銅－鎳－硅兩相淬火基材的制作方法

專利名稱：銅－鎳－硅兩相淬火基材的制作方法
背景技術：
1.發明領域本發明涉及通過使熔融合金快速淬火制造條帶或絲，特別是涉及用來獲得快速淬火的鑄造輪基材的組成和結構特性，以及該鑄造輪基材的制備方法。
2.現有技術說明合金條的連續鑄造是通過在旋轉的鑄造輪上沉積熔融合金實現的。隨著熔融合金流由鑄造輪的快速移動淬火表面導熱而被保持住并固化，形成條。固化條脫離冷卻輪并由卷軸機進行處理。為連續鑄造高質量的條，此淬火表面必須承受由于周期性地接觸熔融金屬和從鑄造表面去除固化條所產生的熱致機械應力。淬火表面內的任何缺陷都遭受熔融金屬的滲入，因此在去除固化條時扯去部分冷卻表面，導致冷卻表面被進一步劣化。從而，在冷卻輪上的某一給定軌道內鑄造更長的條時，條的表面質量降低。高質量條的鑄造長度為輪材料質量提供了一個直接的度量。
提高淬火表面性能的關鍵因素在于(i)使用具有高導熱率的合金，以便來自熔融金屬的熱量可以被吸走從而使條固化，和(ii)使用高機械強度的材料以保持在高溫(＞500℃)下經受高應力水平的鑄造表面的完整性。具有高導熱率的合金并不具有高機械強度，特別是在高溫下。因此，為使用具有足夠強度特性的合金就犧牲了導熱性。純銅具有非常好的導熱性，但在鑄造短條后就顯示出嚴重的輪損壞。例子包括各種銅合金等。另一選擇，如歐洲專利EP0024506中所公開的，可以向鑄造輪淬火表面上鍍各種表面以提高其性能。在美國專利US4,142,571中詳細記述了一種適合的鑄造工序，其公開內容在此引入作為參考。
現有技術的鑄造輪淬火表面一般包括兩種形式之一整體的或多部件的。前者中，合金實體塊被塑造成任選配有冷卻通道的鑄造輪的形式。部件淬火表面包括許多片，其組裝后構成鑄造輪，如美國專利US4,537,239中所公開的。本公開對鑄造輪淬火表面的改進適用于各種鑄造輪。
鑄造輪淬火表面通常由單相銅合金或具有共格沉淀或半共格沉淀的單相銅合金制成。在用其制造輪/淬火表面之前先將合金鑄造并以某種方式進行機械加工。除了與導熱性折衷之外，還考慮了某些機械性能如硬度、拉伸和屈服強度以及延展率。這樣做是為了對某一給定合金實現機械強度和導熱性的最佳組合。這樣做的理由主要有兩個方面1)提供足夠高的淬火速率以產生期望的鑄造條微觀結構，2)防止淬火表面發生熱破壞和機械破壞而導致條的幾何定型劣化并從而使鑄件變得不可用。典型的具有共格或半共格沉淀的單相合金包括各種組成的銅鈹合金和低鉻濃度的銅鉻合金。在環境溫度下，鈹和鉻在銅中都只有極小的固溶度。
條鑄造過程非常復雜，為形成具有出眾性能特征的淬火表面，需要認真考慮動態或循環的機械性能。用作淬火表面的原料單相合金的制造工藝可能會顯著影響隨后的條鑄造性能。這可以歸因于機械加工的量和隨后在熱處理之后產生的強化相。還可以歸因于某些機械加工處理的方向性或離散性。例如，環形件鍛造和擠出都會使工件產生各向異性的機械性能。不幸的是，該最終取向的方向一般并不與淬火表面內最有用的方向一致。為實現合金重結晶、晶粒生長和強化與單相合金基體的共格相沉淀所采用的熱處理往往并不足以改善在機械加工步驟中所導致的不足。生成的淬火表面的微觀結構具有不均勻的晶粒尺寸、形狀和分布。美國專利US5,564,490和US5,842,511中公開了對這些單相銅合金的處理工藝的一些修改，其已經被用來獲得均勻的精細等軸晶粒結構。精細晶粒均勻單相結構減少了大的凹陷在鑄造輪表面的形成。這些凹陷在鑄造過程中又會在接觸輪的條表面上產生相應的“凸起”。許多這種可沉淀硬化的單相銅合金都包含鈹作為其組分之一。為提高鑄造表面的質量需要不斷拋光的含鈹合金的生物毒性方面構成了健康危險。因此，長久已來人們都在尋找那些表現出良好的熔融金屬淬火性能而沒有表面劣化的無毒合金。
添加了其它元素的銅-鎳-硅合金已經在電子工業中被用作鈹銅合金的替換物，如美國專利US5,846,346中所公開的。第兩相的沉淀被抑制，以提供高導熱率和強度。日本專利公開S60-45696中建議加入14種添加劑以在某些科耳生族合金中產生非常精細的沉淀。這些基本單相的合金包含Cu和0.5到約4wt％的鎳和0.1到約1wt％的硅。此基本單相的合金的可能鑄造溫度遠低于快速淬火鑄造表面的要求。
因此在本領域中仍存在著對用于熔融合金快速固化的無毒冷卻輪的需要，它可以在更長時間的鑄造中通過防止快速破壞來保持鑄造條的表面質量。此需要在此以前還未曾被現有的基本單相的銅合金所滿足，即使是在很好地控制了晶粒結構時。
發明概述本發明提供一種連續鑄造合金條的裝置。一般來說，該裝置具有一個鑄造輪，它包含一個快速移動的淬火表面，將沉積在其上的熔融合金層冷卻以快速固化成連續的合金條。淬火表面由少量添加了其它元素并且少量分布了其它相的兩相銅-鎳-硅合金組成。
一般而言，合金的組成基本上由約6-8wt％鎳、約1-2wt％硅、約0.3-0.8wt％鉻以及余量的銅和附帶雜質組成。這種合金的兩相微觀結構包含被硅化鎳和硅化鉻的薄的、充分粘結的不連續網區域所圍繞的銅相精細顆粒，從而形成晶胞結構。所述微觀結構也可包含在銅相內部的硅化鎳和硅化鉻沉淀。用某些合金制造、鑄造和機械加工方法以及最終熱處理來制造具有此微觀結構的合金。合金的微觀結構決定著它的高導熱率和高硬度與強度。導熱率源自于銅相，而硬度源自于硅化鎳和硅化鉻相。圍繞網相的分布產生了晶胞尺寸為1-250μm的晶胞結構，向熔融的熔體提供了一個基本均勻的淬火表面。這種合金在鑄造時可以堅持更長時間而不劣化。用這種熔融合金可以鑄造出長度很長的條，而不形成被稱作“凸起”的表面突出或其它表面劣化。
一般而言，本發明的淬火鑄造輪基材由一種包括以下步驟的工藝制成(a)鑄造一種銅-鎳-硅兩相合金坯料，其組成基本上由約6-8wt％鎳、約1-2wt％硅、約0.3-0.8wt％鉻以及余量的銅和附帶雜質組成；(b)對上述坯料進行機械加工，以形成淬火鑄造輪基材；和(c)對上述基材進行熱處理，以得到晶胞尺寸為約1-1000μm的兩相微觀結構。
鑄造步驟必須制成其尺寸足以允許制造出所需大小的輪緣的鑄錠。該鑄錠應由高純度的合金組分制成，并且該鑄造程序應被設計成在固化過程中使隨著樹枝狀晶間區域中硅化物的形成而形成的粗糙樹枝狀組織最少。
機械加工步驟必須破壞在鑄錠固化過程中形成的剩余硅化物結構，并且產生足夠的應變以誘導在整個部件中均勻地成核和晶粒生長。機械加工過程中對鑄錠的加工溫度應為760-955℃。
熱處理步驟應使機械加工后的微觀結構均勻化，并且使富銅相均勻成核和晶粒生長以制成所需的最終微觀結構。
使用兩相晶態淬火基材有利地延長了鑄造輪的使用壽命。在淬火表面上實施鑄造的工作時間得到了顯著增長，每次運行中鑄造的材料量也增加了，而且沒有使用銅-鈹基材時所遇到的毒性問題。在所述淬火表面上鑄造條的表面缺陷也少得多，由此，疊層系數也增加了(％層壓)；由這種條制造的配電變壓器的效率也提高了。淬火表面在鑄造時的工作響應從一次鑄造到另一次鑄造非常一致，從而持續基本相同的運行時間是可再現的，維修安排也變得更為方便。有利地，在這種基材上快速固化的條的產量顯著增加，涉及維修基材的停機時間被減到最少，工藝的可靠性得到提高。
附圖簡述參照以下詳細說明和附圖，本發明將得到更充分的了解，而且其它優點也會變得顯而易見，其中

圖1是連續鑄造金屬條裝置的透視圖；圖2是具有共格或半共格沉淀的Cu 2wt％Be淬火基材用于連續漏模鑄造6.7英寸寬的非晶態合金條時，其性能劣化(“凸起”)隨鑄造時間的變化曲線；圖3是用凸起生長隨時間的變化來表示的Cu 2％Be、兩相Cu-7％鎳(即表I中的組成2)以及基本單相的合金Cu-4％Ni和Cu 2.5％Ni(即表I中的組成3和C18000)的性能劣化曲線；圖4是用輪緣平滑度劣化隨時間的變化來表示的Cu 2％Be、兩相Cu-7％鎳(即表I中的組成2)以及基本單相的合金Cu-4％Ni和Cu2.5％Ni(即表I中的組成3和C18000)的性能劣化曲線。
圖5是用層壓系數劣化隨時間的變化來表示的Cu 2％Be、兩相Cu-7％鎳(即表I中的組成2)以及基本單相的合金Cu-4％Ni和Cu2.5％Ni(即表I中的組成3和C18000)的性能劣化曲線。
圖6是在表I標作組成C18000的基本單相的合金淬火基材在鑄造條21分鐘之后的顯微照片，顯示有凸起形成。
圖7是在表I標作合金2的銅-鎳-硅兩相淬火基材在鑄造條92分鐘之后的顯微照片，顯示出能防止凸起形成。
優選實施方案說明在本文中，術語“非晶態金屬合金”是指基本上沒有任何長程有序性的金屬合金，其由X射線衍射強度最大值來表征，這些值與在液體或無機氧化物玻璃中觀察到的非常類似。
術語具有一種結構的兩相合金，在本文中是指具有被硅化鎳和硅化鉻的不連續網圍繞的富銅區從而形成晶胞尺寸小于1000μm(0.040英寸)，優選小于小于250μm(0.010英寸)的晶胞結構的合金。所述微觀結構也可包含在銅相內部的硅化鎳和硅化鉻沉淀。
在本文中，術語“條”是指橫向尺寸遠小于其長度的細長體。因此所述條包括所有規則或不規則橫截面的絲、條帶和薄板。
在本文中遍及說明書和權利要求的術語“快速固化”是指以至少約104-106℃/s的速度冷卻熔體。有許多快速固化技術可以用來制造在本發明的范圍內的條，例如向冷卻基材上噴霧沉積、噴射鑄造、平面流鑄等。
在本文中，術語“輪”是指寬度(軸向)小于其直徑且橫截面基本為圓形的物體。相比之下，一般認為輥子的寬度大于直徑。
基本均勻在此是指兩相合金的淬火表面的晶胞尺寸在各個方向上都基本均勻。優選，基本均勻的淬火基材的組成晶胞的尺寸均勻度的特征在于至少約80％的晶胞尺寸大于1μm且小于250μm，而其余的大于250μm且小于1000μm。
術語“導熱的”，在本文中是指淬火基材的導熱率值大于40W/m K且小于約400W/m K，更優選大于80W/m K且小于約400W/m K，最優選大于100W/m K且小于175W/m K。
在此說明書和所附的權利要求書中，參照位于輪緣并充當淬火基材的鑄造輪部分對裝置進行了描述。應當理解，本發明的原則同樣適用于形狀和結構不同于輪的淬火基材結構如帶，或適用于其中充當淬火基材的部分位于輪面或除輪緣之外的輪的另一部分之上的鑄造輪結構。
本發明提供一種具有特殊微觀結構的兩相銅-鎳-硅合金，以在熔融金屬的快速淬火中用作淬火基材。在合金的一個優選實施方案中，確定了合金元素鎳、硅與少量加入的鉻的比率。一般而言，所述導熱合金是一種基本上由約6-8wt％鎳、約1-2wt％硅、約0.3-0.8wt％鉻以及余量的銅和附帶雜質組成的銅-鎳硅合金。優選地，所述導熱合金是一種基本上由約7wt％鎳、約1.6wt.％硅、約0.4wt％鉻以及余量的銅和附帶雜質組成的銅-鎳硅合金。所有材料的純度都可在標準商業慣例中找到。
一般而言，本發明的淬火鑄造輪基材由一種包括以下步驟的工藝制成(a)鑄造一種銅-鎳-硅兩相合金坯料，其組成基本上由約6-8wt％鎳、約1-2wt％硅、約0.3-0.8wt％鉻以及余量的銅和附帶雜質組成；(b)對上述坯料進行機械加工，以形成淬火鑄造輪基材；和(c)對上述基材進行熱處理，以得到晶胞尺寸為約1-1000μm的兩相微觀結構。
金屬條的快速均勻淬火是通過使冷卻劑流體流過淬火基材附近的軸向管道來實現的。此外，由于隨著輪在鑄造過程中旋轉，熔融合金周期性地沉積在淬火基材上，結果形成了很大的熱循環應力。這導致在基材表面附近形成很大的徑向熱梯度。
為防止此大的熱梯度和熱疲勞循環造成的淬火基材的機械劣化，兩相基材由其中以硅化鎳和硅化鉻的不連續網包封富銅相的精細、尺寸均勻的組成晶胞組成。淬火表面的這種精細兩相微孔結構防止了基材晶胞被高速離開淬火表面的固化條帶走。此表面完整性防止了在輪上產生凹陷，所述凹陷會在條中復制形成“凸起”或突出。這些凸起妨礙了將條層壓制成疊層系數(％層壓)減小的條的層壓物的能力。
在幾個美國專利中記述了適于形成鋁、錫、銅、鐵、鋼、不銹鋼等的多晶條的裝置和方法。優選那些在熔體快速冷卻時形成固體非晶態結構的金屬合金。這些對于本領域技術人員來說是已知的。在美國專利US3,427,154和3,981,722中公開了這種合金的例子。
參照圖1，顯示了一種連續鑄造金屬條的裝置，總地以10表示。裝置10具有一個可旋轉地安裝在其縱軸上的環形鑄造輪1，用來容納熔融金屬的儲罐2和感應加熱線圈3。儲罐2與靠近環形鑄造輪1的基材5安裝的開縫噴嘴4連通。儲罐2還進一步配備有用來向其中容納的熔融金屬加壓以使其通過噴嘴4排出的裝置(未顯示)。在運行中，受壓保持在儲罐2中的熔融金屬通過噴嘴4被噴射在快速移動的鑄造輪基材5上，并在上面固化形成條6。固化之后，條6從鑄造輪上分離并從該處被甩開，由繞線器或其它適合的收集設備(未顯示)收集起來。
構成鑄造輪淬火基材5的材料可以是單相銅或任何具有比較高的導熱率的其它金屬或合金。如果需要制造非晶態或亞穩態的條，則此要求尤其適用。優選的用來構成基材5的材料包括晶粒尺寸精細均勻的沉淀硬化單相銅合金如鉻銅或鈹銅，分散硬化合金和無氧銅。如果需要，基材5可以被高度拋光或鍍鉻等，以獲得具有平滑表面特征的條。為提供防磨耗、腐蝕或熱疲勞的額外保護，可以用傳統的方法在鑄造輪的表面涂覆適合的耐久涂層或難熔涂層。一般，只要鑄造在冷卻表面上的熔融金屬或合金的浸濕性足夠，則抗腐蝕劑涂層、高熔融溫度金屬或合金都適用。
如上文所述，重要的是熔融金屬或合金不斷在其上鑄造成條的淬火表面的晶粒尺寸和分布分別應既精細又均勻。圖2中比較了現有技術中使用兩種不同粒徑的單相淬火表面的條鑄造性能。由于條的撕扯動作，即它高速離開淬火表面時將大晶粒扯下從而產生凹陷，所以較粗晶粒沉淀硬化的Cu-2％Be合金很快被劣化。在這種情況下劣化發生的一種機制包括在淬火基材表面形成非常小的裂縫。然后沉積的熔融金屬或合金進入這些小裂縫，在其中固化，并隨著在鑄造操作中鑄造條從淬火基材上分離而連同相鄰的淬火基材材料一起被拉出。劣化過程是退化的，隨時間逐漸更深入鑄件從而愈嚴重。將淬火基材上被破壞或拉出的點稱作“凹陷”，而將相應的附著于鑄造條底面上的復制突出稱作“凸起”。另一方面，具有精細均勻的晶粒結構的沉淀硬化單相銅合金導致冷卻輪淬火表面的劣化減小，如美國專利US5,564,490所公開的。
圖2是用于淬火基材的兩種不同平均粒徑的鈹銅合金的性能數據。由于條的鑄造逐漸破壞淬火表面，所以較粗晶粒的基材上鑄造的條很容易產生凸起。較精細晶粒的單相合金劣化速率較慢，使得可以鑄造更長的沒有凸起形成的條。
本發明的淬火基材是通過形成一種包含少量添加了鉻的銅-鎳-硅兩相合金的熔體，并將熔體澆入模中從而形成鑄錠而制造的。鑄錠的尺寸必須足以允許制造出所需大小的輪緣。該鑄錠應由高純度的合金組分制成，并且該鑄造程序應被設計成在固化過程中使隨著樹枝狀晶間區域中硅化物的形成而形成的粗糙樹枝狀結構最少。硅化鎳相在1325℃熔化，硅化鉻相在1770℃熔化。硅化鎳和硅化鉻都不容易被在1083℃熔化的熔融銅所溶解。一種推薦的制造此合金的方法包括使用母合金，例如含有30-50wt％鎳的銅-鎳母合金，以及含有28-35wt％硅的鎳-硅母合金。這些合金熔點都低于或接近銅的熔點，并且不用過度加熱銅熔體就很容易溶解。過度加熱銅熔體是不利的，因為會大大增加氧氣和氫氣進入合金熔體。氧氣的溶解會降低導熱率，而氫氣的溶解會導致鑄造產生微孔。
然后以許多不連續的步驟對鑄態的鑄錠進行機械加工，以將鑄錠的形狀轉變成接近淬火基材最終尺寸的形狀。每個機械加工步驟都伴隨有在機械加工步驟之前、過程中或其后進行的熱處理步驟。同時地，機械加工和熱處理步驟破壞了鑄件內兩相微觀結構，重新分配了硅化鎳的大顆粒，在整個鑄錠內產生機械應變并且誘導整個部件內精細銅微觀結構的成核和晶粒生長，由此形成由精細、均勻尺寸的組成晶胞組成的所需兩相微觀結構，其中以硅化鎳和硅化鉻的不連續網包封富銅相。
機械加工步驟必須破壞在鑄錠固化過程中形成的剩余硅化物結構，并且產生足夠的應變以誘導在整個部件中均勻地成核和晶粒生長。機械加工過程中對鑄錠的加工溫度應為760-955℃。
一般在兩個分離的步驟中進行機械加工。第一機械加工步驟將鑄態的鑄錠轉變成鼓形坯料，其外部直徑近似于淬火基材的外部直徑。該第一機械加工步驟一般包括通過沖擊錘打而重復鍛造，以將鑄態的鑄錠整形，其總的變形足以破壞在固化過程中形成的剩余的硅化物結構。一般，這種變形基本上等同于殘余變形減少(offset reduction)至少7∶1，優選至少15∶1但小于30∶1的面積。必須將第一機械加工步驟中的鑄錠溫度保持在815-955℃。
然后用心軸對該鼓形坯料進行穿孔，以生成用于進一步處理的圓筒體。將該圓筒體切成圓筒段，其接近于淬火基材的形狀。
第二機械加工步驟將該圓筒段轉變成環狀輪緣或“套筒”，其外部和內部直徑接近于最終淬火基材的外部和內部直徑。在第二機械加工步驟中必須將圓筒段的溫度保持在760-925℃。第二機械加工步驟可以包括(1)環形件鍛造，其中用鐵砧(鞍狀物)支撐圓筒段并用錘重復敲打，同時使圓筒段繞鐵砧逐漸轉動，從而使用不連續的沖擊處理了整個圓筒段周緣；(2)環軋，其類似于環形件鍛造，除了使用一組輥子而非一個錘子以一種均勻得多的方式完成對圓筒段的機械加工；或(3)旋壓成形，其中用一個心軸來定型淬火表面的內徑，并且一組加工工具在沿圓筒段平移的同時圍繞圓筒段進行加工，從而在給予大規模的機械變形的同時使圓筒段變細變長。
除上述機械變形步驟之外，還可以在機械變形之間或同時或之后應用各種熱處理步驟。所述熱處理步驟可用以促進處理和產生具有良好分布的精細晶胞結構的淬火表面合金，其中兩相合金的富銅相被硅化鎳和硅化鉻相的不連續網所包圍。所述熱處理步驟必須產生均勻的成核和晶粒生長，以得到所需的最終微觀結構。熱處理溫度必須是至少約925℃并且不超過約995℃，以獲得成核和晶粒生長，而不會使淬火基材開裂。
一般，在第二機械加工步驟之后，在955-995℃下對套筒進行1-8小時的熱處理。該熱處理的目的是誘導整個套筒的成核和晶粒生長。理想地，使該熱處理的溫度和時間最小化，以減少過度的晶粒生長。優選的熱處理是在970℃下進行4小時。應將套筒從爐中取出并在水中快速淬火，以凝入微觀結構。
然后可以對套筒進行最終熱處理，以使所有溶解的硅化鎳和硅化鉻在基質中沉淀。這些硅化物的形成很大程度上決定了最終淬火基材的機械和物理性質。該最終熱處理應在440-495℃下進行1-5小時。優選的處理是在470℃下進行3小時。在完成該熱處理時，套筒應進行空氣冷卻。
套筒冷卻后便可被機械加工成最終淬火基材的尺寸。
圖3是用凸起生長隨時間的變化來顯示的性能劣化曲線。圖中用凸起生長隨時間的變化顯示了Cu 2％Be、兩相Cu-7％Ni(表I中的組成2)、以及基本單相的合金Cu-4％Ni和Cu 2.5％Ni(表I中的組成3和C18000)的性能劣化。由于淬火冷卻表面的快速劣化，這些單相合金的鑄造時間短。所述“凸起”是在單一軌道上鑄造條時輪上產生凹陷的直接結果。兩相銅-7％鎳-硅合金的數據與由Cu-2wt％Be合金組成的精細晶粒單相沉淀硬化淬火基材的數據相比要好得多。
圖4是用輪緣光滑度劣化隨時間的變化來表示的Cu 2％Be、兩相Cu-7％Ni(表I中的組成2)、以及基本單相的合金Cu-4％Ni和Cu2.5％Ni(表I中的組成3和C18000)的性能劣化曲線。由于淬火冷卻表面的快速劣化，這些單相合金的鑄造時間短。由于鑄造在淬火表面上的固化條不斷拉離，輪緣上出現凹陷。兩相銅-7％鎳-硅合金的數據與由Cu-2wt％Be合金組成的精細晶粒單相沉淀硬化淬火基材的數據相比要好得多。
圖5是用層壓系數劣化隨時間的變化來表示的Cu 2％Be、兩相Cu-7％Ni(表I中的組成2)、以及基本單相的合金Cu-4％Ni和Cu2.5％Ni(表I中的組成3和C18000)的性能下降曲線。條上的“凸起”妨礙了條的疊加性，降低了層壓系數。用ASTM標準900-91中規定的測試方法，非晶態磁條的層壓系數標準測試方法，ASTM標準1992年鑒Vol.03.04，可以方便地測出層壓系數。兩相銅-7％鎳-硅合金的數據與由Cu-2wt％Be合金組成的精細晶粒單相沉淀硬化淬火基材的數據相比要好得多。
圖6中顯示了由合金C18000組成的淬火表面在鑄造條21分鐘之后所拍的顯微結構。合金C18000是精細晶粒分布均勻的單相合金。所示顯微照片標記的長度為100μm；圖象寬1.4mm(1400μm)。在顯微照片中可以看到明顯的凹陷。每個凹陷(總的以30表示)用發光區域表明。裂縫(總地以40表示)易于長成凹陷30。
圖7是具有表I中2號合金所代表組成的兩相合金的顯微照片，在鑄造92分鐘之后仍顯示了均勻的精細晶胞分布。所示顯微照片標記的長度為100μm；圖象寬1.4mm(1400μm)。發光區域代表次生相網。在顯微照片中看不到明顯的凹陷形成。
少量添加了鉻的銅-鎳-硅合金中不包含有害的元素如鈹。銅、鎳、硅、鉻和鈹的OSHA極限值(以每百萬份計)列于空氣污染物OSHA極限值1910.1000表Z-1和Z-2中，現復制如下
OSHA極限值
這些極限值顯示了鈹的高毒性危害。
下列實施例的給出是為了進一步完整地了解本發明。用來說明本發明的原理和實施的具體技術、條件、材料、比例和報告數據都是示例性的，不應被認為是要限制本發明的范圍。
實施例選擇了五種銅鎳和硅的合金來研究，在表I中顯示為合金1、2、3、C18000和C18200。這些合金的各自組成都顯示在下面表I中。
表I
通過以下方法將合金1和2制成淬火基材。由高純度的合金組分制成所需組成的鑄錠。在815-955℃的加工溫度下鍛造該鑄錠，其殘余變形減少至少為7∶1，以生成鼓形坯料。用心軸對該坯料進行穿孔，生成圓筒體。將該圓筒體切成圓筒段，其沿軸向測量約為12英寸。然后，通過在1400-1700的加工溫度下進行面積減少約2∶1的鞍式鍛造(saddle forging)而將該圓筒體形成“套筒”。在970℃下對該套筒進行約4小時的熱處理，并在水中進行快速淬火，以凝入微觀結構。然后對該套筒進行最終熱處理，以使硅化鎳和硅化鉻在基質中沉淀并生長。最終熱處理在470℃下進行約3小時。完成熱處理時，使套筒空氣冷卻。然后將套筒機械加工成最終淬火基材的尺寸。
具有5-250μm的精細晶胞結構的合金1和2性能都非常出色。它們是具有被硅化鎳相的不連續網圍繞的富銅區域的兩相合金。如圖3-5所示，淬火基材合金2的性能相當于Cu-2wt％Be合金。合金3是單相銅-鎳-硅合金，磨損很快，耐久率小于12％。它形成“凹陷”，易于劣化淬火表面。C18000是類似于合金3的單相合金，由于鎳和硅含量較低，甚至比合金3劣化得更厲害。它在合金2的6％的鑄造時間之內就發生了劣化。C18200中不含鎳，在整個系列中性能最差，在合金2的不到2％的鑄造時間之內就顯示了淬火表面劣化。
在對本發明進行了如此詳細地說明之后，應當清楚，不應絕對地堅持這些細節，相反，對于本領域技術人員來說可以有其它變化和修改，所有這些屬于所附權利要求書所定義的本發明的范圍之內。
權利要求
1.一種用于將熔融合金快速固化成條的銅-鎳-硅淬火基材，其具有兩相微觀結構，其中富銅區域的晶胞被硅化鎳和硅化鉻相的不連續網緊密包圍。
2.權利要求1所述的淬火基材，其中所述導熱合金是基本上由約6-8wt％鎳、約1-2wt％硅、約0.3-0.8wt％鉻以及余量的銅和附帶雜質組成的銅-鎳硅合金。
3.權利要求2所述的淬火基材，其中所述導熱合金是基本上由約7wt％鎳、約1.6wt％硅、約0.4wt％鉻以及余量的銅和附帶雜質組成的銅-鎳硅合金。
4.權利要求1所述的淬火基材，其中所述兩相結構的晶胞尺寸在1-1000μm的范圍內。
5.權利要求4所述的淬火基材，其中所述兩相結構的晶胞結構尺寸在1-250μm的范圍內。
6.一種形成淬火鑄造輪基材的工藝，包括以下步驟(a)鑄造一種銅-鎳-硅兩相合金坯料，其組成基本上由約6-8wt％鎳、約1-2wt％硅、約0.3-0.8wt％鉻以及余量的銅和附帶雜質組成；(b)對所述坯料進行機械加工，以形成淬火鑄造輪基材，所述機械加工在約760-955℃的溫度下進行；和(c)對上述基材進行熱處理，以得到晶胞尺寸為約1-1000μm的兩相微觀結構，所述熱處理在約440-955℃的溫度下進行。
7.權利要求6所述的工藝，其中所述機械加工步驟包括擠出所述坯料的步驟，以破壞在鑄錠固化過程中形成的剩余硅化物結構，并且產生足夠的應變以誘導在整個部件中均勻地成核和晶粒生長。
8.權利要求6所述的工藝，其中所述機械加工步驟包括環軋所述坯料的步驟，以破壞在鑄錠固化過程中形成的剩余硅化物結構，并且產生足夠的應變以誘導在整個部件中均勻地成核和晶粒生長。
9.權利要求6所述的工藝，其中所述機械加工步驟包括鞍式鍛造所述坯料的步驟，以破壞在鑄錠固化過程中形成的剩余硅化物結構，并且產生足夠的應變以誘導在整個部件中均勻地成核和晶粒生長。
10.權利要求6所述的工藝，其中所述機械加工步驟產生等同于面積減少至少約7∶1-30∶1的機械應變。
11.權利要求6所述的工藝，其中所述熱處理是二步式工藝，其中第一步是在約955-995℃的溫度下進行約1-8小時的熱處理，第二步是在約440-495℃的溫度下進行約1-5小時使硅化物相成核并生長的熱處理。
全文摘要
一種銅－鎳－硅淬火基材，其迅速將熔融合金固化成微晶或非晶態條。該基材由導熱合金組成。它具有其中富銅區被硅化鎳pass的不連續網包圍的兩相微觀結構。此微觀結構基本上是均勻的。條鑄造的完成隨鑄造時間變化只有極小的表面劣化。每次運行所鑄造的材料的數量增加了，而沒有用銅－鈹基材時所遇到的毒性問題。
文檔編號B21J5/00GK1894430SQ200480030179
公開日2007年1月10日 申請日期2004年8月13日 優先權日2003年8月21日
發明者S·妙英, R·L·貝伊, N·J·德克里斯托法魯, D·W·米爾尤爾, G·B·A·舒斯特 申請人:梅特格拉斯公司