一种高强高塑导电铜合金材料及其制备方法

技术领域

本发明属于铜合金技术领域，具体涉及一种高强高塑导电铜合金材料及其制备方法。

背景技术

近年来随着电子信息技术的快速发展，尤其以集成电路为核心的半导体产业作为现代信息技术的支柱产业更得到了突飞猛进的发展，从而导致其对材料品种和性能要求也越来越多和苛刻。由于集成电路主要由芯片、引线框架两部分组成，而其中引线框架材料起着传递信号，保护内部元器件并向外散热的作用，是集成电路的关键零部件。目前集成电路引线框架材料中有80％以上采用高精度铜合金冲蚀而成。随着集成电路向着大规模化和多功能化方向发展，对引线框架材料也提出了更高的性能要求。引线框架材料原有的性能指标(抗拉强度＞600MPa，导电率＞50％)己不能满足使用要求，需要进一步提高。另外，除了其强度和导电率性能需要进一步提高之外，对其导热性能、成型加工性能以及抗应力松弛性能等也都有了更高的要求。

目前国内外使用的铜基引线框架材料种类繁多，不过主要以Cu-Fe-P系合金和Cu-Ni-Si系合金为代表。其中Cu-Ni-Si系合金作为典型的时效强化型合金，通过纳米级δ-Ni

已有研究表明，通过添加适量的Zn可促进了Ni

发明内容

针对现有技术存在的问题，本发明提供了一种高强高塑导电铜合金材料及其制备方法，通过对铜合金材料加工工艺的改进，制备出了一种高强高塑的导电铜合金材料，具体包括以下内容：

一种高强高塑导电铜合金材料的制备方法，包括以下步骤：

(1)真空熔炼制备铜合金铸锭；

(2)均匀化热处理，温度为930-980℃，时间为2-6h；

(3)热轧变形，开轧温度为750-820℃，变形量为70-80％；

(4)多次循环超低温深冷轧，变形温度为-80℃至-190℃，变形量为45-60％；

(5)固溶淬火处理，固溶温度为950-980℃，固溶时间为1-3h，淬火方式为水淬；

(6)预时效处理，温度为430-480℃，时间为1-3h；

(7)多次循环超低温深冷轧变形，变形温度为-80℃至-190℃，变形量为70-80％；

(8)人工时效，时效温度为400-550℃，时间为3-12h；

(9)多次循环超低温深冷轧变形，变形温度为-80℃至-190℃，变形量为40-65％；

(10)低温热处理调控沉淀相协同析出行为，时效温度为330-380℃，时间为10-20h。

优选的，所述铜合金铸锭的化学成分按照质量百分比计：Ni 3.0-4.5wt％，Si0.65-0.92wt％，Cr 0.005-0.15wt％，B≤0.05wt％,Zr≤0.05wt％，余量为Cu。具体的，所述Ni含量可以为3.0wt％、3.25wt％、3.5wt％、3.75wt％、4.0wt％、4.25wt％、或4.5wt％等；Si含量可以为0.65wt％、0.70wt％、0.75wt％、0.80wt％、0.85wt％、0.90wt％、0.92wt％等；Cr含量可以是0.005wt％、0.008wt％、0.010wt％、0.012wt％、0.014wt％、0.05wt％、0.075wt％、0.09wt％、0.1wt％、0.12wt％、0.14wt％、0.15wt％等；B含量具体可以是0、0.0001wt％、0.001wt％、0.01wt％、0.025wt％、0.05wt％等；Zr含量具体可以是0、0.0001wt％、0.001wt％、0.01wt％、0.025wt％、0.05wt％等。

优选的，步骤(1)所述真空熔炼工艺为：按照配比添加合金原料，真空度小于0.1Pa后，开始加热熔化合金原料，待合金原料全部熔化后，1200-1300℃保温3-7min，然后搅拌溶体30-90s，随后待溶体温度稳定在1230-1260℃时开始浇铸，并控制浇铸速度。具体的，保温温度可以是1200℃、1220℃、1250℃、1270℃、1290℃、1300℃等，保温时间可以是3min、4min、5min、6min、7min等；搅拌时间可以是30s、40s、50s、70s、90s等。

优选的，步骤(2)所述均匀化热处理的工艺为：温度930-970℃，时间2-5h，升温速率大于100℃/min，降温速率大于120℃/min。具体的，温度可以为930、940、950、960、965、970℃等，时间可以为2h、3h、4h、4.5h、5h等，升温速率可以时101℃/min、105℃/min、110℃/min、120℃/min、150℃/min、200℃/min等，降温速率可以为121℃/min、125℃/min、130℃/min、140℃/min、150℃/min、200℃/min等。

优选的，步骤(3)所述热轧变形开轧温度750-810℃，终轧温度高于500℃，总变形量72-80％，道次压下量为5-15％，变形方式为单向轧制。具体的，开轧温度可以为750℃、760℃、770℃、780℃、790℃、800℃、810℃等，终轧温度具体可以为520℃、550℃、580℃、600℃、610℃等，总变形量可以为72％、73％、75％、78％、79％、80％等，道次压下量可以为5％、7％、9％、11％、13％、15％等。

优选的，步骤(4)所述多次循环超低温深冷轧工艺为：首先在液氮罐放置20min以上(例如30min、35min、40min、50min、60min等)，然后进行超低温变形，变形温度为-100℃至-190℃(例如-100℃、-110℃、-120℃、-150℃、-180℃、-190℃等)，变形量为5％-15％(例如5％、7％、9％、11％、13％、15％等)，变形方式：同步轧制，道次变形量为3-10％(例如3％、5％、7％、9％、10％等)；然后再将超低温轧制板材放入液氮罐内冷却2-10min(例如2min、4min、6min、8min、10min等)，超低温变形，变形温度为-100℃至-190℃(例如-100℃、-110℃、-120℃、-150℃、-180℃、-190℃等)，变形量为5％-15％(例如5％、7％、9％、11％、13％、15％等)，变形方式：同步轧制，道次变形量：3％-10％(例如3％、5％、7％、9％、10％等)；重复上述超低温变形循环次数大于5次，使合金板材总变形量达到45％-55％(例如45％、47％、49％、51％、53％、55％等)。

优选的，步骤(5)所述固溶淬火处理的温度为950-980℃(例如950℃、955℃、960℃、970℃、975℃、980℃等)，时间为1-3h(例如1h、1.5h、2h、2.5h、3h等)，升温速率大于20℃/秒(例如21℃/秒、25℃/秒、30℃/秒、40℃/秒、80℃/秒、100℃/秒等)，淬火速率大于120℃/秒(例如121℃/秒、130℃/秒、140℃/秒、180℃/秒、200℃/秒等)。

优选的，步骤(7)所述多次循环超低温深冷轧变形工艺为：首先在液氮罐放置20min以上(例如30min、35min、40min、50min、60min等)，然后进行超低温变形，变形温度为-100℃至-190℃(例如-100℃、-110℃、-120℃、-150℃、-180℃、-190℃等)，变形量为5％-15％(例如5％、7％、9％、11％、13％、15％等)，变形方式：同步轧制，道次变形量为3-10％(例如3％、5％、7％、9％、10％等)；然后再将超低温轧制板材放入液氮罐内冷却2-10min(例如2min、4min、6min、8min、10min等)，超低温变形，变形温度为-100℃至-190℃(例如-100℃、-110℃、-120℃、-150℃、-180℃、-190℃等)，变形量为5％-15％(例如5％、7％、9％、11％、13％、15％等)，变形方式：同步轧制，道次变形量：3％-10％(例如3％、5％、7％、9％、10％等)；重复上述超低温变形循环次数大于6次，使得合金板材总变形量达到70-80％(例如70％、72％、75％、78％、80％等)。

优选的，步骤(9)所述多次循环超低温深冷轧变形的工艺为：首先在液氮罐放置20min以上(例如30min、35min、40min、50min、60min等)，然后进行超低温变形，变形温度为-100℃至-190℃(例如-100℃、-110℃、-120℃、-150℃、-180℃、-190℃等)，变形量为5％-15％(例如5％、7％、9％、11％、13％、15％等)，变形方式：同步轧制，道次变形量为3-10％(例如3％、5％、7％、9％、10％等)；然后再将超低温轧制板材放入液氮罐内冷却2-10min(例如2min、4min、6min、8min、10min等)，超低温变形，变形温度为-100℃至-190℃(例如-100℃、-110℃、-120℃、-150℃、-180℃、-190℃等)，变形量为5％-15％(例如5％、7％、9％、11％、13％、15％等)，变形方式：同步轧制，道次变形量：3％-10％(例如3％、5％、7％、9％、10％等)；重复上述超低温变形循环次数大于5次，使合金板材总变形量达到45％-65％(例如45％、47％、49％、51％、53％、55％、60％、65％等)。

一种采用本发明公开的方法制备得到的高强高塑导电铜合金材料。

本发明的有益效果：

(1)本发明公开的铜合金材料的制备方法采用多次循环超低温变形，不仅可以有效促进位错快速增殖，形成大量的细小位错胞或者亚晶组织，而且还可以与细小沉淀相交互作用均匀弥散分布在合金基体内，进一步促进细小沉淀相的快速析出。同时由于超低温变形后合金基体应变储能会显著升高，可以有效促进沉淀相在较低时效温度的快速析出，从而不仅可以有效避免沉淀相的粗化，而且还可以对多种沉淀相的形态和分布进行合理调控。

(2)为了使铜合金材料在显著提高合金强度和导电率的同时，能够兼具优异的塑性变形能力，本发明公开的方法进一步提出了基于超低温深冷轧变形与多级变温热处理协同调控的新工艺，通过该种新工艺首先能够在合金基体内析出多尺度多类型沉淀相，进而不仅在热加工过程中能够协同作用影响组织演化，而且还能在超低温深冷轧过程中协同作用影响位错和位错胞分布特征。原因在于变形过程中粗大和细小粒子对位错的钉扎作用不同，在深冷轧变形过程中会更加不同，这必然会导致所钉扎位错形成的位错胞形态和尺寸也不同，位错湮灭程度也会存在较大差异。调控合理必然可以形成多尺寸多类型的位错胞或亚晶组织，即位错胞或亚晶组织内分布的位错数量密度存在一定差异，有高浓度区域(硬微区)和低浓度区域(软微区)。这些组织特征的形成必然可以增加合金组织间协调变形能力，最终基于成分设计与特殊组织的热加工新工艺调控，所开发的新型Cu-Ni-Si-Cr合金必然在具有高强度、高导电的同时，还可以兼具有高塑性特性。

(3)除了对铜合金的制备工艺进行了改进，本发明还对铜合金材料的成分进行了优化设计，本发明改变了Cu-Ni-Si系合金的Ni、Si含量和Ni/Si比，优化了合金的沉淀析出行为，而且通过添加适量的溶质元素Cr，能够有效促进Ni-Si沉淀相快速析出的同时，还能够进一步与Si元素作用析出Cr-Si沉淀相，最终基于Ni-Si和Cr-Si双相协同析出显著提高合金的强度和导电率。

附图说明

图1为本发明公开的铜合金制备方法的工艺流程图；

图2为实施例1中1#和3#合金热加工处理后400℃/8h时效态硬度分布规律；

图3为实施例1中1#和3#合金热加工处理后450℃/8h时效态硬度分布规律；

图4为实施例1中1#和3#合金热加工处理后500℃/4h时效态硬度分布规律；

图5为实施例2中1#和3#合金热加工处理后400℃/8h+50％深冷轧变形后的硬度分布规律；

图6为实施例2中1#和3#合金热加工处理后450℃/8h+50％深冷轧变形后的硬度分布规律；

图7为实施例2中1#和3#合金热加工处理后500℃/4h+50％深冷轧变形后的硬度分布规律；

图8为实施例3中3#合金热加工处理后500℃/4h+50％深冷轧变形+350℃/16时效后的TEM显微组织。

具体实施方式

下面结合附图和具体实施方式对本发明进行详细说明。下面所示的实施例不对权利要求所记载的发明内容起任何限定作用。另外，下面实施例所表示的构成的全部内容不限于作为权利要求所记载的发明的解决方案所必需的。

下面结合具体实施方案和附图1-6对本发明做进一步的补充和说明。

本发明合金的制备方法包括以下步骤：合金配制→真空熔炼制备合金铸锭→均匀化热处理→热轧变形→多次循环超低温深冷轧→固溶处理→水淬处理→预时效处理→多次循环超低温深冷轧变形→人工时效→多次循环超低温深冷轧变形→低温热处理调控沉淀相协同析出行为，既可以控制位错胞或亚晶组织形态和分布，又可以有效调控多尺度多类型沉淀相的形态、结构和分布特征，最终使得所开发铜合金兼具高强度、高塑性和高导电特性(如图1所示)。

原材料分别采用99.9wt％的电解高纯Cu、Ni、Si以及Cu-10wt％Cr中间合金等。首先配制合金，然后将其置于中频感应熔炼炉内，待真空度小于0.1Pa后，开始升温，直接用大功率加热待溶体全部熔化后且温度处在1200-1300℃时，保温3-7min，然后再用大功率电磁搅拌溶体30s-90s，随后待溶体温度稳定在1250℃左右开始浇铸，控制浇铸速度尽量避免缩孔产生；然后对发明合金铸锭进行均匀化处理(温度：930-980℃，时间：2-6h)后，进行热加工多过程协同调控，具体处理工艺为：热轧变形(开轧温度750-820℃，变形量70-80％)→多次循环超低温深冷轧(变形温度：-80℃至-190℃，变形量：45-60％)→固溶处理(温度：950-980℃，时间：1-3h)→水淬处理(淬火方式：水淬)→预时效处理(温度：430-480℃，时间：1-3h)→多次循环超低温深冷轧变形(变形温度：-80℃至-190℃，变形量：70-80％)→人工时效(时效温度：400-550℃，时间：3-12h)→多次循环超低温深冷轧变形(变形温度：-80℃至-190℃，变形量：40-65％)→低温热处理调控沉淀相协同析出行为(时效温度：330-380℃，时间，10-20h)。最后对不同状态合金进行显微硬度、电导率、拉伸性能测量，以及典型状态合金的组织结构表征。具体实施例如下：

表1实施发明合金化学成分

实施例1

根据发明合金1#-5#的成分设计值，首先对1#和3#合金进行熔铸，熔铸时原材料分别采用99.9wt％的电解高纯Cu、Ni、Si以及Cu-10wt％Cr中间合金等。首先配制合金，然后将其置于中频感应熔炼炉内，待真空度小于0.1Pa后，开始升温，直接用大功率加热待溶体全部熔化后且温度处在1200-1300℃时，保温3-7min，然后再用大功率电磁搅拌溶体30s-90s，随后待溶体温度稳定在1250℃左右开始浇铸，控制浇铸速度尽量避免缩孔产生；然后对发明合金铸锭进行均匀化处理(温度：930-970℃，时间：2-5h，升温速率大于100℃/min，降温速率大于120℃/min)后，进行热加工多过程协同调控，具体处理工艺为：首先对其进行热轧变形，开轧温度750-810℃，终轧温度高于500℃，总变形量72-80％，道次压下量：5％-15％，变形方式：单向轧制；然后进行多次循环超低温深冷轧，低温变形循环次数大于5次，首先在液氮罐放置20min以上，然后进行超低温变形，变形温度：-100--190℃，变形量：5％-15％，变形方式：同步轧制，道次变形量为3-10％；随后再将超低温轧制板材放入液氮罐内冷却2-10min，变形温度：-100--190℃，变形量：5％-15％，变形方式：同步轧制，道次变形量：3-10％，重复上述过程，最终使得合金板材总变形量达到45-55％；然后进行固溶、淬火和预时效处理，固溶处理温度：950-980℃，时间：1-3h，升温速率：大于20℃/秒；淬火速率大于120℃/秒，预时效处理温度：430-475℃，时间：1-2.5h；然后再进行多次循环超低温深冷轧变形，超低温变形循环次数大于6次，首先在液氮罐放置20min以上，然后进行超低温变形，变形温度：-100--190℃，变形量：5％-15％，变形方式：同步轧制，道次变形量为3-10％，随后再将超低温轧制板材放入液氮罐内冷却2-10min，变形温度：-100--190℃，变形量：5％-15％，变形方式：同步轧制，道次变形量：3-10％，重复上述过程，最终使得合金板材总变形量达到70-80％；然后对深冷轧板材进行不同的人工时效热处理，即400℃/8h，450℃/8h，500℃/4h。最后对典型时效态合金进行显微硬度、电导率和拉伸性能表征，如表2和3，以及图2，3和4所示。

实施例2

根据发明合金1#-5#的成分设计值，首先对1#和3#合金进行熔铸，熔铸时原材料分别采用99.9wt％的电解高纯Cu、Ni、Si以及Cu-10wt％Cr中间合金等。首先配制合金，然后将其置于中频感应熔炼炉内，待真空度小于0.1Pa后，开始升温，直接用大功率加热待溶体全部熔化后且温度处在1200-1300℃时，保温3-7min，然后再用大功率电磁搅拌溶体30s-90s，随后待溶体温度稳定在1250℃左右开始浇铸，控制浇铸速度尽量避免缩孔产生；然后对发明合金铸锭进行均匀化处理(温度：930-970℃，时间：2-5h，升温速率大于100℃/min，降温速率大于120℃/min)后，进行热加工多过程协同调控，具体处理工艺为：首先对其进行热轧变形，开轧温度750-810℃，终轧温度高于500℃，总变形量72-80％，道次压下量：5％-15％，变形方式：单向轧制；然后进行多次循环超低温深冷轧，低温变形循环次数大于5次，首先在液氮罐放置20min以上，然后进行超低温变形，变形温度：-100--190℃，变形量：5％-15％，变形方式：同步轧制，道次变形量为3-10％；随后再将超低温轧制板材放入液氮罐内冷却2-10min，变形温度：-100--190℃，变形量：5％-15％，变形方式：同步轧制，道次变形量：3-10％，重复上述过程，最终使得合金板材总变形量达到45-55％；然后进行固溶、淬火和预时效处理，固溶处理温度：950-980℃，时间：1-3h，升温速率：大于20℃/秒；淬火速率大于120℃/秒，预时效处理温度：430-475℃，时间：1-2.5h；然后再进行多次循环超低温深冷轧变形，超低温变形循环次数大于6次，首先在液氮罐放置20min以上，然后进行超低温变形，变形温度：-100--190℃，变形量：5％-15％，变形方式：同步轧制，道次变形量为3-10％，随后再将超低温轧制板材放入液氮罐内冷却2-10min，变形温度：-100--190℃，变形量：5％-15％，变形方式：同步轧制，道次变形量：3-10％，重复上述过程，最终使得合金板材总变形量达到70-80％；然后对深冷轧板材进行不同的人工时效热处理，即400℃/8h，450℃/8h，500℃/4h；随后再对热处理后的板材进行多次循环超低温深冷轧变形，多次循环超低温变形循环次数大于6次，首先在液氮罐放置20min以上，然后进行超低温变形，变形温度：-100--190℃，变形量：5％-15％，变形方式：同步轧制，道次变形量为3-10％；然后再将超低温轧制板材放入液氮罐内冷却2-10min，变形温度：-100--190℃，变形量：5％-15％，变形方式：同步轧制，道次变形量：3-10％；重复上述过程，最终使得合金板材总变形量达到45-65％。最后对典型超低温深冷轧变形态合金进行显微硬度、电导率和拉伸性能测量，如表2和3，以及图5，6和7所示。

实施例3

根据发明合金1#-5#的成分设计值，首先发明合金3#进行熔铸，熔铸时原材料分别采用99.9wt％的电解高纯Cu、Ni、Si以及Cu-10wt％Cr中间合金等。首先配制合金，然后将其置于中频感应熔炼炉内，待真空度小于0.1Pa后，开始升温，直接用大功率加热待溶体全部熔化后且温度处在1200-1300℃时，保温3-7min，然后再用大功率电磁搅拌溶体30s-90s，随后待溶体温度稳定在1250℃左右开始浇铸，控制浇铸速度尽量避免缩孔产生；然后对发明合金铸锭进行均匀化处理(温度：930-970℃，时间：2-5h，升温速率大于100℃/min，降温速率大于120℃/min)后，进行热加工多过程协同调控，具体处理工艺为：首先对其进行热轧变形，开轧温度750-810℃，终轧温度高于500℃，总变形量72-80％，道次压下量：5％-15％，变形方式：单向轧制；然后进行多次循环超低温深冷轧，低温变形循环次数大于5次，首先在液氮罐放置20min以上，然后进行超低温变形，变形温度：-100--190℃，变形量：5％-15％，变形方式：同步轧制，道次变形量为3-10％；随后再将超低温轧制板材放入液氮罐内冷却2-10min，变形温度：-100--190℃，变形量：5％-15％，变形方式：同步轧制，道次变形量：3-10％，重复上述过程，最终使得合金板材总变形量达到45-55％；然后进行固溶、淬火和预时效处理，固溶处理温度：950-980℃，时间：1-3h，升温速率：大于20℃/秒；淬火速率大于120℃/秒，预时效处理温度：430-475℃，时间：1-2.5h；然后再进行多次循环超低温深冷轧变形，超低温变形循环次数大于6次，首先在液氮罐放置20min以上，然后进行超低温变形，变形温度：-100--190℃，变形量：5％-15％，变形方式：同步轧制，道次变形量为3-10％，随后再将超低温轧制板材放入液氮罐内冷却2-10min，变形温度：-100--190℃，变形量：5％-15％，变形方式：同步轧制，道次变形量：3-10％，重复上述过程，最终使得合金板材总变形量达到70-80％；然后对深冷轧板材进行不同的人工时效热处理，即400℃/8h，450℃/8h，500℃/4h；随后再对热处理后的板材进行多次循环超低温深冷轧变形，多次循环超低温变形循环次数大于6次，首先在液氮罐放置20min以上，然后进行超低温变形，变形温度：-100--190℃，变形量：5％-15％，变形方式：同步轧制，道次变形量为3-10％；然后再将超低温轧制板材放入液氮罐内冷却2-10min，变形温度：-100--190℃，变形量：5％-15％，变形方式：同步轧制，道次变形量：3-10％；重复上述过程，最终使得合金板材总变形量达到45-65％；然后再对超低温深冷轧合金板材进行低温热处理调控沉淀相协同析出，温度：350℃，时间，16h。最后对典型时效态合金进行拉伸性能和电导率测量，如表2所示。

表2发明合金不同状态电导率

表3发明合金不同状态拉伸性能

为了克服现有技术的不足，本发明针对传统Cu-Ni-Si系合金强度、导电率和其他性能欠佳等问题，提出基于双相协同析出以及新型热加工工艺对合金组织分布特征的有效调控，进而大幅提高合金综合性能的目的。具体而言，本发明不仅通过改变Cu-Ni-Si系合金的Ni、Si含量和Ni/Si比优化合金的沉淀析出行为，而且还通过添加微量的溶质元素Cr，期望其能够有效促进Ni-Si沉淀相析出的同时，还能够进一步与Si作用析出Cr-Si相，最终基于Ni-Si和Cr-Si双相协同析出显著提高合金的强度和导电率。此外，在成分设计基础上，本发明进一步充分利用超低温变形可以有效促进位错快速增殖，形成大量的细小位错胞或者亚晶组织。在这些位错胞的形成过程中，由于大量位错线还可以与细小沉淀相交互作用，进而均匀弥散分布于合金基体，时效过程中就可以有效促进细小沉淀相的快速析出和均匀弥散分布程度提高合金综合性能。同时由于超低温变形的引入，其可以显著增加合金基体内的应变储能，这同样对于沉淀相快速析出有显著促进作用。这几方面对沉淀相的快速促进作用，不仅可以有效避免沉淀相的粗化，进而有效促进合金强度和电导率的提升，而且还可以对沉淀相的形态和分布进行合理调控提高合金组织间的协调变形能力。最后，本发明为了显著提高合金强度和导电率的同时，还希望高强度状态下的合金仍然能够兼具有优异的塑性变形能力，进一步提出了基于超低温深冷轧与多级变温热处理协同调控新思路。具体而言，通过多级变温热处理以及与超低温深冷轧变形工艺的合理匹配，使得合金基体内能够析出多尺度多类型沉淀相，其不仅在热加工过程中能够协同作用影响组织演化，而且在超低温深冷轧过程中也能够协同作用影响位错和位错胞分布特征。原因在于粗大和细小粒子对位错的钉扎作用不同，深冷轧变形过程中必然会导致不同尺度弥散粒子所钉扎位错能力不同，形成的位错胞形态和尺寸也不同。调控合理就可以形成多尺寸多类型的位错胞或亚晶组织，即位错胞或亚晶组织内分布的位错数量密度存在一定差异，出现高浓度区域(硬微区)和低浓度区域(软微区)。这些组织特征的形成必然可以增加合金组织间协调变形能力，最终基于成分设计与特殊组织的热加工新工艺调控，所开发的新型Cu-Ni-Si-Cr合金必然在具有高强度、高导电的同时，还可以兼具有高塑性特性。

根据上述设计思想，利用实施例1所制备的合金性能确实存在较大差异，由图2，3和4可以看出，在原有Cu-Ni-Si系合金基础上进一步引入溶质元素Cr，其不仅可以显著提高合金时效态的硬度，而且由于多尺寸多类型位错胞和亚晶组织的形成，合金基体内硬度出现硬度梯度分布特征。此种组织特征的出现对于有效提高合金强度的同时，大幅提高合金的塑性也十分有利。根据3#合金对应的拉伸性能就可以明显看出这一组织对塑性的促进作用(如表3所示)，合金该状态对应的抗拉强度已经高达803MPa，但是其对应的延伸率仍然可维持在5.5％的较高水平。此外，溶质元素Cr的添加也非常有利于促进硬度梯度分布特征的形成和维持，而且升高时效温度后也可以维持这一特征(如图3和4所示)。这主要在于该元素的添加可以有效促进合金的抗高温软化性能所致，即高硬度微区不会在高温下很快发生沉淀相粗化或者回复再结晶所致。此外，由表2还可以看出，添加溶质元素Cr之后确实对合金的导电率影响并不明显，随着热处理温度的升高合金导电率可以获得快速升高。如果在实施例1的基础上进一步对所开发合金进行进一步的超低温深冷轧变形，那么合金硬度和强度均可以获得更进一步改变。不过由图5，6和7可以看出，合金经超低温深冷轧变形后并非都会发生硬度升高，部分工艺会导致硬度的降低。这主要是由于多尺度沉淀相的形成，其对位错钉扎能力不同，部分微区域会发生位错线增殖到一定程度后的位错湮灭所致。根据表2和3所示的电导率和拉伸性能可以看出，进一步的超低温深冷轧变形对合金导电率影响并不明显，仅有轻微的降低，不过有些状态也会导致电导率有所升高，这应该就是位错湮灭所致。通过对3#合金的拉伸性能测试可以看出，深冷轧之后的强度均获得了显著提高，而且延伸率也能维持在一定水平，比传统工艺所制备对应强度合金的延伸率有所提高(如表3所示)。此外，如果对实施例2所制备的3#合金进一步进行低温热处理调控多相协同析出，由图8可以明显看出，不仅基体内分布多尺度沉淀相，而且还分布有不同尺寸和位错密度不同的位错胞或者亚晶组织，正是由于这些特殊组织特征的形成，合金强度、导电率和塑性均获得了显著提高(如表2和表3所示)。由此可见，在成分设计和优化的基础上，进一步通过多级变温热处理与超低温深冷轧过程进行协同调控就可以使得合金形成所期望的特殊组织特征，进而使得所开发合金综合性能获得显著提高。

综上所述，本发明通过对传统Cu-Ni-Si系合金进行成分优化，添加合适的溶质元素Cr，并通过多过程协同调控，合金的显微组织获得了显著改善，不仅沉淀相快速析出提高合金的强度和导电率，而且由于特殊组织特征的出现，高强度合金还能兼具有高塑特性。本发明所开发的高强高塑导电铜合金材料及其制备方法，可以很好满足电子工业、航空航天、仪器仪表及家用电器等众多高新技术领域制造典型部件对高强、高导电和高塑性铜合金的迫切需求。因此，此发明制备方法不仅非常适合应用于众多高新技术领域，尤其对高强、高导新型铜合金有特殊要求的领域，而且特别对于引线框架材料应用过程中经常出现的问题，如加工性能不好等，可以获得很好解决。此外，该制备技术对于其他领域用高强高导铜合金以及其它类似金属材料的进一步开发、加工和应用也具有一定的指导意义，值得铜合金加工企业对此发明合金及其制备工艺加以重视，使其尽早能够得到推广和应用。

对所公开的实施例的上述说明，使本领域专业技术人员能够实现或使用本发明。对这些实施例的多种修改对本领域的专业技术人员来说将是显而易见的，本文中所定义的一般原理可以在不脱离本发明的精神或范围的情况下，在其它实施例中实现。因此，本发明将不会被限制于本文所示的实施例，而是要符合与本文所公开的原理和新颖特点相一致的最宽的范围。