技术领域
[0001] 本
发明属于合金制造领域，具体涉及一种耐磨耐蚀多元锰铝青铜钎焊合金及其制备方法。
背景技术
[0002] 目前在汽缸，
轴承，
阀门，
轧辊等之上使用的耐磨铜件及其钎焊材料要适应高温、多粉尘、大负荷，有
腐蚀、磨损等的苛刻环境。所用材料一般为铝青铜(如ZQAL9-4,成分为Al:8-10％,Fe:2-4％,其余为Cu)，
锡青铜(如ZQSn10-1,成分为Sn:9-11％,P:0.6-1.2％,其余为Cu)等。ZQAL9-4合金的干磨系数高、导热性能差，在环境介质中易发生“脱铝”腐蚀，致使其使用寿命低。而ZQSn10-1的强度和韧性较低，在润滑不良的情况下，
耐磨性也大大降低。使用ZCuAl8Mn13Fe3Ni2合金(Mn:11.5-14％,Al7-8.5％,Fe:2.5-4％,Ni:1.8-2.5％,其余为Cu),其耐磨性，
耐腐蚀性等满足不了上述苛刻环境条件。另外现有的熔炼工艺产生的
氧化夹杂较多，组织粗大，影响获得优良的
力学性能。
[0003]
专利CN1239148A高锰铝青铜及处理方法，其特征在于：该材料的化学成分组成是(重量％)Cu:65-85％,Mn:10-18％,Al5.0-9.0％,Ni:1.0-3.0％,Fe:2.0-4.0％,Ti:0.01-1.0％,Re:0.2-0.5％.经
过热处理，加热到850℃±10℃，保温时间为40分钟，淬火。然后在
200±10℃回火。机械性能，σb＝765Mpa,δ5＞4,ak＝140j/cm2 HB＝180-230；如堆焊之后成
铸造状态，其强度和硬度会要小很多。另外上专利合金没有耐磨，耐蚀实验效果数据，显示不出这方面的优势。
发明内容
[0004] 本发明的目的在于提供一种耐磨耐蚀多元锰铝青铜钎焊合金及其制备方法。
[0005] 本发明为实现上述目的，采用以下技术方案：
[0006] 一种耐磨耐蚀多元锰铝青铜钎焊合金,包括下述重量组分：Al:7-10％；Mn:8-11％；Fe:1.5-3.0％；Ni:1.5-2.5％；B:0.005-0.03％；Y:0.05-0.1％；La:0.08-0.20％，B,Y,La三种元素之间的重量比在1：10：15-1：3：6之间，其它杂质≤0.5％。余量Cu。
[0007] 本
申请还包括一种所述的耐磨耐蚀多元锰铝青铜钎焊合金的制备方法，包括下述步骤：
[0008] ①装料：将干燥
木炭置
坩埚底部，按Cu:Mn≤2的比例，同时加
阴极铜和
电解锰，
炉料要严实；
[0009] ②送电升温，加大功率使炉料快速
熔化，炉料熔化后，继续升温至1300-1350℃后加
铁，镍压入炉中使其熔化，保温15-20分钟使铁，镍熔化充分，再搅拌金属液；
[0010] ③之后断电，并加剩余的铜，降温保持在1050-1100℃，加铝，并将铝-
硼，钇和镧用铜箔包好，用
石墨棒压入金属液中搅拌熔化；
[0011] ④将
温度升至1100-1150℃，保温，通氩气10分钟；进行炉前成分分析；
[0012] ⑤进行金属液
质量检测，将金属液倒入预热到200-240℃的石墨坩埚内，随后将石墨坩埚装入
真空测氢仪器内，在抽真空中随金属液
凝固，液面下凹明显为合格；判断金属液合格后，断电扒渣，将
熔化炉炼好的金属液倒入保温炉内保温在1050-1100℃；
[0014] ⑦拉伸和
退火；采用多模连续拉伸，光亮保护退火，退火温度700℃，保温3小时，空冷。
[0015] ⑧扒皮和成品拉伸；除去表面
缺陷再拉伸到成品尺寸；检验，
包装，入库。
[0016] 该方法得到的耐磨耐蚀多元锰铝青铜钎焊合金的合金组织α，β细化，K相呈小颗粒状，均匀分布。
[0017] 该方法得到的耐磨耐蚀多元锰铝青铜钎焊合金氧化夹杂少，组织致密，基体硬度低。
[0018] 该方法得到的耐磨耐蚀多元锰铝青铜钎焊合金布氏硬度HB250-280,
抗拉强度620-670Mpa,延伸率15-20％，固相点965℃，液相点985℃。
[0019] 该方法得到的耐磨耐蚀多元锰铝青铜钎焊合金的室温下的干
摩擦系数小于0.28，磨损量低于9.1mg。
[0020] 该方法得到的耐磨耐蚀多元锰铝青铜钎焊合金室温下的油润滑下摩擦系数小于0.11，磨损量低于3.5mg。
[0021] 该方法得到的耐磨耐蚀多元锰铝青铜钎焊合金在动
海水腐蚀实验中腐蚀量小于15.1(g/m2)。
[0022] 该方法得到的耐磨耐蚀多元锰铝青铜钎焊合金
电极电位高于-0.2430mv。
[0023] 与
现有技术相比，本发明的有益效果是：
[0024] 依据合金材料多元强化原理，多元锰铝青铜中铝、锰是决定合金组织和性能的主要元素。主要的显微组织有基体α相，第二相β和k相等。Μn降低A1在α-Cu相的固溶度，能稳定β相，推迟、甚至阻止共析转变(β一α+γ2)的发生.随着锰含量的增加,锰在β组织锰铝青铜中的固溶度增大,显微硬度提高。当合金中的铁达到一定值时，形成K相化合物，镍的作用是防止“缓冷脆性”。在高锰铝青铜中加入适量并按比例的B，稀土Y和La，既能固溶强化基体，还能细化晶粒，又使其铸造组织中的K相由梅花状变成小颗粒状，分布均匀。由于铸态组织的显著改善，导致合金的强度和抗压性能提高，使其在高压下不易产生
变形，减少了因压皱而引起的磨损。另外，合金的塑性因加入适量的稀土而得到改善，也使磨擦时依赖一定程度的塑性变形而很快地磨合起来，提高了磨合性能，增加有效工作面积，降低单位面积的
载荷，从而提高耐磨性。而且由于B,Y,La等的加入，提高了合金的电极电位，抑制合金的“脱铝”腐蚀，明显地提高合金的耐磨性和耐蚀性。
[0025] 铁的熔点高达1538℃，远高于基体材料铜的熔点，铁在铜中的固溶度极低，1050℃时，铁在铜液中的
溶解度为3.5％，而635℃时的溶解度下降到0.15％，同时铁的溶解自由能较高，不容易与铜化合，超过固溶度的铁以富铁相颗粒存在，这种富铁相颗粒的平均显微硬度很高为Hv659，约为基体的5倍，镶崁在基体上成为硬质点，使合金变脆。锰在铜中的溶解度较大，在高温时易与在铜中溶解，铁虽然在铜中的溶解度极小，但在铜锰合金中的固溶度较大，高温时先加入锰，再升温加铁，有利铁的熔解和固溶，减少或消除富铁相硬质点。
[0026] 高锰铝镍青铜熔点低，流动性好，但过热敏感性大。随
浇注温度的提高，合金强度降低，尤其是塑性下降得显著。这是因为随浇注温度得提高，合金成分越均匀，从开始凝固到α相析出前的冷却速度会越慢，α相成核率降低。在随后冷却过程中继续析出α相只能在少量α核上聚集，使α
相变成少量大
块球状且晶粒粗大，另外Fe-Mn化合物成网状或大块聚集，这些都使合金得性能变坏。在高锰铝青铜中，由于Mn的加入使高锰铝镍青铜过热敏感性增大。浇注温度高于1120℃使组织变得粗大并形成Fe-Mn脆性化合物，使合金性能恶化。
[0027] 本发明一种耐磨耐蚀多元锰铝青铜钎焊合金，克服了ZQAL9-4合金的干磨系数高、导热性能差，在环境介质中易发生“脱铝”腐蚀，致使其使用寿命低。而ZQSn10-1的强度和韧性较低，在润滑不良的情况下，耐磨性也大大降低。使用ZCuAl8Mn13Fe3Ni2合金的耐磨性，耐腐蚀性等满足不了苛刻环境的条件。另外现有的熔炼工艺产生的氧化夹杂较多，组织粗大，影响获得优良的力学性能等难题。硬度值(平均值)分别是ZQAl9-4的2.53倍，ZQSn10-1的3.13倍，ZCuAl8Mn13Fe3Ni2的1.44倍。拉伸强度(平均值)是ZQAl9-4的1.51倍，ZQSn10-1的2.86倍，与ZCuAl8Mn13Fe3Ni2相当。干磨的磨擦系数(平均值)是ZQAl9-4的60％，ZQSn10-1的74％，ZCuAl8Mn13Fe3Ni2的51％。磨损量(平均值)只是ZQAl9-4的69％，ZQSn10-1的
73％，ZCuAl8Mn13Fe3Ni2的33.2％。油润滑磨的磨擦系数(平均值)只是ZQAl9-4的69％，ZQSn10-1的73％，ZCuAl8Mn13Fe3Ni2的33.2％。磨损量(平均值)只是ZQAl9-4的33.3％，ZQSn10-1的30.9％，ZCuAl8Mn13Fe3Ni2的21.6％。电极电位比ZCuAl8Mn13Fe3Ni2高
0.0403mv,提高14.3％。其耐蚀性试验的腐蚀量(平均值)只是ZCuAl8Mn13Fe3Ni2的51.8％.[0028] 按本发明制造方法中的熔炼加料顺序及工艺(表4的B)与原工艺(表4的A)相比，合金氧化夹杂少，组织致密，基体硬度低。
[0029] 本发明采用由Al、Mn、Fe、Ni、B、Y、La以及Cu组成，浇注温度等于或低于1050℃，机械性能良好。本发明合金材料用于液压
支架中缸内壁熔覆，表面光亮，变形少，硬度HB240以上，耐磨，耐蚀良好，至今运转已是原材料2倍的寿命，仍在正常使用。
附图说明：
[0030] 图1(a)为比较例ZCuAl8Mn13Fe3Ni2的金相组织图；(b)K相的x射线能谱分析图；
[0031] 图2(a)为本发明
实施例4的金相组织图；(b)扫描电镜
相图。具体实施方式：
[0032] 为了使
本技术领域的技术人员更好地理解本发明的技术方案，下面结合附图和最佳实施例对本发明作进一步的详细说明。
[0033] 实施例1-4：一种耐磨耐蚀多元锰铝青铜钎焊合金,按照表1中示出的组分比例准备材料；选用电解阴极铜，电解铝，电解锰，
电解镍，除油且表面光洁的铁丝或铁钉，铝-5％硼中间合金和纯稀土钇，镧。用中频感应电炉，石墨坩埚加热熔炼。
[0034] 一种耐磨耐蚀多元锰铝青铜钎焊合金的制备方法，包括下述步骤：
[0035] ①装料：将干燥木炭置坩埚底部，按Cu:Mn≤2的比例，同时加阴极铜和电解锰，炉料要严实；
[0036] ②送电升温，加大功率使炉料快速熔化，炉料熔化后，继续升温至1300-1350℃后加铁，镍压入炉中使其熔化，保温15-20分钟使铁，镍熔化充分，再搅拌金属液；
[0037] ③之后断电，并加剩余的铜，降温保持在1050-1100℃，加铝，并将铝-硼，钇和镧用铜箔包好，用石墨棒压入金属液中搅拌熔化；
[0038] ④将温度升至1100-1150℃，保温，通氩气10分钟；进行炉前成分分析；
[0039] ⑤进行金属液质量检测，将金属液倒入预热倒200-240℃的石墨坩埚内，随后将石墨坩埚装入真空测氢仪器内，在抽真空中随金属液凝固，液面下凹明显为合格；判断金属液合格后，断电扒渣，将熔化炉炼好的金属液倒入保温炉内保温在1050-1100℃；
[0040] ⑥水平连铸成线坯盘条；
[0041] ⑦拉伸和退火；采用多模连续拉伸，光亮保护退火，退火温度700℃，保温3小时，空冷。
[0042] ⑧扒皮和成品拉伸；除去表面缺陷再拉伸到成品尺寸；检验，包装，入库。
[0043] 下表1是本发明实施合金和比较合金的化学成分。
[0044] 表1
[0045]
[0046] 下表2是表1各合金的机械性能。按GB/T1176铸造
铜合金技术条件制样，按GB/T228.1《金属材料的室温拉伸试验》。GB/T231.1《金属布氏硬度试验第一部分：实验方法》进行。
[0047] 表2
[0048]
[0049] 图1(a)为比较例ZCuAl8Mn13Fe3Ni2的金相组织图；组织粗大，k相不规则，分布不均匀。(b)K相的x射线能谱分析。富含Fe,Mn,Ni和Si等。图2(a)为本发明实施例4的金相组织图。显微组织α,β相和k相得到细化，(b)扫描电镜相图。观察k相多呈小颗粒状，分布均匀。
[0050] 下表3是表1各合金的摩擦磨损实验和腐蚀实验。表中各数据所使用的试验条件说明：摩擦磨损依据GB/T3960-2016《塑料，滑动摩擦磨损试验方法实验》，采用M-2000磨擦磨损试验机，对磨副材料为淬硬GCr15，硬度62HRC，载荷196N，转速200r/min，实验时间2小时。用32#机油润滑。
[0051] 腐蚀试验用动海水腐蚀实验，腐蚀介质：5％NaCl+1％H2O2+H2O.为保持介质中有充分的氧，每隔一定时间加一次H2O2,因为H2O2易分解生成氧。实验18天，平均每天搅拌2小时，测定腐蚀量。
[0052] 电极电位测定；将试样加工成10x10x10mm，
抛光后以甘汞电极位参比电极，以渤海海水为介质，海水的PH＝7.3，
盐度为3％，进行电极电位测定。
[0053] 表3
[0054]
[0055] 下表4配料成分为Cu77.67,Mn10,Al6.5,Fe3,Ni2.5，B0.03,Y0.1,La0.2。A为原熔炼工艺，采用的熔炼工艺为：1)将2/3Cu+Fe+Mn+Ni+木炭熔化；2)加入Al,Al-B,La,Y熔化；3)剩余1/3Cu熔化；4)
冰晶石搅拌捞渣；5)连续铸造。B为本发明熔炼工艺制造方法。按本发明熔炼工艺制造方法，氧化夹杂少，组织致密，基体硬度低。
[0056] 表4
[0057]
[0058] 下表5本发明合金浇注温度与机械性能。浇注温度高于1100℃使组织变得粗大并形成Fe-Mn脆性化合物，使合金性能恶化。本发明合金固相温度965℃，液相温度985℃。
[0059] 表5
[0060]
[0061] 以上内容仅为本发明的较佳实施例，对于本领域的普通技术人员，依据本发明的思想，在具体实施方式及应用范围上均会有改变之处，本
说明书内容不应理解为对本发明的限制。
