CN111440964B - 一种高强高导Cu-Fe合金短流程制备方法 - Google Patents
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Abstract
本发明公开了一种高强高导Cu‑Fe合金短流程制备方法，属于金属材料技术领域。针对传统熔铸法无法制备Fe相均匀分布的Cu‑Fe合金以及粉末冶金法等存在工艺流程长、能耗大、成材率低高、生产成本高、产品性能低等问题，本发明提出采用双熔体混合铸造技术制备Fe相均匀分布的大规格Cu‑Fe合金铸锭，结合大变形量冷加工和组合形变热处理工艺，通过形变强化、细晶强化以及微米级/亚微米级/纳米级Fe相多尺度协同析出强化等共同作用，制备高强高导Cu‑Fe合金；该工艺具有投资小、流程短、能耗低、成材率高、生产成本低、产品的力学和导电性能好等优点，所制备的Cu‑Fe合金的强度、断后伸长率和导电率比粉末冶金法分别提高20％以上、30％以上和10％以上。
Description
技术领域
本发明属于金属材料技术领域，涉及一种高强高导Cu-Fe合金短流程制备方法。
背景技术
Cu-Fe合金兼有Cu的高导电、导热性能和Fe的软磁、较高的强度与刚度的特性，可作为磁性导电材料、电磁屏蔽材料、放电加工材料等使用，是脉冲强磁场系统、核聚变装置、粒子加速电磁发射器、高能同步辐射光源等高精尖技术领域中理想的磁性导体材料。
Cu-Fe合金凝固过程中会形成富Cu区(L1)和富Fe区(L2)的两种液相区域，这两种液相的成分不同，其密度差引起的斯托克斯运动导致在重力场的作用下引起宏观偏析，产生Cu-Fe合金成分、组织和性能不均匀的问题，因此采用传统熔铸法无法制备成分、组织较均匀的Cu-Fe合金(特别是Fe含量超过5wt％的合金)。
目前，制备Cu-Fe合金的主要方法为粉末冶金法、喷射沉积法等。其中粉末冶金法是将Cu粉和Fe粉均匀混合后，通过热等静压设备将粉末进行压合制备出组织均匀、性能优良的Cu-Fe复合材料锭坯。喷射沉积法是将Cu和Fe熔化后，通过气体喷雾器将熔体喷散成细小的液滴，金属液滴经高速冷却在预成型靶上开始凝固，凝固后成颗粒状组织。但是上述两种工艺存在的主要问题为：(1)坯料制备需要热等静压设备或喷射沉积设备，设备投资大、要求苛刻；(2)工艺流程长，工序复杂；(3)生产的铸锭重量和规格有限，致密度较低，不利于后续冷加工成形和制备高质量产品；(4)生产效率低、成本高。
本发明申请人等发明的双熔体混合连铸装备与工艺[见：李周、姜雁斌、王檬、肖柱、龚深，一种Cu-Fe复合材料双熔体混合铸造设备及工艺，中国发明专利，申请号CN201911081867.3；李周、姜雁斌、王檬、肖柱、龚深，一种难混溶合金的制备方法及连铸设备，中国发明专利，CN201911081348.7.4]是新近开发的一种大规格高质量Cu-Fe合金铸坯制备新技术，该技术制备的Cu-Fe合金铸坯的宏观偏析小、铸造缺陷少、组织致密且均匀，十分有利于后续冷加工(如轧制、拉拔)，但是由于合金铸坯的铜基体晶粒粗大，且固溶在基体中的Fe含量较高，其力学和电学性能较低，不能直接使用。另外，Fe原子在铜基体中的扩散系数低，时效热处理过程Fe原子以Fe相形式充分析出较困难，传统热处理工艺对提高Cu-Fe合金的强度和导电率的程度有限，难以制备高强度和高导电的Cu-Fe合金。
发明内容
针对现有技术中存在的技术问题，本发明的目的在于提供一种高强高导Cu-Fe合金短流程制备方法，本发明采用双熔体混合铸造新工艺制备大规格高质量Cu-Fe合金铸坯，结合大变形量的冷加工细化组织和组合形变热处理使固溶在铜基体中的Fe原子以纳米Fe相粒子充分弥散析出，实现Cu-Fe合金的高强度和高导电等性能以解决现有Cu-Fe合金制备工艺投资大、流程长、生产效率低、成本高和产品质量差等问题。
为了实现上述目的，本发明采用如下技术方案：
本发明一种高强高导Cu-Fe合金短流程制备方法，包括如下步骤：采用双熔体混合铸造法制得Cu-Fe合金铸坯，然后将Cu-Fe合金铸坯进行冷加工，经冷加工处理后的Cu-Fe合金试样进行热处理，所述冷加工-热处理的次数≥1；第一次冷加工时，控制总变形量为80～98％，道次变形量为30～50％。
本发明通过双熔体混合铸造法结合大变形量冷加工和组合形变热处理，获得本发明的高强高导Cu-Fe合金短流程制备工艺，本发明中先采用双熔体混合铸造工艺制备Fe相均匀分布的大规格Cu-Fe合金铸坯，然后对合金铸坯进行大变形量的冷加工(轧制、拉拔、锻造等)，利用合金中Fe相和Cu基体变形行为差异较大的特点，通过合理控制冷加工制度(如道次变形量、总变形量等)，使Fe相和Cu基体之间产生剧烈的剪切变形和局部较大的变形热，不仅可诱发Cu基体发生动态再结晶而细化晶粒，而且可使Fe相发生剪切破碎而细化和分布更加均匀；同时结合形变热处理(固溶→冷加工→时效)或组合形变热处理工艺(如固溶→一次冷加工→一次时效→二次冷加工→二次时效等)使固溶在Cu基体中的Fe原子以纳米Fe相粒子充分弥散析出，并在不同尺度的Fe相粒子周围形成高密度位错缠结，通过形变强化、细晶强化以及微米级/亚微米级/纳米级Fe相多尺度协同析出强化等共同作用，制备高强度、高导电的Cu-Fe合金。
在本发明中第一次冷加工制度的控制非常关键。由于合金锭坯尺寸比较大，如果第一次冷加工道次变形量和总变形量过小时，存在如下3个问题：(1)冷变形不能深入整个锭坯，容易导致锭坯表层和芯部变形不均匀，对后续冷加工和时效产生不利影响，同时加工道次数量也明显增多，加工流程增多；(2)不足以诱发Cu基体发生动态再结晶而细化晶粒以及使Fe相发生剪切破碎而细化和分布更加均匀；(3)Fe原子在铜基体中的扩散系数低，变形量太小产生的空位、位错等缺陷数量较低，不利于时效热处理过程Fe原子以Fe相形式充分析出，导致合金的强度和导电率较低。当第一次冷加工道次变形量和总变形量过大时，一方面需要大吨位冷加工设备，对设备要求更加苛刻，另一方面也会引起铜基体和Fe相之间不协调变形程度增大，合金的形状和尺寸精度控制更加困难，甚至导致合金冷加工过程易开裂等问题。因此，需要合理控制第一次冷加工道次变形量和总变形量，既可诱发Cu基体发生动态再结晶而细化晶粒和使Fe相发生剪切破碎而细化和分布更加均匀，又可促进后续一次时效过程纳米级Fe相充分析出。
本发明中所述的双熔体混合铸造法具体设备与工艺见申请号CN201911081867.3。
采用两个密闭的熔化系统分别对纯Cu和Cu-Fe合金进行独立熔化和精确控温，并通过惰性气体压力控制驱动纯Cu液和Cu-Fe合金液在混合腔中进行混合，使两种金属液按设定比例混合，实现混合熔体成分的精确控制；采用感应加热方式对混合腔中的混合熔体进行精确控温和电磁搅拌，然后将混合熔体注入到水冷结晶系统后，实现快速凝固，抑制合金的宏观偏析和细化组织。所制备的Cu-Fe合金铸坯无宏观偏析且组织均匀，铸坯形状可以为带坯、管坯和棒坯等中的一种。
所述双熔体混合铸造法的工艺参数为：纯铜熔体温度1100℃～1300℃，Cu-Fe母合金熔体温度1400℃～1600℃，混合腔温度1300～1500℃，结晶器冷却水流量200～2000L/h。
本发明中，采用双熔体混合铸造法制得Cu-Fe合金铸坯，这是由于传统铸造工艺制备Fe含量超过5wt％的Cu-Fe合金铸坯时，存在严重的宏观偏析，产生Cu-Fe合金成分、组织和性能极不均匀的问题，而且这种不均匀分布的粗大Fe相无法通过后续高温均匀化退火进行消除。这种Fe相分布不均匀的组织遗传特性对合金冷加工和热处理过程组织与性能的不利影响显著。由于Fe相的硬度明显高于铜基体，不均匀分布的Fe相会使带材后续冷加工过程中Fe相和铜基体之间不协调变形程度非常大，导致合金带材的残余应力较大，带材的形状和尺寸精度难以控制；另外，冷加工后Fe相和铜基体组织的分布不均匀会使合金时效过程中铜基体回复或再结晶程度不均匀以及纳米级Fe相析出程度不均匀，进而导致合金组织和性能不均匀，特别是铸造过程形成的粗大Fe相对合金的强化作用较小，合金的强度较低。因此，采用传统熔铸法结合大变形量冷加工和组合形变热处理工艺无法制备成分和组织较均匀的高质量Cu-Fe合金。
本发明一种高强高导Cu-Fe合金短流程制备方法，所述Cu-Fe合金中，Fe的质量分数为5wt％～80wt％，优选为10wt％～40wt％，进一步优选为20wt％～40wt％。
在本发明中，所述的Cu-Fe合金产品类型可以为板材、带材、箔材、棒材、线材、丝材、管材等。
作为优选，本发明一种高强高导Cu-Fe合金短流程制备方法，所述Cu-Fe合金铸坯先进行均匀化退火处理再进行冷加工；所述均匀化退火处理在保护气氛下进行，所述均匀化退火处理的温度为900～980℃，均匀化退火处理的时间为4h～8h。
所述均匀化退火处理后进行水淬，所述水淬的冷却水温度为20～50℃。
所述保护气氛为氮气。
经过成分和微观组织检测，若具有成份偏析的铸锭，则可对Cu-Fe合金铸坯进行均匀化退火处理，消除Cu基体中的微观偏析。
本发明一种高强高导Cu-Fe合金短流程制备方法，最后一次热处理为去应力退火，所述去应力退火在保护气氛下进行，所述去应力退火的温度为180～250℃，去应力退火的时间为4h～6h。
所述保护气氛为氮气。
本发明一种高强高导Cu-Fe合金短流程制备方法，所述冷加工-热处理的次数为2-3。
本发明一种高强高导Cu-Fe合金短流程制备方法，第N次冷加工的总变形量≤第N-1次冷加工的总变形量，第N次冷加工的道次变形量≤第N-1次冷加工的道次变形量。
在本发明中，需要控制冷加工过程中的总变形量和道次变形量是逐步减少，以获得最优的强度以及导电性能。
作为优选，本发明一种高强高导Cu-Fe合金短流程制备方法，包括如下步骤：
步骤1采用双熔体混合铸造法制得Cu-Fe合金铸坯；
步骤2对步骤1中的Cu-Fe合金铸坯进行均匀化退火处理，所述均匀化退火处理在保护气氛下进行，所述均匀化退火处理的温度为900～980℃，均匀化退火处理的时间为4h～8h，
步骤3对步骤2中所得Cu-Fe合金试样进行第一次冷加工，所述第一次冷加工的总变形量为80～98％，道次变形量为30～50％；
步骤4对步骤3中所得Cu-Fe合金试样进行第一次时效处理，所述第一次时效处理在保护气氛下进行，所述第一次时效处理的温度为400～500℃，第一次时效处理的时间为4h～10h，
步骤5对步骤4中所得Cu-Fe合金试样进行第二次冷加工，所述第二次冷加工的总变形量为40～80％，道次变形量为20～30％，然后对第二次冷加工后的Cu-Fe合金试样进行第二次时效处理，所述第二次时效处理在保护气氛下进行，第二次时效处理的温度为420～480℃，第二次时效处理的时间为2h～6h；
步骤6对步骤5中所得Cu-Fe合金试样进行第三次冷加工，所述第三次冷加工的总变形量为30～60％，道次变形量为10～20％；然后对第三次冷加工的Cu-Fe合金试样进行去应力退火，所述去应力退火在保护气氛下进行，所述去应力退火的温度为180～250℃，去应力退火的时间为4h～6h。
在上述优选方案中，通过大变形量的冷加工结合组合形变热处理工艺(如固溶→一次冷轧→一次时效→二次冷轧→二次时效→三次冷轧→去应力退火等)使固溶在Cu基体中的Fe原子以纳米Fe相粒子充分弥散析出，并在不同尺度的Fe相粒子周围形成高密度位错缠结，通过形变强化、细晶强化以及微米级/亚微米级/纳米级Fe相多尺度协同析出强化等共同作用，制备出高强度、高导电的Cu-Fe合金。其中步骤2中，对步骤1中的Cu-Fe合金铸坯进行均匀化退火处理，消除Cu基体中的微观偏析，提高Cu基体中Fe含量的固溶度和合金的冷加工性能，步骤3中，进行大变形量冷加工，使合金中的Fe相和Cu基体之间产生剧烈的剪切变形和局部较大的变形热，诱发Cu基体发生动态再结晶而细化晶粒，同时使Fe相发生剪切破碎而细化和分布更加均匀，步骤4中，对步骤3中的一次冷加工Cu-Fe合金进行时效处理，使Cu基体中的Fe原子以纳米级Fe相颗粒充分析出，并在不同尺度的Fe相粒子周围形成高密度位错缠结，提高合金的强度和导电率。步骤5中然后对二次冷加工的合金进行二次时效，促进纳米级Fe相颗粒在Cu基体中进一步析出，并在不同尺度的Fe相粒子周围形成高密度位错缠结，以尽可能的提高合金的强度和导电率。
可以看到，在本发明方案中，随着一次冷加工、二次冷加工、三次冷加工的进行，冷加工的总变形量和道次变形量是逐步减少的。一次冷加工道次变形量(30～50％)和总变形量(80～95％)较大，是通过大变形量冷加工诱发Cu基体发生动态再结晶而细化晶粒以及使Fe相发生剪切破碎而细化和分布更加均匀；一次冷加工后进行一次时效处理，使纳米级Fe相在铜基体种充分析出，合金的硬度和强度已大幅度提高，但塑性有所下降，通过大量的实验数据分析，将二次冷加工的道次变形量和总变形量分别控制在20～30％和40～80％，可在确保二次冷加工顺利进行的基础上尽可能的提高变形程度，为二次时效进一步析出纳米级Fe相提供变形储能。由于二次时效后合金的强度和硬度进一步提高，为确保三次冷加工顺利进行，将三次冷加工的道次变形量和总变形量分别控制在10～20％和30～60％，使合金中形成更多的位错以及提高位错和Fe相之间的交互作用，最终通过形变强化、细晶强化以及微米级/亚微米级/纳米级Fe相多尺度协同析出强化等共同作用，制备出高强度、高导电的Cu-Fe合金。
作为优选，所述均匀化退火处理后进行水淬，所述水淬的冷却水温度为20～50℃
作为优选，所述第一次时效处理后进行水淬，所述水淬的冷却水温度为20～50℃。
作为优选，所述第二次时效处理后进行水淬，所述水淬的冷却水温度为20～50℃。
作为优选，所述去应力退火后进行水淬，所述水淬的冷却水温度为20～50℃。
在本发明中，冷加工可为轧制、拉拔、锻造等。
本发明的优点在于：
(1)与传统熔铸法相比，本发明采用的双熔体混合铸造技术可制备大规格Cu-Fe合金铸锭，具有宏观偏析程度低、Fe相均匀分布、组织致密、冷加工性能优良等特点，适合于直接进行大变形量冷加工成形。
(2)本发明利用Cu-Fe合金中Fe相和Cu基体变形行为差异较大的特点，通过合理控制冷加工制度(如道次变形量、总变形量等)，使Fe相和Cu基体之间产生剧烈的剪切变形和局部较大的变形热，不仅可诱发Cu基体发生动态再结晶而细化晶粒，而且可使Fe相发生剪切破碎而细化和分布更加均匀；同时结合组合形变热处理工艺(如固溶→一次冷轧→一次时效→二次冷轧→二次时效→三次冷轧→去应力退火等)使固溶在Cu基体中的Fe原子以纳米Fe相粒子充分弥散析出，并在不同尺度的Fe相粒子周围形成高密度位错缠结，通过形变强化、细晶强化以及微米级/亚微米级/纳米级Fe相多尺度协同析出强化等共同作用，制备出高强度、高导电的Cu-Fe合金。
(3)与粉末冶金法相比，本发明提出采用双熔体混合铸造技术制备大规格高质量Cu-Fe合金铸锭，结合大变形量冷加工和组合形变热处理制备Cu-Fe合金的工艺具有投资小、工艺流程短、能耗低、成材率高、生产成本低、产品的力学和导电性能好等优点，所制备的Cu-Fe合金的强度、断后伸长率和导电率比粉末冶金法分别提高20％以上、30％以上和10％以上。
附图说明
图1是实施例1所制备的Cu-20wt.％Fe合金铸坯的金相组织。
图2是实施例1所制备的冷轧Cu-20wt.％Fe合金的EBSD组织。
图3是实施例1所制备的组合形变热处理后Cu-20wt.％Fe合金的TEM组织
具体实施方式
实施例1：宽度200mm、厚度0.5mm的Cu-20wt.％Fe合金带材
(1)以Cu-20wt.％Fe为例，采用双熔体混合铸造工艺制备宽度为200mm、厚度为10mm的合金板坯，铜液熔化温度为1180℃，Cu-Fe合金液融化温度为1420℃、惰性气体流量为1.5L/h，混合腔加热温度1360℃、冷却水流量为1000L/h。
(2)对步骤(1)制备的板坯进行均匀化退火处理，退火温度为950℃，保温时间为6h，保护气体为N2；采用水淬的方式进行淬火，冷却水温度为25℃。
(3)对步骤(2)中退火后的板坯进行变形量为80％的一次冷轧，轧制速度为100m/min，道次变形量为30％，制备厚度为2mm的Cu-20wt.％Fe合金带材。对一次冷轧的Cu-20wt.％Fe合金带材进行时效处理，时效温度为450℃，保温时间为5h，保护气体为N2；采用水淬的方式进行淬火，冷却水温度为25℃。
(4)对步骤(3)中时效后的Cu-20wt.％Fe合金带材进行总变形量为50％的二次冷轧，轧制速度为80m/min，道次变形量为25％，制备厚度为1mm的Cu-20wt.％Fe合金带材。对二次冷轧的Cu-20wt.％Fe合金带材进行时效处理，时效温度为450℃，保温时间为5h，保护气体为N2；采用水淬的方式进行淬火，冷却水温度为25℃。
(5)将步骤(4)中时效后的Cu-20wt.％Fe合金带材进行总变形量为50％的三次冷轧，轧制速度为60m/min，道次变形量为20％，生产厚度为0.5mm的Cu-20wt.％Fe合金带材。对0.5mm厚的Cu-20wt.％Fe合金带材进行时效处理(去应力退火)，时效温度为240℃，保温时间为5h，保护气体为N2；采用水淬的方式进行淬火，冷却水温度为25℃。
对比例1
采用粉末冶金法制备的Cu-20wt.％Fe合金带材。
对比例2
其他工艺步骤与条件均与实施例1相同，仅是步骤(3)中的一次冷轧的总变形量为60％，道次变形量为20％。
表1列出了对比例1、对比例2和实施例1工艺制备的Cu-20wt.％Fe合金带材的力学性能和导电率。实施例1工艺制备Cu-20wt.％Fe合金带材的抗拉强度、断后伸长率和导电率比对比例1的带材分别提高21.4％、36.4％和11.5％，比对比例2的抗拉强度和导电率分别提高6.1％和7.4％，断后伸长率略有下降。
表1对比例1、对比例2和实施例1制备的Cu-20wt.％Fe合金带材性能的比较
实施例2：宽度300mm、厚度1mm的Cu-40wt.％Fe合金带材
(1)以Cu-40wt.％Fe为例，采用双熔体混合铸造工艺制备宽度为300mm、厚度为20mm的合金板坯，铜液熔化温度为1180℃，Cu-Fe合金液融化温度为1480℃、惰性气体流量为1.2L/h，混合腔加热温度1400℃、冷却水流量为1500L/h。
(2)对步骤(1)制备的板坯进行均匀化退火处理，退火温度为980℃，保温时间为6h，保护气体为N2；采用水淬的方式进行淬火，冷却水温度为25℃。
(3)对步骤(2)中退火后的板坯进行变形量为80％的一次冷轧，轧制速度为120m/min，道次变形量为30％，制备厚度为4mm的Cu-40wt.％Fe合金带材。对一次冷轧的Cu-40wt.％Fe合金带材进行时效处理，时效温度为450℃，保温时间为5h，保护气体为N2；采用水淬的方式进行淬火，冷却水温度为25℃。
(4)对步骤(3)中时效后的Cu-40wt.％Fe合金带材进行总变形量为50％的二次冷轧，轧制速度为90m/min，道次变形量为25％，制备厚度为2mm的Cu-40wt.％Fe合金带材。对二次冷轧的Cu-40wt.％Fe合金带材进行时效处理，时效温度为450℃，保温时间为4.5h，保护气体为N2；采用水淬的方式进行淬火，冷却水温度为25℃。
(5)对步骤(4)中时效后的Cu-40wt.％Fe合金带材进行总变形量为50％的三次冷轧，轧制速度为70m/min，道次变形量为20％，生产厚度为1mm的Cu-40wt.％Fe合金带材。对三次冷轧的Cu-10wt.％Fe合金带材进行时效处理，时效温度为220℃，保温时间为4h，保护气体为N2；采用水淬的方式进行淬火，冷却水温度为25℃。
对比例3为采用粉末冶金法制备的Cu-40wt.％Fe合金带材。表2列出了对比例3和实施例2工艺制备的Cu-40wt.％Fe合金带材的力学性能和导电率。实施例2工艺制备Cu-40wt.％Fe合金带材的抗拉强度、断后伸长率和导电率比对比例3的带材分别提高20.9％、37.5％和12.9％。
表2对比例3和实施例2制备的Cu-40wt.％Fe合金带材性能的比较
实施例3：宽度400mm、厚度2mm的Cu-30wt.％Fe合金带材
(1)以Cu-30wt.％Fe为例，采用双熔体混合铸造工艺制备宽度为400mm、厚度为100mm的合金板坯，铜液熔化温度为1180℃，Cu-Fe合金液融化温度为1480℃、惰性气体流量为1.2L/h，混合腔加热温度1380℃、冷却水流量为1800L/h。
(2)对步骤(1)制备的板坯进行均匀化退火处理，退火温度为980℃，保温时间为8h，保护气体为N2；采用水淬的方式进行淬火，冷却水温度为25℃。
(3)对步骤(2)中退火后的板坯进行变形量为98％的冷轧，轧制速度为100m/min，道次变形量为40％，生产厚度为2mm的Cu-30wt.％Fe合金带材。对冷轧Cu-30wt.％Fe合金带材进行时效处理，时效温度为250℃，保温时间为5h，保护气体为N2；采用水淬的方式进行淬火，冷却水温度为25℃。
对比例4为采用粉末冶金法制备的Cu-30wt.％Fe合金带材，表3列出了对比例4和实施例3工艺制备的Cu-30wt.％Fe合金带材的力学性能和导电率。实施例3工艺制备Cu-30wt.％Fe合金带材的抗拉强度、断后伸长率和导电率比对比例4的带材分别提高20.9％、33.3％和13.0％。
表3对比例4和实施例3工艺制备的Cu-30wt.％Fe合金带材性能的比较
实施例4：直径1mm的Cu-30wt.％Fe合金线材
(1)以Cu-30wt.％Fe为例，采用双熔体混合铸造工艺制备直径为11mm的Cu-30wt.％Fe合金棒坯，铜液熔化温度为1180℃，Cu-Fe合金液融化温度为1480℃、惰性气体流量为1.2L/h，混合腔加热温度1380℃、冷却水流量为800L/h。
(2)对步骤(1)制备的棒坯进行均匀化退火处理，退火温度为960℃，保温时间为5h，保护气体为N2；采用水淬的方式进行淬火，冷却水温度为25℃。
(3)对步骤(2)中退火后的棒坯进行总收缩量为80％的一次拉拔加工，拉拔速度为1m/s，道次减径量为0.5mm，加工至直径为5.0mm的线材。对一次拉拔的Cu-30wt.％Fe合金棒材进行时效处理，时效温度为450℃，保温时间为5h，保护气体为N2；采用水淬的方式进行淬火，冷却水温度为25℃。
(4)对步骤(3)中时效后的Cu-30wt.％Fe合金棒材进行总收缩率为84％的二次拉拔加工，拉拔速度1m/s，道次减径量为0.25mm，加工至直径为2.0mm的线材，对二次拉拔的Cu-30wt.％Fe合金棒材进行时效处理，时效温度为450℃，保温时间为5h，保护气体为N2采用水淬的方式进行淬火，冷却水温度为25℃。
(5)对步骤(4)中时效后的Cu-30wt.％Fe合金棒材进行总收缩量为75％的三次拉拔加工，拉拔速度为0.8m/s，道次减径量为0.1mm，加工至直径为1.0mm的线材，对直径1mm的Cu-30wt.％Fe合金棒材进行时效处理，时效温度为230℃，保温时间为4h，保护气体为N2；采用水淬的方式进行淬火，冷却水温度为25℃。
对比例5为采用粉末冶金法制备的Cu-30wt.％Fe合金线材。
对比例6
其他工艺步骤与条件均与实施例4相同，仅是步骤(3)中的一次冷轧的总变形量为65％。
表4列出了对比例5、对比例6和实施例4工艺制备的Cu-30wt.％Fe合金线材的力学性能和导电率。实施例4工艺制备Cu-30wt.％Fe合金线材的抗拉强度、断后伸长率和导电率比对比例5的线材分别提高21.4％、25％和10.4％，比对比例6的抗拉强度和导电率分别提高5.6％和5.7％，断后伸长率略有下降。
表4对比例4和实施例4工艺制备的Cu-30wt.％Fe合金线材性能的比较
Claims (2)
1.一种高强高导Cu-Fe合金短流程制备方法，其特征在于，由如下步骤组成：
步骤1采用双熔体混合铸造法制得Cu-Fe合金铸坯；
步骤2 对步骤1中的Cu-Fe合金铸坯进行均匀化退火处理，所述均匀化退火处理在保护气氛下进行，所述均匀化退火处理的温度为900~980℃，均匀化退火处理时间为4h~8h，
步骤3 对步骤2中所得Cu-Fe合金试样进行第一次冷加工，所述第一次冷加工的总变形量为80~98%，道次变形量为30~50%；
步骤4 对步骤3中所得Cu-Fe合金试样进行第一次时效处理，所述第一次时效处理在保护气氛下进行，所述第一次时效处理的温度为400~500℃，第一次时效处理的时间为4h~10h，
步骤5 对步骤4中所得Cu-Fe合金试样进行第二次冷加工，所述第二次冷加工的总变形量为40~80%，道次变形量为20~30%，然后对第二次冷加工后的Cu-Fe合金试样进行第二次时效处理，所述第二次时效处理在保护气氛下进行，第二次时效处理的温度为420~480℃，第二次时效处理的时间为2h~6h；
步骤6对步骤5中所得Cu-Fe合金试样进行第三次冷加工，所述第三次冷加工的总变形量为30~60%，道次变形量为10~20%；然后对第三次冷加工的Cu-Fe合金试样进行去应力退火，所述去应力退火在保护气氛下进行，所述去应力退火的温度为180~250℃，去应力退火的时间为4h~6h即得Cu-Fe合金，所述Cu-Fe合金中，Fe的质量分数为20wt%~40wt%。
2.根据权利要求1所述的一种高强高导Cu-Fe合金短流程制备方法，其特征在于，所述均匀化退火处理后进行水淬，所述水淬的冷却水温度为20~50℃。
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Families Citing this family (1)
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|---|---|---|---|---|
| CN114427046B (zh) * | 2021-12-27 | 2023-08-01 | 中南大学 | 一种合金的短流程制备装置和制备方法 |
Citations (13)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JPH08283856A (ja) * | 1995-04-10 | 1996-10-29 | Nippon Steel Corp | Ｆｅ−Ｃｕ−Ｃｏ基合金半硬質磁性材料の製造方法 |
| JPH1136055A (ja) * | 1997-07-16 | 1999-02-09 | Hitachi Cable Ltd | 電子機器用銅合金材の製造方法 |
| CN1793394A (zh) * | 2004-12-24 | 2006-06-28 | 株式会社神户制钢所 | 具有弯曲性和应力弛豫性能的铜合金 |
| CN101225488A (zh) * | 2008-01-15 | 2008-07-23 | 上海理工大学 | 一种引线框架用铜合金材料及其制备方法 |
| CN101693959A (zh) * | 2009-10-30 | 2010-04-14 | 上海交通大学 | Cu-Fe-Ag-P原位复合材料及其制备方法 |
| CN101775520A (zh) * | 2010-02-25 | 2010-07-14 | 江西省科学院应用物理研究所 | 一种利用磁场处理制备高性能Cu-Fe形变原位复合材料的方法 |
| CN105002394A (zh) * | 2015-07-28 | 2015-10-28 | 宁波博威合金材料股份有限公司 | 一种析出强化型黄铜合金及制备方法 |
| CN106591623A (zh) * | 2016-12-05 | 2017-04-26 | 宁波博威合金板带有限公司 | 一种耐高温铁青铜及其制备方法和应用 |
| CN109022896A (zh) * | 2018-09-29 | 2018-12-18 | 中南大学 | 一种具有电磁波屏蔽性能的高强高导耐热Cu-Fe-Y-Mg合金材料及其制备方法 |
| CN110484768A (zh) * | 2019-08-15 | 2019-11-22 | 中南大学 | 一种高强高导耐热的铜铬系合金材料及其制备工艺 |
| CN110724892A (zh) * | 2019-11-26 | 2020-01-24 | 北京科技大学 | 一种高强高导铜合金带材的制备加工方法 |
| CN110814305A (zh) * | 2019-11-07 | 2020-02-21 | 中南大学 | 一种Cu-Fe复合材料双熔体混合铸造装备与工艺 |
| CN111020277A (zh) * | 2019-12-11 | 2020-04-17 | 江西理工大学 | 一种高强导电、抗软化、抗应力松弛的Cu-Fe-Co-Ti合金 |
-
2020
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Patent Citations (13)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JPH08283856A (ja) * | 1995-04-10 | 1996-10-29 | Nippon Steel Corp | Ｆｅ−Ｃｕ−Ｃｏ基合金半硬質磁性材料の製造方法 |
| JPH1136055A (ja) * | 1997-07-16 | 1999-02-09 | Hitachi Cable Ltd | 電子機器用銅合金材の製造方法 |
| CN1793394A (zh) * | 2004-12-24 | 2006-06-28 | 株式会社神户制钢所 | 具有弯曲性和应力弛豫性能的铜合金 |
| CN101225488A (zh) * | 2008-01-15 | 2008-07-23 | 上海理工大学 | 一种引线框架用铜合金材料及其制备方法 |
| CN101693959A (zh) * | 2009-10-30 | 2010-04-14 | 上海交通大学 | Cu-Fe-Ag-P原位复合材料及其制备方法 |
| CN101775520A (zh) * | 2010-02-25 | 2010-07-14 | 江西省科学院应用物理研究所 | 一种利用磁场处理制备高性能Cu-Fe形变原位复合材料的方法 |
| CN105002394A (zh) * | 2015-07-28 | 2015-10-28 | 宁波博威合金材料股份有限公司 | 一种析出强化型黄铜合金及制备方法 |
| CN106591623A (zh) * | 2016-12-05 | 2017-04-26 | 宁波博威合金板带有限公司 | 一种耐高温铁青铜及其制备方法和应用 |
| CN109022896A (zh) * | 2018-09-29 | 2018-12-18 | 中南大学 | 一种具有电磁波屏蔽性能的高强高导耐热Cu-Fe-Y-Mg合金材料及其制备方法 |
| CN110484768A (zh) * | 2019-08-15 | 2019-11-22 | 中南大学 | 一种高强高导耐热的铜铬系合金材料及其制备工艺 |
| CN110814305A (zh) * | 2019-11-07 | 2020-02-21 | 中南大学 | 一种Cu-Fe复合材料双熔体混合铸造装备与工艺 |
| CN110724892A (zh) * | 2019-11-26 | 2020-01-24 | 北京科技大学 | 一种高强高导铜合金带材的制备加工方法 |
| CN111020277A (zh) * | 2019-12-11 | 2020-04-17 | 江西理工大学 | 一种高强导电、抗软化、抗应力松弛的Cu-Fe-Co-Ti合金 |
Non-Patent Citations (1)
| Title |
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| 含铈铝黄铜的显微组织与性能;张娟等;《中国有色金属学报》;20081115;第18卷(第11期);全文 * |
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Legal Events
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| PB01 | Publication | ||
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| SE01 | Entry into force of request for substantive examination | ||
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| GR01 | Patent grant | ||
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