增强铜基复合材料及其制备方法
【技术领域】
[0001]本发明涉及复合材料技术，尤其涉及一种添加稀土 La的原位TiB2增强铜基复合材料及其制备方法。
【背景技术】
[0002]随着电工电子、轨道交通以及航空航天等领域的飞速发展，对铜合金性能也不断提出了更高的要求。如轨道交通接触线、电磁炮导轨等不仅需要较高的电导率，同时需要具有较高的强度，良好的耐磨性以及抗高温软化性能等。由导电理论可知，铜合金中固溶于铜基体中的原子引起的点阵畸变对电子的散射作用比第二相引起的散射作用强得多，因此铜合金中强度的提高都会大幅度降低电导率，而复合强化由于第二相在铜原子之间，并不会固溶于铜，因此不会明显降低铜基体的导电性，同时由于强化相的作用还改善了基体的室温及高温性能，成为获得高强高导铜基材料的主要强化手段。因此铜基复合材料的在未来的发展和应用中极具潜力。
[0003]目前已开发出诸多制备复合材料的方法，如机械合金化法、内氧化法，喷射沉积法、传统铸造法以及热压烧结法等。其中，利用原位反应合成法与传统铸造法制备铜基复合材料具有成本低廉，易于获得，可制备大尺寸样品等优点。弥散分布的第二相粒子可以很好地强化铜基体，TiB2颗粒不仅导电、导热性好，具有高熔点、硬度、化学稳定性、耐腐蚀性和优异的耐磨性，同其他陶瓷基颗粒相比使金属的导电率导热率下降较小，使TiB2/Cu复合材料具有较高的电导率和抗高温软化性能，而且其标准吉布斯自由能较低，可由氟硼酸钾、氟钛酸钾复合盐合成，也可由钛、硼在高温直接生成，因此可以在金属基体中原位反应生成，解决了普通外加方法制备的复合材料增强相与基体的润湿性问题，成为了金属基复合材料中广泛添加的增强相颗粒。
[0004]然而，直接铸造法得到的TiB2/Cu复合材料中TiB2增强颗粒直径较大，基本都在微米级别，由奥罗万方程可知，微米级的颗粒增强效果很不明显。此外，为了降低增强体TiB2颗粒的表明自由能，更趋向于团聚到一起，这会更严重的损害复合材料整体的性能。
【发明内容】
[0005]本发明的目的在于，针对上述现有TiB2/Cu复合材料中TiB2增强颗粒直径较大问题，提出一种添加稀土 La的原位TiB2增强铜基复合材料，该复合材料中TiB 2颗粒细小且弥散分布，使该复合材料具有强度较高、导电性佳等优点。
[0006]为实现上述目的，本发明采用的技术方案是:一种添加稀土 La的原位TiB2增强铜基复合材料，包括重量配比如下的各组分:0.5-2?丨％的TiB2、0.02-0.10?丨％的La、余量为Cu0
[0007]进一步地，添加稀土 La的原位TiB^强铜基复合材料包括重量配比如下的各组分:0.1-1.5wt%^ TiB2、0.04-0.08wt%^ La、余量为 Cu。
[0008]本发明的另一个目的还提供了一种所述添加稀土 La的原位1^2增强铜基复合材料的方法，包括以下步骤:
[0009](I)将纯铜置于真空中频感应熔炼炉炉膛内；
[0010](2)将真空中频感应熔炼炉炉膛抽真空后反充氩气；
[0011](3)加热至纯铜完全熔化并升温到1200-1300°C ；
[0012](4)向真空中频感应熔炼炉炉膛加入Cu-La中间合金，保持3-15min，优选为5-10min JiCu-La中间合金均匀熔化于纯铜中；
[0013](5)依次向真空中频感应熔炼炉炉膛加入Cu-B中间合金和Cu-Ti中间合金，分别保温3-15min，优选为5-10min ;该步骤在Cu基体中原位生成了 11132颗粒反应式如下:[Ti]+2 [B] — TiB2;
[0014](6)调整熔体温度至1200-1300°C，并浇铸到预热的石墨铸模中，获得添加稀土 La的原位TiB2增强铜基复合材料，该材料中不但增强相TiB 2颗粒更加细小，并且弥散分布在铜基体内。
[0015]进一步地，步骤(2)真空中频感应熔炼炉炉膛抽真空至5-10Pa后，反充氩气至
0.02-0.1MPa，优选为 0.05-0.08MPa。
[0016]进一步地，步骤(6)所述预热的石墨铸模为250-400 °C预热的石墨铸模，优选为300-350。。。
[0017]进一步地，在步骤(I)将原料加入到真空中频感应熔炼炉炉膛之前，需要对原料进行预处理，包括以下步骤:
[0018](I)将纯铜、Cu-La、Cu_B以及Cu-Ti中间合金用稀盐酸清洗，洗去表面氧化物及杂质；
[0019](2)将上述原料置于超声波清洗机内，采用无水乙醇清洗原料表面，洗去原料残留的盐酸以及杂质；
[0020](3)将超声清洗后的原料在鼓风干燥箱中100-150 °C下烘干2_3h，优选为100-130°C下烘干 2-2.5h。
[0021]本发明添加稀土 La的原位TiB2增强铜基复合材料配方科学、合理，其制备方法简单、易行，与现有技术相比较具有以下优点:
[0022](I)本发明通过合金化法，在Cu-TiB2复合材料中添加一定量的稀土元素La，表面活性较高的La能使1^82在生成阶段生成细小的TiB 2颗粒，在复合材料凝固阶段分散TiB 2颗粒，使之均匀弥散于铜金属基体中，因此获得了具有良好的综合性能的Cu-TiBjH基复合材料。经检测添加稀土 La的原位TiB2增强铜基复合材料强度高，导电性佳。
[0023](2)本发明制备方法能实现添加稀土 La的原位TiB2增强铜基复合材料的工业化批量生产。
[0024]图1为未添加稀土元素La的原位TiB2增强铜基复合材料中TiB 2颗粒大小及分布情况的SEM图；图2为本发明添加La的原位TiB2增强铜基复合材料中TiB 2颗粒大小及分布情况的SEM图，其中1182的质量百分数为l%，La的质量百分数0.04%;通过对比图1和图2中可以明显看出，在未添加稀土 La时，复合材料中1182颗粒平均粒径为1.5 μπι，但是添加稀土 La后，复合材料中TiB2粒径减小到了 0.5 μπι左右，并且聚合状况也得到了极大改善。
[0025]图3为添加不同质量分数La的原位TiB2增强铜基复合材料的抗拉强度及延伸率，其中TiB2的质量百分含量为Iwt %，余量为Cu ;从中可以明显看出，在添加La后，Cu-TiB 2复合材料抗拉强度有一个明显的提升，这是因为添加La后，TiB2颗粒更加细小，并且在铜基体中均匀分布，在发生塑性变形时，有力的阻碍了裂纹的萌生以及扩展，因此明显的提高了复合材料的抗拉强度。
[0026]可是伴随着抗拉强度的提高，带来了伸长率的下降。这是由于，TiB2颗粒在铜基体中不均匀分布，在拉伸试验时，没有打82颗粒的位置可以发生较大的塑性变形，因此具有较高的伸长率。而在添加La后，TiB2颗粒在铜基体中均匀分布，发生塑性变形时，TiB2颗粒有力的阻止了大塑性变形的发生，因此伸长率稍有下降。
[0027]图4为添加不同质量分数La的原位TiB2增强铜基复合材料的导电率，其中TiB 2的质量百分含量为Iwt%，余量为Cu。在添加稀土 La后，电导率有了显著地提升，由66.5%IACS 提高到了 88.5% IACS，提升了 33.1%0
【附图说明】
[0028]图1为未