本發(fā)明涉及一種具有高軟化溫度的cu-ni-fe合金及其制備方法，其屬于銅合金領(lǐng)域。

背景技術(shù)：

導(dǎo)電銅合金的一個(gè)重大需求，就是具有高的抗蠕變性能，這是因?yàn)樵谒查g高電流負(fù)載情形下，溫度往往很高，普通銅合金難以承受。目前應(yīng)用較廣泛的具有高強(qiáng)度、高導(dǎo)電導(dǎo)熱性、良好的耐磨抗蝕性和抗高溫蠕變等綜合性能的是鈹青銅，這是一種典型時(shí)效強(qiáng)化型cu合金，但是這種合金含有毒性元素，并且導(dǎo)電性不夠好，承溫能力還不足。如果能夠把鎳基高溫合金的主要強(qiáng)化方式：立方棋盤狀γ'相（aucu3結(jié)構(gòu)）在面心立方γ相固溶體基體上共格析出，移植到cu合金，將有助于發(fā)展新型耐高溫的時(shí)效強(qiáng)化cu合金。由于立方形態(tài)需要析出相與基體的精確匹配，目前為止，除co基高溫合金外，其它常用合金體系中尚未發(fā)現(xiàn)立方形態(tài)強(qiáng)化析出的組織特征，而各種合金往往需要承受高溫的載荷和服役環(huán)境。

cu和ni有完全相同的面心立方晶體結(jié)構(gòu)，也存在一批結(jié)構(gòu)類型為aucu3的γ'有序相，從晶體結(jié)構(gòu)上，將立方形態(tài)γ'相與面心立方固溶體基體γ相的特征組織結(jié)構(gòu)從ni基移植到cu基上完全可能，所有鎳基高溫合金的研究結(jié)果將都可以作為經(jīng)驗(yàn)被借鑒。直至目前為止，析出強(qiáng)化的銅合金耐溫能力都非常低，例如引線框架cu-fe-p合金在加入re等稀土元素后軟化溫度才能提高到540°c左右；而用于開關(guān)觸頭的鉻鋯銅抗高溫軟化溫度也僅可達(dá)550°c；用于壓鑄沖頭的鈹青銅軟化溫度也在550°c左右。

sungkang等人^[1-3]曾經(jīng)在對(duì)cu-20at.%ni-5at.%fe合金的研究中涉及了析出相的形態(tài)，如在873k下長時(shí)間時(shí)效處理得出：當(dāng)時(shí)間為1×10³min時(shí)，析出形貌為球形，直徑在10nm左右；當(dāng)時(shí)間為2×10⁴min時(shí)，析出形貌為立方形，尺寸在30~45nm左右，呈線性排列，但僅僅研究了不同溫度和時(shí)間下析出相對(duì)磁性能的影響，并未研究強(qiáng)度及耐溫性能。

參考文獻(xiàn)：

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[2]kangs,takedam,hiroiz,etal.precipitationbehaviorandmagneticpropertiesofnano-scaleparticlesinacu-fe-nialloy[c].materialsscienceforum.2010:2342-2345.

[3]kangs,baeds,takeguchim,etal.microstructuralevolutionsofacu75-fe5-ni20alloydependingontheisothermalannealingtemperatures[j].metals&materialsinternational,2012,18(3):521-525。

技術(shù)實(shí)現(xiàn)要素：

為解決現(xiàn)有技術(shù)中存在的問題，本發(fā)明提出利用“立方棋盤狀γ'相在面心立方γ相固溶體基體上共格析出”的組織結(jié)構(gòu)來提高cu的耐溫能力，采用具有aucu3結(jié)構(gòu)的ni3fe相作為γ'相，以提升現(xiàn)有cu合金的耐溫性能。

本發(fā)明采用的技術(shù)方案為：一種具有高軟化溫度的cu-ni-fe合金，該合金中cu的原子百分比為40≤cu≤90at.%，合金中ni、fe的原子百分比比例為1.7<ni/fe<5.7；該合金始終具有“立方棋盤狀γ'相在面心立方γ相固溶體基體上共格析出”的特征組織，該合金的軟化溫度始終高于923k，合金的熔點(diǎn)高于純cu的熔點(diǎn)1356k。

一種具有高軟化溫度的cu-ni-fe合金的制備方法：

（1）按照成分合金所需的cu、ni、fe原子比換算成重量百分比，使用4n以上高純原料配制合金；

（2）采用非自耗真空電弧熔煉爐，通入高純ar氣保護(hù)，對(duì)配制好的合金原料進(jìn)行反復(fù)熔煉，最終得到成分均勻的合金錠；

（3）隨后將熔煉好的合金置于真空管式爐中，在ar氣氛圍中進(jìn)行1073k/5h固溶和723k/4h時(shí)效處理，得到cu-ni-fe合金。

本發(fā)明為了提升現(xiàn)有cu合金的耐溫性能，旨在制備具有高軟化溫度的cu-ni-fe合金，首先控制40≤cu≤90at.%，然后控制ni、fe的添加比例為1.7<ni/fe<5.7（原子百分比比例），以獲得不同的強(qiáng)度與電阻率的組合滿足不同實(shí)際工況需求。該合金始終具有“立方棋盤狀γ'相在面心立方γ相固溶體基體上共格析出”特征組織，且軟化溫度始終高于923k，熔點(diǎn)高于1356k（純cu的熔點(diǎn)）。

上述典型組織的cu-ni-fe高溫合金具體制備工藝步驟如下：按照成分合金所需的cu、ni、fe原子比換算成重量百分比，使用高純原料配制合金；采用非自耗真空電弧熔煉爐，通入高純ar氣保護(hù)，對(duì)配制好的合金原料進(jìn)行反復(fù)熔煉，最終得到成分均勻的合金錠；隨后將熔煉好的合金置于真空管式爐中，在ar氣氛圍中進(jìn)行1073k/5h固溶和723k/4h時(shí)效處理；利用xrd和tem檢測合金組織和結(jié)構(gòu)；用維氏硬度計(jì)進(jìn)行硬度測試；利用差熱分析儀測量合金的熔點(diǎn)；根據(jù)gb/t33370-2016《銅及銅合金軟化溫度的測量方法》測量合金的軟化溫度。

本發(fā)明的有益效果為：該合金中cu的原子百分比為40≤cu≤90at.%，合金中ni、fe的原子百分比比例為1.7<ni/fe<5.7。該合金始終具有“立方棋盤狀γ'相在面心立方γ相固溶體基體上共格析出”的特征組織，利用ni3fe相（aucu3結(jié)構(gòu)γ'相）強(qiáng)化cu合金，利用γ'相在γ相基體上共格析出可以獲得較理想的耐溫特性，該合金的軟化溫度始終高于923k，合金的熔點(diǎn)高于純cu的熔點(diǎn)1356k。在這種組織形態(tài)下可以達(dá)到固溶強(qiáng)化和第二相強(qiáng)化共同作用的結(jié)果，高的蠕變抗力來自于兩相的相界（位錯(cuò)運(yùn)動(dòng)的障礙）。

附圖說明

圖1是1073k/5h固溶和723k/4h時(shí)效處理后cu50ni37.5fe12.5（at.%）合金的xrd圖譜。

圖2是1073k/5h固溶和723k/4h時(shí)效處理后cu42.86ni42.86fe14.28（at.%）合金的xrd圖譜。

具體實(shí)施方式

下面結(jié)合技術(shù)方案詳細(xì)敘述本發(fā)明的具體實(shí)施例。

實(shí)施例1：cu50ni37.5fe12.5（at.%）合金

步驟一：合金制備

將成分為cu50ni37.5fe12.5（at.%）的合金換算成重量百分比，使用純度為4n的cu、ni和fe原料配制合金；采用非自耗真空電弧熔煉爐，通入高純ar氣保護(hù)，對(duì)配制好的合金原料進(jìn)行反復(fù)熔煉5次，最終得到成分均勻的合金錠；隨后將熔煉好的合金置于真空管式爐中，在ar氣氛圍中進(jìn)行1073k/5h固溶和723k/4h時(shí)效處理。

步驟二：合金結(jié)構(gòu)和性能表征

采用德國布魯克d8focusx射線衍射儀和tecnaig²型透射電子顯微鏡對(duì)樣品相結(jié)構(gòu)進(jìn)行分析，可以確定cu50ni37.5fe12.5（at.%）中有立方狀γ'相（ni3fe）析出，如圖1所示；采用hvs-1000型數(shù)字顯微硬度計(jì)測量合金的硬度（hv）為232.06；采用taq600型差熱分析儀測量合金的熔點(diǎn)為1512k；根據(jù)gb/t33370-2016《銅及銅合金軟化溫度的測量方法》，合金的軟化溫度高于923k。

實(shí)施例2：cu42.86ni42.86fe14.28（at.%）合金

步驟一：合金制備

cu42.86ni42.86fe14.28（at.%）合金，合金制備同實(shí)施例1中的步驟一。

步驟二：合金結(jié)構(gòu)和性能表征

采用德國布魯克d8focusx射線衍射儀和tecnaig²型透射電子顯微鏡對(duì)樣品相結(jié)構(gòu)進(jìn)行分析，可以確定cu42.86ni42.86fe14.28（at.%）合金中有立方狀γ'相（ni3fe）析出，如圖2所示；采用hvs-1000型數(shù)字顯微硬度計(jì)測量合金的硬度（hv）為222.60；采用taq600型差熱分析儀測量合金的熔點(diǎn)為1548k；根據(jù)gb/t33370-2016《銅及銅合金軟化溫度的測量方法》，合金的軟化溫度高于923k。