铁钛多元微合金化对CuCrZr合金组织和性能的影响_李明洋.pdf

铜业工程 COPPER ENGINEERINGTotal 179No.1 2023总第179期2023年第1期引文格式引文格式：李明洋,常永勤.铁钛多元微合金化对CuCrZr合金组织和性能的影响J.铜业工程,2023(1):12-18.铁钛多元微合金化对CuCrZr合金组织和性能的影响李明洋，常永勤（北京科技大学材料科学与工程学院，北京 100083）摘要：CuCrZr合金由于具有优异的综合性能被广泛应用于高温领域，对于高温耐热铜合金来说，在保持高强高导的同时，需要拥有更好的高温组织稳定性和高温力学性能。本文通过Fe和Ti元素的微合金化提高CuCrZr合金的耐热性能，研究了合金化元素的添加对CuCrZr组织和性能的影响。研究发现Fe和Ti元素的添加使合金的变形机制由滑移主导向滑移和孪生共存转变。由于孪生机制的影响，合金内生成了高密度的纳米孪晶和层错，这些微结构对合金的强度和塑性均能够产生有益作用。研究还发现合金元素的添加改变了CuCrZr合金中第二相的成分，使得纳米尺度和微纳尺度的第二相由Cr颗粒变成了Cr/Fe颗粒。由于微合金化元素的添加改变了合金的微观组织和第二相，最终使得合金的高温性能稳定性有了一定程度的提高。关键词：耐热铜合金；微合金化；孪晶；析出相；时效；组织稳定性doi：10.3969/j.issn.1009-3842.2023.01.002中图分类号：TL621 文献标识码：A 文章编号：1009-3842（2023）01-0012-071 引言高强高导耐热铜合金作为现代高新技术用关键材料之一，已被广泛应用于轨道交通、电子通信和航空航天等众多关键领域。其中，CuCrZr合金由于其优异的综合性能，在高速列车、火箭发动机燃烧室内衬、国际热核试验反应堆偏滤器等高温领域均得到了应用1-5。随着技术的不断进步，对高强高导耐热铜合金要求也越来越高，即在保持高强高导的同时还需要拥有更好的高温组织稳定性和高温力学性能。CuCrZr为典型的沉淀强化铜合金，其优异的室温力学性能来源于固溶时效后析出的高密度纳米级Cr析出相，这些析出相在低温环境下与铜基体保持着共格或半共格的界面，有效钉扎位错阻碍位错滑移，因此能够提供十分可观的强化效应。但随着服役温度的升高，合金会发生过时效现象，伴随着纳米析出相的粗化和“回溶”，导致合金的强度和热导率发生显著的恶化6-8。与室温环境不同，高温下材料中原子扩散能力增大、位错运动能力增加、空位数量增多、晶界参与滑移，加工硬化难以再提供强化，因此合金的强化效应主要来源为第二相。由于沉淀强化铜合金的主要强化来源是基体中存在的高密度第二相，因此改善铜合金的高温综合性能归根结底是对纳米第二相特性进行调控优化。在铬锆铜合金体系的优化中，添加合金元素 进行微合金化改善是最有效的方法，也是最容易产业化的方向9-11。美国橡树岭国家实验室的 Zinkle教授课题组通过调控析出相尺寸呈现双峰分布来提高合金的蠕变抗性，使晶粒内部析出弥散细小的纳米级Cr颗粒钉扎位错，晶界附近析出尺寸较大的Cr2Nb Laves钉扎晶界，成功制备出抗蠕变性能极其优异的 Cu-Cr-Nb-Zr 合金12-13。周平建14研究了Fe和P元素微合金化对CuCrZr合金性能的影响，发现该合金的软化温度显著高于 CuCrZr，能够达到603，但美中不足的是合金的导电率相较于CuCrZr有一定程度的降低。本论文通过Fe和Ti微合金化来提高CuCrZr合金的高温组织稳定性，同时添加少量的稀土元素Y净化基体，研究合金化元素的添加对CuCrZr微观组织和综合性能的影响。收稿日期：2022-11-28；修订日期：2023-01-29基金项目：国家自然科学基金项目（51971021）资助作者简介：李明洋（1992），男，陕西西安人，博士，工程师，研究方向：高性能铜合金，E-mail：；通信作者：常永勤，教授，E-mail：2 实验2.1样品制备本实验样品合金名义成分如表 1所示。合金采用真空感应熔炼的方法制备，熔炼所使用原材料的纯度如表2所示。熔炼前使用稀盐酸溶液对原材料铜块进行酸洗以去除表面氧化铜，酸洗后的铜块用清水冲洗干净后晾干备用。按照设计成分进行配料称重，使用铜箔将 Cr，Zr，Fe，Ti和 Y原材料包裹住，一个样品配料总重量在3 kg左右。熔炼所使用坩埚为石墨坩埚，首先将所有配料放入坩埚中，其中铜箔包裹的合金元素放在中间位置。随后封闭炉腔进行抽真空，真空达到极限真空度后向炉腔内充入高纯氩气至大气压，随后再一次抽真空至极限大气压。最后向炉腔内充氩气至半个大气压左右开始熔炼。熔炼时逐步增加电流，通过观察窗观察到所有原料熔化，随后稳定电流进行5 min左右精炼以使整个熔体的成分更加均匀。精炼后将整个熔体浇筑到圆柱状石墨模具中，待熔体凝固成型后进行脱模，随后空冷到室温。将熔炼好的铸锭缩孔部分切除，随后将铸锭放入马弗炉中在 900 进行均匀化热处理 2.5 h，然后快速将样品从炉中取出进行热轧。热轧前样品直径约为7 cm，高度15 cm的圆柱，轧制方向为圆柱高度方向，热轧每道次下压量控制在5 mm左右，共轧3道次。热轧完成后将样品快速放入冰水中进行冷却。将热轧后的铸锭在1050 进行固溶 1 h，随后将固溶后的铸锭快速放入冰水混合物中进行淬火。将淬火后的铸锭进行冷轧，冷轧前坯料厚度约3.5 cm，轧制变形量为70%，每道次冷轧下压量1 mm左右，轧制后坯料厚度约1 cm。最后将冷轧后的样品在 450600 时效 3 h。作为对比，同样对未进行微合金化的Cu-0.52Cr-0.05Zr合金采用完全相同的工艺进行了制备。2.2测试方法使用 9XB-PC 光学显微镜（OM）对 CuCrZr 和CuCrZrFeTiY 合金的 OM 组织进行观察。OM 观察的试样制备过程如下：首先用线切割切取尺寸为10 mm 10 mm 6 mm的块状样品，然后依次使用600#，1000#，2000#和 3000#砂纸对观察面进行研磨，随后将磨好的样品在抛光机上抛光至表面基本无划痕。配制氯化铁盐酸腐蚀液对样品进行侵蚀至晶界在光镜下清晰可见。腐蚀液成分配比为：8 g三氯化铁+10 mL盐酸+50 mL无水乙醇+50 mL去离子水。使 用 型 号 为 LEO1450 的 扫 描 电 子 显 微 镜（SEM）对样品进行观察分析。同时使用配套的能谱仪对基体和第二相的成分进行分析。SEM观察的样品制备方法与OM样品制备过程相同。透射电子显微镜（TEM）测试在型号为 JEM-2100F和 Tecnai G2 20 的 TEM 上 完 成，TEM 观 察 试 样 采 用Gatan-691离子减薄仪进行离子减薄制备。拉伸测试在型号为CMT-4105的电子万能试验机上进行，拉伸应变速率为1 10-3 s-1，拉伸试样的尺寸如图1所示。3 结果与讨论图2为时效后CuCrZr合金和CuCrZrFeTiY合金的OM组织图像，时效温度均为450。可以看出两个合金的微观组织存在显著的差异，时效后CuCrZr 合金呈现出较为规则的等轴晶组织，而表1合金名义成分（%，质量分数）Table 1Nominal composition of the alloy（%，mass fraction）表2熔炼用原材料纯度表（%，质量分数）Table 2Purity of raw materials for melting（%，mass fraction）图1拉伸试样尺寸示意图（mm）Fig.1Schematic diagram of tensile specimen（mm）12李明洋等 铁钛多元微合金化对CuCrZr合金组织和性能的影响2023年第1期2 实验2.1样品制备本实验样品合金名义成分如表 1所示。合金采用真空感应熔炼的方法制备，熔炼所使用原材料的纯度如表2所示。熔炼前使用稀盐酸溶液对原材料铜块进行酸洗以去除表面氧化铜，酸洗后的铜块用清水冲洗干净后晾干备用。按照设计成分进行配料称重，使用铜箔将 Cr，Zr，Fe，Ti和 Y原材料包裹住，一个样品配料总重量在3 kg左右。熔炼所使用坩埚为石墨坩埚，首先将所有配料放入坩埚中，其中铜箔包裹的合金元素放在中间位置。随后封闭炉腔进行抽真空，真空达到极限真空度后向炉腔内充入高纯氩气至大气压，随后再一次抽真空至极限大气压。最后向炉腔内充氩气至半个大气压左右开始熔炼。熔炼时逐步增加电流，通过观察窗观察到所有原料熔化，随后稳定电流进行5 min左右精炼以使整个熔体的成分更加均匀。精炼后将整个熔体浇筑到圆柱状石墨模具中，待熔体凝固成型后进行脱模，随后空冷到室温。将熔炼好的铸锭缩孔部分切除，随后将铸锭放入马弗炉中在 900 进行均匀化热处理 2.5 h，然后快速将样品从炉中取出进行热轧。热轧前样品直径约为7 cm，高度15 cm的圆柱，轧制方向为圆柱高度方向，热轧每道次下压量控制在5 mm左右，共轧3道次。热轧完成后将样品快速放入冰水中进行冷却。将热轧后的铸锭在1050 进行固溶 1 h，随后将固溶后的铸锭快速放入冰水混合物中进行淬火。将淬火后的铸锭进行冷轧，冷轧前坯料厚度约3.5 cm，轧制变形量为70%，每道次冷轧下压量1 mm左右，轧制后坯料厚度约1 cm。最后将冷轧后的样品在 450600 时效 3 h。作为对比，同样对未进行微合金化的Cu-0.52Cr-0.05Zr合金采用完全相同的工艺进行了制备。2.2测试方法使用 9XB-PC 光学显微镜（OM）对 CuCrZr 和CuCrZrFeTiY 合金的 OM 组织进行观察。OM 观察的试样制备过程如下：首先用线切割切取尺寸为10 mm 10 mm 6 mm的块状样品，然后依次使用600#，1000#，2000#和 3000#砂纸对观察面进行研磨，随后将磨好的样品在抛光机上抛光至表面基本无划痕。配制氯化铁盐酸腐蚀液对样品进行侵蚀至晶界在光镜下清晰可见。腐蚀液成分配比为：8 g三氯化铁+10 mL盐酸+50 mL无水乙醇+50 mL去离子水。使 用 型 号 为 LEO1450 的 扫 描 电 子 显 微 镜（SEM）对样品进行观察分析。同时使用配套的能谱仪对基体和第二相的成分进行分析。SEM观察的样品制备方法与OM样品制备过程相同。透射电子显微镜（TEM）测试在型号为 JEM-2100F和 Tecnai G2 20 的 TEM 上 完 成，TEM 观 察 试 样 采 用Gatan-691离子减薄仪进行离子减薄制备。拉伸测试在型号为CMT-4105的电子万能试验机上进行，拉伸应变速率为1 10-3 s-1，拉伸试样的尺寸如图1所示。3 结果与讨论图2为时效后CuCrZr合金和CuCrZrFeTiY合金的OM组织图像，时效温度均为450。可以看出两个合金的微观组织存在显著的差异，时效后CuCrZr 合金呈现出较为规则的等轴晶组织，而表1合金名义成分（%，质量分数）Table 1Nominal composition of the alloy（%，mass fraction）成分含量Cr0.52Zr0.05Fe0.26Ti0.1Y0.06Cu99.01表2熔炼用原材料纯度表（%，质量分数）Table 2Purity of raw materials for melting（%，mass fraction）原料纯度电解铜块 99.95Cr片 99.98Zr粒 99.9Fe块 99.98Ti片 99.99Y块 99.9图1拉伸试样尺寸示意图（mm）Fig.1Schematic diagram of tensile specimen（mm）13总第179期铜业工程Total 179CuCrZrFeTiY合金内则存在大量的孪晶结构，这说明在冷变形和时效过程中两个合金的变形机制不同。对CuCrZr来说，合金在冷变形过程中的形变机制以滑移为主，时效过程中冷轧态组织发生再结晶和晶粒长大过程从而形成等轴晶组织。而CuCrZrFeTiY合金内孪晶所占体积分数较高，说明合金变形过程中孪生占据重要位置，从而形成了大量的孪晶。从孪晶分布特征来看，多个相同方向的孪晶堆叠在一起，说明这些孪晶多为冷变形过程中形成的形变孪晶。为了验证CuCrZrFeTiY合金整个变形过程中的晶粒取向变化，对铸态、冷轧态和时效态合金进行了XRD测试，测试结果如图3所示。可以看出，铸态合金的信号强度最高的晶面为（311）面，而冷轧后合金（111）面的强度出现了大幅度的提高，这是由于（111）面为面心立方晶体结构的密排面，因此变形过程中位错运动几乎均是在（111）面进行。同时铜中孪晶面也在（111）面上，因此变形后（111）面成为信号强度最高的晶面，结合图1中出现的大量孪晶，由此大致可以判断CuCrZrFeTiY合金的形变机制为滑移和孪生共存。时效过后，由于合金发生了位错回复和再结晶，合金结晶性得到显著提高，因此合金呈现出较为标准的铜相 XRD图谱。为了验证合金元素的添加对第二相的影响，对时效态CuCrZrFeTiY合金基体内的第二相进行了SEM表征，结果如图4所示。图4（a）为合金整体宏观形貌，可以观察到基体内存在大量腐蚀后留下的腐蚀坑。从图4（b）高倍SEM组织可以看出，基体内弥散分布着高密度的近球状第二相，通过统计发现第二相的粒径分布在100250 nm之间。从图4（b）中选取两个有代表性的第二相颗粒进行成分测试，测试结果在表3中给出。可以得出第二相的成分主要为Fe和Cr，与CuCrZr合金中以Cr颗粒为主的第二相存在成分上的差异，这说明合金元素的添加在改变合金变形机制的情况下还对第二相产生了影响。为了进一步验证合金元素的添加对纳米第二相的影响，对CuCrZrFeTiY合金中的第二相进行了TEM表征。图5（a）为合金中TEM典型形貌图，可以看出基体中存在较多的尺寸在1020 nm的球状纳米第二相。对图5（a）中存在的纳米第二相进行线扫描所得到的结果，可以明显看出两个第二相颗粒均富 Cr和 Fe，这与 SEM 测试结果较为吻合，图3铸态、冷轧态和时效态CuCrZrFeTiY合金的XRD图谱Fig.3XRD patterns of as cast，cold rolled and aged CuCrZrFeTiY alloys图2时效后CuCrZr合金和CuCrZrFeTiY合金的OM图像（a）CuCrZrFeTiY合金；（b）CuCrZr合金Fig.2OM images of CuCrZr and CuCrZrFeTiY alloys after aging（a）CuCrZrFeTiY alloy；（b）CuCrZr alloy14李明洋等 铁钛多元微合金化对CuCrZr合金组织和性能的影响2023年第1期说明合金中纳米第二相和尺寸较大第二相成分相同。为了确定纳米第二相的具体成分，对合金中存在的纳米第二相进行了打点成分测试，如图6所示，随机选取基体中5个纳米颗粒进行测试，测试结果如表4所示。从测试结果来看，纳米第二相中Cr与Fe元素的比例分布在1.31.8范围内，而合金名义成分中Cr与Fe质量比为2 1，与测试结果较为接近。由于点扫描的测试区域不可避免地会打到基体，导致不同颗粒的成分差异比较大，但每个颗粒的Cr/Fe比是比较可信的。由于Cr和Fe在室温范围内在Cu中几乎没有固溶度，这说明时效过后两者在Cu基体中几乎均以第二相的形式存在，纳米第二相中 Cr 与 Fe 元素的质量比接近名义成分，偏差部分可能是由于熔炼过程中Cr元素的烧损导致的，这说明二者在析出过程中是一起析出的。以上结果证明：在CuCrZr合金中添加Fe元素会使合金中的第二相成分由Cr向Cr/Fe转变。如图7所示，合金基体中还存在大量的形变孪图4时效态CuCrZrFeTiY合金的SEM图像（a）低倍宏观形貌；（b）高倍微观组织Fig.4SEM images of aged CuCrZrFeTiY alloys（a）Low-magnification macroscopic morphology；（b）High-magnification microstructure表3图4（b）中两个析出相颗粒的成分测试结果Table 3Chemical composition of two precipitates in Fig.4（b）成分/（%，质量分数）颗粒1颗粒2Cu88.9295.25Cr7.762.55Fe3.242.08Ti0.080.12Zr-图5（a）时效态CuCrZrFeTiY合金TEM明场像图像；（b）纳米析出相线扫描成分测试TEM照片；（c，d）（b）图中线扫描测试结果Fig.5（a）TEM bright field image of aged CuCrZrFeTiY alloy；（b）Line scan test of two nano-precipitates in TEM image；（c，d）Line scan results of two nano-precipitates in（b）15总第179期铜业工程Total 179晶和堆垛层错，孪晶的宽度均在500 nm以下。由于TEM观察区域有限，结合图1中OM组织可以判断，合金基体内存在不同尺度的孪晶，包括微米级和纳米级。孪晶可以在形变过程中形成，称为形变孪晶，也可以在退火过程中形成，称为退火孪晶。形变孪晶与退火孪晶在本质上没有区别，都取决于晶体结构和层错能的大小，但是孪生过程完全不同。形变孪晶是当滑移受阻碍时，在应力集中处萌发孪晶，其均匀切变是不全位错运动形成的。退火孪晶的出现是由于再结晶过程中界面迁移要求总界面能减少，由于层错的存在，在三叉晶界处以层错为核形成片状孪晶，虽然界面数量增多，但是半共格的孪晶界降低了整体能量。一般来说，层错能比较低的面心立方结构晶体才会出现形变孪晶，而层错能高的金属只有在深低温或者高应变速率变形的情况下才会出现孪晶。CuCrZrFeTiY合金中大量的形变孪晶是在合金冷变形过程中通过孪生形成的，由于外加应力的不同，在不同晶粒内会产生不同择优取向的形变孪晶，因此合金基体中出现了不同方向孪晶互相交叉的组织形貌。这些孪晶界一定程度上能够起到钉扎位错的作用，对合金有一定的强化效果。表5给出了不同时效温度下CuCrZrFeTiY合金的抗拉强度、屈服强度和断后伸长率。每个时效温度样品进行了两个拉伸试样的测试，两个测试样的拉伸性能未出现较大幅度波动，表5中给出的强度和断后伸长率为平均值。随着时效温度的升高，合金的抗拉强度和屈服强度先升高后降低，在500 强度达到峰值。综合来看，500 为合金的最佳时效温度，此条件下，合金的抗拉强度为541 MPa，屈服强度为 473 MPa，断后伸长率为15.2%。在CuCrZr合金中，峰时效温度在450 左右，而由于Fe，Ti和Y元素的添加，合金的峰时效温度提高到500 15。对析出强化合金来说，合金的强度很大程度上取决于析出相的尺寸、密度等，CuCrZrFeTiY合金的峰时效温度为500 说明在此温度下析出相尺寸和密度达到最优化。CuCrZr合金中析出相开始粗化导致性能下降的温度大概在470，而在此温度下CuCrZrFeTiY合金显然还未达到峰时效，一定程度上说明了CuCrZrFeTiY合金中的析出相稳定性是高于CuCrZr合金中的析出相的。图6时效态CuCrZrFeTiY合金中纳米第二相TEM明场像图像（a）低倍形貌；（b）高倍形貌Fig.6TEM bright field images of nano-precipitate in aged CuCrZrFeTiY alloys（a）Low-magnification morphology；（b）High-magnification morphology表4图6中不同析出相颗粒的点扫描测试结果Table 4Spot scan composition results of different precipitates in Fig.6化 学 成 分/（%，质量分数）颗粒 1颗粒 2颗粒 3颗粒 4颗粒5基体Cu83.0688.3091.9771.7278.7699.77Cr10.686.634.5916.9713.49Fe6.265.073.4411.317.650.23Cr/Fe1.701.301.331.501.7616李明洋等 铁钛多元微合金化对CuCrZr合金组织和性能的影响2023年第1期4 结论添加Fe和Ti微合金化后，CuCrZr合金的组织发生了明显的变化，固溶时效后合金内存在大量堆叠在一起的孪晶片层，这是由于合金化元素的添加改变了合金的变形机制，使得滑移和孪生共存，形成了大量的形变孪晶。合金元素的添加还使得CuCrZr基体中的纳米尺度和微纳尺度的Cr析出相向Cr/Fe析出相转变，这说明合金化元素的添加成功起到了调控纳米析出相的作用。由于微合金化后CuCrZr合金的组织和第二相均发生了显著的变化，导致合金的最佳时效温度也发生了变化。CuCrZrFeTiY合金的最佳时效温度为500，比传统CuCrZr高出50 左右，CuCrZr合金中析出相开始粗化导致性能下降的温度大概在470，而在此温度下CuCrZrFeTiY合金还未达到峰时效，一定程度上说明了CuCrZrFeTiY合金中的析出相稳定性是高于CuCrZr合金中的析出相的。参考文献：1 雷前，杨一海，肖柱，姜雁斌，龚深，李周.高强高导高耐热铜合金的研究进展与展望 J.材料导报，2021，35（15）：15153.图7时效态CuCrZrFeTiY合金中纳米孪晶和层错TEM明场像图像（a）纳米孪晶；（b）层错；（c，d）纳米孪晶高倍形貌Fig.7TEM bright field images of aged CuCrZrFeTiY alloy with nano-twins and stacking faults（a）Nano-twins；（b）Stacking faults；（c，d）High-magnification morphology of nanotwins表5不同时效温度下CuCrZrFeTiY合金的拉伸性能Table 5Tensile properties of CuCrZrFeTiY alloy at different aging temperatures时效温度/450475500525550600抗拉强度/MPa4965507554164598406532910屈服强度/MPa4508462647333833321423012断后伸长率/%14.9217.1315.2119.6217.5425.5217总第179期铜业工程Total 1792 吴德振，杨为良，徐恒雷，周细应，朱玉坤.高强高导铜合金的应用与制备方法 J.热加工工艺，2019，48（4）：19.3 冯培，陈文革，闫芳龙，宁紫薇.高强高导Cu-Cr-Zr系 合 金 的 研 究 进 展 J.电 工 材 料，2019，161（2）：11.4 胡号旗，许赪，杨丽景，张恒华，宋振纶.高强高导铜铬锆合金的最新研究进展简 J.材料导报，2018，32（3）：453.5 李洋，王松伟，刘劲松，张士宏，韩秋水，胡宽雨.铜基薄壁热管应用现状及发展趋势 J.铜业工程，2022（2）：1.6 张坚，谢斌，赵龙志，胡勇.高强高导铜合金的强化方 法 和 研 究 进 展 J.热 加 工 工 艺，2014，43（14）：21.7 李宗武Cu-Cr 系合金组织与高温性能研究 D.北京：北京有色金属研究总院，2018：1.8 FRAYSSINES P E，GENTZBITTEL J M，GUILLOU D A，BUCCI P，SOREAU T，FRANCOIS N，PRIMAUX F，HEIKKINEN S，ZACCHIA F，EATON R，BARABASH V，MITTEAU R.CuCrZr alloy microstructure and mechanical properties after hot isostatic pressing bonding cycles J.Physica Scripta，2014，214：014018.9 梁相博，高斌，孙君鹏，张青队.多元微合金化对铬锆铜性能影响的研究进展 J.功能材料与器件学报，2022（3）：232.10 侯东健，武磊，高大伟，张琦，孙宁，孔见.镁硅复合微合金化对高强高导铜铬锆合金时效过程的影响 J.金属热处理，2016，41（10）：102.11 冯培.微合金化和小能多冲协同作用下铜铬锆合金组织与性能的研究 D.西安：西安理工大学，2019：1.12 YANG Y，WANG L，SNEAD L，ZINKLE S J.Development of novel Cu-Cr-Nb-Zr alloys with the aid of computational thermodynamics J.Materials and Design，2018，156：370.13 WANG L，ZHENG C，KOMBAIAH B，TAN L，SPROUSTER D J，SNEAD L L，ZINKLE S J，YANG Y.Contrasting roles of Laves_Cr2Nb precipitates on the creep properties of novel CuCrNbZr alloys J.Materials Science and Engineering A，2020，779：139110.14 周平建.Cu-Cr-Zr-Fe-P合金组织与性能的研究 D.南昌：南昌航空大学，2015：1.15 潘雪新，姜海昌，封辉，李学斌，鲁衍任，胡小锋，付鸿.高强高导电CuCrZr合金时效过程中析出相的演化规律 J.金属热处理，2021，46（7）：7.Microstructure and Property of CuCrZr Alloy with Fe and Ti MicroalloyingLI Mingyang，CHANG Yongqin（School of Materials Science and Engineering，University of Science and Technology Beijing，Beijing 100083，China）Abstract：CuCrZr alloy is widely used in high-temperature field due to its excellent comprehensive properties.For high-temperature heat-resistant copper alloy，it is required to have better high-temperature structural stability and mechanical properties while maintaining high strength and high conductivity.In this paper，the heat resistance of CuCrZr alloy was improved by microalloying of Fe and Ti elements，and the effects of alloying elements on the microstructure and properties of CuCrZr alloy were studied.It was found that the addition of Fe and Ti made the deformation mechanism of the alloy change from slip dominated to coexistence of slip and twinning.Due to the influence of twinning mechanism，high-density nano-twins and stacking faults were formed in the alloy.These microstructural features were beneficial to the strength and ductility of the alloy.The study also found that the addition of alloying elements changed the composition of the second phase in CuCrZr alloy，making the second particles of nano-scale and micro-scale change from Cr to Cr/Fe.Because the addition of microalloying elements changed the microstructure and second particles of the alloy，the high-temperature stability of the alloy had been improved to a certain extent.Key words：heat-resistance copper alloy；microalloying；twin；precipitate；aging；structural stabilitydoi：10.3969/j.issn.1009-3842.2023.01.00218