1.本发明属于因瓦合金技术领域，具体涉及一种高强度因瓦合金线材及其制造方法。
背景技术：2.长期以来，fe-ni36因瓦合金主要作为低膨胀性能的功能材料，广泛应用于航空航天、精密仪器、电子工业等领域。由于其在很宽的温度范围内均保持单相奥氏体组织，致使其在室温下的抗拉强度不足500mpa，所以难以适合做结构材料方面的应用。
3.近年来随着因瓦合金在倍容量输电线上的应用，使得人们对高强度因瓦合金的研究越来越重视。由于普通的fe-ni36因瓦合金在室温是单相奥氏体组织，因此靠传统的热处理手段来强化因瓦合金的途径显然是行不通的。
4.目前，提高因瓦合金强度的途径主要有两种方法。一种方法是在合金中通过添加c和碳化物形成元素达到提高合金强度的目的，目前通过同时添加多种碳化物形成元素的方法，利用碳化物析出强化，有效提高了合金的强度。另一种方法是向合金中添加金属间化合物形成元素，如be、ti和al等元素，利用ni3be、ni3ti、ni3al等金属间化合物的强化机制实现合金的强化，该方法的优点是强化效果好，缺点是合金的膨胀系数较高，合金的马氏体相变点高，不适合在低温状态下使用。
5.无论是依靠碳化物强化还是金属间化合物强化，这些强化手段必须向材料中加入能形成第二相的合金元素，但这些合金元素的加入通常使合金的膨胀系数明显增大。为了抑制这一现象发生，需要相应的提高合金中的ni含量。ni含量的增加通常会导致制造成本的明显增加。
6.以下为现有技术中的相关专利申请。
7.公开号为cn1743490a的中国专利文献所涉及的技术方案，通过添加c、w、v元素，使线材保持了常规fe－ni36因瓦合金的低膨胀特性(20～240℃时，α≤2.5
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/℃；20～290℃时，α≤4.5
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－6
/℃)，同时获得令人满意的高强度(≥1300mpa)。该技术方案中，w含量较高，cu和cr含量较低。、
8.公开号为cn94107306.8的中国专利文献，则通过添加c、co和nb使feni因瓦合金的抗拉强度rm≥1150mpa，平均线膨胀系数α室温～100℃≤1.2
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℃。该技术方案中，co、nb含量较高，因此制造成本相对较高，限制了其广泛应用。
9.公开号为jp63-56289的日本专利文献所涉及的技术方案中，通过添加c、cr、mo元素，形成碳化物强化，并通过添加一定量co使膨胀系数进一步降低。该合金抗拉强度≥1300mpa，室温～300℃的平均线热膨胀系数α≤3.3
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。本技术方案中，其不含有cu元素，添加一定量的co元素，制造成本也相对较高。
10.公开号为jp2003082439(a)的日本专利文献，其技术方案中采用c、mo、v联合添加，形成弥散型碳化物，该合金20～230℃的平均线热膨胀系数α≤3.7
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，230～290℃平均线热膨胀系数α≤10.8
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，抗拉强度≥1300mpa。其cu和cr含量较低，mo含量较高。
技术实现要素：11.本发明所要解决的技术问题在于提供一种在保证较低膨胀系数的同时，具有较低生产成本的高强度因瓦合金线材。
12.其所要解决的技术问题可以通过以下技术方案来实施。
13.一种高强度低膨胀的fe-ni因瓦合金线材及其制造方法。
14.本发明的因瓦合金按重量百分比，其化学成分配比为：
15.c：0.21～0.45％；si：≤0.40％；mn：0.20～0.60％；p≤0.02％；s≤0.02％；ni：33.5～36.5％；cr：0.7～1.0％；mo：1.4～3.0％；cu：1.5～3.0％；并满足c％＝0.2cr％+0.08mo％；其余为fe和不可避免的杂质，杂质元素的总量低于0.05wt％。
16.本发明的因瓦合金选择化学成分范围的原因如下：
17.c：c是形成碳化物强化相所必需的元素。c含量过低，强化效果不明显；c含量过高，会有游离c出现。合金中c的加入量按下式控制：c％＝0.2cr％+0.08mo％。其优选成分范围为0.21～0.45％，超出此范围，合金的强度或膨胀系数将有一项不能满足要求。
18.si：加入合金中起到了脱氧的作用，但会使材料的韧脆转变温度和膨胀系数提高，降低合金的塑韧性，在保证钢水脱氧良好的情况下，尽量降低合金中的si含量。优选si≤0.40％。
19.mn：既是脱氧元素又是强化元素。增加合金中的mn含量，可使合金的强度增加，但其含量偏高时会损害其韧性，同时会使合金的膨胀系数升高。为此，优选mn含量为0.20～0.60％。
20.ni：ni是因瓦合金中的主要元素，对确保低的膨胀性能是必需的。本发明合金中由于c、cr、mo等合金元素的添加，导致合金的膨胀系数增加，为了维持合金较低的膨胀系数，势必要提高合金中的ni含量至38～0.40％左右。本发明合金通过添加cu元素，使贵重合金元素ni含量降低，不但维持较低的膨胀系数，而且使制造成本明显降低。优选ni含量在33.5～36.5％范围。
21.cu：cu具有与ni相似作用，加入cu可相应减少ni的含量，适量加入有利于降低合金膨胀系数。但cu含量过高，导致合金的热加工性能变差，优选cu含量在1.5～3.0％范围。
22.cr：cr是中等强度碳化物形成元素，能有效提高合金强度，cr含量过低，强化效果不明显；cr含量过高，则容易形成粗大碳化物，恶化合金性能。本发明cr含量控制在0.7～1.0％范围。
23.mo：mo也是中等强度碳化物形成元素，在合金中加入mo，一方面可起到稳定奥氏体的作用，另一方面mo与c结合形成mo2c、mo6c型碳化物，能够提高合金的强度，本发明选择mo含量控制在1.4～3.0％范围。
24.p：是对韧性有害的元素，低熔点p的化合物会偏聚在晶界，导致晶界脆性增加，在热应力的作用下会形成微裂纹。因此，p含量应控制尽量低。本发明控制p≤0.020％。
25.s：是有害杂质元素，可以降低合金的塑韧性。s与mn可形成低熔点的mns偏聚在晶界，导致晶界脆化，在应力作用下形成沿晶裂纹。因此，希望合金中的s含量越低越好。本发明控制s≤0.020％。
26.本发明合金成分设计的特点是：
27.本发明是通过向合金中添加cu，来降低合金中的贵重合金元素ni的含量，使合金
在保证较低的膨胀系数的同时，使制造成本降低。同时通过添加碳化物形成元素cr、mo，保证合金获得较高强度。为了保证合金的强度，c、cr、mo的加入量按下式控制：c％＝0.2cr％+0.08mo％。保证c、mo、v充分形成碳化物，避免游离c的析出。本合金通过三次冷拔及快速时效热处理，使合金线材不但可以保持较高的强度，抗拉强度≥1300mpa，同时具有相对较低的线膨胀系数，20℃-230℃线膨胀系数≤3.0
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/℃，230℃-290℃线膨胀系数≤10.8
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/℃，完全可以替代目前工业化应用的倍容量导线用线材。
28.本发明所要解决的另一技术问题在于提供一种上述高强度因瓦合金线材的制造方法。
29.具体实施方案如下：
30.(1)采用常规生产工艺生产出φ8～φ16mm的热轧盘条。
31.(2)固溶处理：将φ8～φ16mm的盘条进行固溶处理，目的是使合金中碳化物充分溶解，保证合金处于软态，以利于后续的冷拉变形，同时为后续的快速时效热处理做准备。固溶温度950-1200℃。
32.(3)预冷拉变形：主要是为固溶后的盘条表面剥皮处理做准备。通过预冷拉，使盘条横截面成标准圆形，有利于剥皮处理并减少剥皮量，提高成材率。如果盘条横截面圆形不标准或呈椭圆形，很容易导致局部氧化层不能彻底清除干净，影响后续的冷拉工艺性能。预冷拉变形量控制在5～9％。
33.(4)第二次冷拉变形：将剥皮后的盘条(保证彻底清除氧化层)进行第二次冷拉变形，变形量控制在70-80％。通过冷拉变形，基体内产生大量的位错及亚结构，有利于快速时效热处理过程中析出均匀细小的碳化物。
34.(5)快速时效热处理：采用保护气氛(如氢气、氮气或氩气等)，保证盘条表面不被氧化。热处理温度控制在752-820℃，保温时间控制在2-10分钟，保证碳化物均匀细小弥散析出，通过碳化物析出强化提升合金强度指标。时间太短，碳化物来不及析出；时间太长，碳化物容易聚集长大。
35.(6)第三次冷拉变形：将时效热处理后的盘条再进行冷拉，此次冷拉主要是通过形变强化，使强度进一步提升。冷拉变形量控制在65-90％。变形量低于65％，强度达不到要求；变形量大于90％，强度已达到该合金的极限值，此时随变形量的增加，强度不再提升。
36.其中，固溶处理温度优选950-1100℃，固溶处理温度高，晶粒容易长大。优选快速热处理温度752-800℃，快速热处理温度高虽然会促进碳化物析出，但同时也会降低形变强化效果
37.本发明技术方案与现有技术所提及的各专利文献的合金相比，成分比较见下表1所示。
38.表1：(单位：wt％)
[0039][0040]
本发明与现有技术相比较，具有突出的特点和显著优点：
[0041]
本发明钢是在fe-ni36合金的基础上，通过添加合金元素cu，来达到降低合金中贵重合金元素ni含量的目的，使合金的制造成本明显降低，同时适当添加c、cr、mo元素，并通过固溶处理、三次冷拔及快速时效热处理，依靠沉淀强化和形变强化，使合金的强韧性获得大幅度提高，并保证获得较低的膨胀系数。该合金可用于替代现有的倍容量传输导线。由于该合金性能优良，制造成本低，应用前景广阔。
具体实施方式
[0042]
下面对本发明的具体实施方式进行进一步的详细说明。
[0043]
本发明提供了一种高强度因瓦合金线材及其制备方法，通过往合金中添加cu元素，来降低贵重合金元素ni含量的方法，并通过特殊的热处理工艺及冷拉工艺，在实现高强度的同时，使膨胀系数保持较低。
[0044]
根据本发明所设计的化学成分和生产方法生产了6炉合金，合金的具体成分如下表2所示(其中，c的含量取值到小数点后两位)，性能测试结果如下表3所示。
[0045]
表2本发明的合金钢的化学成分，wt％
[0046] csimnpsnicrmocu实施例10.340.400.380.0160.01835.20.822.173.0实施例20.260.350.420.0170.01036.50.721.41.8实施例30.330.380.300.0200.01535.90.951.82.2实施例40.390.200.560.0080.00535.50.852.692.8实施例50.330.120.600.0100.01235.80.72.382.4实施例60.440.160.250.0150.00936.50.9831.5
[0047]
以下为各实施例具体的制造方法。
[0048]
实施例1：
[0049]
采用常规生产工艺生产出φ12mm的热轧盘条，对热轧盘条进行1050℃固溶处理，然后进行预冷拉变形，变形量控制在5％。然后剥皮处理，彻底清除氧化层。随后进行第二次冷拉变形，变形量控制在75％，对两次冷拉变形后的盘条再进行快速时效热处理，采用氢气保护，热处理温度控制在752℃，保温时间控制在10分钟。将时效热处理后的盘条再进行第三次冷拉，冷拉变形量控制在80％。
[0050]
实施例2：
[0051]
采用常规生产工艺生产出φ12mm的热轧盘条，对热轧盘条进行950℃固溶处理，然后进行预冷拉变形，变形量控制在7％。然后剥皮处理，彻底清除氧化层。随后进行第二次冷拉变形，变形量控制在75％，对两次冷拉变形后的盘条再进行快速时效热处理，采用氢气保护，热处理温度控制在800℃，保温时间控制在5分钟。将时效热处理后的盘条再进行第三次冷拉，冷拉变形量控制在75％。
[0052]
实施例3：
[0053]
采用常规生产工艺生产出φ12mm的热轧盘条，对热轧盘条进行1080℃固溶处理，然后进行预冷拉变形，变形量控制在9％。然后剥皮处理，彻底清除氧化层。随后进行第二次冷拉变形，变形量控制在80％，对两次冷拉变形后的盘条再进行快速时效热处理，采用氢气保护，热处理温度控制在770℃，保温时间控制在3分钟。将时效热处理后的盘条再进行第三次冷拉，冷拉变形量控制在65％。
[0054]
实施例4：
[0055]
采用常规生产工艺生产出φ12mm的热轧盘条，对热轧盘条进行1100℃固溶处理，然后进行预冷拉变形，变形量控制在9％。然后剥皮处理，彻底清除氧化层。随后进行第二次冷拉变形，变形量控制在70％，对两次冷拉变形后的盘条再进行快速时效热处理，采用氢气保护，热处理温度控制在780℃，保温时间控制在2分钟。将时效热处理后的盘条再进行第三次冷拉，冷拉变形量控制在90％。
[0056]
实施例5：
[0057]
采用常规生产工艺生产出φ12mm的热轧盘条，对热轧盘条进行1050℃固溶处理，然后进行预冷拉变形，变形量控制在6％。然后剥皮处理，彻底清除氧化层。随后进行第二次冷拉变形，变形量控制在80％，对两次冷拉变形后的盘条再进行快速时效热处理，采用氢气保护，热处理温度控制在775℃，保温时间控制在8分钟。将时效热处理后的盘条再进行第三次冷拉，冷拉变形量控制在65％。
[0058]
实施例6：
[0059]
采用常规生产工艺生产出φ12mm的热轧盘条，对热轧盘条进行1050℃固溶处理，然后进行预冷拉变形，变形量控制在7％。然后剥皮处理，彻底清除氧化层。随后进行第二次冷拉变形，变形量控制在75％，对两次冷拉变形后的盘条再进行快速时效热处理，采用氢气保护，热处理温度控制在760℃，保温时间控制在5分钟。将时效热处理后的盘条再进行第三次冷拉，冷拉变形量控制在85％。
[0060]
表3发明钢的性能
[0061]
[0062]
本发明的fe-ni因瓦合金具有较高的强度及低的膨胀系数，可用于倍容量的传输导线，是解决电力传输瓶颈的首选产品，也是当前电力发展的急需产品，该合金也适应于微波技术、大地测量等标准量具等，应用前景广阔。