一种提升镍铝青铜合金强度和韧性的热处理工艺方法

1.本发明铜合金材料加工技术领域，具体涉及到一种制备高强韧镍铝青铜合金的热处理方法。


背景技术：

2.镍铝青铜合金是在传统二元铝青铜合金的基础上优化成分设计而成的复杂镍铝青铜合金。通过加入一定量的铁、镍、锰等元素，使合金的相变过程复杂化，同时也使合金具备了优异的强度、韧性、耐磨性和耐腐蚀性。作为一种综合性能优异的铜基结构材料，镍铝青铜合金目前广泛应用在海洋工程、运输工程、能源工程、新一代通讯技术等领域。尤其是在海洋工程领域，镍铝青铜合金的耐腐蚀性能与不锈钢相当，并具有独特的抗海生物损伤能力，是全球超过70％以上螺旋桨的制备材料，也是大型船用螺旋桨的首选材料。此外，镍铝青铜合金也广泛应用于核工业、新能源工业等重点领域中阀门、泵等严苛服役条件下零部件的制备。
3.当前，镍铝青铜合金力学性能提升的主要方式是对合金施加塑性变形处理。通过不同形式的轧制(rolling)、搅拌摩擦加工(friction stir processing)、等通道转角挤压(equal channel angular pressing)等塑性变形手段可以使合金获得超细化的显微组织和优异的综合机械性能。ni等利用搅拌摩擦加工对于镍铝青铜合金进行表面处理，得到了均匀、细化的显微组织，处理过的合金表面薄层具备超过 400mpa的拉伸屈服强度，断裂延伸率可以超过25％。(参见文献metallurgical& materials transactions a,2011,42(8):2125-35.)barr等通过等通道转角挤压将制备出了一系列强度超过1000mpa、并具有一定韧性的镍铝青铜合金，但材料的加工硬化性能不足。(参见文献journal of materials science,2013,48(13):4749-57.)上述研究报道工艺的共性是仅适用于合金的局部表面强化处理或者制备小体积材料，无法制备大型块体材料或整体提升工件性能。
4.与上述样品尺寸受到限制的强烈塑性变形(severe plastic deformation)工艺相比，强变形轧制工艺是制备高强韧大型块体材料的有效方式，也易于投入工业化大规模生产。lv等对铸态镍铝青铜合金实施多道次等温强变形热轧，将合金的抗拉强度提升至1000mpa以上，并保留了超过5％的断裂延伸率，该研究还报道了热轧不同变形量对于合金力学性能的影响，并揭示了轧制合金的强化机制。(参见文献materials science&engineering a,2015,643(17-24.)ma等报道了通过强变形连续温轧制备出系列极高强镍铝青铜合金的相关研究成果，并通过对轧制材料实施热处理工艺制备出一系列性能突出的高强韧镍铝青铜合金。(参见专利和文献 cn109136804a；materials characterization 158(2019)109986；materialscharacterization(2021)111057)。专利申请cn202010130794.9也公开了一种依托纳米孪晶强化的高性能镍铝青铜合金的制备方法，该方法利用高温固溶处理、强变形对称连续热轧制、小变形非对称中温轧制和中温短时热处理等方式在组织中引入高密度纳米退火孪晶，可将合金的屈服强度提升至800mpa，同时具备超过10％的断裂延伸率。然而，尽管利用上述研究报道工艺制备的大型块体高强韧板材
已经可以用于相当多的零部件制备，但由于所使用的轧制变形工艺会破坏工件形状，无法对铸造、锻造、挤压等方式成形的工件进行二次性能提升。
5.对于船用螺旋桨和能源工业用泵、阀门等铝青铜合金工件进行力学性能的二次提升，采用热处理工艺是最佳手段。该方式既无需破坏零部件的结构，在工业生产中实施也具有操作便利、成本低廉等优势。目前，工业上制备螺旋桨等大型零部件主要使用的是qal10-4-4镍铝青铜合金，其铸态屈服强度、抗拉强度和断裂延伸率通常分别在300mpa、800mpa和18％左右。对于该类大型零部件，通常在675℃进行2～8h的保温处理，其目的主要在于均一化零部件的显微组织，消除内应力，分解残余的β马氏体，进一步提升部件整体的腐蚀性能，而对于力学性能并没有显著的提升。
6.对于通过热处理工艺提升镍铝青铜合金的综合力学性能，国内外研究人员都进行了长期的探索，在优化显微组织、提升腐蚀性能等方面取得了一定的成效，但就力学性能提升而言尚未取得跨越式的突破。康全飞等对镍铝青铜合金的正火、退火、时效热处理工艺进行了研究探索，对热处理后合金的显微组织演变和腐蚀行为进行了揭示，但所获合金力学性能相比铸态合金并没有显著的提升。(参考文献中国有色金属学报,2018,28(1):9.)王智祥等对镍铝青铜的固溶时效工艺进行了研究，确定了热轧态合金的优化固溶时效工艺参数，使合金硬度可以达到hv340，但并未报道材料的塑性和拉伸性能曲线，难以作为工业化生产的实施依据。(参考文献材料导报,2016,30(16):4.)张大童等对高强变形镍铝青铜的热处理工艺进行了研究，探索出了可以实现抗拉强度900mpa、延伸率17％的热处理工艺路线，但合金的屈服强度仍较低，且没有报道拉伸曲线，无法知悉材料的具体变形行为，难以用于装备生产。(参考文献稀有金属,2010(4):5.)纪嘉明等报道了一种低合金铝青铜的热处理工艺，该研究采用二级时效的方式，主要依托k相析出强化将合金的抗拉强度提升至900mpa以上，延伸率可以超过13％。但其硬度仅有230hv左右，说明热处理得到材料的屈服强度和铸态合金相比提升不大，难以满足对屈服强度要求较高的应用场景。(参考文献热加工工艺,2019(2):4.)。


技术实现要素：

7.本发明的目的就是为了克服上述现有技术存在的缺陷而提供一种提升镍铝青铜合金强度和韧性的热处理工艺方法，可以在不施加塑性变形加工的情况下将合金的强度提升至1000mpa以上，并保留良好的韧性，适用于工业生产中对不适合变形加工的结构复杂大型镍铝青铜合金工件进行力学性能提升。
8.本发明的目的可以通过以下技术方案来实现：一种实现镍铝青铜合金高强韧性的热处理工艺方法，包括以下步骤：
9.(1)高温固溶处理：将镍铝青铜合金原料置于950～980℃的热处理炉中保温 1.0～6.0h，优选1.0～2.0h，获得组织均匀的单一高温β相组织；
10.(2)双相组织调控处理：将步骤(1)处理后的材料快速冷却至700～920℃，优选750～900℃，然后淬火至室温，得到魏氏体α相和β'马氏体双相组织；
11.(3)低温峰时效处理：将步骤(2)处理后的材料在100～350℃，优选250～350℃进行峰时效处理，保温时间为1.0～6.0h，优选2.0～4.0h，冷却至室温，得到超细的 k相、回火α相和马氏体三相组织；
12.(4)中温马氏体回火处理：对步骤(3)处理后的材料进行中温短时马氏体回火处理，回火温度为550～650℃，优选580～620℃，保温时间不超过40min，优选保温时间为6～30min，获得高强韧镍铝青铜材料。
13.进一步地，步骤(4)所述的中温马氏体回火处理中回火时间为t1，所述t1＝d
1/2
×
min/mm
1/2
+t0×
min。其中，d为处理材料或工件的厚度，单位为mm，取值范围为d∈(1,400)；t0为常数，取值范围为t0∈[5,10]。
[0014]
进一步地，步骤(2)所述的双相组织调控处理中冷却速度不小于30℃/s，采取的冷却介质可以为水汽、盐、空气等；步骤(3)低温峰时效处理所采取的冷却介质可以为空气、水、盐水、液氮等。
[0015]
进一步地，步骤(1)中所选取的镍铝青铜合金原料主要针对qal9-4-4、 qal10-4-4、qal10-5-5等商用镍铝青铜合金，原料状态可为铸态、热挤压态、淬火态、变形态的板材、棒材或工件。
[0016]
进一步地，步骤(1)中高温固溶处理获得的单一高温β相组织不含有微米级尺寸的k相，β相的晶粒尺寸不超过30μm；步骤(2)所述的双相组织工艺处理所获组织为纳米k相析出的β'马氏体基体和比例不同的魏氏体α相，魏氏体α相的体积分数不超过50％，马氏体和魏氏体α相中包含微米级k相的体积分数不超过5％。
[0017]
进一步地，步骤(3)中低温峰时效处理后组织中析出相主要包括尺寸在 80～200nm和10～50nm的两类纳米k相。
[0018]
进一步地，步骤(4)所述中温马氏体回火处理所得高强韧镍铝青铜合金组织为回火α相与呈片层状排布的(α+k)相，片层结构回火马氏体组织，同取向的片层组尺寸在10μm以下，其中k相呈高密度弥散分布，主要包括沿片层方向分布的 fe3al基k4相和nial基k3相。
[0019]
进一步地，当步骤(2)双相组织调控处理引入魏氏体α相比例不超过5％时，步骤(4)处理后合金的屈服强度不低于800mpa，抗拉强度不低于1000mpa，断裂延伸率不低于8％，得到超高强高韧镍铝青铜合金。
[0020]
本发明工艺路径基于镍铝青铜合金相变原理，通过调控热处理工艺参数实现对合金中马氏体相变、魏氏体相变、马氏体逆转变、不同种类析出等相变的精细化调控，使得所获合金的综合力学性能能够达到不弱于高水平研究报道中强塑性变形加工合金的水平。
[0021]
本发明中，在高温固溶处理阶段采取在950～980℃下保温1.0～2.0h的工艺参数。在950℃以上固溶主要是为了获得单一的高温β相组织，同时将镍铝青铜的合金元素充分固溶到基体之中，想要依托常规热处理将镍铝青铜合金的强度大幅提升，就要最大程度地实现合金中的铝、铁、镍等合金元素的科学化利用。由镍铝青铜相图可知，920℃附近(以qal10-4-4为例，其他牌号合金也均低于950℃)是k2相的析出温度。k2相是微米级析出相，根据金属材料析出强化原理可知其强化效果有限，也容易形成材料变形过程中的应力集中点，不利于材料的塑性。同时，k2相的过量生成也会减少合金中纳米级析出相的总量，减弱析出强化效果。故在固溶处理前期，要尽量避免k2相的析出，先将合金元素固溶进基体中再优化分配。而温度控制在 980℃以下则是避免高温β相生长过大，导致淬火后形成的β'马氏体相的晶粒过大，不利于组织细化，减弱硬化效果。经过前期实验探索，本发明中提出的1.0～2.0h 的保温时间最为合适，可以保证充分固溶且能够避免晶粒过度长大。
[0022]
本研究在固溶处理之后设置了双相组织调控处理步骤，其目的是引入不同比例的
魏氏体α组织，提升合金的塑性，调节合金的综合力学性能使之可以满足更多的应用场景。在镍铝青铜合金中，α相的强度较低，塑性最好，引入适量的α相可以在牺牲少量强度的情况下获得良好的塑性和加工硬化能力，大大提升材料的韧性。然而，由于合金的α相析出温度低于k2相析出温度，且k2相的析出温度极为宽广，故通过平衡相变引入α相势必会导致大量k2相的生成，导致合金元素的浪费，弱化材料的强化潜力。因此，本发明中考虑通过相变速度极快的非平衡相变——魏氏体相变引入α相，尽可能在使合金降温时k2相析出温度范围内少做停留，引入α相的同时避免k2相生成。
[0023]
一般认为，钢铁等金属材料中魏氏体相变常在高温下快速发生，生成粗大的魏氏体组织，这类组织通常在晶界处过度长大，且形状不规则，在变形过程中容易成为微裂纹形核点，不利于力学性能和腐蚀性能。而经过前期研究发现，镍铝青铜合金中的魏氏组织的化学成分、晶粒结构和显微硬度与平衡相变生成的α相并无明显差异。且经过后续的马氏体逆转变等相变过程后，魏氏体组织的原始晶界不复存在，会转变为普通的α相组织，而魏氏体组织的分布特征也不会影响回火后材料的力学性能和腐蚀性能。故本发明中双相组织调控处理中引入的魏氏体组织可以和平衡相变生成的α相一样有效地提升材料的塑性和加工硬化能力。
[0024]
本研究中对马氏体、魏氏体双相组织进行了低温时效处理，其目的是使合金元素在马氏体基体上以纳米级析出相的形式最大程度地析出。这些高密度的纳米析出相可以对后续马氏体逆转变的相变界面迁移产生钉扎作用，避免组织由于继承粗大马氏体片层的组织形态而过分长大。本发明中回火马氏体组织可以得到尺寸在 10μm以下的同取向片层组的主要原理就在于此。经研究发现，如果不对马氏体组织进行峰时效处理，由于没有k相对界面迁移的阻碍作用，回马马氏体组织会在短时间内过度长大，组织内部会形成很多数十微米的(α+k)长片层，k相也会在马氏体片层处快速形核长大，片层间距和析出相尺寸都过大，导致片层间的应变协调能力很差，变形时容易在片层组界面处提前萌生裂纹，严重影响材料塑性。
[0025]
此外，马氏体峰时效过程中析出的大量小于10～50nm的k相可以成为回火马氏体转变中k相长大的高密度形核点，基体内形核点的增多可以减缓马氏体回火处理过程中k相长大速度，进而减小k相平均晶粒尺寸，使大部分马氏体基体中的纳米析出仍维持在小于50nm的尺寸。同时避免由于基体储能较低以及基体缺乏形核点导致析出相在马氏体界面处快速长大，遗传马氏体形态而生成粗大板条状k相。这些细小的、弥散分布在基体内部的纳米级k相是本发明工艺所获材料具备高强韧性能的重要因素。本发明中低温峰时效处理采取的在250～350℃保温2.0～5.0h的工艺参数即是为了满足上述析出相变调控要求而优选设定的。
[0026]
本发明中对于中温马氏体回火处理步骤设置的工艺参数为保温温度在 580℃～620℃，保温时间为6～20min。保温时间t1由所处理材料厚度决定，所遵循公式为t1＝d
1/2
×
min/mm
1/2
+t0×
min。保温时间的选取主要是考虑使马氏体组织充分分解成(α+k)片层状组织，同时又不使组织过分长大。若在550℃以下回火，短时内马氏体不能充分分解，即使部分分解也无法形成强塑性协调优异的片层状结构，而若在650℃以上分解，片层组织会快速长大，甚至在提高温度后会成为等轴状组织，强化效果大大减弱。根据实验所得优选的回火温度为580～620℃。在回火步骤采用短时处理，也是出于避免显微组织、尤其是纳米级析出相
过度长大的考虑。保温时间与材料或工件厚度的技术关系式是基于大量实验结果优选得出的。
[0027]
与现有技术相比，本发明具有以下优点：
[0028]
1.在性能提升方面，本发明与现有的其他镍铝青铜合金热处理工艺相比具有明显的优势。采用本发明所提出的热处理工艺可以在不施加塑性变形加工的情况下使镍铝青铜合金材料达到超高强度并保留良好韧性。在优选工艺下，所获合金的屈服强度可以超过800mpa，抗拉强度可以超过1000mpa，同时保留8％的断裂延伸率，其中屈服强度较铸态合金提升超过一倍。同时，还可以通过引入不同比例的魏氏体组织，在牺牲少量强度的情况大幅提升材料的塑性(在抗拉强度接近900mpa 时塑性可达25％以上)，大大拓宽了合金的综合力学性能调控区间，大大丰富了镍铝青铜合金的使用场景。
[0029]
2.在工艺路径方面，本发明所提出的热处理技术不涉及塑性变形加工，可以在不破坏工件形状的情况下实现工件性能的整体提升。现有的极高强镍铝青铜合金力学性能提升手段主要以塑性变形加工为主，这些变形手段虽然也可以制备高强韧块体材料，但会破坏工件形状，无法对工件进行性能二次提升。而本发明所采取的热处理工艺可以直接对已经通过铸造、锻造等方式完成成形的大型工件进行组织优化和性能提升，如镍铝青铜合金制备的大型船用螺旋桨等。当前，船舶与海洋工程领域高速发展，对技术和装备都提出了更高的要求，而材料的性能水平一定程度上决定了海洋工程设备的性能设计水平。本发明公布的热处理方法可以使镍铝青铜合金工件的力学性能水平大幅提升，既可以满足装备减重、节能减排的需求，也可以大幅提升海洋装备的速度极限，甚至为海洋装备理念设计理念带来变革。此外，与塑性变形加工工艺相比，本发明所采用的热处理方法本身也具有操作简单、成本低廉、对设备要求低、加工损耗率低、易于开展大规模生产制备等优点。
[0030]
3.在组织优化方面，本发明所公布的热处理方法可以实现显微组织、尤其是析出相的显著细化，并利用魏氏体相变调控材料塑性，为镍铝青铜合金性能调控提供了新的思路。采用相关方法可以制备出具有优异力学性能的细晶(α+k)片层状组织，并在基体中获得弥散分布的高密度纳米级析出相。而在之前的科学研究和工业生产实践上，这类马氏体回火生成的片层组织由于基体和析出相都过于粗大，应变协调能力很差，导致其经常发生提前断裂，本征的优异力学性能无法得到展现，也因此没有被足够的重视和充分的利用。本发明对马氏体回火(α+k)片层状组织的加以利用，为镍铝青铜合金的组织优化和性能调控提供了新的思路。另外，本发明利用在钢铁相变中被认为对性能不利的魏氏体相变，在避免k相长大导致合金元素浪费的情况下为基体中引入α相，改善了材料的塑性。到目前为止，在镍铝青铜合金中利用魏氏体相变调控组织的做法鲜有报道，本发明所采用的方式也对镍铝青铜合金的组织优化工艺具备一定的启发意义。
附图说明
[0031]
图1为本发明热处理工艺路线图；
[0032]
图2为本发明制备的1000mpa级镍铝青铜合金的拉伸曲线(魏氏组织低于5％时)；
[0033]
图3为本发明制备的高强韧镍铝青铜合金的超细(α+k)片层状组织；
[0034]
图4为本发明制备的高强韧镍铝青铜合金的纳米级析出相的tem照片。
具体实施方式
[0035]
下面将结合附图和实施例对本发明进行详细说明。需要指出的是，对本领域的普通技术人员来说，在不脱离本发明构思的前提下，还可以做出若干变化和改进。这些都属于本发明的保护范围。
[0036]
本发明热处理工艺路线图如图1所示，包括四个阶段：高温固溶处理1、双相组织调控处理2、低温峰时效处理3和中温马氏体回火处理4，通过调控热处理工艺参数实现对合金中马氏体相变、魏氏体相变、马氏体逆转变、不同种类析出等相变的精细化调控，使得所获合金的综合力学性能能够达到不弱于高水平研究报道中强塑性变形加工合金的水平。
[0037]
实施例1
[0038]
一种提升铸态qal10-4-4镍铝青铜合金棒材强度和韧性的热处理工艺方法，其步骤如下：
[0039]
步骤一、高温固溶处理：将直径为25mm的镍铝青铜合金大型阀门零部件置于950℃的热处理炉中保温1.5h，获得组织均匀的单一高温β相组织，其中不含有微米级尺寸的k相，β相的平均晶粒尺寸为22～28μm；
[0040]
步骤二、双相组织调控处理：将步骤一处理后的材料在空气中快速冷却至 900℃，然后在盐水介质中淬火至室温，得到魏氏体α相和β'马氏体双相组织，其中魏氏体α相的比例在5％左右，马氏体和魏氏体α相均不包含微米级k相；
[0041]
步骤三、低温峰时效处理：将步骤二处理后的材料在350℃进行峰时效处理，保温时间为2.0h，在空气中冷却至室温，得到超细的k相、回火α相和马氏体三相组织，其中k相主要包括80～200nm和10～50nm两种尺度的析出相，所获组织的显微硬度约为hv435；
[0042]
步骤四、中温马氏体回火处理：对步骤三处理后的材料进行中温短时马氏体回火处理，回火温度为600℃，保温时间为10min，获得超高强度镍铝青铜合金轴承。其显微组织为内部富含超细析出的回火α相与呈片层状排布的(α+k)相(如图3 所示)，同取向的片层组尺寸在7μm左右，其中k相由高密度沿片层方向分布的纳米级fe3al基k4和nial基k3相组成(如图4所示)。所得材料的屈服强度约为 780mpa，抗拉强度约为1035mpa，断裂延伸率在8％左右，拉伸曲线如图2所示，检测方法为gb/t 228-2002(后续实施例和对比例中同)。
[0043]
对比例1
[0044]
一种提升铸态qal10-4-4镍铝青铜合金棒材强度和韧性的热处理工艺方法，其步骤三、四与实施例1基本相同，步骤一中固溶处理温度调整为900℃，不进行步骤二双相组织调控处理，则步骤二所得显微组织中含有大量微米级k2相和少量的等轴状α相。由于合金元素被微米级k2相大量消耗，步骤三时效处理过程中新的纳米析出较少，所获显微组织与步骤二处理后显微组织类似。由于纳米析出相较少，回火马氏体组织长大较快，步骤四所获的(α+k)片层结构中片层组的平均尺寸超过20μm，局部可得长近80μm的片层，其中k相沿马氏体边界长大，k相片层宽度可达数百纳米。由于所获材料组织较为粗大，仅由少量等轴状α相提供塑性，棒材的屈服强度为590mpa，抗拉强度为835mpa，断裂延伸率在5～7％左右。
[0045]
对比例2
[0046]
一种提升铸态qal10-4-4镍铝青铜合金棒材强度和韧性的热处理工艺方法，其步骤一、二、四与实施例1基本相同，不进行步骤三低温峰时效处理，则步骤四所获的(α+k)片层结构组织回火片层组平均尺寸超过20μm，局部可得长近100μm 的片层，其中k相沿马氏体
边界长大，k片层宽度可达数百纳米。所获材料由于片层界面处裂纹形核生长导致应变协调能力差，塑性差，屈服强度可达840mpa，抗拉强度为995mpa，断裂延伸率在2％左右。
[0047]
对比例3
[0048]
一种提升铸态qal10-4-4镍铝青铜合金板材强度和韧性的热处理工艺方法，其步骤一、二、三与实施例1基本相同，不进行步骤四处理，则获得板材的显微组织为峰时效状态的马氏体组织。板材的硬度高于hv420，在变形过程中会发生提前断裂，几乎不具有塑性。
[0049]
实施例2
[0050]
一种提升铸态qal10-4-4镍铝青铜合金棒材强度和韧性的热处理工艺方法，其步骤一、二、四与实施例1基本相同，步骤三低温峰时效处理时效温度调整为250℃。则所得材料的强度较实施例1略低，屈服强度接近820mpa，抗拉强度为980mpa，断裂延伸率在8％左右。(拉伸曲线如图2所示)
[0051]
实施例3
[0052]
一种提升铸态qal10-4-4镍铝青铜合金板材强度和韧性的热处理工艺方法，其步骤如下：
[0053]
步骤一、高温固溶处理：将厚度为100mm的镍铝青铜合金棒材原料置于950℃的热处理炉中保温1.0h，获得组织均匀的单一高温β相组织，其中不含有微米级尺寸的k相，β相的平均晶粒尺寸为18～25μm；
[0054]
步骤二、双相组织调控处理：将步骤一处理后的材料在空气中冷却至750℃，然后在盐水介质中淬火至室温，得到魏氏体α相和β'马氏体双相组织，其中魏氏体α相的比例在45％左右，马氏体和魏氏体α相均不包含微米级k相；
[0055]
步骤三、低温峰时效处理：将步骤二处理后的材料在350℃进行峰时效处理，保温时间为4.0h，在空气中冷却至室温，得到超细的k相、回火α相和马氏体三相组织，其中k相包括80～200nm和10～50nm两种尺度的析出相，所获组织的显微硬度约为hv250；
[0056]
步骤四、中温马氏体回火处理：对步骤三处理后的材料进行中温短时马氏体回火处理，回火温度为620℃，保温时间为20min，获得高强韧镍铝青铜材料。其显微组织为内部富含超细析出回火α相与呈片层状排布的(α+k)相，片层结构回火马氏体组织，同取向的片层组尺寸在8μm左右，其中k相由高密度沿片层方向分布的纳米级fe3al基k4和nial基k3相组成。所得材料的屈服强度为512mpa，抗拉强度为910mpa，断裂延伸率超过25％。
[0057]
实施例4
[0058]
一种提升热挤压态qal10-6-6镍铝青铜合金板材强度和韧性的热处理工艺方法，其步骤如下：
[0059]
步骤一、高温固溶处理：将厚度为25mm的镍铝青铜合金板材原料置于950℃的热处理炉中保温2.0h，获得组织均匀的单一高温β相组织，其中不含有微米级尺寸的k相，β相的平均晶粒尺寸为20～27μm；
[0060]
步骤二、双相组织调控处理：将步骤一处理后的材料在盐中冷却至850℃，然后在盐水介质中淬火至室温，得到魏氏体α相和β'马氏体双相组织，其中魏氏体α相的比例在25％左右，马氏体和魏氏体α相均不包含微米级k相；
[0061]
步骤三、低温峰时效处理：将步骤二处理后的材料在350℃进行峰时效处理，保温时间为5.0h，在空气中冷却至室温，得到超细的k相、回火α相和马氏体三相组织，其中k相包
括80～200nm和10～50nm两种尺度的析出相，所获组织的显微硬度约为hv270；
[0062]
步骤四、中温短时马氏体回火处理：对步骤三处理后的材料进行中温短时马氏体回火处理，回火温度为580℃，保温时间为15min，获得高强韧镍铝青铜板材。其显微组织为内部富含超细析出回火α相与呈片层状排布的(α+k)相，片层结构回火马氏体组织，同取向的片层组尺寸在8μm左右，其中k相由高密度沿片层方向分布的纳米级fe3al基k4和nial基k3相组成。所得材料的屈服强度为581mpa，抗拉强度为930mpa，断裂延伸率约为15％。
[0063]
实施例5
[0064]
一种提升qal10-6-6镍铝青铜合金轴承零部件强度和韧性的热处理工艺方法，其步骤如下：
[0065]
步骤一、高温固溶处理：将厚度为400mm的镍铝青铜合金板材原料置于950℃的热处理炉中保温2.0h，获得组织均匀的单一高温β相组织，其中不含有微米级尺寸的k相，β相的平均晶粒尺寸为20～27μm；
[0066]
步骤二、双相组织工艺处理：将步骤一处理后的零部件在水汽中冷却至850℃，然后在盐水介质中淬火至室温，得到魏氏体α相和β'马氏体双相组织，其中魏氏体α相的比例在25％左右，马氏体和魏氏体α相均不包含微米级k相；
[0067]
步骤三、低温峰时效处理：将步骤二处理后的零部件在350℃进行峰时效处理，保温时间为4.0h，在空气中冷却至室温，得到超细的k相、回火α相和马氏体三相组织，其中k相包括80～200nm和10～50nm两种尺度的析出相，所获组织的显微硬度约为hv270；
[0068]
步骤四、中温马氏体回火处理：对步骤三处理后的零部件进行中温短时马氏体回火处理，回火温度为580℃，保温时间为25min，获得高强韧镍铝青铜材料。其显微组织为内部富含超细析出回火α相与呈片层状排布的(α+k)相，片层结构回火马氏体组织，同取向的片层组尺寸在8μm左右，其中k相由高密度沿片层方向分布的纳米级fe3al基k4和nial基k3相组成。所得材料的屈服强度约628mpa，抗拉强度为933mpa，断裂延伸率超过15％。
[0069]
实施例6
[0070]
一种提升铸态qal10-4-4镍铝青铜合金阀门大型零部件强度和韧性的热处理工艺方法，阀门厚度为100min，其步骤一、二、三、四与实施例1基本相同，步骤一中的固溶温度调整为980℃，保温时间调整为2h，其余工艺参数实施例1一致，步骤四回火时间调整为15min，所得材料的屈服强度为824mpa，抗拉强度为 1046mpa，断裂延伸率在8％左右。
[0071]
实施例7
[0072]
一种提升铸态qal10-5-5镍铝青铜合金螺旋桨大型零部件强度和韧性的热处理工艺方法，螺旋桨厚度为400mm，其步骤一、二、三、四与实施例1基本相同，步骤四中的回火温度调整为620℃，保温时间调整为25min，其余工艺参数实施例 1一致，所得材料的屈服强度为819mpa，抗拉强度为1044mpa，断裂延伸率在8％左右。
[0073]
实施例8
[0074]
一种提升qal10-4-4镍铝青铜合金丝材强度和韧性的热处理工艺方法，其步骤如下：
[0075]
步骤一、高温固溶处理：将直径为1mm的镍铝青铜合金丝材原料置于950℃的热处理炉中保温1h，获得组织均匀的单一高温β相组织，其中不含有微米级尺寸的k相，β相的平均晶粒尺寸为10～13μm；
[0076]
步骤二、双相组织调控处理：将步骤一处理后的材料在水汽中快速冷却至 850℃，然后在液氮介质中淬火至室温，得到魏氏体α相和β'马氏体双相组织，其中魏氏体α相的比例在15％左右，马氏体和魏氏体α相均不包含微米级k相；
[0077]
步骤三、低温峰时效处理：将步骤二处理后的材料在250℃进行峰时效处理，保温时间为2.0h，在空气中冷却至室温，得到超细的k相、回火α相和马氏体三相组织，其中k相包括100～200nm和10～50nm两种尺度的析出相，所获组织的显微硬度约为hv445；
[0078]
步骤四、中温短时马氏体回火处理：对步骤三处理后的材料进行中温短时马氏体回火处理，回火温度为595℃，保温时间为6min，获得高强韧镍铝青铜材料。其显微组织为内部富含超细析出回火α相与呈片层状排布的(α+k)相，片层结构回火马氏体组织，同取向的片层组尺寸在5μm左右，其中k相由高密度沿片层方向分布的纳米级fe3al基k4和nial基k3相组成。所得材料的屈服强度为858mpa，抗拉强度为1051mpa，断裂延伸率在5％左右。
[0079]
实施例9
[0080]
一种提升热锻态qal9-4-4镍铝青铜合金带材强度和韧性的热处理工艺方法，其步骤如下：
[0081]
步骤一、高温固溶处理：将厚度为1mm的镍铝青铜合金带材原料置于950℃的热处理炉中保温1h，获得组织均匀的单一高温β相组织，其中不含有微米级尺寸的k相，β相的平均晶粒尺寸为10～18μm；
[0082]
步骤二、双相组织工艺处理：将步骤一处理后的材料在盐中冷却至880℃，然后在水中淬火至室温，得到魏氏体α相和β'马氏体双相组织，其中魏氏体α相的比例在10％左右，马氏体和魏氏体α相均不包含微米级k相；
[0083]
步骤三、低温峰时效处理：将步骤二处理后的材料在350℃进行峰时效处理，保温时间为2.0h，在空气中冷却至室温，得到超细的k相、回火α相和马氏体三相组织，其中k相包括90～200nm和10～50nm两种尺度的析出相，所获组织的显微硬度约为hv430；
[0084]
步骤四、中温短时马氏体回火处理：对步骤三处理后的材料进行中温短时马氏体回火处理，回火温度为580℃，保温时间为8min，获得高强韧镍铝青铜材料。其显微组织为内部富含超细析出回火α相与呈片层状排布的(α+k)相，片层结构回火马氏体组织，同取向的片层组尺寸在6μm左右，其中k相由高密度沿片层方向分布的纳米级fe3al基k4和nial基k3相组成。所得材料的屈服强度为830mpa，抗拉强度为1022mpa，断裂延伸率在8％左右。
[0085]
以上所述仅为本发明的较佳实施例而已，并不用以限制本发明，凡在发明专利的精神和原则之内所作的任何修改、等同替换和改进等，均应包含在本发明专利的保护范围之内。