CN100999793A - 高强度、高导电铜合金材料及其制备工艺 - Google Patents
高强度、高导电铜合金材料及其制备工艺 Download PDFInfo
- Publication number
- CN100999793A CN100999793A CN 200710053838 CN200710053838A CN100999793A CN 100999793 A CN100999793 A CN 100999793A CN 200710053838 CN200710053838 CN 200710053838 CN 200710053838 A CN200710053838 A CN 200710053838A CN 100999793 A CN100999793 A CN 100999793A
- Authority
- CN
- China
- Prior art keywords
- alloy
- copper alloy
- alloy material
- high strength
- master
- 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.)
- Pending
Links
Images
Landscapes
- Conductive Materials (AREA)
Abstract
本发明公开了一种具备连续纤维组织的高强度、高导电铜合金材料及其制备工艺，其铜合金材料由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。该铜合金具有均匀的连续纤维晶组织，同时具有高的强度和高的电导率，铸态强度达到240MPa，加工后强度可达到400MPa以上，电导率可达到86％IACS以上。该材料可用于高性能插接件材料、电气工程开关触桥、集成电路引线框架材料等。
Description
技术领域
本发明属于合金材料技术领域，主要涉及的是一种具有高强度和高导电性能的铜合金材料及其制备工艺。
背景技术
高强度和高导电性是一对相互矛盾的特性，对铜合金材料也不例外。目前，对于铜的强化方式有两种思路：一是引入第二强化相形成复合材料；二是引入合金元素强化铜基体而形成合金。
铜基复合材料可以分为原位合成铜基复合材料和非原位合成复合材料。原位合成铜基复合材料亦称自生铜基复合材料，是指往铜中加入一定的合金元素或化合物，通过一些工艺手段，使铜合金内部原位生成增强体——颗粒或纤维，与铜基体一起构成复合材料。铜基原位复合材料的原始组织一般为铜基体上均匀分布着树枝状后颗粒状的第二相，其微观组织经较大的形变后，第二相将形成纤维状，纤维内几乎没有位错，经接触则是高密度位错区。原位复合材料经过拉拔变形以及合适的机械热处理后，由于能够形成纤维结构，具有复合材料的组织和性能特点，纤维体可是其基体具有很高的强度和高的电导率。
非原位复合材料是指人为的在铜基体中加入增强相-纤维或颗粒，使之均匀的分布在铜基体中，增强相的存在使位错的运动阻力增大，从而使复合体得以强化.采用非原位合成技术制备的铜基复合材料由于综合了铜的良好导电、导热性及碳纤维的高比强度和比模量、低热膨胀系数及良好的润滑性，从而使该材料的强度和模量都远比铜及任何一种铜合金高，并且具有优良的传导性、减磨耐磨性、耐腐蚀等优点。虽然原位复合材料和非原位复合材料都可以达到高强和高导的要求，但因其生产成本很高且工艺控制困难，因而目前尚不具备高强度和高导电铜合金大规模生产的条件。
目前，为获得高强高导材料，通常使用的主要是析出强化、加工硬化和固溶强化相结合的强化方式。其中析出强化对材料强度的贡献最为显著，时效强化优点是在大幅度的提高材料强度的同时，对合金导电性的损害较小，时效析出强化在高强高导铜合金中获得了广泛的应用。当铜合金以固溶方式强化时，随着其中溶质原子含量增加，合金的屈服应力近似直线上升，固溶原子通过柯氏气团钉轧位错，提高材料的强度，但也会增加对电子的散射作用而损害材料的导电性。
根据金属电子理论可知，当电子波通过理想导体点阵时，将不产生散射，此时电阻为零。在晶体点阵完整性遭到破坏的地方，电子波会受到散射，这就是电阻的产生原因。由温度引起的晶格离子热振动、晶体中异类原子、位错、空位、晶界均会使理想点阵的周期性遭受破坏，降低金属的导电性。合金元素对铜合金导电性的影响主要包括两方面，首先是固溶于铜基体中的合金元素将引起铜合金的导电率下降，这是各类原子引起的铜晶格发生畸变而增加对电子散射作用的结果。
从上面分析我们已经知道，增加合金的强度和提高合金的导电率是一对相互制约的矛盾。目前，如Cu-Cr-Zr、Cu-Ag等多种铜合金只是从添加合金元素方面来改善铜合金的性能，没有进一步在改善合金元素的同时改变合金的组织而使其具有高的导电性。
发明内容：
为了解决目前铜基体合金材料存在着高强度和高导电性相互矛盾的问题，本发明的目的是提供一种既改善合金组织、又改善合金元素，使合金材料的强度和导电性同时提高的高强度、高导电铜合金材料及其制备工艺。
本发明的技术方案是以下述方式实现的：
一种具备连续纤维组织的高强度、高导电铜合金材料，所述铜合金材料由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：Be0.06～0.12wt％，Ag0.08～0.15wt％，Cu余量。
合金材料铸态抗拉强度达220MPa，伸长率达37％。
合金材料铸态Be-Ag-Cu合金的电阻率(R)为0.01982Ωmm2/m，电导率达到86％IACS。
制备上述高强度、高导电铜合金材料制备工艺为：①合金的熔炼②合金的拉制③合金的热处理，其特征在于：合金的熔炼过程中加入一定量的Be-Cu中间合金和Ag-Cu中间合金，使Be含量为0.06wt％，Ag0.08wt％。
合金的熔炼过程中加入一定量的Be-Cu中间合金和Ag-Cu中间合金，使Be含量为0.06wt％，Ag0.08wt％。
采用连续定向凝固方式制备，制备Be-Ag-Cu合金棒材的具体工艺参数为：铜合金熔体温度1170℃～1220℃，热型连铸设备主炉温度1160℃～1200℃，横引管温度1110℃～1160℃，型口温度1110℃～1160℃，冷却水量15L/min～35L/min，拉制速度15mm/min～40mm/min。
本发明的积极效果是：
本发明提出了在采用合金强化的同时，改变合金的组织结构，使其具有连续的柱状晶组织或纤维组织，就可以再很大程度上减少电子的散射，在具有高强度的同时，提高铜合金的导电率的思路。采用连续定向凝固技术与多种微量合金元素强化相结合的方式，在保持高导电率的前提下，使铜合金具有高的强度。使本合金材料可用于高性能插接件材料、电气工程开关触桥、集成电路引线框架、电气化铁路接触导线(电车线)、高脉冲磁场导体材料等。
本发明的原理是：Be在合金中主要是形成固溶α相及其β相来强化基体材料，由于β相是一种铜铍电子化合物，具有较高的硬度，合金中Be的加入能够大幅度提高合金的强度。Ag主要是通过影响铜基体的组成而改善材料性能，在室温下在铜中的溶解度较低，加之在元素周期表中Cu与Ag的位置相邻，因此形成固溶体的倾向较大，Ag将优先溶入铜基体。由于Ag对基体的强化作用，并且对导电性的影响非常微弱，从而，使铜合金的导电性和强度同时得到提高。此外，Be、Ag的原子半径与Cu的半径不同，溶入铜基体中形成置换固溶体，引起点阵畸变，形成固溶强化型合金，提高了合金的强度，微量Be、Ag元素对合金的电学性能影响较小，使其具有较高的电导率。由于微量Be、Ag元素的作用，采用连续定向凝固工艺得到了具有均匀连续纤维晶组织Be-Ag-Cu铸锭，该组织结构减少了电子的散射并阻碍位错的运动，提高了材料的电学性能和力学性能，满足了材料高强度、高电导率的要求。
在连续定向凝固过程中，凝固主要是沿轴向单向散热，形成了柱状晶沿轴向的生长条件。铜为面心立方晶体，[001]晶向为晶体优先生长的方向，该晶粒生长方向与轴向温度梯度一致最终保留了下来，生长方向与热流方向不一致的晶粒逐渐被淘汰，从而得到柱状晶。在Be-Ag-Cu合金凝固过程中，由于溶质再分配，受外界因素的干扰，固液界面前沿某处Be、Ag溶质原子富集，使该区域液体金属的液相线温度降低，该区域过冷度减小，生长速度减慢，而周围Cu晶粒仍保持较高的生长速度前进，周围晶粒就会超过该区域，并向侧向排出Be、Ag溶质原子，使该区域溶质浓度进一步增加，生长速度进一步减慢，溶质原子富集的区域推迟凝固，从而形成富含Be、Ag合金元素的增强相，同时，促使了连续柱状晶组织细化为纤维晶组织。
连续定向凝固Be-Ag-Cu合金的铸态抗拉强度为220MPa，伸长率达37％，这与其组织为连续纤维晶组织有关，这种轴向的定向凝固纤维组织使其在该方向具有优异的物理性能和力学性能。此外，Be-Ag-Cu合金属于固溶强化型合金，溶质原子Be、Ag溶入铜基体中形成置换固溶体，由于Be、Ag的原子半径与Cu的半径不同，从而引起点阵畸变，Be、Ag原子在位错周围偏聚形成柯氏气团使晶体的弹性应变能降低。此时，要使位错移动需要更大的应力，因而提高了铜的强度。但由于弹性畸变区干扰了电子通过铜基体的运动，使电子的运动受到阻碍，使一部分电子发生弹性散射。这样，定向移动的电子通过弹性畸变区的几率下降，从而使铜合金的导电率降低。由于采用微量合金化原则，使合金元素对导电率的影响尽量小，合金元素引起的点阵畸变散射的电子也较少，铸态Be-Ag-Cu合金的电阻率R为0.01982Ωmm2/m。
铜合金材料中Be的引入主要是其对铜基体具有一定的固溶强化作用，其含量为0.06～0.12wt％，其含量低于则使强化效果减弱，而含量高于则影响拉铸时合金的表面质量和降低合金的导电性；Ag的引入对改善铜的导电率有益，提高了铜合金的电学性能；合金采用连续定向凝固方法制备改变了合金的内部组织，使合金组织呈连续的纤维状，消除了横向晶界，减少了电子在传输过程中由于晶界造成的散射，提高了铜合金的电导率，同时也提高了铜合金的塑性。
由于决定铜合金高导率的主要因素是铜合金连续的纤维组织，合金在熔炼过程中一定要保证成分均匀。此外合金在热型连铸时其固液界面不是一个平面而是一个区域，使得固液界面很难精确控制，以至于合金组织不均匀，影响合金的电导率，因此在拉铸过程中采用加大过冷度的方法来控制固液界面，以保证合金杆具有均匀的组织和好的表面质量。
由于决定铜合金高强度高导的主要因素是合金的成分、组织以及热处理工艺。如何在保持高的电导率的前提下，尽可能提高材料的强度，基于这种思路，在拉铸的过程中通过加大温度梯度，保证了合金具有连续的纤维组织且均匀分布；在热处理过程中，由于合金中引入低固溶度的合金元素，通过高温固溶处理，合金元素在铜基体中形成过饱和固溶体，强度提高，电导率降低；然后经过时效处理后，过饱和固溶体分解，大量的合金元素以沉淀相析出于铜基体中，而电导率回升；同时由于时效析出相的弥散强化作用，使强度进一步提高。此外，由于合金组织为连续纤维组织，冷加工后合金组织仍然为连续纤维组织，材料的形变对电导率影响较小。经过热处理后合金强度达到400MPa以上，电导率在85％IACS以上。
附图说明：
图1是Be-Ag-Cu合金材料纵向显微组织结构示意图。
图2是Be-Ag-Cu合金材料横向显微组织结构示意图。
图3是Be-Ag-Cu合金材料冷变形或拉拔后的纵向显微组织结构示意图。
图4是Be-Ag-Cu合金材料冷变形或拉拔后的横向显微组织结构示意图。
具体实施方式
实施例一：
连续定向凝固Be-Ag-Cu合金棒材在横引式热型连铸设备上制备，具体制备工艺为：
①将纯度99％的高纯铜熔化，而后升温1120℃，精炼25分钟，整个熔炼过程采用高99.9％纯氩气保护；
②根据成分要求和理论烧损量，加入一定量的Be-Cu中间合金和Ag-Cu中间合金，使Be含量为0.06wt％，Ag0.08wt％，Cu余量；加入前对中间合金进行烘干处理，烘干温度为200℃，时间为2小时，并除去其表面的氧化层；加入后通氩气充分沸腾铜合金熔体，保证合金组织均匀；
③采用连续定向凝固方式拉制Be-Ag-Cu合金棒材的具体工艺参数为：铜合金熔体温度1170℃，热型连铸设备主炉温度1160℃，横引管温度1110℃，型口温度1110℃，冷却水量15L/min，拉制速度15mm/min，铜合金杆直径Φ8mm；
④连续定向凝固合金经过冷加工或拉拔后进行热处理，其处理温度为700℃～750℃，保温时间0.5～1分钟，热处理后进行水淬。
实施例二：
①将纯度99.9％高纯铜熔化，而后升温1160℃～1200℃精炼20分钟，整个熔炼过程采用99.9％高纯氩气保护；
②根据成分要求和理论烧损量，加入一定量的Be-Cu中间合金和Ag-Cu中间合金，使Be含量为0.09wt％，Ag0.12wt％，Cu余量。加入前对中间合金进行烘干，处理，处理温度为250℃、烘干时间为1.5小时，并除去其表面的氧化层；加入后通氩气充分沸腾铜合金熔体，保证合金组织均匀；
③采用连续定向凝固方式拉制Be-Ag-Cu合金棒材的具体工艺参数为：铜合金熔体温度1190℃，热型连铸设备主炉温度1170℃，横引管温度1130℃，型口温度1130℃，冷却水量20L/min，拉制速度40mm/min，铜合金杆直径Φ6mm；
④连续定向凝固合金经过冷加工或拉拔后进行热处理，其温度为730℃，保温时间1分钟，热处理后进行水淬。
实施例三：
①将纯度99.9％高纯铜熔化，而后升温1200℃精炼15分钟，整个熔炼过程采用99.9％高纯氩气保护；
②根据成分要求和理论烧损量，加入一定量的Be-Cu中间合金和Ag-Cu中间合金使Be含量为0.12wt％，Ag0.15wt％，Cu余量。加入前对中间合金进行烘干处理，处理温度为300℃、烘干时间为1小时，并除去其表面的氧化层；加入后通氩气充分沸腾铜合金熔体，保证合金组织均匀；
③采用连续定向凝固方式拉制Be-Ag-Cu合金棒材的具体工艺参数为：铜合金熔体温度1220℃，热型连铸设备主炉温度1200℃，横引管温度1160℃，型口温度1160℃，冷却水量35L/min，拉制速度25mm/min，铜合金杆直径Φ8mm；
④连续定向凝固合金经过冷加工或拉拔后进行热处理，其温度为750℃，保温时间0.5分钟，热处理后进行水淬。
Claims (9)
1、一种具备连续纤维组织的高强度、高导电铜合金材料，其特征在于：所述铜合金材料由Cu、Be、Ag元素组成，具有连续的纤维组织结构。
2、根据权利要求1所述的合金材料，其特征在于，其中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。
3、根据权利要求1或2所述的高强度、高导电铜合金材料，其特征在于：合金材料铸态抗拉强度达220MPa，伸长率达37％。
4、根据权利要求3所述的高强度、高导电铜合金材料，其特征在于：合金材料铸态Be-Ag-Cu合金的电阻率(R)为0.01982Ωmm2/m，电导率达到86％IACS。
5、一种根据权利要求1或2所述的高强度、高导电铜合金材料制备工艺，其特征在于：①合金的熔炼②合金的拉制③合金的热处理，其特征在于：合金的熔炼过程中加入一定量的Be-Cu中间合金和Ag-Cu中间合金，使Be含量为0.06wt％，Ag 0.08wt％。
6、一种根据权利要求3所述的高强度、高导电铜合金材料制备工艺，其特征在于：①合金的熔炼②合金的拉制③合金的热处理，其特征在于：合金的熔炼过程中加入一定量的Be-Cu中间合金和Ag-Cu中间合金，使Be含量为0.06wt％，Ag0.08wt％。
7、一种根据权利要求4所述的高强度、高导电铜合金材料制备工艺，其特征在于：①合金的熔炼②合金的拉制③合金的热处理，其特征在于：合金的熔炼过程中加入一定量的Be-Cu中间合金和Ag-Cu中间合金，使Be含量为0.06wt％，Ag 0.08wt％。
8、根据权利要求5所述的高强度、高导电铜合金材料制备工艺，其特征在于：采用连续定向凝固方式制备，制备Be-Ag-Cu合金棒材的具体工艺参数为：铜合金熔体温度1170℃～1220℃，热型连铸设备主炉温度1160℃～1200℃，横引管温度1110℃～1160℃，型口温度1110℃～1160℃，冷却水量15 L/min～35 L/min，拉制速度15mm/min～40mm/min。
9、根据权利要求6或7所述的高强度、高导电铜合金材料制备工艺，其特征在于：采用连续定向凝固方式制备，制备Be-Ag-Cu合金棒材的具体工艺参数为：铜合金熔体温度1170℃～1220℃，热型连铸设备主炉温度1160℃～1200℃，横引管温度1110℃～1160℃，型口温度1110℃～1160℃，冷却水量15L/min～35 L/min，拉制速度15mm/min～40mm/min。
Priority Applications (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| CN 200710053838 CN100999793A (zh) | 2007-01-12 | 2007-01-12 | 高强度、高导电铜合金材料及其制备工艺 |
Applications Claiming Priority (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| CN 200710053838 CN100999793A (zh) | 2007-01-12 | 2007-01-12 | 高强度、高导电铜合金材料及其制备工艺 |
Publications (1)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| CN100999793A true CN100999793A (zh) | 2007-07-18 |
Family
ID=38258619
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| CN 200710053838 Pending CN100999793A (zh) | 2007-01-12 | 2007-01-12 | 高强度、高导电铜合金材料及其制备工艺 |
Country Status (1)
| Country | Link |
|---|---|
| CN (1) | CN100999793A (zh) |
Cited By (7)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| CN102492868A (zh) * | 2011-12-26 | 2012-06-13 | 昆明理工大学 | 一种铜铋合金及其制备方法 |
| CN103456385A (zh) * | 2013-09-04 | 2013-12-18 | 江西理工大学 | 一种高强高导Cu-Cr-Ti合金导线及其制备方法 |
| CN106756207A (zh) * | 2016-12-01 | 2017-05-31 | 南昌工程学院 | 一种高强高导形变Cu‑Cr‑Ag原位复合材料的短流程制备方法 |
| CN110144489A (zh) * | 2019-07-02 | 2019-08-20 | 河南科技大学 | 一种高强度、高导电和高导热铜银系合金线材及其制备方法 |
| CN111118421A (zh) * | 2020-01-16 | 2020-05-08 | 南京理工大学 | 一种高导电性纯铜导线消除横向晶界的方法 |
| CN113293323A (zh) * | 2021-05-27 | 2021-08-24 | 宁波金田铜业(集团)股份有限公司 | 一种硅青铜棒材及其制备方法 |
| CN114892040A (zh) * | 2022-06-02 | 2022-08-12 | 浙江大学 | 一种高强高导铜合金的设计方法及制备方法 |
-
2007
- 2007-01-12 CN CN 200710053838 patent/CN100999793A/zh active Pending
Cited By (10)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| CN102492868A (zh) * | 2011-12-26 | 2012-06-13 | 昆明理工大学 | 一种铜铋合金及其制备方法 |
| CN103456385A (zh) * | 2013-09-04 | 2013-12-18 | 江西理工大学 | 一种高强高导Cu-Cr-Ti合金导线及其制备方法 |
| CN103456385B (zh) * | 2013-09-04 | 2016-01-20 | 江西理工大学 | 一种高强高导Cu-Cr-Ti合金导线及其制备方法 |
| CN106756207A (zh) * | 2016-12-01 | 2017-05-31 | 南昌工程学院 | 一种高强高导形变Cu‑Cr‑Ag原位复合材料的短流程制备方法 |
| CN106756207B (zh) * | 2016-12-01 | 2019-01-04 | 南昌工程学院 | 一种高强高导形变Cu-Cr-Ag原位复合材料的短流程制备方法 |
| CN110144489A (zh) * | 2019-07-02 | 2019-08-20 | 河南科技大学 | 一种高强度、高导电和高导热铜银系合金线材及其制备方法 |
| CN110144489B (zh) * | 2019-07-02 | 2020-12-18 | 河南科技大学 | 一种高强度、高导电和高导热铜银系合金线材及其制备方法 |
| CN111118421A (zh) * | 2020-01-16 | 2020-05-08 | 南京理工大学 | 一种高导电性纯铜导线消除横向晶界的方法 |
| CN113293323A (zh) * | 2021-05-27 | 2021-08-24 | 宁波金田铜业(集团)股份有限公司 | 一种硅青铜棒材及其制备方法 |
| CN114892040A (zh) * | 2022-06-02 | 2022-08-12 | 浙江大学 | 一种高强高导铜合金的设计方法及制备方法 |
Similar Documents
| Publication | Publication Date | Title |
|---|---|---|
| CN100999793A (zh) | 高强度、高导电铜合金材料及其制备工艺 | |
| CN100554488C (zh) | 一种金属玻璃包覆金属丝复合材料的连续制备设备与工艺 | |
| Zhang et al. | Effects of Si content on the microstructure and tensile strength of an in situAl/Mg2Si composite | |
| CN108526422A (zh) | 一种高强高导耐热铜合金的生产方法 | |
| CN102482732B (zh) | 铜合金线材及其制造方法 | |
| WO2002027050A1 (en) | Alloy with metallic glass and quasi-crystalline properties | |
| CN1818109A (zh) | 一种具备高强度和高导电性能的铜合金材料及其制备工艺 | |
| CN100577836C (zh) | 高强韧高阻尼变形镁合金及其制备方法 | |
| CN1993485A (zh) | 含锡铜合金及其制造方法 | |
| CN109266901B (zh) | 一种Cu15Ni8Sn高强耐磨合金杆/丝的制备方法 | |
| CN1759974A (zh) | 一种中温铜基无镉钎料及其制备方法 | |
| CN103456385B (zh) | 一种高强高导Cu-Cr-Ti合金导线及其制备方法 | |
| CN110747375A (zh) | 一种锌合金及其制造方法 | |
| CN108950337B (zh) | 一种低成本高强度Mg-Zn-Y-Ce-Ca镁合金及其制备方法 | |
| CN112458321A (zh) | 一种大电流电连接器用碲铜合金丝材的金属加工工艺 | |
| CN1818108A (zh) | 一种高强高导铜合金薄带及其制备工艺 | |
| CN110747369A (zh) | 一种无铅易切削硅镁钙黄铜合金及其制备方法 | |
| CN103820666A (zh) | 一种细晶铜铬合金的制备方法 | |
| CN101575686B (zh) | 一种镁基块体非晶合金基内生复合材料 | |
| CN106957986B (zh) | 一种高塑性磁致伸缩材料及其制备方法 | |
| CN108866381A (zh) | 一种高强高导铜合金线材及其制备方法 | |
| CN105132835A (zh) | (Ti-Cu-Ni-Zr)-Sn系非晶复合材料及其制备方法 | |
| CN107794403A (zh) | 一种zqa19‑4‑4‑2镍铝青铜合金管棒材制备方法 | |
| CN103266239B (zh) | 锡铋黄铜及其生产工艺和生产锡铋黄铜的装置 | |
| CN105274385B (zh) | 一种连续铸造高强高导电铜合金 |
Legal Events
| Date | Code | Title | Description |
|---|---|---|---|
| C06 | Publication | ||
| PB01 | Publication | ||
| C10 | Entry into substantive examination | ||
| SE01 | Entry into force of request for substantive examination | ||
| C02 | Deemed withdrawal of patent application after publication (patent law 2001) | ||
| WD01 | Invention patent application deemed withdrawn after publication |