1 引言

Cu–Ag 合金因其高强高导机制，在强磁场导体领域具有重要应用价值。Cu–Ag 合金中析出相所产生的强化效应远超简单混合规则的预测^[1-6]。通过合理的组织设计（如 Ag 含量调控、取向组织构建及纤维化强化），可在一定条件下实现强度与电导率的协同优化 ^[7]。因此，系统研究 Cu–Ag 合金的微观组织演化规律、析出相及其纤维化机制，研究微观组织变化对力学和电学性能的影响，对提升高导电材料的强度具有重要的科学意义和工程价值。

根据 Cu–Ag 二元相图，Ag 在 Cu 中的最大固溶度约为 8 wt%，且随温度降低迅速减小，在室温下两者几乎不互溶。当 Ag 含量低于 6 wt% 时，合金在铸态及固溶态主要以单一富 Cu 固溶体存在，第二相体积分数极低。此类低 Ag 含量合金需通过固溶加时效处理析出第二相，以降低 Cu 基体中的溶质Ag含量，实现基体“再纯化”，从而减小溶质散射对导电性能的不利影响；同时，析出相在后续塑性变形过程中可发生取向生长和纤维化，对合金起到关键的强化作用。

因此，低 Ag 含量 Cu–Ag 合金中析出相的类型、形貌及其演化行为，是决定合金强度电导率综合性能的核心因素。本文围绕 Ag 含量小于6 wt% 的Cu–Ag合金，系统综述析出相结构演化及其对力学和电学性能的影响规律，并展望低Ag含量条件下实现高强高导 Cu 合金的组织调控策略与发展趋势。

2 低Ag含量Cu–Ag合金的析出相结构

当 Ag 含量低于Cu基体中的最大溶解度（约 8 wt%）时，Cu–Ag合金需通过沉淀处理获得强化效果。根据析出机制和空间分布特征，Ag的析出主要表现为两种基本形式：不连续析出（discontinuous precipitation, DP）和连续析出（continuous precipitation, CP），其典型形貌分别如图 1(a)与图1(b)所示^[1]。

DP 通常在晶界处形核，并以胞状反应的方式向晶内推进，在转变区形成由富 Ag 相和富Cu相交替排列的层状组织；而 CP 则在晶粒内部通过体扩散方式形核和长大，形成弥散分布的纳米级颗粒或短棒状析出物。两种析出形式在形成机理、动力学特征及对材料性能的影响方面存在显著差异，其主要区别如表 1 所示^[2,3]。

表1.不连续析出与连续析出影响因素和机制[2,3]

从热力学角度看，固溶体中溶质原子的过饱和度是析出相形核的主要驱动力^[4]，而析出相与基体之间的界面能构成重要的形核能垒^[5]。析出相的形貌和取向往往沿着降低系统总弹性应变能的方向演化^[6]。体缺陷（如空位、位错和晶界）均可作为析出相的潜在形核位置，但其空间密度和能量状态存在显著差异。

晶界是DP的主要形核位置，其异质形核能垒比晶内形核势垒低，但晶界数量有限，使得 DP 的转变范围受到明显限制；晶内大量位错、空位团及亚晶界为CP提供了形核位点，其形核位点密度远高于 DP。当过饱和固溶体在晶内析出的体积分数较大时，饱和度降低对Ag的驱动力变小对DP产生强烈的抑制作用，该抑制效应通常强于单纯的晶界钉扎机制^[7]。仅当 DP 的体积分数达到足以显著减少可供转变的自由体积时，DP 才会反向抑制 CP 的形成。

固溶体的过饱和度和时效温度是DP发生的必要条件，当这两个变量发生变化时，析出形态在连续、混合和不连续析出之间多次转变^[8]。由于CP与DP之间的竞争关系，即使微小的工艺参数变化（如时效温度、保温时间或预变形程度）也可能导致最终显微组织产生本质差异^[9]，表现为 DP的转变比例、层片间距及尺度分布的显著变化。

3 析出相调控机制

固溶处理后快速冷却（淬火）可以获得饱和度高的过饱和α-Cu固溶体，经时效处理，过饱和固溶体中的Ag原子以纳米级Ag颗粒的形式析出，形成富Ag，这些弥散析出相会阻碍位错运动显著提高合金的屈服强度和加工硬化能力。

析出行为受空位浓度和扩散动力学控制，表2给出了Ag在Cu基体中200–400 ℃ 等温时效过程中^[7]，空位在晶粒内部扩散速度较快，而时效温度与均匀化温度下的平衡空位浓度差异较小，使得空位过饱和度不足以稳定形成大量空位团，从而限制了CP的形核数量。在低温条件下，Ag 的体扩散系数较低，而晶界扩散速率远高于体扩散，使得Ag原子优先在晶界富集，增强DP 的发生倾向。

表2.空位过饱和及Ag在Cu基中的扩散系数

当时效温度从 400 ℃ 升高至 600 ℃ 时，DP 转变区域的晶粒比例显著变化^[10]：低温区（400 ℃）：体扩散受限，CP 受抑制，DP 通过晶界扩散成为主要转变方式；中温区（440-450 ℃）：DP 比例下降，CP 占主导，该温度区间内均匀形核势垒与 DP 异质形核势垒的比值较小，且空位过饱和度适中，有利于晶内连续析出；高温区（600 ℃）：空位平衡浓度接近淬火态空位浓度，空位过饱和度降低，晶内 CP 形核位点减少，DP 再次变得相对容易发生。

从时效时间来看：时效时间在15 min以内，DP生长比例较低，晶界处存在链状Ag纳米颗粒，其周围的不连续析出胞较少，晶内连续析出的Ag颗粒数量密度高、尺寸小（2-5 nm）；随时效时间延长，反应前沿向晶体内部扩展，DP 转变区域显著扩大，且部分早期形成的CP区域可能被DP的转变前沿逐步吞噬，说明DP生长对晶界扩散和时间尺度的高度依赖性。

4 纤维相结构及其形成机制

高Ag（15-30wt%）含量的Cu–Ag合金，由于溶解度有限，在铸态下形成大量的共晶组织。塑性变形过程中，枝晶与共晶团沿着变形方向形成共晶纤维。Cu枝晶间的Ag 相尺度较小，纤维强化强于晶粒细化强化，所以当Cu–24 wt.% Ag 合金塑性变形纤维化后获得极高的强度^[11]。但连续网状共晶结构对传输电子产生显著散射，导致导电率明显下降。当Ag 析出相的平均宽度减小至约2 nm，Cu/Ag界面从非共格界面向共格界面转变，其对电子的散射能力显著减弱，有利于导电性能的保持。

相比之下，低Ag含量Cu–Ag合金中共晶组织极少，传统共晶纤维强化机制难以发挥作用。因此，通过析出强化实现基体纯化，并在塑性变形过程中诱导析出相的取向生长和纤维化，是低Ag合金获得高强度的关键途径。未变形状态下，晶内析出相多呈球状或短棒状；经冷轧或拉拔后，这些析出相可沿变形方向被拉长，逐渐演化为纳米级纤维结构。塑性变形不仅改变了析出相的几何形态，还引入了高密度位错、亚晶界和堆垛层错，使得析出相的形核及生长机制有较大的影响。并且冷变形增加大角度晶界的数量和界面起伏，促进不连续析出形核，又为溶质元素提供了扩散通道，加速了DP转变过程。

特定方向的变形诱导的 堆垛层错可作为 Ag 析出相的形核基底，使析出物沿特定取向（如 <110>）生长^[12,13]。并且当 Cu/Ag 交替的层状结构被细化至纳米尺度时（类似于钢中珠光体结构），通过片层间距及适当的长径比可以显著提高材料的强度。

5 析出强化研究进展

综合现有研究可知，析出强化可通过时效和塑性变形协同实现，而二者对析出行为的影响具有明显的双向性，其最终效果取决于储存应变能是否补充析出相形成所需的驱动力。Bonvalet 等^[7]通过实验定量证明，共格应变是 DP 的重要驱动力之一，可解释转变前沿反应速度随外加应力变化的规律。外部参数（如应力、应变及合金化元素添加）均可通过改变驱动力和界面能，调控 DP 的形核、生长动力学及形貌演化^[14]。

Boumer^[15]通过Cu-5Ag的变形均匀性指出均匀变形可提高 DP 速率，反之则可能抑制其发生。近些年，研究者逐渐认识到CP与DP并非简单的“优劣对立”，在Cu–Ni–Si ^[16, 17] 体系中发现，在CP与DP 共存的合金中，DP区域在冷加工过程中承受更大变形，表现出更高的加工硬化能力，而不显著牺牲导电性。并且Wang 等^[10]对Cu–8Ag的时效研究中指出，CP相比DP具有更高的强化效率。基于此，An 等^[18]在Cu–6 wt% Ag中添加微量Sc元素发现，Sc的加入能够有效降低晶界的界面能并抑制DP长大，使抗拉强度提高约24%；Xie 等^[5]通过诱导高密度DP纤维并构建异质晶粒结构，实现异质变形诱导（HDI）强化和异常高强度。

冷变形与热处理可以调控析出行为，改善析出相的形态、尺寸、分布和取向来优化 Cu–Ag合金的力学性能。但Cu–Ag 合金的强化机制高度复杂，单一组织特征难以全面解释其性能演化规律。当Ag含量、变形路径和热处理温度和时间发生变化时，析出相的结构和纤维取向同时发生强烈的变化。因此，从多尺度组织演化角度系统理解析出行为、纤维结构及其对力学和电学性能的耦合影响，是进一步提升低Ag含量 Cu-Ag合金综合性能的关键。

总结

微小的工艺参数变化即可导致析出形态在连续、混合及不连续析出之间发生转变，低温时效因体扩散受限更易发生晶界主导的不连续析出；中温区间连续析出占优；高温条件下连续析出形核受限，不连续析出可能再次增强。随时效时间延长，不连续析出的转变区域逐步扩大并可能吞噬早期形成的连续析出区域。塑性变形通过引入高密度位错、亚晶界和堆垛层错，显著改变析出相的形核机制和生长动力学，是调控析出行为和组织形态的重要手段。与高Ag含量合金依赖共晶纤维强化不同，低Ag含量Cu–Ag合金主要依靠析出强化与变形诱导纤维强化的协同作用，在保持较高电导率的同时显著提升力学性能。

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