一种铜合金及其制备方法和应用

1.本发明属于铜合金技术领域，具体涉及一种铜合金及其制备方法和应用。


背景技术：

2.cu-ni-si系合金是一种典型的析出强化型合金，具有较高的强度和良好的导电导热性能，可以用于制备高端接插件、电子器件弹性元件、集成电路引线框架材料等，广泛应用于航空航天、交通轨道、电子信息等领域。目前，传统cu-ni-si系合金强度为600～800mpa，导电率为30～40％iacs。随着电子信息产业的快速发展，集成电路引线框架和接插件向微型化、多功能化、高集成化方向发展，对铜合金提出了更加苛刻的要求，除了要求更高的强度(屈服强度≥850mpa)和更高的导电率(≥45％iacs)外，cu-ni-si系合金还必须具备良好的耐高温软化和抗应力松弛性能。
3.相关技术中，铜合金材料要么强度高但导电率偏低，要么导电率高而强度偏低，难以同时达到强度≥850mpa和导电率≥45％iacs的要求，特别是耐高温软化性能较低，难以满足极大规模集成电路、5g通讯、高端电子元件等现代信息产业快速发展对高性能铜合金的重大需求。


技术实现要素：

4.本发明旨在至少解决现有技术中存在的上述技术问题之一。为此，本发明提供了一种铜合金，该铜合金在cu-ni-si系合金的基础上，通过添加co、cr、mg、ca等元素，在铜基体中引入多种耐热强化相，使合金元素以多种纳米(ni,co)2si、ni3si、cr相颗粒的形式充分弥散析出，以及形成晶界断续分布的亚微米级耐热cr3si相颗粒，强化析出相颗粒和位错之间的交互作用，实现了多相协同弥散强化、应变强化、亚晶强化和固溶强化等综合强化作用，且cr3si相颗粒能有效钉扎高温条件下的位错和晶界的运动，同时提高铜合金的强度、导电率、耐高温软化和抗应力松弛性能。
5.本发明还提供了上述铜合金的制备方法。
6.本发明还提供了上述铜合金的应用。
7.本发明的第一方面提供了一种铜合金，以质量百分比计，包括以下组分：
8.ni：1.0wt％～3.5wt％，
9.co：0.5wt％～1.5wt％，
10.si：0.4wt％～1.5wt％，
11.cr：0.1wt％～0.6wt％，
12.mg：0.05wt％～0.15wt％，
13.ca：0.01wt％～0.05wt％，
14.稀土元素：0.01wt％～0.05wt％，
15.余量为铜。
16.本发明关于铜合金的技术方案中的一个技术方案，至少具有以下有益效果：
17.本发明的铜合金，在cu-ni-si系合金的基础上，通过添加co、cr、mg、ca等元素，在铜基体中引入多种耐热强化相，使合金元素以多种纳米(ni,co)2si、ni3si、cr相颗粒的形式充分弥散析出，以及形成晶界断续分布的亚微米级耐热cr3si相颗粒，强化析出相颗粒和位错之间的交互作用，实现了多相协同弥散强化、应变强化、亚晶强化和固溶强化等综合强化作用，且cr3si相颗粒能有效钉扎高温条件下的位错和晶界的运动，同时提高铜合金的强度、导电率、耐高温软化和抗应力松弛性能。
18.本发明的铜合金中，关键之一是合理控制ni、si、co、cr元素的含量和配比，使添加的ni、si、co、cr元素在铜基体中形成(ni,co)2si、ni3si、cr、cr3si的多相协同强化作用。
19.co是一种类ni元素，能够抑制相变过程中的调幅分解和do
22
有序化，促进ni和si元素的析出，形成热稳定性好的(ni,co)2si相。若ni和co含量太小，则形成的ni3si和(ni,co)2si相数量较少，对合金的强化作用较小，同时使残留在铜基体中的si元素含量较多，降低了导电率；若ni和co含量太大，残留在铜基体中较多的ni和co元素明显降低了导电率。
20.根据材料热力学计算可知，若si含量太小，一方面不能使ni和co元素以ni3si和(ni,co)2si相充分析出，强化作用较小，且残留在铜基体中较多的ni和co元素明显降低了导电率，另一方面也不能和cr元素形成cr3si相，不能有效钉扎高温条件下位错和晶界的运动，耐高温软化性能和抗应力松弛性能较低；若si含量太大，虽然可使ni、co和cr元素以ni3si、(ni,co)2si和cr3si相充分析出，但是残留在铜基体中较多的si元素明显降低了导电率，也会使cr3si相粗化，降低了耐高温软化性能和抗应力松弛性能。
21.cr可在铜基体中形成cr相，同时添加mg元素使其偏聚在cr相和铜基体之间的界面处，抑制cr相粗化。另外，合理控制cr和si元素的含量和配比，在晶界处形成cr3si相。若cr含量太小，在铜基体中形成的cr相和cr3si相很少，达不到cr相强化和cr3si相耐热的作用；若cr含量太大，则在铜基体中形成的cr相和cr3si相容易粗大，其强化和耐热的作用不足。
22.添加微量ca和稀土元素，可以与熔体中的微量杂质发生反应，有效地脱氧、脱硫、除气、除杂，净化熔体，提高导电率。若ca含量太小，对合金熔体脱氧、脱硫、除气、除杂等熔体净化作用太小；若ca含量太大，易与cu生成低熔点共晶cu5ca相，后续热加工容易开裂。
23.根据本发明的一些实施方式，所述铜合金以质量百分比计，包括以下组分：
24.ni：1.2wt％～1.8wt％，
25.co：0.8wt％～1.3wt％，
26.si：0.5wt％～0.8wt％，
27.cr：0.2wt％～0.5wt％，
28.mg：0.05wt％～0.15wt％，
29.ca：0.01wt％～0.05wt％，
30.稀土元素：0.01wt％～0.05wt％，
31.余量为铜。
32.根据本发明的一些实施方式，所述稀土元素包括ce。
33.稀土元素ce起到精炼剂的作用。具体而言，ce的作用是与熔体中的磷、硫、请、氧等元素反应，形成高熔点低密度的化合物，在扒渣和浇铸过程中除去，达到净化熔体，提高合金导电率的效果。
34.本发明的第二方面提供了制备上述铜合金的方法，包括以下步骤：
35.s1：按配比，将铜源熔化后，依次加入铜硅中间合金、镍源、钴源、铜镁中间合金和铬源，再加入覆盖剂和精炼剂进行熔炼，浇铸成型，得到铸锭；
36.s2：将所述铸锭进行均匀化处理，得到坯锭；
37.s3：将所述坯锭进行热加工开坯处理后，进行第一次水冷处理，得到热加工坯料；
38.s4：将所述热加工坯料在保护气氛下进行固溶处理和第二次水冷处理后，依次进行一次冷加工、一次时效、二次冷加工、二次时效和三次冷加工；
39.s5：对步骤s4得到的材料去应力退火。
40.本发明关于铜合金的制备中的一个技术方案，至少具有以下有益效果：
41.本发明铜合金的制备方法中，关键是控制加工和热处理工艺制度，使ni、si、co、cr、mg元素以多种纳米(ni,co)2si、ni3si、cr相颗粒充分弥散析出以及形成晶界断续分布的亚微米级耐热cr3si相颗粒，净化铜基体，强化析出相颗粒和位错之间的交互作用，实现多相协同弥散强化、应变强化、亚晶强化和固溶强化等综合强化作用，且cr3si相颗粒能有效钉扎高温条件下位错和晶界的运动，同时提高铜合金的强度、导电率、耐高温软化和抗应力松弛性能。
42.本发明铜合金的制备方法中，由于铜合金的合金材料元素多、含量高，对固溶处理控制要求高，若固溶温度太高或固溶时间太长，容易引起铜基体晶粒异常长大，且易发生过烧，对合金后续加工性能和使用性能带来极为不利的影响；若固溶温度太低或固溶时间太短，则ni、si、co、cr、mg元素在铜基体中的固溶度较低，不利于后续时效过程(ni,co)2si、ni3si、cr、cr3si相析出的调控，对合金的强度和导电率带来不利影响。
43.本发明铜合金的制备方法中，由于合金材料的合金元素和析出相种类多，冷加工和时效处理制度与组织和性能的耦合作用强，若冷加工和时效处理制度控制不当，严重影响合金中多种析出相和铜基体组织的调控，对合金的使用性能带来极为不利的影响。若冷加工变形量太小，对铜基体中产生的空位、位错等晶体缺陷数量少，一方面不利于在后续时效处理过程中ni、si、co、cr、mg元素在铜基体中的扩散，析出相变动力学弱，形成的(ni,co)2si、ni3si、cr、cr3si相数量较少，强化效果不明显，且铜基体中固溶的合金元素多，导电性能差，另一方面也不利于形成析出相与位错的强交互作用以及亚结构，导致应变强化和亚晶强化效果差。
44.本发明铜合金的制备方法中，若冷加工变形量太大，一方面导致合金加工硬化严重，易产生裂纹等缺陷，降低成材率，另一方面，形成较大的变形储能，易诱发后续时效过程的铜基体再结晶，使合金的强度显著下降。若时效温度太低或时效时间太短，ni、si、co、cr、mg元素在铜基体中的扩散速率低，(ni,co)2si、ni3si、cr、cr3si相难以充分析出，强化效果小，且铜基体中固溶的合金元素多，导电性能差。
45.本发明铜合金的制备方法中，由于若时效温度太高或时效时间太长，一方面使(ni,co)2si、ni3si、cr、cr3si相粗化，降低析出强化效果，特别是使cr3si相沿晶界连续分布，降低耐高温软化性能，另一方面容易诱发铜基体再结晶，使位错密度和亚晶界数量减少，降低应变强化和亚晶强化效果。
46.本发明铜合金的制备方法中，由于综合考虑了加工和热处理制度耦合作用对铜合金中ni、si、co、cr、mg、ca元素的存在形式、多种析出相特征(种类、数量和分布)以及析出相与位错、亚晶、晶界等缺陷的交互作用的影响，通过合理调控加工和热处理制度，制备出了
高强度、高导电、耐高温软化和高抗应力松弛的cu-ni-co-si-cr-mg合金。
47.根据本发明的一些实施方式，所述精炼剂包括cu-ca合金和稀土元素ce。
48.本发明铜合金的制备方法中，由于铜合金的组织遗传效应，初始状态的铸锭质量对后续加工制造起着非常重要的作用。为了避免过多杂质进入熔体，在后续形变热处理中影响材料性能，必须在熔炼铸造过程中充分去除氧、氢、磷、硫以及金属氧化物等杂质。在本发明中，除了稀土元素起到精炼剂的作用以外，还可以额外添加cu-ca作为精炼剂。
49.稀土元素具有除气除渣、净化熔体的作用。cu-ca能够净化熔体，去除p、s等杂质元素。
50.根据本发明的一些实施方式，所述熔炼的温度为1200℃～1350℃。
51.步骤s1中，原料经过打磨，去除表面氧化物后，破碎成体积较小的块状物，将铜源分别与其他原料缠绕，并用纯铜箔包裹使其沉入熔体底部。同时用烧至红亮(900℃以上)的石墨棒将上浮的cr碎块压入熔体中部至底部位置，直到纯cr碎块完全熔化于铜熔体中。可以避免密度较小的组分原料在熔炼过程中上浮，能够有效减轻宏观偏析。
52.熔炼过程中采用与熔炼坩埚内径相匹配的高纯石墨圆弧形顶盖，置于坩埚上方，减少熔体内低熔点元素的挥发与喷溅。
53.步骤s1中，可以添加覆盖剂。覆盖剂包括木炭、冰晶石、nacl和萤石中的至少一种。
54.根据本发明的一些实施方式，所述浇铸成型的温度为1100℃～1200℃。
55.浇铸成型可以采用与熔炼坩埚内径相匹配的椭圆形石墨模具(烧至红热)置于坩埚口，浇铸时能够有效挡渣，去除熔体中的氧化物及熔渣。
56.根据本发明的一些实施方式，所述均匀化处理的温度为900℃～980℃。
57.根据本发明的一些实施方式，所述均匀化处理的时间为1h～6h。
58.根据本发明的一些实施方式，所述热加工开坯处理的温度为850℃～920℃，变形量为60％～90％。
59.热加工开坯中，热加工可以为热挤压、热轧、热锻造等，所述的冷加工可以为拉拔、轧制、旋压、旋锻等。
60.根据本发明的一些实施方式，所述固溶处理的温度为900℃～950℃，时间为1h～4h。
61.根据本发明的一些实施方式，一次冷加工的变形量为50％～80％。
62.根据本发明的一些实施方式，所述一次时效的温度为450℃～550℃。
63.根据本发明的一些实施方式，所述一次时效的时间为0.25h～6h。
64.根据本发明的一些实施方式，所述二次冷加工的变形量为60％～80％。
65.根据本发明的一些实施方式，所述二次时效的温度为350℃～500℃。
66.根据本发明的一些实施方式，所述二次时效的时间为0.25h～6h。
67.根据本发明的一些实施方式，所述三次冷加工的变形量为20％～50％。
68.根据本发明的一些实施方式，所述去应力退火的温度为250℃～350℃。
69.根据本发明的一些实施方式，所述去应力退火的时间为0.25h～6h。
70.根据本发明的一些实施方式，所述保护气氛为2％h2 余量n2。
71.本发明的第三方面提供了上述的铜合金在制备电子元器件中的应用。
72.根据本发明的一些实施方式，所述电子元器件包括：电阻、电容、电感、电位器、电
子管、散热器、机电元件、连接器、半导体分立器件、电声器件、激光器件、电子显示器件、光电器件、传感器、电源、开关、微特电机、电子变压器、继电器、印制电路板、集成电路、各类电路、压电、晶体、石英、陶瓷磁性材料、印刷电路用基材基板、电子功能工艺专用材料、电子胶(带)制品、电子化学材料及部品等。
73.本发明采用微合金化技术，在铜合金中引入多种耐热强化相，结合加工—热处理工艺的调控，使铜基体中的合金元素以多种纳米强化相的形式弥散分布，以及形成晶界断续分布的亚微米级耐热强化相，既可大幅度提高合金的强度、耐高温软化和抗应力松弛性能，又可净化铜基体以提高合金的导电率，开发高强高导耐热铜合金及其制备方法是解决上述问题的重要途径，也是高性能合金的重要发展方向。
附图说明
74.图1是本发明的铜合金的制备工艺流程图。
75.图2是本发明的铜合金熔炼过程设备示意图。
76.图3是实施例4制备的铜合金铸锭的金相组织。
77.图4是实施例4制备的铜合金热加工状态的金相组织。
78.图5是实施例4制备的铜合金热固溶处理后的金相组织。
79.图6是实施例4制备的铜合金经冷变形60％和450℃时效处理1小时的透射电镜图。
80.图7是实施例4制备的铜合金经冷变形70％和350℃时效处理1小时的透射电镜图。
81.图8是铜合金经冷变形70％
→
350℃时效处理1小时的tem组织。
82.图9是多相协同作用的原子分布示意图。
具体实施方式
83.以下是本发明的具体实施例，并结合实施例对本发明的技术方案作进一步的描述，但本发明并不限于这些实施例。
84.在本发明的实施例和对比例中，其中，稀土元素铈以铜-铈中间合金加入，金属原料铜、镍、钴、硅、铬、镁和钙分别以纯铜、纯镍、纯钴、铜-硅中间合金、纯铬、铜-镁中间合金和铜-钙中间合金的形式加入。
85.本发明的实施例中，精炼剂为cu-ca合金和稀土元素ce，根据实施例中的配比可知，ca占合金总质量的0.03wt％，ce占合金总质量的0.02wt％。
86.实施例1
87.本实施例制备了一种铜合金，流程如图1所示，具体为：
88.按照成分为ni：1.3wt％，co：1.2wt％，si：0.5wt％，cr：0.3wt％，mg：0.1wt％，ca：0.03wt％，ce：0.02wt％，余量为cu进行配料。
89.先将铜源加入熔炼炉中熔化，依次加入铜硅中间合金、镍源、钴源、铜镁中间合金，最后加入铬源，并在原料开始熔化时加入覆盖剂和精炼剂，覆盖剂木炭在500℃下烘至红热；在大气氛围和1250℃下进行熔炼，浇铸温度1150℃，浇铸方式为铁模浇铸。
90.熔炼前，原料经过打磨，去除表面氧化物后，破碎成体积较小的块状物，将铜源分别与其他原料缠绕，并用纯铜箔包裹使其沉入熔体底部。同时用烧至红亮(900℃以上)的石墨棒将上浮的cr碎块压入熔体中部至底部位置，直到纯cr碎块完全熔化于铜熔体中。可以
避免密度较小的组分原料在熔炼过程中上浮，能够有效减轻宏观偏析。
91.熔炼过程中，采用与石墨坩埚内径相匹配的圆弧形石墨顶盖，置于石墨坩埚上方，减少熔体内低熔点元素的挥发与喷溅，如图2所示。
92.图2中：
93.1为圆弧形石墨顶盖；
94.2为覆盖剂；
95.3为精炼剂；
96.4为石墨压棒；
97.5为金属碎块；
98.6为铜源；
99.7为石墨坩埚；
100.8为挡渣石墨棒；
101.9为铸造铁模。
102.冷却后经由车床铣削以去除表面缺陷。
103.铸锭在保护性气氛2％h2 余量n2和950℃下均匀化退火4小时。
104.随后进行热轧开坯，压下量为80％。
105.热轧板材水冷后在保护性气氛和940℃条件下进行固溶，固溶时间为1.5小时，然后水冷得到固溶板材，水温为20～25℃。
106.固溶后的板材首先在室温下进行一次冷轧，变形量为60％，在箱式电阻炉和450℃的条件下进行1.5小时的一次时效和淬火，淬火方式为水冷。
107.接着在室温下进行二次冷轧，变形量为70％，在箱式电阻炉和350℃的条件下进行0.5小时的二次时效和淬火，淬火方式为水冷。
108.最后在室温下进行三次冷轧，变形量为30％，在箱式电阻炉和350℃的条件下进行6h的长时间低温退火和淬火，淬火方式为水冷，得到高强高导耐热铜合金试样。
109.实施例2
110.本实施例制备了一种铜合金，具体为：
111.按照成分组成为ni：1.7wt％，co：1.2wt％，si：0.7wt％，cr：0.3wt％，mg：0.1wt％，ca：0.03wt％，ce：0.02wt％，余量为cu进行配料。
112.先将铜源加入熔炼炉中熔化，依次加入铜硅中间合金、镍源、钴源、铜镁中间合金，最后加入铬源，并在原料开始熔化时加入覆盖剂和精炼剂，覆盖剂木炭在500℃下烘至红热；在大气氛围和1250℃下进行熔炼，浇铸温度1150℃，浇铸方式为铁模浇铸。
113.熔炼前，原料经过打磨，去除表面氧化物后，破碎成体积较小的块状物，将铜源分别与其他原料缠绕，并用纯铜箔包裹使其沉入熔体底部。同时用烧至红亮(900℃以上)的石墨棒将上浮的cr碎块压入熔体中部至底部位置，直到纯cr碎块完全熔化于铜熔体中。可以避免密度较小的组分原料在熔炼过程中上浮，能够有效减轻宏观偏析。
114.冷却后经由车床铣削以去除表面缺陷。
115.铸锭在保护性气氛2％h2 余量n2和950℃下均匀化退火4小时。
116.随后进行热轧开坯，压下量为80％。
117.热轧板材水冷后在保护性气氛和940℃条件下进行固溶，固溶时间为1.5小时，然
后水冷得到固溶板材，水温为20～25℃。
118.固溶后的板材首先在室温下进行一次冷轧，变形量为60％，在箱式电阻炉和450℃的条件下进行1.5小时的一次时效和淬火，淬火方式为水冷。
119.接着在室温下进行二次冷轧，变形量为70％，在箱式电阻炉和350℃的条件下进行0.5小时的二次时效和淬火，淬火方式为水冷。
120.最后在室温下进行三次冷轧，变形量为30％，在箱式电阻炉和350℃的条件下进行6h的长时间低温退火和淬火，淬火方式为水冷，得到高强高导耐热铜合金试样。
121.实施例3
122.本实施例制备了一种铜合金，具体为：
123.按照成分组成为ni：1.7wt％、co：0.8wt％，si：0.7wt％，cr：0.3wt％，mg：0.1wt％，ca：0.03wt％，ce：0.02wt％，余量为cu进行配料。
124.先将铜源加入熔炼炉中熔化，依次加入铜硅中间合金、镍源、钴源、铜镁中间合金，最后加入铬源，并在原料开始熔化时加入覆盖剂和精炼剂，覆盖剂木炭在500℃下烘至红热；在大气氛围和1250℃下进行熔炼，浇铸温度1150℃，浇铸方式为铁模浇铸。
125.熔炼前，原料经过打磨，去除表面氧化物后，破碎成体积较小的块状物，将铜源分别与其他原料缠绕，并用纯铜箔包裹使其沉入熔体底部。同时用烧至红亮(900℃以上)的石墨棒将上浮的cr碎块压入熔体中部至底部位置，直到纯cr碎块完全熔化于铜熔体中。可以避免密度较小的组分原料在熔炼过程中上浮，能够有效减轻宏观偏析。
126.冷却后经由车床铣削以去除表面缺陷。
127.铸锭在保护性气氛2％h2 余量n2和950℃下均匀化退火4小时。
128.随后进行热轧开坯，压下量为80％。
129.热轧板材水冷后在保护性气氛和940℃条件下进行固溶，固溶时间为1.5小时，然后水冷得到固溶板材，水温为20～25℃。
130.固溶后的板材首先在室温下进行一次冷轧，变形量为60％，在箱式电阻炉和450℃的条件下进行1.5小时的一次时效和淬火，淬火方式为水冷。
131.接着在室温下进行二次冷轧，变形量为70％，在箱式电阻炉和350℃的条件下进行0.5小时的二次时效和淬火，淬火方式为水冷。
132.最后在室温下进行三次冷轧，变形量为30％，在箱式电阻炉和300℃的条件下进行6h的长时间低温退火和淬火，淬火方式为水冷，得到高强高导耐热铜合金试样。
133.实施例4
134.本实施例制备了一种铜合金，具体为：
135.按照成分组成为ni：1.3wt％、co：1.2wt％，si：0.7wt％，cr：0.3wt％，mg：0.1wt％，ca：0.03wt％，ce：0.02wt％，余量为cu进行配料。
136.先将铜源加入熔炼炉中熔化，依次加入铜硅中间合金、镍源、钴源、铜镁中间合金，最后加入铬源，并在原料开始熔化时加入覆盖剂和精炼剂，覆盖剂木炭在500℃下烘至红热；在大气氛围和1250℃下进行熔炼，浇铸温度1150℃，浇铸方式为铁模浇铸。
137.熔炼前，原料经过打磨，去除表面氧化物后，破碎成体积较小的块状物，将铜源分别与其他原料缠绕，并用纯铜箔包裹使其沉入熔体底部。同时用烧至红亮(900℃以上)的石墨棒将上浮的cr碎块压入熔体中部至底部位置，直到纯cr碎块完全熔化于铜熔体中。可以
避免密度较小的组分原料在熔炼过程中上浮，能够有效减轻宏观偏析。
138.冷却后经由车床铣削以去除表面缺陷。
139.铸锭在保护性气氛2％h2 余量n2和950℃下均匀化退火4小时。
140.随后进行热轧开坯，压下量为80％。
141.热轧板材水冷后在保护性气氛和940℃条件下进行固溶，固溶时间为1.5小时，然后水冷得到固溶板材，水温为20～25℃。
142.固溶后的板材首先在室温下进行一次冷轧，变形量为60％，在箱式电阻炉和450℃的条件下进行1.5小时的一次时效和淬火，淬火方式为水冷。
143.接着在室温下进行二次冷轧，变形量为70％，在箱式电阻炉和350℃的条件下进行0.5小时的二次时效和淬火，淬火方式为水冷。
144.最后在室温下进行三次冷轧，变形量为30％，在箱式电阻炉和350℃的条件下进行6h的长时间低温退火和淬火，淬火方式为水冷，得到高强高导耐热铜合金试样。
145.对比例1
146.本对比例与实施例4的区别仅在于，本对比例中未添加cr。其他组分与含量和制备方法与实施例4相同。
147.对比例2
148.本对比例与实施例4的区别在于，在制备过程中，只进行了变形量为60％的一次冷轧和450℃/1.5小时的一次时效，而不进行后续二次冷轧、二次时效、三次冷轧和低温退火，原料组分和含量与实施例4相同。
149.测试例1
150.检测了实施例1至4制备的铜合金的硬度、导电率、屈服强度、抗拉强度、延伸率、耐热温度。其中：
151.硬度测试依据的标准为gb/t 4340.1-2009。
152.导电率测试依据的标准为gb/t 32791-2016。
153.屈服强度、抗拉强度、延伸率测试依据的标准为gb/t 34505-2017。
154.耐热温度测试依据的标准为gb/t 33370-2016。
155.应力松弛测试依据的标准为gb/t 10120-2013。
156.测试结果如表1所示。
157.表1
[0158][0159]
测试例2
[0160]
检测了对比例1和对比例2制备的铜合金的硬度、导电率、屈服强度、抗拉强度、延伸率、耐热温度，并与实施例4进行了比较。其中：
[0161]
硬度测试依据的标准为gb/t 4340.1-2009。
[0162]
导电率测试依据的标准为gb/t 32791-2016。
[0163]
屈服强度、抗拉强度、延伸率测试依据的标准为gb/t 34505-2017。
[0164]
耐热温度测试依据的标准为gb/t 33370-2016。
[0165]
应力松弛测试依据的标准为gb/t 10120-2013。
[0166]
测试结果如表2所示。
[0167]
表2
[0168]
[0169][0170]
测试例3
[0171]
观察了实施例4制备的铜合金的微观组织形貌。
[0172]
其中，图3所示为铜合金铸锭的金相组织。从图3可以看出合金铸态组织晶粒内部存在发达的树枝晶，其中可见白亮的枝晶臂、灰色过渡区和枝晶间的非平衡凝固相颗粒。这是由于合金元素较多，熔体凝固时过冷度较大导致元素扩散不均匀，产生了枝晶偏析。图4所示为铜合金热加工状态的金相组织。从图4可以看出合金热加工后产生了明显的动态再结晶，组织沿加工方向产生了不均匀的变形组织，部分晶粒呈等轴状，平均晶粒尺寸约为150-300μm。
[0173]
图5所示为铜合金热固溶处理后的金相组织。从图5可以看出合金固溶后的微观组织为明显的等轴晶，非平衡凝固相颗粒基本溶入基体中，形成过饱和固溶体，固溶时合金发生再结晶，再结晶晶粒较为细小，平均晶粒尺寸为30-70μm，有效改善了热加工后晶粒粗大和尺寸分布不均匀的情况。
[0174]
图6所示为铜合金经冷变形60％
→
450℃时效处理1小时的tem组织。从图6可以看出合金基体中产生了大量的位错和位错胞，在高密度位错区域附近，尺寸为5nm-10nm豆状析出相δ-(ni,co)2si颗粒弥散析出。通过纳米级析出相颗粒与高密度位错的交互作用，提高了合金的强度与导电率。
[0175]
图7是铜合金经冷变形60％
→
450℃时效处理1小时的tem组织。
[0176]
图8是铜合金经冷变形70％
→
350℃时效处理1小时的tem组织。
[0177]
从图7和图8可以看出通过进一步冷加工和时效，组织中还形成了大量弥散分布，尺寸约10-30nm的β-ni3si纳米级颗粒及亚微米级cr3si颗粒，在cr3si颗粒周围存在大量位错缠结。
[0178]
上述组织一方面促进基体中ni、co、si、cr等元素的析出，改善合金导电率；另一方面形成了多种强化相，协同调控合金强度、耐热性能和抗应力松弛性能。
[0179]
本发明的铜合金，在cu-ni-si系合金的基础上，添加co、cr、mg、ca等元素，结合加工—热处理工艺的调控，在铜基体中引入多种强化相，使合金元素以纳米级(ni,co)2si、ni3si、cr相颗粒充分弥散析出，强化析出相颗粒和位错之间的交互作用，实现了多相协同弥散强化、应变强化、亚晶强化和固溶强化等综合强化作用，同时提高了铜合金的强度和导
电率。
[0180]
多相协同作用的原子分布示意如图9所示。
[0181]
本发明的铜合金，通过合理控制cr和si的含量和配比，在铜基中形成耐热稳定性好的cr3si相，同时结合加工—热处理工艺的调控，使亚微米级cr3si相在晶界断续分布，能有效钉扎高温条件下位错和晶界的运动，在确保铜合金高强度和高导电的基础上，大幅度提高铜合金的耐高温软化和抗应力松弛性能。
[0182]
本发明的铜合金，通过多元合金化和加工、热处理工艺的综合调控，提供了一种高强度、高导电、良好的耐高温软化和抗应力松弛性能的cu-ni-co-si-cr-mg合金。
[0183]
本发明的铜合金，硬度可以达到270hv～320hv，导电率46％iacs～55％iacs，屈服强度850mpa～900mpa，抗拉强度870mpa～950mpa，弹性模量125gpa～135gpa、伸长率为3％～7％、耐热温度≥580℃、150℃下100小时应力松弛≤5％，解决了现有cu-ni-si合金的强度、导电率、耐高温软化和抗应力松弛性能难以兼顾和匹配的问题，可满足极大规模集成电路、5g通讯、高端电子元件等现代信息产业快速发展对高性能铜合金的重大需求。
[0184]
上面结合实施例对本发明作了详细说明，但是本发明不限于上述实施例，在所属技术领域普通技术人员所具备的知识范围内，还可以在不脱离本发明宗旨的前提下作出各种变化。