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金基合金具有优异的导电性能、耐腐蚀性能和化学稳定性，且材料表面不易生成氧化物、硫化物或有机物薄膜，这些特性使得金基合金常用于航空发动机的电接触摩擦副。但金基合金常规强化方法会使金基合金强度提高的同时导电性能下降，这一问题降低了电接触摩擦副的导电传输效率。因此，如何提高强度的同时保持较高的导电率，是目前需解决的关键问题。
研究表明，有两种方法可实现金基合金的高强高导性能，一是采用二次时效处理促进第二相粒子析出，增强对位错的钉扎作用，使合金强度提高［1–2］，且增加第二相析出能够降低合金内部溶质的含量，减少电子的散射几率，使得导电性上升；二是大塑性变形促进孪晶的形成［3–4］，由于孪晶界能够阻碍位错运动，使得合金强度提高，并且与普通晶界相比孪晶界对电子散射作用小，因而孪晶具有更优异的导电性能［5］。本文基于以上两个途径，提出了采用固溶处理+二次时效+冷变形（SSC）和低温塑性变形（LTPD），两种新制备工艺，并对两种方法进行了文献综述，以期为高强高耐磨高导金基合金的研发提供有益的参考。
金基合金是以金为主要成分的合金，添加不同合金元素会对Au的强度及导电性产生不同的影响，如Cu，Ag，Pd，Pt，Ni，Co等元素能够提高金基合金强度，Co，Fe，Nb，Ti，V等元素导致合金电阻率大幅增加，而Ag，Cu，Pd等元素对金基合金的电阻率影响相对较小［6］。常见的金基合金主要包括二元系Au-Cu，Au-Ni，Au-Ag合金，三元系Au-Ag-Cu，Au-Ni-Cu，Au-Ni-In合金及多元合金AuCuPtAg，AuCuPtAgZn，AuCuPtPdNiRh等［7–8］。
金基合金具有面心立方晶体结构，组织结构随加入元素和温度的变化而发生变化，如Au-Cu-Ni合金在Ni含量小于7%时，随着Ni含量的增加，AuCuI的生成温度降低，AuCuI有序相生成区域减小，在Ni含量大于7%时出现富Ni相且随着Ni含量增加形成AuCuI有序相和富Ni相共存的状态［9］。Au-Cu-Pd合金经过时效处理后，存在Au3Cu和AuCuI有序相共存的情况，且Pd元素超过1.0%（摩尔分数），能消除长程有序相AuCuII［10］。Au-20Ag-30Cu合金在730~795 ℃时为单向固溶体，当温度在730 ℃时过饱和固溶体形成面心立方富Cu相和面心立方富Ag相，当温度降低到371 ℃时发生无序－有序转变［11］。
金基合金的制备方法主要有熔铸法和粉末冶金法，工业生产中以熔铸法为主。Xie等［12］采用真空电弧熔炼法制备了70% Au，20% Ag和10% Cu的AuAgCu合金。Markovic等［13］以电解铜粉和金粉为原料，采用粉末冶金技术制备了Cu-11.4Au合金。虽然粉末冶金法可以减少成分偏析现象［14］，但容易出现密度低和气孔率高等问题［15］。
金基合金硬度通常在HV 150~350之间，电导率为20 μΩ·cm左右。Ning［16］研究了Ni含量对Au-Ni-Cr三元合金性能的影响，当Ni含量为1%时抗拉强度和硬度分别为400 MPa和HV 120，当Ni含量增加到9%时，抗拉强度和硬度分别为570 MPa和HV 210。Surya等［17］制备了热沉积超薄Au-Ag-Au三层薄膜，薄膜的导电率为1.34×105Ω·cm−1，载流子浓度为2.48×1023 cm‒3和迁移率为3.4 cm2·V‒1·s‒1。
金基合金广泛应用于电接触材料、精密电阻材料以及键合丝等领域。金基电接触材料有Au-Ni系、Au-Ni-Cu系和Au-Cu系等。金基精密电阻合金有AuCr系、AuAgCu系、AuPdFe系。徐红［18］研究的Au-7.5Ni-10Cu具有高强度和高耐磨性能，已成功用于航天发动机的电接触摩擦副。张昆华等［19］制备的AuCuPtPdNiRh合金具有优异的耐磨性和导电性能，已成功应用于继电器中。
金基合金中，强度与导电性往往呈现出负相关关系，其主要原因是金基合金的强化会导致电子散射几率增加，使得导电性能下降。
Volkov等［20］对Cu-56Au合金进行了机械拉伸试验，拉伸后合金位错密度提高，强度显著提高。付全等［21］研究了Au-25Pt合金的加工硬化行为，图1显示在变形量<30%时随着变形量增加硬度明显提高，变形量>30%后硬度变化较小。通过形变强化，使晶粒中位错密度增加，导致位错之间的相互作用增强，从而使材料的强度提高。Tian等［22］研究了Au/Ag多层复合材料的电阻率，结果表明，电阻率随着变形量的增加而增加，电阻率由2.7 Ω·m升至3.5 Ω·m。刘熔［23］对Au-20Ag-10Cu导电性进行了分析，结果表明随着变形量的增大，电导率由7.4 MS·m−1逐渐下降至6.77 MS·m−1。因此，位错能够明显提高金基合金的强度，但位错也会散射导体中的自由电子，导致导电性下降。
Saradesh和Vinodkumar［24］对22K金的微观组织进行了研究，发现加入微量的Ti能够有效细化22K金的组织，在Ti含量为0.1%时细化效果最好，可将铸态粗等轴晶粒转化为细等轴晶粒，从而提高强度。Zhang和Li［25］采用电磁搅拌技术对Au-Cu合金的枝晶组织和硬度进行了分析，结果表明电磁搅拌能够明显细化枝晶组织，且在搅拌速度达到300 r·min‒1时硬度值达到最高HV 137。当晶粒尺寸减小时，单位体积内的晶粒数量增加，这样的结构增加了位错运动的阻碍效果，使得位错滑移更加困难，从而提高合金强度。
晶粒细化能够提高金基合金的强度，但晶粒细化会导致载流子的运动受到晶界的束缚，导致导电性下降。王子伊等［26］研究了Au-Ge钎料的时效组织与电阻率的关系，结果表明，晶粒越粗大，晶界面积越小，电子穿过晶界所遇到的阻力就越小，电阻率降低。周广学［27］对NiCr/Au复合薄膜电极的电阻率与Au膜溅射功率的关系进行了实验，结果表明随着Au膜晶粒尺寸的减小，NiCr/Au复合薄膜的导电性能逐渐降低。这是因为，小晶粒中的晶界和缺陷比例更高，这些晶界和缺陷对载流子散射的影响很大，从而降低了电导率。
肖雨辰等［28］研究了Au-Ag键合界面的可靠性，通过高温偏压寿命测试后，Au与Ag之间的扩散加剧，产生固溶强化效应，使得强度提高。Kim等［29］对Ag-20Pd-12Au-14.5Cu合金进行1123 K固溶处理后，其机械强度显著提高。金基合金的固溶强化主要受两个因素影响：一是金原子与微量合金元素的原子质量比例，二是金原子半径与合金元素半径相对之差，溶质原子与金的质量比越大，合金固溶强化效果越好［30］。
固溶强化能够提高金基合金的强度，但随着溶质原子含量增加，电子散射几率增加，导致导电性下降。秦超［31］研究了Au-20Ag-10Cu合金固溶处理后导电率的变化，结果表明，固溶处理后Ag和Cu原子渗入Au组织中，形成过饱和固溶体，而导致晶格畸变，溶质原子的存在增强了电子的散射现象，使得导电性能下降。杨成［32］研究了不同Ni含量对Au-Ni薄膜电阻率的影响，结果表明，随着镍含量的增加，Au-Ni合金的电阻率也增加。主要原因是镍元素溶解在金薄膜过程中，引起晶格畸变，并产生大量缺陷，从而阻碍了电子的移动。固溶处理能通过引起晶格畸变而产生强化效果，但晶格畸变会导致Au的内部组织形成大量的缺陷和溶质原子的阻碍，共同引起电子运动受阻，从而导致导电性能的下降［33］。
金基合金的常规强化方式通常会导致导电性能的下降，因此为达到金基合金高强高导的目的，需寻找既能提高合金的强度，又使导电性损失较小的工艺。
金基合金的强度与导电性常存在负相关关系。因此，在提升强度的基础上改善导电性，具有重要的意义。通过促进第二相析出和孪晶的形成，可以达到金基合金的高强高导的目的。
合金元素通过高温固溶进入基体中，然后迅速冷却形成过饱和固溶体，再经时效处理后获得弥散析出的沉淀相粒子，这些第二相粒子通过阻碍位错运动而强化合金，同时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［34–35］。金基合金的第二相主要包括AuCuI，AuNi，Au2Pb相等。
在第二相析出提高合金强度方面，Seol等［36］研究了Au-Ag-Cu-Pd合金的时效硬化过程，结果表明随着时效时间的增加合金硬度逐渐提高，母相转化为富银α1和富银AuCuI相，合金在400 ℃/200 min后硬度值达到最大值HV 280左右。Markovic等［37］研究了热处理过程中Cu-11.4Au合金的时效硬化过程，结果表明在250 ℃/1.5 h时效处理后显微硬度达到最大值HV 195。因此，经过时效处理后第二相析出含量增加，合金强度显著提高。
在第二相析出降低溶质原子对自由电子的散射作用、进而提高合金的导电性方面，Hernandez等［38］研究了AuCuPd的相变过程，表明时效温度在500~600 K时电阻率逐渐下降，在600 K左右电阻率达到最低。卢绍平［39］研究了AuCuPtAgM合金时效过程的性能变化规律，随着时效时间的延长，母相转化为了Au3Cu相，合金强度明显提高，而电阻率逐渐下降，并保持在15.32~21.99 μΩ·cm之间，如图2所示。以上研究表明，促进合金第二相析出导电性能也明显改善。
因此，促进第二相析出对于提升金基合金的强度和导电性是非常有益的。
孪晶是指两个晶体沿一个公共晶面构成镜面对称的位向关系，这两个晶体就称为孪晶。孪晶界可以阻碍位错移动，导致位错线局部弯曲和扭转，这种弯曲和扭转会增加位错线周围的应变能，从而增加位错移动的阻力，使得合金强度提高［40–41］。同时，与普通晶界相比孪晶界对电子散射作用更小，因此孪晶具有更优异的导电性能［42］。
孪晶界阻碍位错运动，从而提高材料的强度。Gwak等［43］对有纳米孪晶的多孔Au和无纳米孪晶的多孔Au强度进行了比较，研究表明有纳米孪晶的多孔Au拉伸强度为87.5 MPa，无纳米孪晶的多孔Au拉伸强度仅为27.4 MPa。Wang等［44］对不同孪晶含量的Au纳米线进行了原位拉伸试验，高密度孪晶的Au纳米线极限抗拉强度高达3.12 GPa，比不含孪晶的Au纳米线的抗拉强度1.43 GPa高出一倍多。这表明具有孪晶结构的合金，强度可以得到明显提高。
孪晶的导电性能良好，是因为孪晶界的电子散射系数比普通晶界的电子散射系数低一个数量级［45］。Chuang等［46］在Ag-8Au-3Pd丝中制备了退火孪晶并对合金的性能进行了分析，表明随着时效时间延长，Ag-8Au-3Pd合金的退火孪晶数量增多，合金强度明显提高，而导电性能保持不变。Lu等［47］采用粗晶铜和纳米铜比较抗拉强度和电导率，图3显示孪晶铜屈服强度高达900 MPa，极限抗拉强度高达1068 MPa，电阻率却与粗晶粒铜电阻率相接近。根据上述理论，促进孪晶组织形成能保持良好的导电性能。
以上研究表明，孪晶具有较高强度和导电性，主要是因为孪晶界对位错的阻碍更大、对电子的散射能力更弱，因此可通过促进孪晶的形成，有望实现强度和导电性的平衡。
基于上述理论可通过增加第二相析出和促进孪晶组织形成来实现强度及导电性的平衡。本章提出了固溶处理+二次时效+冷变形（SSC）和低温塑性变形（LTPD）促进孪晶生成两种新工艺，并对两种方法的可行性进行了文献综述。
前述研究表明，增加第二相析出，减少基体中的溶质含量，能提高金基合金的强度和导电性。基于此，本文提出了固溶处理+二次时效+冷变形工艺。合金固溶后通过淬火处理，形成过饱和固溶体，再经过两次时效过程，促进第二相粒子析出长大，增强对位错的钉扎作用，最后通过室温冷变形工艺引入对导电性影响较小的位错，使合金强度进一步提高。此外，随着第二相的析出长大，基体中的过饱和溶质原子持续析出，降低了溶质原子对电子的散射效应，促使导电性能提高，从而实现金基合金的高强高导。
二次时效可有效增加第二相析出含量，降低基体溶质含量。Guo等［48］对二次时效后的Al-Cu-Mg-Ag合金的组织和性能进行了研究，发现二次时效后合金中的Ω相呈细小均匀分布，θ'相发生明显长大，析出相含量明显增加。Sun等［49］研究了高强高导CuCrZr合金，在低温轧制前于873 K退火处理，使溶质Cr从基体中析出，合金的导电性能提升。因此，二次时效通过延长时效时间，能够增加合金第二相粒子析出含量，同时降低合金内部溶质含量。
通过冷变形工艺引入对导电性能影响较小的位错。Guan等［50］对比了拉伸时效后Al-Sc-Zr合金的固溶原子、析出相、冷变形对合金导电率的贡献，图4显示，相比于溶质原子对导电性的影响，冷加工变形对合金的导电性能影响非常小，仅有0.5%。以上研究表明，冷变形能够引入位错，使得合金强度明显提高，且对合金导电性能影响非常小。
目前高强高导工艺研究较多的是铜、铝合金，并未发现利用二次时效工艺调控金基合金高强高导性的报道。二次时效导致铝、铜合金高强高导的机制是增加第二相析出含量，减少合金内部溶质含量，从而减少溶质原子对电子的散射，因此二次时效理论上也可实现金基合金导电性的提升。
前文研究表明，孪晶的形成可以提高金基合金的强度和导电性。基于此，本文提出基于低温塑性变形引入大量孪晶组织的金基合金高强高导思路。金基合金在液氮温度进行塑性变形，相比于常温，由于原子迁移速率的下降，滑移变得更加困难，从而使孪生成为优先的变形机制［51］。随着变形量的增加，位错增殖及运动受阻，促使晶粒发生孪生变形而形成大量孪晶，从而实现金基合金的高强高导。
在低温变形孪晶研究方面，Venables［52］指出面心立方金属材料需在低温条件下才能形成孪晶。Zhang等［53］采用低温塑性变形法制备了Cu-Ag合金，变形后出现大量纳米孪晶组织。因此，说明了低温变形能够促进面心立方金属材料形成孪晶组织。
此外，孪晶的形成还与金属的堆垛层错能有关，高层错能倾向于促进位错滑移，而低层错能则有利于孪晶的形成［54］。Lee等［55］和周劲松和杨德庄［56］的研究表明，当堆垛层错能小于25 mJ·m‒2时，有利于孪晶的形成。Holm等［57］计算了面心立方金属Au，Al，Ni和Cu的堆垛层错能、晶格常数和体积模量（表1），得出Au的堆垛层错能（30.7 mJ·m‒2）比铜的堆垛层错能（44.4 mJ·m‒2）小，同时，堆垛层错能会随着添加元素的增加而下降［58］。因此，金基合金的堆垛层错能比Cu合金低，更有利于促进孪晶组织的形成。
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