高强高导铜合金及其作为时速400公里以上高速铁路接触线材料的应用
【专利摘要】高强高导铜合金及其作为时速400公里以上高速铁路接触线材料的应用，该铜合金包括如下特征：（1）该铜合金成分符合此形式：CuXY，其中X选自Ag、Nb和Ta中的至少一种，Y选自Cr、Zr和Si中的至少一种；（2）在室温条件下，铜合金中X元素以纯相和固溶原子形式存在，Y元素以纯相和固溶原子或者CuY化合物和固溶原子形式存在，其中以固溶原子形式存在的X和Y元素的含量分别小于0.5%和0.1%；（3）铜合金以长条棒或线的形式存在，纯相形式的X元素以近似平行排列的纤维形式嵌在铜合金内部，纤维轴向与铜合金棒或线轴向大致平行；铜合金中纯相或CuY化合物形式的Y元素以颗粒形式嵌在铜合金内部。该铜合金适合作为时速400公里以上高速铁路的接触线材料。
【专利说明】
高强高导铜合金及其作为时速400公里从上高速铁路接触线 材料的应用
技术领域
[0001] 本发明设及一种Cu合金及其应用，是作为高速铁路尤其是时速400公里W上高速 铁路的接触线材料的应用。
【背景技术】
[0002] 从2009年起我国高速电气化铁路下简称高铁)得到实质性飞跃式发展，京津 线、京沪线和京广线相继开通，高铁稳定运行速度为300公里/小时。高速电气化铁路的发展 对其关键部件一接触线一产生巨大的市场需求和苛刻的性能要求。要求用作接触线的材料 同时具备W下特性:高强度、低线密度、良好的导电性、良好的耐磨擦性、良好的耐腐蚀性 等，尤其强度和电导率是最核屯、指标。
[0003] 目前高铁接触线采用的导体材料主要有Cu-Mg，Cu-Sn，Cu-Ag，Cu-Sn-Ag，Cu- Ag-Zr，Cu-Cr-Zr等系列化合金，其中化-Cr-化显示了更为优异的强度和电导率综合性能。 专利CN200410060463.3及CN200510124589.7 公开了 Cu-(0.02~0.4)%Zr-(0.04~0.16)%Ag及 Cu-(0.2~0.72)%Cr-(0.07~0.15)%Ag两种合金的制备技术。通过烙炼、铸造、热变形、固溶、 冷变形、时效及再次冷变形等工艺制备成品。专利CN03135758.X公开了采用快速凝固制粉、 压巧、烧结、挤压获得Cu-(〇.〇l~2.5)%Cr-(0.(n~2.0)%Zr-(0.(n~2.0)%(Υ, La, Sm)合金棒 材或片材的制备方法，可W获得良好的导电、导热及抗软化性能。专利CN200610017523.2公 开了Cu-(0.05~0.40)%吐-(0.05~0.2)%Zr-<0.20%(Ce+Y)合金成分及其制备技术，通过烙 炼、锻造、固溶、变形、时效获得高强高导综合性能W及较好的耐热性和耐磨性。专利 CN02148648.4 公开了 Cu-(0.01 ~1.0)%Cr-(0.01 ~0.6)%Zr-(0.05 ~1.0)%Zn-(0.01 ~0.30)〇/〇 (La+Ce)合金成分及制备技术，通过烙炼、热社、固溶、冷社、时效、终社等过程可获得较高的 强度和电导率。
[0004] 美国专利US6679955公开了通过快速凝固获得过饱和固溶体经形变热处理沉淀硬 化的 Cu-(3 ~20)%Ag-(0.5 ~1.5)%吐-(0.05 ~0.5)%Zr 合金的制备技术。US7172665 公开了 Cu- (2~6)%Ag-(0.5~0.9)%Cr合金的制备技术，工艺包括均匀后处理、热变形及固溶处理等过 程，并可再添加(0.05~0.2)%ZrDUS6881281提供了一种具有优良疲劳和中溫特性的高强高 导化-(0.05~1.0 )%吐-(0.05~0.25 )%Zr合金，通过严格控制固溶处理参数W调节S的浓度保 障良好性能。
[0005] 随着高速电气化铁路的持续发展，尤其是国家十Ξ五规划明确提出在2020年需建 成时速在400公里W上的高速铁路系统，使得与之相匹配的接触线材料性能也必须提高至 强度>680 MPa,电导率〉78%IACS且400°C退火化强度下降率<10%的水平。如此苛刻的性能标 准使得目前所使用的化-Mg, Cu-Sn, Cu-Ag, Cu-Sn-Ag, Cu-Ag-Zr, Cu-Cr-Zr合金均无法 满足时速在400公里W上的高速铁路系统对接触线材料性能的最低要求。必须开发新型高 性能合金W适应高铁的持续提速发展。
【发明内容】
[0006] 本发明的目的是提供一种高强高导铜合金及其作为高速铁路接触线材料的应用， 该铜合金能满足时速在400公里W上的高速铁路系统对接触线材料的要求。
[0007] 下面对本发明为实现上述发明目的所采用的技术方案做具体说明。
[000引本发明提供了一种铜合金，包括如下特征： 1、 该铜合金成分符合此形式:化XY，其中X选自Ag、佩和化中的至少一种，Y选自化、Zr和 Si中的至少一种；铜合金中，X元素的总含量大于0.01且不高于20%，Υ元素的总含量大于 0.01且不高于2%，并且，Cr的含量范围在0.01~1.5%，化的含量范围在0.01~0.5%，Si的含量 范围在0.01~0.3%; 2、 在室溫条件下，该铜合金中X元素 W纯相和固溶原子两种形式存在，其中W固溶原子 的形式的X元素含量小于0.5%;Υ元素 W纯相和固溶原子或者CuY化合物和固溶原子的形式 存在，其中W固溶原子的形式的Y元素的含量小于0.1%; 3、 该铜合金W长条棒或线的形式存在，其中，纯相形式的X元素 W近似平行排列的纤维 形式嵌在铜合金内部，纤维轴向与铜合金棒或线轴向大致平行，且纤维的直径小于100 nm， 长度大于1000 nm，纤维间距小于1000 nm，纤维与Cu基体的相界面为半共格界面，界面上分 布有周期排列的错配位错;本领域技术人员可W理解的是，X纤维在铜合金内不可能是数学 意义上的绝对"平行排列"，纤维轴向与铜合金棒或线轴向也不可能是数学意义上的绝对 "轴向平伊'，所W此处使用"近似"和"大致"更符合实际情况； 该铜合金中纯相或化合物形式的Y元素 W颗粒形式嵌在铜合金内部，且30%W上的颗粒 分布在X纤维与化基体的相界面上，颗粒的直径小于30 nm，间距小于200 nm，颗粒与化基体 W及颗粒与X纤维的相界面为半共格界面或者非共格界面。
[0009] 进一步，铜合金中X元素的总含量优选为3%~12%。
[0010] 进一步，铜合金中Y元素的总含量优选为0.1%~1.5〇/〇。
[0011] 更进一步，所述的铜合金为下列之一 ：Cu-12%Ag-0.3%吐-0. l%Zr-0.05%Si、Cu-12〇/〇 Ag-12%Nb-l.3%Cr-0.4%化-0.3%Si、Cu-0.l%Ag-0.l%Cr-0.l%Zr、Cu-12%Nb-l%Cr-0.4%化- 0.l%Si、Cu-6%Ag-6%Ta-0.l%Cr、Cu-3%Ag-0.8%Cr-0.5%Zr-0.3%Si。
[0012] 进一步，所述的铜合金通过下列方法制备:将单质和/或中间合金原料按照设计的 合金成分配比装入真空烙炼炉，升溫烙化并诱铸于模具中获得铸锭，对铸锭在室溫下进行 多道次拉拔变形为长条棒或线，使样品截面收缩率达到80%W上，之后对长条棒或线进行退 火，退火的溫度选取在使X元素组成的纤维不发生球化断裂且能使Y元素形成纳米析出相的 范围，退火的时间选取在使X元素组成的纤维不发生球化断裂且使大于50%的Y元素形成纳 米析出相的范围，之后对所得合金再次进行拉拔，此阶段样品截面收缩率在50%W内，之后 对所得合金进行液氮冷冻处理，使残存在铜基体中的X或Y固溶原子继续析出，之后缓慢升 溫到室溫从而获得铜合金。
[0013] 更进一步，液氮冷冻处理时间优选为^100小时。
[0014] 更进一步，对合金进行液氮冷冻处理后，优选W2~10°C/min的速率升溫至室溫。 [001引本发明中，制备原料可W是单质和/或中间合金，所述的中间合金可W是Cu-(5%~ 500/0)佩、Cu-( 3% ~20%) Cr、Cu-( 4% ~15%) Zr、Cu-( 5% ~20%) Si 等。
[0016] 本发明公开的运种铜合金强度达到690 MPaW上，电导率达到79%IACSW上且400 °C退火化强度下降率<10%，达到了时速400公里W上的高速铁路系统对接触线材料的要求。 故本发明进一步提供了所述铜合金作为高速铁路尤其是时速400公里W上的高速铁路接触 线材料的应用。
[0017] 与现有技术相比，本发明的铜合金具有W下有益效果： 1、 本发明利用X元素所形成的高密度纳米纤维有效阻碍位错运动而产生巨大的纳米纤 维强化效果，提升合金整体强度水平，使得铜合金强度能达到690 MPaW上； 2、 利用纤维轴向与合金棒或线轴向平行，减少电子波在相界面的散射，保证合金电导 率保持在较高水平，达到79%IACS W上； 3、 利用纳米颗粒钉扎在纤维和铜基体的相界面上，阻止纳米纤维在退火过程中的球化 趋势，保障合金具有很高的抗软化溫度，使得其400°C退火化强度下降率<10%。
[0018] 4、利用液氮低溫处理，显著降低合金元素在铜基体的固溶度，提高析出趋势，促进 残余固溶原子继续析出，进一步净化铜基体提高电导率。
【附图说明】
[0019] 图1为实施例4所获得的铜合金的扫描电镜图。
[0020] 图2为实施例1所获得的合金中Ag纤维与Cu基体半共格界面的透射电镜照片，界面 上存在周期排列的错配位错。
[0021] 图3为实施例2所获得的合金中佩纳米纤维的扫描电镜照片。
[0022] 图4为实施例3所获得的合金中化纳米颗粒的透射电镜照片。
【具体实施方式】
[0023] 下面W具体实施例对本发明的技术方案做进一步说明，但本发明的保护范围不限 于此： 实施例1: W纯Cu、纯Ag、纯吐、纯化和纯Si为原料，采用真空烙炼炉升溫烙化并诱铸获得化-12% Ag-0.3%吐-0. l%Zr-0.05%Si铸棒，对铸棒在室溫进行多道次拉拔使其截面收缩率达到80%。 将所得样品置于300°C退火24h，之后于室溫继续拉拔，此阶段截面收缩率为50%，最后将样 品置于液氮中保溫24 h后WlO°C/min速率恢复室溫，使所得合金包含大量细密的Ag纳米纤 维和Cr、Zr、Si纳米粒子。纳米纤维平均直径50 nm，长度大于2000 nm，纤维间距小于1000 nm，且纤维与铜基体的界面为半共格界面，界面上每间隔9个Cu的（111)原子面出现一个错 配位错。化、Z;r、Si纳米粒子的平均直径30加1，间距小于200加1，化、Z;r、Si纳米粒子与Cu基 体的相界面是半共格界面，与X纤维的相界面为非共格界面。
[0024] 实施例2: W纯化、Cu-20%佩中间合金、化-5%Cr中间合金、纯Zr和纯S i为原料，采用真空烙炼炉升 溫烙化并诱铸获得化-12%抓-1%化-0.2%Zr-0. l%Si铸棒，对铸棒在室溫进行多道次拉拔使 其截面收缩率达到85%。之后将样品置于32(TC退火16 h，将所得样品再次进行拉拔，此阶段 截面收缩率为30%，最后将样品置于液氮中保溫100 h后W5°C/min升溫恢复室溫，使所得合 金包含大量细密的师纳米纤维和化、Zr、Si纳米粒子。纳米纤维平均直径100 nm，长度大于 1000 nm，纤维间距小于8000 nm，且纤维与铜基体的界面为半共格界面，界面上每间隔13个 Cu的（111)原子面出现一个错配位错。灯、化、Si纳米粒子的平均直径25nm，间距小于150 nm，化、Zr、Si纳米粒子与化基体的相界面是半共格界面，与X纤维的相界面为非共格界面。
[0025] 实施例3: W纯化、纯Ag、化-15%Ta中间合金、Cu-3%Cr中间合金为原料，采用真空烙炼炉升溫烙化 并诱铸获得Cu-6%Ag-6%化-0.1%吐铸棒，对铸棒在室溫进行多道次拉拔使其截面收缩率达 到85%。之后将样品置于400°C退火化，将所得样品再次进行拉拔，此阶段截面收缩率为40%， 最后将样品置于液氮中保溫化后/min升溫恢复室溫，使所得合金包含大量细密的Ag 和化纳米纤维和化纳米粒子。纳米纤维平均直径100加1，长度大于1000加1，纤维间距小于 1000皿，且纤维与铜基体的界面为半共格界面，Cu/Ag界面上每间隔9个Cu的（111)原子面 出现一个错配位错，加/化界面上每间隔10个Cu的（111)原子面出现一个错配位错。吐纳米 粒子的平均直径20 nm，间距小于100加 1。吐纳米粒子弥散分布在铜晶粒内部和纤维界面， 化纳米粒子与化基体的相界面是半共格界面，与X纤维的相界面为非共格界面。
[0026] 实施例4: W纯Cu、纯Ag、Cu-50%Nb中间合金、Cu-10%吐中间合金、Cu-15%Zr中间合金和Cu-5%S i中 间合金为原料，采用真空烙炼炉升溫烙化并诱铸获得Cu-12%Ag-12%Nb-l. 3%Cr-0.4%Zr- 0.3%Si铸棒，对铸棒在室溫进行多道次拉拔使其截面收缩率达到95%。之后将样品置于300 °C退火化，将所得样品再次进行拉拔，此阶段截面收缩率为30%，最后将样品置于液氮中保 溫20化后WlO°C/min升溫恢复室溫，使所得合金包含大量细密的Ag和Nb纳米纤维和化、Zr、 Si纳米粒子。纳米纤维平均直径100 nm，长度大于3000 nm，纤维间距小于800 nm，且纤维与 铜基体的界面为半共格界面，Cu/Ag界面上每间隔9个化的（111)原子面出现一个错配位错， 化/Nb界面上每间隔13个Cu的（111)原子面出现一个错配位错。Cr、Zr、Si纳米粒子的平均直 径25nm，间距小于130 nm。化、Z;r、Si纳米粒子弥散分布在铜晶粒内部和纤维界面，C;r、Z;r、Si 纳米粒子与化基体的相界面是半共格界面，与X纤维的相界面为非共格界面。
[0027] 实施例5: W纯Cu、纯Ag、Cu-20%Cr中间合金、Cu-10%&中间合金和Cu-10%Si中间合金为原料，采 用真空烙炼炉升溫烙化并诱铸获得Cu-3%Ag-0.8%Cr-0.5%Zr-0.3%Si铸棒，对铸棒在室溫进 行多道次拉拔使其截面收缩率达到95%。之后将样品置于250°C退火128 h，将所得样品再次 进行拉拔，此阶段截面收缩率为50%，最后将样品置于液氮中保溫100 h后W8°C/min升溫恢 复室溫，使所得合金包含大量细密的Ag纳米纤维和Cr、Zr、Si纳米粒子。纳米纤维平均直径 40 nm，长度大于1500 nm，纤维间距小于2000 nm，且纤维与铜基体的界面为半共格界面， Cu/Ag界面上每间隔9个Cu的（111)原子面出现一个错配位错。Cr、Zr、Si纳米粒子的平均直 径15nm，间距小于90 nm。化、Zr、Si纳米粒子弥散分布在铜晶粒内部和纤维界面，吐、化、Si 纳米粒子与化基体的相界面是半共格界面，与X纤维的相界面为半共格界面。
[002引 对上述实施例所获得的合金采用能谱测试铜基体中X和Υ固溶原子的含量结果见表1， 对上述实施例所获得的合金采用扫描电镜和透射电镜结合能谱技术测量了纤维与基体的 相界面上纳米颗粒占整体纳米颗粒的比例，结果见表1. 表1实施例合金中铜基体X和Υ固溶原子的含量，及纤维与基体的相界面上纳米颗粒所 占比例
对上述实施例所获得的合金采用标准拉伸试验测试强度和四点法测试室溫电导率，W 及在400度退火化测试强度下降率。所获得的性能见表2. 表2合金主要性能对比
*对比合金CuCrZrSiCoTiLa数据来自于专利CN1417357A。
【主权项】
1. 一种铜合金，包括如下特征： (1) 该铜合金成分符合此形式:CuXY，其中X选自Ag、Nb和Ta中的至少一种，Y选自Cr、Zr 和Si中的至少一种；铜合金中，X元素的总含量大于0.01且不高于20%，Y元素的总含量大于 0.01且不高于2%，并且，〇的含量范围在0.01~1.5%，24勺含量范围在0.01~0.5%力的含量 范围在0.01~0.3%; (2) 在室温条件下，该铜合金中X元素以纯相和固溶原子两种形式存在，其中以固溶原 子的形式的X元素含量小于〇.5%;Υ元素以纯相和固溶原子或者CuY化合物和固溶原子的形 式存在，其中以固溶原子的形式的Y元素的含量小于0.1%; (3) 该铜合金以长条棒或线的形式存在，其中，纯相形式的X元素以近似平行排列的纤 维形式嵌在铜合金内部，纤维轴向与铜合金棒或线轴向大致平行，且纤维的直径小于100 nm，长度大于1000 nm，纤维间距小于1000 nm，纤维与Cu基体的相界面为半共格界面，界面 上分布有周期排列的错配位错； 该铜合金中纯相或化合物形式的Y元素以颗粒形式嵌在铜合金内部，且30%以上的颗粒 分布在X纤维与Cu基体的相界面上，颗粒的直径小于30 nm，间距小于200 nm，颗粒与Cu基体 以及颗粒与X纤维的相界面为半共格界面或者非共格界面。2. 如权利要求1所述的铜合金，其特征在于:铜合金中X元素的总含量为3%~12%。3. 如权利要求1或2所述的铜合金，其特征在于:铜合金中Y元素的总含量为0.1%~1.5%。4. 如权利要求1所述的铜合金，其特征在于所述的铜合金为下列之一:Cu-12%Ag-0.3% Cr-0·l%Zr-0·05%Si、Cu-12%Ag-12%Nb-l·3%Cr-0·4%Zr-0·3%Si、Cu-0·l%Ag-0·l%Cr-0·1% Zr、Cu-12%Nb-l%Cr-0·4%Zr-0·l%Si、Cu-6%Ag-6%Ta-0·l%Cr、Cu-3%Ag-0·8%Cr-0·5%Zr-0·3% Si〇5. 如权利要求1~4之一所述的铜合金，其特征在于:铜合金强度达到690 MPa以上，电导 率达到79%以上且400 °C退火2h强度下降率〈10%。6. 如权利要求1~4之一所述的铜合金，其特征在于:所述铜合金通过如下方法制得:将 单质和/或中间合金原料按照设计的合金成分配比装入真空熔炼炉，升温熔化并浇铸于模 具中获得铸锭，对铸锭在室温下进行多道次拉拔变形为长条棒或线，使样品截面收缩率达 到80%以上，之后对长条棒或线进行退火，退火的温度选取在使X元素组成的纤维不发生球 化断裂且能使Y元素形成纳米析出相的范围，退火的时间选取在使X元素组成的纤维不发生 球化断裂且使大于50%的Y元素形成纳米析出相的范围，之后对所得合金再次进行拉拔，此 阶段样品截面收缩率在50%以内，之后对所得合金进行液氮冷冻处理，使残存在铜基体中的 X或Y固溶原子继续析出，之后缓慢升温到室温从而获得铜合金。7. 如权利要求6所述的铜合金，其特征在于:液氮冷冻处理时间为1~100小时。8. 如权利要求6或7所述的铜合金，其特征在于：对合金进行液氮冷冻处理后，以2~10 °C/min的速率升温至室温。9. 如权利要求1所述的铜合金作为高速铁路接触线材料的应用。10. 如权利要求9所述的应用，其特征在于:所述的高速铁路是时速400公里以上的高速 铁路。
【文档编号】C22C1/03GK106011517SQ201610321078
【公开日】2016年10月12日
【申请日】2016年5月16日
【发明人】刘嘉斌, 徐雨晴, 王宏涛, 方攸同, 孟亮, 王立天, 田雨
【申请人】浙江大学