CN105648263A

CN105648263A - 一种高强度易加工铜基复合材料及其制备方法

Info

Publication number: CN105648263A
Application number: CN201610009639.5A
Authority: CN
Inventors: 郭明星; 易龙
Original assignee: University of Science and Technology Beijing USTB
Current assignee: University of Science and Technology Beijing USTB
Priority date: 2016-01-07
Filing date: 2016-01-07
Publication date: 2016-06-08
Anticipated expiration: 2036-01-07
Also published as: CN105648263B

Abstract

一种高强度易加工铜基复合材料及其制备方法。该复合材料利用合金基体内的Fe-C相所特有的相结构转变特性，即面心立方向马氏体或体心立方转变，有效调控复合材料的强度和加工性能。材料所含细小的Fe-C相粒子不仅能均匀弥散分布于材料基体内，且具有面心立方结构，使得复合材料表现出优异的加工性能，σ_0.2＝171.5MPa,σ_b＝361.6MPa,δ＝35％。而经过后续超低温冷轧变形处理进而使得该复合材料强度获得大幅度提高，σ_0.2＝519.6MPa,σ_b＝568.1MPa,δ＝5％，此深冷轧态材料还可以通过后续的低温热处理对其加工性能和强度作进一步优化调控。该材料的加工性能和强度均明显优于陶瓷粒子强化的铜基复合材料，且生产成本较低，不仅能在众多高新技术领域的广泛应用，而也可以大量应用于许多民用行业。

Description

一种高强度易加工铜基复合材料及其制备方法

技术领域

本发明属于铜基复合材料技术领域，涉及一种可工业化应用的高强度易加工新型铜基复合材料及其制备方法，特别针对众多高新技术领域对新型基复合材料力学性能和加工性能要求越来越苛刻的现状而开发。该制备方法所制备的复合材料可以保证其兼具有高强度和优异的加工性能，而且其生产成本远低于陶瓷粒子强化铜基复合材料的生产成本。

背景技术

铜、铜合金及铜基复合材料是人类应用最早的一类金属材料。到目前为止，其产量仅次于钢和铝，被广泛应用于机械制造、运输、建筑、电气、电子等工业部门中。近年来，随着微电子、计算机、通信、工业自动控制等电子信息产业以及汽车行业的快速发展，此类材料应用变得更加广泛，需求量也逐年增加，而且对其性能要求也愈来愈苛刻。特别是其中的结构功能铜合金或铜基复合材料，如高强高导、高强中导以及超高强铜合金(或复合材料)等，一直以来倍受人们关注。此类材料虽然大部分均含有陶瓷粒子，但是根据尺寸主要分为两类，一类是基体内分布有一定量纳米陶瓷粒子(尺寸小于100nm)，而另一类是基体内分布有一定量微米级陶瓷粒子。前者由于纳米粒子尺寸较小，一般浓度不能太高，否则很容易发生粒子团聚而降低材料的综合性能。最为典型的是利用内氧化制备的Cu-Al₂O₃弥散强化铜合金，该材料综合性能较为优异，能够同时兼具有高强度、高导电性以及抗高温软化性能等，但是该材料由于生产工艺复杂，使得生产成本较高进而严重限制了其广泛应用；此外，虽然纳米陶瓷粒子均匀弥散分布于合金基体内会显著阻碍位错线运动，从而使得合金强度得到大幅度提高，而且变形过程中纳米粒子也不会发生开裂或产生微裂纹等，但是强度增加的同时也使得该类材料相应的加工难度增加，成形过程中必须利用高温加工变形，如热挤压等。陶瓷粒子浓度较低时(如0.23vol％Al₂O₃)此类合金室温加工性能相对较好,而且由于合金强度较低高温热挤压过程也较容易实现。然而随着弥散粒子浓度增加，材料强度大幅升高，一方面挤压机吨位必须足够高才可进行挤压变形，同样使得材料制备过程的成本和难度增加；另一方面在其高温变形过程中由于基体和强化相粒子变形协调性差以及两者热膨胀系数差异较大，很容易发生开裂或者在界面处产生微裂纹，即使是浓度非常低的Cu-0.23vol％Al₂O₃合金也不例外，这一问题也使得该类材料生产成本增加。

对于另一类铜基体内含有一定量微米陶瓷粒子的铜基复合材料，由于均匀分布的陶瓷粒子不仅可以有效强化铜基体，而且还可以减轻复合材料密度，甚至有些铜基复合材料利用添加特殊的第二相而使得复合材料的热导率获得显著提高，如Cu/金刚石和Cu/SiC复合材料等。因此，这类铜基复合材料近几年也获得快速发展，制备方法也出现多样化趋势，不过主要包括粉末冶金和熔炼或者熔渗法等。此类材料强度获得大幅度提高的同时带来的另一突出问题是加工难度增加，或者有些复合材料更本无法进行加工变形。出现这一问题的主要原因是由于陶瓷粒子与基体无法进行协调变形，而且变形过程中很容易在粒子内产生微裂纹或者开裂现象，从而使得此类复合材料加工塑性很低。这一问题目前仍然是该类材料急需解决的关键问题之一。

针对上述纳米粒子弥散强化铜合金和陶瓷粒子强化的铜基复合材料所共有的强度与加工性能不能很好兼顾的问题等，我们如果能够开发一种不仅力学性能非常优异而且加工性能也非常优异的新型铜基复合材料，其对于铜基复合材料的发展以及更好地满足高新技术领域对高强高导易加工新型复合材料的广泛需求具有重要意义。

发明内容

本发明为了克服现有技术的不足，针对目前已有的各种陶瓷粒子强化的铜基复合材料普遍存在强度较高和加工性能较差等问题，开发一种兼具有高强度和优异加工性能的新型铜基复合材料。该新型铜基复合材料充分利用Fe和C元素在Cu基体内极低的固溶度，Fe-C相可以发生奥氏体与马氏体间的相变以及这两种结构相显著的性能差异(即，Fe-C相处于奥氏体时为面心立方结构，具有优异的加工性能，而处于马氏体结构时强度很高可以对Cu基体强化产生重要贡献，同时奥氏体向马氏体转变可以通过应变诱导发生)，从而实现高强度和高成形性的很好结合。此外，铜基体如果能够获得纳米晶组织，不仅可以使得铜基复合材料强度获得更大程度提高，而且还可以有效增加复合材料的塑性。本发明就是基于这一思想设计开发的，简单概括就是通过熔炼铸造制备出含有一定量结构为面心立方Fe-C相的铜基复合材料，然后通过特殊的加工变形工艺，一方面使得复合材料加工变形成所需板材等；另一方面在加工变形过程中也使得Fe-C发生马氏体相变，从而有效强化铜基体，同时变形过程中也可以使得铜基体获得加工硬化并含有大量位错胞组织；此状态的铜基复合材料虽然具有较高强度，但是如果通过后续一定温度热处理，不仅可以调控铜基体的位错胞组织使其转化为纳米晶组织，而且还可以进一步使铜基体内固溶的Fe和C元素发生时效析出，最终使得所开发铜基复合材料强度和塑性获得更进一步提高。该发明合金适合应用于众多技术领域，特别是对于高强高导铜合金或铜基复合材料的加工性能和生产成本均有一定要求的众多高新技术领域和民用产品的生产和制造等行业，同时也适合已经或者准备生产类似铜合金或铜基复合材料产品的生产厂家应用。

本发明通过成分设计和优化首先对新型铜基复合材料的成分范围进行选择，然后通过熔炼铸造等工序制备所设计复合材料并对其力学性能和加工性能进行研究，最终确定具有优异加工性能的新型铜基复合材料成分范围以及相应的制备方法。具体的制备工艺如下：新型铜基复合材料成分选择→FeCx母合金熔炼与铸造→新型铜基复合材料配制和熔炼→新型铜基复合材料快速凝固→反复超低温深冷轧形变诱导马氏体相变→热处理调控通基体晶粒尺寸和纳米沉淀相析出→综合性能优异的复合材料板材。

一种兼具有高强度和优异加工性能的新型铜基复合材料，其特征在于该复合材料的化学成分及其质量百分比含量为：Fe:9.0～12.0wt％，C：0.05～0.5wt％，P≤0.02wt％，Si≤0.01wt％，Ni≤0.01wt％，Zn≤0.01wt％，Al≤0.01wt％，B≤0.01wt％，余量为Cu，其中化学成分Fe、C的C/Fe质量比范围为0.01～0.8wt％。

优选地，其化学成分的Fe和C含量范围分别为Fe9.5～11.5wt％，C0.054～0.2wt％，其中化学成分Fe、C的C/Fe质量比范围为0.04～0.7wt％。

上述兼具有高强度和优异加工性能的新型铜基复合材料的制备方法，所述制备方法包括以下步骤：

步骤一、新型铜基复合材料真空熔炼；

步骤二、新型铜基复合材料快速凝固；

步骤三、新型铜基复合材料反复超低温形变诱导马氏体相变工艺处理(或在深冷变形之前首先进行一定的高温短时热处理，然后再进行反复超低温形变诱导马氏体相变工艺处理)；

步骤四、新型铜基复合材料纳米晶组织的热处理调控。

优选地，所述步骤一和步骤二的新型铜基复合材料真空熔炼和快速凝固工艺具体为：首先将原材料置于真空感应炉坩埚内然后对炉膛进行抽真空，待炉膛真空度降低到4Pa以下时关闭真空泵，同时充入高纯Ar气待炉膛真空度达到0.02MPa以上时停止充气，继续抽真空到4Pa以下时开始逐级升温，首先升温到400～500℃时保温10min以上，然后继续升温到1500℃以上保温，待Fe-C中间合金和高纯Cu等原材料彻底熔化后静置2～8min，然后将熔体温度降低到1220～1380℃并放置2～5min，随后将合金熔体再次升温到1500℃以上静置2～5min，然后降低电流再次降低熔体温度到1150～1280℃，并将其浇铸在通循环水的水冷铜模内，冷却速度控制在1.1×10²℃/s～8.8×10⁴℃/s范围内；

优选地，所述步骤三新型铜基复合材料反复超低温形变诱导马氏体相变工艺处理具体为：首先将样品在液氮罐放置30min以上，然后进行超低温变形，变形温度：-100～-190℃，变形量：20％～29％，变形方式：同步轧制，道次变形量为10～20％；然后再将超低温轧制板材放入液氮罐内冷却2～9min，变形温度：-100～-190℃，变形量：20％～29％，变形方式：同步轧制，道次变形量：10～20％；然后再将超低温轧制板材放入液氮罐内冷却2～5min，变形温度：-100～-190℃，变形量：20％～29％，变形方式：同步轧制，道次变形量：10～20％；最后再将超低温轧制板材放入液氮罐内冷却1～3min，变形温度：-100～-190℃，变形量：15％～25％，变形方式：同步轧制，道次变形量：5～15％。

优选地，所述步骤三新型铜基复合材料反复超低温形变诱导马氏体相变工艺处理如果采用先进行一定的高温短时热处理，然后再进行反复超低温变形处理，其高温短时热处理工艺具体为：带有惰性气体保护的热处理炉中进行，热处理温度800～920℃，时间2min～20min，然后采用水淬方式进行冷却。

优选地，所述步骤四新型铜基复合材料纳米晶组织的热处理调控具体工艺为：带有惰性气体保护的热处理炉中进行，热处理温度100～400℃，时间5min～120min，然后采用水淬方式进行冷却。

通过采用上述的技术方案，本发明具有如下优越性：本发明的新型铜基复合材料充分利用基体内的Fe-C相可以通过深冷变形可以诱发fcc结构的奥氏体向马氏体相转变；而另一方面又可以在深冷轧变形过程中使铜基体晶粒细化，经后续热处理工艺调控可获得纳米晶组织，从而更进一步提高复合材料的强度和塑性，最终使得开发材料兼具有高强度以及优异的加工性能。本发明材料及其制备方法非常适合应用于对材料强度、导电率、加工性能以及生产成本均有一定要求的众多民用行业相关产品的加工和生产，当然也适合应用于对高强度复合材料加工性能有较高要求的其它高新技术领域。

附图说明

图1对比例1制备的新型铜基复合材料金相显微组织；

图2实施例1制备的新型铜基复合材料金相显微组织；

图3对比例2制备的新型铜基复合材料金相显微组织；

图4实施例2制备的新型铜基复合材料金相显微组织；

图5实施例3制备的新型铜基复合材料金相显微组织。

具体实施方式

下面结合具体实施方案对本发明做进一步的补充和说明。

原材料分别采用99.9wt％的电解高纯Cu、高纯Fe以及高纯C等。在真空中频感应炉中熔炼Fe-C中间合金，其中元素C的烧损按2～6wt％进行，真空度小于10Pa，熔炼温度在1560～1610℃，在浇铸前静置1～3min，浇铸温度在1500～1540℃，然后直接浇铸在普通钢模中。根据新型铜基复合材料成分设计，切取一定量普通钢模浇铸的Fe-C中间合金以及高纯Cu等原材料置于刚玉坩埚内并采用真空中频感应炉进行熔炼。具体的熔炼工艺为，首先抽真空，待炉体内真空度小于5Pa时关闭真空泵，同时充入Ar气待炉膛真空度达到0.015MPa以上时停止充气，继续抽真空到5Pa以下开始逐级升温，首先升温到300～600℃时保温8min以上，然后继续升温到1500℃以上，待Fe-C中间合金和高纯Cu等原材料彻底熔化后静置1～10min，然后将熔体温度降低到1200～1400℃并放置1～5min，随后将合金熔体再次升温到1500℃以上静置1～5min，然后降低电流再次降低熔体温度到1100～1300℃，并将其浇铸在通循环水的水冷铜模内，冷却速度控制在1×10²℃/s～9×10⁴℃/s范围内。实施发明复合材料的具体化学成分见表1。

表1实施发明铜基复合材料化学成分(质量百分数，wt％)

元素

Fe

C

P

Si

Ni

Zn

Al

B

Cu

含量

10.0

0.06

≤0.02

≤0.01

余量

发明铜基复合材料铸锭通过超低温深冷轧变形可以诱导铜基体内Fe-C相发生马氏体相变，进而使得新型铜基复合材料强度显著提升，最后对其进行合适的热处理不仅可以使得铜基体内产生大量纳米晶组织，而且还可以析出大量纳米级Fe-C相，使得高成形性铜基复合材料强度获得更进一步提高。具体的处理工艺为：将快速凝固态铜基复合材料进行一定量多次超低温深冷轧变形处理使基体内Fe-C相发生应变诱导马氏体相变，应变温度为-100～-190℃，总应变量为60％～95％，道次应变量为2％～20％；或者首先进行一定的高温短时热处理使得基体内首先形成一定量的马氏体，然后再进行深冷轧变形，具体的高温短时热处理工艺为：带有惰性气体保护的热处理炉中进行，热处理温度800～950℃，时间2min～30min，然后采用水淬方式进行冷却。最后对深冷轧材料进行一定的低温热处理，热处理工艺具体为：带有惰性气体保护的热处理炉中进行，热处理温度50～450℃，时间2min～150min，然后采用水淬方式进行冷却。具体实施方式如下：

对比例1

根据发明铜基复合材料成分设计值，首先切取高纯Cu以及Fe-C中间合金等原材料置于真空中频感应炉内，对其进行熔炼铸造，具体的熔炼铸造工艺为：首先对炉膛进行抽真空，待炉膛真空度降低到4Pa以下时关闭真空泵，同时充入高纯Ar气待炉膛真空度达到0.02MPa以上时停止充气，继续抽真空到4Pa以下时开始逐级升温，首先升温到400～500℃时保温10min以上，然后继续升温到1500℃以上保温，待Fe-C中间合金和高纯Cu等原材料彻底熔化后静置2～8min，然后将熔体温度降低到1220～1380℃并放置2～5min；随后将合金熔体再次升温到1500℃以上静置2～5min，然后降低电流再次降低熔体温度到1150～1280℃，并将其浇铸在普通钢模内进行冷却。然后对相应的复合材料进行显微组织观察(如图1所示)。

实施例1

根据发明铜基复合材料成分设计值，首先切取高纯Cu以及Fe-C中间合金等原材料置于真空中频感应炉内，对其进行熔炼铸造，具体的熔炼铸造工艺为：首先对炉膛进行抽真空，待炉膛真空度降低到4Pa以下时关闭真空泵，同时充入高纯Ar气待炉膛真空度达到0.02MPa以上时停止充气，继续抽真空到4Pa以下时开始逐级升温，首先升温到400～500℃时保温10min以上，然后继续升温到1500℃以上保温，待Fe-C中间合金和高纯Cu等原材料彻底熔化后静置2～8min，然后将熔体温度降低到1220～1380℃并放置2～5min；随后将合金熔体再次升温到1500℃以上静置2～5min，然后降低电流再次降低熔体温度到1150～1280℃，并将其浇铸在通循环水的水冷铜模内，冷却速度控制在1.1×10²℃/s～8.8×10⁴℃/s范围内。然后对相应的复合材料进行显微组织观察(如图2所示)和性能测量(如表2所示)。

对比例2

对实施例1制备的新型复合材料进行普通冷轧变形诱发Fe-C相马氏体处理工艺为，变形方式：同步轧制，变形温度：10-35℃，变形量70～90％，道次应变量为5％～20％。最后对发生Fe-C马氏体相变的铜基复合材料进行组织观察(如图3所示)和性能测量(如表2所示)。

实施例2

对实施例1制备新型复合材料进行多次深冷轧循环诱发Fe-C马氏体相变处理工艺为：首先将样品在液氮罐放置30min以上，然后进行超低温变形，变形温度：-100～-190℃，变形量：20％～29％，变形方式：同步轧制，道次变形量为10～20％；然后再将超低温轧制板材放入液氮罐内冷却2～9min，变形温度：-100～-190℃，变形量：20％～29％，变形方式：同步轧制，道次变形量：10～20％；然后再将超低温轧制板材放入液氮罐内冷却2～5min，变形温度：-100～-190℃，变形量：20％～29％，变形方式：同步轧制，道次变形量：10～20％；最后再将超低温轧制板材放入液氮罐内冷却1～3min，变形温度：-100～-190℃，变形量：15％～25％，变形方式：同步轧制，道次变形量：5～15％。最后对发生Fe-C马氏体相变的铜基复合材料进行组织观察(如图4所示)和性能测量(如表2所示)。

实施例3

对实施例1制备的新型复合材料也可首先进行一定的高温短时热处理，然后再进行多次深冷轧循环诱发Fe-C马氏体相变的处理工艺。高温短时热处理工艺为：带有惰性气体保护的热处理炉中进行，热处理温度800～920℃，时间2min～20min，然后采用水淬方式进行冷却。然后再进行深冷轧循环诱发Fe-C马氏体相变处理工艺(如实施例2所述)。最后对发生Fe-C马氏体相变的铜基复合材料进行组织观察(如图5所示)和性能测量(如表2所示)。

对比例3

对对比例2普通冷轧诱发Fe-C转变的复合材料进一步进行不同温度热处理工艺为：带有惰性气体保护的热处理炉中进行，热处理温度100～400℃，时间5min～120min，然后采用水淬方式进行冷却。最后对热处理进一步调控的复合材料进行显微硬度测量(如表3所示)

实施例4

对实施例2深冷轧诱发Fe-C转变的复合材料进一步进行不同温度热处理工艺为：带有惰性气体保护的热处理炉中进行，热处理温度100～400℃，时间5min～120min，然后采用水淬方式进行冷却。最后对热处理进一步调控的复合材料进行显微硬度测量(如表3所示)

实施例5

对实施例3深冷轧诱发Fe-C转变的复合材料进一步进行不同温度热处理工艺为：带有惰性气体保护的热处理炉中进行，热处理温度100～400℃，时间5min～120min，然后采用水淬方式进行冷却。最后对热处理进一步调控的复合材料进行显微硬度测量(如表3所示)。

表2新型铜基复合材料不同状态的力学性能

表3冷变形诱发Fe-C马氏体相变后的热处理对硬度的影响

由于金属基复合材料内强化相的均匀分布程度直接决定材料的综合性能，要想保证所开发材料具有优异的综合性能，必须首先对熔铸态材料的显微组织进行很好的控制。由图1可以看出，对比例1采用普通熔铸方法制备的复合材料所含Fe-C相粒子均匀分布性很差，大部分粒子均发生一定程度的偏聚。但是如果改为快速凝固铸造方法(采用实施例1的制备方法)，均能够保证所制备的新型铜基复合材料基体内Fe-C相粒子呈均匀弥散分布状态(如图2所示)。同时由于基体内所含Fe-C相粒子大部分均处于面心立方结构的奥氏体，其与铜基体具有很好的协调变形能力，因此，所开发的复合材料具有非常好的加工性能(如表2所示)，屈服强度仅为171.5MPa，而延伸率可达35％，这一延伸率远高于传统由陶瓷粒子强化的铜基复合材料。为了使得这一高塑性复合材料的强度获得大幅度提升，有必要对其进行后续的应变诱导马氏体相变。对比例2仅采用普通的冷轧变形，虽然同样可以诱发基体内Fe-C相发生马氏体转变，但是一方面可能转化程度有限，另一方面铜基体晶粒细化有限，最终导致采用对比例2所制备的复合材料组织均匀性不高(如图3所示)，而且复合材料强度提高幅度也并不大(如表2所示)，抗拉强度仅为480.6MPa，延伸率也仅为2.0％。相比而言，如果采用深冷轧变形诱发基体内Fe-C相转变(实施例2)，所开发复合材料的组织均匀性明显提高(如图4所示)，而且其强度和延伸率均可以获得更进一步提高(如表2所示)，抗拉强度可达568.1MPa，延伸率也可达5.0％。此外，如果首先对快速凝固态复合材料进行一定的高温短时热处理，然后再进行超低温深冷轧变形(如实施例3所示)，同样可以保证所开发复合材料显微组织(如图5所示)和综合性能较好(如表2所示)，抗拉强度可达538.6MPa，延伸率也可达4.0％。

此外，为了使得所开发铜基复合材料综合性能获得更进一步提高，有必要对冷变形诱发Fe-C相转变的复合材料作进一步的热处理，原因在于通过合适的热处理一方面可以使得铜基体内大量的位错胞组织转变为细晶或纳米晶组织，从而提高复合材料的塑性；另一方面也可以使得铜基体内更进一步析出大量纳米尺度的Fe-C相粒子，从而提高复合材料的强度。同样如果对普通冷轧处理的复合材料进行不同温度热处理(如对比例3所示)，由表3可以看出，与冷轧态复合材料的硬度相比，经过100～400℃一定时间的热处理后其硬度均发生一定程度变化，相比而言，只有经过250℃及以下温度处理后的复合材料硬度略有升高，其中200℃/60min的处理后的硬度升高最大(可达7HV)，其它工艺处理后的复合材料硬度均发生不同程度下降。而对于经过深冷轧变形后的复合材料，虽然经过后续热处理(如实施4和实施5)，其硬度也出现升高和降低，但是整体而言，热处理后最高硬度均高于普通冷轧复合材料经过热处理调控的硬度值，而且出现峰值硬度的时间明显短于普通冷轧复合材料的(如表3所示)。由此可见，所开发的新型复合材料采用深冷轧变形(或先进行一定的高温短时热处理)并辅以后续的热处理调控可以使得复合材料能够表现出优异的综合性能，这一性能远高于陶瓷粒子强化铜基复合材料的。

综上所述，本发明通过成分设计、加工和热处理工艺优化，对新型铜基复合材料内Fe-C相的尺寸、结构、形态以及分布状态等进行合理调控后，可以使得复合材料同时兼具有高强度和优异的加工性能，从而为更好满足众多高新技术领域对此类材料的迫切需求提供可能。这一发明材料及其制备方法由于工艺简单，生产成本较低，除了众多高新技术领域之外，还可以很好满足其它民用产品领域对高强度易加工低成本铜基复合材料的需求，值得相关铜加工企业对此发明材料及其制备方法加以重视，使其能够尽早获得规模化生产和推广应用等。

尽管已经示出和描述了本发明的实施例，对于本领域的普通技术人员而言，可以理解在不脱离本发明的原理和精神的情况下可以对这些实施例进行多种变化、修改、替换和变型，本发明的范围由所附权利要求及其等同限定。

Claims

1.一种高强度易加工铜基复合材料，其特征在于该复合材料的化学成分及其质量百分比含量为：Fe:9.0～12.0wt％，C：0.05～0.5wt％，P≤0.02wt％，Si≤0.01wt％，Ni≤0.01wt％，Zn≤0.01wt％，Al≤0.01wt％，B≤0.01wt％，余量为Cu，其中化学成分Fe、C的C/Fe质量比范围为0.01～0.8wt％。

2.根据权利要求1所述的一种高强度易加工铜基复合材料，其特征是：其化学成分的Fe和C含量范围分别为Fe9.5～11.5wt％，C0.054～0.2wt％，其中化学成分Fe、C的C/Fe质量比范围为0.04～0.7wt％。

3.根据权利要求1～2任一项所述的一种高强度易加工铜基复合材料的制备方法，其特征在于包括以下步骤：

步骤一、铜基复合材料真空熔炼；

步骤二、铜基复合材料快速凝固；

步骤三、铜基复合材料反复超低温形变诱导马氏体相变工艺处理，或在深冷变形之前首先进行一定的高温短时热处理，然后再进行反复超低温形变诱导马氏体相变工艺处理；

步骤四、铜基复合材料纳米晶组织的热处理调控。

4.如权利要求3所述的一种高强度易加工铜基复合材料的制备方法，其特征在于，步骤一和步骤二所述的铜基复合材料真空熔炼和快速凝固工艺具体为：首先将原材料置于真空感应炉坩埚内然后对炉膛进行抽真空，待炉膛真空度降低到4Pa以下时关闭真空泵，同时充入高纯Ar气待炉膛真空度达到0.02MPa以上时停止充气，继续抽真空到4Pa以下时开始逐级升温，首先升温到400～500℃时保温10min以上，然后继续升温到1500℃以上保温，待Fe-C中间合金和高纯Cu原材料彻底熔化后静置2～8min，然后将熔体温度降低到1220～1380℃并放置2～5min，随后将合金熔体再次升温到1500℃以上静置2～5min，然后降低电流再次降低熔体温度到1150～1280℃，并将其浇铸在通循环水的水冷铜模内，冷却速度控制在1.1×10²℃/s～8.8×10⁴℃/s范围内。

5.如权利要求3所述的一种高强度易加工铜基复合材料的制备方法，其特征在于，步骤三所述铜基复合材料反复超低温形变诱导马氏体相变工艺处理具体为：首先将样品在液氮罐放置30min以上，然后进行超低温变形，变形温度：-100～-190℃，变形量：20％～29％，变形方式：同步轧制，道次变形量为10～20％；然后再将超低温轧制板材放入液氮罐内冷却2～9min，变形温度：-100～-190℃，变形量：20％～29％，变形方式：同步轧制，道次变形量：10～20％；然后再将超低温轧制板材放入液氮罐内冷却2～5min，变形温度：-100～-190℃，变形量：20％～29％，变形方式：同步轧制，道次变形量：10～20％；最后再将超低温轧制板材放入液氮罐内冷却1～3min，变形温度：-100～-190℃，变形量：15％～25％，变形方式：同步轧制，道次变形量：5～15％。

6.如权利要求3所述的一种高强度易加工铜基复合材料的制备方法，其特征在于，步骤三所述铜基复合材料反复超低温形变诱导马氏体相变工艺处理如果采用先进行一定的高温短时热处理，然后再进行反复超低温变形处理，其高温短时热处理工艺具体为：带有惰性气体保护的热处理炉中进行，热处理温度800～920℃，时间2min～20min，然后采用水淬方式进行冷却。

7.如权利要求3所述的一种高强度易加工铜基复合材料的制备方法，其特征在于，步骤四所述铜基复合材料纳米晶组织的热处理调控具体工艺为：带有惰性气体保护的热处理炉中进行，热处理温度100～400℃，时间5min～120min，然后采用水淬方式进行冷却。