許斯洋，李英龍，蔡志輝，丁 樺

(東北大學(xué) 材料科學(xué)與工程學(xué)院，沈陽(yáng) 110819)

彈性銅合金具有優(yōu)良的導(dǎo)電性、導(dǎo)熱性、彈性以及抗疲勞、耐腐蝕性等性能，被廣泛應(yīng)用于接插件、開(kāi)關(guān)、接觸彈簧、端子元件和轉(zhuǎn)換器等.其中，應(yīng)用最為廣泛的是鈹青銅，其綜合性能優(yōu)異，可用于各種高級(jí)彈性元件和電子元件的制備[1].但由于鈹青銅生產(chǎn)成本高、Be元素具有毒性且在生產(chǎn)過(guò)程中對(duì)人體以及環(huán)境有害、加工過(guò)程苛刻以及不宜在200 ℃以上使用等缺點(diǎn)，使其生產(chǎn)與應(yīng)用受到了限制.

近年來(lái)，人們對(duì)于鈹青銅的替代品做了大量的研究工作，開(kāi)發(fā)了一系列鈹青銅替代合金，包括Cu-Ti、Cu-Ni-Sn、Cu-Ni-Mn、Cu-Ni-Al以及Cu-Ni-Cr等合金系，并得到一定的應(yīng)用[2].依照銅合金的強(qiáng)度及其彈性模量，以鈹青銅和錫磷青銅的抗拉強(qiáng)度及彈性模量為衡量標(biāo)準(zhǔn)，可將彈性銅合金分為高彈、中彈及低彈3類(lèi)[3-4].其中，高強(qiáng)高彈銅合金具有高強(qiáng)度、高彈性，在儀器儀表、電器元件等行業(yè)需求量巨大，國(guó)內(nèi)與國(guó)外的研究水平尚有差距.本文介紹了國(guó)內(nèi)外高強(qiáng)高彈銅合金研究近況，并對(duì)該類(lèi)合金的未來(lái)發(fā)展方向進(jìn)行展望.

1 國(guó)內(nèi)外高強(qiáng)高彈銅合金研究近況

1.1 Cu-Be

傳統(tǒng)鈹青銅一般是在Cu中加入(質(zhì)量分?jǐn)?shù))0.2%～2.0%的Be元素，屬于時(shí)效強(qiáng)化型銅合金.由于鈹青銅綜合性能優(yōu)異，被廣泛應(yīng)用于彈性元件，是著名的彈性材料[2].鈹青銅依照特性可分為高強(qiáng)鈹青銅與高導(dǎo)鈹青銅兩類(lèi)，其中高強(qiáng)鈹青銅含Be 1.6%～2.0%，廣泛應(yīng)用于可靠連接器、耐用開(kāi)關(guān)、高靈敏度傳感器、高彈性接點(diǎn)以及高強(qiáng)彈簧等器件；高導(dǎo)鈹青銅(含Be 0.2%～0.6%)導(dǎo)電率更高、強(qiáng)度稍低，用于高溫連接器等器件[2].除傳統(tǒng)鈹青銅外，已開(kāi)發(fā)一些新型鈹青銅，并進(jìn)行了相關(guān)研究[5-8].

Guan等[5]將Cu-2.7Be冷軋板在不同溫度下退火，并研究其組織性能.結(jié)果表明，隨著退火溫度升高，平均晶粒尺寸以及∑3孿晶界分?jǐn)?shù)升高，退火后產(chǎn)生大量退火孿晶，并影響合金微觀結(jié)構(gòu)以及拉伸性能，再結(jié)晶織構(gòu)主要為S織構(gòu)和立方孿晶織構(gòu)({122}<212>)，孿晶邊界對(duì)于位錯(cuò)運(yùn)動(dòng)具有阻礙作用.

Zhu等[6]研究了Cu-2.7Be在熱交叉軋制中組織結(jié)構(gòu)的變化及織構(gòu)的演變，實(shí)驗(yàn)流程如圖1所示，拉伸試樣選取初始軋向、第二軋向及45°軋向.隨著道次的增加，板材的拉伸強(qiáng)度和屈服強(qiáng)度增加；試樣Schmid因子隨著道次的增加而降低并導(dǎo)致屈服強(qiáng)度增加.6道次后，合金內(nèi)銅型織構(gòu){112}<111>增多，而黃銅織構(gòu){110}<112>降低.熱交叉軋制可細(xì)化Cu-2.7Be合金內(nèi)的脆硬的第二相粒子，并降低了軋板的延展性；軋板的各向異性與第二相粒子的形狀與分布有關(guān)，軋制后板材的各向異性降低.

圖1 交叉軋制實(shí)驗(yàn)過(guò)程示意圖Fig.1 Schematic diagram of the experimental procedure注：如箭頭所示，6次軋制過(guò)程中每經(jīng)過(guò)1次軋制，將試樣旋轉(zhuǎn)90°[6]

Pang等[7]對(duì)不同處理狀態(tài)下Cu-2Be合金在500～1 300 MPa下進(jìn)行高周疲勞以及斷裂研究.Cu-2Be合金分別經(jīng)過(guò)固溶、熱鍛、欠時(shí)效以及二階時(shí)效四種前處理，其中經(jīng)過(guò)熱鍛(700～780 ℃，空冷)的試樣，經(jīng)過(guò)107個(gè)周期后擁有最佳拉伸-壓縮疲勞強(qiáng)度(323 MPa).鈹青銅的疲勞強(qiáng)度和疲勞比(疲勞強(qiáng)度/拉伸強(qiáng)度)在低強(qiáng)度下同時(shí)增加，然后隨著高強(qiáng)度的增加而下降.

謝華等[8]采用單輥旋淬法成功地制備了快速凝固Cu-1.5Be薄帶材，并發(fā)現(xiàn)輥速?gòu)?9.9 m/s提高到39.2 m/s后，合金組織由α-Cu及γ-CuBe共存相過(guò)渡到γ-Cu單一相；輥速提高以及噴注氣壓減小可逐漸降低條帶厚度以及晶粒度.快速凝固可將合金的微觀組織細(xì)化至納米級(jí)，且晶粒尺寸均勻，帶材的橫截面由細(xì)小等軸區(qū)、柱狀晶區(qū)以及等軸晶區(qū)三部分組成.

目前，隨著新工藝的開(kāi)發(fā)，鈹青銅的生產(chǎn)過(guò)程不斷優(yōu)化，近年來(lái)國(guó)內(nèi)外對(duì)不同工藝下的組織性能變化進(jìn)行研究，取得了大量成果.作為著名的彈性材料，目前的研究成果可為鈹青銅生產(chǎn)過(guò)程提供一定的參考與改進(jìn).在鈹青銅被有效替代前，優(yōu)化工藝亦可減少鈹青銅生產(chǎn)過(guò)程中帶來(lái)的污染與損害.

1.2 Cu-Ni-Mn

上世紀(jì)40年代，美英兩國(guó)學(xué)者開(kāi)始對(duì)Cu-Ni-Mn合金進(jìn)行相關(guān)研究.Cu-Ni-Mn是將Mn元素加入到Cu-Ni合金后所形成的，又稱(chēng)錳白銅.Mn元素的加入可與合金內(nèi)的Ni元素以摩爾比為1∶1形成MnNi化合物，且n(Cu)∶n(Ni)=1∶1時(shí)合金強(qiáng)化效果最好，具有沉淀強(qiáng)化作用，其n(Cu)∶n(Ni)=1∶1時(shí)的三元相圖如圖2所示[9].傳統(tǒng)銅鎳錳合金中的Mn≤15%，主要包含BMn 3-12、BMn40-1.5以及BMn43-1.5三種牌號(hào)，可并應(yīng)用于閉合電路、測(cè)量?jī)x器以及電阻應(yīng)變計(jì)中電阻、電橋元件.由于新興行業(yè)對(duì)彈性銅合金的要求有所提高，為彌補(bǔ)傳統(tǒng)銅鎳錳合金所存在的不足，需要開(kāi)發(fā)新型銅鎳錳合金[3,10].

圖2 Cu-Ni-Mn合金三元相圖(n(Cu)∶n(Ni)=1∶1)[9]Fig.2 Cu-Ni-Mn alloy ternary phase diagram(n(Cu)∶n(Ni)=1∶1)[9]

Xie等[11]研究了Cu-20Ni-20Mn在時(shí)效過(guò)程中的組織性能變化.合金由真空熔煉并制備成棒材，經(jīng)熱軋、冷軋以及退火后最終制成板材，在450 ℃下進(jìn)行時(shí)效處理.研究發(fā)現(xiàn)時(shí)效最初階段存在一個(gè)很長(zhǎng)的孕育階段，此時(shí)合金的性能并沒(méi)有發(fā)生太大的變化，時(shí)效初期無(wú)調(diào)幅分解結(jié)構(gòu)，伴隨著很長(zhǎng)一段的孕育期(10 h)，合金的強(qiáng)度和硬度變化不明顯；隨著時(shí)間延長(zhǎng)，具有面心四方結(jié)構(gòu)的有序的NiMn相開(kāi)始在晶粒中形核長(zhǎng)大，450 ℃40 h時(shí)達(dá)到942 MPa.有序面心四方結(jié)構(gòu)的NiMn沉淀相是合金時(shí)效強(qiáng)化的主要因素，該沉淀相與基體具有(020)Cu//(001)NiMn以及[001]Cu//[010]NiMn的取向關(guān)系.

Xie等[12]在523-623 K下，對(duì)Cu-20Ni-20Mn不連續(xù)析出過(guò)程中的動(dòng)力學(xué)進(jìn)行了相關(guān)研究.結(jié)果表明，不連續(xù)析出組織在退火初期，其體積分?jǐn)?shù)滿足Johnson-Mehl-Avrami-Kolmogorov動(dòng)力學(xué)方程(JMAK方程)：X=1-exp[-(kt)n].Cu-20Ni-20Mn合金邊界元素?cái)U(kuò)散活化能約為(72.7±7.2) kJ/mol，遠(yuǎn)低于Ni和Mn在富銅合金內(nèi)擴(kuò)散的活化能，進(jìn)而表明不連續(xù)析出受晶界擴(kuò)散控制.合金硬度值與不連續(xù)析出相的體積分?jǐn)?shù)以及時(shí)效時(shí)間相關(guān)聯(lián)，這與面心四方NiMn相的存在有關(guān).

研究表明，添加微量Co元素會(huì)對(duì)Cu-15Ni-10Mn合金組織性能產(chǎn)生影響，吳語(yǔ)等[10]發(fā)現(xiàn)Co元素的質(zhì)量分?jǐn)?shù)在0.2%～0.6%范圍內(nèi)時(shí)，合金組織細(xì)化程度隨著Co含量增加而增加.此外，吳語(yǔ)等還對(duì)Cu-15Ni-10Mn合金的加工工藝進(jìn)行了研究，得到合金最佳工藝參數(shù)為：固溶750 ℃2 h、總加工率70%以及400 ℃8 h時(shí)效處理，此時(shí)合金的性能為：抗拉強(qiáng)度為1 085 MPa、硬度394 Hv以及延伸率1.24%.

Cu-Ni-Mn合金具有優(yōu)良的性能優(yōu)勢(shì)，其中Cu-20Ni-20Mn由于綜合性能比較好而得到廣泛的應(yīng)用與研究.近年來(lái)Cu-15Ni-15Mn以及Cu-10Ni-15Mn-Al-Ti在工藝和機(jī)理方面也有所研究，但錳白銅整體合金開(kāi)發(fā)牌號(hào)仍然不多，目前國(guó)內(nèi)外的相關(guān)研究尚有限.

1.3 Cu-Ni-Si

Cu-Ni-Si合金為時(shí)效強(qiáng)化型銅合金，合金兼具高強(qiáng)高導(dǎo)兩種特性，是理想的引線框架材料.自上世紀(jì)80年代起，在各國(guó)得到廣泛開(kāi)發(fā).近年來(lái)有研究表明，通過(guò)高合金化以及熱處理，并犧牲一定導(dǎo)電率的同時(shí)，可提高Cu-Ni-Si合金的強(qiáng)度，作為彈性材料，替代部分鈹青銅[13].

Lei等[14]通過(guò)熔煉法設(shè)計(jì)出一種新型彈性Cu-6.0Ni-1.0Si-0.5Al-0.15Mg-0.1Cr合金，并針對(duì)其熱加工行為進(jìn)行研究.結(jié)果表明，流變應(yīng)力增加到峰值后隨變形時(shí)間增加而降低，表現(xiàn)出連續(xù)動(dòng)態(tài)再結(jié)晶行為.動(dòng)態(tài)再結(jié)晶發(fā)生在晶粒內(nèi)的特殊位置，低溫(750～800 ℃)下在剪切帶以及形變帶上形核，高溫(850～900 ℃)下同時(shí)在基體晶粒內(nèi)以及晶界處形核.在已建立的加工圖的基礎(chǔ)上，合金適當(dāng)?shù)臒峒庸囟确秶鸀?50～875 ℃.熱變形后，出現(xiàn)三種織構(gòu)，其強(qiáng)度由大到小依次是：銅型織構(gòu){112}<111>、S型織構(gòu){123}<634>和高斯織構(gòu){011}<100>.通過(guò)優(yōu)化熱加工參數(shù)，合金的最佳性能為：硬度341 Hv，拉伸強(qiáng)度1 090 MPa，屈服強(qiáng)度940 MPa，延伸率3.5%，電導(dǎo)率26.5%IACS，以及應(yīng)力松弛率為8.52%(150 ℃100 h).此外，Lei等[15]還進(jìn)一步研究了Al在Cu-6.0Ni-1.0Si-0.5Al-0.15Mg-0.1Cr合金中的作用，通過(guò)對(duì)比發(fā)現(xiàn)Al元素的加入可改善鑄態(tài)及固溶處理的組織，促進(jìn)δ-Ni2Si及β-Ni3Si相的析出并改善合金的抗應(yīng)力松弛性能.

Cheng等[16]設(shè)計(jì)并制備出Cu-2.8Ni-0.8Si-0.8Cr合金，采用真空熔煉，并最終冷軋成板材，隨后進(jìn)行不同時(shí)間下的等溫時(shí)效處理.500 ℃時(shí)效后，試樣在高分辨透射電鏡下可以觀察到有序面心β-Ni3Si相、正交δ-Ni2Si相以及fcc富含(Ni，Cr，Si)有序相，這些相在提高合金性能方面起著重要作用.在整個(gè)時(shí)效過(guò)程中，β-Ni3Si相由球狀變?yōu)闄E球狀，而δ-Ni2Si相保持盤(pán)狀不變并在{011}Cu上有6種變體.在500 ℃過(guò)時(shí)效過(guò)程中，合金的高強(qiáng)度與fcc(Ni，Cr，Si)有序相有關(guān).

Xiao等[17]采用中頻爐制備Cu-2.8Ni-0.6Si和Cu-1.4Ni-1.2Co-0.6Si兩種合金，并研究Co元素在Cu-Ni-Si合金中的作用.研究發(fā)現(xiàn)，合金中發(fā)生調(diào)幅分解會(huì)降低合金的電導(dǎo)率，而Co元素的加入可以提高合金的力學(xué)性能并抑制調(diào)幅分解來(lái)提高合金的電導(dǎo)率.對(duì)比發(fā)現(xiàn)，時(shí)效過(guò)程中，不含Co元素的Cu-2.8Ni-0.6Si合金經(jīng)歷：調(diào)幅分解→調(diào)幅分解+DO22有序相→調(diào)幅分解+DO22有序相+δ-Ni2Si相→δ-Ni2Si相；而Cu-1.4Ni-1.2Co-0.6Si合金直接形成(Ni，Co)2Si有序相.根據(jù)TEM結(jié)果顯示，基體與δ-Ni2Si析出相及(Ni，Co)2Si析出相之間取向關(guān)系為：[001]Cu//[110]p，(010)Cu//(001)p.

通過(guò)高合金化，國(guó)內(nèi)學(xué)者設(shè)計(jì)出性能優(yōu)異的新型超強(qiáng)彈性Cu-Ni-Si合金，并對(duì)新型合金進(jìn)行強(qiáng)化機(jī)理的研究，繼續(xù)完善后該合金有望替代部分鈹青銅.

1.4 Cu-Ni-Sn

1928年J.T.Eash等在Cu-Sn合金中加入元素Ni后，發(fā)現(xiàn)合金具有時(shí)效現(xiàn)象，鑄件質(zhì)量得到改進(jìn)，合金強(qiáng)度有所提高.上世紀(jì)60年代Cahn、Hillert和Hilliard等人提出了調(diào)幅分解理論，并廣泛應(yīng)用于多種材料的研發(fā).70年代，Schwarta利用TEM首次在Cu-9Ni-6Sn中觀察到調(diào)幅分解組織，為銅鎳錫合金的強(qiáng)化提供了理論依據(jù)[18].在Cu-Ni-Sn三元合金中，Ni的加入可以抑制銅中Sn的溶解，而Sn元素的含量對(duì)時(shí)效過(guò)程產(chǎn)生影響.當(dāng)n(Sn)>4%時(shí)為調(diào)幅分解強(qiáng)化[19]，Cu-15Ni-8Sn的合金等溫轉(zhuǎn)變圖如圖3所示[20].目前，被納入美國(guó)生產(chǎn)標(biāo)準(zhǔn)的銅鎳錫系合金有很多種，依照不同的Ni、Sn元素含量可分為：C72600(Cu-4Ni-4Sn)、C72650(Cu-7.5Ni-5Sn)、C72700(Cu-9Ni-6Sn)、C72800(Cu-10Ni-8Sn)、C72900(Cu-15Ni-8Sn)，其中C72900性能部分接近或優(yōu)于鈹青銅，作為耐高溫彈性銅合金應(yīng)用廣泛[18].

圖3 Cu-15Ni-8Sn合金等溫轉(zhuǎn)變圖[20]Fig.3 TTT diagram for the Cu-15Ni-8Sn alloy obtained by TEM characterization and electrical resistivity measurements[20]

Ouyang等[21]在Cu-15Ni-8Sn中加入質(zhì)量分?jǐn)?shù)為0.8%的Nb，并采用粉末冶金工藝制備成棒材，研究旋鍛工藝對(duì)合金性能的影響.EBSD結(jié)果表明：冷變形量達(dá)到45%時(shí)，在預(yù)冷變形后出現(xiàn)不連續(xù)組織，同時(shí)小角晶界數(shù)量減少.時(shí)效過(guò)程中，冷變形量促進(jìn)了DO22有序相的析出，并抑制了DO22有序相向L12有序相的轉(zhuǎn)變.時(shí)效后，位錯(cuò)結(jié)構(gòu)、調(diào)幅結(jié)構(gòu)與DO22有序相共同提高了合金的屈服強(qiáng)度.圖4示出了400 ℃時(shí)效30 min后不連續(xù)析出物快速增長(zhǎng)，圖4(a)為不連續(xù)析出組織，同時(shí)可以看到調(diào)幅組織；(b)為[001]方向的選區(qū)電子衍射花樣；(c)為沿著[001]方向拍下的明場(chǎng)像；(d)中可以看到大量的有序相.

Zhang等[22]采用選擇性激光融化(selective laser melting)制備Cu-15Ni-8Sn合金，制備出含高能密度SLM成分近99.4%的銅鎳錫合金.通過(guò)顯微組織觀察發(fā)現(xiàn)，Cu-15Ni-8Sn合金晶粒得到細(xì)化，Sn偏析控制在微米級(jí).γ沉淀相(DO3)分布在晶界以及基體α相上，合金的屈服強(qiáng)度以及抗拉強(qiáng)度分別達(dá)到520 MPa和653 MPa，延伸率可達(dá)17%.

Gao等[23]研究不同含量Nb對(duì)鑄態(tài)Cu-9Ni-6Sn合金的影響，發(fā)現(xiàn)當(dāng)Nb的添加量(質(zhì)量分?jǐn)?shù))達(dá)到0.35%時(shí)合金晶粒由570 μm細(xì)化至156 μm.375 ℃時(shí)效1 h后，性能達(dá)到抗拉強(qiáng)度719.5 MPa、延伸率13.76%、電導(dǎo)率11.37%IACS的最優(yōu)組合，NbNi3析出相在初始階段對(duì)時(shí)效硬化具有抑制作用；對(duì)于峰時(shí)效樣品，硬度的增加主要由γ′相產(chǎn)生作用，與Nb的添加量無(wú)關(guān).

圖4 45%鍛造后Cu-15Ni-8Sn-0.8Nb試樣經(jīng)400 ℃時(shí)效30 min處理的透射電鏡組織Fig.4 TEM images of a 45 pct swaged Cu-15Ni-8Sn-0.8Nb alloy specimen aged at 400 ℃ for 30 min(a)—不連續(xù)析出；(b)—[001]方向的選區(qū)電子衍射花樣；(c)和 (d)—明場(chǎng)和中心暗場(chǎng)圖像[21]

近年來(lái)，Cu-Ni-Sn合金的工藝以及理論被持續(xù)優(yōu)化以及完善，人們采用多種手段對(duì)商業(yè)化的Cu-15Ni-8Sn(C72900)合金進(jìn)行探索與改進(jìn)，包括添加微量元素、改進(jìn)變形工藝等，取得了良好的效果.

2 高強(qiáng)高彈銅合金的發(fā)展展望

鈹青銅作為典型的高強(qiáng)高彈銅合金，具有優(yōu)秀的綜合性能.目前各類(lèi)鈹青銅替代合金在某些方面可以超過(guò)鈹青銅，但綜合性能尚無(wú)法完全替代鈹青銅.雖然鈹青銅本身的毒性使其生產(chǎn)與研究受到一定限制，但從目前生產(chǎn)消費(fèi)角度來(lái)看，鈹青銅仍然無(wú)法被完全替代.目前美國(guó)、日本及哈薩克斯坦(工業(yè)體系繼承自前蘇聯(lián))是鈹青銅生產(chǎn)及消費(fèi)大國(guó)；我國(guó)處于生產(chǎn)不能自足、高端產(chǎn)品依賴(lài)進(jìn)口階段.在新型無(wú)鈹彈性銅合金出現(xiàn)前，鈹青銅依舊存在重要的價(jià)值，因而國(guó)內(nèi)未來(lái)對(duì)于鈹青銅仍需投入大量研究力度，從合金成分改進(jìn)優(yōu)化、生產(chǎn)過(guò)程控制、鈹及其化合物毒害最小化、生產(chǎn)工藝工序優(yōu)化來(lái)提高產(chǎn)品質(zhì)量，從而向高端產(chǎn)品化邁進(jìn).

無(wú)鈹彈性銅合金研究體系近年來(lái)不斷被優(yōu)化與拓展，部分合金在國(guó)內(nèi)外取得良好應(yīng)用，替代一部分鈹青銅.目前國(guó)內(nèi)的企業(yè)與高校也在加快腳步使該類(lèi)合金的理論體系逐步完善，以優(yōu)化生產(chǎn)工藝.其中，Cu-Ni-Sn系合金應(yīng)用相對(duì)較多，牌號(hào)較多，但該類(lèi)合金普遍存在導(dǎo)電率不高的問(wèn)題，未來(lái)可在合金成分設(shè)計(jì)、制備以及加工工藝上進(jìn)行改進(jìn)，以優(yōu)化合金的綜合性能.此外，Cu-Ni-Sn系合金在傳統(tǒng)制備過(guò)程中存在Sn元素偏析現(xiàn)象；采用真空熔煉法、快速凝固法、機(jī)械合金化法以及粉末冶金法可有效抑制偏析現(xiàn)象；其中快速凝固法已開(kāi)始商業(yè)化，但其設(shè)備昂貴、工藝復(fù)雜[19].Cu-Ni-Mn合金的性能優(yōu)異，擁有巨大的開(kāi)發(fā)潛力與前景.目前該類(lèi)合金牌號(hào)較少、相關(guān)成果有限，作為一種潛力巨大的鈹青銅替代合金，可在未來(lái)加大投入，在理論體系以及加工工藝逐步完善的情況下，逐步替代部分鈹青銅.除了傳統(tǒng)Cu-Be替代合金外，近年來(lái)，國(guó)內(nèi)學(xué)者研發(fā)出一種超強(qiáng)彈性Cu-Ni-Si合金，在犧牲部分導(dǎo)電率的情況下提高合金的強(qiáng)度，不但拓寬了Cu-Ni-Si合金的研究及其使用范圍，還拓寬了高彈高強(qiáng)銅合金的種類(lèi)，為未來(lái)新型高彈高強(qiáng)鈹青銅替代合金的開(kāi)發(fā)提供了良好的思路.

高彈高強(qiáng)銅合金近年來(lái)研究成果豐富，不同體系合金的理論逐步完善.目前國(guó)內(nèi)銅合金市場(chǎng)相對(duì)比較飽和，產(chǎn)業(yè)集中，部分高端產(chǎn)品依舊需要進(jìn)口，對(duì)比國(guó)際市場(chǎng)我國(guó)銅合金市場(chǎng)處于"管材領(lǐng)跑、棒材并跑、板帶箔線材跟跑"的狀態(tài)，針對(duì)未來(lái)國(guó)內(nèi)高彈高強(qiáng)銅合金的研發(fā)需要繼續(xù)大量投入，同時(shí)也需要加強(qiáng)管理、強(qiáng)化技術(shù)以及思維創(chuàng)新，從而縮短國(guó)內(nèi)外產(chǎn)業(yè)差距，消除短板，逐步實(shí)現(xiàn)國(guó)內(nèi)銅產(chǎn)業(yè)全部高端化，擺脫部分銅合金受制于國(guó)外的狀況.