CN107201461B - 一种高强高塑双相协同析出型铜合金材料及其制备方法 - Google Patents

Abstract

本发明提出一种高强高塑双相协同析出型Cu‑Fe‑C‑P系合金材料及其制备方法。通过成分优化、加工和热处理工艺调控，该系合金不仅可以充分利用超低温冷轧变形诱发Fe‑C相发生马氏体相变以及超细亚晶组织的出现，而使得所开发铜合金强度获得大幅提高，抗拉强度将近650MPa，而延伸率仍可达4.0%以上，明显优于传统的Cu‑Fe‑P系合金或可发生应变诱发马氏体相变的Cu‑Fe‑C系合金的性能。此外，超低温深冷轧态合金进一步经低温时效热处理还可诱发Fe‑C和Fe‑P双相协同析出，以及大量纳米晶的形成，进而可使合金具有更加优异的综合性能。本发明铜合金材料及其制备方法非常适合应用于电子信息等众多高新技术领域典型部件用高强高导铜合金材料的制造，特别是对强度、加工性能和塑性均有较好要求的复杂形状零部件的制造。

Description

一种高强高塑双相协同析出型铜合金材料及其制备方法

技术领域

本发明属于铜合金技术领域，涉及一种可工业化应用的高强高塑双相协同析出型铜合金材料及其制备方法，特别针对大功率微波管、汽车焊接电极、集成电路引线框架、核技术、航空航天等众多高新技术领域对新型铜合金力学性能和加工性能要求越来越苛刻的现状而开发。

背景技术

先进高强导电铜合金已被广泛应用于机械制造、交通运输、电气和电子等工业领域中，随着电子信息产业的快速发展，先进铜合金的应用领域在不断扩大，但是对其的性能要求也越来越苛刻。以结构功能铜合金为例，除了对铜合金的强度和导电性的要求不断提高之外，近年来对其加工性能以及生产成本等也提出了新的更高要求。因此，研究人员除了继续优化原有合金体系以及加工工艺等从而实现提高合金综合性能的目的之外，还不断开展新合金体系的开发、加工和应用研究。以往以陶瓷粒子弥散强化铜合金由于强度和导电性较好，该合金备受关注和应用，但是由于该合金基体内的弥散粒子与铜基体协调变形能力相对较差，加工难度较大，再加上该类材料的制备工艺普遍较长(如内氧化法、粉末冶金方法等)，使得合金生产成本一直居高不下，这严重限制了其广泛应用。而沉淀强化型铜合金(如Cu-Fe-P，Cu-Ni-Si，Cu-Cr-Zr等)由于生产成本较低，目前仍然是众多高新技术领域，如集成电路引线框架材料领域等，使用量最大的材料之一。

Cu-Fe-X系合金作为沉淀强化型铜合金中研究最早的引线框架铜合金(尤其以Cu-Fe-P系合金为代表)，虽然其抗拉强度普遍偏低，但是其具有其它合金无法比拟的优点，如耐蚀性、钎焊性、耐疲劳性以及成本低廉等。近些年，为了更好调控Cu-Fe-X系合金强度和导电率间的相互匹配，研究人员已经针对合金体系的成分优化以及后续加工和热处理工艺优化等进行了大量相关研究，如利用形变原位复合工艺制备了不同浓度的Cu-Fe系合金，而且研究表明采用形变原位复合工艺制备的Cu-Fe系合金强度可以达到Cu-Nb系合金的相当数值，但是该系合金的导电率要比Cu-Nb系合金的大概低25-30％IACS。为此，多元合金化的研究思路不断为人们所接受，因为多元合金化一方面可以降低生产成本，另一方面还可进一步提高合金的强度和导电率，迄今为止，Cr、Co、Zr、Ni、Mg和Ag等元素已经被报道应用于Cu-Fe系合金内，尤其添加一定量的Ag可以有效提高合金的强度和导电率。此外，在时效强化型Cu-Fe-P体系的基础上也有大量研究，如通过添加少量的Ag，最终使得合金强度增加近100MPa，而导电率也可提高5％IACS。虽然添加元素Ag无论对于形变原位复合法制备的Cu-Fe系合金，还是传统时效强化型的Cu-Fe-P系合金，均可使合金综合性能获得一定提高，但是其生产成本却获得大幅提高，这同样不利用该系合金的广泛应用。

因此，非常有必要开发一种既不会增加合金的生产成本，又能兼具有优异综合性能的新型铜合金材料及其制备技术，从而更好满足高新技术领域对该类材料的迫切需求。此外，该新型铜合金材料的开发对于其它新型金属材料的开发也会产生重要启发和推动作用。

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Cu-Fe系合金强度不高以及加工性能不够优异等问题，提出一种高强高塑双相协同析出型铜合金材料及其制备方法，既不会增加合金的生产成本，又能兼具有优异综合性能，适合应用于众多技术领域，特别是对于高强、高导、高塑性、加工性能以及生产成本等均有一定要求的众多新技术领域和民用产品的生产和制造等行业，以及已经或者准备生产类似铜合金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Cu-Fe-C-P系合金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合金并对其力学性能和加工性能进行研究，最终确定兼具有高强度、高塑性和双相协同析出型铜合金成分范围以及合金板材的相应制备方法。

本发明的第一目的在于提出一种兼具有高强度、高塑性和双相协同析出型铜合金材料，其特征在于该合金的化学成分按质量百分比计：Fe:2.0～5.0wt％，C：0.01～0.6wt％，P:0.03～0.9wt％，Al≤0.1wt％，Si≤0.02wt％，Ni≤0.03wt％，Zn≤0.03wt％，B≤0.01wt％，Ti≤0.01wt％，其中C/Fe比在0.1～2.0％，P/Fe比在7～30％，余量为Cu。

优选地，其化学成分的Fe、C和P含量范围分别为Fe：2.0～4.9wt％，C：0.01～0.5wt％，P：0.03～0.85wt％，其中化学成分Fe、C的C/Fe质量比范围为0.1～1.5％，Fe、P的P/Fe质量比范围为8～29％。

本发明的第二目的在于提出一种上述兼具有高强度、高塑性和双相协同析出型铜合金材料的制备方法，包括以下步骤：首先进行Cu-Fe-C-P合金成分选择和优化，将Fe-C和Cu-P中间合金熔炼与铸造；配制Cu-Fe-C-P合金并在真空中频感应炉内进行熔炼，将熔炼好的Cu-Fe-C-P合金以一定的冷却速度快速凝固浇铸到水冷铜模内，所用冷却速率要保证其所含Fe和P溶质元素尽可能少的偏聚析出；然后采用超低温冷轧形变诱发合金内Fe-C相发生马氏体相变以及超细亚晶的形成；最后采用低温热处理调控合金纳米晶组织以及纳米Fe-C和Fe-P双相协同析出，即可获得高强高塑Cu-Fe-C-P合金板材。

进一步地，所述铜合金真空熔炼和快速凝固工艺具体为：首先对炉膛进行抽真空，待炉膛真空度降低到2Pa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2Pa以下时开始逐级升温，首先升温到400～500℃时保温15min以上，然后继续升温到1500℃以上保温，待Fe-C和Cu-P中间合金、高纯Cu、高纯Fe以及其他纯金属彻底熔化后静置2～8min，然后将熔体温度降低到1200～1350℃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1120～1280℃，并将其浇铸在通循环水的水冷铜模内，熔体凝固冷却速度控制在3×10³℃/s以上，保证合金基体内溶质元素Fe和P等尽可能少的发生偏聚析出。

进一步地，所述超低温冷轧形变诱发Fe-C相发生马氏体相变以及超细亚晶的形成具体工艺为：首先将快凝态铜合金材料置于液氮罐内，放置1.5h以上，然后取出后在5s内对其进行深冷轧变形，冷轧变形温度为-50～-150℃，变形量为60％～95％，道次应变量为6％～15％，变形方式采用同步轧制。

进一步地，所述低温热处理调控合金纳米晶组织以及纳米Fe-C和Fe-P双相协同析出具体工艺为：热处理温度在100～500℃之间，时间2min～5h之间，氢气保护，采用水淬方式进行冷却，冷却速率大于100℃/s。

本发明的特点在于，该铜合金材料充分利用溶质元素Fe与C和P元素之间均存在强烈的相互作用，并形成Fe-C和Fe-P相，其中Fe-P相通过控制尺寸、形态以及分布状态等对合金强度提高发挥显著贡献，而Fe-C相则通过成分、加工以及热处理工艺调控又发生奥氏体和马氏体间的相变。由于Fe-C相处于奥氏体状态时强度较低，其分布于Cu合金基体内时新型铜合金表现出较好的加工性能；而当Fe-C相处于马氏体状态时由于强度较高，相应的新型铜合金强度得到大幅度提高。此外，考虑到Fe与C和P之间均存在强烈的相互作用，其同时存在一定可以相互促进含Fe沉淀相的快速析出，不仅大幅缩短该新型Cu-Fe-C-P系合金的时效时间，降低生产成本，而且还大幅降低Cu基体内溶质元素Fe的残存量，从而促进该新型铜合金材料导电率的提高。因此，如果Cu基体内分布有Fe-C相，通过应变诱发马氏体相变处理等，使得合金内处于奥氏体态的Fe-C相发生马氏体相变，进而使得合金兼具有优异的强度和加工性能；再加上合金由于含有溶质元素Fe，对其作进一步的时效处理，在原有基础上进一步析出大量纳米尺度的Fe-P相，最终由于Fe-C和Fe-P双相协同强化，那么合金的强度也获得大幅度的提高。此外，如果在应变诱发马氏体相变过程中能够引入超低温变形，那么不仅更大程度提高Fe-C的马氏体相转变率，而且还使得合金基体内诱发大量超细亚晶组织，进一步在后续低温时效过程中转化为大量纳米晶组织，从而又进一步提高合金的强度和塑性。

总之，通过采用上述的技术方案，本发明开发的兼具有高强度、高塑性和双相协同析出特性的铜合金材料充分利用快速凝固态铜合金内形成的Fe-C奥氏体相在超低温冷轧过程中可以发生应变诱发马氏体相变，以及形成大量超细亚晶组织，从而使得合金强度获得大幅度提高，并具有优异的塑性。此外，还利用超低温冷轧态合金内Fe、C、P和Cu元素间复杂的交互作用以及扩散速率明显加快的特性，直接对其做进一步的低温热处理即可诱发纳米Fe-C和Fe-P双相协同析出，并使得超低温冷轧过程中形成的超细亚晶组织转化为纳米晶组织，多方面因素共同作用最终使得合金强度和塑性获得更进一步提高。本发明合金及其制备方法非常适合对铜合金强度、导电率、加工性能以及生产成本均有一定要求的高新技术领域应用，也适合国内众多铜加工企业的生产应用推广。

附图说明

图1发明合金制备工艺流程图；

图2典型1#、2#和3#合金快速凝固态TEM显微组织；

图3典型1#、#2和#3合金低温热处理工艺对深冷轧态合金显微硬度的影响规律。

具体实施方式

下面结合具体实施方案和附图对本发明做进一步的补充和说明。

本发明的制备方法包括以下步骤：Cu-Fe-C-P合金成分选择和优化→Fe-C和Cu-P中间合金熔炼与铸造→Cu-Fe-C-P合金配制和熔炼→Cu-Fe-C-P合金快速凝固保证其所含Fe和P溶质元素尽可能少的偏聚析出→超低温冷轧形变诱发Fe-C相发生马氏体相变以及超细亚晶的形成→低温热处理调控合金纳米晶组织以及纳米Fe-C和Fe-P双相协同析出→高强高塑Cu-Fe-C-P合金板材，如图1所示。

原材料分别采用99.9wt％的电解高纯Cu、高纯Fe、高纯C以及其他中间合金和纯金属等。首先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Cu-Fe-C-P合金成分设计，切取一定量普通钢模浇铸的Fe-C中间合金、Cu-P中间合金、高纯Cu、高纯Fe以及其他纯金属等置于刚玉坩埚内并采用真空中频感应炉进行熔炼。具体的熔炼工艺详见后面实施例1-3。实施发明合金的具体化学成分见表1。

表1实施发明合金化学成分

发明合金铸锭通过超低温冷轧应变诱发Fe-C相发生马氏体相变，同时合金基体内形成超细亚晶组织，进而可以使得合金强度获得显著提升，具体处理工艺为：首先将快凝态铜合金材料置于液氮罐内，放置1.5h以上，然后取出后在5s内对其进行深冷轧变形，冷轧变形温度为-50～-150℃，变形量为50％～95％，道次应变量为3％～15％，变形方式采用同步轧制。合金基体内Fe-C发生应变诱发马氏体相变，而且合金基体内形成了大量超细亚晶组织，两方面因素使得合金强度获得大幅度提高。同时由于合金基体内还固溶有大量的溶质元素Fe、C和P等，因此，可以进一步对合金进行合适的低温热处理工艺调控进而使得超细亚晶组织进一步转化为大量纳米晶组织而提高合金的塑性，同时在低温热处理过程中还可以进一步析出大量纳米弥散的Fe-C和Fe-P相，其可以更进一步提高合金的强度，具体的处理工艺为：热处理温度在100～500℃之间，时间2min～5h之间，氢气保护，采用水淬方式进行冷却，冷却速率大于100℃/s。最后对不同状态合金进行显微硬度和拉伸性能测量，以及典型状态合金的组织表征。具体实施方式如下：

实施例1

根据发明合金1#的成分设计值，首先切取高纯Cu、Fe-C和Cu-P中间合金、高纯Fe以及其他纯金属块配制相应的合金并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1.9Pa时关闭真空泵，同时充入高纯Ar气待炉膛真空度达到0.021MPa时停止充气，继续抽真空到1.9Pa时开始逐级升温，首先升温到450℃时保温17min，然后继续升温到1510℃保温，待Fe-C和Cu-P中间合金、高纯Cu、高纯Fe以及其他纯金属彻底熔化后静置3min，然后将熔体温度降低到1250℃并放置4min，随后将合金熔体再次升温到1520℃静置3min，然后降低电流再次降低熔体温度到1180℃，并将其浇铸在通循环水的水冷铜模内，熔体凝固冷却速度控制在3×10³℃/s以上，保证合金基体内溶质元素Fe和P等尽可能少的发生偏聚析出。然后对相应的快速凝固态合金进行超低温冷轧形变诱发Fe-C相发生马氏体相变以及超细亚晶的形成，具体处理工艺为：首先将快凝态铜合金材料置于液氮罐内，放置1.6h，然后取出后在5s内对其进行深冷轧变形，冷轧变形温度为-50～-150℃，变形量为60％～95％，道次应变量为6％～15％，变形方式采用同步轧制。最后对所制备的冷轧态合金板材进一步进行低温热处理，处理工艺为：热处理温度分别在100、200、250、300、350和400℃，时间1h，氢气保护，采用水淬方式进行冷却，冷却速率大于100℃/s。然后对深冷轧态和不同热处理态合金进行拉伸和显微硬度测量(详见表2和图3所示),同时对典型状态合金进行TEM显微组织观察(详见图2(a)所示)。

实施例2

根据发明合金2#的成分设计值，首先切取高纯Cu、Fe-C和Cu-P中间合金、高纯Fe以及其他纯金属块配制相应的合金并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1.9Pa时关闭真空泵，同时充入高纯Ar气待炉膛真空度达到0.021MPa时停止充气，继续抽真空到1.9Pa以下时开始逐级升温，首先升温到430℃时保温18min，然后继续升温到1510℃以上保温，待Fe-C和Cu-P中间合金、高纯Cu、高纯Fe以及其他纯金属彻底熔化后静置5min，然后将熔体温度降低到1330℃并放置3min，随后将合金熔体再次升温到1510℃静置4min，然后降低电流再次降低熔体温度到1250℃，并将其浇铸在通循环水的水冷铜模内，熔体凝固冷却速度控制在3×10³℃/s以上，保证合金基体内溶质元素Fe和P等尽可能少的发生偏聚析出。然后对相应的快速凝固态合金进行超低温冷轧形变诱发Fe-C相发生马氏体相变以及超细亚晶的形成，具体处理工艺为：首先将快凝态铜合金材料置于液氮罐内，放置1.6h，然后取出后在5s内对其进行深冷轧变形，冷轧变形温度为-50～-150℃，变形量为60％～95％，道次应变量为6％～15％，变形方式采用同步轧制。最后对所制备的冷轧态合金板材进一步进行低温热处理，处理工艺为：热处理温度分别在100、200、250、300、350和400℃，时间1h，氢气保护，采用水淬方式进行冷却，冷却速率大于100℃/s。然后对深冷轧态和不同热处理态合金进行拉伸和显微硬度测量(详见表2和图3所示),同时对典型状态合金进行TEM显微组织观察(详见图2(b)所示)。

实施例3

根据发明合金3#的成分设计值，首先切取高纯Cu、Fe-C和Cu-P中间合金、高纯Fe以及其他纯金属块配制相应的合金并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1.9Pa时关闭真空泵，同时充入高纯Ar气待炉膛真空度达到0.021MPa时停止充气，继续抽真空到1.9Pa以下时开始逐级升温，首先升温到480℃时保温16min，然后继续升温到1510℃保温，待Fe-C和Cu-P中间合金、高纯Cu、高纯Fe以及其他纯金属彻底熔化后静置6min，然后将熔体温度降低到1280℃并放置3min，随后将合金熔体再次升温到1510℃静置3min，然后降低电流再次降低熔体温度到1250℃，并将其浇铸在通循环水的水冷铜模内，熔体凝固冷却速度控制在3×10³℃/s以上，保证合金基体内溶质元素Fe和P等尽可能少的发生偏聚析出。然后对相应的快速凝固态合金进行超低温冷轧形变诱发Fe-C相发生马氏体相变以及超细亚晶的形成，具体处理工艺为：首先将快凝态铜合金材料置于液氮罐内，放置1.6h，然后取出后在5s内对其进行深冷轧变形，冷轧变形温度为-50～-150℃，变形量为60％～95％，道次应变量为6％～15％，变形方式采用同步轧制。最后对所制备的冷轧态合金板材进一步进行低温热处理，处理工艺为：热处理温度分别在100、200、250、300、350和400℃，时间1h，氢气保护，采用水淬方式进行冷却，冷却速率大于100℃/s。然后对深冷轧态和不同热处理态合金进行拉伸和显微硬度测量(详见表2和图3所示)，同时对典型状态合金进行TEM显微组织观察(详见图2(c)所示).

表2几种新型Cu-Fe-C-P合金不同状态的力学性能

由于室温变形即可诱发奥氏体态的Fe-C相发生马氏体相变，如果将应变温度降低至-50℃以下或者更低，那么应变诱发马氏体转化速率和转化量均会增加。与此同时，超低温冷轧变形还可诱发Cu基体内形成超细亚晶组织，一旦形成此种组织随后进一步对其进行低温时效热处理处理，不仅可以在Cu-Fe-C-P合金基体内继续析出Fe-C和Fe-P相，还可以使形成的超细亚晶组织进一步转化为纳米晶组织。几方面共同作用最终可以使得该新型铜合金强度获得大幅提高，同时可以使其兼具有优异的加工性能和塑性等特性。实施例1～3经成分设计和合金制备等，几种快速凝固态合金基体内含有大量处于奥氏体结构的Fe-C相(如图2(a)(b)(c)所示)，如果对其进一步进行超低温深冷轧变形，即可诱发合金基体内的Fe-C发生马氏体相变以及超细亚晶组织的形成，最终深冷轧态合金的强度均可获得显著提高，最高可达650MPa的抗拉强度，而且延伸率仍然可以维持在4.0％以上(如表2所示)。如果进一步对几种典型合金进行后续低温时效热处理，由图3可以看出，随着时效温度的升高，合金首先在100℃附近达到峰值硬度，说明此时合金基体内的组织处于最佳搭配状态，即析出大量纳米Fe-C和Fe-P沉淀相，同时超低温冷轧态形成的超细亚晶组织也可得到重组而转化为大量纳米晶组织，两方面因素共同作用使得该新型铜合金可以兼具有优异的综合性能。为了说明双相协同析出行为对于合金综合性能的影响，特选取实施例1～3中的400℃/1h热处理后双相协同析出更为显著的几种合金进行了拉伸性能表征，由表2可以看出，虽然由于回复再结晶而使得合金强度发生一定程度降低，但是降低幅度并不大，而且延伸率发生了快速升高。几种合金强度降低幅度并不大的原因主要是由于合金基体内的Fe-C马氏体相仍然起强化作用，同时最为关键的是在此低温热处理过程中能够进一步快速时效析出Fe-C和Fe-P相，双相协同强化最终使得该新型铜合金400℃热处理态强度较高，同时表现出优异的综合性能。

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Cu-Fe-C-P合金内Fe、C、P和Cu元素之间的相互作用，以及显微组织等进行了很好地调控，不仅可以使得该合金能兼具有高强度、高塑性和优异的加工性能(超低温深冷轧变形量可达95％)，而且还可以在后续低温热处理过程中能够快速时效析出Fe-C和Fe-P相，显著提高合金的时效析出速率和综合性能，从而可以很好满足众多高新技术领域对新型铜合金高强度、高加工性能和高塑性等的苛刻要求。因此，此发明合金和工艺不仅非常适合应用于众多高新技术领域，尤其对高强高导高塑性新型铜合金有特殊要求的领域，而且对于其他领域用高强高导高塑性铜合金以及其它类似金属材料的进一步开发、加工和应用也具有一定的指导意义，值得铜合金加工企业对此发明合金及其制备工艺加以重视，使其尽早能够得到推广和应用。

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 (4)

1.一种高强高塑双相协同析出型铜合金材料的制备方法，其特征在于，包括以下步骤，首先进行Cu-Fe-C-P合金成分选择和优化，将Fe-C和Cu-P中间合金熔炼与铸造；配制Cu-Fe-C-P合金并在真空中频感应炉内进行熔炼，即首先升温到400～500℃时保温15min以上，然后继续升温到1500℃以上保温，待Fe-C和Cu-P中间合金、高纯Cu、高纯Fe以及其他纯金属彻底熔化后静置2～8min，然后经降温、升温和再降温后将熔炼好的Cu-Fe-C-P合金以一定的冷却速度快速凝固浇铸到水冷铜模内，然后采用变形温度为-50～-150℃的超低温冷轧形变诱发合金内Fe-C相发生马氏体相变以及超细亚晶的形成；最后在100～200℃之间采用低温热处理调控合金纳米晶组织以及纳米Fe-C和Fe-P双相协同析出，即可获得高强高塑Cu-Fe-C-P合金板材；

所述合金成分按质量百分比计：Fe:3.0wt％，C：0.03wt％，P:0.83wt％，Al≤0.1wt％，Si≤0.02wt％，Ni≤0.03wt％，Zn≤0.03wt％，B≤0.01wt％，Ti≤0.01wt％，其中C/Fe比在1.0％，P/Fe比在27.7％，余量为Cu。

2.根据权利要求1所述的铜合金材料的制备方法，其特征在于，所述Cu-Fe-C-P合金真空熔炼是首先对炉膛进行抽真空，待炉膛真空度降低到2Pa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2Pa以下时开始逐级升温，得到合金熔体；所述快速凝固是将熔体温度降低到1200～1350℃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1120～1280℃，并将其浇铸在通循环水的水冷铜模内，熔体凝固冷却速度控制在3×10³℃/s以上。

3.根据权利要求1所述的铜合金材料的制备方法，其特征在于，所述超低温冷轧形变诱发Fe-C相发生马氏体相变以及超细亚晶的形成是首先将快凝态铜合金材料置于液氮罐内，放置1.5h以上，然后取出后在5s内对其进行深冷轧变形，变形量为60％～95％，道次应变量为6％～15％，变形方式采用同步轧制。

4.根据权利要求1所述的铜合金材料的制备方法，其特征在于，所述低温热处理调控合金纳米晶组织以及纳米Fe-C和Fe-P双相协同析出的时间为2min～5h之间，氢气保护，采用水淬方式进行冷却，冷却速率大于100℃/s。