專利名稱：一種高強(qiáng)高導(dǎo)銅合金及其制備方法
技術(shù)領(lǐng)域：
本發(fā)明涉及的是銅合金材料及其制造工藝技術(shù)領(lǐng)域，主要涉及的是一種高強(qiáng)高導(dǎo)銅合金及其制備方法。
背景技術(shù)：
銅合金材料主要用作電車及電力機(jī)車的接觸線、集成電路引線框架材料、高脈沖磁場的導(dǎo)體材料、沿海電廠的熱交換材料和耐蝕部件、各類點(diǎn)焊和滾焊機(jī)的電極、觸頭材料、電樞和電動工具的換相器、大型高速渦輪發(fā)電機(jī)的轉(zhuǎn)子導(dǎo)條、大推力火箭發(fā)動機(jī)內(nèi)襯。因此，對銅合金材料提出了既具有高的強(qiáng)度又具有高的導(dǎo)電性能的要求。然而對于銅合金本身就存在高強(qiáng)度和高導(dǎo)電性相互矛盾的特性。目前，主要通過合金化法和復(fù)合材料法來解決銅合金高強(qiáng)度和高導(dǎo)電性的矛盾。
復(fù)合材料法可以達(dá)到高的強(qiáng)度和高的導(dǎo)電性，這種材料一般稱為原位變形復(fù)合材料。銅基原位復(fù)合材料的原始組織一般為銅基體上均勻分布著樹枝狀(熔煉法)或顆粒狀(粉末冶金法)的第二相，其微觀組織經(jīng)較大的形變后，第二相將形成纖維狀，纖維內(nèi)幾乎沒有位錯，晶界處則是高密度位錯區(qū)。如Cu-6～24wt％Ag合金、Cu-6～20wt％Nb合金經(jīng)大量拉拔變形(η＞5)以及合適的熱機(jī)械處理后，由于形成纖維結(jié)構(gòu)，具有復(fù)合材料的組織和性能特點(diǎn)，纖維體可使其基體強(qiáng)度甚至能達(dá)到1～2GPa，且其基體仍具有高的導(dǎo)電率(＞80％IACS)。原位復(fù)合材料可以達(dá)到高強(qiáng)高導(dǎo)，但其生產(chǎn)成本很高，且工藝控制困難，目前其還不具備成為高強(qiáng)度和高導(dǎo)電的銅合金的大規(guī)模生產(chǎn)方法。
常規(guī)的合金化法生產(chǎn)的高強(qiáng)度銅合金，雖然其強(qiáng)化效果沒有復(fù)合材料法顯著，但能夠直接與常規(guī)鑄造特別是連續(xù)鑄造技術(shù)相結(jié)合，可大幅度降低銅合金的生產(chǎn)成本。合金化法是傳統(tǒng)高強(qiáng)度高導(dǎo)電銅合金的制備方法，它通過固溶強(qiáng)化、時(shí)效強(qiáng)化、細(xì)晶強(qiáng)化和形變強(qiáng)化等手段來強(qiáng)化銅基體，從而得到高的強(qiáng)度和導(dǎo)電率，宜規(guī)模化生產(chǎn)，但所制備的銅合金強(qiáng)度一般低于550MPa，電導(dǎo)率一般不超過80％IACS；或者電導(dǎo)率高達(dá)90％IACS，而強(qiáng)度低于400MPa。隨著科技的發(fā)展，要求銅合金具有更高的強(qiáng)度和導(dǎo)電率，要達(dá)到要求，必須進(jìn)一步提高銅基合金的強(qiáng)度，改善導(dǎo)電性，彌補(bǔ)其性能上的不足，我們考慮在二元合金的基礎(chǔ)上，添加微量的第三組元甚至第四組元。
固溶強(qiáng)化銅基體中溶入合金元素后，會引起銅晶體點(diǎn)陣畸變，形成應(yīng)力場，該應(yīng)力場與位錯周圍的彈性應(yīng)力場交互作用，造成位借運(yùn)動時(shí)，要克服溶質(zhì)原子對位錯運(yùn)動的摩擦阻力，從而產(chǎn)生固溶強(qiáng)化效應(yīng)。與此同時(shí)，晶體中畸變的晶格點(diǎn)陣對運(yùn)動電子的散射作用也相應(yīng)加劇。因此，固溶強(qiáng)化對銅的導(dǎo)電性和強(qiáng)度的效應(yīng)是矛盾的。合金元素對銅的導(dǎo)電率的影響與固溶元素的種類和數(shù)量有關(guān)。微量的Ag、Cd、Cr、Zr、Mg對導(dǎo)電性降低較少，而Ti、P、Si、Fe、Co、As、Be、Mn、Al等會強(qiáng)烈降低Cu的導(dǎo)電性。
細(xì)晶強(qiáng)化由Hall-petch公式可知，晶粒尺寸減小，合金的強(qiáng)度提高。因?yàn)槎嗑w在受力變形過程中，位錯被晶界阻擋而塞積在晶界外，從而迫使晶粒內(nèi)的滑移而由易到難，最終被開動。此外，停留在晶界處的滑移帶在位錯塞積群的頂部會產(chǎn)生應(yīng)力集中，位錯塞積群可以與外加應(yīng)力發(fā)生作用，當(dāng)這個應(yīng)力大到足以開動鄰晶粒取向不同，從而使材料強(qiáng)化。由于晶體的傳導(dǎo)性能與結(jié)晶取向無關(guān)，晶粒細(xì)化僅使晶界增多，因而對銅的導(dǎo)電性能影響很小。
可以在澆鑄時(shí)采取合適的措施或通過合適的熱處理方法獲得細(xì)小的晶粒，也可以加入合金元素來細(xì)化。如可以加入B或Ti以及稀土可使銅合金晶粒顯著細(xì)化，提高強(qiáng)度，改善韌性，而對銅的導(dǎo)電性影響很小，且Re和B還是優(yōu)良的脫氧劑。
冷變形+時(shí)效一般冷加工強(qiáng)化很少單獨(dú)使用，常作為時(shí)效強(qiáng)化的輔助促進(jìn)手段，如采用固溶+冷變形+時(shí)效或固溶+時(shí)效+冷變形工藝。
形變強(qiáng)化在提高銅的強(qiáng)度的同時(shí)，對導(dǎo)電率影響不大。由于形變強(qiáng)化是通過晶體內(nèi)產(chǎn)生位錯、空位而導(dǎo)致晶體缺陷使銅強(qiáng)化，因而銅的導(dǎo)電率有所下降。
時(shí)效強(qiáng)化一般是采用低固溶度的合金元素溶入銅基體中，通過高溫固溶處理，合金元素在銅中形成過飽和固溶體，造成銅晶格嚴(yán)重畸變，而使強(qiáng)度大大提高，導(dǎo)電率惡化。經(jīng)時(shí)效處理后，大部分的合金元素又比固溶體中析出，形成彌散頒的沉淀相，從而又使合金的導(dǎo)電率迅速提高，而這些彌散相有效地阻止了晶界和位錯的滑動，因而仍保持較高的強(qiáng)度。導(dǎo)電理論指出，固溶在銅基體中的原子引起的點(diǎn)陣畸變對電子的散射作用比第二相引起的散射作用強(qiáng)得多，因而時(shí)效強(qiáng)化是制備高強(qiáng)度高導(dǎo)電銅合金中應(yīng)用最為廣泛的方法。產(chǎn)生時(shí)效強(qiáng)化的合金元素應(yīng)具有以下兩個條件一是高溫和低溫時(shí)在銅中的固溶度相差較大，以產(chǎn)生足夠的彌散相；二是室溫時(shí)在銅中的固溶度極小，以保持基體高的導(dǎo)電性。這種合金元素一般有Cr、Zr、Be、Fe、Nb等，其中Cr和Zr的時(shí)效硬化效果比較強(qiáng)烈，如Cr在固態(tài)銅中最大國溶度在1076℃時(shí)可高達(dá)0.8％，而在450℃時(shí)為0.04％，在室溫時(shí)為0.03％；Zr在固態(tài)銅中最大固溶度在966℃時(shí)為0.15％，而在450℃時(shí)為0.02％，在室溫時(shí)為0.01％，尤其是引入這兩種合金元素在銅合金在經(jīng)過時(shí)效以后，導(dǎo)電率可以恢復(fù)到一個較高水平，所以Cu-Cr、Cu-Zr系合金的發(fā)展最為迅速，應(yīng)用亦最為廣泛。
研究高強(qiáng)度高導(dǎo)電銅合金的目的是為電力、電器、機(jī)械制造等工業(yè)部門提供高質(zhì)量低成本的導(dǎo)電銅材。原位復(fù)合材料等新型高強(qiáng)度高導(dǎo)電銅合金生產(chǎn)成本高昂，工藝控制困難，目前難以實(shí)現(xiàn)大規(guī)模產(chǎn)業(yè)化，仍需進(jìn)一步深入研究，而常規(guī)合金化法生產(chǎn)高強(qiáng)度高導(dǎo)電銅合金，雖然其強(qiáng)化效果沒有復(fù)合材料法顯著，但能夠直接與常規(guī)鑄造特別是連續(xù)鑄造技術(shù)相結(jié)合，可大幅度降低銅合金的生產(chǎn)成本，其產(chǎn)品不但可以作為功能材料，而且可以作為結(jié)構(gòu)材料，從而仍顯示出強(qiáng)大的生命力，因此要開發(fā)性能好、市場潛力大、成本低、適合規(guī)模化生產(chǎn)的高強(qiáng)度高導(dǎo)電銅合金，常規(guī)的合金化方法仍是努力的方向。
目前采用常規(guī)合金化法生產(chǎn)并使用的高強(qiáng)高導(dǎo)銅合金仍存在強(qiáng)度或?qū)щ娦圆桓叩娜毕?，其?qiáng)度一般低于550MPa，或者電導(dǎo)率低于80％IACS。如常用的Cu-Ag合金電導(dǎo)率達(dá)到96％IACS，而強(qiáng)度在400MPa以下且在高溫下強(qiáng)度的降低很多，合金耐熱性較差；Cu-Cr合金強(qiáng)度能達(dá)到500MPa，但導(dǎo)電率一般低于80％IACS。隨著現(xiàn)代工業(yè)的飛速發(fā)展，難以滿足目前各領(lǐng)域?qū)︺~合金高強(qiáng)度和高導(dǎo)電性的要求。

發(fā)明內(nèi)容
本發(fā)明的目的在于提出一種高強(qiáng)高導(dǎo)銅合金及其制備方法。從而使銅合金材料不僅具有高強(qiáng)度和高導(dǎo)電性兼顧的特性，同時(shí)還具有較高的高溫性能和耐磨性能。而且可大幅度降低生產(chǎn)成本，延長使用壽命。
本發(fā)明實(shí)現(xiàn)上述目的采取的技術(shù)方案是所述的銅合金材料包含有Cu、Ag、Zr三種元素，其中Ag的含量為0.04％～0.16％，Zr的含量為0.02％～0.4％，余量為Cu。
本發(fā)明Ag的引入主要是其對銅基體電導(dǎo)率有一定的改善作用，同時(shí)具有一定的固溶強(qiáng)化作用，另外考慮Ag屬于貴重金屬，由此Ag的含量為0.04％～0.16％，以降低成本；Zr的引入主要是考慮所具有的顯著的時(shí)效強(qiáng)化作用，在該合金中擬訂Zr為0.02％～0.4％。
本發(fā)明所述的銅合金制造工藝包括合金的熔煉；合金的固溶、固溶后變形和時(shí)效處理；合金時(shí)效后的變形。
所述的合金的熔煉是在ZG-0.01型10Kg真空中頻感應(yīng)熔煉爐中熔煉而成(用石墨坩堝)。先將高純陰極銅(純度99.95％)熔化后，繼續(xù)精煉8分鐘以上，在Ar氣的保護(hù)下，加入Zr、Ag，進(jìn)行攪拌后，澆鑄，冷卻約五分鐘后出爐。澆鑄溫度大約為1300℃左右。
所述的合金的固溶處理是在箱式爐中進(jìn)行處理的，其溫度為850～960℃，保溫時(shí)間為1-2h，固溶處理后進(jìn)行水淬。所述的固溶后的變形是指冷拉拔或冷軋等變形，進(jìn)行分道次拉拔。而后在箱式爐中進(jìn)行時(shí)效處理，溫度為440～520℃，保溫時(shí)間為0.5-h4h，空冷。
所述的合金時(shí)效后的變形是指先將時(shí)效處理后材料進(jìn)行酸洗(濃度10％)，而后進(jìn)行分道次冷拉拔變形。
決定銅合金高強(qiáng)度高導(dǎo)的主要因素是合金的成分以及熱處理工藝(固溶處理、時(shí)效處理)，在如何保持高的電導(dǎo)率的前提下，盡可能的提高材料的強(qiáng)度是要解決的主要問題。為此確定了以析出強(qiáng)化為主的合金系的處理方法，在Cu、Ag合金中引入低固溶度的合金元素Zr，通過溫度為850-960℃的固溶處理，合金元素在銅基體中形成過飽和固溶體，強(qiáng)度提高，但電導(dǎo)率降低，時(shí)效處理后，過飽和固溶體分解，大量的合金元素以沉淀相析出銅基體中，而使電導(dǎo)率又快速回升；同時(shí)由于時(shí)效析出相的彌散強(qiáng)化作用，使其強(qiáng)度進(jìn)一步提高，由于形變強(qiáng)化對材料強(qiáng)度的獨(dú)特作用以及對電導(dǎo)率的微小影響，材料最終的成型采用形變強(qiáng)化，以取得強(qiáng)度和導(dǎo)電性的綜合平衡。力圖使該合金的電導(dǎo)率能夠保持在80％IACS～90％IACS以上，而強(qiáng)度達(dá)到500MPa以上，甚至超過600MPa，以滿足銅合金高強(qiáng)高導(dǎo)的需要。
合金的固溶處理選擇適當(dāng)?shù)墓倘軠囟冗M(jìn)行固溶處理是合金獲得良好性能的關(guān)鍵工藝。提高固溶溫度延長保溫時(shí)間，雖然可使合金元素在Cu基體中固溶度增加，強(qiáng)度提高，但固溶溫度過高、保溫時(shí)間過長，將造成合金晶粒粗化，反而降低合金的強(qiáng)度和塑性，造成后續(xù)的冷變形或使用過程中產(chǎn)生裂紋。若固溶溫度過低，則合金元素在合金中的固溶量過少，且成分均勻性差，在隨后的時(shí)效過程中還容易產(chǎn)生不連續(xù)的脫溶，從而大大降低合金的時(shí)效強(qiáng)化效果，選擇固溶溫度以不產(chǎn)生晶粒粗大為前提，提高固溶溫度，保溫一定時(shí)間后快冷，保證形成強(qiáng)化相的溶質(zhì)元素在Cu基體中達(dá)到最大的固溶度。
Cu-Ag-Zr合金是一種時(shí)效析出強(qiáng)化型合金。為了獲得較好的析出強(qiáng)化效果，同時(shí)可以進(jìn)一步消除合金內(nèi)偏析，必須選擇適當(dāng)?shù)墓倘軠囟?。將一組尺寸為5mm×φ24mm的試樣分別在850～960℃溫度范圍內(nèi)，每隔20℃，在一個確定的溫度下加熱保溫1h，水淬固溶處理，然后測試不同溫度固溶處理后的性能。
該合金隨著固溶溫度的升高，溶質(zhì)元素在Cu基體中溶解度增加，由于其晶格畸變增加及溶質(zhì)原子對位錯“釘扎”作用加強(qiáng)，位錯運(yùn)動的阻力增大，合金的硬度(強(qiáng)度)升高，隨著合金的晶粒長大而略有降低；電導(dǎo)率也由于溶質(zhì)原子逐步溶入Cu基體中而逐步下降，隨后將隨著合金的晶粒長大而增大。從固溶處理的目的來看，880～950℃是Cu-Ag-Zr合金最佳的固溶處理溫度。
合金的時(shí)效處理合金的時(shí)效處理其效果取決于合金的成分、時(shí)效溫度和時(shí)間、過飽和固溶體的分解特性及冷變形度。而對同一成分的過飽和固溶體，時(shí)效強(qiáng)化效果主要取決于合金的時(shí)效溫度和保溫時(shí)間。
當(dāng)保溫時(shí)間一定時(shí)，時(shí)效溫度過高過低都達(dá)不到好的強(qiáng)化效果，由于時(shí)效過程一般是由過渡相向平衡相轉(zhuǎn)變的過程，時(shí)效溫度過低，析出不充分，強(qiáng)化效果差；時(shí)效溫度過高，則容易引起原來析出的細(xì)小的粒子聚集長大，使析出相與基體完全脫離共格關(guān)系，使合金的強(qiáng)化效果下降，而產(chǎn)生過時(shí)效。
一般對時(shí)效析出強(qiáng)化型合金來說，時(shí)效溫度高，達(dá)到時(shí)效強(qiáng)化(峰值)的時(shí)間就短，但效果比時(shí)效溫度低、時(shí)間長的合金差，且高溫時(shí)效快，很容易產(chǎn)生過時(shí)效。所以，通常選擇的溫度要低于最高時(shí)效溫度，再適當(dāng)延長保溫時(shí)間，通過緩慢時(shí)效過程來獲得好的強(qiáng)化效果。
Cu-Ag-Zr合金屬于析出強(qiáng)化型合金，時(shí)效過程中有Cu和Zr的化合物析出，且呈均勻分布，合金經(jīng)固溶處理后，處于過飽和狀態(tài)，進(jìn)行時(shí)效處理后，其性能會發(fā)生很大的變化。
合金在440℃以下進(jìn)行時(shí)效的合金經(jīng)過6h的時(shí)效硬度仍未見下降，而在480～560℃溫度范圍內(nèi)時(shí)效時(shí)，初期顯微硬度上升較快，達(dá)到峰值后逐漸下降并趨于平緩，且時(shí)效溫度越高，達(dá)到峰值所需的時(shí)間就越短，對應(yīng)的峰值就越低，這是由于在440℃以下時(shí)效時(shí)，第二相顆粒相對比較穩(wěn)定，不易出現(xiàn)長大趨勢，故硬度未曾下降。而在較高溫度時(shí)效時(shí)，時(shí)效初期基體過飽和度較大，第二相析出速度相應(yīng)較快，使硬度較快上升到峰值，但溫度越高，第二相越容易長大，所以峰值也較低；且隨著時(shí)效時(shí)間的延長，析出物逐漸長大，顯微硬度隨之緩慢的下降。
隨著時(shí)效時(shí)間的增加，在各個溫度下，電導(dǎo)率都逐漸增加，而后達(dá)到一最大值，且隨著溫度的升高，電導(dǎo)率增加越快，達(dá)到最大值的時(shí)間也逐漸縮短。如合金在440℃較低溫度下時(shí)效，電導(dǎo)率的變化很緩慢，且經(jīng)過6h長時(shí)間的時(shí)效仍沒達(dá)到最大值，而在560℃的高溫下時(shí)效，電導(dǎo)率在時(shí)效初期就有明顯提高，并在時(shí)效初期15分鐘就達(dá)到最大值。
電導(dǎo)率的變化主要與基體中所含固溶元素的多少有關(guān)，即過飽和固溶體的分解有關(guān)，而過飽和固溶體的分解的快慢主要受Zr原子的擴(kuò)散速度所控制，按照置換固溶體的原子擴(kuò)散理論，溶質(zhì)原子的擴(kuò)散主要通過空位的運(yùn)動來實(shí)現(xiàn)的，也就是說溶質(zhì)原子偏聚、析出數(shù)量和速度受空位的數(shù)量和移動的速度所控制；另一方面，在析出相對合金的電導(dǎo)率也有一定的影響。由于時(shí)效初期過飽和度大，固溶元素以較快的速度析出，固溶元素含量降低較快，對電子的散射作用大大減弱，所以導(dǎo)電率以較快的速度上升。但隨著時(shí)效的進(jìn)行，基體中固溶元素進(jìn)一步減少，析出動力減弱，析出速度減慢，故導(dǎo)電率上升趨勢變緩。時(shí)效溫度較低時(shí)(440℃以下)，溶質(zhì)原子的擴(kuò)散速度較低，使其電導(dǎo)率上升緩慢。
以上分析，對于該合金時(shí)效處理的溫度選定為440℃～520℃，時(shí)效時(shí)間為0.5h～4h，能夠獲得較為理想的性能。
變形對固溶態(tài)合金性能的影響將經(jīng)固溶處理的試樣，進(jìn)行不同變形量的軋制冷變形后，測定合金的硬度和電導(dǎo)率，隨著形變量的增加，合金的顯微硬度逐漸增加，且剛開始增加幅度較大，如變形40％時(shí)，硬度由85HV增加到114HV，隨后變化較為緩慢；合金的電導(dǎo)率隨著形變量的增大而緩慢減小，其變化的幅度很小，變形80％后電導(dǎo)率降低不到2％IACS。這主要是由于在塑性變形時(shí)，位錯增殖，位錯密度增大，使位錯運(yùn)動阻力增大而使合金硬度升高的。如位錯之間的長程排斥力，交割時(shí)產(chǎn)生割階和扭折阻力等等。然而由于形變造成的缺陷對合金電導(dǎo)率的影響較小，所以其變形量在30％-45％之間。
變形對時(shí)效合金性能的影響Cu-Ag-Zr合金經(jīng)固溶處理后，其硬度低，塑性高，比較容易進(jìn)行冷變形加工，使合金內(nèi)部產(chǎn)生晶格畸變，位錯密度明顯增加，由于合金經(jīng)冷變形后，其內(nèi)能也大大增加，為時(shí)效析出相提供更多的非自發(fā)晶核和應(yīng)變能，提高過飽和固溶體的分解速度和析出物的密度，得到更為彌散的第二相析出物，能顯著地提高合金的時(shí)效強(qiáng)化效果。
將經(jīng)固溶處理的試樣，進(jìn)行30％-45％變形量的軋制冷變形后，再進(jìn)行時(shí)效處理，合金在440℃～520℃，時(shí)效時(shí)間為0.5h～4h，能夠達(dá)到電導(dǎo)率和硬度的良好配合。另外合金硬度和電導(dǎo)率的變化與未經(jīng)變形的合金基本類似，但也有區(qū)別在相同溫度下時(shí)效，經(jīng)變形合金達(dá)到峰值所需時(shí)間也相應(yīng)縮短，且峰值也相對較高，同時(shí)，與未變形合金相比，在較高溫度下(560℃)，硬度未出現(xiàn)升高現(xiàn)象，反而出現(xiàn)下降，主要由于合金的再結(jié)晶與析出交互影響所致在較低溫度下，同樣由于合金的析出與再結(jié)晶的交互作用而使合金硬度變化先降低而后升高，達(dá)到最大值后又降低的現(xiàn)象。
根據(jù)上述分析，初步定出Cu-Ag-Zr合金在進(jìn)行最后拉拔時(shí)的熱處理工藝如下880℃～950℃×1h固溶處理(水淬)→30％～45％冷拉拔變形→440℃～520℃之間0.5h～4h時(shí)效處理→冷拉拔成型按照本發(fā)明的制造工藝所制得的銅合金具有高強(qiáng)度與高導(dǎo)電性兼顧的特點(diǎn)，它克服了其它銅合金高強(qiáng)度高導(dǎo)電相互矛盾的缺陷，其強(qiáng)度能夠達(dá)到500MPa～600MPa以上，電導(dǎo)率仍能保持在80％IACS以上，其使用壽命比常規(guī)的銅合金提高3～5倍，且具有好的抗軟化性能、高的高溫強(qiáng)度和塑性，軟化溫度達(dá)到500℃以上，在300℃下強(qiáng)度的降低率小于10％，延伸率在5％以上，同時(shí)還具有優(yōu)異的磨損性能，能夠滿足各行各業(yè)對銅合金高強(qiáng)高導(dǎo)的要求，為銅合金的制造業(yè)提高了產(chǎn)品質(zhì)量和生產(chǎn)率。本發(fā)明工藝合理、簡單，能夠保證產(chǎn)品性能。
具體實(shí)施例方式
下面以實(shí)施例來說明本發(fā)明的制造工藝本發(fā)明實(shí)施例所述的銅合金材料包含有Cu、Ag、Zr三種元素，其中Ag的含量為0.04％～0.16％，Zr的含量為0.02％～0.4％，余量為Cu。
本實(shí)施例所述的銅合金制造工藝包括合金的熔煉；合金的鍛造合金的固溶、固溶后變形和時(shí)效處理；合金時(shí)效后的變形。
所述的合金的熔煉是在ZG-0.01型10Kg真空中頻感應(yīng)熔煉爐中熔煉而成(用石墨坩堝)。先將高純陰極銅(純度99.95％)熔化后，繼續(xù)精煉8分鐘以上，在Ar氣的保護(hù)下，加入Zr、Ag，進(jìn)行攪拌后，澆鑄，冷卻約五分鐘后出爐。澆鑄溫度為1380℃，澆鑄出的鑄錠直徑83.5mm，長度約200mm。
所述的合金的鍛造是指先將鑄錠表面進(jìn)行車加工去皮，直徑約加工到81mm左右，而后將其裝入30KW的箱式電阻爐中隨爐升溫到850℃并保溫2小時(shí)，用C41-250型250公斤的空氣錘進(jìn)行鍛造加工。鍛造后的鑄錠直徑約為24mm。
所述的合金的固溶處理是在箱式電阻爐中進(jìn)行處理，其溫度為850～960℃，保溫時(shí)間為1-2h，固溶處理后進(jìn)行水淬；所述的固溶后的變形是指冷拉拔或冷軋等變形，進(jìn)行分道次拉拔，拉拔至尺寸φ19mm。而后在箱式電阻爐中進(jìn)行時(shí)效處理，溫度為440～520℃，保溫時(shí)間為0.5h～4h，空冷。
所述的合金時(shí)效后的變形是指先將時(shí)效處理后材料進(jìn)行酸洗(10％硫酸)，而后進(jìn)行分道次冷拉拔變形，最終拉拔尺寸為φ7mm。
權(quán)利要求
1.一種高強(qiáng)高導(dǎo)銅合金，其特征在于所述的銅合金材料包含Cu、Ag、Zr三種元素，其中Ag的含量為0.04％～0.16％，Zr的含量為0.02％～0.4％，余量為Cu。
2.一種生產(chǎn)權(quán)利要求1所述銅合金的制備方法，其特征在于所述的銅合金制造工藝包括合金的熔煉；合金的固溶、固溶后變形和時(shí)效處理；合金時(shí)效后的變形。
3.根據(jù)權(quán)利要求2所述銅合金的制備方法，其特征在于所述的銅合金制造工藝還包括合金的鍛造。
4.根據(jù)權(quán)利要求2所述銅合金的制備方法，其特征在于所述的合金的熔煉為先將高純陰極銅(純度99.95％)熔化后，而后升溫精煉8分鐘，在Ar氣的保護(hù)下，加入Zr、Ag，進(jìn)行攪拌后，澆鑄，冷卻約五分鐘后出爐。
5.根據(jù)權(quán)利要求2所述銅合金的制備方法，其特征在于所述的合金的固溶處理是在箱式電阻爐中進(jìn)行處理，其溫度為880～950℃，保溫時(shí)間為1h，固溶處理后進(jìn)行水淬；所述的固溶后的變形是指冷拉拔變形，進(jìn)行分道次拉拔后在箱式電阻爐中進(jìn)行時(shí)效處理，溫度為440～520℃，保溫時(shí)間為0.5h-4h。
6.根據(jù)權(quán)利要求2所述銅合金的制造工藝，其特征在于所述的合金固溶后的變形為30-45％。
7.根據(jù)權(quán)利要求3所述銅合金的制備方法，其特征在于所述的合金鍛造是指先將鑄錠表面進(jìn)行車加工去皮，而后將其裝入箱式電阻升溫到850℃并保溫2小時(shí)，進(jìn)行鍛造加工。
全文摘要
本發(fā)明公開了一種高強(qiáng)高導(dǎo)銅合金及其制備方法。所述的銅合金材料包含有Cu、Ag、Zr三種元素，其中Ag的含量為0.04％～0.16％，Zr的含量為0.02％～0.4％，余量為Cu。所述的制備方法包括合金的熔煉；合金的固熔、固熔后變形和時(shí)效處理及合金時(shí)效后的變形。本發(fā)明具有高強(qiáng)度與高導(dǎo)電性兼顧的特點(diǎn)，它克服了其它銅合金高強(qiáng)度高導(dǎo)電相互矛盾的缺陷，其強(qiáng)度能夠達(dá)到500MPa～600MPa以上，電導(dǎo)率仍能保持在80％IACS以上，使用壽命比常規(guī)的銅合金提高3～5倍，且具有好的抗軟化性能、高的高溫強(qiáng)度和塑性，軟化溫度達(dá)到400℃以上，在300℃下強(qiáng)度的降低率小于10％，延伸率在5％以上，同時(shí)還具有優(yōu)異的磨損性能，能夠滿足各行業(yè)對銅合金高強(qiáng)高導(dǎo)的要求。
文檔編號C22C9/00GK1733953SQ20041006046
公開日2006年2月15日 申請日期2004年8月11日 優(yōu)先權(quán)日2004年8月11日
發(fā)明者劉平, 賈淑果, 任鳳章, 劉勇, 田保紅, 趙冬梅, 鄭茂盛, 婁花芬 申請人:河南科技大學(xué)