本发明属于有色金属材料的制备技术领域，特别是涉及一种大尺寸高强高导形变Cu-Cr-Ag原位复合材料的短流程制备方法。
背景技术：
现代科学技术的发展对导电材料的各项性能提出了越来越高的要求，在高强磁场线圈、大规模集成电路引线框架及高速电气化铁路接触线等许多应用场合，不仅要求导电材料具有高的电导率，还要求材料具有较高的抗拉强度和延伸率。目前，形变原位复合法是制备高强高导Cu基材料最理想的方法，它通过熔铸技术在铸态合金中原位形成第二相，并经大塑性变形使合金中的第二相沿加工方向形成定向排列的纤维，其中纤维相是载荷的主要承担者，Cu基体主要起导电通道的作用。现有的形变原位复合法研究大多集中于Cu-Nb、Cu-Ag、Cu-Fe及Cu-Cr等合金，Nb和Ag属贵金属，使相应材料的工业化生产和商业化应用受到限制，Fe在Cu基体中的高温固溶度较高、低温扩散速度慢，而固溶于Cu基体中的Fe原子严重损害材料的电导率。形变Cu-Cr系原位复合材料由于第二相Cr与Cu的液态溶混间隙小、成本较低、强化效果良好而引起了科技工作者们的广泛关注。
形变Cu-Cr系原位复合材料的主要制备工艺通常是：中频感应熔炼、浇注、长时间预备热处理或固溶处理、热轧、穿插中间热处理的大塑性冷变形、最终热处理等。其中，预备热处理是为了消除或减少铸造过程中引起的成分不均匀等非平衡凝固组织效应，降低变形抗力；热轧是为了消除或减少铸态组织的微观缺陷，破碎第二相枝晶，使其转变为细小的颗粒状或棒状组织；大塑性冷变形是为了使铸态组织中无序分布的破碎的第二相枝晶，逐渐转变成沿加工方向定向排列的纤维；适当的中间热处理是为了消除或减少大塑性冷变形引起的残余应力，以利于进一步冷变形；最终热处理是为了促进固溶Cr原子的析出提高材料的电导率。这种制备方法的纤维相是通过大塑性变形破碎和细化第二相Cr枝晶获得的，纤维连续性差，难以保证各种应用场合下材料综合性能的稳定性。此外，为了获得高强度，该类材料的大塑性冷变形应变量往往达到10甚至更高。上述对现有形变Cu-Cr系原位复合材料制备方法的分析表明，该方法工艺复杂，流程长，热、冷变形应变量大，最终材料的截面尺寸很小，纤维连续性差，制备的材料使用综合性能不稳定。因此，非常有必要研制一种新的大尺寸高强高导形变Cu-Cr系原位复合材料及其制备方法，简化材料的制备工艺，缩短材料的制备流程，获得大截面尺寸的材料，增强纤维的连续性，提高材料的使用综合性能。
技术实现要素：
针对现有形变Cu-Cr原位复合材料及制备技术存在的不足，本发明提供一种高强高导形变Cu-Cr-Ag原位复合材料的短流程制备方法，使定向凝固和冷拉变形相结合，大大减少冷变形应变量、缩短工艺流程，显著增加最终材料的截面尺寸，形成连续的增强相纤维，提高材料的使用综合性能。
本发明所采用技术方案的具体步骤如下：
1、采用中频感应熔炼结合石墨模浇注的方法熔铸Cu-Cr-Ag三元合金铸锭；
2、将铸锭放入区域熔炼-定向凝固炉中进行定向凝固处理，使Cr枝晶沿轴向形成定向排列的微纳米级纤维；
3、对经定向凝固处理的材料进行多道次冷拉变形，使在定向凝固过程中形成的微纳米级纤维细化成纳米级纤维；
4、采用最终时效热处理对材料的强度、电导率和延伸率等进行综合调控。
上述步骤1中所述的Cu-Cr-Ag三元合金，其配方成分组成如下（按质量百分比计）：铬为6-30；银为0.008-0.200；铜为余量。
上述步骤2中所述的定向凝固处理，具体为：将Cu-Cr-Ag合金铸锭放入内层涂有耐高温惰性涂层的纯度为99.99%的Al2O3两通陶瓷管内，将陶瓷管装入区域熔炼-定向凝固炉中，通过高频感应电源在300-400Pa的高纯氩气气氛中进行熔炼，熔化后，合金熔体随陶瓷管一起在底座与抽拉机构的作用下以50-300μm/s的速度向下移动并同时被镓铟合金液冷却，形成定向凝固铸锭。
上述步骤3中所述的多道次冷拉变形，具体为：在室温下进行，总冷变形应变量小于或等于6。
上述步骤4中所述的最终时效热处理，具体为：在200-650℃内保温0.5-8小时，然后随炉冷却至室温。
本发明的优点在于：（1）在Cu-Cr二元合金中添加微量的Ag，降低Cr在Cu基体中的固溶度，提高材料的电导率；（2）采用定向凝固处理获得连续的定向排列的微纳米级纤维，减少冷变形应变量，增大最终材料的截面尺寸；（3）将定向凝固处理与冷变形结合，不需进行预备热处理和多次中间热处理，简化了工艺流程；（4）采用最终时效热处理，根据实际需要调控材料的强度、电导率和延伸率等，使最终材料具有稳定和良好的使用综合性能。
具体实施方式
实施例1
（1）按质量百分比分别称取纯铬6%、纯银0.008%和余量的纯铜，放入中频感应炉中熔炼并用石墨模浇注成铸锭；
（2）将铸锭放入内层涂有耐高温惰性涂层的纯度为99.99%的Al2O3两通陶瓷管内，将陶瓷管装入区域熔炼-定向凝固炉中，通过高频感应电源在300Pa的高纯氩气气氛中进行熔炼，熔化后，合金熔体随陶瓷管一起在底座与抽拉机构的作用下以50μm/s的速度向下移动并同时被镓铟合金液冷却，形成定向凝固铸锭；
（3）将定向凝固铸锭在室温下进行多道次冷拉变形，总冷变形应变量为6；
（4）将冷拉变形的材料在200℃内保温8小时，然后随炉冷却至室温，得到高强高导形变Cu-Cr-Ag原位复合材料。
本实施例制备的形变Cu-Cr-Ag原位复合材料的抗拉强度916 MPa，电导率82.1% IACS，延伸率4.1%。
实施例2
（1）按质量百分比分别称取纯铬15%、纯银0.06%和余量的纯铜，放入中频感应炉中熔炼并用石墨模浇注成铸锭；
（2）将铸锭放入内层涂有耐高温惰性涂层的纯度为99.99%的Al2O3两通陶瓷管内，将陶瓷管装入区域熔炼-定向凝固炉中，通过高频感应电源在350Pa的高纯氩气气氛中进行熔炼，熔化后，合金熔体随陶瓷管一起在底座与抽拉机构的作用下以100μm/s的速度向下移动并同时被镓铟合金液冷却，形成定向凝固铸锭；
（3）将定向凝固铸锭在室温下进行多道次冷拉变形，总冷变形应变量为5.5；
（4）将冷拉变形的材料在400℃内保温2小时，然后随炉冷却至室温，得到高强高导形变Cu-Cr-Ag原位复合材料。
本实施例制备的形变Cu-Cr-Ag原位复合材料的抗拉强度1237MPa，电导率81.2% IACS，延伸率3.9%。
实施例3
（1）按质量百分比分别称取纯铬20%、纯银0.12%和余量的纯铜，放入中频感应炉中熔炼并用石墨模浇注成铸锭；
（2）将铸锭放入内层涂有耐高温惰性涂层的纯度为99.99%的Al2O3两通陶瓷管内，将陶瓷管装入区域熔炼-定向凝固炉中，通过高频感应电源在350Pa的高纯氩气气氛中进行熔炼，熔化后，合金熔体随陶瓷管一起在底座与抽拉机构的作用下以200μm/s的速度向下移动并同时被镓铟合金液冷却，形成定向凝固铸锭；
（3）将定向凝固铸锭在室温下进行多道次冷拉变形，总冷变形应变量为5.5；
（4）将冷拉变形的材料在550℃内保温1小时，然后随炉冷却至室温，得到高强高导形变Cu-Cr-Ag原位复合材料。
本实施例制备的形变Cu-Cr-Ag原位复合材料的抗拉强度1369MPa，电导率80.4% IACS，延伸率3.7%。
实施例4
（1）按质量百分比分别称取纯铬30%、纯银0.2%和余量的纯铜，放入中频感应炉中熔炼并用石墨模浇注成铸锭；
（2）将铸锭放入内层涂有耐高温惰性涂层的纯度为99.99%的Al2O3两通陶瓷管内，将陶瓷管装入区域熔炼-定向凝固炉中，通过高频感应电源在400Pa的高纯氩气气氛中进行熔炼，熔化后，合金熔体随陶瓷管一起在底座与抽拉机构的作用下以300μm/s的速度向下移动并同时被镓铟合金液冷却，形成定向凝固铸锭；
（3）将定向凝固铸锭在室温下进行多道次冷拉变形，总冷变形应变量为5；
（4）将冷拉变形的材料在650℃内保温0.5小时，然后随炉冷却至室温，得到高强高导形变Cu-Cr-Ag原位复合材料。
本实施例制备的形变Cu-Cr-Ag原位复合材料的抗拉强度1461 MPa，电导率78.9% IACS，延伸率3.4%。