随着科学技术的发展，复杂的服役环境对材料的性能提出了愈发严格的要求。许多工业领域对铜基材料的性能需求逐渐从高强高导发展为高导耐热，即在保证其优异导电能力的同时具有更高的抗高温软化性能，这对铜材料的高温组织稳定性和高温力学性能提出了全新的挑战。
如热核实验反应堆偏滤器垂直靶散热片，作为反应堆中面向等离子体的部件，要求其具有高热导率和良好的高温力学性能，因此需选用合适的热沉材料，国际热核聚变实验堆（ITER）级CuCrZr合金需在室温下具有≥75% IACS的电导率和大于400 MPa的强度，在400 ℃下保持有260 MPa以上的强度；此外，高速轨道交通、电子通信、引线框架及火箭发动机燃烧室内壁等工业领域要求铜基材料能在300 ℃以上稳定工作，图1为目前高导耐热铜基材料的类别及应用领域。
图1 高导耐热铜基材料的类别及应用领域
高导耐热铜基材料的性能要求包括导电性能的“高导”和力学性能的“耐热”，因此需要有机结合以上两方面的研发思路。
在优化导电性能方面，除了通过回复再结晶的过程消除空位和位错以降低缺陷的电子散射程度，提高电子平均自由程和弛豫时间外，对于铜合金体系，重点考虑通过深冷处理或热处理等手段使固溶元素以第二相颗粒的形式从铜基体中析出，减小因晶格畸变带来的电子散射，提高电导率。
对于铜基复合材料，基体与增强体之间界面处的电子散射是影响电导率的主要原因，因此通过选用高导电性增强相与铜复合并进行有效的界面设计，可以有效提高材料导电性。
在优化高温强度方面，首先要明确高温与室温的最大区别在于温度的升高带来能量的提高，是热激活的过程，由此导致了扩散行为和晶界行为占主导。
因此，一方面考虑在晶内引入高温稳定的第二相粒子，从而限制原子及空位扩散导致的位错湮灭和攀移；另一方面提高晶界强度并以第二相钉扎晶界，限制高温下的晶界迁移和晶粒旋转，以此提高高温强度。
目前对于高导耐热铜的研究仍存在很多不足，比如对合金及复合材料导电性能的机理研究较为粗浅，大多是简单的定性分析，尚不能有效量化。对于高温力学性能而言， 材料耐热性涉及到元素扩散、空位扩散、晶界及界面强度、晶界迁移及晶粒旋转等较为复杂，目前尚未有研究对其进行系统全面总结。
高导耐热铜合金
按照强化类型分，常见的高导耐热铜合金主要包括：
① 固溶强化型铜合金，如Cu-Ag合金，通过溶质原子造成的晶格畸变及形成的气团钉扎位错，强化合金；
② 析出强化型铜合金，如Cu-Ni-Si和Cu-Cr-Zr，通过固溶淬火-时效工艺使固溶原子析出得到二次相，一方面发挥奥罗万机制钉扎位错强化合金，另一方面脱溶析出也降低了溶质原子对自由电子的散射作用，从而提高了合金的导电性能；
③ 弥散强化型铜合金，如Cu-Al2O3合金，通过内氧化法在铜基体内部原位生成纳米级Al2O3颗粒，实现奥罗万强化；
④ 多元多级强化型铜合金，如Cu-Cr-Nb合金，兼具凝固析出的微米级第二相和时效过程中析出的纳米级第二相粒子，共同实现对铜基体的强化。
1、Cu-Ag系
作为固溶强化型合金的典型代表，Cu-Ag合金因其高力学性能和导电性能（强度与电导率匹配良好）、耐高温、加工性好及优异的疲劳性能等被作为高强高导耐热材料使用，在结晶器、磁场技术、集成电路引线框架、高速列车接触线等领域广泛应用。
在Cu中添加适量的合金元素Ag，可以起到固溶强化的效果，溶质原子一方面由于和基体原子的半径差异导致晶格畸变，与位错产生弹性交互作用；另一方面偏聚于位错线形成溶质气团，钉扎位错，阻碍位错运动。
此外，时效强化和纤维强化也是Cu-Ag合金中重要的强化机制。合金元素Ag在Cu中的溶解度随温度降低而显著下降，经过固溶-时效热处理工艺后，析出的第二相对位错和晶界的移动起阻碍作用，实现了强化效果，同时减小因固溶原子的电子散射而带来的残余电阻，提高电导率。
值得一提的是，Ag质量分数超过6%的Cu-Ag合金组织中会出现一定比例的富Ag强化相，经过冷变形后可以转变成纤维状形态，从而有利于发挥载荷承担的作用。
通过对Cu-Ag合金中Ag的比例、富银强化相形态和析出位置的调控可以有效改善材料的导电性和力学性能。Zhang等采用液氮温度下动态塑性变形（LNT-DPD）结合时效处理的方法在Cu-5%Ag合金中获得了由纳米孪晶和纳米晶粒组成的混合纳米结构，Ag在纳米孪晶界和孪晶/基体片层内连续析出，如图2a~c所示。该合金强度达到870 MPa，电导率保持在78% IACS。
图2 不同热处理条件下合金的SEM图：(a~c) 时效处理后DPD Cu-5%Ag样品的TEM明场像，STEM-HAADF图像及纳米孪晶区域的Ag元素分布；(d~g) Cu-12Ag纵断面SEM图及在不同退火条件（200 ℃/185 h, 300 ℃/209 h, 400 ℃/190 h)下的SEM图
目前，大塑性变形技术仍是最为有效的调控Cu-Ag合金组织形态的加工手段。此外为了获得良好的力电匹配关系，Cu-Ag合金经前期冷变形（可能结合中间热处理）后还需要配以合适的热处理工艺才能投入实际使用。
刘嘉斌等对Cu-12Ag进行退火热处理，在200 ℃下退火时，强化相仍能基本保持纤维形态，强度和电导率变化不明显；在300 ℃下退火时，纤维相界面出现局部不稳定现象，长时间等温退火可造成纤维相的局部收缩甚至断开，如图2d~g所示，合金电导率提高，硬度下降。
对于低含银量的Cu-Ag合金，通过添加其他微量合金元素可以有效调节力电性能。仲伟深等发现在Cu-Ag合金中添加质量分数为0.4%的Sn元素可以在保证导电性能的同时显著提高强度和耐磨性。
研究表明，添加微量元素能够在不影响Ag元素固溶强化的前提下，在晶内析出细小弥散的微量元素粒子（或化合物）钉扎位错，同时细化再结晶晶粒，进而提升材料的耐热性能。
目前，高性能的Cu-Ag系合金强度可以达到约1000 MPa，电导率达到80% IACS，如图3所示。
图3 部分Cu-Ag合金的抗拉强度和导电性能
随着Cu-Ag合金工作温度要求提高，其在高温下的力学性能仍存在较大提升空间。当Ag含量较低时，无论是固溶强化形成的柯氏气团，还是时效强化形成的第二相，都会在高温下伴随元素扩散、重新分布失去强化效果；当Ag含量较高时，发挥载荷承担作用的纤维相在高温下断裂球化。因此，如何进一步提高材料的耐热性能，开发出高导耐热的全新Cu-Ag合金是该领域工作的重点。
2、Cu-Ni-Si系
Cu-Ni-Si系合金为高强中导型铜合金，强度约600~860 MPa，电导率为30% IACS~60% IACS，具有良好的热稳定性，同时易于生产加工，可以在大气环境下进行熔炼，是一种非常有市场前景的廉价高性能铜合金，现已被用作引线框架材料。
Cu-Ni-Si系合金是典型的沉淀强化型合金，对其进行固溶淬火-时效热处理，可以使Ni原子和Si原子从铜基体中析出生成纳米级δ-Ni2Si金属间化合物，与位错发生交互作用，阻碍位错移动，提高材料强度。同时，由于溶质原子的析出，铜基体的电子散射减弱，电导率得到提高。
Cu-Ni-Si系合金在时效过程中，析出的Ni原子和Si原子可以形成板状δ-Ni2Si和球状β-Ni3Si两种沉淀相。
1998年，日本的Fujiwara等研究了合金组成对Cu-Ni-Si合金时效特性的影响，发现当Ni与Si原子比定为2∶1时，沉淀速度、沉淀量及沉淀强化量均显示出最大值，δ-Ni2Si比β-Ni3Si具有更大的沉淀强化效果。
在Cu-Ni-Si系合金中，Ni2Si含量越高，合金的硬度会逐渐升高，但电导率会逐步下降。对于引线框架材料用Cu-Ni-Si系合金，一般Ni2Si总量不超过3.5%，具体设计有Cu-1.5Ni-0.35Si、Cu-2.0Ni-0.46Si、Cu-2.5Ni-0.58Si、Cu-3.0Ni-0.72Si等。
各国主要铜加工企业研发的Cu-Ni-Si合金引线框架材料已达20多个品种，图4展示了几种典型Cu-Ni-Si系合金的性能。
图4 部分Cu-Ni-Si合金的抗拉强度和导电性能
目前，关于Cu-Ni-Si合金高温性能报道的文献较少，其中主要是关于合金元素添加对Cu-Ni-Si合金力学性能、导电性能和高温抗软化温度影响的报道。
Sun等对Cu-Ni-Si和Cu-Ni-Si-Ag合金进行了不同变形条件下的热压缩试验，发现在高温变形过程中，Ag的加入能有效细化晶粒，提高合金力学性能。
Zhou等制备了一种添加微量元素Co和Cr的新型Cu-Ni-Si合金，并对其进行了不同温度和应变速率下的热压缩试验，发现在热压缩过程中，合金形成(Ni, Co)2Si和(Cr, Co)2Si析出相，这两种析出物可以阻碍晶界和位错的移动，从而提高合金的高温力学性能。
此外，合金元素Zr含量对Cu-Ni-Si-Co-Zr合金热变形行为也有重要影响。随着Zr含量的增加，合金的热激活能随之增大，其高温稳定性能更加优异。析出相和位错共同作用延缓了合金的动态再结晶过程，如图5所示，提高了合金软化温度。
图5 不同Zr含量的Cu-Ni-Si-Co-Zr合金在0.002 s-1、800 ℃变形时的微观形貌：(a~c) 0.036%Zr；(d~f) 0.084%Zr
波兰格利维采有色金属研究所Rdzawski等在Cu-3.3Ni-1.0Si合金中添加质量分数为0.8%的Cr和极少量的Mg，使合金中形成了额外的Cr3Si相，具有很好的高温稳定性（最高可达800 ℃）。
综上所述，通过合金元素添加调节析出相的种类、密度和分布是有效提高Cu-Ni-Si系合金高温性能的途径之一。
对于Cu-Ni-Si系合金体系，目前主要存在两方面不足：
① 由于Si元素的引入造成铜基体较大的晶格畸变导致导电能力的恶化；
② δ-Ni2Si析出相的热稳定性较差导致Cu-Ni-Si系合金高温力学性能不理想。
未来其发展方向主要有：
① 在牺牲电导率的前提下，向超高强弹性铜合金方向发展；
② 在保证高强度的基础上，向高导电性能方向发展。
3、Cu-Cr-Zr系
Cu-Cr-Zr系合金是一类典型的析出强化型铜合金，具有良好的强度、硬度、导电性、导热性、耐磨性、减磨性、抗软化能力、高温蠕变性能和低周疲劳性能，已被广泛应用于集成电路引线框架、高速铁路接触线、真空开关触头材料、高脉冲磁场导体、火箭发动机推力室内壁材料等要求高强高导的领域，也可用于热交换环境或作为耐磨材料。
对于Cu-Cr-Zr系合金中析出相的种类、成分和结构的确定目前还存在分歧，主要有Cr相、Cu3Cr相、Cu4Cr相、Cu51Cr14相、CuCrO2相、Cu5Cr相几种结论。
20世纪70年代，瑞典Sarin等通过研究Cu-0.32Cr-0.1Zr合金，发现Cu-Cr-Zr合金具有良好的力学性能和高温稳定性。加入Zr元素可以形成细化的第二相粒子，且使其形状更倾向于球形；同时Zr还可以与合金中的S反应，形成高熔点的化合物，在晶界处形成富Zr析出相，大大提高了晶界强度，改善了Cu-Cr合金的蠕变、疲劳性能和中温脆性。此外加入的Zr元素能够起到修饰析出的Cr粒子的作用，从而减小基体中Cr粒子的间距，使合金的强度和抗软化性能得到提高。
目前研究的Cu-Cr-Zr合金中Cr的质量分数主要在0.3%~1.0%，Zr的质量分数主要在0.1%~0.4%，添加的微合金化元素主要有Si、Mg、Fe和RE等，典型的析出相显微照片如图6所示。
图6 Cu-0.81Cr-0.12Zr-0.05La-0.05Y合金在不同温度时效60 min时的TEM图像和选区衍射图谱：(a~b) 450 ℃；(c~d) 500 ℃；(e~f) 550 ℃
世界各大铜加工企业和科研院所对Cu-Cr-Zr系合金的开发和应用展开了研究，如三菱伸铜开发的TAMACOMCL-1系列、东芝开发的CCZ及TCZ系列、日本矿业开发的NK240系列等。
20世纪90年代开始，国内高等院校、研究院所和企业对Cu-Cr-Zr系合金开展了系统的基础和应用研究，相继开发了高速列车高强高导铜合金接触线、异步牵引电动机的铜合金导条和端环、大规模集成电路引线框架和电阻焊电极等。
图7展示了几种典型Cu-Cr-Zr系合金的性能。
图7 部分Cu-Cr-Zr合金的抗拉强度和导电性能
Cu-Cr-Zr合金作为一类典型的ITER级铜材料被用于核聚变示范堆（DEMO）第一壁材料和偏滤器，因此其高温力学性能（包括高温软化和高温蠕变）在近年来受到广泛关注和研究。
夏承东将3种添加微量的（Mg, Si）或（Ni, Si）的Cu-Cr-Zr系合金经热轧淬火-80%冷轧-峰时效后在不同温度下退火1 h，结果发现Cu-Cr-Zr系合金经500 ℃退火1 h，硬度达到初始硬度的90%以上，550 ℃后硬度仍能达到初始状态的85%左右，其软化温度较Cu-Cr合金提高了100℃以上。
Cu-Cr-Zr合金的高温软化机制主要包括：
① 析出相的粗化；
② 在退火过程中的回复和再结晶，其中后者作用更大。
在高温蠕变方面，李宗武研究了Cu-Cr-Zr、Cu-Cr-Ag、Cu-Cr-Zr-Ag合金的蠕变行为，发现由于Zr元素存在，在400 ℃和30 MPa应力作用下合金存在应变随时间延长而减小的负蠕变现象，且随着温度的升高以及应力增大，负蠕变现象消失。
与Cu-Cr-Ag合金对比，Cu-Cr-Zr合金蠕变持久寿命受温度和应力的影响较小。在600 ℃和30 MPa应力下，Cu-Cr-Zr、Cu-Cr-Zr-Ag合金的蠕变持久寿命均大于50 h，该温度下的蠕变机制为位错攀移机制，断裂方式为韧性沿晶断裂。由于富Cr粒子在高温下快速粗化，所以Cu-Cr-Zr合金的抗蠕变性能在400 ℃以上较差。
Wang等设计并制备了一种新型的析出强化Cu-Cr-Nb-Zr合金，可以在晶界处析出较粗的Laves_Cr2Nb相，如图8所示，蠕变性能为500 ℃、90~140 MPa，并与Cu-Cr-Zr合金进行了比较。结果表明，两种合金的蠕变机制均以晶界滑动为主，与Cu-Cr-Zr合金相比，Cu-Cr-Nb-Zr合金具有较高的蠕变强度和蠕变断裂延展性及较长的蠕变寿命，其蠕变性能的改善是由于Cr2Nb析出物的存在有效地阻碍了裂纹扩展。
图8 时效条件下Cu-Cr-Zr和Cu-Cr-Nb-Zr合金：(a,c) 晶粒形貌的光学显微组织；(b,d) 带有线扫描结果的SEM图像
综上所述，关于Cu-Cr-Zr系合金的研究主要集中在合金成分设计和加工制造工艺方面， 重点关注其对组织和性能的影响。目前对合金高温性能的研究还较少，且主要集中在中子辐照、合金高温强度、蠕变性能和疲劳性能的研究。
作为大型国际热核实验堆材料，传统Cu-Cr-Zr合金已经难以满足450 ℃下仍具有高强度和低蠕变速率的要求，因此开发新一代微合金化高性能Cu-Cr-Zr合金已成为当前研究的重点。
4、Cu-Cr-Nb系
综上，Cu-Cr合金的实际使用中面临析出相易粗化长大以及S元素的分布会导致中温脆性等问题。因此，尝试在Cu-Cr合金中加入其他合金元素以改善其组织和性能，除上述提到的Zr元素外，Nb元素也具有作为良好析出相的潜质，同时S元素也可以溶进Nb中以此抑制材料脆性，更重要的是Cr、Nb还能形成Cr2Nb金属间化合物，可以极大地提高合金的耐高温能力。
Cu-Cr-Nb合金是一种兼具凝固析出的微米级Laves相和时效析出的纳米级Cr粒子的多级复合强化型合金，如图9所示。Laves结构中存在Cr2Nb相，可以阻碍晶粒长大，使晶粒出现双峰分布，导致细晶区易产生晶界裂纹，增加了蠕变速率，此外，Cr2Nb相还可以阻碍晶界裂纹的扩展，提升合金的蠕变强度和蠕变寿命。
图9 450 ℃时效4 h的Cu-Cr-Nb合金：(a~d) TEM明场像；(b) 选区电子衍射图谱；(e~f) HRTEM图像
同时由于化合物Cr2Nb具有耐高温、高硬度等优点，Cu-Cr-Nb合金不仅高温稳定性好，而且具有非常好的高温抗氧化性和室温、高温强度以及抗蠕变、耐腐蚀能力。
Guo等设计并制备了Cu-0.47Cr-0.16Nb合金，其抗拉强度、伸长率和电导率分别达到453 MPa、11.4%和89.1% IACS。在400 ℃下，该合金仍可保持282 MPa的抗拉强度和12.3%的伸长率，证实Nb的加入促进了时效过程中固溶体中Cr的析出，从而提高了合金的强度和导电性。
Cu-Cr-Nb系合金因其优良的高强高导耐热性能，在20世纪80年代被用于航天飞行器导温管等既要耐高温还需要导热的场景。
运载火箭氢氧发动机燃烧室内壁材料对铜合金材料有着极其苛刻的性能要求：氢氧发动机的真空推力越大，燃烧室热流越大、温度越高且室压越大，需要推力室内壁材料在高温工况下具备更优异的导热性、高低温强度、冷热低周疲劳性能等，还需与氢具有很好的相容性。
以GRCop-84和GRCop-42为代表的两类Cu-Cr-Nb系合金，具有极高的强度，其成分分别对应Cu-8Cr-4Nb、Cu-4Cr-2Nb。其中GRCop-84为弥散和沉淀强化合金，Cr原子与Nb原子的比例设计为2∶1，尽可能使Cr和Nb完全反应生成Cr2Nb相，该相在超过1600 ℃时仍是稳定的，起到弥散强化作用。
与此同时，Cr2Nb硬化相能细化并控制铜的晶粒度，进一步提升铜合金强度。但考虑到Nb沉淀的存在会导致合金发生氢脆，要求Cr含量稍高于理想比例。
首都航天机械公司邹鹤飞等研究了GRCop-84的力学性能和抗氧化性能，并与Amzirc、Narloy-Z铜合金进行了对比。拉伸性能方面，GRCop-84在室温下表现出色的抗拉强度，在600 ℃以上仍有100 MPa以上的强度，模拟焊接温度曲线热处理（935 ℃、保温22.5 min），Amzirc的屈服强度最低，GRCop-84的屈服强度最高；低周疲劳方面，GR-Cop-84中的Cr2Nb颗粒含量大，阻碍滑移，因此在高温疲劳寿命方面优势明显；蠕变性能方面，图10为GRCop-84合金和Narloy-Z合金在650 ℃下的蠕变应变-时间曲线，在同样应力条件下，GR-Cop-84蠕变寿命超出Narloy-Z蠕变寿命的1.5~2.5倍，GRCop-84达到1%蠕变变形所需时间，比Narloy-Z的时间超出1~2倍，由此可见GRCop-84的蠕变性能优于Narloy-Z，800 ℃时优势更为明显；抗氧化性能方面，无论是高温和微量氧复合作用下，还是在氧气的作用下，GRCop-84的氧化速率都是最慢的，表现出极佳的抗氧化性。
图10 合金典型蠕变曲线：(a) Cu-8Cr-4Nb；(b) NARloy-Z
最后值得一提的是，在GRCop-84合金中，合金元素的添加比例已经超过固溶处理极限，因此为获得细小弥散的Cr2Nb析出相，在过去的研究中，多采用快速冷却技术，如熔体纺丝技术等。随着科学技术的发展，现在常采用熔炼后变形加工或雾化制粉等方法。
目前，Cu-Cr-Nb合金的制备方法主要有真空熔炼法、粉末冶金法、机械合金化法和冷喷涂法4种。Cu-Cr-Nb系合金元素添加逐渐向四元发展，如已经报道的Cu-Cr-Nb-Zr合金。
针对Cu-Cr-Nb系合金加工工艺的研究主要是根据形变强化和时效强化等机理发展更具优势的生产工艺路线。尤其针对此类合金的特殊服役环境，对其高温蠕变性能的研究是重中之重，加工工艺和织构也会对力学性能和蠕变性能产生较大影响。
同时考虑到Cu-Cr-Nb合金中各合金化元素的熔点差异大，导致熔炼与铸造难度大，因此开发出Cu-Cr-Nb合金的短流程、低成本制备方法是今后的主要研究方向。
5、Cu-Al2O3系
Cu-Al2O3合金是一类典型的弥散强化铜合金，具有高强度、高硬度、高电导率、优异的抗高温蠕变性能和抗高温软化能力，被广泛应用于大规模集成电路引线框架、电阻焊电极、连铸机结晶器、火箭发动机燃烧室衬套和大型微波管结构等领域。
Al2O3颗粒以纳米级尺寸均匀弥散分布于铜基体内，在接近铜基体熔点的温度下也不会溶解和粗化，因此可以有效阻碍位错运动和晶界滑移，提高合金的室温和高温强度，在接近铜熔点的温度下退火也不产生明显的软化，同时又不明显降低合金的导电性。
Cu-Al2O3合金的制备方法按照Al2O3颗粒产生途径不同可分为非原位制备和原位制备。其中非原位制备法主要包括粉末冶金法、机械合金化法、复合电沉积法、搅拌铸造法等。
刘贵民等将Cu粉、α-Al2O3粉在球磨机中机械合金化后进行SPS烧结，得到的Cu-0.5Al2O3抗拉强度和电导率分别为264 MPa、83.4% IACS；又通过在机械合金化过程中添加稀土元素Ce制备Cu-0.5Al2O3-0.02Ce，力电性能获得综合提高，抗拉强度达到306 MPa，电导率达到92.4% IACS。
原位生成法得到的Al2O3颗粒与基体具有更好的界面结合，同时粒子更加弥散、细小且分布均匀，因此制备的材料性能比外加法更好。
原位制备法主要包括热还原法、反应喷射沉积法、硫酸铝分解法、内氧法等。其中内氧化法发展得最成熟，内氧化法是将成分合适的Cu-Al合金熔炼后，气体雾化喷粉，再与适量的氧化剂混合，在密闭容器中加热进行内氧化，溶质元素铝被表面扩散渗入的氧优先氧化生成Al2O3，随后将复合粉末在氢气中还原，除去残余的Cu2O，然后将粉末包套、抽真空、挤压或热锻成形。
该方法对应的内氧化热力学和动力学对生成的弥散强化相有显著影响。在热力学层面，合理控制内氧化温度和氧分压是工艺关键，将氧分压控制在上限以下的较小区域内，并适当提高内氧化温度可以大大降低控制难度；在动力学层面，主要根据反应扩散原理建立元素扩散方程，研究一定成分的合金内氧化完全所需时间与内氧化温度的关系，使体系获得最优的内氧化物形状、大小和分布。
此外，随着氧活度增加或铝活度减小，热力学平衡界面相自富铝相，依次向理想化学配比相和富氧相转变，其中富氧终端界面的结合强度最高，因此为了加快反应速率，并获得高界面结合强度的富氧相界面，应尽量在较高温度和较高氧分压的条件下制备。
彭冬冬等利用内氧化法制备了Cu-0.2Al2O3，经99%变形量的冷拉拔变形，材料的抗拉强度达到637 MPa，电导率保持在90% IACS。目前，国际上Cu-Al2O3合金主要为德国Ecka公司的Discup合金和美国SCM公司的Glidcop合金、C15710合金和C15715合金。
图11展示了几种典型Cu-Al2O3合金的综合性能。Cu-Al2O3合金作为典型的弥散强化铜合金除具有高强高导的优异综合性能外，还兼具良好的抗高温软化能力。Al2O3具有大多弥散强化粒子的熔点高、高温稳定性好、硬度高的性能，在Cu基体中均匀弥散分布。由于其优异的高温稳定性，在高温下基本可以保持形态，不发生明显长大，仍以细小弥散的状态分布于晶内和晶界处，有效阻碍高温下晶粒的粗化长大，提高合金的高温力学性能稳定性。许多学者对Cu-Al2O3合金在接近熔点的温度范围内进行了高温退火，观察其力学性能变化。
图11 部分Cu-Al2O3合金的抗拉强度和导电性能
美国SCM公司生产的Glidcop系列Cu-1.2Al2O3合金具有优越的高温性能，其冷轧态强度为620 MPa，经925 ℃、1 h退火处理后，强度仍保持在551 MPa；Al2O3体积分数为0.7%和2.7%的Cu-Al2O3合金抗拉强度为393和572 MPa，在980 ℃下退火1 h后，强度分别保持在386和496 MPa；申玉田等利用内氧化法制备了Cu-2.65Al2O3合金，在1000 ℃下退火1 h后，抗拉强度能保持在560 MPa，是冷变形后的89%。
图12为几种Cu-Al2O3合金在不同温度下退火1 h的强度变化情况。由图12可见，Cu-Al2O3合金具有优异的抗高温软化能力，一方面由于Al2O3纳米颗粒本身具有极高的热稳定性，弥散分布在晶界上的粒子能有效钉扎晶界,阻止大角晶界的形成，降低晶界能；另一方面，弥散相与晶界空位和位错相互作用，对晶界运动产生较强的阻力，使再结晶的形核长大和亚晶的长大受到抑制，从而使高温退火后合金强度保持较好，同时也提高了其再结晶温度。
图12 Cu-Al2O3合金强度随退火温度变化情况
值得一提的是，在高温性能方面，Cu-Al2O3合金具有优异的高温蠕变性能，美国宇航局格伦研究中心De Groh等研究了钎焊条件下的几种常见铜合金的蠕变性能。当应变速率为10-6 s-1时，Cu-Al2O3合金的蠕变应力约为160 MPa，GRCop-84合金的蠕变应力约为110 MPa，AMZIRC、Cu-1Cr-0.1Zr、Cu-0.9Cr和NARloy-Z的蠕变应力约为60 MPa。细小弥散的Al2O3粒子不但可以钉扎位错，阻碍其运动，提高蠕变激活能，而且可以有效降低蠕变速率，从而提高蠕变寿命。
近年来，对Cu-Al2O3合金的制备工艺优化、内氧化热力学及动力学、微观结构、界面结合和高温性能等方面的研究取得了一定进展，但Cu-Al2O3合金在高温下塑性和低周疲劳性能较差。
向紫琪研究发现Cu-Al2O3合金室温拉伸断裂类型为典型的韧性断裂，高温断口为混合断裂方式，塑性随温度的升高而降低。高温下Al2O3粒子与Cu基体间变形不协调，产生应力集中，Al2O3粒子处裂纹萌生，因此，合金塑性随Al2O3含量增多而下降。此外，通过内氧化法制备的Cu-Al2O3合金弥散相含量有限，很难生产出高弥散含量的铜合金，这些问题都是今后弥散强化铜合金研究的方向。
总结与展望
随着复杂服役环境对材料性能严苛的要求，高导耐热性能是铜基材料未来的发展方向，开发出室温抗拉强度不小于800 MPa、屈服强度不小于600 MPa、电导率不小于80% IACS和抗高温软化温度不低于500 ℃的高强高导高耐热铜材料已成为国内外研究者的重要目标。
对于铜合金，Cu-Ag系合金兼具优异的室温力学性能和导电导热性能，但对其高温力学性能及抗高温软化能力缺乏合理有效的设计，该体系的高温性能有待加强；Cu-Ni-Si系合金的强度较高，但是由于固溶的Si原子对铜基体较为严重的损伤以及析出相的高温不稳定性，需要进一步优化合金的电子传导和高温性能；Cu-Cr-Zr系合金具有较好的综合力电性能，但目前其高温（450 ℃以上）力学性能和抗蠕变性能还无法达到要求；新兴的Cu-Cr-Nb系合金具有较高的室温和高温力学性能、良好的电导率以及优异的高温蠕变性能和疲劳性能，但由于其特殊的多级复合强化设计，相关的强化机理目前尚未完全明确，这也是后续研究的方向。
此外，考虑Cu-Cr-Nb合金特殊的服役环境及其中各合金化元素熔点差异，熔炼铸造难度大，因此今后另一主要研究方向在于开发短流程、低成本制备工艺；Cu-Al2O3系合金拥有出色的高导耐热性能，但由于高温下强化相与基体间变形不协调导致的应力集中使合金塑性和低周疲劳性能较差；此外目前该体系制备工艺复杂，性能的稳定性还有待加强，因此探索其高效、低成本的生产制备工艺也是当前研究的重点。
目前，对于铜合金的研究已经从简单的成分设计、变形及热处理工艺设计等变为深层次的微观结构设计，研究发现，与普通的均质结构相比，一些特殊结构设计如多级或仿生异质结构等对提高铜合金综合性能有显著效果。
《2023-2029 年中国铜基新材料行业市场供需态势及发展前景研判报告》及《新材料产业发展指南》等文件明确指出高强高导高耐热的高性能铜基材料是新一代信息技术、先进轨道交通装备、航空航天装备、节能与新能源汽车等高新技术领域的关键基础材料之一，其对众多产品集成化、功能化、微型化、轻量化、节能化、可靠性等实际应用需求具有不可替代的重要意义。
相信随着材料科学、物理学、化学、数学、计算机科学等多学科的发展和交叉融合，在未来高导耐热铜材料的研究领域， 将理论计算与实验设计相结合、实验研究与工业生产相结合，多角度展开攻关，会实现高导耐热铜的创新化、产业化、自主化，在该领域领跑世界。
作者：王佳睿，张翔，何春年，赵乃勤
工作单位：天津大学 材料科学与工程学院
来源：铸造技术、洞见热管理
