，为0-1000转/min。
[0008]优选的，所述的篮筐循环系统还包括桁架。
[0009]优选的，所述的镀锌系统和篮筐循环系统的上方安装有抽风系统。
[0010]优选的，所述的篮筐循环系统4中设有多个篮筐。
[0011 ]优选的，所述的篮筐的数量不少于3个。
[0012]本发明的有益效果在于:提供了全自动热镀锌生产线，该全自动热镀锌生产线特别适用于小型工件的镀锌，更快速便捷的给小型的紧固件等镀锌，使用了篮筐循环系统，节约镀锌时间，镀锌完成后进行两次离心，保证所镀的锌层均匀牢固。
【附图说明】
[0013]图1为本发明优选实施例的结构示意图。
[0014]其中:1.输送线;2.烘干机构;4.篮筐循环系统；5.镀锌系统;6.自动倒料系统；7.钱处理系统;8.冷却系统;9.上料小车；10.称重系统；11.篮筐；12.二次尚心系统；13.烘干系统；14.锌池;15.高速可调离心机;16.三抓提升机构；17.抽风系统。
【具体实施方式】
[0015]为了使本技术领域的人员更好地理解本申请中的技术方案，下面将结合本申请实施例中的附图，对本申请实施例中的技术方案进行清楚、完整地描述，显然，所描述的实施例仅仅是本申请一部分实施例，而不是全部的实施例。基于本申请中的实施例，本领域普通技术人员在没有做出创造性劳动前提下所获得的所有其他实施例，都应当属于本申请保护的范围。
[0016]如图1所示，本申请提供的全自动热镀锌生产线，包括输送线1、烘干机构2、篮筐循环系统4、镀锌系统5、自动倒料系统6、铵处理系统7、冷却系统8，所述的输送线I上设有上料小车9，所述的输送线I通过烘干机构2内部，然后与篮筐循环系统4相连，所述的篮筐循环系统4上设有称重系统10、篮筐11和三抓提升机构16，所述的篮筐循环系统4的尾端安装镀锌系统5，所述的镀锌系统5的后侧为自动倒料系统6，所述自动倒料系统6的后侧为铵处理系统7，所述的钱处理系统7的后侧为冷却系统8，冷却系统8后侧安装二次尚心系统12，二次尚心系统12的后侧安装烘干系统13。
[0017]在本发明的一个优选的实施例中，所述的镀锌系统5包括镀锌池14和高速可调离心机15。
[0018]在本发明的一个优选的实施例中，，所述的高速可调离心机15的速度可设定，为0-1000转/min。
[0019]在本发明的一个优选的实施例中，所述的篮筐循环系统4还包括桁架。
[0020]在本发明的一个优选的实施例中，所述的镀锌系统5和篮筐循环系统4的上方安装有抽风系统17，及时排除热镀过程中产生的酸雾及其他的烟雾，减少污染。
[0021]在本发明的一个优选的实施例中，所述的篮筐循环系统4中设有多个篮筐11。
[0022]在本发明的一个优选的实施例中，所述的篮筐11的数量不少于3个。
[0023]本发明的工作流程为:首先将待处理工件倒入上料小车9，然后上料小车9将工件平铺在输送线上，输送线将待处理工件送入烘干系统进行烘干后，待处理工件自动流入篮筐中，同时进行称重，到达指定的重量后，篮筐由篮筐循环系统4的三抓提升机构16进行提升后移往镀锌系统，在镀锌系统5中篮筐首先没入镀锌池中进行镀锌，镀锌结束后，高速可调离心机15将篮筐抓取进行离心，离心后的篮筐转移至自动倒料系统6进行倒料，然后工件转移至铵处理系统7进行铵处理，之后转移至冷却系统8进行冷却后，移至二次离心系统12进行二次离心后，镀锌结束，然后转移至自动输送线进行烘干后，进行产品包装。
[0024]本发明的有益效果在于:提供了全自动热镀锌生产线，该全自动热镀锌生产线特别适用于小型工件的镀锌，更快速便捷的给小型的紧固件等镀锌，使用了篮筐循环系统，节约镀锌时间，镀锌完成后进行两次离心，保证所镀的锌层均匀牢固。
【主权项】
1.一种全自动热镀锌生产线，其特征在于:包括输送线、烘干机构、称重系统、篮筐循环系统、镀锌系统、自动倒料系统、铵处理系统、冷却系统，所述的输送线上设有上料小车，所述的输送线通过烘干机构内部，然后与篮筐循环系统相连，所述的篮筐循环系统上设有称重系统、篮筐和三抓提升机构，所述的篮筐循环系统的尾端安装镀锌系统，所述的镀锌系统的后侧为自动倒料系统，所述自动倒料系统的后侧为铵处理系统，所述的铵处理系统的后侧为冷却系统，冷却系统后侧安装二次离心系统，二次离心系统的后侧安装烘干系统。2.根据权利要求1所述的一种全自动热镀锌生产线，其特征在于:所述的镀锌系统包括镀锌池和高速可调离心机。3.根据权利要求2所述的一种全自动热镀锌生产线，其特征在于:所述的高速可调离心机的速度可设定，为0-1000转/min。4.根据权利要求1所述的一种全自动热镀锌生产线，其特征在于:所述的篮筐循环系统还包括桁架。5.根据权利要求1所述的一种全自动热镀锌生产线，其特征在于:所述的镀锌系统和篮筐循环系统的上方安装有抽风系统。6.根据权利要求1或4所述的一种全自动热镀锌生产线，其特征在于:所述的篮筐循环系统4中设有多个篮筐。7.根据权利要求5所述的一种全自动热镀锌生产线，其特征在于:所述的篮筐的数量不少于3个。
【文档编号】C23C2/06GK105821363SQ201610358575
【公开日】2016年8月3日
【申请日】2016年5月27日
【发明人】许勇, 刘风斌
【申请人】昆山福亿特精密自动化设备有限公司
快速涂锡机的制作方法
【专利摘要】本发明公开了快速涂锡机，其主要包括机架，机架上依次设置有放线机构、助焊剂涂抹机构、镀锡机构、冷却风道、储线架机构和收卷机构，所述助焊剂涂抹机构包括助焊剂储存箱，助焊剂储存箱下部设置有助焊剂滴涂装置，机壳上还设置有第一助焊导论和第二助焊导论，所述第一助焊导轮和第二助焊导轮水平设置，所述第二助焊导轮为主动轮，第一助焊导轮和第二助焊导轮的上方用以承载待涂抹助焊剂的铜带，机架上还设置有两层毛毡，所述毛毡分别位于第一助焊导轮和第二助焊导轮之间的铜带的上下两侧，所述第一助焊导轮下方还设置有助焊剂临时存储盒，助焊剂临时存储盒的设置可避免过多助焊剂随高速铜材进入锡炉，造成锡槽的频繁清理。
【专利说明】
快速涂锡机
技术领域
[0001 ]本发明涉及光伏组件生产领域，特别涉及快速涂锡机。
【背景技术】
[0002]涂锡铜带(又称焊带)是光伏产业太阳能电池中的关键部件，对于太阳能电池的能源效率和使用寿命至关重要，因此对涂锡铜带的质量和性能要求很高，铜带在镀锡前，需要在铜带表面涂上助焊剂，去除铜带表面氧化层，有利于焊接，但是涂助焊剂的量不宜过多，否则助焊剂会被带入锡槽，助焊剂在高温锡槽中被烧除会造成灰分，过多的灰分会导致锡槽清理频繁，而且一旦带入涂层会造成针孔或漏铜现象，而且过多助焊剂飞溅会造成不必要的浪费。
【发明内容】
[0003]本发明解决的技术问题是提供一种减少助焊剂浪费、减少助焊剂飞溅、在冷却时减小焊带晃动的快速涂锡机。
[0004]本发明解决其技术问题所采用的技术方案是:快速涂锡机，包括机架，机架上依次设置有放线机构、助焊剂涂抹机构、镀锡机构、冷却风道、储线架机构和收卷机构，所述助焊剂涂抹机构包括助焊剂储存箱，助焊剂储存箱下部设置有助焊剂滴涂装置，机壳上还设置有第一助焊导论和第二助焊导论，所述第一助焊导轮和第二助焊导轮水平设置，所述第二助焊导轮为主动轮，第一助焊导轮和第二助焊导轮的上方用以承载待涂抹助焊剂的铜带，机架上还设置有两层毛毡，所述毛毡分别位于第一助焊导轮和第二助焊导轮之间的铜带的上下两侧，所述第一助焊导轮下方还设置有助焊剂临时存储盒，所述冷却风道包括冷却隔断通道和安装在冷却隔断通道上方的冷却牵引轮，还包括安装在机架上的风机，所述风机的吹风口朝向冷却隔断通道，所述冷却隔断通道正对风机吹风口一侧安装有隔离板，所述隔离板上设置有多个使风机吹出的风通过的圆孔，所述放线机构包括放卷轴，还包括设置在放卷轴上方的第一放线导轮及竖直设置的第二放线导轮和第三放线导轮，第二放线导轮和第三放线导轮之间设置有弹簧。
[0005]进一步的是:所述镀锡机构上方设置有排烟隔离系统，所述排烟隔离系统包括排烟罩和排烟风机，排烟罩上设置有排烟风机，所述排烟罩内对应镀锡机构入口处设置有第二排烟罩，所述第二排烟罩，所述第二排烟罩上设置有第二排烟风机，该第二排烟风机为一可移动式烟罩。
[0006]进一步的是:所述镀锡机构包括锡炉，锡炉上方设置有通孔，还设置有吹向从通孔伸出的焊带的风刀，所述锡炉内设置有压线轮机构，所述压线轮机构包括支架，支架两端安装有活动轴承，所述轴承上安装有压线轮，所述活动轴承和压线轮均为特氟纶材料。
[0007]进一步的是:所述冷却风道上方设置有电机，电机上安装有牵引轮，牵引轮的线速度与焊带运动速度相等，所述牵引轮旁还设置有用于对焊带起导向作用的导向轮。
[0008]进一步的是:所述储线架机构包括设置在上方的上滚动轴和设置在下方的下滚动轴，所述储线架机构和收卷机构之间设置有声光报警装置，所述声光报警装置由激光发生器、信号接收器以及声光报警灯组成，所述激光发生器与信号接收器分设于焊带的两侧，所述信号接收器与所述声光报警灯电连接。
[0009]进一步的是:所述收卷机构前设置有焊带卡槽，所述铜带卡槽前端设置有可供焊带通过的铜嘴。
[0010]本发明的有益效果是:本发明的快速涂锡机在第一助焊导轮下方设置有助焊剂临时存储盒，可避免过多助焊剂随高速铜材进入锡炉，造成锡槽的频繁清理，同时也可防止因第一助焊导轮的转动使得助焊剂飞溅造成局部地方脏污，同时也可减少助焊剂的浪费，可将助焊剂临时存储盒内的助焊剂进行再次利用，排烟隔离系统的设置可减少外溢烟尘的产生，有效保证了工作环境的清洁，进而保证了操作人员的身体健康，且第二放线导轮和第三放线导轮之间设置有弹簧，可减少铜带受到第三放线导轮重力所造成屈服力变化，冷却风道内隔离板的设置可减少焊带晃动幅度，从而减小了镀锡焊带出现毛刺、偏厚、偏薄等不良情况，由于冷却风道上方的牵引轮由电机驱动，可降低焊带与牵引轮之间的摩擦力，使得焊带产品的屈服值降低，声光报警装置的设置可检测焊带是否有翻折情况出现，一旦发现可立马停止设备运转，防止焊带翻折情况大面积产生，铜嘴的设置可防止焊带产生偏移、侧翻等排线不良情况。
【附图说明】
[0011]图1为快速涂锡机不意图。
[0012]图2为隔离板示意图。
[0013]图中标记为:第一放线导轮11、第二放线导轮12、第三放线导轮13、弹簧14、助焊剂储存箱21、助焊剂滴涂装置22、第一助焊导轮23、第二助焊导论24、毛毡25、助焊剂临时存储盒26、压线轮31、风刀33、冷却隔断通道34、牵引轮35、风机36、隔离板37、圆孔38、上滚动轴
41、下滚动轴42、收卷机构43、声光报警装置44、焊带卡槽45、铜嘴46、排烟罩51、第二排烟罩52。
【具体实施方式】
[0014]下面结合附图和【具体实施方式】对本发明进一步说明。
[0015]如图1至图2所示的快速涂锡机，包括机架，机架上依次设置有放线机构、助焊剂涂抹机构、镀锡机构、冷却风道、储线架机构和收卷机构43，所述助焊剂涂抹机构包括助焊剂储存箱21，助焊剂储存箱21下部设置有助焊剂滴涂装置22，机壳上还设置有第一助焊导论和第二助焊导论24，所述第一助焊导轮23和第二助焊导轮水平设置，所述第二助焊导轮为主动轮，第一助焊导轮23和第二助焊导轮的上方用以承载待涂抹助焊剂的铜带，机架上还设置有两层毛毡25，所述毛毡25分别位于第一助焊导轮23和第二助焊导轮之间的铜带的上下两侧，所述第一助焊导轮23下方还设置有助焊剂临时存储盒26，工作时，铜带经放线机构进入助焊剂涂抹机构，滴涂装置不断将助焊剂滴涂在毛毡25上，铜带在穿过毛毡25的过程中实现清洁，接着铜带进入镀锡机构镀锡，然后穿过冷却风道进行冷却，最后经过储线架机构和收卷机构43完成整个涂锡操作，由于第一助焊导轮23下方设置有助焊剂临时存储盒26，使得铜带上多余的助焊剂可流入助焊剂临时存储盒26内，避免过多助焊剂随高速铜带进入锡炉，造成锡槽的频繁清理，第二是防止因第一助焊导轮23的转动使得助焊剂飞溅造成局部地方脏污，增加清理难度，第三可减少助焊剂的浪费，可将助焊剂临时存储盒26内的助焊剂进行再次利用，且滴涂装置可以为调节阀门，调节阀门可根据实际情况调节助焊剂的下滴速度，本装置的实验人员将调节阀门调节至Is滴三滴助焊剂，发现在此流速下即不浪费助焊剂又能充分保证毛毡25上面含有足够量的助焊剂使得经过毛毡25的铜带能得到全方位有效的清洁，调节阀门的设置减小了助焊剂的浪费。
[0016]此外，所述镀锡机构上方设置有排烟隔离系统，所述排烟隔离系统包括排烟罩51和排烟风机36，排烟罩51上设置有排烟风机36，所述排烟罩51内对应镀锡机构入口处设置有第二排烟罩52，所述第二排烟罩52，所述第二排烟罩52上设置有第二排烟风机36，该第二排烟风机36为一可移动式烟罩，其中镀锡机构的入口处为烟尘的直接产生处，当操作人员打开排烟罩51风刀33进行调节时，由于大部分烟尘已被第二排烟罩52和第二排烟风机36吸走排出，因此产生外溢烟尘将大幅减少，有效的保证了工作环境的清洁，进而保证了操作人员的身体健康。
[0017]此外，所述放线机构包括放卷轴，还包括设置在放卷轴上方的第一放线导轮11及竖直设置的第二放线导轮12和第三放线导轮13，第二放线导轮12和第三放线导轮13之间设置有弹簧14，铜带分别绕过第一放线导轮11、第二放线导轮12和第三放线导轮13，由于第二放线导轮12和第三放线导轮13之间设置有弹簧14，可减少铜带受到第三放线导轮13重力所造成屈服力变化，提高焊带质量。
[0018]此外，所述冷却风道包括冷却隔断通道34和安装在冷却隔断通道34上方的牵引轮35，还包括安装在机架上的风机36，所述风机36的吹风口朝向冷却隔断通道34，所述冷却隔断通道34正对风机36吹风口一侧安装有隔离板37，所述隔离板37上设置有多个使风机36吹出的风通过的圆孔38，在牵引轮35的牵引下，焊带经过冷却风道在吹风机36的风力下使其冷却，由于隔离板37的设置，使得在高速运动中的焊带减小了晃动幅度和频率，从而减小了镀锡焊带出现毛刺、偏厚、偏薄等不良情况，使成品合格率升至98.5%，较以前提升了 1%，增加了企业的生产效益，为了达到更好的效果，本隔离板37上的圆孔38呈阵型排列，圆孔38的直径为5mm，相邻两圆孔3 8间的间距为40mm。
[0019]此外，所述镀锡机构包括锡炉，锡炉上方设置有通孔，还设置有吹向从通孔伸出的焊带的风刀33，所述锡炉内设置有压线轮31机构，所述压线轮31机构包括支架，支架两端安装有活动轴承，所述轴承上安装有压线轮31，所述活动轴承和压线轮31均为特氟纶材料，特氟纶材料具有抗酸抗碱、抗各种有机溶剂的特点，几乎不溶于所有的溶剂，使用此种结构可以减少金属氧化物在压线轮31表面的堆积，同时减少金属氧化物在活动轴承处的堆积造成活动轴承的卡死，使得压线轮31无法转动，因此压线轮31和活动轴承使用特氟纶材料可减少焊带与压线轮31间的摩擦力，且本装置使得同规格焊带屈服强度降低2-3Mpa，提高了焊带的质量，且由于其简单的结构使得在对压线轮31进行清理时，由原先的15min降低至5min，彻底解决了钢材质压线机构难清理的问题。
[0020]此外，所述冷却风道上方设置有电机，电机上安装有牵引轮35，牵引轮35的线速度与焊带运动速度相等，使用时，焊带分别绕过牵引轮35和导向轮，焊带由外部牵引装置牵引其运动，在运动过程中，电机驱动牵引轮35转动，且牵引轮35的转速度与焊带运动速度保持同速，减小了焊带与牵引轮35之间的摩擦力，使得焊带的屈服值降低5-7Mpa，提高了焊带的质量，且本装置的牵引轮35为尼伦塑料结构，不仅减小了设备的成本，同时减小了焊带与牵引轮35之间的摩擦力，降低焊带的屈服值，提高了焊带的质量。
[0021]此外，所述储线架机构包括设置在上方的上滚动轴41和设置在下方的下滚动轴42，所述储线架机构和收卷机构43之间设置有声光报警装置44，所述声光报警装置44由激光发生器、信号接收器以及声光报警灯组成，所述激光发生器与信号接收器分设于焊带的两侧，所述信号接收器与所述声光报警灯电连接，由于焊带会经过声光报警装置44，一旦焊带发生折弯现象，信号接收器将接收到激光发生器发射的激光信号，声光报警等会发生警报提醒操作人员注意，防止发生大量焊带折弯情况。
[0022]此外，所述收卷机构43前设置有焊带卡槽45，所述铜带卡槽前端设置有可供焊带通过的铜嘴46。由于焊带产品的规格多种多样，因此在对应不同焊带产品时需更换不同的产品卡槽从而保证产品在排线时候不会偏移、侧翻，而铜嘴46的设置使得焊带排线的时候焊带经过铜嘴46时焊带两边缘轻擦铜嘴46内径边缘，使焊带不会产生偏移、侧翻等排线不良情况。
[0023]以上所述的具体实施例，对本发明的目的、技术方案和有益效果进行了进一步详细说明，所应理解的是，以上所述仅为本发明的具体实施例而已，并不用于限制本发明，凡在本发明的精神和原则之内，所做的任何修改、等同替换、改进等，均应包含在本发明的保护范围之内。
【主权项】
1.快速涂锡机，包括机架，机架上依次设置有放线机构、助焊剂涂抹机构、镀锡机构、冷却风道、储线架机构和收卷机构(43)，其特征在于:所述助焊剂涂抹机构包括助焊剂储存箱(21)，助焊剂储存箱(21)下部设置有助焊剂滴涂装置(22)，机壳上还设置有第一助焊导论和第二助焊导论(24)，所述第一助焊导轮(23)和第二助焊导轮水平设置，所述第二助焊导轮为主动轮，第一助焊导轮(23)和第二助焊导轮的上方用以承载待涂抹助焊剂的铜带，机架上还设置有两层毛毡(25)，所述毛毡(25)分别位于第一助焊导轮(23)和第二助焊导轮之间的铜带的上下两侧，所述第一助焊导轮(23)下方还设置有助焊剂临时存储盒(26)，所述冷却风道包括冷却隔断通道(34)和安装在冷却隔断通道(34)上方的冷却牵引轮(35)，还包括安装在机架上的风机(36)，所述风机(36)的吹风口朝向冷却隔断通道(34)，所述冷却隔断通道(34)正对风机(36)吹风口一侧安装有隔离板(37)，所述隔离板(37)上设置有多个使风机(36)吹出的风通过的圆孔(38)，所述放线机构包括放卷轴，还包括设置在放卷轴上方的第一放线导轮(11)及竖直设置的第二放线导轮(12)和第三放线导轮(13)，第二放线导轮(12)和第三放线导轮(13)之间设置有弹簧(14)。2.如权利要求1所述的快速涂锡机，其特征在于:所述镀锡机构上方设置有排烟隔离系统，所述排烟隔离系统包括排烟罩(51)和排烟风机(36)，排烟罩(51)上设置有排烟风机(36)，所述排烟罩(51)内对应镀锡机构入口处设置有第二排烟罩(52)，所述第二排烟罩(52)，所述第二排烟罩(52)上设置有第二排烟风机(36)，该第二排烟风机(36)为一可移动式烟罩。3.如权利要求1所述的快速涂锡机，其特征在于:所述镀锡机构包括锡炉，锡炉上方设置有通孔，还设置有吹向从通孔伸出的焊带的风刀(33)，所述锡炉内设置有压线轮(31)机构，所述压线轮(31)机构包括支架，支架两端安装有活动轴承，所述轴承上安装有压线轮(31)，所述活动轴承和压线轮(31)均为特氟纶材料。4.如权利要求1所述的快速涂锡机，其特征在于:所述冷却风道上方设置有电机，电机上安装有牵引轮(35)，牵引轮(35)的线速度与焊带运动速度相等，所述牵引轮(35)旁还设置有用于对焊带起导向作用的导向轮。5.如权利要求1所述的快速涂锡机，其特征在于:所述储线架机构包括设置在上方的上滚动轴(41)和设置在下方的下滚动轴(42)，所述储线架机构和收卷机构(43)之间设置有声光报警装置(44)，所述声光报警装置(44)由激光发生器、信号接收器以及声光报警灯组成，所述激光发生器与信号接收器分设于焊带的两侧，所述信号接收器与所述声光报警灯电连接。6.如权利要求1所述的快速涂锡机，其特征在于:所述收卷机构(43)前设置有焊带卡槽(45)，所述铜带卡槽前端设置有可供焊带通过的铜嘴(46)。
【文档编号】C23C2/30GK105821364SQ201610333082
【公开日】2016年8月3日
【申请日】2016年5月19日
【发明人】陆利斌, 宋建源
【申请人】同享（苏州）电子材料科技有限公司
一种铜线镀锡炉的制作方法
【专利摘要】本发明公开了一种铜线镀锡炉，它涉及一种铜线镀锡装置。它包括炉体、隔热保温棉、加热管、拉丝模具和热电偶，炉体采用不锈钢炉体，炉体内包裹有隔热保温棉，炉体的底部为凹形，凹形底的表面设有加热管，炉体的锡槽内放焊锡条，通过加热管融化，炉体的槽内设有用于控制温度的热电偶，炉体侧壁的铜线入口和铜线出口处水平对应设置有一套拉丝模具，出口模具略紧，防止锡液溢出，炉体上方设置有盖子。本发明保证作业环境安全无污染，提高施工和操作的安全性，镀锡成本低，实用性强，易于推广使用。
【专利说明】
一种铜线镀锡炉
技术领域
[0001]本发明涉及的是一种铜线镀锡装置，具体涉及一种铜线镀锡炉。
【背景技术】
[0002]铜线镀锡广泛应用于电线、电缆、漆包线生产中，铜线镀锡可增加铜的焊接性和装饰性，且不影响导电性，可用于电子工业、家具器具、食品包装等方面，传统的镀锡铜线生产需要用到酸洗，对作业环境有一定的影响，且施工及作业的安全性得不到保障，镀锡成本高，基于此，设计一种铜线镀锡炉还是很有必要的。
【发明内容】
[0003]针对现有技术上存在的不足，本发明目的是在于提供一种铜线镀锡炉，结构简单，设计合理，保证作业环境安全无污染，提高施工和操作的安全性，镀锡成本低，实用性强，易于推广使用。
[0004]为了实现上述目的，本发明是通过如下的技术方案来实现:一种铜线镀锡炉，包括炉体、隔热保温棉、加热管、拉丝模具和热电偶，炉体采用不锈钢炉体，炉体内包裹有隔热保温棉，炉体的底部为凹形，凹形底的表面设有加热管，炉体的锡槽内放焊锡条，通过加热管融化，炉体的槽内设有用于控制温度的热电偶，炉体侧壁的铜线入口和铜线出口处水平对应设置有一套拉丝模具，出口模具略紧，防止锡液溢出，炉体上方设置有盖子。
[0005]作为优选，所述炉体内锡槽的上半部分右侧凸出设置，凸出的炉体侧设置有阀门，阀门可将锡液回收利用。
[0006]作为优选，所述镀锡炉的镀锡工艺流程为铜线经过放卷机，拉到模具矫直滑轮处进行矫直，再进入刷洗机经过铜刷刷洗，进行表面处理，刷洗机后设置助焊剂槽，铜线经过焊剂槽后进行加热，进入镀锡炉镀锡，镀锡完后经过冷却槽冷却后进入牵引机，铜线经过牵引通过收卷机进行收卷。
[0007]本发明的有益效果:(I)镀锡工艺通过物理机械原理，保证作业环境无污染，更为环保；
[0008](2)镀锡炉制作简便，锡炉可以倾倒回收利用，节约成本；
[0009](3)提高施工和操作的安全性，稳定实用。
【附图说明】
[0010]下面结合附图和【具体实施方式】来详细说明本发明；
[0011]图1为本发明的结构示意图；
[0012]图2为本发明的工艺流程图。
【具体实施方式】
[0013]为使本发明实现的技术手段、创作特征、达成目的与功效易于明白了解，下面结合【具体实施方式】，进一步阐述本发明。
[0014]参照图1-2，本【具体实施方式】采用以下技术方案:一种铜线镀锡炉，包括炉体1、隔热保温棉2、加热管3、拉丝模具4和热电偶5，炉体I采用不锈钢炉体，炉体I内包裹有隔热保温棉2，炉体I的底部为凹形，凹形底的表面设有加热管3，炉体I的锡槽内放焊锡条，通过加热管3融化，炉体I的槽内设有用于控制温度的热电偶5，炉体I侧壁设置有一套拉丝模具4，炉体I上方设置有盖子6。
[0015]值得注意的是，所述炉体I内锡槽的上半部分右侧凸出设置，凸出的炉体I侧设置有可将锡液回收利用的阀门7;所述拉丝模具4水平对应设置在炉体I的铜线入口和铜线出口，出口模具稍微紧一点，防止锡液溢出。
[0016]此外，所述镀锡炉的镀锡工艺流程为铜线经过放卷机8，拉到模具矫直滑轮9处进行矫直，再进入刷洗机10经过铜刷刷洗，进行表面处理，刷洗机10后设置助焊剂槽，铜线经过焊剂槽后进行加热，进入镀锡炉镀锡，镀锡完后经过冷却槽11冷却后进入牵引机12，铜线经过牵引通过收卷机13进行收卷。
[0017]本【具体实施方式】的特点主要是铜线经过刷洗机10铜刷清理后，通过物理加热的方式镀锡及自来水冷却，提高施工和操作的安全性，而且镀锡完成后炉子还可以向一方倾倒，从另一侧的阀门7处将多余的锡液倒出，便以回收利用。
[0018]本【具体实施方式】制作简便，节约成本，较市场上的镀锡装置一般铜线直径在4mm左右，本装置镀锡铜线最大直径可以达到20_-25_，稳定安全，具有广阔的市场应用前景。
[0019]以上显示和描述了本发明的基本原理和主要特征和本发明的优点。本行业的技术人员应该了解，本发明不受上述实施例的限制，上述实施例和说明书中描述的只是说明本发明的原理，在不脱离本发明精神和范围的前提下，本发明还会有各种变化和改进，这些变化和改进都落入要求保护的本发明范围内。本发明要求保护范围由所附的权利要求书及其等效物界定。
【主权项】
1.一种铜线镀锡炉，其特征在于，包括炉体(I)、隔热保温棉(2)、加热管(3)、拉丝模具(4)和热电偶(5)，炉体(I)采用不锈钢炉体，炉体(I)内包裹有隔热保温棉(2)，炉体(I)的底部为凹形，凹形底的表面设有加热管(3)，炉体I)的锡槽内放焊锡条，通过加热管(3)融化，炉体(I)的槽内设有用于控制温度的热电偶(5)，炉体(I)侧壁设置有一套拉丝模具(4)，炉体(I)上方设置有盖子(6)。2.根据权利要求1所述的一种铜线镀锡炉，其特征在于，所述炉体(I)内锡槽的上半部分右侧凸出设置，凸出的炉体(I)侧设置有可将锡液回收利用的阀门(7)。3.根据权利要求1所述的一种铜线镀锡炉，其特征在于，所述的拉丝模具(4)水平对应设置在炉体(I)的铜线入口和铜线出口。4.根据权利要求1所述的一种铜线镀锡炉，其特征在于，所述镀锡炉的镀锡工艺流程为铜线经过放卷机(8)，拉到模具矫直滑轮(9)处进行矫直，再进入刷洗机(10)经过铜刷刷洗，进行表面处理，刷洗机(10)后设置助焊剂槽，铜线经过焊剂槽后进行加热，进入镀锡炉镀锡，镀锡完后经过冷却槽(11)冷却后进入牵引机(12)，铜线经过牵引通过收卷机(13)进行收卷。
【文档编号】C23C2/08GK105821365SQ201610194366
【公开日】2016年8月3日
【申请日】2016年3月25日
【发明人】胡海峰, 胡连锋
【申请人】嘉兴嘉合电力设备有限公司
一种释放采用热喷涂制备涂层的内应力的方法
【专利摘要】本发明公开一种释放采用热喷涂制备涂层的内应力的方法，属于热喷涂技术制备涂层领域。本发明所述方法利用物理分割把涂层分块的方法来缓解热喷涂制备涂层的内应力，解决了涂层内应力引起的粘结不牢固，喷涂及使用过程中涂层翘曲或脱落等问题。本发明把热喷涂涂层割裂为多个涂层块，使涂层与基体内应力分布更加均匀，应力更加分散，并且释放涂层在制备和使用过程中的应力集中，从而提高了涂层的整体粘结性能。分割后即使部分涂层脱落或受到破坏，也不会影响其它部分涂层和产品整体的继续使用，而且修复工艺简单。将涂层分割释放内应力的方法，拓展了热喷涂技术及涂层的使用范围。
【专利说明】
一种释放采用热喷涂制备涂层的内应力的方法
技术领域
[0001]本发明涉及一种释放采用热喷涂制备涂层的内应力的方法，属于热喷涂技术制备涂层领域。
【背景技术】
[0002]热喷涂技术包括电弧喷涂技术、等离子喷涂技术、氧-乙炔火焰喷涂技术、超音速火焰喷涂等技术。采用火焰、电弧、等离子弧、爆炸波等提供热源，产生高温高压焰流或超音速焰流，将涂层材料(如各种金属、陶瓷、金属加陶瓷的复合材料、各种塑料粉末的固态喷涂材料)瞬间加热到塑态或熔融态，高速喷涂到经预处理(清洁粗糙)的基体表面形成涂层。热喷涂技术具有很多优点:原料利用率高，非常容易实现产业化和自动化生产，该项技术的生产效率非常高，被广泛运用于机械、航天等方面。但是热喷涂技术在喷涂时由于涂层内应力容易导致涂层内部出现裂纹，从而影响了产品质量和喷涂的效率，在后续使用过程中会出现涂层掉落，生产的涂层只要一旦受到破坏或发生脱落而且修复困难，影响整个产品的使用周期。
【发明内容】
[0003]本发明要解决的问题是:克服喷涂过程中的内应力过大和使用过程会引起涂层脱落、开裂的问题。
[0004]本发明目的及意义在于用性价比高的技术解决喷涂过程中的应力聚集、释放问题和热膨胀系数不同而引起的涂层脱落、开裂、翘曲变形乃至损坏容器的情况，使涂层粘结更加牢固，使用寿命更持久；
本发明的技术方案为:采用物理方法使涂层成网格状分布，使喷涂过程中的应力及时得到分散释放，使每个小块的涂层始终保持完整性，始终使涂层粘结在容器壁上;从而解决了涂层应力而引起的粘结不牢固、喷涂过程中开裂、使用过程中由于热膨胀系数差别太大而引起的开裂等问题。
[0005]所述网格为任意形状，如正方形、矩形、蜂窝状、条形、圆形、环形等形状(附图1为通过本方法制备感应加热的一种网格模型图)，其中涂层分割法制备的局部感应加热层的形状可根据需要进行调整，如方形、蜂窝状、条形、圆形、环形等。
[0006]所述涂层被凹槽I分隔成网格状(如图2所示)，将各个网格分隔开的凹槽I宽度为0.1mm?10_，可以通过控制网板的骨架宽度来实现，也可以在切割过程中进行控制。
[0007]所述涂层被分割后的其每一小块涂层2的面积为0.0lmm2?10000mm2，(如图2所示)。
[0008]优选的，本发明所述物理方法可以通过将基体表面进行粗化、清洁处理后，在基体的待喷涂表面罩上或贴上镂空的网板，然后进行热喷涂，去除网板后得到成网格状分布的涂层。
[0009]优选的，本发明所述物理方法还可以将喷涂完成的涂层进行机械切割分割成网格状，涂层的形状可以按需求进行分割。
[0010]本发明所述方法可以根据使用要求用特定的图案网格罩住局部感应加热层表面进行喷涂，既美观又解决了内应力问题，该图案还起到防伪的作用，或在局部感应加热层表面制备一层铜、铝、锌、镍、陶瓷等作为保护层或耐磨层。
[0011]可以根据不同使用要求，不同的使用条件，选用电弧喷涂技术、等离子喷涂技术、氧-乙炔火焰喷涂技术、超音速火焰喷涂、爆炸喷涂等技术，可选热喷涂技术范围广。热喷涂技术采用机械手智能化喷涂系统、喷涂效率高、喷涂涂层厚度准确均匀。机械手智能化喷涂系统有利于多次间歇式喷涂，使涂层内部应力及时充分的释放，涂层强度更高、粘结更好。
[0012]本发明的有益效果:
(I)本发明利用物理分割把涂层分块，整涂层被分割成按规律排列的正方形、矩形、蜂窝状等图形或图案的局部涂层，使喷涂过程中的应力及时得到分散释放，保证了每块局部、独立的涂层始终保持完整性和良好的粘结性能;解决了涂层应力而引起的粘结不牢固、喷涂过程中开裂、使用过程中由于内应力而引起的开裂和对产品的破坏现象。
[0013](2)本发明把传统整体涂层分为多个小块涂层，使用过程中即使一块局部的涂层受到损伤甚至脱落，也不会影响其他部分的涂层和整个基体的使用且容易修复，延长了产品的使用寿命。
[0014](3)本发明采取增材制造的理念，利用该方法及时释放了热喷涂制备的涂层内应力，降低了涂层使用过程的维修成本，增加了再制造的可能性。
[0015](4)本发明促进热喷涂技术的后续普及和发展及使用范围。
【附图说明】
[0016]图1为本发明实施例1原理图；
图2为本发明所述方法制备得到的其中一种涂层的三维模型图；
图3为正方形局部感应加热涂层排列模型图；
图4为蜂窝状局部感应加热涂层排列模型图。
[0017]图2中:卜凹槽;2-小块涂层;3-基体。
【具体实施方式】
[0018]下面结合具体实施例对本发明作进一步详细说明，但本发明的保护范围并不限于所述内容。
[0019]本发明的技术方案为:采用物理方法使涂层成网格状分布，使喷涂过程中的应力及时得到分散释放，使每个小块的涂层始终保持完整性，始终使涂层粘结在容器壁上;从而解决了涂层应力而引起的粘结不牢固、喷涂过程中开裂、使用过程中由于热膨胀系数差别太大而引起的开裂等问题。
[0020]所述网格为任意形状，如正方形、矩形、蜂窝状、条形、圆形、环形等形状(附图2为通过本方法制备得到的其中一种涂层的三维模型图)，其中涂层分割法制备的局部感应加热层的形状可根据需要进行调整，如方形、蜂窝状、条形、圆形、环形等。
[0021]本发明实施例制备多层涂层的制备方案如下，具体包括以下步骤:
(I)首先使用白刚玉、棕刚玉或锆刚玉(沙粒的粒度为18_25μπι)对基体进行喷砂处理；喷完后用压缩干燥空气吹掉残余在基体表面凹坑中的砂粒、杂质。
[0022](2 )利用热喷涂系统，把待喷涂基体放到喷涂系统的喷涂平台上，做好喷涂前准备，进行喷涂。
[0023](3)按要求进行机械加工处理涂层表面，达到相应的使用要求。
[0024]实施例1
本实施例以铝合金为基体，在铝合金基体上喷涂316L不锈钢涂层，具体方法为:将铝合金基体表面进行粗化、清洁处理后，在铝合金基体的待喷涂表面罩上镂空的网板(材质为耐高温的钼丝，钼丝粗细为0.1mm)，网板的形状为蜂窝状，每块蜂窝状面积为0.01mm2。采用电弧喷涂技术喷涂进行热喷涂，网格紧贴待喷涂表面，喷雾电压32 V，电流180 A和喷气压力0.6 MPa，喷枪距网格200 mm，喷涂速度6mm/s，去除网板后得到成网格状分布的涂层，涂层厚度约为ΙΟΟμπι。
[0025]本实施例制备得到的涂层呈蜂窝状分布，每个网格的面积为0.01mm2，网格之间的距离为0.1111111;采用显微硬度测试仪10)10-服3-10002涂层进行硬度测试，其硬度为390服；具体采用拉伸实验方法对涂层的粘结强度进行测试，粘结强度达到90Mpa，热震次数超过20次。
[0026]和本实施例相比，不加网板，直接在基体上进行喷涂的制备得到的铝合金基体表面的316L不锈钢涂层，硬度为370HV，其粘结强度为30Mpa，热震次数不超过10次。
[0027]从上面的实验结果可以看出加网格把涂层分割成小块，可以明显增加涂层的粘结性，小块的涂层更有利于使用过程中的内应力释放。
[0028]实施例2
本实施例以铝合金为基体，在铝合金基体上喷涂N1-Al涂层，具体方法为:将铝合金基体表面进行粗化、清洁处理后，在铝合金基体的待喷涂表面罩上镂空的网板(材质为耐高温的铬丝，铬丝粗细为10mm)，网板的形状为网格状，每块网格状面积为10000mm2。采用等离子喷涂进行热喷涂，网格距离待喷涂表面4mm，喷枪距离网格200mm;电流410A;电压320V;N2流量230L/min;Ar流量100L/min;H2流量15L/min;送粉电压18V，喷枪移动速度6mm/s，制备的涂层厚度约为700μπι。
[0029]本实施例制备得到的涂层呈网格状分布，每个网格状的面积为1000mm2，网格之间的距离为10mm。采用显微硬度测试仪MC010-HVS-1000Z涂层进行硬度测试，其硬度为350HV。具体采用拉伸实验方法对涂层的粘结强度进行测试，粘结强度达到104Mpa，热震次数超过25次。去除网板后得到成网格状分布的涂层，涂层厚度约为700μπι。
[0030]和本实施例相比，不加网板，直接在基体上进行喷涂的制备得到的铝合金基体表面的N1-Al涂层，硬度为345HV，其粘结强度为83Mpa，热震次数不超过15次。
[0031]从上面的实验结果可以看出加网格把涂层分割成小块，可以明显增加涂层的粘结性，小块的涂层更有利于使用过程中的内应力释放。
[0032]实施例3
本实施例以陶瓷为基体，在陶瓷基体上喷涂N1-Cr涂层，具体方法为:将表面进行粗化、清洁处理后，在陶瓷基体的待喷涂表面罩上镂空的网板(材质为耐高温的钽丝，钽丝粗细为12mm)，网板的形状为圆形，每块网格状面积为2500mm2。采用氧-乙炔喷涂技术喷涂进行热喷涂，网格距离待喷涂表面3mm，喷雾电压32 V，电流180 A、氧气压力0.78 MPa，乙炔气体压力0.1 Mpa，喷枪距离网格200 mm，喷涂速度10mm/s，去除网板后得到成网格状分布的涂层，涂层厚度约为500μπι。
[0033]本实施例制备得到的涂层成圆形分布，每个网格的面积为2500mm2，网格之间的距离为12mm。采用显微硬度测试仪MC010-HVS-1000Z涂层进行硬度测试，其硬度为750HV。具体采用拉伸实验方法对涂层的粘结强度进行测试，粘结强度达到234Mpa，热震次数超过30次。去除网板后得到成网格状分布的涂层，涂层厚度约为500μπι。
[0034]和本实施例相比，不加网板，直接在基体上进行喷涂的制备得到的陶瓷基体表面的N1-Cr涂层，硬度为445HV，其粘结强度为103Mpa，热震次数不超过15次。
[0035]从上面的实验结果可以看出加网格把涂层分割成小块，可以明显增加涂层的粘结性，小块的涂层更有利于使用过程中的内应力释放。
[0036]实施例4
本实施例以陶瓷为基体，在陶瓷基体上喷涂316L不锈钢涂层，具体方法为:将陶瓷基体表面进行粗化、清洁处理后，在陶瓷基体的待喷涂表面罩上镂空的网板(材质为耐高温的钼材料，钼丝粗细为15mm)，网板的形状为蜂窝状，每块网格状面积为3500mm2。然后采用电弧喷涂技术喷涂进行热喷涂，网格距离待喷涂表面6mm，喷雾电压32 V，电流180 A和喷气压力
0.6 MPa，喷枪雾距离网格300 mm，喷涂速度10mm/s，去除网板后得到成网格状分布的涂层，涂层厚度约为600μπι。
[0037]本实施例制备得到的涂层成蜂窝状分布，每个网格的面积为3500mm2，网格之间的距离为15mm。采用显微硬度测试仪MC010-HVS-1000Z涂层进行硬度测试，其硬度为450HV。具体采用拉伸实验方法对涂层的粘结强度进行测试，粘结强度达到314Mpa，热震次数超过20次。去除网板后得到成网格状分布的涂层，涂层厚度约为600μπι。
[0038]和本实施例相比，不加网板，直接在基体上进行喷涂的制备得到的陶瓷基体表面的N1-Cr涂层，硬度为445HV，其粘结强度为113Mpa，热震次数不超过12次。
[0039]从上面的实验结果可以看出加网格把涂层分割成小块，可以明显增加涂层的粘结性，小块的涂层更有利于使用过程中的内应力释放。
[0040]实施例5
本实施例以烤制而成的紫砂为基体，在紫砂基体表面喷涂316L不锈钢涂层，具体方法为:将紫砂基体表面进行粗化、清洁处理后，在紫砂基体的待喷涂表面罩上镂空的网板(材质为耐高温的钼材料，钼丝粗细为8mm)，网板的形状为蜂窝状，每块网格状面积为900mm2。然后采用电弧喷涂技术喷涂进行热喷涂，网格距离待喷涂表面6mm，喷雾电压32 V，电流180A和喷气压力0.6 MPa，喷枪雾距离网格300 mm，喷涂速度lOmm/s，去除网板后得到成网格状分布的涂层，涂层厚度约为600μηι。
[0041]本实施例制备得到的涂层成蜂窝状分布，每个网格的面积为900mm2，网格之间的距离为8mm。采用显微硬度测试仪MC010-HVS-1000Z涂层进行硬度测试，其硬度为390HV。具体采用拉伸实验方法对涂层的粘结强度进行测试，粘结强度达到104Mpa，热震次数超过20次。去除网板后得到成网格状分布的涂层，涂层厚度约为600μπι。
[0042]和本实施例相比，不加网板，直接在基体上进行喷涂的制备得到的紫砂基体表面的316L不锈钢涂层，硬度为370HV，其粘结强度为70Mpa，热震次数不超过12次。
[0043]从上面的实验结果可以看出加网格把涂层分割成小块，可以明显增加涂层的粘结性，小块的涂层更有利于使用过程中的内应力释放。
[0044]实施例6
本实施例以烤制而成的紫砂为基体，在紫砂基体表面喷涂N1-Al涂层，具体方法为:将紫砂基体表面进行粗化、清洁处理后，在紫砂基体的待喷涂表面罩上镂空的网板(材质为耐高温的铬材料，铬丝粗细为12mm)，网板的形状为圆形状，每块圆形状面积为1500mm2。采用超音速火焰喷涂技术喷涂进行热喷涂，网格距离待喷涂表面4mm，喷雾电压34 V，电流190A、氧气压力0.70 MPa，丙烧气体压力0.1 Mpa，喷枪距离网格350 mm，喷涂速度10mm/s，去除网板后得到成网格状分布的涂层，涂层厚度约为700μπι。
[0045]本实施例制备得到的涂层成圆形状分布，每个网格的面积为1500mm2，网格之间的距离为12mm。采用显微硬度测试仪MC010-HVS-1000Z涂层进行硬度测试，其硬度为490HV。具体采用拉伸实验方法对涂层的粘结强度进行测试，粘结强度达到214Mpa，热震次数超过28次。去除网板后得到成圆形状分布的涂层，涂层厚度约为700μπι。
[0046]和本实施例相比，不加网板，直接在基体上进行喷涂的制备得到的紫砂基体表面的N1-Al涂层，硬度为490HV，其粘结强度为134Mpa，热震次数不超过15次。
[0047]从上面的实验结果可以看出加网格把涂层分割成小块，可以明显增加涂层的粘结性，小块的涂层更有利于使用过程中的内应力释放。
[0048]实施例7
本实施例以大理石为基体，在大理石基体表面喷涂316L不锈钢涂层，具体方法为:将大理石基体表面进行粗化、清洁处理后，在大理石基体的待喷涂表面罩上镂空的网板(材质为耐高温的钼材料，钼丝粗细为10mm)，网板的形状为蜂窝状，每块网格状面积为900mm2。然后采用电弧喷涂技术喷涂进行热喷涂，网格距离待喷涂表面6mm，喷雾电压32 V，电流180 A和喷气压力0.6 MPa，喷枪雾距离网格300 mm，喷涂速度lOmm/s，去除网板后得到成网格状分布的涂层，涂层厚度约为600μηι。
[0049]本实施例制备得到的涂层成蜂窝状分布，每个网格的面积为900mm2，网格之间的距离为8mm。采用显微硬度测试仪MC010-HVS-1000Z涂层进行硬度测试，其硬度为387HV。具体采用拉伸实验方法对涂层的粘结强度进行测试，粘结强度达到104Mpa，热震次数超过25次。去除网板后得到成蜂窝状分布的涂层，涂层厚度约为600μπι。
[0050]和本实施例相比，不加网板，直接在基体上进行喷涂的制备得到的大理石基体表面的316L不锈钢涂层，硬度为369HV，其粘结强度为70Mpa，热震次数不超过12次。
[0051]从上面的实验结果可以看出加网格把涂层分割成小块，可以明显增加涂层的粘结性，小块的涂层更有利于使用过程中的内应力释放。
[0052]实施例8
本实施例以铝合金为基体，先利用热喷涂技术制备800mm316L不锈钢涂层，再进行机械切割，把涂层按要求分割成面积为1500mm2正方形的涂层，切割缝的宽度为10mm。切割完成后，涂层厚度约为800mm。
[0053]本实施例制备得到的涂层成正方形分布，每个网格的面积为800mm2，网格之间的距离为10mm。采用显微硬度测试仪MC010-HVS-1000Z涂层进行硬度测试，其硬度为369HV。具体采用拉伸实验方法对涂层的粘结强度进行测试，粘结强度达到90Mpa，热震次数超过18次。
[0054]和本实施例相比，不加切割，直接在基体上进行喷涂的制备得到的铝合金基体表面的316L不锈钢涂层，硬度为360HV，其粘结强度为50Mpa，热震次数不超过9次。
[0055]从上面的实验结果可以看出加机械切割把涂层分割成小块，可以明显增加涂层的粘结性，小块的涂层更有利于使用过程中的内应力释放。
[0056]以上基体材料、涂层材料、热喷涂方法和形状举例只是本发明的部分运用举例，但是本发明不只限于该实施例，只要其以任何相同或相似手段达到本发明的技术效果，都应落入本发明的保护范围之内。
【主权项】
1.一种释放采用热喷涂制备涂层的内应力的方法，其特征在于:采用物理方法使涂层成网格状分布。2.根据权利要求1所述的释放热喷涂制备涂层内应力的方法，其特征在于:所述网格为任意形状。3.根据权利要求1或2所述的释放热喷涂制备涂层内应力的方法，其特征在于:将各个网格分隔开的凹槽宽度为0.1mm?10mm。4.根据权利要求1或2所述的释放热喷涂制备涂层内应力的方法，其特征在于:涂层被分割后的每一小块涂层的面积为0.0lmm2?10000mm2。5.根据权利要求1或2所述的释放热喷涂制备涂层内应力的方法，其特征在于:所述物理方法为将基体表面进行粗化、清洁处理后，在基体的待喷涂表面罩上或贴上镂空的网板，然后进行热喷涂，去除网板后得到成网格状分布的涂层。6.根据权利要求1或2所述的释放热喷涂制备涂层内应力的方法，其特征在于:所述物理方法为将喷涂完成的涂层进行机械切割分割成网格状。
【文档编号】C23C4/18GK105821366SQ201610257986
【公开日】2016年8月3日
【申请日】2016年4月25日
【发明人】宋鹏, 李乔磊, 罗恒, 彭俊铭
【申请人】昆明理工大学
一种金属基体耐磨耐蚀耐高温复合材料表面涂层及其制备方法
【专利摘要】本发明公开了一种金属基体耐磨耐蚀耐高温复合材料表面涂层及其制备方法，其中表面涂层包括B4C过渡层和VC表面涂层，B4C过渡层采用热压烧结反应保温扩散制成，VC表面涂层通过PVD等离子喷涂方法制成。本发明通过对表面涂层结构和制备方法设计，得到一种可以保护金属基体且耐磨耐蚀耐高温的复合材料表面涂层，本发明科学有效，适合在表面涂层领域大规模推广。
【专利说明】
一种金属基体耐磨耐蚀耐高温复合材料表面涂层及其制备方法
技术领域
[0001 ]本发明涉及表面涂层领域，具体涉及一种金属基体耐磨耐蚀耐高温复合材料表面涂层及其制备方法。
【背景技术】
[0002]随着现代工业工作环境的严酷性越来越高，迫切需要金属工件能够在耐磨、耐蚀、高温等工况下工作且不影响自身的性质。另外工业中对于材料的整体要求也越来越高，因此在保留金属工件基体本构造和成分不变的前提下，只能在金属工件关键部位实行涂层防护，这样既能有效地保护工件，又能节约成本。因此工业实际生产中，设计出可以保护金属基体且耐磨耐蚀耐高温的复合材料表面涂层是非常有必要的。
[0003]另外在现有技术下制备金属基体表面涂层时易产生气泡和夹杂，难以获得牢固、干净的界面结合，且涂层本身的致密度和韧性不高，容易发生开裂、翘曲和脱落等问题。因此在制备可以保护金属基体且耐磨耐蚀耐高温的复合材料表面涂层的同时，应选择合适的方法使得所形成涂层与金属基体间的界面结合良好。
【发明内容】
[0004]针对现有技术的不足，本发明提供了一种金属基体耐磨耐蚀耐高温复合材料表面涂层及其制备方法，使得可以对金属基体进行防护。
[0005]为实现以上目的，本发明通过以下技术方案予以实现:
[0006]本发明提供了一种金属基体耐磨耐蚀耐高温复合材料表面涂层，其特征在于，所述的表面涂层包括B4C过渡层和VC表面涂层，所述的B4C过渡层由以下重量百分比构成:B4C:85-90%、Β2θ3:10-15%，所述的VC表面涂层由以下重量百分比构成:VC:90-95%、C:5-10%。
[0007]优选地，所述的B4C过渡层由以下重量百分比构成:B4C: 87 %、B2O3:13%,所述的VC表面涂层由以下重量百分比构成:VC:92%、C:8%。
[0008]优选地，所述的B4C过渡层采用热压烧结反应保温扩散制成，所述的VC表面涂层通过PVD等离子喷涂方法制成。
[0009]优选地，所述的B4C过渡层厚度为0.8-1.2mm，所述的VC表面涂层厚度为2-3mm。
[0010]—种金属基体耐磨耐蚀耐高温复合材料表面涂层的制备方法，包括以下步骤:
[0011](I)首先按照重量百分比称取B4C原料粉，然后在球磨机上进行研磨10_12h，其中球料质量比为3:1，接着在25MPa压力下将研磨后的B4C制成过渡层压坯；
[0012](2)接着在25MPa压力下将金属粉制成厚度为12-15m金属基体压坯，并对压坯进行表面处理；
[0013](3)将压制完毕的过渡层压坯和金属基体压坯放入石墨模具中，在真空环境下对压坯进行热压烧结反应并保温扩散，结束后对金属基体压坯进行第二次表面处理；
[0014](4)按照重量百分比称取VC原料粉在球磨机上进行研磨10-12h，球料质量比为3:I，然后将研磨后的VC粉末装入等离子喷枪内；
[0015](5)最后通过等离子喷枪将VC喷涂在过渡层表面，形成均匀表面涂层。
[0016]优选地，所述的步骤(3)中热压烧结反应及保温扩散过程中:施加压力为30-45MPa，烧结温度 1000-1150°(:，保温时间120-1801^11。
[0017]优选地，所述的步骤(5)中的等离子喷枪弧柱中心温度为15000-30000°C，工作气体以氩气为载气，氢气为辅助气体，流量为200?400ml/min;粉末喷涂速率为6_8kg/h，喷涂距离为20_60mm。
[0018]本发明有益效果:
[0019]本发明提供的金属基体耐磨耐蚀耐高温复合材料表面涂层包括B4C过渡层和VC表面涂层，VC具有高熔点，硬度高等特点，作为表面涂层具有良好的耐磨性，耐蚀性，耐高温等性能，B4C具有强硬度、低密度、与金属基体结合紧密等优良的性质，作为过渡层可以克服VC粉末与金属基体结合不牢固导致易产生气泡和夹杂的缺陷。本发明中采用在真空环境下对压坯进行热压烧结反应并保温扩散制成B4C过渡层，使得所形成金属基体与过渡层间的界面结合良好，涂层致密性高。利用PVD等离子喷涂VC表面涂层，可以提高表面涂层致密性，解决涂层容易发生开裂、翘曲和脱落的问题。本发明科学有效，适合在金属基体表面涂层领域大规模推广。
【具体实施方式】
[0020]为使本发明实施例的目的、技术方案和优点更加清楚，下面将结合本发明的实施例，对本发明实施例中的技术方案进行清楚、完整地描述。基体于本发明中的实施例，本领域普通技术人员在没有作出创造性劳动前提下所获得的所有其他实施例，都属于本发明保护的范围。
[0021]实施例1:
[0022]—种金属基体耐磨耐蚀耐高温复合材料表面涂层，包括B4C过渡层和VC表面涂层，84(:过渡层由以下重量百分比构成:84(::85%、8203:15%，￥(:表面涂层由以下重量百分比构成:VC:90%、C:10%。
[0023]—种金属基体耐磨耐蚀耐高温表面涂层复合材料的制备方法，包括以下步骤:
[0024](I)首先按照上述重量百分比称取B4C原料粉，然后在球磨机上进行研磨10h，其中球料质量比为3:1，接着在25MPa压力下将研磨后的B4C制成过渡层厚度为0.8mm压坯；
[0025](2)在25MPa压力下将金属粉制成厚度为12mm金属基体压坯，结束后对乳坯进行表面处理；；
[0026](3)将压制完毕的过渡层压坯和表面处理过金属基体压坯放入石墨模具中，在真空环境下对压坯施加30MPa的压力进行热压烧结反应，其中烧结温度为1000-Γ，保温扩散时间为120min，结束后金属基体压坯进行第二次表面处理；
[0027](4)按照上述重量百分比称取VC原料粉在球磨机上进行研磨10h，其中球料质量比为3:1，然后将研磨后的VC粉末装入等离子喷枪内；
[0028](5)最后通过等离子喷枪将VC喷涂在过渡层表面，等离子喷枪弧柱中心温度设置为150000C，以氩气为载气，氢气为辅助气体，流量为200ml/min;粉末喷涂速率为6kg/h，喷涂距离为20mm，形成厚度为2mm的VC表面涂层。
[0029]实施例2:
[0030]一种金属基体耐磨耐蚀耐高温复合材料表面涂层，包括B4C过渡层和VC表面涂层，B4C过渡层由以下重量百分比构成:B4C: 86 %、B2O3:14%, VC表面涂层由以下重量百分比构成:VC:92%、C:8%。
[0031 ] 一种金属基体耐磨耐蚀耐高温复合材料表面涂层的制备方法，包括以下步骤:
[0032](I)首先按照上述重量百分比称取B4C原料粉，然后在球磨机上进行研磨12h，其中球料质量比为3:1，接着在25MPa压力下将研磨后的B4C制成过渡层厚度为1.0mm压坯；
[0033](2)在25MPa压力下将金属粉制成厚度为13mm金属基体压坯，结束后对压坯进行表面处理；；
[0034](3)将压制完毕的过渡层压坯和表面处理过金属基体压坯放入石墨模具中，在真空环境下对压坯施加35MPa的压力进行热压烧结反应，其中烧结温度为1000°C，保温扩散时间为180min，结束后金属基体压坯进行第二次表面处理；
[0035](4)按照上述重量百分比称取VC原料粉在球磨机上进行研磨12h，其中球料质量比为3:1，然后将研磨后的VC粉末装入等离子喷枪内；
[0036](5)最后通过等离子喷枪将VC喷涂在过渡层表面，等离子喷枪弧柱中心温度设置为200000C，以氩气为载气，氢气为辅助气体，流量为300ml/min;粉末喷涂速率为7kg/h，喷涂距离为30mm，形成厚度为3mm的VC表面涂层。
[0037]实施例3:
[0038]—种金属基体耐磨耐蚀耐高温复合材料表面涂层，包括B4C过渡层和VC表面涂层，B4C过渡层由以下重量百分比构成:B4C: 90 %、B2O3:10%, VC表面涂层由以下重量百分比构成:VC:92%、C:8%。
[0039]—种金属基体耐磨耐蚀耐高温复合材料表面涂层的制备方法，包括以下步骤:
[0040](I)首先按照上述重量百分比称取B4C原料粉，然后在球磨机上进行研磨llh，其中球料质量比为3:1，接着在25MPa压力下将研磨后的B4C制成过渡层厚度为1.0mm压坯；
[0041 ] (2)在25MPa压力下将金属粉制成厚度为14mm金属基体压坯，结束后对压坯进行表面处理；；
[0042](3)将压制完毕的过渡层压坯和表面处理过金属基体压坯放入石墨模具中，在真空环境下对压坯施加45MPa的压力进行热压烧结反应，其中烧结温度为1000-1150°C，保温扩散时间为140min，结束后金属基体压坯进行第二次表面处理；
[0043](4)按照上述重量百分比称取VC原料粉在球磨机上进行研磨12h，其中球料质量比为3:1，然后将研磨后的VC粉末装入等离子喷枪内；
[0044](5)最后通过等离子喷枪将VC喷涂在过渡层表面，等离子喷枪弧柱中心温度设置为300000C，以氩气为载气，氢气为辅助气体，流量为400ml/min;粉末喷涂速率为8kg/h，喷涂距离为40mm，形成厚度为2mm的VC表面涂层。
[0045]实施例4:
[0046]—种金属基体耐磨耐蚀耐高温复合材料表面涂层，包括B4C过渡层和VC表面涂层，B4C过渡层由以下重量百分比构成:B4C: 86 %、B2O3:14%, VC表面涂层由以下重量百分比构成:VC:95%、C:5%。
[0047]—种金属基体耐磨耐蚀耐高温复合材料表面涂层的制备方法，包括以下步骤:
[0048](I)首先按照上述重量百分比称取B4C原料粉，然后在球磨机上进行研磨12h，其中球料质量比为3:1，接着在25MPa压力下将研磨后的B4C制成过渡层厚度为1.2mm压坯；
[0049](2)在25MPa压力下将金属粉制成厚度为15mm金属基体压坯，结束后对压坯进行表面处理；；
[0050](3)将压制完毕的过渡层压坯和表面处理过金属基体压坯放入石墨模具中，在真空环境下对压坯施加30MPa的压力进行热压烧结反应，其中烧结温度为1150°C，保温扩散时间为180min，结束后金属基体压坯进行第二次表面处理；
[0051](4)按照上述重量百分比称取VC原料粉在球磨机上进行研磨12h，其中球料质量比为3:1，然后将研磨后的VC粉末装入等离子喷枪内；
[0052](5)最后通过等离子喷枪将VC喷涂在过渡层表面，等离子喷枪弧柱中心温度设置为300000C，以氩气为载气，氢气为辅助气体，流量为400ml/min;粉末喷涂速率为8kg/h，喷涂距离为50mm，形成厚度为2mm的VC表面涂层。
[0053]实施例5:
[0054]一种金属基体耐磨耐蚀耐高温复合材料表面涂层，包括B4C过渡层和VC表面涂层，B4C过渡层由以下重量百分比构成:B4C: 90 %、B2O3:10%, VC表面涂层由以下重量百分比构成:VC:93%、C:7%。
[0055]—种金属基体耐磨耐蚀耐高温复合材料表面涂层的制备方法，包括以下步骤:
[0056](I)首先按照上述重量百分比称取B4C原料粉，然后在球磨机上进行研磨12h，其中球料质量比为3:1，接着在25MPa压力下将研磨后的B4C制成过渡层厚度为1.2mm压坯；
[0057](2)在25MPa压力下将金属粉制成厚度为14mm金属基体压坯，结束后对压坯进行表面处理；
[0058](3)将压制完毕的过渡层压坯和表面处理过金属基体压坯放入石墨模具中，在真空环境下对压坯施加45MPa的压力进行热压烧结反应，其中烧结温度为1150°C，保温扩散时间为150min，结束后金属基体压坯进行第二次表面处理；
[0059](4)按照上述重量百分比称取VC原料粉在球磨机上进行研磨10h，其中球料质量比为3:1，然后将研磨后的VC粉末装入等离子喷枪内；
[0060](5)最后通过等离子喷枪将VC喷涂在过渡层表面，等离子喷枪弧柱中心温度设置为150000C，以氩气为载气，氢气为辅助气体，流量为400ml/min;粉末喷涂速率为8kg/h，喷涂距离为40mm，形成厚度为3mm的VC表面涂层。
[0061]以上实施例仅用以说明本发明的技术方案，而非对其限制；尽管参照前述实施例对本发明进行了详细的说明，本领域的普通技术人员应当理解:其依然可以对前述各实施例所记载的技术方案进行修改，或者对其中部分技术特征进行等同替换;而这些修改或者替换，并不使相应技术方案的本质脱离本发明各实施例技术方案的精神和范围。
【主权项】
1.一种金属基体耐磨耐蚀耐高温复合材料表面涂层，其特征在于，所述的表面涂层包括B4C过渡层和VC表面涂层，所述的B4C过渡层由以下重量百分比组分构成:B4C: 85-90 %、B2O3:10-15%，所述的VC表面涂层由以下重量百分比组分构成:VC:90-95%、C:5-10%。2.如权利要求1所述的金属基体耐磨耐蚀耐高温复合材料表面涂层，其特征在于，所述的B4C过渡层由以下重量百分比组分构成:B4C: 87 %、B2O3:13 %，所述的VC表面涂层由以下重量百分比组分构成:VC: 92%、C: 8%。3.如权利要求1-2任一所述的金属基体耐磨耐蚀耐高温复合材料表面涂层，其特征在于，所述的B4C过渡层采用热压烧结反应保温扩散制成，所述的VC表面涂层通过PVD等离子喷涂方法制成。4.如权利要求1-2任一所述的金属基体耐磨耐蚀耐高温复合材料表面涂层，其特征在于，所述的B4C过渡层厚度为0.8-1.2mm，所述的VC表面涂层厚度为2-3mm。5.—种如权利要求1-2任一所述的金属基体耐磨耐蚀耐高温复合材料表面涂层的制备方法，其特征在于，包括以下步骤: (1)首先按照重量百分比称取B4C原料粉，然后在球磨机上进行研磨10-12h，其中球料质量比为3:1，接着在25MPa压力下将研磨后的B4C制成过渡层压坯； (2)接着在25MPa压力下将金属粉制成厚度为12-15m金属基体压坯，并对压坯进行表面处理； (3)将压制完毕的过渡层压坯和金属基体压坯放入石墨模具中，在真空环境下对压坯进行热压烧结反应并保温扩散，结束后对金属基体压坯进行第二次表面处理； (4)按照重量百分比称取VC原料粉在球磨机上进行研磨10-12h，球料质量比为3:1，然后将研磨后的VC粉末装入等离子喷枪内； (5)最后通过等离子喷枪将VC喷涂在过渡层表面，形成均匀表面涂层。6.根据权利要求5所述的金属基体耐磨耐蚀耐高温复合材料表面涂层的制备方法，其特征在于，所述的步骤(3)中热压烧结反应及保温扩散过程中:施加压力为30-45MPa，烧结温度1000-1150°(:，保温时间120-1801^11。7.根据权利要求5所述的金属基体耐磨耐蚀耐高温复合材料表面涂层的制备方法，其特征在于，所述的步骤(5)中的等离子喷枪弧柱中心温度为15000-30000°C，工作气体以氩气为载气，氢气为辅助气体，流量为200?400ml/min;粉末喷涂速率为6-8kg/h，喷涂距离为20-60mmo
【文档编号】C23C4/134GK105821367SQ201610286694
【公开日】2016年8月3日
【申请日】2016年4月28日
【发明人】汪德发, 张联合, 徐超, 汪礼忠, 赵文定, 匡和平
【申请人】宁国市开源电力耐磨材料有限公司
一种电磁感应加热复合涂层的制备方法
【专利摘要】本发明公开一种电磁感应加热复合涂层的制备方法，属于电磁感应加热技术领域。本发明所述方法具体步骤为：基体表面进行粗化、清洁处理后，在基体的待喷涂表面罩上或贴上镂空的网板，然后进行热喷涂，去除网板后得到被凹槽均匀分割的电磁感应加热复合涂层；或者在基体表面直接进行热喷涂，然后进行机械切割，得到被凹槽均匀分割的电磁感应加热复合涂层。本发明把热喷涂涂层割裂为多个电磁感应热源涂层块，使基体受热更加均匀，应力更加分散。分割后即使部分加热层脱落或受到破坏，也不会影响其它部分涂层和产品整体的继续使用，而且修复工艺简单。
【专利说明】
一种电磁感应加热复合涂层的制备方法
技术领域
[0001 ]本发明属于电磁感应加热复合涂层制备领域，涉及物理分割释放复合感应加热涂层内应力，从而提高电磁感应加热、防护、装饰涂层粘结强度和使用性能。
【背景技术】
[0002]电磁感应加热，避免了使用明火加热，具有环保、节能、高效、容易实现自动控温和自动控制加热部位等优点。利用热喷涂技术可以在非磁性基体表面制备可导磁涂层实现对非磁性基体电磁感应加热具有很好的应用前景，但是磁性基体表面制备的电磁感应加热涂层由于应力集中容易发生翘曲变形、开裂最后脱落，因此解决电磁感应加热涂层脱落的问题是在非磁性容器(铜、铝、石、陶瓷、玻璃等器具容器)表面制备电磁感应加热层产品广泛生产应用最大阻力。
[0003]电磁感应加热复合涂层是一种在待加热基体表面喷涂一层或多层磁性材料，在其外部喷涂上其它材料来保护和装饰的涂层组成，其中应用较广的是电磁炉上使用的器皿，现在专利中已经存在的能使非磁性材料用于电磁加热的技术有:
(I)导磁片与基体通过锻压成型粘结，这种方法制作的产品都存在共同的问题:①粘结不牢固，易脱落;②导磁片与基体中间始终存在空气膜，降低了传热效率;③使用过程中的应力无法得到释放，导磁层易开裂，使用寿命不长。④容易引起原容器变形或者改变原容器特性，且不能应用于非金属基体。
[0004](2)在陶瓷煲表面烤制导磁层，这种方法制作的产品存在的共同问题:①易脱落；②使用过程中应力无法达到释放。
[0005](3)镶嵌导磁层，这种方法制作的产品存在的共同问题:①导磁片与基体中间始终存在空气膜，降低了传热效率;②使用过程中应力无法达到释放。
[0006](4)镶嵌导磁圈，这种方法制作的产品存在的共同问题:①利用导磁圈之间的间隙和导磁圈上的小孔来释放加热时的内应力，但是前期加工导磁圈需要很多工，加工成本昂贵等问题。②导磁片与基体中间始终存在空气膜，降低了传热效率;③使用过程中应力无法达到释放。
[0007](5)底部粘接导磁层，这种方法制作的产品存在的共同问题:①粘结极其不牢固，加热易脱落，②使用过程中应力无法达到释放。(5)直接整块热喷涂导磁层，这种方法制作的产品存在的共同问题:忽略内应力和热膨胀系数对涂层粘附性的影响，没有提出喷涂时的内应力释放和后期使用时加热过程中热膨胀引起的应力释放和分配问题，寿命短，易脱落。
[0008]上述专利存在共同的问题:由于涂层内应力容易导致涂层内部出现裂纹，从而影响了产品质量和喷涂的效率;(b)在后续加热的使用过程中，会因为涂层和容器材料的热膨胀系数差异而出现涂层掉落乃至损坏容器；(C)生产的涂层只要一旦受到破坏或发生脱落而且修复困难，影响整个产品的使用周期。(d)即使考虑了导磁圈之间的间隙等加强内应力释放，制备技术也完全不同于本发明中的热喷涂技术，并且工序复杂和成本昂贵。
【发明内容】
[0009]本发明要解决的问题是:克服喷涂过程中的内应力过大和使用过程会引起涂层脱落、开裂的问题。
[0010]本发明目的及意义在于用性价比高的技术解决喷涂过程中的应力聚集、释放问题和热膨胀系数不同而引起的涂层脱落、开裂、翘曲变形乃至损坏容器的情况，使涂层粘结更加牢固，使用寿命更持久。
[0011 ]本发明的技术方案为:基体表面进行粗化、清洁处理后，在基体的待喷涂表面罩上或贴上镂空的网板，然后进行热喷涂，去除网板后得到被凹槽均匀分割的电磁感应加热复合涂层;或者在基体表面直接进行热喷涂，然后进行机械切割，得到被凹槽均匀分割的电磁感应加热复合涂层。
[0012]本发明采用物理分割把涂层分块的方法将涂层中的内应力进行及时分散释放而不损坏涂层，其中涂层物理分割制备的局部感应加热层的形状可根据需要进行调整，如方形、蜂窝状、条形、圆形、环形等。解决了陶、砂、玻璃、石质等非金属材料容器无法进行感应加热且难以喷涂粘结强度良好金属涂层的问题。具有涂层粘结更加牢固、使用过程中涂层不易翘曲变形、开裂，及时受到损坏甚至脱落部分小块涂层，也不影响整个产品的继续使用的特点。主要采用2种方法进行物理分割释放热喷涂复合感应加热涂层内应力:①在喷涂前用耐高温的网格罩住待喷涂表面再进行喷涂，达到均匀分割整个感应加热层的目的，使涂层的内应力得到释放，粘结更加牢固、使用过程中涂层不易翘曲变形、开裂。其中涂层分割法制备的局部感应加热层的形状可根据需要进行调整，如方形、蜂窝状、条形、圆形、环形等，附图1为通过本方法制备感应加热的一种网格模型图；②制备感应加热层后进行机械加工，即先把待喷涂表面整个面喷涂完成后，进行机械切削或铣削加工分割涂层，得到需要的局部感应加热涂层形状，如图2。上述2种方法都是把整个感应加热层分割成按规律排列的正方形、矩形、蜂窝状等图形或图案的局部感应加热层，使喷涂过程中的应力及时得到分散释放，使每块局部、独立的涂层始终保持完整性，始终使涂层粘结在容器壁上。从而解决了涂层应力而引起的粘结不牢固、喷涂过程中开裂、使用过程中由于热膨胀系数差别太大而引起的开裂和对产品的破坏现象。该解决方法成本低，操作简单，涂层粘结牢固，产品使用寿命更长。
[0013]在电磁感应加热复合涂层上再喷涂上一层或多层其他材料作为保护层或者装饰层;解决感应加热层表面磨损、腐蚀、美化问题，从而使得感应加热容器的应用更加广泛。
[0014]本发明所述网板的网格为任意形状，如方形、蜂窝状、条形、圆形、环形等，其形状可根据需要进行调整；由耐高温材料(例如以难熔金属钨、钼、钽、铌为基体，添加固溶强化元素形成以碳化物沉淀相和热加工方式强化的高温材料)制备得到。根据使用要求用特定的图案网格罩住局部感应加热层表面进行喷涂，既美观又解决了内应力问题，该图案还起到防伪的作用。
[0015]本发明所述把待喷涂表面整个面喷涂完成后，进行机械切削或铣削加工分割涂层，加工凹槽(如图2所示)的宽度为:0.1mm?10mm，可根据实际使用要求和待加工表面大小来确定，得到需要的局部感应加热涂层形状。
[0016]本发明所述网板的骨架的宽度为0.1mm?10mm，使分割涂层的凹槽宽度为0.1mm?10mm，可根据实际使用要求和待加工表面大小来确定。
[0017]本发明被分割后的涂层由多个小块的涂层组成，其每一小块涂层(如图2所示)的面积为0.0 Imm2 ?I OOOOmm2。
[0018]本发明所述热喷涂技术包括电弧喷涂技术、等离子喷涂技术、氧-乙炔火焰喷涂技术、超音速火焰喷涂等。
[0019]本发明所述基体为铝合金、陶瓷、紫砂、大理石、玻璃等不含顺磁性分子的材料。
[0020]本发明所述涂层材料为铁、钴、镍及其所属氧化物、氮化物或其对应的合金。
[0021]本发明所述其他材料为铜、铝、镍及其合金、陶瓷等功能性材料，起到保护或装饰的作用。
[0022]本发明所述利用耐高温材料、镂空的喷涂网格罩住基体待喷涂表面，然后进行喷涂分割涂层的方法，具体包括以下步骤:
(1)对基体表面进行粗化、清洁处理；
(2)采用耐高温材料、镂空的喷涂网格(网格形状可选择)罩住产品待喷涂表面制备分割的感应加热涂层(根据基体材料、喷涂材料和使用要求选用电弧喷涂技术、等离子喷涂技术、氧-乙炔火焰喷涂技术、超音速火焰喷涂等技术)。
[0023](3)根据产品的使用需要，在(2)喷涂的感应加热层表面再喷涂上一层或多层其他材料(铜、铝、镍、陶瓷等)作为保护层和装饰层。
[0024]本发明所述完整喷涂涂层后进行机械加工分割涂层的方法，具体包括以下步骤:
(1)对基体表面进行粗化、清洁处理；
(2)根据基体材料、涂层材料和使用要求选用电弧喷涂技术、等离子喷涂技术、氧-乙炔火焰喷涂技术、超音速火焰喷涂等技术对产品待喷涂表面进行热喷涂。
[0025](3)使用合适的机加工技术，对(2)中涂层进行合理切割，使其分割成面积比较小的感应加热涂层。
[0026](4)根据产品的使用需要，在(3)喷涂的感应加热层表面再喷涂上一层或多层其他材料(铜、铝、镍、陶瓷等)作为保护层和装饰层。
[0027]本发明所述①可以根据不同使用要求，不同的使用条件，选用电弧喷涂技术、等离子喷涂技术、氧-乙炔火焰喷涂技术、超音速火焰喷涂等技术，可选热喷涂技术范围广。②热喷涂技术采用机械手智能化喷涂系统、喷涂效率高、喷涂涂层厚度准确均匀。③机械手智能化喷涂系统有利于多次间歇式喷涂，使涂层内部应力及时充分的释放，涂层强度更高、粘结更好。
[0028]基体材料为不具磁性的材料(铜、铝、陶、砂、玻璃、石质、混凝土等)及磁性材料
(铁、钛及其它合金等)。
[0029]涂层材料:铁、钴、镍及其对应的合金。
[0030]局部感应加热层外表面的装饰或保护层材料:铜、铝、镍及其合金、陶瓷等本发明制备得到的产品结构:铜、铝、陶、砂、玻璃、石质等不具磁性的容器，待加热表面喷涂导磁材料涂层(厚度根据使用需要控制喷涂)，导磁层外表面喷涂装饰或保护涂层(根据产品使用要求需要喷涂)。
[0031]涂层结构:单层:导磁层或者多层:①导磁层+装饰或保护层(根据使用要求)②粘结层+导磁层(根据使用要求)或者三层:粘结层+导磁层+装饰或保护层(根据使用要求) 本发明的有益效果:
(I)本发明所述方法利用物理分割把电磁感应加热复合涂层分块的方法，整个电磁感应加热层被分割成按规律排列的正方形、矩形、蜂窝状等图形或图案的局部感应加热复合涂层，使喷涂过程中的应力及时得到分散释放，保证了每块局部、独立的电磁感应加热复合涂层始终保持完整性和良好的粘结性能;解决了电磁感应加热复合涂层由应力引起的粘结不牢固、喷涂过程中开裂的问题，同还解决了使用过程中由于内应力而引起的开裂和对产品的破坏现象。
[0032](2)本发明把传统整体电磁感应加热复合涂层加热割裂为多个热源涂层，使用过程中即使一块局部的电磁感应加热复合涂层受到损伤甚至脱落，也不会影响其他部分的涂层和整个基体的使用且容易修复，延长了产品的使用寿命。
[0033](3)本发明把电磁加热的整体涂层发热切割成许多个发热源，从而使基体受热更加均匀，热效率更高，能源利用率更高。
[0034](4)本发明采取增材制造的理念(不同于基体加工凹槽进行内镶嵌)，利用热喷涂技术制备加热涂层，降低了涂层使用过程的维修成本，增加了再制造的可能性。
【附图说明】
[0035]图1为本发明实施例1原理图；
图2为本发明所述方法制备得到的其中一种涂层的三维模型图；
图3为正方形局部感应加热涂层排列模型图；
图4为蜂窝状局部感应加热涂层排列模型图。
[0036]图2中:1-凹槽;2-小块涂层;3-基体。
【具体实施方式】
[0037]下面结合具体实施例对本发明作进一步详细说明，但本发明的保护范围并不限于所述内容。
[0038]本发明具体实施例制备多层涂层的制备方案如下，具体包括以下步骤:
(I)首先使用白刚玉、棕刚玉或锆刚玉(沙粒的粒度为18_25μπι)对基体进行喷砂处理；喷完后用压缩干燥空气吹掉残余在基体表面凹坑中的砂粒、杂质。
[O O3 9 ] (2 )利用热喷涂系统，把待喷涂基体放到喷涂系统的喷涂平台上，做好喷涂前准备，进行喷涂。
[0040](3)按要求进行机械加工处理涂层表面，达到相应的使用要求。
[0041](4)按使用要求对涂层外表进行保护层和装饰层喷涂，冷却至室温，取下样品。
[0042]本发明步骤(2)中喷涂涂层时物理分割把涂层分块的方法有2种:
①用耐高温的网格罩住待喷涂表面再进行喷涂，达到均匀分割整个感应加热层的目的，耐高温材料网格的形状根据需要设计制造，形状多样如附图3、4，也可以设计成各种形状的图形和L0G0，网格可以根据待喷涂表面的形状和弧度进行调节网格板的形状、弧度;在喷涂安装时，使该耐高温网格板距离待喷涂表面2?1mm(根据使用要求来调节该网格板到待喷涂表面的距离)。
[0043]②把喷涂完成的整个涂层进行机械切割，把涂层按要求分割成需要的形状。切割缝深度控制在0.5?1.5mm，缝的宽度控制在I?2mm，切割时尽量减小切割震动。
[0044]实施例1
本实施例以铝合金为基体，在铝合金基体上喷涂316L不锈钢涂层，具体方法为:将铝合金基体表面进行粗化、清洁处理后，在铝合金基体的待喷涂表面罩上镂空的网板(材质为耐高温的钼丝，钼丝粗细为0.1mm)，网板的形状为蜂窝状，每块蜂窝状面积为0.01mm2。采用电弧喷涂技术喷涂进行热喷涂，网格距离待喷涂表面4mm，喷雾电压32 V，电流180 A和喷气压力0.6 MPa，喷枪距网格200 mm，喷涂速度6mm/s，去除网板后得到成网格状分布的电磁感应加热复合涂层，电磁感应加热复合涂层厚度约为ΙΟΟμπι。
[0045]本实施例制备得到的涂层呈蜂窝状分布，每个网格的面积为0.01mm2，网格之间的距离为0.1111111。采用显微硬度测试仪10)10-服3-10002涂层进行硬度测试，其硬度为390服。具体采用拉伸实验方法对涂层的粘结强度进行测试，粘结强度达到90Mpa，热震次数超过20次。
[0046]和本实施例相比，不加网板，直接在基体上进行喷涂的制备得到的铝合金基体表面的316L不锈钢涂层，硬度为370HV，其粘结强度为30Mpa，热震次数不超过10次。
[0047]从上面的实验结果可以看出加网格把电磁感应加热复合涂层分割成小块，可以明显增加电磁感应加热复合涂层的粘结性，小块的电磁感应加热复合涂层更有利于使用过程中的内应力释放。
[0048]实施例2
本实施例以铝合金为基体，在铝合金基体上喷涂N1-Al涂层，具体方法为:将铝合金基体表面进行粗化、清洁处理后，在铝合金基体的待喷涂表面罩上镂空的网板(材质为耐高温的铬丝，铬丝粗细为10mm)，网板的形状为网格状，每块网格状面积为10000mm2。采用等离子喷涂进行热喷涂，网格距离待喷涂表面4mm，喷枪距离网格200mm;电流410A;电压320V;N2流量230L/min;Ar流量100L/min;H2流量15L/min;送粉电压18V，喷枪移动速度6mm/s，制备的涂层厚度约为700μπι。
[0049]本实施例制备得到的涂层呈网格状分布，每个网格状的面积为10000mm2，网格之间的距离为10mm。采用显微硬度测试仪MC010-HVS-1000Z涂层进行硬度测试，其硬度为350HV。具体采用拉伸实验方法对涂层的粘结强度进行测试，粘结强度达到104Mpa，热震次数超过25次。去除网板后得到成网格状分布的电磁感应加热复合涂层，电磁感应加热复合涂层厚度约为700μπι。
[0050]和本实施例相比，不加网板，直接在基体上进行喷涂的制备得到的铝合金基体表面的N1-Al涂层，硬度为345HV，其粘结强度为83Mpa，热震次数不超过15次。
[0051 ]从上面的实验结果可以看出加网格把电磁感应加热复合涂层分割成小块，可以明显增加电磁感应加热复合涂层的粘结性，小块的电磁感应加热复合涂层更有利于使用过程中的内应力释放。
[0052] 实施例3
本实施例以陶瓷为基体，在陶瓷基体上喷涂N1-Cr涂层，具体方法为:将表面进行粗化、清洁处理后，在陶瓷基体的待喷涂表面先利用电弧喷涂上一层Al层作为粘结层，喷雾电压32 V，电流180 A和喷气压力0.6 MPa，喷枪距喷涂表面200 mm，喷涂速度6mm/s。在喷好的Al层表面罩上镂空的网板(材质为耐高温的钽丝，钽丝粗细为9mm)，网板的形状为圆形，每块网格状面积为2500mm2。采用氧-乙炔喷涂技术喷涂进行热喷涂，网格距离待喷涂表面3mm，喷雾电压32 V，电流180 A、氧气压力0.78 MPa，乙炔气体压力0.I Mpa，喷枪距离网格200mm，喷涂速度I Omm/s，去除网板后得到成网格状分布的涂层，涂层厚度约为500μηι。
[0053]本实施例制备得到的涂层成圆形分布，每个网格的面积为2500mm2，网格之间的距离为9mm。采用显微硬度测试仪MC010-HVS-1000Z涂层进行硬度测试，其硬度为750HV。具体采用拉伸实验方法对涂层的粘结强度进行测试，粘结强度达到234Mpa，热震次数超过30次。去除网板后得到成网格状分布的电磁感应加热复合涂层，电磁感应加热复合涂层厚度约为500μπιο
[0054]和本实施例相比，不加网板，直接在基体上进行喷涂的制备得到的陶瓷基体表面的N1-Cr涂层，硬度为445HV，其粘结强度为103Mpa，热震次数不超过15次。
[0055]从上面的实验结果可以看出加网格把电磁感应加热复合涂层分割成小块，可以明显增加电磁感应加热复合涂层的粘结性，小块的电磁感应加热复合涂层更有利于使用过程中的内应力释放。
[0056]实施例4
本实施例以陶瓷为基体，在陶瓷基体上喷涂316L不锈钢涂层，具体方法为:将陶瓷基体表面进行粗化、清洁处理后，在陶瓷基体的待喷涂表面罩上镂空的网板(材质为耐高温的钼材料，钼丝粗细为15mm)，网板的形状为蜂窝状，每块网格状面积为3500mm2。然后采用电弧喷涂技术喷涂进行热喷涂，网格距离待喷涂表面6mm，喷雾电压32 V，电流180 A和喷气压力0.6 MPa，喷枪雾距离网格300 mm，喷涂速度10mm/s，去除网板后得到成网格状分布的涂层，涂层厚度约为600μπι。
[0057]本实施例制备得到的涂层成蜂窝状分布，每个网格的面积为3500mm2，网格之间的距离为15mm。采用显微硬度测试仪MC010-HVS-1000Z涂层进行硬度测试，其硬度为450HV。具体采用拉伸实验方法对涂层的粘结强度进行测试，粘结强度达到314Mpa，热震次数超过20次。去除网板后得到成网格状分布的电磁感应加热复合涂层，电磁感应加热复合涂层厚度约为600μηι。
[0058]和本实施例相比，不加网板，直接在基体上进行喷涂的制备得到的陶瓷基体表面的N1-Cr涂层，硬度为445HV，其粘结强度为113Mpa，热震次数不超过12次。
[0059]从上面的实验结果可以看出加网格把电磁感应加热复合涂层分割成小块，可以明显增加电磁感应加热复合涂层的粘结性，小块的电磁感应加热复合涂层更有利于使用过程中的内应力释放。
[0060]实施例5
本实施例以烤制而成的紫砂为基体，在紫砂基体表面喷涂316L不锈钢涂层，具体方法为:将紫砂基体表面进行粗化、清洁处理后，在紫砂基体的待喷涂表面罩上镂空的网板(材质为耐高温的钼材料，钼丝粗细为8mm)，网板的形状为蜂窝状，每块网格状面积为900mm2。然后采用电弧喷涂技术喷涂进行热喷涂，网格距离待喷涂表面6mm，喷雾电压32 V，电流180A和喷气压力0.6 MPa，喷枪雾距离网格300 mm，喷涂速度lOmm/s，去除网板后得到成网格状分布的电磁感应加热复合涂层，电磁感应加热复合涂层厚度约为600μπι。利用等离子喷涂，喷涂上一层陶瓷层作为保护层，喷枪距离表面200mm;电流410Α;电压320V;N2流量230L/min; Ar流量100L/min ;H2流量15L/min;送粉电压18V，喷枪移动速度6mm/s，制备的涂层厚度约为 300μηι。
[0061]本实施例制备得到的涂层成蜂窝状分布，每个网格的面积为900mm2，网格之间的距离为8mm。采用显微硬度测试仪MC010-HVS-1000Z涂层进行硬度测试，其硬度为390HV。具体采用拉伸实验方法对涂层的粘结强度进行测试，粘结强度达到104Mpa，热震次数超过20次。去除网板后得到成网格状分布的涂层，涂层厚度约为600μπι。
[0062]和本实施例相比，不加网板，直接在基体上进行喷涂的制备得到的紫砂基体表面的316L不锈钢涂层，硬度为370HV，其粘结强度为70Mpa，热震次数不超过12次。
[0063]从上面的实验结果可以看出加网格把电磁感应加热复合涂层分割成小块，可以明显增加电磁感应加热复合涂层的粘结性，小块的电磁感应加热复合涂层更有利于使用过程中的内应力释放。
[0064]实施例6
本实施例以烤制而成的紫砂为基体，在紫砂基体表面喷涂N1-Al涂层，具体方法为:将紫砂基体表面进行粗化、清洁处理后，在紫砂基体的待喷涂表面罩上镂空的网板(材质为耐高温的铬材料，铬丝粗细为12mm)，网板的形状为圆形状，每块圆形状面积为1500mm2。采用超音速火焰喷涂技术喷涂进行热喷涂，网格距离待喷涂表面4mm，喷雾电压34 V，电流190A、氧气压力0.70 MPa，丙烧气体压力0.1 Mpa，喷枪距离网格350 mm，喷涂速度10mm/s，去除网板后得到成网格状分布的涂层，涂层厚度约为700μπι。
[0065]本实施例制备得到的涂层成圆形状分布，每个网格的面积为1500mm2，网格之间的距离为12mm。采用显微硬度测试仪MC010-HVS-1000Z涂层进行硬度测试，其硬度为490HV。具体采用拉伸实验方法对涂层的粘结强度进行测试，粘结强度达到214Mpa，热震次数超过28次。去除网板后得到成网格状分布的电磁感应加热复合涂层，电磁感应加热复合涂层厚度约为 700μπι。
[0066]和本实施例相比，不加网板，直接在基体上进行喷涂的制备得到的紫砂基体表面的N1-Al涂层，硬度为490HV，其粘结强度为134Mpa，热震次数不超过15次。
[0067]从上面的实验结果可以看出加网格把电磁感应加热复合涂层分割成小块，可以明显增加电磁感应加热复合涂层的粘结性，小块的电磁感应加热复合涂层更有利于使用过程中的内应力释放。
[0068]实例7
本实施例以大理石为基体，在大理石基体表面喷涂316L不锈钢涂层，具体方法为:将大理石基体表面进行粗化、清洁处理后，在大理石基体的待喷涂表面先利用电弧喷涂上一层Al层作为粘结层，喷雾电压32 V，电流180 A和喷气压力0.6 MPa，喷枪距待喷涂表面200mm，喷涂速度6mm/ s。在喷好的Al层表面。在Al层表面罩上镂空的网板(材质为耐高温的钼材料，钼丝粗细为10mm)，网板的形状为蜂窝状，每块网格状面积为900mm2。然后采用电弧喷涂技术喷涂进行热喷涂，网格距离待喷涂表面6mm，喷雾电压32 V，电流180 A和喷气压力0.6MPa，喷枪雾距离网格300 mm，喷涂速度10mm/s，去除网板后得到成网格状分布的电磁感应加热复合涂层，电磁感应加热复合涂层厚度约为600μπι。利用等离子喷涂，喷涂上一层陶瓷层作为保护层，喷枪距离表面200mm;电流410Α;电压320V;N2流量230L/min;Ar流量10L/min;H2流量15L/min;送粉电压18V，喷枪移动速度6mm/s，制备的涂层厚度约为200μπι。
[0069]本实施例制备得到的涂层成蜂窝状分布，每个网格的面积为900mm2，网格之间的距离为8mm。采用显微硬度测试仪MC010-HVS-1000Z涂层进行硬度测试，其硬度为387HV。具体采用拉伸实验方法对涂层的粘结强度进行测试，粘结强度达到104Mpa，热震次数超过25次。
[0070]和本实施例相比，不加网板，直接在基体上进行喷涂的制备得到的大理石基体表面的316L不锈钢涂层，硬度为369HV，其粘结强度为70Mpa，热震次数不超过12次。
[0071]从上面的实验结果可以看出加网格把涂层分割成小块，可以明显增加涂层的粘结性，小块的涂层更有利于使用过程中的内应力释放。
[0072]实例8
本实施例以铝合金为基体，先利用热喷涂技术制备800mm316L不锈钢涂层，再进行机械切割，把涂层按要求分割成面积为1500mm2正方形的涂层，切割缝的宽度为10mm。切割电磁感应加热复合涂层完成后，电磁感应加热复合涂层厚度约为800mm。
[0073]本实施例制备得到的涂层成正方形分布，每个网格的面积为800mm2，网格之间的距离为10mm。采用显微硬度测试仪MC010-HVS-1000Z涂层进行硬度测试，其硬度为369HV。具体采用拉伸实验方法对涂层的粘结强度进行测试，粘结强度达到90Mpa，热震次数超过18次。
[0074]和本实施例相比，不加切割，直接在基体上进行喷涂的制备得到的铝合金基体表面的316L不锈钢涂层，硬度为360HV，其粘结强度为50Mpa，热震次数不超过9次。
[0075]从上面的实验结果可以看出加机械切割把电磁感应加热复合涂层分割成小块，可以明显增加电磁感应加热复合涂层的粘结性，小块的电磁感应加热复合涂层更有利于使用过程中的内应力释放。
[0076]以上形状举例只是本发明的部分运用举例，但是本发明不只限于该实施例，只要其以任何相同或相似手段达到本发明的技术效果，都应落入本发明的保护范围之内。
[0077]将本发明实施例1?8制备得到的电磁感应加热复合涂层，不仅可以用于生活中加热盛具的制造，还可运用于任何电磁感应加热的容器的表面加工，大到工厂的反应釜小到生活中的电磁炉加热器具。使用该方法制造的器具:可以利用电磁感应的方法加热，物理分割释放涂层内应力，提高了涂层加热效率、盛器受热更均匀、涂层粘结强度，延长了其使用寿命，改善了使用性能。
【主权项】
1.一种电磁感应加热复合涂层的制备方法，其特征在于，具体包括以下步骤:基体表面进行粗化、清洁处理后，在基体的待喷涂表面罩上或贴上镂空的网板，然后进行热喷涂，去除网板后得到被凹槽均匀分割的电磁感应加热复合涂层;或者在基体表面直接进行热喷涂，然后进行机械切割，得到被凹槽均匀分割的电磁感应加热复合涂层。2.根据权利要求1电磁感应加热复合涂层的制备方法，其特征在于:在电磁感应加热复合涂层上再喷涂上一层或多层其他材料作为保护层或者装饰层。3.根据权利要求1或2所述的电磁感应加热复合涂层的制备方法，其特征在于:所述网板的网格为任意形状。4.根据权利要求1所述的电磁感应加热复合涂层的制备方法，其特征在于:所述网板的骨架的宽度为0.1mm?10mm，使分割涂层的凹槽宽度为0.1mm?1mm05.根据权利要求1、2、4任意一项所述电磁感应加热复合涂层的制备方法，其特征在于:被分割后的涂层由多个小块的涂层组成，其每一小块涂层的面积为0.0 Imm2?I OOOOmm2。6.根据权利要求5所述电磁感应加热复合涂层的制备方法，其特征在于:所述基体不含顺磁性分子的材料。7.根据权利要求6所述电磁感应加热复合涂层的制备方法，其特征在于:所述涂层材料为铁、钴、镍及其所属氧化物、氮化物或其对应的合金。8.根据权利要求6所述电磁感应加热复合涂层的制备方法，其特征在于:所述涂层厚度为:0.05mm ?Imm ο9.根据权利要求6所述电磁感应加热复合涂层的制备方法，其特征在于:所述其他材料为:铜、铝、镍及其合金、陶瓷。
【文档编号】C23C4/12GK105821368SQ201610257988
【公开日】2016年8月3日
【申请日】2016年4月25日
【发明人】宋鹏, 李乔磊, 罗恒, 彭俊铭
【申请人】昆明理工大学
一种在钛合金表面制备氧化钛微纳米晶体的方法
【专利摘要】本发明提供一种在钛合金表面制备氧化钛微纳米晶体的方法，解决了现在很多医用钛合金表面改性技术能耗较高、效率低下以及污染环境等不足之处。制备方法如下：对所用钛合金基体进行打磨等预处理，获得预处理的钛合金基体；进行超音频感应加热氧化处理，制备TiO2氧化膜；另外，在感应线圈两侧加导磁体以提高其氧化速度。本发明提供一种快速、高效、绿色的表面氧化方法。通过感应加热氧化后，钛及其合金表面能够快速形成均匀垂直生长的TiO2纳米柱状晶氧化膜层。制得的钛合金试样经体外模拟体液浸泡后，表面有大量均匀的羟基磷灰石层沉积，表明具有良好的生物活性。步骤简单、操作方便、实用性强。
【专利说明】
一种在钛合金表面制备氧化钛微纳米晶体的方法
技术领域
[0001]本发明属于医用金属表面改性技术领域，特别涉及一种在钛合金表面制备氧化钛微纳米晶体的方法。
【背景技术】
[0002]由于钛及其合金具有优异的机械力学性能和生物相容性，因此被广泛应用于承载的整形外科、骨科和牙科等医学临床领域。但钛及其合金骨诱导能力差，表现为生物惰性。因此，需要对其进行表面改性以提高其生物活性和骨诱导性，更好的应用于医用植入体领域。目前应用于医学领域的钛及其合金表面改性的方法中，根据其形成机理大致可分为机械法、化学法、物理法。其中表面氧化法是比较常用的表面改性方法，如化学氧化法、阳极氧化法(AO)、微弧氧化法(MAO)和热氧化法等，能够在钛及钛合金表面制备具有一定形貌和性能的二氧化钛氧化膜。由于二氧化钛(锐钛矿和金红石相)与羟基磷灰石在晶体结构上非常像似，因此T12能够很好的诱导磷灰石在其表面沉积，另外还具有良好的耐腐蚀性和血液相容性，在人体环境中稳定性较好且具有良好的生物活性。在钛及其合金表面制备具有生物活性的二氧化钛膜层已成为目前改善钛及钛合金表面生物活性最理想的方法之一。
[0003]生物材料的表面纳米化技术(如钛及钛合金)是一种新的并且非常有效的表面改性方法。纳米技术的不断发展也促使了对纳米材料独特性质的探索，与传统的材料相比纳米材料具有增强了的磁性、催化、光学、电气和机械性能。近年来，研究人员已经在探索纳米材料在生物医学领域的广泛应用表现出了更大的兴趣。文献Ti02nanotubes,nanochannelsand mesosponge:Self-organized format1n and applicat1ns(Nano Today,8(2013),235-264)全面地阐述了 T12纳米管、纳米通道以及微观海绵体的特殊性质、形成机理和不同的应用领域，特别是在生物医学领域的应用。这种T12纳米管的尺寸对植入体和人体体液、细胞和组织的反应都有非常显著的影响。并且清楚地说明了 T12纳米管的尺寸大约为15nm时能够显著地增加人体间充质干细胞在其表面的附着、增殖和分化，但其尺寸达到大约100纳米时可以引起细胞的程序性死亡。因此，如何快速有效地得到可控的纳米尺寸形貌的T12氧化膜层是以后研究的重点。
[0004]感应加热技术已经在钢铁等工业领域得到了广泛的应用。根据设备所输出的交变电流的频率高低不同，可将感应加热技术按工作频率分为五类:低频感应加热，中频感应加热，超音频感应加热，高频感应加热和超高频感应加热。由于交变电流在导体中流动时存在着趋肤效应，即，随着电流的频率升高，电流会趋向于导体的表层流过。因此，这五种感应加热方式便有了不同的特性。但在钛表面改性等医学领域研究很少，还属于一项较新的研究内容。
[0005]目前应用于医学领域对钛及其合金的表面处理方法中都各自具有局限性，比如溶胶-凝胶、电沉积等技术制备的膜层与基体的结合力有待进一步提高。其他一些表面处理方法还具有能耗较高、效率低下以及污染环境等不足之处。然而，感应加热技术本身是一种高效、绿色的快速氧化方法。通过感应加热氧化后，钛及其合金表面能够快速形成均匀生长的Ti〇2纳米柱状晶氧化I旲，进而能够有效地提尚其生物活性和组织相容性。
[0006]史艳俊等《钛合金高频感应硬质氧化膜的制备及性能研究》一文中对TC4钛合金机械抛光预处理后进行高频感应加热，在其表面制备了较厚的致密硬质氧化膜层，力学性能(特别是硬度、耐磨性等)得到了改善，但未涉及针对生物学性能的表面特征。
【发明内容】
[0007]为了克服上述不足，本发明提出一种在钛合金表面制备氧化钛微纳米晶体的方法。该方法通过感应加热氧化技术在钛合金基体表面形成一种具有垂直生长纳米尺寸柱状晶体结构的T12层。这样的表面形貌和化学成分能够显著提高钛及其合金表面的生物活性，很好的诱导羟基磷灰石(HA)在其表面沉积。
[0008]研究中，发明人首先对钛合金高频感应硬质氧化膜的制备工艺进行改进，以期获得所需的生物活性。结果表明:膜层厚度变薄的同时，氧化膜沉积的均匀性也大幅下降，无法满足正常的使用要求。为了获得更薄的均质氧化膜，发明人采用超高频感应加热的方式(现有研究表明:一般情况下，感应频率越高获得的氧化膜越薄)，但仍未能达到预期效果。后续实验中，发明人偶然发现:采用超音频感应加热方式短时间(20-35S)处理钛合金基体，可在其表面形成一种具有垂直生长纳米尺寸柱状晶体结构的T12层，进一步实验论证表明:该氧化膜浸泡在1.5倍模拟体液(1.5 X SBF)中14天后表面生成大量均匀的羟基磷灰石沉积层，具有良好的生物活性。
[0009]为实现上述目的，本发明采用如下方案:
[0010]—种具有生物活性的纳米尺度氧化膜，所述氧化膜为在基体材料上垂直生长的T12纳米柱状晶体层。
[0011 ]本发明还提供了一种具有生物活性的纳米尺度钛合金体，所述钛合金体包括:
[0012]钛合金基体；
[0013]垂直生长于钛合金基体上的T12纳米柱状晶体层。
[0014]本发明还提供了一种通过感应加热技术在钛合金表面制备氧化钛微纳米晶体的方法，包括:
[0015]钛合金的预处理；
[0016]将上述钛合金超音频感应加热20?35s、冷却、清洗、干燥，即得。
[0017]优选的，所述超音频感应加热的频率为20?40KHZ。
[0018]优选的，当所述超音频感应加热的功率为60kW
[0019]优选的，所述钛合金为TC4钛合金(Ti6A14V)。
[0020]优选的，所述预处理的具体步骤为:次采用240#、400#和600#SiC砂纸对钛合金试样进行打磨后，用丙酮、去离子水和酒精依次进行超声清洗，再在40°C温度下干燥24h，即得预处理的钛合金基体；
[0021]优选的，所述冷却在空气中进行；
[0022]研究中还发现:与常规的清洗方式相比，采用时超声清洗时，生成的T12纳米柱状晶体层的均匀性更好，生物活性进一步提高，这可能是超声清洗在完成氧化层清洁的同时，赋予T12分子更高的能量，使分子间的相对运动更为剧烈，嵌合更为紧密。
[0023]优选的，所述清洗的具体步骤为:去离子水和酒精超声清洗4?6min。
[0024]优选的，所述干燥处理的具体步骤为:40°C下干燥24h。
[0025]本发明还提供了一种较优的在钛合金表面制备氧化钛微纳米晶体的方法，包括以下步骤:
[0026]I)依次采用240#、400#和600#SiC砂纸对钛合金试样进行打磨后，用丙酮、去离子水和酒精依次进行超声清洗，再在40°C温度下干燥24h，获得预处理的钛合金基体。
[0027]2)感热加热氧化处理:将步骤一烘干后的钛合金试样置于额定功率为60kW的超音频感应加热设备的感应线圈中，并在感应线圈两侧加铁氧体导磁体;待加热20?35s后，在空气中冷却至室温。最后经去离子水和酒精超声清洗5min，40°C温度下干燥24h。
[0028]为验证上述制备的T12氧化膜的生物活性，将感应加热35s后的Ti6A14V试样经杀菌、消毒后浸泡在1.5 X SBF中14天后取出，用去离子水和酒精冲洗并在40°C干燥48h。
[0029]本发明制备纳米尺寸T12氧化膜的工艺可作为一种新的医用钛合金表面改性技术，其主要用途是承受载荷的整形外科、骨科和牙科等医学临床领域，可显著提高植入体的生物活性和骨整合能力。
[0030]任一项上述方法制备的氧化钛微纳米晶体膜，其中，所述氧化钛微纳米晶体膜的厚度为纳米级。
[0031]任一上述的钛合金氧化膜、氧化钛微纳米晶体膜、钛合金体在医用金属表面改性、整形外科、骨科和牙科中皆得到了广泛应用。
[0032]本发明的有益效果
[0033]I)本发明使用的感应加热技术具有高效、环保、节能和快速氧化的特点，是一种简便易操作的医用钛合金表面改性方法。
[0034]2)本发明能够在钛合金表面制备一层垂直生长的T12纳米柱状晶，进而能够形成具有均匀的厚度，表面形貌和化学成分的二氧化钛氧化膜层。
[0035]3)本发明制得的氧化膜浸泡在1.5倍模拟体液(1.5 XSBF)中14天后表面生成大量均匀的羟基磷灰石沉积层，具有良好的生物活性。
【附图说明】
[0036]图1为参照本发明实施例一制备的T12氧化膜的XRD曲线。
[0037]图2为参照本发明实施例一制备的纳米尺寸T12氧化膜的表面相貌SEM图。
[0038]图3为参照本发明实施例一制备的T12氧化膜浸泡在1.5X SBF中14天后表面沉积羟基磷灰石的SEM图。
【具体实施方式】
[0039]以下通过实施例对本发明特征及其它相关特征作进一步详细说明，以便于同行业技术人员的理解:
[0040]下述实施实例是为了更好的理解本发明，但这些实例并不用来限制本发明。
[0041 ] 实施例一
[0042]钛合金(Ti6A14V)试样经上述步骤打磨、清洗后，放置在额定功率为60kW的超音频感应加热设备中，加热35s后取出空冷至室温，最后经去离子水、酒精超声清洗。
[0043]为验证上述制备的T12氧化膜的生物活性，将感应加热35s后的Ti6A14V试样经杀菌、消毒后浸泡在1.5 X SBF中14天后取出，用去离子水和酒精冲洗并在40 °C干燥48h。经检测、分析发现感应加热后的试样表面有大量均匀的羟基磷灰石层沉积，表明有良好的生物活性。
[0044]实施例二
[0045]钛合金(Ti6A14V)试样经上述步骤打磨、清洗后，放置在额定功率为60kW的超音频感应加热设备中，加热30s后取出空冷至室温，最后经去离子水、酒精超声清洗。
[0046]实施例三
[0047]钛合金(Ti6A14V)试样经上述步骤打磨、清洗后，放置在额定功率为60kW的超音频感应加热设备中，加热25s后取出空冷至室温，最后经去离子水、酒精超声清洗。
[0048]实施例四
[0049]钛合金(Ti6A14V)试样经上述步骤打磨、清洗后，放置在额定功率为60kW的超音频感应加热设备中，加热20s后取出空冷至室温，最后经去离子水、酒精超声清洗。
[0050]最后应该说明的是，以上所述仅为本发明的优选实施例而已，并不用于限制本发明，尽管参照前述实施例对本发明进行了详细的说明，对于本领域的技术人员来说，其依然可以对前述实施例所记载的技术方案进行修改，或者对其中部分进行等同替换。凡在本发明的精神和原则之内，所作的任何修改、等同替换、改进等，均应包含在本发明的保护范围之内。上述虽然结合附图对本发明的【具体实施方式】进行了描述，但并非对本发明保护范围的限制，所属领域技术人员应该明白，在本发明的技术方案的基础上，本领域技术人员不需要付出创造性劳动即可做出的各种修改或变形仍在本发明的保护范围以内。
【主权项】
1.一种具有生物活性的纳米尺度钛合金氧化膜，其特征在于，所述氧化膜为在基体材料上垂直生长的T12纳米柱状晶体层。2.一种具有生物活性的纳米尺度钛合金体，其特征在于，所述钛合金体包括: 钛合金基体； 垂直生长于钛合金基体上的T12纳米柱状晶体层。3.一种通过感应加热技术在钛合金表面制备氧化钛微纳米晶体的方法，其特征在于，包括: 钛合金的预处理； 超音频感应加热上述钛合金20?35 s、冷却、清洗、干燥，即得。4.权利要求3所述的方法，其特征在于，所述超音频感应加热的频率为20?40KHZ。5.权利要求3所述的方法，其特征在于，所述超音频感应加热的功率为60kW。6.权利要求3所述的方法，其特征在于，所述钛合金为TC4钛合金。7.如权利要求3所述的方法，其特征在于，所述清洗为超声清洗。8.如权利要求3所述的方法，其特征在于，所述预处理的具体步骤为:次采用240#、400#和600#SiC砂纸对钛合金试样进行打磨后，用丙酮、去离子水和酒精依次进行超声清洗，再在40°C温度下干燥24h，即得预处理的钛合金基体； 或所述冷却在空气中进行； 或所述清洗的具体步骤为:去离子水和酒精超声清洗5min; 或所述干燥处理的具体步骤为:40 °C下干燥24h。9.权利要求3-8任一项所述方法制备的氧化钛微纳米晶体膜，其特征在于，所述氧化钛微纳米晶体膜的厚度为纳米级。10.权利要求1所述的钛合金氧化膜、权利要求9所述的氧化钛微纳米晶体膜或权利要求2所述的钛合金体在医用金属表面改性、整形外科、骨科和牙科中的应用。
【文档编号】A61L27/30GK105821369SQ201610327504
【公开日】2016年8月3日
【申请日】2016年5月17日
【发明人】吕宇鹏, 李宁波, 肖桂勇
【申请人】山东大学
一种简化液压柱塞生产流程的离子渗氮工艺的制作方法
【专利摘要】本发明涉及一种简化液压柱塞生产流程的离子渗氮工艺，包括以下步骤：对原始态钢进行调质处理；将调质态钢切割加工成液压柱塞试样；将试样进行打磨处理，在无水乙醇中进行超声清洗、烘干；将试样放入离子氮化炉内，抽真空至18Pa以下，通入氢气溅射30min，炉内压力保持400Pa；将炉温升高到400～490℃，通入氮气，进行离子渗氮表面处理，保温时间为4～8h；试样随炉冷却至室温。本发明的有益效果是：(1)采用低温离子渗氮处理后38CrMoAl液压柱塞表面基本不形成脆性白亮层；(2)低温离子渗氮处理使38CrMoAl液压柱塞可省去磨削加工工序，从而使生产流程简化，生产效率提高，制造成本降低。
【专利说明】
一种简化液压柱塞生产流程的离子渗氮工艺
技术领域
[0001]本发明涉及一种简化液压柱塞生产流程的离子渗氮工艺。
【背景技术】
[0002]38CrMoAl钢是液压柱塞常用材料，由于液压柱塞需在高载荷，高冲击力的条件下工作，则要求其具有较高的硬度，良好的耐磨、耐冲击性能及抗疲劳强度。对柱塞进行离子渗氮处理后，可在其表层形成一层氮化层，使其综合力学性能提高，从而提高柱塞的服役性能，延长使用寿命。
[0003]然而，在工程应用和生产中发现，采用常规离子渗氮处理后柱塞最表层所形成的白亮层具有较大脆性。在后期加工和使用过程中，白亮层容易出现裂纹或脱落，从而对整个液压系统的正常运行带来不利影响。目前采取的应对措施主要是:在离子渗氮后补充磨削加工，去除白亮层。由于白亮层硬度高且脆性较大，磨削加工过程易产生磨削裂纹，导致产品失效。同时，增加的磨削工序使柱塞生产工艺流程复杂，降低生产效率，增加生产成本。
【发明内容】
[0004]本发明要解决的技术问题是:基于上述问题，本发明提供一种简化液压柱塞生产流程的离子渗氮工艺。
[0005]本发明解决其技术问题所采用的一个技术方案是:一种简化液压柱塞生产流程的离子渗氮工艺，包括以下步骤:
[0006](I)对原始态钢进行调质处理；
[0007](2)将调质态钢切割加工成液压柱塞试样；
[0008](3)将试样进行打磨处理，在无水乙醇中进行超声清洗、烘干；
[0009](4)将试样放入离子氮化炉内，抽真空至18Pa以下，通入氢气溅射30min，炉内压力保持400Pa;将炉温升高到400?490°C，通入氮气，进行离子渗氮表面处理，保温时间为4?8h；
[0010](5)渗氮结束后，试样随炉冷却至室温。
[0011 ] 进一步地，步骤(I)中原始态钢材质为38CrMoAl，调质处理为先升温至850°C保温8min水冷至室温，再升温至560 °C保温30min水冷至室温。
[0012]进一步地，步骤(3)中打磨处理为将试样用240#?2000#的SiC砂纸磨平，再用Cr2O抛光粉抛光至镜面。
[0013]进一步地，步骤(4)中离子渗氮表面处理采用氢气和氮气混合气体，氮气与氢气的流量比为1:3，炉内压力400卩&。
[0014]本发明的有益效果是:(I)采用低温离子渗氮处理后38CrMoAl液压柱塞表面基本不形成脆性白亮层；(2)低温离子渗氮处理使38CrMoAl液压柱塞可省去磨削加工工序，从而使生产工艺流程简化，生产效率提高，制造成本降低。
【附图说明】
[0015]下面结合附图对本发明进一步说明。
[0016]图1是实施例1得到的渗层显微组织图；
[0017]图2是实施例2得到的渗层显微组织图；
[0018]图3是实施例3得到的渗层显微组织图。
【具体实施方式】
[0019]现在结合具体实施例对本发明作进一步说明，以下实施例旨在说明本发明而不是对本发明的进一步限定。
[0020]实施例1
[0021](I)对原始态的38CrMoAl钢进行调质处理，先升温至850°C保温8min水冷至室温，再升温至560°C保温30min水冷至室温，然后加工切割成液压柱塞试样。
[0022](2)将调质处理后的38CrMoAl液压柱塞试样表面依次用240#?2000#的SiC砂纸磨平，再用Cr2O抛光粉抛光至镜面。
[0023](3)用无水乙醇对38CrMoAl液压柱塞试样进行超声波清洗，去除试样表面油污和杂质，干燥后待用。
[0024](4)将38CrMoAl液压柱塞试样放入LD-8CL型直流等离子体氮化炉内，抽真空使气压达到18Pa以下，通入氢气，氢气溅射30min，炉内压力保持400Pa ；升温至490°C，通入氮气，调节氮气和氢气比例为1:3，炉内压力400Pa，保温4小时。
[0025](5)试样随炉冷却至室温。
[0026]实施例2
[0027](I)对原始态的38CrMoAl钢进行调质处理，先升温至850°C保温8min水冷至室温，再升温至560°C保温30min水冷至室温，然后加工切割成液压柱塞试样。
[0028](2)将调质处理后的38CrMoAl液压柱塞试样表面依次用240#?2000#的SiC砂纸磨平，再用Cr2O抛光粉抛光至镜面。
[0029](3)用无水乙醇对38CrMoAl液压柱塞试样进行超声波清洗，去除试样表面油污和杂质，干燥后待用。
[0030](4)将38CrMoAl液压柱塞试样放入LD-8CL型直流等离子体氮化炉内，抽真空使气压达到18Pa以下，通入氢气，氢气溅射30min，炉内压力保持400Pa ；升温至450°C，通入氮气，调节氮气和氢气比例为1:3，炉内压力400Pa，保温4小时。
[0031](5)试样随炉冷却至室温。
[0032]实施例3
[0033](I)对原始态的38CrMoAl钢进行调质处理，先升温至850°C保温8min水冷至室温，再升温至560°C保温30min水冷至室温，然后加工切割成液压柱塞试样。
[0034](2)将调质处理后的38CrMoAl液压柱塞试样表面依次用240#?2000#的SiC砂纸磨平，再用Cr2O抛光粉抛光至镜面。
[0035](3)用无水乙醇对38CrMoAl液压柱塞试样进行超声波清洗，去除试样表面油污和杂质，干燥后待用。
[0036](4)将38CrMoAl液压柱塞试样放入LD-8CL型直流等离子体氮化炉内，抽真空使气压达到18Pa以下，通入氢气，氢气溅射30min，炉内压力保持400Pa ；升温至400°C，通入氮气，调节氮气和氢气比例为1:3，炉内压力400Pa，保温4小时。
[0037](5)试样随炉冷却至室温。
[0038]图1为实施例1的截面显微组织，在该条件下离子渗氮获得连续白亮层约为Ium厚；图2为实施例2的截面显微组织，在该条件下离子渗氮无白亮层；图3为实施例3的截面显微组织，在该条件下离子渗氮无白亮层。对比发现，相同保温时间下，较低温度离子渗氮获得的白亮层厚底明显降低甚至消失。因此，采用低于500°C进行离子渗氮，可以获得少无白亮层的改性渗层。
[0039]以上述依据本发明的理想实施例为启示，通过上述的说明内容，相关工作人员完全可以在不偏离本项发明技术思想的范围内，进行多样的变更以及修改。本项发明的技术性范围并不局限于说明书上的内容，必须要根据权利要求范围来确定其技术性范围。
【主权项】
1.一种简化液压柱塞生产流程的离子渗氮工艺，其特征是:包括以下步骤: (1)对原始态钢进行调质处理； (2)将调质态钢切割加工成液压柱塞试样； (3)将试样进行打磨处理，在无水乙醇中进行超声清洗、烘干； (4)将试样放入离子氮化炉内，抽真空至ISPa以下，通入氢气溅射30min，炉内压力保持400Pa;将炉温升高到400?490°C，通入氮气，进行离子渗氮表面处理，保温时间为4?8h; (5)渗氮结束后，试样随炉冷却至室温。2.根据权利要求1所述的一种简化液压柱塞生产流程的离子渗氮工艺，其特征是:所述的步骤(I)中原始态钢材质为38CrMoAl，调质处理为先升温至850°C保温8min水冷至室温，再升温至560 °C保温30min水冷至室温。3.根据权利要求1所述的一种简化液压柱塞生产流程的离子渗氮工艺，其特征是:所述的步骤(3)中打磨处理为将试样用240#?2000#的SiC砂纸磨平，再用Cr2O抛光粉抛光至镜面。4.根据权利要求1所述的一种简化液压柱塞生产流程的离子渗氮工艺，其特征是:所述的步骤(4)中离子渗氮表面处理采用氢气和氮气混合气体，氮气与氢气的流量比为1:3，炉内压力400Pa。
【文档编号】C23C8/38GK105821370SQ201610188185
【公开日】2016年8月3日
【申请日】2016年3月29日
【发明人】胡静, 陈尧, 叶雪梅, 宋磊, 张宸恺
【申请人】常州大学
一种具有硬度梯度分布的钎具钢xgq25的热处理工艺的制作方法
【专利摘要】本发明涉及一种具有硬度梯度分布的钎具钢XGQ25的热处理工艺，可实现渗碳后钎具由表面到基体具有合理的硬度梯度分布。该工艺包括以下步骤：将渗碳后的钎具在800℃±10℃淬火保温60分钟，保温完成后分三段进行冷却，首先采用油冷至400℃±10℃，随后随炉冷却至200℃，冷速0.05～0.1℃/s，而后在200℃以下空冷至室温。然后在200℃回火保温120分钟，保温完成后空冷至室温。通过该工艺的实施，使得渗碳后钎具形成表面高硬度的高碳马氏体组织(HV640～660)、心部高韧性的下贝氏体组织(无缺口冲击功115～120J)及较宽过渡层(宽度0.5～1.0mm)的下贝氏体和低碳马氏体复相组织，获得钎具强韧性良好匹配，从而有效的提高了钎具的使用寿命。
【专利说明】
一种具有硬度梯度分布的钎具钢XGQ25的热处理工艺
技术领域
[0001] 本发明属于金属材料领域，是一种钎具用材料XGQ25钢，具体涉及一种具有硬度梯 度分布的钎具钢XGQ25的热处理工艺。
【背景技术】
[0002] 随着我国矿产资源的开采利用、能源领域的建设发展，基础工程设施日趋完备，道 路交通不断完善，使得凿岩钻探用钎钻具的需求呈现上升趋势。钎钻具在服役过程中要持 续承受抗压、扭转、弯曲循环应力，以及约2000~9000次/min的高频冲击，每次的冲击能量 25~500J。钎具工作时主要的失效形式有杆体磨损、变形、断裂失效及钎头硬质合金的脱 落，塑性变形、应力疲劳以及腐蚀断裂等。目前，钎杆材料的凿岩寿命短的在几十米，长的在 几百米或上千米，钎头寿命只有十几米到几十米。
[0003] 钎具钢是世界上服役条件和工作环境都较为恶劣的钢种之一。这对用于制作钎具 钢的材料的性能提出了极尚的要求。首先应当具有良好的强初性配合，以提尚它的抗冲击 能力。而材料的性能由其化学成分、组织结构以及状态所决定的，所以，在合金元素合理配 置的基础上，正确选择热处理工艺，是实现钎具内部组织结构及状态的控制，实现高寿命的 关键。
[0004] 由于钎具特殊的工作环境，要求钎具表面具有高的硬度和耐磨性，心部具有高的 韧性;同时钎具渗碳后从表面到心部的硬度呈现平缓的过渡，以实现外强内韧的良好匹配。 目前，对于钎具用材料XGQ25，目前，国内多数的钎具企业在使用该钢种的过程中，淬火保温 完成后，一般采用油淬、空冷、等温盐浴淬火等方式，这些热处理方式无法实现钎具表面到 心部硬度的平缓过渡，难以获得渗碳后钎具外强内韧的良好匹配，导致目前国内钎具寿命 普遍较短。本发明就是一种具有硬度梯度分布的钎具钢XGQ25的热处理工艺，采用该工艺 后，可以实现渗碳后钎具表面高硬度和心部高韧性，并实现钎具从表到内硬度的最佳匹配 过渡。
【发明内容】
[0005] 本发明的目的是提供一种具有硬度梯度分布的钎具钢XGQ25的热处理工艺，通过 该工艺的实施，使得渗碳后钎具获得从表面到心部硬度梯度的平缓过渡，以实现强韧性的 良好匹配，从而有效的提高了钎具的使用寿命。
[0006] 本发明技术方案是:一种具有硬度梯度分布的钎具钢XGQ25的热处理工艺，具体包 括步骤：
[0007] 步骤1:渗碳工艺:钎具采用热乳XGQ25钢棒，置于930°C ± 10°C的多功能渗碳炉内 进行渗碳，渗碳剂为煤油，渗碳过程分两段进行:碳势控制为1.2 %时渗碳3h;随后将碳势调 整为1.0%保温3h;渗碳完成后随炉冷却到850 C，保温30min，油泮至室温；
[0008] 步骤2:将经上述步骤渗碳完成后的钎具在650°C±10°C高温回火，保温60min，空 冷，随后按尺寸要求进行精加工；
[0009] 步骤3:淬火处理:在温度为800°C ± 10下保温60分钟，而后油淬至400°C ± 10°C，再 以0.05~0. rc/s的冷速冷却到200°C，而后在200°C以下空冷;然后进行低温回火工艺：回 火温度200°C，回火保温120分钟后空冷。
[0010] 2、进一步，所述步骤3:淬火处理:将精加工后钎具置于保护气体下，在温度为800 °C ± 10下保温60分钟进行淬火，油淬至400°C ± 10°C，再以0.05~0. l°C/s的冷速冷却到200 °C，而后在200°C以下空冷;然后进行低温回火工艺：回火温度200°C，回火保温120分钟；其 中，所述保护气体包括氮气、氩气或氦气。渗碳后钎具形成表面高硬度的高碳马氏体组织 (HV640~660)、心部高韧性的下贝氏体组织(无缺口冲击功115~120J);过渡层为下贝氏体 和低碳马氏体的复相组织，过渡层宽度0.5~1.0_，获得钎具强韧性良好匹配。
[0011] 本发明的有益效果是:使得渗碳后钎具从表面到心部硬度梯度的平缓过渡，以实 现强韧性的良好匹配，从而有效的提高了钎具的使用寿命。
[0012] 1、分段连续冷却阶段，第一段油冷，7令却冷速20.5°C/s，可以避免渗碳层与基体 发生相变，且抑制渗碳层发生脱碳。
[0013] 2、分段连续冷却中发生相变的关键温度区间400~200°C范围内，采用0.05~0.1 °C/s的冷速冷却，使得基体与过渡区分别发生下贝氏体转变。
[0014] 3、200°C以下空冷，表层渗碳层发生马氏体转变，形成高硬度马氏体。
【附图说明】
[0015] 图1是实施例热处理后过渡区典型的显微组织：（a)表面；⑻过渡层；（c)基体；
[0016] 图2是对比例热处理后过渡区典型的显微组织：（a)表面；（b)过渡层；（c)基体。
【具体实施方式】
[0017]下面结合具体实施例对本发明的技术方案作进一步说明。
[0018] 实施例1:
[0019] 采用热乳 XGQ25 钢棒（化学成分为<：:0.24-0.26%、51:1.62-1.72%、]?11:1.45-1.55%、Cr:0.32-0.38%、Ni: 1.46-1.55%、M〇:0.63_0.68%、V:0.10-0.12%、P: < 0.015%、S: < 0.008% )进行粗机加工，粗机加工完成后进行如下操作：
[0020] 步骤1:渗碳工艺:钎具采用热乳XGQ25钢棒，置于930 °C的多功能渗碳炉内进行渗 碳，渗碳剂为煤油，渗碳过程分两段进行:碳势控制为1.2%时渗碳3h;随后将碳势调整为 1.0%保温3h;渗碳完成后随炉冷却至丨」850 C，保温30min，油泮至室温；
[0021] 步骤2:将经上述步骤渗碳完成后的钎具在650°C高温回火，保温60min，空冷，随后 按尺寸要求进行精加工；
[0022] 步骤3:淬火处理：在温度为800°C下保温60分钟，而后油淬至400°C，再以0.05~ 0.1°c/s的冷速冷却到200°C，而后在200°C以下空冷;然后进行低温回火工艺：回火温度200 °C，回火保温120分钟后空冷。对热处理后钎具的力学性能进行测试，测试结果如表1所示。 对钎具从表到里显微组织进行观察，如图1所示，表面为高碳马氏体，基体为下贝氏体，过渡 层为下贝氏体和低碳马氏体的复相组织。
[0023] 实施例2:
[0024]采用热乳XGQ25钢棒（化学成分为C: 0 ? 24-0 ? 26 %、Si : 1 ? 62-1 ? 72 %、Mn : 1 ? 45- 1.55%、Cr:0.32-0.38%、Ni: 1.46-1.55%、Mo:0.63-0.68%、V:0.10-0.12%、P: < 0.015%、S: < 0.008%)进行粗加工，粗加工完成后进行如下操作：
[0025] 步骤1:渗碳工艺:钎具采用热乳XGQ25钢棒，置于940 °C的多功能渗碳炉内进行渗 碳，渗碳剂为煤油，渗碳过程分两段进行:碳势控制为1.2%时渗碳3h;随后将碳势调整为 1.0%保温3h;渗碳完成后随炉冷却至丨」850 C，保温30min，油泮至室温；
[0026] 步骤2:将经上述步骤渗碳完成后的钎具在650°C高温回火，保温60min，空冷，随后 按尺寸要求进行精加工；
[0027] 步骤3:淬火处理：在温度为800°C下保温60分钟，而后油淬至410°C，再以0.05~ 0.1°c/s的冷速冷却到200°C，而后在200°C以下空冷;然后进行低温回火工艺：回火温度200 °C，回火保温120分钟后空冷。对热处理后钎具的力学性能进行测试，测试结果如表1所示。 [0028] 实施例3:
[0029] 采用热乳 XGQ25 钢棒（化学成分为(：：0.24-0.26%、51:1.62-1.72%、]?11:1.45-1.55%、Cr:0.32-0.38%、Ni: 1.46-1.55%、M〇:0.63_0.68%、V:0.10-0.12%、P: < 0.015%、S: < 0.008%)进行粗加工，粗加工完成后进行如下操作：
[0030] 步骤1:渗碳工艺:钎具采用热乳XGQ25钢棒，置于930 °C的多功能渗碳炉内进行渗 碳，渗碳剂为煤油，渗碳过程分两段进行:碳势控制为1.2%时渗碳3h;随后将碳势调整为 1.0%保温3h;渗碳完成后随炉冷却至丨」850 C，保温30min，油泮至室温；
[0031] 步骤2:将经上述步骤渗碳完成后的钎具在650°C高温回火，保温60min，空冷，随后 按尺寸要求进行精加工；
[0032] 步骤3:淬火处理：在温度为810°C下保温60分钟，而后油淬至390°C，再以0.05~ 0.1°c/s的冷速冷却到200°C，而后在200°C以下空冷;然后进行低温回火工艺：回火温度200 °C，回火保温120分钟后空冷。对热处理后钎具的力学性能进行测试，测试结果如表1所示。 [0033] 对比例：
[0034]采用热乳 XGQ25 钢棒（化学成分为(：：0.24-0.26%、51:1.62-1.72%、]?11:1.45-1.55%、Cr:0.32-0.38%、Ni: 1.46-1.55%、M〇:0.63_0.68%、V:0.10-0.12%、P: < 0.015%、S: < 0.008%)进行粗加工，粗加工完成后进行如下操作：
[0035] 步骤1:渗碳工艺:钎具采用热乳XGQ25钢棒，置于930 °C的多功能渗碳炉内进行渗 碳，渗碳剂为煤油，渗碳过程分两段进行:碳势控制为1.2%时渗碳3h;随后将碳势调整为 1.0%保温3h;渗碳完成后随炉冷却至丨」850 C，保温30min，油泮至室温；
[0036] 步骤2:将经上述步骤渗碳完成后的钎具在650°C高温回火，保温60min，空冷，随后 按尺寸要求进行精加工；
[0037] 步骤3:淬火处理:在温度为840°C下保温60分钟，而后直接油淬至室温;然后进行 低温回火工艺：回火温度200°C，回火保温120分钟后空冷。对热处理后钎具的力学性能进行 测试，测试结果如表1所示。对钎具从表到里显微组织进行观察，如图2所示，表面为高碳马 氏体，基体为低碳马氏体。
[0038]上面的实施例均能达到权利书要求。
[0039]表1实施例热处理后的力学性能
【主权项】
1. 一种具有硬度梯度分布的钎具钢XGQ25的热处理工艺，其特征在于:具体包括以下步 骤： 步骤1:渗碳工艺：钎具采用热乳XGQ25钢棒，置于930°C ± 10°C的多功能渗碳炉内进行 渗碳，渗碳剂为煤油，渗碳过程分两段进行:碳势控制为1.2 %时渗碳3h;随后将碳势调整为 1.0%保温3h;渗碳完成后随炉冷却至丨」850 C，保温30min，油泮至室温； 步骤2:将经上述步骤渗碳完成后的钎具在650°C±10°C高温回火，保温60min，空冷，随 后按尺寸要求进行精加工； 步骤3:淬火处理、低温回火。2. 根据权利要求1所述的一种具有硬度梯度分布的钎具钢XGQ25的热处理工艺，其特征 在于:所述步骤3所述的淬火处理是将精加工后钎具置于保护气体下，在温度为800°C ± 10 下保温60分钟进行淬火，油淬至400°C ± 10°C，再以0.05~0. l°C/s的冷速冷却到200°C，而 后在200°C以下空冷;然后进行低温回火工艺：回火温度200°C，回火保温120分钟后空冷;其 中，所述保护气体包括氮气、氩气或氦气;渗碳后钎具形成表面高硬度的高碳马氏体组织、 心部高韧性的下贝氏体组织，表面HV640~660，心部无缺口冲击功115~120J;过渡层为下 贝氏体和低碳马氏体的复相组织，过渡层宽度0.5~1.0_，获得钎具强韧性良好匹配。
【文档编号】C21D1/18GK105821371SQ201610211271
【公开日】2016年8月3日
【申请日】2016年4月6日
【发明人】刘雅政, 蒋波, 周乐育, 张朝磊, 黄斌, 陈列, 王磊英, 王国存, 赵海东
【申请人】北京科技大学
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