引言

铜及其合金的宽泛利用源于其优异的电导性和热导性以及极高的耐侵蚀性、高强度和可成形性。。。在制作的铜合金中,沉淀硬化铍青铜(也称为铍铜)拥有最高的强度。。。此外,铍青铜还拥有优良的电导性、热加工和冷加工过程中的优良可成形性以及无火花个性[1]。。。由于这些个性,铜基合金可用于制作引线框架和电衔接器等电子部件。。。微电子领域的小型设备也必要拥有高强度的铜铍合金。。。铜基合金的强度和无火花个性是某些特定利用的关键成分,例如化学工业与能源开采[2]然而,铍青铜的重要弊端是价值昂贵且有毒。。。铍化合物在溶解和铸造、粘合、焊接、热变形、切割和磨削过程中会开释有毒的铍化合物[2]。。。因而,必要开发先进的金属资料来代替铜铍合金,以预防因铍的毒性而对环境造成传染。。。

幸运的是,在目前环境敦睦型钻研要求布景下,含有1%~6%(摩尔分数)钛的Cu-Ti二元合金成为了一个梦想的候选资料,Cu-Ti系合金由于危险容限大、使用寿命长、强度高、抗弯折机能好、加工机能优异而备受关注。。。这些合金的电子和物理机能经过期效处置后(即加热到肯定温度并维持一按功夫)靠近于Cu-Be合金,并且铜钛合金还拥有无火花个性[3-4]。。？？？捎糜诔霾咔慷鹊梢约澳颓质春湍湍サ脑,如电子元件、电气衔接、触点、继电器、电线、齿轮以及反恐和采矿接济队列设备的组件。。。此外,由于Cu4Ti金属间化合物的形成,Cu-Ti合金的强度和硬度都得到了提高,同时维持了合金块体的高导电性[5-7]。。。

1、合金制备

1.1真空熔炼

由于Ti在高温下的化学性质较为活跃,容易与多种元素及化合物产生反映。。。在650℃以上时,O2会向Ti中扩散,形成一层僵硬的氧化层;在700℃以上时,N2会与Ti反映形成TiN。。。此外,熔炼过程中还会产生吸氧、吸气和金属同化等一系列问题。。。由于凝固过程中分歧部位的速度差距以及液态时元素密度的分歧,导致合金成分的均匀性较差,节制难度较高,从而影响了Cu-Ti合金的综合机能[8]。。。因而,Cu-Ti合金通常在真空前提下制备[9]。。。Cu-Ti合金通常选取真空熔炼,在1350℃保温0.5h后以1230℃浇注,并反复熔炼[7,10],所获得铸锭的Ti含量靠近设计含量。。。目前,真空或空气熔炼技术重要被用来制备Cu-Ti合金,这些步骤拥有工艺单一及普适性强等利益。。。张楠[11]选取纯度为99.99%的铜丝和纯度为99.9%的钛丝作为原料,选取真空电弧熔炼进行合金炼制,每种合金反复熔炼3次,制备了分歧成分的Cu-Ti合金,并测定了其硬度,如图1所示。。。以Cu-5Ti为例,其铸态硬度可达180HV。。。

即便选取真空熔炼,也会导致肯定量的Ti烧损,进而使Ti含量降低。。。随着合金中Ti含量的降低,Ti的烧损率升高。。。张楠[11]通过ICP测定了分歧钛含量Cu-Ti合金的成分含量。。：：辖鹕杓瞥煞钟胂质岛咳绫1所示。。。尤其值妥贴心的是,当Ti含量为3.4%左右时,Ti含量的降落较为显著,达到了1.32%。。。这一景象为科研与出产提供了重要的领导意思。。。

1.2粉末冶金

相较于真空熔炼技术,粉末冶金技术在Ti成分节制上更为不变。。。通过烧结Cu-Ti资料制作的部件,其硬度和耐磨性有所提升,从而耽搁了部件的使用寿命。。。

然而,选取粉末冶金步骤制备Cu-Ti合金,成本较高且出产效能较低,对于工业化大出产仍是一个挑战。。。在铜基体中增长纯钛粉会导致这些颗粒周围形成分歧的金属间化合物层[12]。。。金属间化合物层的形成提高了扩散率[13],促使所有钛颗粒转化为金属间化合物。。。这些硬质金属间化合物相的形成最终导致资料的硬度和强度增长。。。此外,在粉末混合物的强力研磨及RSP工艺的作用下,会原位形成加强颗粒[14-15],从而有效获得铜基弥散硬化资料的纳米结构。。。在较高温度下,铜合金基体资猜中引入弥散体,能维持不变且不产生粗化。。。

这使得能够将弥散强化和沉淀强化两种分歧的机制结合起来,形成多重硬化景象[16]。。。文件中已有关于放电等离子烧结Cu-Ti粉末或其有关合金的报道[17-18],以及放电等离子烧结过程中合金的电导率和热导率的钻研[19]。。。Eze[20]在650℃下烧结了铜钛混合粉末样品,制备了纯Cu、Cu-1Ti和Cu-2.6Ti样品。。。了局如表2所示,这些样品的导电率和硬度均优于通过真空熔炼制备的Cu-Ti合金。。。此外,还钻研了烧结样品的预测屈服强度和极限拉伸强度,阐发出优良的拉伸机能。。。

2、时效强化

到目前为止,已经发展了一些关于铜钛二元合金的力学机能和微观结构的钻研。。。铜钛二元合金通过淬火和时效处置可获得高电导率和高机械强度,时效过程中物理机能的系统变动以及强化机理已经获得了相当的进展。。。经过在800℃至900℃之间进行固溶退火后,立即进行水淬,Ti固溶并保留在过饱和固溶体中[21]。。。在固溶退火和水淬后的这种过饱和固溶状态下,合金拥有最佳的成形性。。。之后通常在400℃至550℃之间进行时效处置,可推进Cu-Ti沉淀物的形成。。。在沉淀的早期阶段,Ti原子荟萃并沿着{100}基质平面分列,在透射电子显微镜(TEM)中,观察到极度特殊的“波状”调制微观结构[22-23],同时在X射线衍射(XRD)中形成“边带”[24-26]。。。形成机制存在争议,被以为是亚稳态分化[27],或极低成核能的藐小共格沉淀物的‘剧烈’成核[28-30]。。。当形成周期性、半共格、亚稳态相(称为β'或α-Cu4Ti)时,可获得最大屈服强度YS[31]。。。

Nagarjuna批注,通过增长α-Cu4Ti的体积分数,通过增长Cu-Ti合金中的Ti含量,能够显著提高屈服强度YS[32]。。。文件中将此相描述为四方D1a结构(Ni4Mo型;I4/m),其晶格参数为a=0.584nm和c=0.362nm,取向关系为[33]:

(001)α-Cu4Ti//(001)matrix

[100]α-Cu4Ti//[310]matrix

而过期效的特点是在晶粒天堑处形成‘胞状’或‘不陆续’的不变相沉淀,同时屈服强度YS降低。。。不变相被称为拥有正交结构的β、Cu3Ti或β-Cu4Ti(Au4Zr;Pnma;a=0.453nm、0.434nm、1.293nm)。。。

对于分歧热处置前提下相的转变对Cu-Ti合金机能的影响,图2显示了时效功夫对固溶处置Cu-1.5Ti,Cu-2.7Ti,Cu-4.5Ti和Cu-5.4Ti合金硬度的影响[7,34-35]。。。在550℃时效时,过度时效极度严重,峰值硬度进一步降低。。：：辖鸬墓谛г400℃时很轻微,在较高的时效温度下则很严重。。。而强度随时效功夫与温度的变动法规根基与硬度一致。。。表3[8,34-35]总结了部门铜钛合金900℃固溶2h。。。450℃峰值时效16h后所阐发的机能。。。铜钛二元合金机能与铍青铜对比来看,力学机能优于铍青铜。。。别的铜钛合金出产工艺单一,原资料丰硕,成本较低。。。但是若是从导电合金角度来看,其导电性远低于铍青铜,难以达到部门导电零件的要求,因而在保障力学机能的前提下,若何提高CuTi合金的导电率是Cu-Ti合金开发的重点方向。。。

3、变形强化

现有钻研批注,冷变形有利于提高Cu-Ti合金的强度。。。当固溶处置后的Cu-Ti合金在时效之前进行冷加工时,在较高应变下会产生位错,这些位错被交错在一路,从而加强了合金的强度。。。在较高的轧制道次下,超细晶粒逐步形成,取代加工硬化效应,成为强化机制的重要成分[36-37]。。。屡次轧制Cu-Ti合金的高强度不仅源于加工硬化效应,还由于在高轧制应变下形成了Cu3-Ti2金属间化合物相[38]。。。随着轧制道次的增长,金属间化合物的相体积分数增长。。。硬度和抗拉强度的了局也出现出随着金属间化合物相体积分数增长而加强的趋向。。。此外,变形合金在低温时效处置时,会形成藐小弥散的β'-Cu4Ti沉淀物。。。随着其体积分数的增长,合金的强度得到了显著提高。。。冷轧变形处置在时效前进行,能够显著提顶峰值硬度,并缩短达到峰值硬度的时效功夫。。。Cu-Ti合金的硬度随着冷加工和400℃峰值时效而进一步增长。。。Dutkiewicz[39]、Saji和Hornbogen[40]以及Nagarjuna等[34-35]别离在分歧成分的Cu-Ti合金中汇报了类似的行为,如图3所示。。。屈服强度和抗拉强度随硬度增长而提高,但延展性降落。。。

综合表3与表4,能够观察到一样时效温度下,合金预冷变形时效后的硬度比未预变形时效的较高。。。随着变形量的增大,合金的硬度提高,并且出现硬度峰值的功夫缩短。。。冷变形后,在400℃时效处置下,合金的拉伸强度、屈服强度和导电性均随变形量增长而提高,但伸长率降落。。。

4、元素影响

在仅需提高机械机能的利用中,可通过增长Ti含量来提升屈服强度,同时硬度也会相应提高。。。在分歧Ti含量下,Cu-Ti合金的相结构变动及其挨次不尽一样。。。对于高Ti含量的合金,调幅分化相的形成先于长程有序相,并且随着Ti含量的增长,脱溶(相分离)速度也显著加快。。。Cu-Ti合金导电率较低的重要原因在于Ti的增长。。。由于Cu-Ti合金中Cu4Ti相形成的热力学驱动力不及,Cu基体中不成预防线会残留大量Ti溶质。。。因而,获得高强度的Cu-Ti合金通；嵋缘绲悸蚀蠓德湮壑礫41]。。。

目前重要的钻研思路是通过增长第三种合金元素来改善Cu-Ti合金的导电率。。。在铜钛合金中增长某些微量元素会与Ti形成金属间化合物,从而亏损溶液中的Ti并提高电导率。。。分歧元素与Ti形成的沉淀相各别,导致基体中Ti的亏损水平和沉淀强化成效分歧,因而合金的力学机能和电导率存在显著差距[41-53]。。。通过增长第三元素形成强化相以提高合金的电导率,首先应试虑该元素是否能与Ti,或同时与Cu和Ti一路形成新相,而不仅仅是与Cu反映。。。其次,应试虑热力学前提。。。梦想情况下,第三元素应与Ti形成新相,并在β'-Cu4Ti沉淀后出现,以进一步降低基体中的Ti含量,提高电导率,同时保留β'-Cu4Ti的沉淀强化成效。。。

若是基体中的Ti含量没有显著降低,电导率的提升可能不显著。。。若是新的强化相与β'-Cu4Ti竞争Ti原子但强化成效不如β'-Cu4Ti,合金的力学机能可能会降落。。。最后,由于Ti的熔点远高于Cu,若是增长的新元素也拥有较高的熔点,并在熔炼过程中与Ti形成高熔点、粗壮的初生相,那么这些相在后续的固溶处置过程中难以解除。。。这将直接影响合金的整体机能,并减弱时效强化的成效[42]。。。

4.1Cu-Ti-Co

钴在Cu-Ti合金中的作用类似于其在Cu-Be合金中的作用[43],可能通过克制某些相的过度析出来预防合金过度时效。。。此外,时效状态下的三元合金极度牢固且拥有优良的延展性。。。与Cu-Ti二元合金分歧,三元合金在时效过程中,富钛区域不会出现11/20有序结构,也不会形成特殊的N3M相。。。Batra[44]发现,在860℃固溶2h,400℃时效16h的前提下,Cu-4.5Ti0.5Co合金的硬度可达到320HV,屈服强度710MPa,抗拉强度890MPa,延长率25%,导电率为8%IACS。。。

相比一样Ti含量的Cu-Ti合金,其硬度和导电率略低。。。在860℃固溶2h,冷轧90%,400℃时效1h的工艺下,Cu-4.5Ti-0.5Co合金的硬度达到430HV,屈服强度1185MPa,抗拉强度1350MPa,延长率3%,导电率9%IACS。。。相比之下,该工艺的Cu-Ti-Co合金的延长率和硬度均高于一样前提下的Cu-Ti合金。。。

4.2Cu-Ti-Cr

铬的参与显著提高了合金的机械机能。。。由于铬和钛在低于600℃的温度下拥有有限的互溶性[45],它们会形成金属间化合物TiCr2。。。此外,铬的一部门会进入Cu4Ti沉淀相,增长其体积分数,从而提高合金强度。。。铬的参与不仅通过固溶强化显著提高了合金的屈服强度[46-47],还通过沉淀硬化机制进一步加强了CuTi-Cr合金[46]。。。固溶处置后的Cu-Ti-Cr合金阐发为单相结构且无调制,这是由于形成了拥有bct结构的亚稳态、有序且连贯的Cu4Ti相。。。随着合金的过期效,Cu4Ti相会逐步转变为拥有正交结构的平衡相Cu3Ti。。。

在固溶处置和峰值时效前提下,Cu-Ti-Cr合金的屈服强度和抗拉强度(UTS)均显著高于二元Cu-Ti合金。。。固溶处置状态下,三元Cu-Ti-Cr合金的延展性略高于二元Cu-Ti合金,而在峰值时效状态下,两者的延展性则类似。。。Markandeya[46]制备的Cu-4.5Ti-1Cr合金的硬度达到326HV,屈服强度849MPa,抗拉强度968MPa,延长率21%,导电率9%IACS,除导电率外,其它机能均优于Cu-4.5Ti合金。。。

4.3Cu-Ti-Ni

在时效态下,Ni的增长能够提高Cu-Ti合金的电导率和弹性模量,但同时会降低硬度。。。Ni参与Cu-Ti合金后,会形成弥散散布的Ni3Ti金属间化合物粒子,这降低了Ti在Cu基体中的溶化度,克制了晶粒长大。。。通过削减电子散射,Ni的参与提高了Cu-Ti合金的电导率。。。因而,Ni的参与赋予Cu-Ti-Ni合金优良的机械强度和较高的电导率。。。目前已知的Cu-Ti-Ni合金的

最佳双级时效处置工艺为先在300℃下保温2h,而后在450℃下保温7h[48]。。。在Cu-Ti-Ni合金的时效过程中,β'-Ni3Ti和β'-Cu4Ti相从Cu基体中析出,同时还存在一些残存的NiTi相。。。电导率的提高重要归因于这些NiTi、β'-Ni3Ti和β'-Cu4Ti相的形成。。。Liu[49]制备的Cu-3Ti-1Ni合金在双级时效处置后,其硬度为205HV,导电率为17.2%IACS,而未经Ni增长的Cu3Ti合金的硬度为289HV,导电率为15.5%IACS。。。

4.4Cu-Ti-Al

Al元素在铜合金中能够显著提高其耐侵蚀机能。。。当将Al增长到Cu-Ti合金中时,会降低基体中的Ti含量,同时也产生固溶强化作用。。。然而,Al所形成的Cu2TiAl、CuTiAl以及CuTi2Al5等[49]沉淀相的强化成效远低于Cu4Ti。。。Cu2TiAl重要沉淀相被以为拥有L21Heusler结构,而AlCu2Ti相(D03)则重要在靠近fccCu基体的{110}惯习面上析出[50]。。。Konno[50]制备的时效强化Cu-3%Ti-4%Al合金,其导电率靠近6%,相较于二元Cu-3%Ti合金,导电率提高了6倍;但峰值硬度从280HV降落至180HV。。。

4.5Cu-Ti-C

已有钻研批注,C的增长对铜钛合金的导电率和硬度拥有显著的提升成效[41]。。。在各类工艺处置后,Cu-Ti-C合金的电导率均显著高于相应的Cu-Ti合金。。。Cu-Ti-C合金在热轧后阐发出最高电导率。。。这是由于在热轧过程中,Ti与C反映天生TiC颗粒,使得Cu基体中残留的Ti量削减,从而提高了电导率。。。CuTi-C合金的极限拉伸强度远高于Cu-Ti合金,这重要归因于均匀散布的纳米级TiC颗粒有效地克制了位错滑移(如图4)[41]。。。然而,Cu-Ti-C合金的延展性低于Cu-Ti合金,这可能是由于碳化钛和铜基体之间的半共格界面,这是应力集中的潜在地位[51]。。。Wang[41]制备的Cu-2.5Ti-0.625Ni合金在热轧后,其抗拉强度达到645MPa,导电率为83.6%IACS。。。相比之下,一样工艺下的Cu-2.5Ti合金抗拉强度为374MPa,导电率为19.2%IACS。。。

4.6Cu-Ti-Fe

微量Fe的增长有助于在固溶体中维持较高的Ti含量,并克制了经典的‘波状’早期析出景象[52],导致了新的纳米沉淀物的分散。。。这种景象有利于提高固溶退火状态下的延展性,同时由于亚稳态纳米α-Cu4Ti析出,在时效硬化后仍能维持极度高的强度。。。当微量Fe与较高含量的Ti相结应时,低浓度的Fe可能在室温下齐全溶化于铜基体中,重要通过固溶强化作用提高合金机能,而不易与其他元素结合形成析出相。。。铁能显著克制加热过程中晶粒的长大和时效过程中的晶界反映,这有助于制备出兼具高成形性和强度的铜基合金。。。进一步增长铁含量后,未溶化于基体中的铁原子会与钛原子结合,形成Fe2Ti金属间化合物的析出相(如图4)。。。这会亏损部门钛,削减Cu4Ti相的析出。。。由于Fe2Ti和Cu4Ti两种析出相的强化成效分歧,其含量的变动会显著影响合金的整体机能。。。在时效过程中,Cu-Ti-Fe合金中过饱和的Ti和Fe原子以析出相的大局从基体中析出,从而提高了合金的强度、电导率和耐磨性。。。这使得Cu-Ti-Fe合金成为机械利用中CuBe合金的梦想代替品。。。Rouxel[52]发现,Cu-6Ti-0.3Fe与Cu-6Ti相比,淬火后的延展性提高了一倍,而时效后的屈服强度达到975MPa。。。Zhou制备的Cu-1.5Ti0.3Fe和Cu-1.5Ti-0.5Fe合金的导电率别离达到了21.64%IACS和22.30%IACS。。。

5、优化工艺

在铜合金的钻研中,高强度和高导电性之间的矛盾持久存在。。。目前,钻研的重点是若何在维持强度的同时提高导电率,或者在不降低导电率的基础上加强强度。。。已有部门技术正处于钻研阶段。。。

5.1氢气时效

固然钛在铜固溶体中会降低电导率,但在含氢空气中进行时效处置后,电导率却可能增长[3,6,54]。。。高电导率的提升重要是由于在氢空气中时效处置后,基体相中的Ti浓度降低,使得晶格参数更靠近于纯铜,从而削减了电阻。。。在氢气空气中时效后,Cu-Ti合金的电导率显著提高[55],可达到真空时效的3倍以上。。。这是由于在时效过程中,形成了藐小分散的α-Cu4Ti沉淀物,其形成方式与在真空中时效类似。。。进一步时效时,会形成钛氢化物(δ-TiH2)颗粒,而部门α-Cu4Ti沉淀物则会隐没。。。相比真空时效,δ-TiH2沉淀更有效地降低了固溶体基质相中的Ti浓度,从而显著提高了电导率。。。Semboshi[55]对Cu-3at%Ti进行氢空气时效,其导电率从未时效的5.2%增长到48h时效后的66%,在氢空气下时效数小时便可将导电率提高至20%,远高于真空时效的最大导电率18%。。。

5.2离子注入

离子注入技术是一种通过高能离子辐照诱发点缺点的理论处置步骤。。。高能离子辐照过饱和合金会产生点缺点,如间隙和空位,推进溶质原子的扩散和偏析。。。

在低通量照射后Cu-Ti硬度增长,而在高通量下硬度险些维持不变[56]。。。硬度变动与通过弹性碰撞而非电子引发沉积的能量密度亲昵有关。。。辐照试样中没有发现任何Ti团簇,这批注硬度的增长不是由于Ti团簇,而是由晶格缺点引起的。。。Semboshi[56]使用16MeV的金离子(Au5+)辐照了固溶处置的Cu-4.2at%Ti样品,在离子通量达到10~14ions/cm2时,样品硬度提高至195HV。。。

5.3等离子体氮化

等离子体氮化是一种高温理论化学处置步骤,通过氮离子与资猜中的亲氮元素反映,在资料理论形成氮化区,如氮化层或沉淀物。。。这通；崽岣咦柿系恼逵捕群湍湍バ。。。然而,由于铜自身含有极少的氮原子,难以形成氮化物,因而等离子氮化通常不合用于铜和铜合金的理论硬化。。。Nakata等在Cu-Ti二元合金中观察到了理论硬化景象[57],这重要是由于铜合金表

面含有大量亲氮合金元素Ti而形成了氮化层。。。理论化合物层的厚度随等离子氮化温度的升高而增长,从而加强了理论硬化成效。。。理论上僵硬的TiN和Cu3Ti3O使得理论硬度远高于基体合金,并显著改善了耐磨性。。。等离子氮化工艺是一种有前途的理论改性技术,出格合用于时效硬化的Cu-Ti稀合金。。。Semboshi[68]通过50%氮气和50%氢气空气下6h的等离子渗碳处置,将硬度为1.3GPa的固溶处置Cu-4%(摩尔分数)Ti样品基体硬度提高至1.6GPa,在1073K下,近理论硬度提高到3.5GPa,而在1123K下,近理论硬度达到了5.9GPa,理论硬度甚至达到了10GPa。。。

5.4等离子渗碳

等离子渗碳拥有处置功夫短、合用于复杂状态样品的利益。。。固然铜合金中的碳含量较低,不易形成碳化物,但对时效硬化Cu-Ti合金进行等离子渗碳处置可能在理论形成TiC和Cu3Ti3O层[59],显著提高理论硬度和耐磨韧性。。。在较高温度下的等离子渗碳处置睬形成更厚的硬质层,从而进一步加强理论硬化成效。。。

Semboshi[59]通过在11%甲烷和89%氢气空气下6h的等离子渗碳处置,将硬度为1.3GPa的固溶处置Cu4%(摩尔分数)Ti样品基体硬度提高至1.6GPa,在1073K下,理论硬度达到2.4GPa,而在1123K下,理论硬度提高到了3.6GPa。。。

6、结语

铜钛合金作为最有潜力代替铍青铜的资料,目前在钻研上获得了大量成就:

(1)铜钛合金的真空熔炼已经相当成熟,以放电等离子烧结为代表粉末冶金正利用于制备铜钛合金且阐发出优良的机能能;

(2)铜钛合金的强化工艺,可通过提高钛含量经过固溶时效处置以及冷变形得到机械机能优异的合金;

(3)为提高铜钛合金机能,由此发展起来了Cu-Ti-Co、Cu-Ti-Cr、Cu-Ti-Ni、Cu-Ti-C、Cu-Ti-Fe系等合金中,Cu-Ti-C与Cu-Ti-Fe系列相对强度和导电率较好。。。

(4)新的处置工艺正利用于铜钛合金,由于钛的个性为提高导电性可在含氢空气中时效。。。Cu-Ti合金表层的机械机能,

如硬度和耐磨性,能够通过离子注入、等离子体氮化和等离子体渗碳等技术来提高。。。

参考文件:

[1]RdzawskiZ,G?uchowskiW.MechanizmrozpaduprzesyconegostopuCu-Be[J].RudyIMetaleNiezelazne,2009,54(3):143-147.

[2]ChelariuRG,BejinariuC,BernevigMA,etal.Analysisofnon-sparkingmetallicmaterialsforpotentiallyexplosiveatmospheres[C]∥MATECWebofConferences.Paris:EDPSciences,2021,343:10014.

[3]SemboshiS,TakasugiT.Fabricationofhigh-strengthandhigh-conductivityCu-Tialloywirebyaginginahydrogenatmosphere[J].JournalofAlloysandCompounds,2013, 580:S397-S400.

[4]SemboshiS,HinamotoE,IwaseA.Age-hardeningbehaviorofasingle-crystalCu-Tialloy[J].MaterialsLetters,2014,131:90-93.

[5]SuzukiS,HirabayashiK,ShibataH,etal.Electricalandthermalconductivitiesinquenchedandagedhigh-purityCu-Tialloys[J].ScriptaMaterialia,2003,48(4):431- 435.

[6]SemboshiS,Al-KassabT,GemmaR,etal.MicrostructuralevolutionofCu-1at%Tialloyagedinahydrogenatmosphereanditsrelationwiththeelectricalconductivity [J].Ultramicroscopy,2009,109(5):593-598.

[7]NagarjunaS,BalasubramanianK,SarmaDS.Effectofpriorcoldworkonmechanicalproperties,electricalconductivityand microstructureofagedCu-Tialloys[J]. JournalofMaterialsScience,1999,34:2929-2942.

[8]ZhengYL,OuyangH,ChaoGH,etal.Researchprogressonhighstrengthandhighelasticitycopper-titaniumalloyforsubstitutingberyllium bronze[J].Nonferrous MetalsProcessing,2019,48(5):1-6(inChinese).

郑良玉,欧阳好,巢国辉,等.高强高弹代铍铜钛合金钻研进展[J].有色金属加工,2019,48(5):1-6.

[9]CuiZS,HuangL,MengXP,etal.Researchprogressofultrahigh-strengthcopper-titaniumalloys[J].MetallurgicalEngineering,2020,7:121(inChinese).

崔振山,黄岚,孟祥鹏,等.超高强铜钛合金的钻研近况[J].冶金工程,2020,7:121.

[10]NagarjunaS,SrinivasM,BalasubramanianK,etal.EffectofalloyingcontentonhighcyclefatiguebehaviourofCuTialloys[J].InternationalJournalofFatigue,1997,19(1):51-57.

[11]ZhangN,LiZH,JiangXY,etal.InfluenceofTicontentonagingprocessofCu-Tialloys[J].TransactionsofMaterialsand HeatTreatment,2016,37(3):36-40(inChinese).

张楠,李振华,姜训勇,等.Ti含量对Cu-Ti合金时效过程的影响[J].资料热处置学报,2016,37(3):36-40.

[12]KarakulakE.CharacterizationofCu-Tipowdermetallurgical materials[J].InternationalJournalofMinerals,Metallurgy,andMaterials,2017,24:83-90.

[13]HaoH,MoW,LyuY,etal.TheeffectoftraceamountofTiandWonthepowdermetallurgyprocessofCu[J].JournalofAlloysandCompounds,2016,660:204-207.

[14]RajkovicV,BozicD,DevecerskiA,etal.Characteristicofcoppermatrixsimultaneouslyreinforcedwithnano-andmicro-sizedAl2O3particles[J].MaterialsCharacterization,2012,67:129-137.

[15]RajkovicVM,Bo?icD,DevecerskiA,etal.StrengthandthermalstabilityofCu-Al2O3compositeobtainedbyinternaloxidation[J].RevistadeMetalurgia,2010,46 (6):520-529.

[16]Ru?icJ,Sta?icJ,RajkovicV,etal.Strengtheningeffectsinprecipitationanddispersionhardenedpowdermetallurgycopperalloys[J].Materials& Design,2013,49:746-754.

[17]XiyuL,FenghuanY,YiqinT,etal.Electricsparksinteringtechniqueanditsapplications[J].PowderMetallurgyTechnology,1992,10(3):189-194.

[18]ImaiH,ChenK Y,KondohK,etal.EffectofalloyingelementsonmechanicalpropertiesandelectricalconductivityofP/M copperalloysdispersedwithvapor-grown carbonfiber[J].ProcessingandPropertiesofAdvancedCeramicsandCompositesVII:CeramicTransactions,Volume252,2015:381-391.

[19]LloydJC,NeubauerE,BarcenaJ,etal.Effectoftitaniumoncopper-titanium/carbonnanofibrecompositematerials[J].CompositesScienceandTechnology,2010,70(16):2284-2289.

[20]EzeAA,JamiruT,SadikuER,etal.Effectoftitaniumadditiononthemicrostructure,electricalconductivityandmechanicalpropertiesofcopperbyusingSPSforthepreparationofCu-Tialloys[J].JournalofAlloysandCompounds,2018,736:163-171.

[21]DattaA,SoffaWA.ThestructureandpropertiesofagehardenedCu-Tialloys[J].ActaMetallurgica,1976,24(11):987-1001.

[22]SoffaWA,LaughlinDE.High-strengthagehardeningcopper-titaniumalloys:redivivus[J].ProgressinMaterialsScience,2004,49(3-4):347-366.

[23]CornieJA,DattaA,SoffaW A.AnelectronmicroscopystudyofprecipitationinCu-Tisidebandalloys[J].MetallurgicalTransactions,1973,4:727-733.

[24]LebretonV,PachoutinskiD,BienvenuY.AninvestigationofmicrostructureandmechanicalpropertiesinCu-TiSnalloysrichincopper[J].MaterialsScienceandEngineering:A,2009,508(1-2):83-92.

[25]MiyazakiT,YajimaE,SugaH.Influenceofstructuralmodulationontheyieldstressofcopper-5at%titaniumalloy[J].TransactionsoftheJapanInstituteofMetals,1971,12(2):119-124.

[26]TsujimotoT.AnX-raystudyontheagingprocessofaCu-4%Tialloy[J].TransactionsoftheJapanInstituteofMetals,1977,18(5):393-402.

[27]LaughlinDE,CahnJW.Spinodaldecompositioninagehardeningcopper-titaniumalloys[J].ActaMetallurgica,1975,23(3):329-339.

[28]ChuistovKV.Copper-titaniumsolidsolutionsareanewgenerationofhigh-strengthage-hardeningalloys[J].Успехифизикиметаллов,2005,6(1):55-103.

[29]BatraIS,DeyGK,KulkarniUD,etal.OnthesequenceofclusteringandorderinginameltspunCu-Tialloy[J].MaterialsScienceandEngineering:A,2003,360(1-2):220-227.

[30]BorchersC.CatastrophicnucleationduringdecompositionofCu-0.9at.% Ti[J].PhilosophicalMagazineA,1999,79(3):537-547.

[31]RdzawskiZ,StobrawaJ,G?uchowskiW,etal.ThermomechanicalprocessingofCuTi4alloy[J].JournalofAchievementsinMaterialsandManufacturingEngineering,2010,42(1-2):9-25.

[32]NagarjunaS,SrinivasM,BalasubramanianK,etal.OnthevariationofmechanicalpropertieswithsolutecontentinCu-Tialloys[J].MaterialsScienceandEngineering:A,1999,259(1):34-42.

[33]EcobRC,BeeJV,RalphB.Thecellularreactionindilutecopper-titaniumalloys[J].MetallurgicalTransactionsA,1980,11:1407-1414.

[34]NagarjunaS,BalasubramanianK,SarmaDS.Effectofpriorcoldworkonmechanicalpropertiesandstructureofanage-hardenedCu-1.5wt%Tialloy[J].JournalofMaterialsScience,1997,32:3375-3385.

[35]NagarjunaS,BalasubramanianK,DsS.EffectsofcoldworkonprecipitationhardeningofCu-4.5mass%Tialloy[J].MaterialsTransactions,1995,36(8):1058-1066.

[36]KrishnaSC,RaoGS,JhaAK,etal.AnalysisofphasesandtheirroleinstrengtheningofCu-Cr-Zr-Tialloy[J].JournalofMaterialsEngineeringandPerformance,2015,24:2341-2345.

[37]AkitaT,KitagawaK,KitaK,etal.HighperformanceofmechanicalandelectricalpropertiesofCu-Cr-ZralloysheetsproducedbyARBprocessandadditionalthermomechanicaltreatment[C]∥JournalofPhysics:ConferenceSeries.UK:IOPPublishing,2010,240(1):012119.

[38]RameshS,NayakaHS,AnneG,etal.InfluenceofcoldrollingprocessonmicrostructureandmechanicalpropertiesofCu-1.5% Tialloy[C]∥AIPConferenceProceedings.USK:AIPPublishing,2018,1943(1):020055.

[39]DutkiewiczJ.Electronmicroscopestudyoftheeffectofdeformationonprecipitationandrecrystallizationincopper-titanium alloys[J].MetallurgicalTransactionsA,1977,8:751-761.

[40]SajiS,HornbogenE.CombinedrecrystallizationandprecipitationreactionsinaCu-4wt.%Ti-alloy[J].InternationalJournalofMaterialsResearch,1978,69(12):741- 746.

[41]WangF,LiY,WakohK,etal.Cu-Ti-Calloywithhighstrengthandhighelectricalconductivitypreparedbytwostep ball-millingprocesses[J].Materials&Design,2014,61:70-74.

[42]HuangF,YuFX,FengGB,etal.Developmentandapplicationofhighstrengthandhighelasticitycopper-titaniumalloys[J].SpecialCasting&Nonferrousalloys,

2020,40(5):502-506(inChinese).

黄富,余方新,冯桄波,等.高强铜钛合金的发展与利用[J].特种铸造及有色合金,2020,40(5):502-506.

[43]NagarjunaS,SharmaKK,SudhakarI,etal.AgehardeningstudiesinaCu-4.5Ti-0.5Coalloy[J].MaterialsScienceandEngineering:A,2001,313(1-2):251-260.

[44]BatraIS,LaikA,KaleGB,etal.MicrostructureandpropertiesofaCu-Ti-Coalloy[J].MaterialsScienceandEngineering:A,2005,402(1-2):118-125.

[45]MassalskiTB,OkamotoH,SubramanianP,etal.Binaryalloyphasediagrams[M].Vol.1.No.2.MetalsPark,OH:AmericanSocietyforMetals,1986.

[46]MarkandeyaR,NagarjunaS,SarmaDS.PrecipitationhardeningofCu-Ti-Cralloys[J].MaterialsScienceandEngineering:A,2004,371(1-2):291-305.

[47]MarkandeyaR,NagarjunaS,SarmaDS.EffectofpriorcoldworkonagehardeningofCu-4Ti-1Cralloy[J].MaterialsScienceandEngineering:A,2005,404(1-2):305-313.

[48]LiuJ,WangX,GuoT,etal.MicrostructureandpropertiesofCu-Ti-Nialloys[J].InternationalJournalofMinerals,Metallurgy,andMaterials,2015,22:1199-1204.

[49]MichelsHT,CadoffIB,LevineE.Precipitation-hardeninginCu-3.6wtPCTTi[J].MetallurgicalandMaterialsTransactionsB,1972,3:667-674.

[50]KonnoTJ,NishioR,SemboshiS,etal.AgingbehaviorofCu-Ti-Alalloyobservedbytransmissionelectronmicroscopy[J].JournalofMaterialsScience,2008,43(11):3761-3768.

[51]DehmG,ThomasJ,MayerJ,etal.FormationandinterfacestructureofTiCparticlesindispersion-strengthenedCualloys[J].PhilosophicalMagazineA,1998,77(6):1531-1554.

[52]RouxelB,CayronC,BornandJ,etal.Micro-additionofFeinhighlyalloyedCu-Tialloystoimprovebothformabilityandstrength[J].Materials&Design,2022,213:110340.

[53]ZhouM,JingK,HuH,etal.HeattreatmenteffectsonmicrostructureandpropertiesofCu-Ti-Fealloys[J].MaterialsScienceandEngineering:A,2024,892:146068.

[54]SemboshiS,KonnoTJ.EffectofaginginhydrogenatmosphereonelectricalconductivityofCu-3at.%Tialloy[J].JournalofMaterialsResearch,2008,23(2):473-477.

[55]SemboshiS,NishidaT,NumakuraH.MicrostructureandmechanicalpropertiesofCu-3at.%Tialloyagedina hydrogenatmosphere[J].MaterialsScienceandEngineering:A,2009,517(1-2):105-113.

[56]UeyamaD,SemboshiS,SaitohY,etal.ModificationofmicrostructureandhardnessforCu-Tialloybymeansof 

energeticionbeamirradiation[J].NuclearInstrumentsandMethodsinPhysicsResearchSectionB:BeamInteractionswithMaterialsandAtoms,2014,341:53-57.

[57]NakataK,MakishiT,ToumotoK,etal.SurfacehardeningofCualloysbyplasmanitridingprocess[J].JournalofTheSurfaceFinishingSocietyofJapan,1993,44(11): 944-949.

[58]SemboshiS,KimuraS,IwaseA,etal.Surfacehardeningofage-hardenableCu-Tidilutealloysbyplasmanitriding[J].SurfaceandCoatingsTechnology,2014,258:691- 698.

[59]SemboshiS,IwaseA,TakasugiT.Surfacehardeningofage-hardenableCu-Tialloybyplasmacarburization[J].SurfaceandCoatingsTechnology,2015,283:262-267.