CN111394609B - 一种高强高导铜合金的连续挤压工艺及其应用和模具材料 - Google Patents

一种高强高导铜合金的连续挤压工艺及其应用和模具材料 Download PDF

Info

Publication number
CN111394609B
CN111394609B CN202010334817.8A CN202010334817A CN111394609B CN 111394609 B CN111394609 B CN 111394609B CN 202010334817 A CN202010334817 A CN 202010334817A CN 111394609 B CN111394609 B CN 111394609B
Authority
CN
China
Prior art keywords
extrusion
alloy
blank
copper
cooling
Prior art date
Legal status (The legal status is an assumption and is not a legal conclusion. Google has not performed a legal analysis and makes no representation as to the accuracy of the status listed.)
Active
Application number
CN202010334817.8A
Other languages
English (en)
Other versions
CN111394609A (zh
Inventor
方攸同
王宏涛
方晓阳
刘嘉斌
张进东
王立天
孟亮
Current Assignee (The listed assignees may be inaccurate. Google has not performed a legal analysis and makes no representation or warranty as to the accuracy of the list.)
Zhejiang University ZJU
Original Assignee
Zhejiang University ZJU
Priority date (The priority date is an assumption and is not a legal conclusion. Google has not performed a legal analysis and makes no representation as to the accuracy of the date listed.)
Filing date
Publication date
Application filed by Zhejiang University ZJU filed Critical Zhejiang University ZJU
Priority to CN202010334817.8A priority Critical patent/CN111394609B/zh
Publication of CN111394609A publication Critical patent/CN111394609A/zh
Application granted granted Critical
Publication of CN111394609B publication Critical patent/CN111394609B/zh
Priority to JP2021072940A priority patent/JP7252655B2/ja
Active legal-status Critical Current
Anticipated expiration legal-status Critical

Links

Images

Classifications

    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C9/00—Alloys based on copper
    • B—PERFORMING OPERATIONS; TRANSPORTING
    • B21—MECHANICAL METAL-WORKING WITHOUT ESSENTIALLY REMOVING MATERIAL; PUNCHING METAL
    • B21C—MANUFACTURE OF METAL SHEETS, WIRE, RODS, TUBES OR PROFILES, OTHERWISE THAN BY ROLLING; AUXILIARY OPERATIONS USED IN CONNECTION WITH METAL-WORKING WITHOUT ESSENTIALLY REMOVING MATERIAL
    • B21C23/00—Extruding metal; Impact extrusion
    • B21C23/001—Extruding metal; Impact extrusion to improve the material properties, e.g. lateral extrusion
    • B—PERFORMING OPERATIONS; TRANSPORTING
    • B21—MECHANICAL METAL-WORKING WITHOUT ESSENTIALLY REMOVING MATERIAL; PUNCHING METAL
    • B21C—MANUFACTURE OF METAL SHEETS, WIRE, RODS, TUBES OR PROFILES, OTHERWISE THAN BY ROLLING; AUXILIARY OPERATIONS USED IN CONNECTION WITH METAL-WORKING WITHOUT ESSENTIALLY REMOVING MATERIAL
    • B21C25/00—Profiling tools for metal extruding
    • B21C25/02—Dies
    • B21C25/025—Selection of materials therefor
    • B—PERFORMING OPERATIONS; TRANSPORTING
    • B21—MECHANICAL METAL-WORKING WITHOUT ESSENTIALLY REMOVING MATERIAL; PUNCHING METAL
    • B21C—MANUFACTURE OF METAL SHEETS, WIRE, RODS, TUBES OR PROFILES, OTHERWISE THAN BY ROLLING; AUXILIARY OPERATIONS USED IN CONNECTION WITH METAL-WORKING WITHOUT ESSENTIALLY REMOVING MATERIAL
    • B21C25/00—Profiling tools for metal extruding
    • B21C25/10—Making tools by operations not covered by a single other subclass
    • B—PERFORMING OPERATIONS; TRANSPORTING
    • B21—MECHANICAL METAL-WORKING WITHOUT ESSENTIALLY REMOVING MATERIAL; PUNCHING METAL
    • B21C—MANUFACTURE OF METAL SHEETS, WIRE, RODS, TUBES OR PROFILES, OTHERWISE THAN BY ROLLING; AUXILIARY OPERATIONS USED IN CONNECTION WITH METAL-WORKING WITHOUT ESSENTIALLY REMOVING MATERIAL
    • B21C29/00—Cooling or heating work or parts of the extrusion press; Gas treatment of work
    • B21C29/003—Cooling or heating of work
    • B—PERFORMING OPERATIONS; TRANSPORTING
    • B21—MECHANICAL METAL-WORKING WITHOUT ESSENTIALLY REMOVING MATERIAL; PUNCHING METAL
    • B21C—MANUFACTURE OF METAL SHEETS, WIRE, RODS, TUBES OR PROFILES, OTHERWISE THAN BY ROLLING; AUXILIARY OPERATIONS USED IN CONNECTION WITH METAL-WORKING WITHOUT ESSENTIALLY REMOVING MATERIAL
    • B21C29/00—Cooling or heating work or parts of the extrusion press; Gas treatment of work
    • B21C29/04—Cooling or heating of press heads, dies or mandrels
    • B—PERFORMING OPERATIONS; TRANSPORTING
    • B22—CASTING; POWDER METALLURGY
    • B22D—CASTING OF METALS; CASTING OF OTHER SUBSTANCES BY THE SAME PROCESSES OR DEVICES
    • B22D11/00—Continuous casting of metals, i.e. casting in indefinite lengths
    • B22D11/001—Continuous casting of metals, i.e. casting in indefinite lengths of specific alloys
    • B22D11/004—Copper alloys
    • B—PERFORMING OPERATIONS; TRANSPORTING
    • B22—CASTING; POWDER METALLURGY
    • B22D—CASTING OF METALS; CASTING OF OTHER SUBSTANCES BY THE SAME PROCESSES OR DEVICES
    • B22D11/00—Continuous casting of metals, i.e. casting in indefinite lengths
    • B22D11/10—Supplying or treating molten metal
    • B22D11/11—Treating the molten metal
    • B22D11/114—Treating the molten metal by using agitating or vibrating means
    • B22D11/115—Treating the molten metal by using agitating or vibrating means by using magnetic fields
    • B—PERFORMING OPERATIONS; TRANSPORTING
    • B22—CASTING; POWDER METALLURGY
    • B22D—CASTING OF METALS; CASTING OF OTHER SUBSTANCES BY THE SAME PROCESSES OR DEVICES
    • B22D11/00—Continuous casting of metals, i.e. casting in indefinite lengths
    • B22D11/12—Accessories for subsequent treating or working cast stock in situ
    • B22D11/124—Accessories for subsequent treating or working cast stock in situ for cooling
    • B—PERFORMING OPERATIONS; TRANSPORTING
    • B22—CASTING; POWDER METALLURGY
    • B22D—CASTING OF METALS; CASTING OF OTHER SUBSTANCES BY THE SAME PROCESSES OR DEVICES
    • B22D11/00—Continuous casting of metals, i.e. casting in indefinite lengths
    • B22D11/12—Accessories for subsequent treating or working cast stock in situ
    • B22D11/124—Accessories for subsequent treating or working cast stock in situ for cooling
    • B22D11/1246—Nozzles; Spray heads
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C21—METALLURGY OF IRON
    • C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
    • C21D1/00—General methods or devices for heat treatment, e.g. annealing, hardening, quenching or tempering
    • C21D1/62—Quenching devices
    • C21D1/667—Quenching devices for spray quenching
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C1/00—Making non-ferrous alloys
    • C22C1/02—Making non-ferrous alloys by melting
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22F—CHANGING THE PHYSICAL STRUCTURE OF NON-FERROUS METALS AND NON-FERROUS ALLOYS
    • C22F1/00—Changing the physical structure of non-ferrous metals or alloys by heat treatment or by hot or cold working
    • C22F1/002—Changing the physical structure of non-ferrous metals or alloys by heat treatment or by hot or cold working by rapid cooling or quenching; cooling agents used therefor
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22F—CHANGING THE PHYSICAL STRUCTURE OF NON-FERROUS METALS AND NON-FERROUS ALLOYS
    • C22F1/00—Changing the physical structure of non-ferrous metals or alloys by heat treatment or by hot or cold working
    • C22F1/08—Changing the physical structure of non-ferrous metals or alloys by heat treatment or by hot or cold working of copper or alloys based thereon

Landscapes

  • Engineering & Computer Science (AREA)
  • Mechanical Engineering (AREA)
  • Chemical & Material Sciences (AREA)
  • Materials Engineering (AREA)
  • Metallurgy (AREA)
  • Organic Chemistry (AREA)
  • Physics & Mathematics (AREA)
  • Thermal Sciences (AREA)
  • Crystallography & Structural Chemistry (AREA)
  • Extrusion Of Metal (AREA)
  • Manufacture And Refinement Of Metals (AREA)
  • Conductive Materials (AREA)

Abstract

本发明公开了一种高强高导铜合金的连续挤压工艺及其应用和模具材料。所述模具材料为锻造高温镍基合金，该合金包含0.05%C、15%Cr、6%Mo、5%W、2%Ti、5.5%Al，其余为Ni。所述铜合金的连续挤压工艺为：(1.1)挤压模具采用锻造高温镍基合金；(1.2)在挤压开始前先将挤压模具预热到500~600℃，将铜合金铸坯预热到700~750℃再进入模腔挤压进行连续挤压得到坯料，控制挤压轮转速为3~8 rpm，挤压比为3~8，挤压间隙控制在0.6‑2mm；(1.3)步骤(1.2)得到的坯料在挤压模具出口进行高强度冷却水喷淋得到坯料。本发明提供了连续挤压工艺在制备铜合金中的应用。本发明的模具材料具有非常好的高温力学性能，所述连续挤压工艺解决了过饱和固溶体在连续挤压过程中脱溶分解的问题并保障了铜合金的高强度和高电导率。

Description

一种高强高导铜合金的连续挤压工艺及其应用和模具材料
技术领域：
本发明涉及有色金属加工技术领域，尤其涉及一种高强高导铜合金的连续挤压工艺及其应用和模具材料。
背景技术：
作为导体材料的典型代表，铜合金在电气工程领域有着广泛应用。随着5G信息时代的发展，对所用关键铜合金导体提出更高的性能要求。以大规模集成电路为例，由于电路集成度越来越高，功率密度持续提升，这要求作为集成电路引线框架铜合金不仅具有高强度还必须具有高的电导率和热导率，从而保证产生尽可能低的热效应并快速导出热量。同时为了满足半导体工艺要求，引线框架铜合金还必须具有优良的尺寸精度，也即需要具备高强、高导、高精度多种特性。以4G/5G手机的接插件为例，最为常见的就是手机充电接口所用的铜合金接插件。不仅需要具备高电导率以尽量降低接触电阻和大电流充电热效应，还必须具备高强度以满足尺寸持续小型化需求，同时还需要具备抗应力松弛性能以保持设定的接插力，也即需要具备高强、高导、抗应力松弛多种特性。
开发各种高强高导铜合金及其高效优质制备技术是铜合金领域共同关心的重要发展方向。目前围绕高强高导铜合金的材料成分设计主要集中在铜银、铜镁、铜锡、铜铬、铜锆、铜铁、铜铍、铜钛、铜镉等二元铜合金；和铜铁磷、铜镍硅、铜铬锆等三元合金；以及在上述合金基础上进一步微合金化的多元复杂合金。关于高强高导铜合金的制备方法也有多种。
中国专利(申请号201410530014.4)公开了一种铜银合金及其制备技术。将铜和铜银中间合金按铜(Cu)为80％-99％，银(Ag)为20％-1％的质量比例称量计算后，混合加入到真空冶炼炉坩埚中，抽真空至5×10-1Pa以上，开始升温，待温度升至600-800℃后，停止抽真空并向真空炉中充入N2或惰性气体至5×103Pa；然后继续升温至1150-1250℃，待铜和铜银中间合金完全溶解后，开始在铜银合金液中充入惰性气体并搅拌20-30分钟，将合金熔体冷却，得到铜银合金坯料。
中国专利(申请号201811196401.3)公开了一种铜镁合金及其制备技术。向工频感应炉中直接加入铜含量≥99.99％的阴极铜和金属镁，镁的质量百分含量为0.16％-0.19％。再向熔化后所得的铜液中加入精炼剂，然后在铜液表面覆盖鳞片石墨，最后采用上引连铸法铸造得到所述铜镁合金绞线用铸杆。
中国专利(申请号201710931646.5)公开了一种铜锡合金及其制备技术。铜锡合金包括金属锡，金属铜及其他杂质，各组分重量比为：金属锡0.195～0.435％、金属铜99.755～99.515％、其他杂质0.05％。首先将阴极铜作原料加入上引炉中熔化，再将按金属锡加入到铜液中，用石墨棒搅拌使合金成分均匀后开始上引坯杆；再将上引出的含锡的合金上引杆送入连续挤压机，制成20mm的挤压杆，而后将挤压杆端部与拉拔机放线架挤压杆尾部采用闪光对焊进行接续，对接续处进行标记，待由接续处挤压杆制成铜锡合金接触线成品裁剪，继续拉拔制成铜锡合金接触线成品。
中国专利(申请号201910720284.4)公开了一种铜铬合金及其制备技术。该合金铬重量含量为5wt％～50wt％，将铜金属和铬金属配样；在惰性气体保护下，将配制好的铜铬材料粉末或者块体通过真空非自耗电弧熔炼；将真空非自耗电弧熔炼的铜铬合金块体翻转，重复熔炼若干次，待合金样品完全熔化；将完全熔化的铜铬合金在惰性气氛保护下继续熔化，熔化后迅速熄弧，并打开真空阀门，利用负压的作用力，将熔化的铜铬合金液吸铸到铸模中实现快速冷却凝固得到铜铬合金锭。
中国专利(申请号201610325699.8)公开了一种铜锆合金及其制备技术。该合金锆占0.14～0.22％，锆+铜≥99.97％，杂质含量≤0.03％。通过如下步骤制备该合金：将重量百分比为0.1～0.25％的锆，99.7～99.9％的铜放在一起进行铸造，得到铜-锆合金铸锭；将铜-锆合金铸锭锯掉冒口并车净外层氧化皮，得到纯净的铸锭坯；对铸锭坯进行锻造，以形成铜-锆合金棒坯；进行固溶热处理，得到固溶后的棒坯；进行二次锻造，得到二次锻造棒坯；对二次锻造棒坯进行时效热处理，得到合金毛坯。
专利(申请号201810341974.4)公开了一种铜铁合金及其制备技术。该合金成分为Fe 4％～20％，RE 0.001～1.0％，余量为Cu，RE为稀土元素。RE为Ce和La，Ce的含量为0.008-0.012wt.％，La的含量为0.05-0.06wt.％。该铜铁合金材料通过电渣重熔方法制备，其中采用真空感应炉熔炼的铜铁合金铸锭作为自耗电极，采用CaF2-NaF渣系作为渣料。
专利(申请号201380056659.2)公开了一种铜铍合金及其制备技术。Cu-Be合金为含有Co的Cu-Be合金，其中，Co的含量为0.005％～0.12％，Be的含量为1.60％～1.95％。该Cu-Be合金的制造方法包含：(1)熔化铸造工序、(2)均质化处理工序、(3)预加工工序、(4)固溶处理工序、(5)冷加工工序、以及(6)时效硬化处理工序。
中国专利(申请号201811313033.6)公开了一种铜钛合金及其制备技术。所述合金成分的重量百分比组成为Ti：2～2.4％、Cr：0.1～0.3％、Ni：0.1～0.3％、Co：0.05～0.1％，其余为Cu。所述合金的组织调控方法包括以下步骤：(1)熔炼；(2)铣面；(3)热轧；(4)固溶时效处理。
中国专利(申请号2018111964013)公开了一种铜镉合金及其制备技术。该合金中镉含量为31％～70％，在还原气氛中熔炼，加入木炭或碎玻璃覆盖，将炉子预热后加入镉锭，并升温溶化，当温度达400～750℃时，添加经酸洗后的电解铜，搅拌后继续升温至400～750℃，再加入经酸洗后的电解铜，如此反复之后，静止5～10分钟进行浇铸。
中国专利(申请号201510733708.2)公开了一种铜铁磷合金及其制备技术。合金配方为Fe2.1％～2.6％；P 0.015％～0.15％；Zn 0.05％～0.20％；Pb≤0.03％；Ni0.01％～0.1％；Sn 0.01％～0.1％；Cu余量。其生产方法包括以下步骤：将原料按照配方比混合，加热、铸造，热轧、冷轧、热处理、清洗、拉弯矫、热处理。
中国专利(申请号201710531296.3)公开了一种铜镍硅合金及其制备技术。该合金中Ni和Si含量均为0～2％。其制备技术包括以下步骤：以铜源、镍源和硅源为原料，依次经熔化、连铸、冷却和拉坯得到铜镍硅合金板坯，铜镍硅合金板坯依次进行轧制、时效处理、冷却和冷精轧得到铜镍硅合金带材。
中国专利(申请号200710053838.7)公开了一种铜铍银合金及其制备技术。该铜合金材料由CU、BE、AG元素组成,具有连续的纤维组织结构；合金材料各成分重量百分含量是:BE 0.06～0.12WT％,AG 0.08～0.15WT％,CU余量。该合金材料的制备工艺如下:①合金在1180℃～1200℃温度下熔炼，②采用连续定向凝固制备工艺拉制，③将材料在700℃～750℃下热处理。
中国专利(申请号201910720284.4)公开了一种铜铬锆合金及其制备技术。该合金材质以重量为100％计包括15％～20％的铬、0.2％～0.35％的锆、0.02％～0.025％的镧、79.6％～84.5％的铜。具体制备步骤包括：称取原料铬、原料锆、原料镧和原料铜；于真空熔炼炉中先对铜进行熔炼；待铜熔清后，通过加料口添加铬覆盖于铜液表面进行熔炼；待铬熔清后，再次通过加料口添加锆和镧进行熔炼；待锆和镧熔清后得到混合溶液，对混合溶液进行熔炼，再次熔清后搅拌降温进行浇铸，冷却出炉获得铸锭；将铸锭进行固溶时效处理和两次变形时效处理得到铜铬锆合金导电杆。
中国专利(申请号201310633208.2)公开了一种铜铬多元复杂合金及其制备技术。该合金由以下成分按照重量比组成：Cr为7.5wt％～8.5wt％、Al为0.2wt％～0.4wt％、Sn为0.3wt％～0.5wt％、Co为0.04wt％～0.06wt％、Sr为0.05wt％～0.10wt％、余量为铜。制备方法为将各成分通过高温熔炼、降温、冷却等步骤制备得到。
中国专利(申请号201410474358.8)公开了一种铜钛复杂合金及其制备技术。铜钛合金材料由以下成分组成：Ti为3.9wt％～7.8wt％、Cr为1.2wt％～1.8wt％、Ca为0.4wt％～0.9wt％、Ni为0.3wt％～0.8wt％、V为0.2wt％～0.5wt％、Zn为0.7wt％～1.2wt％、余量为Cu。制备方法包括真空分步熔炼，冷却等步骤。
中国专利(申请号201510976079.6)公开了一种高强度高导电铜铬锆合金及其制备方法，该合金的化学组成包括：Cr：0.01～1.5wt％，Zr：0.01～0.5wt％，Ti：0.001～0.5wt％，Mn：0.01～0.5wt％，Ca：0.0001～0.07wt％，余量为铜和不可避免的杂质。其制备的工艺流程为：配料→熔铸→锯切→均匀化退火→热轧→一次固溶处理→铣面→一次冷轧→二次固溶处理→二次冷轧→一次时效处理→三次冷轧→二次时效处理→拉矫。
中国专利(申请号201711414445.4)公开了一种引线框架用铜铬锆合金带材的制备方法，铜铬锆合金带材按照重量百分比计，铬含量1.0％-1.5％，锆含量0.1-0.15％，银含量0.01-0.015％，钴含量0.01-0.015％，铍含量0.1-0.15％，钛0.1-0.15％，锡0.1-0.15％，镁0.1-0.15％，铌0.1-0.15％，铟0.1-0.15％，其余的余量为铜。该合金制备方法是：上引连铸—连续挤压—第一次轧制—第一次固溶—第二次轧制—第一次时效—第二次固溶—第三次轧制—第二次时效—第四次轧制—第三次时效—精整。
中国专利(申请号201710012956.7)公开了一种连铸连挤生产析出强化型高强度铜铬合金的方法，采用水平连续铸造方法成型铜合金杆，经过在线加热固溶后通过连续挤压，直接生产出坯料，然后经过冷轧和时效处理，精整后就可以得到性能和尺寸满足要求的产品。该发明采用连续挤压工艺生产高性能铜铬锆合金材料，其生产过程得到了一定程度的简化，去除了铣面、热轧开坯和初轧等工序，减少了中轧道次，企业设备投资减少，能源消耗降低，生产效率和产品成品率均有提高。
类似的相关资料不一一列举，从已有公开的资料可知目前关于高强高导铜合金的成分设计研究较为广泛，提出各种合金成分。关于高强高导铜合金的制备方法也有多种，其中一些已经实现工业化生产。但这些方法基本都属于铜合金传统的三段式加工方法，即熔炼铸锭——热加工—冷加工，再加上合适的热处理工艺，其中热加工有热挤、热轧、热锻、固溶等，冷加工有冷轧、冷拉等。这些高强高导铜合金的制备方法均存在工序多、能耗高、成材率不高、生产成本和设备投资大、铜合金性能有待提高的问题。
因此，高性能铜合金加工业的重点创新方向是短流程、连续化、节能、低投入、低成本以及保障铜合金的高强高导性能。
当前，在高强高导铜合金的制备技术方面主要有“上引连铸-固溶-连续挤压-冷轧”、“真空熔铸-热轧开坯-冷轧-固溶-精轧-热处理”、“水平连铸-在线固溶-连续挤压-冷轧-时效”等技术方法。在铸坯制备中，水平连铸被公认为是提供高质量铸坯的高、精、尖的连铸技术。但是现有的引入水平连铸工序的铜合金制备方法，均无法在水平连铸工序得到合金元素均处于过饱和固溶态的铸坯，因此需要对铸坯进行进一步的高温固溶处理使铸坯内合金元素处于过饱和固溶态，在节能方面依然有待改进。现有的连续挤压工艺也普遍存在过饱和固溶体的提前脱溶分解问题，从而影响铜合金的强度和电导率。若希望材料在时效前具有固溶态，最直接的做法就是在时效前做一次高温固溶热处理，然而这个思路不仅耗能高，还导致前序冷轧硬化效果完全丧失。
因此，高性能铜合金加工业中，如何使水平连铸铸坯内合金元素均处于过饱和固溶态从而避免后续的高温固溶以及如何避免铜合金固溶态在连续挤压过程中脱溶分解并保障铜合金的高强高导性能是亟待解决的技术问题。
发明内容：
本发明要解决的第一个技术问题是提供一种用于连续挤压工艺的模具材料，该模具材料具有非常好的高温力学性能。
本发明要解决的第二个技术问题是提出一种高强高导铜合金的连续挤压工艺，以解决过饱和固溶体在连续挤压过程中脱溶分解的问题并提高组织均匀性和强度。
本发明要解决的第三个技术问题是提供所述高强高导铜合金的连续挤压工艺在制备铜合金中的应用，以缩短流程、降低能耗和成本、提高产品成型率并保障铜合金的高强度和高电导率。
本发明为解决连续挤压工序所存在的技术问题，设计了以下3个技术手段组合使用：
1)高温预热挤压模具和铸坯，避免过饱和固溶体的脱溶分解；
2)大挤压比连续挤压：采用大挤压比连续挤压参数，一方面保证足够高的变形温度防止固溶体脱溶，另一方面使铸坯在模腔里经受剧烈塑性变形，充分破碎铸态组织，形成再结晶组织；
3)快速冷却：通过高强度冷却，将坯料快速地从高温冷却到室温，避免过饱和固溶体的脱溶分解。
上述技术手段组合可以实现双重目的：第一对铸态组织进行剧烈塑性变形，提高组织均匀性和强度；第二避免了过饱和固溶体的提前脱溶分解。然而高温大挤压比连续挤压使得模腔工作温度和工作压力都显著高于常规连续挤压，很容易导致闷车和模具爆裂。因此必须提高挤压机功率并采用高温合金模具。
第一方面，本发明提供了一种用于连续挤压工艺的模具材料，其为锻造高温镍基合金，该合金包含0.05wt.％C、15wt.％Cr、6wt.％Mo、5wt.％W、2wt.％Ti、5.5wt.％Al，其余为Ni；该合金通过真空冶炼+电渣重熔工艺熔炼，均匀化处理后通过热锻和热处理成形。
本发明中，所述锻造高温镍基合金的制备可参照现有技术，具体推荐按照如下步骤进行制备：采用真空冶炼+电渣重熔工艺熔炼出合金锭，合金锭进行1250℃×1～4h的均匀化处理后，在1000℃～1050℃等温锻造成形，变形量为80％～90％；之后，在800℃保温8～16小时，淬水冷却后在300℃～400℃回火1～2小时。该锻造高温镍基合金具有非常好的高温力学性能，可以作为连续挤压模具材料，尤其是作为服役要求最苛刻的堵头部件。
第二方面，本发明提供了一种铜合金的连续挤压工艺，工艺条件为：
(1.1)挤压模具采用锻造高温镍基合金，该合金包含0.05wt.％C、15wt.％Cr、6wt.％Mo、5wt.％W、2wt.％Ti、5.5wt.％Al，其余为Ni；该合金通过真空冶炼+电渣重熔工艺熔炼，均匀化处理后通过热锻和热处理成形；
(1.2)在挤压开始前先将挤压模具预热到500～600℃，将铜合金铸坯预热到700～750℃再进入模腔挤压进行连续挤压得到坯料，控制挤压轮转速为3～8rpm，挤压比为3～8，挤压间隙控制在0.6-2mm，这一方面保证足够高的变形温度防止固溶体脱溶，另一方面使铜合金初坯软化，降低变形抗力，增大金属塑性流动能力；
(1.3)步骤(1.2)所得坯料在挤压模具出口进行高强度冷却水喷淋，喷淋装置采用雾化喷嘴而非常规小孔喷淋，喷嘴间隔为10～20mm，根据坯料尺寸设置数量，喷嘴与坯料表面间距10～50mm，水压0.5～0.8MPa，将坯料快速地从高温冷却到室温，避免过饱和固溶体的脱溶分解。
本发明中，所述的铜合金铸坯优选为坯内合金元素均处于过饱和固溶态的铜合金铸坯，特别优选为通过水平连铸直接得到的坯内合金元素均处于过饱和固溶态的铜合金铸坯。这样不但可以节省传统工艺里耗能最大的高温固溶环节，使得水平连铸得到的初坯具备了直接进行后续连续挤压的可能性，从而缩短流程，而且能有效细化晶粒，保障合金高强度。
为了实现水平连铸初坯内合金元素处于过饱和固溶态，本发明加大了水平连铸过程的冷却强度使初坯具有很高的冷却凝固速率，具体采用以下3点技术来保障水平连铸的高冷却强度：(1)使用多路水冷结晶器，该结晶器在沿初坯引出方向设置3组独立的冷却单元，实现多路进水和多路出水，并采用逆冷却方式，也即冷端进水，热端出水，并通过一定的技术参数设计保障合适的快速冷却效果；(2)考虑到快速冷却可能使得金属熔体粘度激增导致断坯、孔洞等铸造缺陷，设置电磁搅拌装置进行电磁搅拌以降低粘度，保障水平连铸的连续进行；(3)在结晶器出口对初坯进行强效冷却，避免固溶态部分脱溶。
具体而言，所述的水平连铸优选按照如下实施：在保温炉侧下方安装至少一个多路水冷结晶器，所述多路水冷结晶器在沿初坯引出方向依次设置3组独立的冷却单元，实现多路进水和多路出水，并采用逆冷却方式(即冷端进水，热端出水)，第1组冷却单元最靠近保温炉；使每组冷却单元的进水口的温度低于20℃，并通过如下方式控制3组冷却单元的温度梯度：第3组冷却单元的水流量V3与初坯截面积S需满足0.5L/(min·mm2)<V3/S<2L/(min·mm2)，第2组冷却单元的水流量V2和第1组冷却单元的水流量V1按照V1:V2:V3＝1.5:1.2:1的原则确定；在所述多路水冷结晶器第1组和第2组冷却单元的水冷套外壁设置电磁感应线圈实现电磁搅拌，电磁搅拌方式为旋转搅拌，电流频率设置为2～500Hz；控制初坯截面积S为2000～50mm2，其引出速度ν与初坯截面积需满足0.5mm·min≤S/ν≤20mm·min；在所述多路水冷结晶器出口向外1000mm范围内设置水幕喷淋冷却装置对初坯进行冷却，喷淋装置采用雾化喷嘴，喷嘴间隔为10～20mm，根据坯料尺寸设置数量，使喷嘴与坯料表面间距10～50mm，水压0.5～0.8MPa，从而得到合金元素均处于过饱和固溶态的铜合金铸坯。
为了实现高效率生产，一套水平连铸系统可搭配多个结晶器，如搭配2～4个结晶器，实现2～4条初坯的连续引出，此时结晶器的排布方式为一字排开，间隔200～400mm，每套结晶器均配置独立的水冷和电磁装置。
第三方面，本发明提供了所述铜合金的连续挤压工艺在制备铜合金中的应用。
作为优选，所述的应用包括如下步骤：
(a)通过水平连铸得到铜合金的铸态初坯，所得铸态初坯内合金元素均处于过饱和固溶态；
(b)将步骤(a)所得的铸态初坯扒皮后直接进行所述的连续挤压，然后经冷加工和时效退火得到铜合金。
本发明连续挤压得到的坯料经冷加工和时效退火即可得到高强高导铜合金，即通过连续挤压充分破碎铸态组织并细化晶粒，叠加上冷加工产生的大量位错，从而使合金具有高的晶体缺陷，保障合金具有高强度特性，之后辅以时效退火，利用位错芯作为原子扩散的快速通道，使合金元素以第二相纳米颗粒弥散析出，既净化了铜基体使合金恢复高电导率，也钉扎了位错线产生弥散硬化效果，同时还释放了冷加工变形能，避免应力开裂。最为关键的是，上述水平连铸和连续挤压工序的设计使得本发明从铸造阶段开始就一直保持铜合金的过饱和固溶态，直到时效热处理时才可控析出；由于固溶态性质均匀可以保证在中间加工阶段材料的变形均匀，提高产品成材率；同时固溶态积蓄的析出动力在时效热处理阶段的均匀温度场里得到统一释放，不仅析出动力强，并且析出行为可控，产生均匀的析出组织，从而保障性能的一致性。
本发明所述的冷加工可以采用冷轧、冷拉等。为保障冷加工的变形量，进一步优选冷加工的道次变形量为5％～10％，累计变形量为50％～99％，从而使得坯料内部产生明显的塑性变形，形成大量的位错缠结。
本发明为保障充分退火，要求退火温度为300～600℃，保温时间为0.5～100h。本发明特别优选依据如下原则选择退火温度和保温时间：取冷加工后的坯料样品，分别在300、350、400、450、500、550、600℃保温0.1、0.5、1、2、4、8、16、24、48、99.6h；测试样品的维氏硬度(单位HV)和电导率(单位％IACS)，并计算硬度值与电导率值乘积，取乘积最大的样品所用的试验温度为产品退火温度，取乘积最大的样品所用的试验时间额外加上0.4h为产品退火保温时间。
本发明所述的铜合金的制备方法主要包括水平连铸、连续挤压、冷加工、时效退火4个核心步骤，根据设计的产品灵活搭配：配料、扒皮、抽检、收卷、开卷、分切、包装等辅助步骤。典型的制备流程如下：根据设计的产品材质配料，水平连铸炉中熔炼、保温、水平铸造初坯；对初坯进行扒皮处理；送进连续挤压机进行挤压，挤出预设形状的坯料，然后冷加工到预设尺寸，之后进行时效退火，最后分切包装出厂。
本发明特别优选所述应用按照如下步骤进行：
(1)配料熔化：根据铜合金成分进行配料，投入熔化炉充分熔化，进行氧含量与合金元素含量抽样检测分析，根据分析结果补料并充分脱氧后，通过熔化炉内部导槽将熔体导入保温炉；
(2)水平连铸：在保温炉侧下方进行水平连铸，将至少一个多路水冷结晶器安装在保温炉侧下方，结晶器在沿初坯引出方向依次设置3组独立的冷却单元，实现多路进水和多路出水，并采用逆冷却方式，也即冷端进水，热端出水，第1组冷却单元最靠近保温炉；每组冷却单元的进水口的温度低于20℃(如果夏天实际水温超过20℃，需配前置冷却装置)，三组冷却单元的温度梯度通过如下方式控制：第3组冷却单元的水流量V3与初坯截面积S按照0.5L/(min·mm2)<V3/S<2L/(min·mm2)的原则确定，第2组冷却单元的水流量V2和第1组冷却单元的水流量V1按照V1:V2:V3＝1.5:1.2:1的原则确定，以实现三组冷却单元不同强度的冷却能力配合形成合理的温度梯度；在结晶器第1组和第2组冷却单元的水冷套外壁设置电磁感应线圈实现电磁搅拌，电磁搅拌方式为旋转搅拌，电流频率设置为2～500Hz；初坯的截面积S为2000～50mm2，其引出速度ν与初坯截面积按照0.5mm·min≤S/ν≤20mm·min的原则确定；在结晶器出口向外1000mm范围内设置水幕喷淋冷却装置对初坯进行冷却，喷淋装置采用雾化喷嘴而非常规小孔喷淋；喷嘴间隔为10～20mm，根据坯料尺寸设置喷嘴数量，喷嘴与坯料表面间距10～50mm，水压0.5～0.8MPa；
(3)连续挤压：将水平连铸得到的铸坯进行扒皮处理后直接进行连续挤压，先将挤压模具预热到500～600℃，将扒皮处理后的铸坯通过在线感应装置快速预热到700～750℃，再进入挤压模具的模腔进行连续挤压，挤压轮转速为3～8rpm，挤压比为3～8，挤压间隙控制在0.6-2mm；在挤压模具出口采用高强度冷却水喷淋将坯料快速地从高温冷却到室温，喷淋装置采用雾化喷嘴，喷嘴间隔为10～20mm，根据坯料尺寸设置喷嘴数量，喷嘴与坯料表面间距10～50mm，水压0.5～0.8MPa；所述挤压模具材质为锻造高温镍基合金，包含0.05％C、15％Cr、6％Mo、5％W、2％Ti、5.5％Al，其余为Ni，该合金通过真空冶炼+电渣重熔工艺熔炼，均匀化处理后通过热锻和热处理成形；
(4)冷加工：根据产品要求对连续挤压后的坯料进行冷加工，冷加工的道次变形量为5％～10％，累计变形量为50％～99％；
(5)时效热处理：将冷加工后的坯料进行盘卷，放置于钟罩式加热炉，进行时效热处理，先将坯料置于内衬，待加热炉体达到预设温度后吊装罩住内衬，使坯料快速升温，达到预设的保温时间后，通过行车吊走炉体，使坯料快速降温，热处理过程中全程通还原性气氛避免氧化；产品时效温度和时间通过如下原则确定：取若干组冷加工后的坯料样品，分别在300、350、400、450、500、550、600℃退火0.1、0.5、1、2、4、8、16、24、48、99.6h；测试样品的维氏硬度(单位HV)和电导率(单位％IACS)，并计算硬度值与电导率值乘积，取乘积最大的样品所用的试验温度为产品退火温度，取乘积最大的样品所用的试验时间额外加上0.4h为产品退火保温时间；
(6)检验、包装出厂。
本发明所述铜合金主要针对高强高导铜合金，尤其适合析出强化型高强高导铜合金，如背景技术所列举的Cu-X二元合金、Cu-X-Y三元合金以及多元合金等高铜合金。
采用以上技术方案，本发明可以达到以下技术效果：
(1)本发明提供的连续挤压模具材料具有非常好的高温力学性能，可以显著延长模具寿命。
(2)本发明的连续挤压工艺避免了过饱和固溶体的提前脱溶分解，并且可对铸态组织进行剧烈塑性变形，提高组织均匀性和强度，从而保障了铜合金的高强高导性能。
(3)本发明的水平连铸使初坯内合金元素处于过饱和固溶态，使得本发明突破了传统铜加工三段式工艺，省去了能耗极大的高温固溶环节，极大地缩短了工艺流程，实现了铸造、挤压、冷加工的连续进行，显著提高生产节拍，增加生产产能；而且能有效细化晶粒，改善组织均匀性，保障合金高强度。
(4)本发明的连续挤压能够保持铜合金的过饱和固溶态，利用连续挤压剧烈变形和冷加工的大变形，使固溶态铜基体产生高密度位错缠结，保障合金具有高强度特性；之后利用位错芯快速扩散通道特性，在后续时效热处理中促进合金元素的充分弥散析出，净化铜基体，保障了铜合金高电导率特性。
(5)本发明核心思想是从铸造阶段开始就一直保持铜合金的过饱和固溶态，直到时效热处理时才可控析出。由于固溶态性质均匀可以保证在中间加工阶段材料的变形均匀，提高产品成材率。同时固溶态积蓄的析出动力在时效热处理阶段的均匀温度场里得到统一释放，不仅析出动力强，并且析出行为可控，产生均匀的析出组织，从而保障性能的一致性。
发明附图：
图1：实施例1的铜合金产品的TEM照片，显示出通过本发明方法获得的Cu-0.5wt.％Ag合金产品内部大量细密的Ag析出相。
图2：实施例1-1的水平连铸获得的铸态初坯截面金相照片，显示了通过本发明方法获得的Cu-0.5wt.％Ag合金铸态等轴状晶粒组织。
图3：实施例1-1的铸态初坯的XRD和时效态产品的XRD图谱，显示了铸态初坯的过饱和固溶体组织和时效态的Ag第二相析出组织特征。
图4：实施例4的铜合金产品的TEM照片，显示了通过本发明方法获得的Cu-0.7wt.％Cr-0.15wt.％Zr合金产品内部大量细密的Cr、Zr析出相。
图5：实施例1-1连续挤压冷却后的坯料的金相照片，显示了再结晶组织。
图6：实施例1-1连续挤压冷却后的坯料的TEM照片，显示了挤压态内部并未产生纳米析出相，说明依旧保持着过饱和固溶体特征。
图7：实施例1-7水平连铸多次断坯的实物照片，说明了不合理的连铸工艺导致断坯。
图8：实施例8水平连铸初坯的TEM照片，显示了由于冷却不足导致的Ag相提前析出。
图9：实施例9的挤压模具失效的实物照片，说明了必须使用高温力学性能优异的模具钢。
图10：实施例1-9的连续挤压冷却后的坯料的TEM照片，显示了由于挤压后冷却不足导致过饱和固溶体提前脱溶析出不均匀的粗大Ag相。
图11：实施例1-13连续挤压冷却后的的坯料的TEM照片，观察到组织中已经出现Ag析出相，说明固溶体已经部分脱溶了。
图12：实施例1-15的水平连铸引出的初坯实物。
图13：实施例1-15的水平连铸引出初坯的低倍金相组织图片。
图14：实施例1-15的水平连铸引出初坯的高倍金相组织图片，晶粒内部无明显析出相。
图15：实施例1-15的水平连铸引出初坯的XRD图谱，仅有铜的衍射峰，未见第二相衍射峰。衍射峰与标准铜衍射峰相比峰位有所偏移，说明铬锆元素固溶在铜晶格里。
图16：实施例1-15的连续挤压后的坯料的金相组织照片，显示了等轴晶组织。
图17：实施例1-15连续挤压冷却后的坯料TEM照片，显示了挤压态内部并未产生纳米析出相，说明依旧保持着过饱和固溶体特征。
图18：实施例25的冷轧后坯料的TEM组织照片，显示了高密度位错缠结。
图19：实施例25的时效处理后的样品的TEM组织照片，显示了高密度析出相。
图20：实施例25的时效处理后的样品的高分辨TEM组织照片，显示了纳米析出相的晶格条纹像。
图21：实施例26水平连铸引出的初坯的金相照片。
图22：实施例33水平连铸引出的初坯的金相照片，箭头所指为铬初生相，说明铬元素已经形成初生枝晶。
图23：实施例34水平连铸断坯实物，说明引出速度、冷却强度必须合理匹配，否则无法实现铜铬锆初坯的高效优质铸造。
图24：实施例1-23连续挤压后样品的TEM组织照片，显示了粗大的铬析出相。
图25：本发明实施例1-15中连续挤压所用的挤压模具结构设计图，其为左右对称结构，AB线与AD线夹角为105°，CD线与DA线夹角也为105°，BC右侧半圆直径长度为BC线段长度。
图26：本发明实施例1-1中连续挤压所用的挤压模具结构设计图，圆形空腔的直径d与模具边长a的比值d/a<0.5。
具体实施方式：
下面通过具体实施例对本发明的技术方案做进一步说明，但本发明的保护范围不限于此：
实施例0：锻造高温镍基合金的制备实施例：
采用真空冶炼+电渣重熔工艺熔炼出合金锭，成分为：0.05wt.％C、15wt.％Cr、6wt.％Mo、5wt.％W、2wt.％Ti、5.5wt.％Al，其余为Ni。合金锭进行1250℃×1h的均匀化处理后，在1000℃等温锻造成形，变形量为80％。之后，在800℃保温16小时，淬水冷却后在350℃回火1小时，测试该合金室温～800℃的拉伸性能，结果见表1：
表1合金的高温力学性能
温度/℃ 抗拉强度/MPa 屈服强度/MPa 伸长率/％
室温 1200 1100 8
500 1220 1120 9
800 1280 1150 9
实施例1-1：
第一步：配料熔化：根据合金成分为Cu-0.5wt.％Ag进行配料，投入熔化炉充分熔化，进行氧含量与合金元素含量抽样检测分析，根据分析结果补料并充分脱氧至10ppm以内，通过熔化炉内部导槽将熔体导入保温炉。
第二步：水平连铸：在保温炉侧下方进行水平连铸，间隔400mm的2个结晶器水平布置安装在保温炉侧下方，结晶器在沿初坯引出方向设置3组独立的冷却单元，第1组冷却单元最靠近保温炉。采用逆冷却方式，进水口的温度低于20℃。第3组冷却单元的水流量V3为2000L/min，第2组冷却单元的水流量V2为2400L/min，第1组冷却单元的水流量V1为3000L/min，在结晶器第1和第2组冷却单元的水冷套外壁设置电磁感应线圈实现电磁搅拌，电磁搅拌方式为旋转搅拌，电流频率为500Hz。初坯的截面积为2000mm2，引出速度为100mm/min。在结晶器出口向外1000mm范围内进行水幕喷淋，设置90个雾化喷嘴，雾化喷嘴间隔为10mm，喷嘴与坯料表面间距10mm，水压0.8MPa，得到铸坯。通过图2可见铸坯的细密等轴晶组织，通过图3可知铸坯XRD没有检测到第二相(Ag)，故所得铸坯内合金元素均处于过饱和固溶态。
第三步：连续挤压：将挤压模具预热到500℃，该挤压模具材质为实施例0制备的锻造高温镍基合金，结构示意图见图26。水平连铸得到的铸坯经过扒皮机去掉表面氧化缺陷层，然后通过在线感应装置快速预热到700℃，再进入模腔挤压。挤压轮转速为3rpm，挤压比为3，挤压间隙控制在0.6mm。在挤压模具出口对坯料进行高强度冷却水喷淋，设置100个雾化喷嘴，雾化喷嘴间隔为10mm，喷嘴与坯料表面间距10mm，水压0.8MPa，得到挤压态坯料。通过图5和6可知挤压态获得的再结晶组织，且晶粒内部也没有第二相，说明依旧保持着过饱和固溶体特征。
实施例1-2：
第二步：水平连铸：所用结晶器为4个，间隔200mm，第3组冷却单元的水流量V3为100L/min，第2组冷却单元的水流量V2为120L/min，第1组冷却单元的水流量V1为150L/min，所用电磁搅拌频率为2Hz，初坯截面积为50mm2，引出速度为100mm/min，设置30个雾化喷嘴，喷嘴间隔为20mm，喷嘴与坯料表面间距为50mm，水压为0.5MPa。
第三步：连续挤压：挤压轮转速为8rpm，挤压比为8，挤压间隙为2mm。设置25个雾化喷嘴，雾化喷嘴间隔为20mm，喷嘴与坯料表面间距50mm，水压0.5MPa。
其余步骤和参数与实施例1-1相同。
与实施例1类似，铸坯的XRD图显示其具有过饱和固溶体组织，挤压冷却后的坯料TEM照片显示挤压态内部并未产生纳米析出相，说明依旧保持着过饱和固溶体特征。
实施例1-3：
第一步：配料熔化：合金成分为Cu-0.7wt.％Cr-0.15wt.％Zr。
第三步：连续挤压：将挤压模具预热到600℃，初坯快速预热到700℃。
其余步骤和参数与实施例1-1相同。
其中，铸坯的XRD图显示其具有过饱和固溶体组织，挤压冷却后的坯料TEM照片显示挤压态内部并未产生纳米析出相，说明依旧保持着过饱和固溶体特征。
实施例1-4：
第一步：配料熔化：合金成分为Cu-0.7wt.％Cr-0.15wt.％Zr。
第二步：水平连铸：所用结晶器为3个，间隔300mm，第3组冷却单元的水流量V3为200L/min，第2组冷却单元的水流量V2为240L/min，第1组冷却单元的水流量V1为300L/min，所用电磁搅拌频率为50Hz，初坯截面积为200mm2，引出速度为50mm/min。
第三步：连续挤压：挤压轮转速为8rpm，挤压比为8，挤压间隙为2mm。将挤压模具预热到600℃，初坯快速预热到700℃。
其余步骤和参数与实施例1-1相同。
其中铸坯的XRD图显示其具有过饱和固溶体组织，挤压冷却后的坯料TEM照片显示挤压态内部并未产生纳米析出相，说明依旧保持着过饱和固溶体特征。
实施例1-5：
第一步：配料熔化：合金成分为Cu-3wt.％Ni-1wt.％Si。
第三步：连续挤压：将挤压模具预热到600℃，初坯快速预热到750℃。
其余步骤和参数与实施例1-1相同。
其铸态初坯的XRD图显示其具有过饱和固溶体组织，挤压冷却后的坯料TEM照片显示挤压态内部并未产生纳米析出相，说明依旧保持着过饱和固溶体特征。
实施例1-6：
第一步：配料熔化：合金成分为Cu-2wt.％Fe-0.1wt.％P。
第三步：连续挤压：将挤压模具预热到550℃，初坯快速预热到700℃。
其余步骤和参数与实施例1-1相同。
其铸态初坯的XRD图显示其具有过饱和固溶体组织，挤压冷却后的坯料TEM照片显示挤压态内部并未产生纳米析出相，说明依旧保持着过饱和固溶体特征。
通过实施例1-1～1-6的结果可知，本发明所述的连续挤压方法对于常见Cu-X二元合金(例如Cu-Ag)和Cu-X-Y三元合金(例如Cu-Fe-P,Cu-Cr-Zr,Cu-Ni-Si)具有良好的适用性。
实施例1-7：
第三步：连续挤压所用模具材质为Cr12MoV模具钢。
其余步骤和参数与实施例1-1相同。
通过对比实施例1-1和1-7可知，若挤压模具使用普通模具钢，则模具寿命很低，需要频繁更换模具，严重损害生产节奏，降低产能并导致废料增加。图9为报废的普通模具钢堵头部件。
实施例1-8：
第三步：连续挤压初坯感应预热温度为500℃。
其余步骤和参数与实施例1-1相同。
实施例1-9：
第三步：连续挤压出口喷淋水冷雾化喷嘴间隔为30mm，设置20个喷嘴，喷嘴与坯料表面间距80mm，水压0.2MPa。
其余步骤和参数与实施例1-1相同。
通过对比实施例1-1、1-8和1-9可知，若连续挤压工艺中，初坯预热温度偏低，或者挤压出口坯料冷却效果不足，均会导致过饱和固溶体的提前脱溶分解，产生粗大和不均匀的析出相(图10)。
实施例1-10：
第三步：连续挤压模具预热到425℃。
其余步骤和参数与实施例1-1相同。
通过对比实施例1-1和1-10可知，若连续挤压工艺中对模具预热温度不够，则导致挤压初期所制造的产品性能未达到120HV&95％IACS的水平。其原因是挤压初期模腔温度较低，过饱和固溶体提前脱溶分解。且挤压应力太大，导致模具寿命降低。
实施例1-11：
第三步：连续挤压挤压比为1。
其余步骤和参数与实施例1-1相同。
通过对比实施例1-1和1-11可知，若连续挤压工艺中挤压比太低，导致材料变形量不足，无法有效强化材料，使得产品强度偏低。并且导致挤压温度略低，过饱和固溶体部分提前脱溶分解，轻微损害电导率。
实施例1-12：
第三步：连续挤压比为9。
其余步骤和参数与实施例1-1相同。
通过对比实施例1-1和1-12可知，若连续挤压工艺中挤压比太高，虽然能够进一步提高产品强度，但是多次发生闷车和模具破裂事故，严重损害设备寿命和产能。
实施例1-13：
第三步：连续挤压出口用水槽浸入式冷却而非雾化喷淋水冷。
其余步骤和参数与实施例1-1相同。
通过对比分析实施例1-1和1-13可知，当连续挤压后如果没有采用强效的冷却方法，例如实施例1-13所用的常规水槽浸入冷却，容易导致固溶体部分脱溶，强度偏低，析出动力弱。如图11所示，实施例1-13的样品连续挤压冷却后的TEM观察到组织中已经出现Ag析出相，说明固溶体已经部分脱溶了。
实施例1-14：
第二步：常规水平连铸之后进行高温固溶。保温炉温度控制在1250℃，结晶器采用常规的只含一个水冷却单元的铜内壁钢套水冷结晶器，所用冷却水流量选择常规参数50L/min，牵引速度为10mm/s，铸造得到铜合金杆。将水平连续铸造生产的铜合金杆进行固溶处理，固溶处理温度为900℃，加热方式选择在线感应加热，处理时间40min，淬火采用常规小孔喷淋，设置90个喷嘴，喷嘴间隔为30mm，喷嘴与坯料表面间距60mm，水压0.3MPa。
其余步骤和参数与实施例1-1相同。最后连续挤压得到的坯料内保持着过饱和固溶体特征，没有发生脱溶现象。
实施例1-15：
第一步：配料熔化。根据合金成分为Cu-0.5wt.％Cr-0.1wt.％Zr进行配料，投入熔化炉重分熔化，进行氧含量与合金元素含量抽样检测分析，根据分析结果补料并充分脱氧至10ppm以内，通过熔化炉内部导槽将熔体导入保温炉。
第二步：水平连铸。在保温炉侧下方进行水平连铸，间隔200mm的4个结晶器水平布置安装在保温炉侧下方，结晶器在沿初坯引出方向设置3组独立的冷却单元，第1组冷却单元最靠近保温炉。采用逆冷却方式，进水口的温度低于20℃。第3组冷却单元的水流量V3为50L/min，第2组冷却单元的水流量V2为60L/min，第1组冷却单元的水流量V1为75L/min，在结晶器第1和第2组冷却单元的水冷套外壁设置电磁感应线圈实现电磁搅拌，电磁搅拌方式为旋转搅拌，电流频率为2Hz。初坯的截面积为50mm2，引出速度为100mm/min。在结晶器出口向外1000mm范围内进行水幕喷淋，设置30个雾化喷嘴，雾化喷嘴间隔为20mm，喷嘴与坯料表面间距50mm，水压0.5MPa。
第三步：连续挤压。将挤压模具预热到500℃，该挤压模具材质为实施例0制备的锻造高温镍基合金，模具结构设计见图25。水平连铸的初坯经过扒皮机去掉表面氧化缺陷层，然后通过在线感应装置快速预热到800℃，再进入模腔挤压。挤压轮转速为8rpm，挤压比为8，挤压间隙控制在2mm。在模具出口对坯料进行高强度冷却水喷淋，设置20个雾化喷嘴，雾化喷嘴间隔为20mm，喷嘴与坯料表面间距50mm，水压0.5MPa。
图12显示了本实施例水平连铸获得的初坯杆。图13和图14的金相组织图片，表明晶粒内部无明显析出相。图15的XRD图谱仅有铜的衍射峰，未见第二相衍射峰。衍射峰与标准铜衍射峰相比峰位有所偏移，说明所得初坯的铬锆元素固溶在铜晶格里。图16显示了连续挤压后的样品的等轴晶组织。图17的挤压冷却后的坯料TEM照片，显示了挤压态内部并未产生纳米析出相，说明依旧保持着过饱和固溶体特征。
实施例1-16：
第一步：配料熔化。合金成分为Cu-1wt.％Cr-0.15wt.％Zr。
其余步骤和参数与实施例1-15相同。
与实施例1-15类似，铸态初坯的XRD图显示其具有过饱和固溶体组织，挤压冷却后的坯料TEM照片显示挤压态内部并未产生纳米析出相，说明依旧保持着过饱和固溶体特征。
实施例1-17：
第一步：配料熔化。合金成分为Cu-0.5wt.％Cr-0.1wt.％Zr-0.05wt.％Si。
其余步骤和参数与实施例1-15相同。
与实施例1-15类似，铸态初坯的XRD图显示其具有过饱和固溶体组织，挤压冷却后的坯料TEM照片显示挤压态内部并未产生纳米析出相，说明依旧保持着过饱和固溶体特征。
实施例1-18：
第一步：配料熔化。合金成分为Cu-0.5wt.％Cr-0.1wt.％Zr-0.03wt.％Mg。
其余步骤和参数与实施例1-15相同。
与实施例1-15类似，铸态初坯的XRD图显示其具有过饱和固溶体组织，挤压冷却后的坯料TEM照片显示挤压态内部并未产生纳米析出相，说明依旧保持着过饱和固溶体特征。
通过对比分析实施例1-15～1-18的结果可知，本发明方法对于典型铜铬锆三元合金，以及在铜铬锆基础上进一步微合金化的合金均具有良好的适用性。
实施例1-19：
第二步：水平连铸。所用结晶器为2个，间隔400mm，第3组冷却单元的水流量V3为500L/min，第2组冷却单元的水流量V2为600L/min，第1组冷却单元的水流量V1为750L/min，所用电磁搅拌频率为500Hz，初坯截面积为1000mm2，引出速度为100mm/min，设置90个雾化喷嘴，喷嘴间隔为10mm，喷嘴与坯料表面间距为10mm，水压为0.8MPa。
第三步：连续挤压。挤压轮转速为3rpm，挤压比为3，挤压间隙为0.6mm。设置50个雾化喷嘴，雾化喷嘴间隔为10mm，喷嘴与坯料表面间距10mm，水压0.8MPa。
其余步骤和参数与实施例1-15相同。
其铸态初坯的XRD图显示其具有过饱和固溶体组织，挤压冷却后的坯料TEM照片显示挤压态内部并未产生纳米析出相，说明依旧保持着过饱和固溶体特征。
实施例1-20：
第一步：所用结晶器为3个，间隔300mm，第3组冷却单元的水流量V3为100L/min，第2组冷却单元的水流量V2为120L/min，第1组冷却单元的水流量V1为150L/min，所用电磁搅拌频率为50Hz，初坯截面积为200mm2，引出速度为50mm/min，
第三步：连续挤压。挤压轮转速为8rpm，挤压比为8，挤压间隙为2mm。将挤压模具预热到600℃，初坯快速预热到700℃。
其余步骤和参数与实施例1-15相同。
其铸态初坯的XRD图显示其具有过饱和固溶体组织，挤压冷却后的坯料TEM照片显示挤压态内部并未产生纳米析出相，说明依旧保持着过饱和固溶体特征。
实施例1-21：
第三步：连续挤压。将挤压模具预热到550℃，初坯快速预热到750℃。
其余步骤和参数与实施例1-15相同。
其铸态初坯的XRD图显示其具有过饱和固溶体组织，挤压冷却后的坯料TEM照片显示挤压态内部并未产生纳米析出相，说明依旧保持着过饱和固溶体特征。
实施例1-22：
第三步：连续挤压初坯感应预热温度为600℃。
其余步骤和参数与实施例1-15相同。
实施例1-23：
第三步：连续挤压出口喷淋水冷雾化喷嘴间隔为30mm，喷嘴与坯料表面间距80mm，水压0.2MPa。
其余步骤和参数与实施例1-15相同。
通过对比实施例1-15、1-22和1-23可知，若连续挤压工艺中，初坯预热温度偏低，或者挤压出口坯料冷却效果不足，均会导致过饱和固溶体的提前脱溶分解，产生粗大和不均匀的析出相(图24)。
实施例1-24：
第三步：连续挤压模具预热至450℃。
其余步骤和参数与实施例1-15相同。
通过对比实施例1-15和1-24可知，若连续挤压工艺中对模具预热温度不够，则导致挤压初期所制造的产品性能未达到200HV&84％IACS的水平。其原因是由于挤压初期模腔温度较低，过饱和固溶体提前脱溶分解。且挤压应力太大，导致模具寿命降低。
实施例1-25：
第三步：连续挤压挤压比为2。
其余步骤和参数与实施例1-15相同。
通过对比实施例1-15和1-25可知，若连续挤压工艺中挤压比太低，导致材料变形量不足，无法有效强化材料，使得产品强度偏低。并且导致挤压温度略低，过饱和固溶体部分提前脱溶分解，轻微损害电导率。
实施例1-26：
第三步：连续挤压挤压比为10。
其余步骤和参数与实施例1-15相同。
通过对比实施例1-15和1-26可知，若连续挤压工艺中挤压比太高，虽然能够进一步提高产品强度，但是多次发生闷车和模具破裂事故，严重损害设备寿命和产能。
实施例1-28：
第二步：常规水平连铸之后进行高温固溶。保温炉温度控制在1250℃，结晶器采用常规的只含一个冷却单元的铜内壁钢套水冷结晶器，所用冷却水流量选择常规参数50L/min，牵引速度为10mm/s，铸造得到铜合金杆。将水平连续铸造生产的铜合金杆进行固溶处理，固溶处理温度为900℃，加热方式选择在线感应加热，处理时间40min，淬火采用常规小孔喷淋，设置90个喷嘴，喷嘴间隔为30mm，喷嘴与坯料表面间距60mm，水压0.3MPa。
其余步骤和参数与实施例1-25相同。最后连续挤压得到的坯料内保持着过饱和固溶体特征，没有发生脱溶现象。
实施例1：
第一步：配料熔化：根据合金成分为Cu-0.5wt.％Ag进行配料，投入熔化炉充分熔化，进行氧含量与合金元素含量抽样检测分析，根据分析结果补料并充分脱氧至10ppm以内，通过熔化炉内部导槽将熔体导入保温炉。
第二步：水平连铸：在保温炉侧下方进行水平连铸，间隔400mm的2个结晶器水平布置安装在保温炉侧下方，结晶器在沿初坯引出方向设置3组独立的冷却单元，第1组冷却单元最靠近保温炉。采用逆冷却方式，进水口的温度低于20℃。第3组冷却单元的水流量V3为2000L/min，第2组冷却单元的水流量V2为2400L/min，第1组冷却单元的水流量V1为3000L/min，在结晶器第1和第2组冷却单元的水冷套外壁设置电磁感应线圈实现电磁搅拌，电磁搅拌方式为旋转搅拌，电流频率为500Hz。初坯的截面积为2000mm2，引出速度为100mm/min。在结晶器出口向外1000mm范围内进行水幕喷淋，设置90个雾化喷嘴，雾化喷嘴间隔为10mm，喷嘴与坯料表面间距10mm，水压0.8MPa。
第三步：连续挤压：将挤压模具预热到500℃，该挤压模具材质为实施例0制备的锻造高温镍基合金，结构示意图见图26。水平连铸的初坯经过扒皮机去掉表面氧化缺陷层，然后通过在线感应装置快速预热到700℃，再进入模腔挤压。挤压轮转速为3rpm，挤压比为3，挤压间隙控制在0.6mm。在挤压模具出口对坯料进行高强度冷却水喷淋，设置100个雾化喷嘴，雾化喷嘴间隔为10mm，喷嘴与坯料表面间距10mm，水压0.8MPa。
第四步：冷拉拔：根据产品要求对挤压后的坯料进行冷拉拔，冷拉拔的道次变形量为5％，累计变形量为50％。
第五步：时效热处理：将冷加工后的坯料进行盘卷，放置于钟罩式加热炉，进行时效热处理。先将坯料置于内衬，待加热炉体达到预设温度后吊装罩住内衬，使坯料快速升温，达到设计保温时间后，通过行车吊走炉体，使坯料快速降温。热处理过程中全程通还原性气氛避免氧化。产品时效温度和时间通过如下原则确定：取若干组坯料样品，分别在300、350、400、450、500、550、600℃退火0.1、0.5、1、2、4、8、16、24、48、99.6h；测试样品的维氏硬度(单位HV)和电导率(单位％IACS)，并计算硬度值与电导率值乘积，取乘积最大的样品所用的试验温度为产品退火温度，取乘积最大的样品所用的试验时间额外加上0.4h为产品保温时间，结果发现样品在400℃退火保温1h具有最大乘积值，取400℃为产品保温时间，取1.4h为产品保温时间。
第六步：采用维氏硬度计测量所得产品的维氏硬度，采用涡流电导仪测试产品的电导率，结果见附表2。
通过图1和4可见本实施例的铜合金内部产生弥散分布的纳米析出相和高密度位错，通过图2可见铸态的细密等轴晶组织，通过图3可知铸态初坯XRD没有检测到第二相(Ag)，而时效后的产品用XRD检测到明显的第二相衍射峰，证明了铸态初坯的过饱和固溶体组织和时效态的析出相强化组织特征。通过图5和6可知挤压态获得的再结晶组织，且晶粒内部也没有第二相，说明依旧保持着过饱和固溶体特征。
实施例2：
第二步：水平连铸：所用结晶器为4个，间隔200mm，第3组冷却单元的水流量V3为100L/min，第2组冷却单元的水流量V2为120L/min，第1组冷却单元的水流量V1为150L/min，所用电磁搅拌频率为2Hz，初坯截面积为50mm2，引出速度为100mm/min，设置30个雾化喷嘴，喷嘴间隔为20mm，喷嘴与坯料表面间距为50mm，水压为0.5MPa。
第三步：连续挤压：挤压轮转速为8rpm，挤压比为8，挤压间隙为2mm。设置25个雾化喷嘴，雾化喷嘴间隔为20mm，喷嘴与坯料表面间距50mm，水压0.5MPa。
第四步：冷加工：道次变形量为10％，累计变形量为99％。
其余步骤和参数与实施例1相同。
与实施例1类似，铸态初坯的XRD图显示其具有过饱和固溶体组织，挤压冷却后的坯料TEM照片显示挤压态内部并未产生纳米析出相，说明依旧保持着过饱和固溶体特征。
实施例3：
第一步：配料熔化：合金成分为Cu-0.7wt.％Cr-0.15wt.％Zr。
第三步：连续挤压：将挤压模具预热到600℃，初坯快速预热到700℃。
其余步骤和参数与实施例1相同。
其中，铸态初坯的XRD图显示其具有过饱和固溶体组织，挤压冷却后的坯料TEM照片显示挤压态内部并未产生纳米析出相，说明依旧保持着过饱和固溶体特征。
实施例4：
第一步：配料熔化：合金成分为Cu-0.7wt.％Cr-0.15wt.％Zr。
第二步：水平连铸：所用结晶器为3个，间隔300mm，第3组冷却单元的水流量V3为200L/min，第2组冷却单元的水流量V2为240L/min，第1组冷却单元的水流量V1为300L/min，所用电磁搅拌频率为50Hz，初坯截面积为200mm2，引出速度为50mm/min。
第三步：连续挤压：挤压轮转速为8rpm，挤压比为8，挤压间隙为2mm。将挤压模具预热到600℃，初坯快速预热到700℃。
其余步骤和参数与实施例1相同。
其中铸态初坯的XRD图显示其具有过饱和固溶体组织，挤压冷却后的坯料TEM照片显示挤压态内部并未产生纳米析出相，说明依旧保持着过饱和固溶体特征。通过图4可见本实施例制造的铜合金内部产生弥散分布的纳米析出相和高密度位错。
实施例5：
第一步：配料熔化：合金成分为Cu-3wt.％Ni-1wt.％Si。
第三步：连续挤压：将挤压模具预热到600℃，初坯快速预热到750℃。
其余步骤和参数与实施例1相同。
其铸态初坯的XRD图显示其具有过饱和固溶体组织，挤压冷却后的坯料TEM照片显示挤压态内部并未产生纳米析出相，说明依旧保持着过饱和固溶体特征。
实施例6：
第一步：配料熔化：合金成分为Cu-2wt.％Fe-0.1wt.％P。
第三步：连续挤压：将挤压模具预热到550℃，初坯快速预热到700℃。
其余步骤和参数与实施例1相同。
其铸态初坯的XRD图显示其具有过饱和固溶体组织，挤压冷却后的坯料TEM照片显示挤压态内部并未产生纳米析出相，说明依旧保持着过饱和固溶体特征。
通过实施例1～6的结果可知，本方法对于常见Cu-X二元合金(例如Cu-Ag)和Cu-X-Y三元合金(例如Cu-Fe-P,Cu-Cr-Zr,Cu-Ni-Si)具有良好的适用性。所制备的铜合金具有细密均匀的纳米析出相组织结构和高强高导特性，其综合性能与其他技术获得的产品性能接近或更佳，并且具有很高的成材率和产能，非常适合工业化大规模制造。
实施例7：
第二步：水平连铸：所用结晶器为4个，间隔200mm，第3组冷却单元的水流量V3为100L/min，第2组冷却单元的水流量V2为120L/min，第1组冷却单元的水流量V1为150L/min，所用电磁搅拌频率为2Hz，初坯截面积为50mm2，引出速度为200mm/min，设置30个雾化喷嘴，雾化喷嘴间隔为10mm，喷嘴与坯料表面间距10mm，水压0.8MPa。
第三步：连续挤压：挤压轮转速为8rpm，挤压比为8，挤压间隙为2mm。雾化喷嘴间隔为20mm，喷嘴与坯料表面间距50mm，水压0.5MPa。
第四步：冷加工：道次变形量为10％，累计变形量为99％。
其余步骤和参数与实施例1相同。
通过对比实施例1与7，可知对于较小截面积的初坯若采用较高引出速度配合较强喷淋冷却，虽然冷却效果增强，固溶更充分，但会导致凝固过快而产生断坯现象(图7)，极大地损害了生产的连续性。
实施例8：
第二步：水平连铸：所用电磁搅拌频率为2Hz，引出速度为50mm/min，水压为0.2MPa。
其余步骤和参数与实施例1相同。
通过对比实施例1与8，可知若引出速度较低，电磁搅拌频率较低，冷却水压较低，会导致铜合金熔体搅拌不充分，无法形成细密等轴晶，部分Ag原子提前从过饱和固溶体中析出，演变为粗大的初生相(图8)。弱化合金强度，同时导致后续析出不充分，损害合金电导率。因此必须合理匹配引出截面积、引出速度、冷却水压，以及电磁搅拌频率等工艺参数。
实施例9：
第三步：连续挤压所用模具材质为Cr12MoV模具钢。
其余步骤和参数与实施例1相同。
通过对比实施例1和9可知，若挤压模具使用普通模具钢，则模具寿命很低，需要频繁更换模具，严重损害生产节奏，降低产能并导致废料增加。图9为报废的普通模具钢堵头部件。
实施例10：
第三步：连续挤压初坯感应预热温度为500℃。
其余步骤和参数与实施例1相同。
实施例11：
第三步：连续挤压出口喷淋水冷雾化喷嘴间隔为30mm，设置20个喷嘴，喷嘴与坯料表面间距80mm，水压0.2MPa。
其余步骤和参数与实施例1相同。
通过对比实施例1、10和11可知，若连续挤压工艺中，初坯预热温度偏低，或者挤压出口坯料冷却效果不足，均会导致产品强度与电导率综合性能降低，其原因是过饱和固溶体的提前脱溶分解，产生粗大和不均匀的析出相(图10)。
实施例12：
第三步：连续挤压模具预热到425℃。
其余步骤和参数与实施例1相同。
通过对比实施例1和12可知，若连续挤压工艺中对模具预热温度不够，则导致挤压初期所制造的产品性能未达到120HV&95％IACS的水平。其原因是挤压初期模腔温度较低，过饱和固溶体提前脱溶分解。且挤压应力太大，导致模具寿命降低。
实施例13：
第三步：连续挤压挤压比为1。
其余步骤和参数与实施例1相同。
通过对比实施例1和13可知，若连续挤压工艺中挤压比太低，导致材料变形量不足，无法有效强化材料，使得产品强度偏低。并且导致挤压温度略低，过饱和固溶体部分提前脱溶分解，轻微损害电导率。
实施例14：
第三步：连续挤压比为9。
其余步骤和参数与实施例1相同。
通过对比实施例1和14可知，若连续挤压工艺中挤压比太高，虽然能够进一步提高产品强度，但是多次发生闷车和模具破裂事故，严重损害设备寿命和产能。
实施例15：
第四步：冷加工累计变形量为30％。
其余步骤和参数与实施例1相同。
通过对比实施例1和15可知，若冷加工累计变形量较小，则对铜合金的加工硬化效果弱，位错密度不高，析出动力弱。不仅硬度偏低，电导率也偏低。
实施例16：
第五步：时效热处理：样品在400℃退火保温1h。
其余步骤和参数与实施例1相同。
通过对比实施例1和16可知，若选取时效退火保温时间时未加上本发明所要求的0.4h，则合金元素还不能够充分时效析出，使得电导率偏低。额外加0.4h是细致考虑了大炉装料时升温均温特性与小样品的差异而制定的细则。
实施例17：
第二步：第3组冷却单元的水流量V3为4000L/min，第2组冷却单元的水流量V3为4800L/min，第1组冷却单元的水流量V1为6000L/min。
其余步骤和参数与实施例1相同。
实施例18：
第二步：第3组冷却单元的水流量V3为1000L/min，第2组冷却单元的水流量V3为1200L/min，第1组冷却单元的水流量V1为1500L/min。
其余步骤和参数与实施例1相同。
实施例19：
第二步：第3组冷却单元的水流量V3为6000L/min，第2组冷却单元的水流量V3为7200L/min，第1组冷却单元的水流量V1为12000L/min。
其余步骤和参数与实施例1相同。
实施例20：
第二步：第3组冷却单元的水流量V3为500L/min，第2组冷却单元的水流量V3为600L/min，第1组冷却单元的水流量V1为1000L/min。
其余步骤和参数与实施例1相同。
通过对比分析实施例1,17,18,19和20可知，当结晶器的3组冷却单元的水流量在本发明公开的技术原则确定的范围内时可以获得良好的高强高导铜合金。当水流量过高(如实施例19)，由于冷却过强，金属直接凝固在结晶器内壁导致卡死无法正常引出。当水流量过低(如实施例20)，由于冷却不足，无法保障初坯处于固溶态，部分Ag提前析出，使得强度和电导率都偏低。
实施例21：
第二步：第3组冷却单元的水流量V3为2000L/min，第2组冷却单元的水流量V3为2000L/min，第1组冷却单元的水流量V1为2000L/min。
其余步骤和参数与实施例1相同。
通过对比分析实施例1和21可知，当结晶器的3组冷却单元的水流量没有按照本发明公开的比例设置时，无法在3组冷却单元形成合理的冷却梯度，导致结晶器内壁磨损严重，使用寿命降低50％。
实施例22：
第三步：连续挤压出口用水槽浸入式冷却而非雾化喷淋水冷。
其余步骤和参数与实施例1相同。
通过对比分析实施例1和22可知，当连续挤压后如果没有采用强效的冷却方法，例如实施例22所用的常规水槽浸入冷却，容易导致固溶体部分脱溶，强度偏低，析出动力弱。如图11所示，实施例22的样品连续挤压冷却后的TEM观察到组织中已经出现Ag析出相，说明固溶体已经部分脱溶了。
实施例23：
第二步：初坯喷淋采用常规小孔喷淋，设置90个喷嘴，喷嘴间隔为30mm，喷嘴与坯料表面间距60mm，水压0.3MPa。
其余步骤和参数与实施例1相同。
通过对比分析实施例1和23可知，当初坯连续引出时如果没有采用强效的冷却方法，例如实施例23所用的常规小孔喷淋且水压、孔间距等不合理的话，容易导致固溶体部分脱溶，强度偏低，析出动力弱。
实施例24：
第二步：常规水平连铸之后进行高温固溶。保温炉温度控制在1250℃，结晶器采用常规的只含一个水冷却单元的铜内壁钢套水冷结晶器，所用冷却水流量选择常规参数50L/min，牵引速度为10mm/s，铸造得到铜合金杆。将水平连续铸造生产的铜合金杆进行固溶处理，固溶处理温度为900℃，加热方式选择在线感应加热，处理时间40min，淬火采用常规小孔喷淋，设置90个喷嘴，喷嘴间隔为30mm，喷嘴与坯料表面间距60mm，水压0.3MPa。
其余步骤和参数与实施例1相同。
通过对比实施例1和24可知，本发明得水平连铸与常规的水平连铸+高温固溶技术相比，本发明的产品无论是硬度还是电导率均显著提高，且无需能耗极高的高温固溶步骤。
表2实施例的产品性能、成材率、产能情况汇总
Figure BDA0002466188660000151
*只统计一套水平连铸+连续挤压产线的产能
实施例25：
第一步：配料熔化。根据合金成分为Cu-0.5wt.％Cr-0.1wt.％Zr进行配料，投入熔化炉重分熔化，进行氧含量与合金元素含量抽样检测分析，根据分析结果补料并充分脱氧至10ppm以内，通过熔化炉内部导槽将熔体导入保温炉。
第二步：水平连铸。在保温炉侧下方进行水平连铸，间隔200mm的4个结晶器水平布置安装在保温炉侧下方，结晶器在沿初坯引出方向设置3组独立的冷却单元，第1组冷却单元最靠近保温炉。采用逆冷却方式，进水口的温度低于20℃。第3组冷却单元的水流量V3为50L/min，第2组冷却单元的水流量V2为60L/min，第1组冷却单元的水流量V1为75L/min，在结晶器第1和第2组冷却单元的水冷套外壁设置电磁感应线圈实现电磁搅拌，电磁搅拌方式为旋转搅拌，电流频率为2Hz。初坯的截面积为50mm2，引出速度为100mm/min。在结晶器出口向外1000mm范围内进行水幕喷淋，设置30个雾化喷嘴，雾化喷嘴间隔为20mm，喷嘴与坯料表面间距50mm，水压0.5MPa。
第三步：连续挤压。将挤压模具预热到500℃，该挤压模具材质为实施例0制备的锻造高温镍基合金，模具结构设计见图25。水平连铸的初坯经过扒皮机去掉表面氧化缺陷层，然后通过在线感应装置快速预热到800℃，再进入模腔挤压。挤压轮转速为8rpm，挤压比为8，挤压间隙控制在2mm。在板型模具出口对坯料进行高强度冷却水喷淋，设置20个雾化喷嘴，雾化喷嘴间隔为20mm，喷嘴与坯料表面间距50mm，水压0.5MPa。
第四步：冷轧。根据产品要求对挤压后的坯料进行冷轧，冷轧的道次变形量为5％，累计变形量为99％。
第五步：时效热处理。将冷轧后的坯料进行盘卷，放置于钟罩式加热炉，进行时效热处理。先将坯料置于内衬，待加热炉体达到预设温度后吊装罩住内衬，使坯料快速升温，达到设计保温时间后，通过行车吊走炉体，使坯料快速降温。热处理过程中全程通还原性气氛避免氧化。产品时效温度和时间通过如下原则确定：取若干组坯料样品，分别在300、350、400、450、500、550、600℃退火0.1、0.5、1、2、4、8、16、24、48、99.6h；测试样品的维氏硬度(单位HV)和电导率(单位％IACS)，并计算硬度值与电导率值乘积，取乘积最大的样品所用的试验温度为产品退火温度，取乘积最大的样品所用的试验时间额外加上0.4h为产品保温时间，结果发现样品在500℃退火保温1h具有最大乘积值，取500℃为产品保温时间，取1.4h为产品保温时间。
第六步：采用维氏硬度计测量所得产品的维氏硬度，采用涡流电导仪测试产品的电导率，，结果见附表3。
图12显示了本实施例水平连铸获得的初坯杆。图13和图14的金相组织图片，表明晶粒内部无明显析出相。图15的XRD图谱仅有铜的衍射峰，未见第二相衍射峰。衍射峰与标准铜衍射峰相比峰位有所偏移，说明所得初坯的铬锆元素固溶在铜晶格里。图16显示了连续挤压后的样品的等轴晶组织。图17的挤压冷却后的坯料TEM照片，显示了挤压态内部并未产生纳米析出相，说明依旧保持着过饱和固溶体特征。图18显示了冷轧态样品内部存在高密度位错缠结。图19显示了时效态样品内部出现了高密度析出相。图20采用高分辨TEM显示了纳米析出相的晶格条纹像。
实施例26：
第一步：配料熔化。合金成分为Cu-1wt.％Cr-0.15wt.％Zr。
其余步骤和参数与实施例25相同。
与实施例25类似，铸态初坯的XRD图显示其具有过饱和固溶体组织，挤压冷却后的坯料TEM照片显示挤压态内部并未产生纳米析出相，说明依旧保持着过饱和固溶体特征。
实施例27：
第一步：配料熔化。合金成分为Cu-0.5wt.％Cr-0.1wt.％Zr-0.05wt.％Si。
其余步骤和参数与实施例25相同。
与实施例25类似，铸态初坯的XRD图显示其具有过饱和固溶体组织，挤压冷却后的坯料TEM照片显示挤压态内部并未产生纳米析出相，说明依旧保持着过饱和固溶体特征。
实施例28：
第一步：配料熔化。合金成分为Cu-0.5wt.％Cr-0.1wt.％Zr-0.03wt.％Mg。
其余步骤和参数与实施例25相同。
与实施例25类似，铸态初坯的XRD图显示其具有过饱和固溶体组织，挤压冷却后的坯料TEM照片显示挤压态内部并未产生纳米析出相，说明依旧保持着过饱和固溶体特征。
通过对比分析实施例25～28的结果可知，本发明方法对于典型铜铬锆三元合金，以及在铜铬锆基础上进一步微合金化的合金均具有良好的适用性。所制备的铜铬锆板带材具有细密均匀的纳米析出相组织结构和高强高导特性，其综合性能与其他技术获得的产品性能接近或更佳，并且具有很高的成材率，非常适合工业化大规模制造。
实施例29：
第二步：水平连铸。所用结晶器为2个，间隔400mm，第3组冷却单元的水流量V3为500L/min，第2组冷却单元的水流量V2为600L/min，第1组冷却单元的水流量V1为750L/min，所用电磁搅拌频率为500Hz，初坯截面积为1000mm2，引出速度为100mm/min，设置90个雾化喷嘴，喷嘴间隔为10mm，喷嘴与坯料表面间距为10mm，水压为0.8MPa。
第三步：连续挤压。挤压轮转速为3rpm，挤压比为3，挤压间隙为0.6mm。设置50个雾化喷嘴，雾化喷嘴间隔为10mm，喷嘴与坯料表面间距10mm，水压0.8MPa。
其余步骤和参数与实施例25相同。
其铸态初坯的XRD图显示其具有过饱和固溶体组织，挤压冷却后的坯料TEM照片显示挤压态内部并未产生纳米析出相，说明依旧保持着过饱和固溶体特征。
实施例30：
第一步：所用结晶器为3个，间隔300mm，第3组冷却单元的水流量V3为100L/min，第2组冷却单元的水流量V2为120L/min，第1组冷却单元的水流量V1为150L/min，所用电磁搅拌频率为50Hz，初坯截面积为200mm2，引出速度为50mm/min，
第三步：连续挤压。挤压轮转速为8rpm，挤压比为8，挤压间隙为2mm。将挤压模具预热到600℃，初坯快速预热到700℃。
其余步骤和参数与实施例25相同。
其铸态初坯的XRD图显示其具有过饱和固溶体组织，挤压冷却后的坯料TEM照片显示挤压态内部并未产生纳米析出相，说明依旧保持着过饱和固溶体特征。
实施例31：
第三步：连续挤压。将挤压模具预热到550℃，初坯快速预热到750℃。
其余步骤和参数与实施例25相同。
其铸态初坯的XRD图显示其具有过饱和固溶体组织，挤压冷却后的坯料TEM照片显示挤压态内部并未产生纳米析出相，说明依旧保持着过饱和固溶体特征。
实施例32：
第四步：冷轧累计变形量为50％。
其余步骤和参数与实施例25相同。
其铸态初坯的XRD图显示其具有过饱和固溶体组织，挤压冷却后的坯料TEM照片显示挤压态内部并未产生纳米析出相，说明依旧保持着过饱和固溶体特征。
实施例33：
第二步：水平连铸。所用电磁搅拌频率为1Hz，引出速度为2mm/min，水压为0.2MPa。
其余步骤和参数与实施例25相同。
通过对比实施例25与33，可知若引出速度较低，电磁搅拌频率较低，冷却水压较低，会导致铜铬锆板带材熔体搅拌不充分，无法形成细密等轴晶，部分Ag原子提前从过饱和固溶体中析出，演变为粗大的初生相(图22)。弱化合金强度，同时导致后续析出不充分，损害合金电导率。
实施例34：
第二步：水平连铸。引出速度为400mm/min，水压为1.0MPa。
其余步骤和参数与实施例25相同。
通过对比实施例25与34，可知对于较小截面积的初坯若采用较高引出速度配合较强喷淋冷却，虽然冷却效果增强，固溶更充分，但会导致凝固过快而产生断坯现象(图23)，极大地损害了生产的连续性。
通过对比实施例25、33和34可知，必须合理匹配引出截面积、引出速度、冷却水压、电磁搅拌频率等工艺参数，方可获得高效优质的铜铬锆初坯。
实施例35：
第三步：连续挤压初坯感应预热温度为600℃。
其余步骤和参数与实施例25相同。
实施例36：
第三步：连续挤压出口喷淋水冷雾化喷嘴间隔为30mm，喷嘴与坯料表面间距80mm，水压0.2MPa。
其余步骤和参数与实施例25相同。
通过对比实施例25、35和36可知，若连续挤压工艺中，初坯预热温度偏低，或者挤压出口坯料冷却效果不足，均会导致产品强度与电导率综合性能降低，其原因是过饱和固溶体的提前脱溶分解，产生粗大和不均匀的析出相(图24)。
实施例37：
第三步：连续挤压模具预热至450℃。
其余步骤和参数与实施例25相同。
通过对比实施例25和37可知，若连续挤压工艺中对模具预热温度不够，则导致挤压初期所制造的产品性能未达到200HV&84％IACS的水平。其原因是由于挤压初期模腔温度较低，过饱和固溶体提前脱溶分解。且挤压应力太大，导致模具寿命降低。
实施例38：
第三步：连续挤压挤压比为2。
其余步骤和参数与实施例25相同。
通过对比实施例25和38可知，若连续挤压工艺中挤压比太低，导致材料变形量不足，无法有效强化材料，使得产品强度偏低。并且导致挤压温度略低，过饱和固溶体部分提前脱溶分解，轻微损害电导率。
实施例39：
第三步：连续挤压挤压比为10。
其余步骤和参数与实施例25相同。
通过对比实施例25和39可知，若连续挤压工艺中挤压比太高，虽然能够进一步提高产品强度，但是多次发生闷车和模具破裂事故，严重损害设备寿命和产能。
实施例40：
第四步：冷轧累计变形量为40％。
其余步骤和参数与实施例25相同。
通过对比实施例25和40可知，若冷轧累计变形量较小，则对铜铬锆板带材的加工硬化效果弱，位错密度不高，析出动力弱。不仅硬度偏低，电导率也偏低。
实施例41：
第五步：时效热处理：样品在500℃退火保温1h。
其余步骤和参数与实施例25相同。
通过对比实施例25和41可知，若选取时效退火保温时间时未加上本发明所要求的0.4h，则合金元素还不能够充分时效析出，使得电导率偏低。额外加0.4h是细致考虑了大炉装料时升温均温特性与小样品的差异而制定的细则。
实施例42：
第二步：常规水平连铸之后进行高温固溶。保温炉温度控制在1250℃，结晶器采用常规的只含一个冷却单元的铜内壁钢套水冷结晶器，所用冷却水流量选择常规参数50L/min，牵引速度为10mm/s，铸造得到铜合金杆。将水平连续铸造生产的铜合金杆进行固溶处理，固溶处理温度为900℃，加热方式选择在线感应加热，处理时间40min，淬火采用常规小孔喷淋，设置90个喷嘴，喷嘴间隔为30mm，喷嘴与坯料表面间距60mm，水压0.3MPa。
其余步骤和参数与实施例25相同。
通过对比实施例25和42可知，本发明的水平连铸与常规的水平连铸+高温固溶相比，本发明的产品无论是硬度还是电导率均显著提高，且无需能耗极高的高温固溶步骤。
表3实施例的产品性能、成材率情况汇总
Figure BDA0002466188660000181
Figure BDA0002466188660000191

Claims (5)

1.一种铜合金的连续挤压工艺，工艺条件为：
(1.1)挤压模具采用锻造高温镍基合金，该合金包含0.05%C、15%Cr、6%Mo、5%W、2%Ti、5.5%Al，其余为Ni；该合金通过真空冶炼+电渣重熔工艺熔炼，均匀化处理后通过热锻和热处理成形；
(1.2)在挤压开始前先将挤压模具预热到500~600℃，将铜合金铸坯快速预热到700~750℃再进入模腔挤压进行连续挤压得到坯料，控制挤压轮转速为3~8 rpm，挤压比为3~8，挤压间隙控制在0.6-2mm；
(1.3)步骤(1.2)所得坯料在挤压模具出口进行高强度冷却水喷淋，喷淋装置采用雾化喷嘴，喷嘴间隔为10~20 mm，根据坯料尺寸设置数量，喷嘴与坯料表面间距10~50 mm，水压0.5~0.8 MPa，将坯料快速地从高温冷却到室温，避免过饱和固溶体的脱溶分解。
2.如权利要求1所述的铜合金的连续挤压工艺，其特征在于：所述锻造高温镍基合金按照如下步骤进行制备：采用真空冶炼＋电渣重熔工艺熔炼出合金锭，合金锭进行1250℃×1~4h的均匀化处理后，在1000℃~1050℃等温锻造成形，变形量为80％~90%；之后，在800℃保温8~16小时，淬水冷却后在300℃~400℃回火1~2小时。
3.如权利要求1或2所述的铜合金的连续挤压工艺，其特征在于：所述的铜合金铸坯为坯内合金元素均处于过饱和固溶态的铜合金铸坯。
4.一种用于权利要求1-3所述的连续挤压工艺的模具材料，其为锻造高温镍基合金，该合金包含0.05%C、15%Cr、6%Mo、5%W、2%Ti、5.5%Al，其余为Ni；该合金通过真空冶炼+电渣重熔工艺熔炼，均匀化处理后通过热锻和热处理成形；
所述锻造高温镍基合金按照如下步骤进行制备：采用真空冶炼＋电渣重熔工艺熔炼出合金锭，合金锭进行1250℃×1~4h的均匀化处理后，在1000℃~1050℃等温锻造成形，变形量为80％~90%；之后，在800℃保温8~16小时，淬水冷却后在300℃~400℃回火1~2小时。
5.如权利要求1所述的连续挤压工艺在制备铜合金中的应用。
CN202010334817.8A 2020-04-24 2020-04-24 一种高强高导铜合金的连续挤压工艺及其应用和模具材料 Active CN111394609B (zh)

Priority Applications (2)

Application Number Priority Date Filing Date Title
CN202010334817.8A CN111394609B (zh) 2020-04-24 2020-04-24 一种高强高导铜合金的连续挤压工艺及其应用和模具材料
JP2021072940A JP7252655B2 (ja) 2020-04-24 2021-04-23 高強度高伝導率銅合金の連続押出方法およびその応用ならびに金型材料

Applications Claiming Priority (1)

Application Number Priority Date Filing Date Title
CN202010334817.8A CN111394609B (zh) 2020-04-24 2020-04-24 一种高强高导铜合金的连续挤压工艺及其应用和模具材料

Publications (2)

Publication Number Publication Date
CN111394609A CN111394609A (zh) 2020-07-10
CN111394609B true CN111394609B (zh) 2021-02-12

Family

ID=71435352

Family Applications (1)

Application Number Title Priority Date Filing Date
CN202010334817.8A Active CN111394609B (zh) 2020-04-24 2020-04-24 一种高强高导铜合金的连续挤压工艺及其应用和模具材料

Country Status (2)

Country Link
JP (1) JP7252655B2 (zh)
CN (1) CN111394609B (zh)

Families Citing this family (4)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
CN111636010B (zh) * 2020-07-16 2022-03-11 宁波博威合金材料股份有限公司 一种高强高导铜铁合金及其制备方法
CN112570991B (zh) * 2020-11-10 2022-10-25 湖南乾龙新材料有限公司 一种高强高导铝合金导电轨型材的生产方法
CN112570481A (zh) * 2020-12-30 2021-03-30 江阴电工合金股份有限公司 一种防起电弧合金铜的连续化生产装置及其制造工艺
CN114289538B (zh) * 2022-01-21 2024-04-30 重庆鸽牌电工材料有限公司 一种超薄超大宽窄比铜型材产品挤出工艺

Family Cites Families (12)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
JPH04235260A (ja) * 1991-01-11 1992-08-24 Daido Steel Co Ltd Ｎｉ基合金素材の製造方法
JPH1110220A (ja) * 1997-06-24 1999-01-19 Fujikura Ltd 銅又は銅合金材の製造方法
FI118328B (fi) * 2005-02-18 2007-10-15 Luvata Oy Metalliseoksen käyttö
CN101664767A (zh) * 2009-09-29 2010-03-10 西部金属材料股份有限公司 一种难熔金属的挤压方法
JP5732809B2 (ja) * 2010-10-20 2015-06-10 日立金属株式会社 押出成形品及びその製造方法
CN102303083B (zh) * 2011-06-30 2013-05-29 钢铁研究总院 制备难变形合金饼坯的快速等温锻造方法和装置
CN102676870B (zh) * 2012-06-07 2014-05-07 铁岭富兴铜业有限公司 一种无铅铜合金线材料及其制备方法
CN103740983B (zh) * 2013-12-19 2015-11-04 重庆材料研究院有限公司 高强韧耐腐蚀时效强化型镍基合金及直接时效热处理方法
CN104148431A (zh) * 2014-06-30 2014-11-19 大连康丰科技有限公司 一种挤压铜合金的连续挤压装置
CN104056868A (zh) * 2014-07-02 2014-09-24 大连康丰科技有限公司 一种挤压铜合金的连续挤压机组合式腔体
CN106756212A (zh) * 2017-01-09 2017-05-31 上海理工大学 连铸连挤生产析出强化型高强度铜铬合金的方法
CN107159739A (zh) * 2017-07-03 2017-09-15 广东省材料与加工研究所 一种Cu‑Ni‑Si‑Mg合金带材的制备方法

Also Published As

Publication number Publication date
CN111394609A (zh) 2020-07-10
JP7252655B2 (ja) 2023-04-05
JP2022028597A (ja) 2022-02-16

Similar Documents

Publication Publication Date Title
CN111363948B (zh) 一种高强高导铜合金的高效短流程制备方法
CN111394609B (zh) 一种高强高导铜合金的连续挤压工艺及其应用和模具材料
CN111496200B (zh) 一种铜合金的水平连铸方法
KR101450916B1 (ko) 구리합금 선재의 제조 방법 및 구리합금 선재
EP1775037B1 (en) Method for producing magnesium alloy product
CN104975211B (zh) 一种高导电率热处理型中强铝合金导电单丝
JP5202921B2 (ja) 銅合金線材の製造方法、銅合金線材および銅合金線材の製造装置
CN103397235B (zh) 一种镁-铝-锌-锰-铜合金及其制备方法
CN110863120B (zh) 一种引线框架用铜合金及其制备方法
CN113088750B (zh) 一种铜铁合金线材及其制备方法
CN112981195B (zh) 一种高强度铝镁硅钙导电铝合金及制备方法
CN112030030B (zh) 一种高强高导铜合金线材及其制备方法
CN109295346B (zh) 一种高导电率的柔软铝合金及其制备方法和应用
JP2007136467A (ja) 銅合金鋳塊と該銅合金鋳塊の製造方法、および銅合金条の製造方法、並びに銅合金鋳塊の製造装置
CN111440964B (zh) 一种高强高导Cu-Fe合金短流程制备方法
CN114427046A (zh) 一种合金的短流程制备装置和制备方法
CN116213661A (zh) 一种用于制备锡磷青铜棒材的结晶器以及水平连铸方法
CN115673260A (zh) 一种铝-镁-硅系合金导线短流程制备方法
CN115418724A (zh) 一种铂铱合金棒定向凝固装置、定向凝固方法及成型方法
CN115194102A (zh) 一种Cu-Ti合金的非真空短流程制备加工方法
CN115044800A (zh) 一种高强高导铜合金及其制备方法
KR20210079681A (ko) 고강도와 고전도도인 구리합금 및 그의 제조방법

Legal Events

Date Code Title Description
PB01 Publication
PB01 Publication
SE01 Entry into force of request for substantive examination
SE01 Entry into force of request for substantive examination
CB03 Change of inventor or designer information
CB03 Change of inventor or designer information

Inventor after: Fang Youtong

Inventor after: Wang Hongtao

Inventor after: Fang Xiaoyang

Inventor after: Liu Jiabin

Inventor after: Zhang Jindong

Inventor after: Wang Litian

Inventor after: Meng Liang

Inventor before: Fang Youtong

Inventor before: Wang Hongtao

Inventor before: Fang Xiaoyang

Inventor before: Liu Jiabin

GR01 Patent grant
GR01 Patent grant