CN114427049A - 一种Cu-TiCx复合材料及其制备方法 - Google Patents

Abstract

本发明是关于一种Cu‑TiC_x复合材料及其制备方法，涉及铜基复合材料技术领域。主要采用的技术方案为：所述Cu‑TiC_x复合材料是由铜基体相和TiC_x增强相组成；其中，在Cu‑TiC_x复合材料中：铜基体相和TiC_x增强相中的每一相连续分布，且铜基体相和TiC_x增强相之间三维互穿；其中，所述TiC_x增强相是由Ti₃SiC₂、Ti₃AlC₂与Cu发生原位反应而得到；所述铜基体相中固溶有硅原子和铝原子。本发明的复合材料具有高强度、高导热、热膨胀系数低等优异特点，同时具有良好的耐磨性等功能特性。本发明所制备的Cu‑TiC_x复合材料中的TiC_x体积含量可有效调控。因此，本发明的Cu‑TiC_x复合材料有望用作新型电接触材料和电子基板材料。

Description

一种Cu-TiCx复合材料及其制备方法

技术领域

本发明涉及一种铜基复合材料技术领域，特别是涉及一种Cu-TiC_x复合材料及其制备方法。

背景技术

铜具有优异的导电和导热性能，在散热材料、燃烧室、火箭喷嘴、焊接电极和通断电开关等方面起着重要的作用。但由于铜的强度低、热膨胀系数大，而严重制约了其应用范围。例如，铜的导热导电性能很好，可是热膨胀系数过大，容易产生热应力问题，严重制约其作为制造半导体元件和印制电路板基板材料的应用。目前，通过添加合金化元素固然可以提高铜的强度，但也严重降低了其电导率。而采用陶瓷颗粒弥散强化制备的铜基复合材料则可以在提高铜的强度、耐磨性和高温性能的同时，保留其优异的电导率。

目前，作为强化相的陶瓷颗粒主要为Y₂O₃、Al₂O₃、ZrO₂、SiC、TiB₂和AlN。与纯铜相比，在制造工艺上，陶瓷颗粒增强铜基复合材料制造工艺简易成熟、适应性强和成本低；在性能方面，陶瓷颗粒增强铜基复合材料具有更高的比强度、良好的高温强度及耐腐蚀和摩擦性能得到显著改善。

Ti₃SiC₂、Ti₃AlC₂是一种三元层状的金属陶瓷材料，属于六方晶体结构，共价键、金属键、离子键共存，这种各层间的弱键结合类似于层状石墨，不仅具有自润滑作用，同时兼备金属高导电与导热、高强度、抗氧化、热稳定性和低膨胀系数等许多优异的特性，且与金属具有良好的润湿性。

因此，采用金属陶瓷粉Ti₃SiC₂和Ti₃AlC₂构筑仿生三维互穿结构，通过高温熔渗金属铜，可制备得到高强度、优异的耐磨性、低热膨胀系数及具备塑性的铜基复合材料，有望成为新型电接触材料和电子基板材料。

但是，常规金属-陶瓷复合材料的强韧化受限于组织结构(增强相的不连续分布和团聚)，生物材料的独特结构(纳米尺度、三维互穿、仿生构型)可为其强韧化设计提供新启示，然而这种结构在金属-陶瓷体系中尚无法实现。

在此，关于以Ti₃SiC₂、Ti₃AlC₂为增强相的铜基复合材料的相关技术，主要如下：

(1)第一种技术公开一种Cu/Ti₃SiC₂电接触材料及其制备工艺，其记载的技术方案主要是：将纯铜粉或铜合金粉与Ti₃SiC₂粉末混合均匀，在保护气氛下，加热至设定温度850-950℃进行热压烧结，保温时间30-60min，热压压强为40-200MPa。然后在700-900℃下热挤压成型。最后，进行时效处理，处理温度500-800℃，处理时间1-5小时。

(2)第二种技术公开一种钛元素改性Ti₃SiC₂增强铜基受电弓滑板的制备方法，其记载的技术方案主要是：采用多弧离子镀覆工艺，对Ti₃SiC₂粉末进行镀钛处理，在其表面获得原位生成的TiN镀层；然后将配比好的Ti₃SiC₂粉末与金属粉末倒入模具，进行冷压、烧结、复压和复烧处理，冷却脱模后得到Ti₃SiC₂增强的铜基受电弓滑板。

(3)第三种技术公开一种化学镀铜制备Cu/Ti₃SiC₂复合材料的方法，其记载的技术方案主要是：采用化学镀铜液和Ti₃SiC₂混合，通过调节镀液pH值和温度，进行化学镀铜反应，再将镀铜之后的Ti₃SiC₂颗粒与铜粉混合，在保护气氛下烧结制得Cu/Ti₃SiC₂复合材料。

上述三种Ti₃SiC₂增强的铜基复合材料的制备技术主要是粉末冶金，即将未处理的Ti₃SiC₂粉末、镀铜或镀钛处理的Ti₃SiC₂粉末与金属铜粉搅拌混合均匀制成坯料，随后对坯料进行热压烧结或热压、挤出而得到以Ti₃SiC₂为增强相的铜基复合材料。通过Ti₃SiC₂的分布和塑性变形来提高材料的力学性能。

但是，本发明的发明人发现上述技术至少存在如下技术问题：

(1)在组分配比上，金属铜的重量百分比都高于80％，组分占比明显高于陶瓷相Ti₃SiC₂含量，较低的陶瓷相含量导致制备得到的复合材料存在易于被磨损、抗电侵蚀性差、热膨胀系数高等缺点。而当陶瓷相Ti₃SiC₂的重量百分比提高后，容易与铜发生原位反应生成Cu₇Si、Cu₅Si、Cu₄Si、Cu₃Si等金属间化合物，并且容易产生气孔等缺陷，烧结不易致密，使制备的复合材料脆性增大，其疲劳强度和韧性显著降低，在服役过程中，易于发生断裂。

(2)在微观结构上，基体金属铜相保持连续，而陶瓷相则为不连续，这导致复合材料中增强相的强化效率受限，硬度、强度、耐磨性等难以得到充分提高。

(3)制备工艺复杂，对Ti₃SiC₂粉末进行镀铜、镀钛、热加压和时效处理，不仅耗时增加成本，而且对Ti₃SiC₂粉末所镀金属层均匀程度不易把控，且粉末冶金制备得到的复合材料，不易完全去除内部孔隙，导致强度和韧性降低。

发明内容

有鉴于此，本发明提供一种Cu-TiC_x复合材料及其制备方法，主要目的在于提供一种三维互穿双连续相Cu-TiC_x复合材料，该复合材料有优异的力学性能、优异的导热性、热膨胀系数低等特点。

为达到上述目的，本发明主要提供如下技术方案：

一方面，本发明的实施例提供一种Cu-TiC_x复合材料，其中，所述Cu-TiC_x复合材料是由铜基体相和TiC_x增强相组成；其中，在Cu-TiC_x复合材料中：铜基体相和TiC_x增强相中的每一相连续分布，且铜基体相和TiC_x增强相之间三维互穿；

其中，所述TiC_x增强相是由Ti₃SiC₂、Ti₃AlC₂与Cu发生原位反应而得到；所述铜基体相中固溶有硅原子和铝原子。

优选的，在所述Cu-TiC_x复合材料中：TiC_x增强相的体积分数为30-80％，优选45-75％。

优选的，所述Cu-TiC_x复合材料的弯曲强度为1100-1200MPa。

优选的，所述Cu-TiC_x复合材料的断裂韧性值为27-35MPa·m^1/2。

优选的，所述Cu-TiC_x复合材料的热膨胀系数为9.5-10.5×10^-6K^-1。

另一方面，本发明实施例提供了上述的Cu-TiC_x复合材料的制备方法，其包括如下步骤：

制备多孔骨架步骤：将原料粉末放入模具中，然后在保护气氛或真空条件下，进行烧结处理，得到多孔骨架；其中，所述原料粉末包括Ti₃SiC₂粉末和Ti₃AlC₂粉末；

高温熔渗步骤：对铜块、多孔骨架进行高温熔渗处理，得到Cu-TiC_x复合材料；其中，所述高温熔渗处理的温度高于铜的熔点。

优选的，在所述制备多孔骨架步骤中：

所述原料粉末中的Ti₃SiC₂粉末的质量分数为20-90％；所述原料粉末中的Ti₃AlC₂粉末的质量分数为10-80％；和/或

所述Ti₃SiC₂粉末的粒度为0.5-400微米；和/或

所述Ti₃AlC₂粉末的粒度为0.5-400微米。

优选的，在所述制备多孔骨架步骤中：所述烧结处理温度为700-1500℃；在所述烧结处理温度下的保温时间为0.5-5h；对所述原料粉体施加的压力为0.5-50MPa。

优选的，所述多孔骨架的孔隙率为25-75％。

优选的，在所述高温熔渗步骤中：所述高温熔渗处理的温度为1100-1500℃；在高温熔渗处理的温度下，保温时间至少为5min。

优选的，多孔骨架中的Ti₃SiC₂、Ti₃AlC₂与铜发生原位反应，分解生成TiC_x增强相，分解出的Si、Al原子进入Cu熔液中形成铜基体相。

与现有技术相比，本发明的Cu-TiC_x复合材料及其制备方法至少具有下列有益效果：

一方面，本发明实施例提供一种Cu-TiC_x复合材料，其中，所述Cu-TiC_x复合材料是由铜基体相和TiC_x增强相组成；其中，在Cu-TiC_x复合材料中：铜基体相和TiC_x增强相中的每一相连续分布，且铜基体相和TiC_x增强相之间三维互穿；其中，所述TiC_x增强相是由Ti₃SiC₂、Ti₃AlC₂与Cu发生原位反应而得到(TiC_x相对于Ti₃SiC₂和Ti₃AlC₂，具有更高的抗弯强度、更大的模量以及更小的热膨胀系数)；所述铜基体相中固溶有硅、铝原子。在此，由于金属铜具有优异的导电、导热性能，但热膨胀系数高、耐磨性差等缺点，限制了其应用范围。但是，以铜为基体，TiC_x为增强相，通过三维互穿和双相连续分布的组织结构，使两相发挥各自的性能优势而不相互制约，同时TiC_x具有高强度、热膨胀系数低和耐磨等特点，从而使得所制备的Cu-TiC_x复合材料具有高强度、良好的导热性、耐磨损和热膨胀系数低等特点。

另一方面，本发明实施例提供了上述Cu-TiC_x复合材料的制备方法，先以Ti₃SiC₂、Ti₃AlC₂为原料制成多孔骨架，然后，将铜块在高温下，熔渗至多孔骨架的间隙；其中，在熔渗过程中，Ti₃SiC₂、Ti₃AlC₂与Cu发生原位反应，使得Si原子进入铜熔液中，降低了铜熔液的表面张力，改善了Ti₃AlC₂与铜之间的润湿性，继而使得铜与Ti₃AlC₂也发生原位反应，反应生成TiC_x相，以及Al原子固溶于铜熔液中，最后得到TiC_x相增强的铜基复合材料，即Cu-TiC_x复合材料的制备方法。在此需要说明的是：单以Ti₃SiC₂为原料制成的多孔骨架与铜界面润湿性好，可发生原位反应，但是Ti₃SiC₂骨架易开裂，而单以Ti₃AlC₂为原料制成的多孔骨架无法高温熔渗铜，润湿性差；在此，以Ti₃SiC₂、Ti₃AlC₂为原料制成多孔骨架，不仅防止骨架开裂，稳定骨架，还改善了Ti₃AlC₂与铜之间的润湿性，继而使得铜与Ti₃AlC₂也发生原位反应。

另外，本发明实施例提供了上述Cu-TiC_x复合材料的制备方法，只需以Ti₃SiC₂、Ti₃AlC₂为原料制备多孔骨架，然后高温熔渗铜即可。由此可见，本发明的制备方法简单、可节省成本，适合批量生产。此外，通过调节对原料粉末(Ti₃SiC₂、Ti₃AlC₂)施加的压力、保温时间和烧结温度，可得到不同孔隙率的多孔骨架，并可在范围内有效调节复合材料中TiC_x含量，从而使其性能可在较大范围内进行调节，以满足不同应用领域下的性能需求。

上述说明仅是本发明技术方案的概述，为了能够更清楚了解本发明的技术手段，并可依照说明书的内容予以实施，以下以本发明的较佳实施例并配合附图详细说明如后。

附图说明

图1是本发明实施例提供的一种Cu-TiC_x复合材料的制备过程中，Ti₃SiC₂、Ti₃AlC₂与Cu发生原位反应的机理图；

图2是本发明实施例1所制备的一种Cu-TiC_x复合材料的宏观图；

图3是本发明实施例1所制备的一种Cu-TiC_x复合材料的XRD图；

图4是本发明实施例1所制备的一种Cu-TiC_x复合材料的微观组织结构图(其中亮色为Cu，暗色为TiC_x)；

图5是本发明实施例1所制备的一种Cu-TiC_x复合材料的三点弯曲应力应变曲线；

图6是本发明实施例2所制备的一种Cu-TiC_x复合材料的微观组织结构图(其中亮色为Cu，暗色为TiC_x)；

图7是本发明实施例2所制备的一种Cu-TiC_x复合材料的三点弯曲应力应变曲线；

图8是本发明实施例3所制备的一种Cu-TiC_x复合材料的三点弯曲应力应变曲线；

图9是本发明实施例3所制备的一种Cu-TiC_x复合材料的原位微观裂纹扩展图；

图10是对比例1所制备的复合材料的形貌图；

图11是对比例2的方案仅以Ti₃AlC₂为原料制成多孔骨架，然后与铜进行高温熔渗处理的效果图。

具体实施方式

为更进一步阐述本发明为达成预定发明目的所采取的技术手段及功效，以下结合附图及较佳实施例，对依据本发明申请的具体实施方式、结构、特征及其功效，详细说明如后。在下述说明中，不同的“一实施例”或“实施例”指的不一定是同一实施例。此外，一或多个实施例中的特定特征、结构、或特点可由任何合适形式组合。

本发明主要开发一种三维互穿双连续相Cu-TiC_x复合材料及相应的制备工艺，对提高陶瓷增强相含量，设计微观上具有三维互穿双连续相结构，以提高铜基复合材料的强度、耐磨性、热稳定性及降低其热膨胀系数等性能。

一方面，本发明实施例提供一种Cu-TiC_x复合材料，其中，所述Cu-TiC_x复合材料是由铜基体相和TiC_x增强相组成；其中，在Cu-TiC_x复合材料中：铜基体相和TiC_x增强相中的每一相连续分布，且铜基体相和TiC_x增强相之间三维互穿；其中，所述TiC_x增强相是由Ti₃SiC₂、Ti₃AlC₂与Cu发生原位反应而得到；所述铜基体相中固溶有硅原子和铝原子。较佳地，在所述Cu-TiC_x复合材料中：TiC_x增强相的体积分数为30-80％，优选45-75％，其余为铜基体相。

另外，Cu-TiC_x中的x是指非化学计量比。

在此需要说明的是：本发明实施例提供的Cu-TiC_x复合材料，是以Ti₃SiC₂和Ti₃AlC₂为前驱体材料(其中，Ti₃SiC₂粉末占两种混合粉体质量分数的20-90％)，烧结成多孔骨架，铜经高温熔渗至多孔骨架间隙，并与前驱体材料(Ti₃SiC₂/Ti₃AlC₂)与铜发生原位反应，分解生成TiC_x增强相，而分解出的Si、Al原子进入Cu熔液中形成Cu(Si，Al)固溶体，即铜基体相(以上原理具体参见图1所示)。在此需要说明的是：若将铜换成其他常见金属，并不一定与前驱体材料发生原位反应；而铜在高温熔渗的过程中，不仅仅是简单的熔渗，还与多孔骨架进行了反应，生成性能更优异的TiC_x增强相。

另一方面，本发明实施例提供一种Cu-TiC_x复合材料的制备方法，其主要包括如下步骤：

制备多孔骨架步骤：将原料粉末放入模具中，然后在保护气氛或真空条件下，进行烧结处理，得到多孔骨架；其中，所述原料粉末包括Ti₃SiC₂粉末和Ti₃AlC₂粉末。

在该步骤中：将Ti₃SiC₂粉末、Ti₃AlC₂粉末填充于热压石墨模具中，并置于热压烧结炉内，然后在真空或保护气体条件下进行热压烧结，将其加热至所设温度，并在所设温度下保温一定时间，冷却后得到多孔骨架。其中，烧结温度设定为900-1400℃，设定压力为2-30MPa，保温保压时间为0.5-2h。

高温熔渗步骤：对铜块、多孔骨架进行高温熔渗处理，得到Cu-TiC_x复合材料；其中，所述高温熔渗处理的温度高于铜的熔点。

在该步骤中，金属铜与多孔骨架(Ti₃SiC₂、Ti₃AlC₂)之间的熔点相差大，并且Si与Cu存在一定固溶度，且多孔骨架与液态铜之间具有良好的润湿性。

较佳地，高温熔渗处理的温度为1100-1500℃；高温熔渗处理的时间至少为5min。

较佳地，该步骤具体为：首先根据烧结后多孔骨架的体积、致密度及坩埚的尺寸，选择适量表面干净且无氧化层的铜块。然后将多孔骨架与铜块放置于石墨坩埚，然后将石墨坩埚放入加热设备的炉腔内。经炉内抽真空或抽真空后充保护气体，以一定速率升温至铜的熔点以上，保温一段时间，经多孔骨架的原位二次烧结、铜块的熔化、原位反应，促进两相界面润湿性，炉冷后得到两相连续分布且三维互穿结构的Cu-TiC_x复合材料(在此需要说明的是：多孔骨架是由Ti₃SiC₂和Ti₃AlC₂粉末通过热压烧结得到的，其孔隙是由铜来填充，孔隙率则是通过烧结温度和压力控制；铜块用量确保充足)。

在此需要说明的是：上述高温熔渗处理的温度有助于改善Cu与多孔骨架(Ti₃SiC₂、Ti₃AlC₂)之间的润湿性，增强复合材料中Cu与TiC_x的界面结合强度。

在此，本发明实施例同时选用Ti₃SiC₂、Ti₃AlC₂作为原料制备多孔骨架，是基于本发明的发明人的如下研究提出的：若仅采用Ti₃SiC₂粉末制备多孔骨架，Ti₃SiC₂粉末与Cu发生的原位反应剧烈，会导致Ti₃SiC₂骨架易开裂。而若仅采用Ti₃AlC₂粉末制备多孔骨架，Ti₃AlC₂与铜之间的润湿性差，使得Ti₃AlC₂与Cu不反应，没法复合在一起。而本发明实施例选择以Ti₃AlC₂与Ti₃SiC₂混合粉体制备多孔骨架，可以起到稳定骨架的作用，而且Ti₃SiC₂与铜发生原位反应，使得Si原子进入铜熔液中，降低了铜熔液的表面张力，这样会改善Ti₃AlC₂与铜之间的润湿性，继而使得铜与Ti₃AlC₂也发生原位反应，反应生成TiC_x相，以及Al原子固溶于铜熔液中，得到多种强化机制增强的铜基复合材料。其中，反应生成的TiC_x增强相起到弥散强化的作用；其次TiC_x可抑制铜晶体的粗化，起到细晶强化的作用；最后，Si、Al原子固溶于铜基体中，可以起到固溶强化的作用。

综上，本发明实施例提供的一种Cu-TiC_x复合材料及其制备方法，在Cu-TiC_x复合材料中：TiC_x的体积分数范围大(优选为45-75％)，且易于调控。该Cu-TiC_x复合材料的制备是将具有高强度、良好导热性、热膨胀系数低、良好耐磨性的前驱体材料(Ti₃SiC₂、Ti₃AlC₂)烧结成多孔骨架，然后与铜进行熔渗处理制备而成。其中，在该高温熔渗处理的温度下，前驱体材料(Ti₃SiC₂、Ti₃AlC₂)与铜发生原位反应，分解生成TiC_x增强相，分解出的Si、Al原子进入Cu熔液中形成Cu(Si,Al)固溶体。该高温熔渗处理温度有助于改善Cu与前驱体材料(Ti₃SiC₂、Ti₃AlC₂)之间的润湿性，增强复合材料中Cu与TiC_x的界面结合强度。根据本发明的制备工艺可知：由前驱体材料(Ti₃SiC₂、Ti₃AlC₂)烧结而成的多孔骨架可形成三维互穿结构，然后铜熔化填充空隙后，实现了三维互穿结构且任单一相都连续分布(使两相发挥各自的性能优势而不相互制约)，同时TiC_x具有高强度、耐磨损性、热膨胀系数低等特点，所以本发明制备的Cu-TiCx复合材料具有高强度、高导热、热膨胀系数低等优异特点，同时具有良好的耐磨性等功能特性，且具有一定的导电性。

下面通过具体实验实施例进一步对本发明说明如下：

注：以下实施例均采用同一加热炉设备进行制备多孔骨架步骤、高温熔渗步骤。

实施例1

本实施例制备一种Cu-TiCx复合材料，其中，所采用的原料包括为：平均粒度为75μm的Ti₃SiC₂粉末和Ti₃AlC₂粉末、纯度为99.9％以上的铜块。具体制备步骤如下：

制备多孔骨架步骤：称取50g平均粒度为75μm的Ti₃SiC₂和Ti₃AlC₂的原料粉末，其中，Ti₃SiC₂粉末占原料粉末质量的30％。将原料粉末加入到高强石墨所制的压力模具中，然后将模具安装于加热炉的炉腔内，在保护气氛下加热加压，先以10℃/min的升温速率，从室温升至800℃后，同时压力达到10Mpa，在该温度及压力下，保温保压1h。然后，随炉冷却至室温后取出，得到具有一定强度的多孔骨架。

高温熔渗步骤：称取500g的铜块。然后，将多孔骨架与铜块放置于干净的石墨坩埚中，使铜块在多孔骨架的上下两侧均匀放置，再将坩埚放入加热炉的炉腔内。在保护气氛下，从室温以10℃/min的速率升温至1000℃，再以升温速率5℃/min升至1350℃，在该温度下保温1h，最后炉冷至室温，得到Cu-TiC_x复合材料。

其中，在1350℃的高温熔渗温度下，多孔骨架与基体Cu发生原位反应，原位反应生成TiC_x，Si、Al原子固溶于Cu基体相中。其中，原位反应机制图参见图1所示。

本实施例得到Cu-TiCx复合材料的宏观照片如图2所示，其中，图2中样品右上角为多余的铜。

本实施例制备的Cu-TiC_x复合材料的XRD图，如图3所示。从图3可以看出：多孔骨架与基体Cu发生原位反应的反应产物为TiC_x，Si固溶于基体铜形成Cu(Si,Al)固溶体。

图4是本实施例所制备Cu-TiCx复合材料的微观组织结构图；其中，图4中的亮色为Cu，暗色为TiC_x。利用Image-pro plus软件分析该图可知：在Cu-TiC_x复合材料中，TiC_x的体积分数为55％。

另外，本实施例所制备的Cu-TiC_x复合材料的电导率为7.5MS/m，热导率为190W/m·K，室温下热膨胀系数为10.3×10^-6K^-1，摩擦系数为0.3。

图5是本施例所制备的Cu-TiC_x复合材料的三点弯曲应力应变曲线，从图5可知，该复合材料的弯曲强度达到940MPa，该复合材料的断裂韧性值为33.6MPa·m^1/2。

实施例2

本实施例制备一种Cu-TiC_x复合材料，其中，所采用的原料包括为：平均粒度为100μm的Ti₃SiC₂粉末和Ti₃AlC₂粉末、纯度为99.9％以上的铜块。具体制备步骤如下：

制备多孔骨架步骤：称取50g平均粒度为100μm的Ti₃SiC₂和Ti₃AlC₂的原料粉末，其中，Ti₃SiC₂占原料粉末质量的50％。将原料粉末加入到高强石墨所制的压力模具中，然后将模具安装于加热炉的炉腔内，在保护气氛下加热加压，先以10℃/min的升温速率，从室温升至1000℃后，同时压力达到10Mpa，在该温度及压力下，保温保压1h。然后，随炉冷却至室温后取出，得到具有一定强度的多孔骨架。

高温熔渗步骤：称取300g的铜块。然后，将多孔骨架与铜块放置于干净的石墨坩埚中，使铜块在多孔骨架的上下两侧均匀放置，再将坩埚放入加热炉的炉腔内。在保护气氛下，从室温以10℃/min的速率升温至1000℃，再以升温速率5℃/min升至1350℃，在该温度下保温1h，最后炉冷至室温，得到Cu-TiC_x复合材料。

其中，在1350℃的高温熔渗温度下，多孔骨架与基体Cu发生原位反应，原位反应生成TiC_x，Si、Al原子固溶于Cu基体相中，原位反应生成Cu-TiC_x复合材料。

图6是本实施例所制备Cu-TiC_x复合材料的微观组织结构图；其中，在图6中，亮色为Cu，暗色为TiC_x。利用Image-pro plus软件分析该图可知Cu-TiC_x复合材料中：TiC_x的体积分数为63％。

本实施例所制备的Cu-TiC_x复合材料的电导率为7.2MS/m，热导率为180W/m·K，室温下热膨胀系数为9.5×10^-6K^-1，摩擦系数为0.28。

图7是本实施例所制备的Cu-TiC_x复合材料的三点弯曲应力应变曲线，从图7可以看出，该Cu-TiC_x复合材料的弯曲强度最高达到1.2GPa，且具有一定的塑性，且断裂韧性值为30.8MPa·m^1/2。

实施例3

实施例3制备一种Cu-TiC_x复合材料，其中，所采用的原料包括为：平均粒度为200μm的Ti₃SiC₂粉末和Ti₃AlC₂粉末、纯度为99.9％以上的铜块。具体制备步骤如下：

制备多孔骨架步骤：称取100g平均粒度为200μm的Ti₃SiC₂和Ti₃AlC₂的原料粉末，其中，Ti₃SiC₂占原料粉末质量的70％。将原料粉末加入到高强石墨所制的压力模具中，然后将模具安装于加热炉的炉腔内，在保护气氛下加热加压，先以10℃/min的升温速率，从室温升至1200℃后，同时压力达到10Mpa，在该温度及压力下，保温保压1h。然后，随炉冷却至室温后取出，得到具有一定强度的多孔骨架。

高温熔渗步骤：称取500g的铜块。然后，将多孔骨架与铜块放置于干净的石墨坩埚中，使铜块在多孔骨架的上下两侧均匀放置，再将坩埚放入加热炉的炉腔内。在保护气氛下，从室温以10℃/min的速率升温至1000℃，再以升温速率5℃/min升至1350℃，在该温度下保温1h，最后炉冷至室温，得到Cu-TiCx复合材料。

其中，在1350℃的高温熔渗温度下，多孔骨架与基体Cu发生原位反应，原位反应生成TiC_x，Si、Al原子固溶于Cu基体相中，原位反应生成TiC_x复合材料。

图8是本实施例所制备的Cu-TiC_x复合材料的三点弯曲应力应变曲线，从图8可以看出，本实施例的Cu-TiC_x复合材料的弯曲强度达到1100MPa，并具有塑性，且断裂韧性值为28.4MPa·m^1/2。

图9是本实施例所制备的一种Cu-TiC_x复合材料的原位微观裂纹扩展图。图9表明本实施例所制备的复合材料裂纹扩展曲折，具有一定的韧性。

综上，可以看出，本发明实施例制备的Cu-TiC_x复合材料具有优异的力学性能(高的强度、且具有一定的塑性、韧性)、优异的导热性、低的热膨胀系数、优异的耐磨性，且还保留了导电性。因此，本发明实施例制备的Cu-TiC_x复合材料有望用作新型电接触材料和电子基板材料。

对比例1

对比例1制备一种Cu-TiC_x复合材料，与实施例2相比，对比例2是以50g平均粒度为100μm的Ti₃SiC₂的原料粉末，制备多孔骨架；其他原料及步骤与实施例2一致。

如图10所示，可以看到对比例1得到的复合材料中，骨架有弯曲、开裂的现象，这是由于Cu与Ti₃SiC₂原位反应剧烈导致骨架弯曲、开裂。

对比例2

对比例2制备一种Cu-TiC_x复合材料，与实施例2相比，对比例2是以50g平均粒度为100μm的Ti₃AlC₂的原料粉末，制备多孔骨架；其他原料及步骤与实施例2一致。

在实验过程中发现Cu与Ti₃AlC₂之间润湿性差，两者无法制备成复合材料，如图11所示。

以上所述，仅是本发明的较佳实施例而已，并非对本发明作任何形式上的限制，依据本发明的技术实质对以上实施例所作的任何简单修改、等同变化与修饰，均仍属于本发明技术方案的范围内。

Claims (10)

1.一种Cu-TiC_x复合材料，其特征在于，所述Cu-TiC_x复合材料是由铜基体相和TiC_x增强相组成；其中，在Cu-TiC_x复合材料中：铜基体相和TiC_x增强相中的每一相连续分布，且铜基体相和TiC_x增强相之间三维互穿；

其中，所述TiC_x增强相是由Ti₃SiC₂、Ti₃AlC₂与Cu发生原位反应而得到；所述铜基体相中固溶有硅原子和铝原子。

2.根据权利要求1所述的Cu-TiC_x复合材料，其特征在于，在所述Cu-TiC_x复合材料中：TiC_x增强相的体积分数为30-80％。

3.根据权利要求1或2所述的Cu-TiC_x复合材料，其特征在于，在所述Cu-TiC_x复合材料中：TiC_x增强相的体积分数为45-75％。

4.根据权利要求1-3任一项所述的Cu-TiCx复合材料，其特征在于，

所述Cu-TiC_x复合材料的弯曲强度为1100-1200MPa；和/或

所述Cu-TiC_x复合材料的断裂韧性值为27-35MPa·m^1/2；和/或

所述Cu-TiC_x复合材料的热膨胀系数为9.5-10.5×10^-6K^-1。

5.权利要求1-4任一项所述的Cu-TiC_x复合材料的制备方法，其特征在于，包括如下步骤：

制备多孔骨架步骤：将原料粉末放入模具中，然后在保护气氛或真空条件下，进行烧结处理，得到多孔骨架；其中，所述原料粉末包括Ti₃SiC₂粉末和Ti₃AlC₂粉末；

高温熔渗步骤：对铜块、多孔骨架进行高温熔渗处理，得到Cu-TiC_x复合材料；其中，所述高温熔渗处理的温度高于铜的熔点。

6.根据权利要求5所述的Cu-TiC_x复合材料的制备方法，其特征在于，在所述制备多孔骨架步骤中：

所述原料粉末中的Ti₃SiC₂粉末的质量分数为20-90％；所述原料粉末中的Ti₃AlC₂粉末的质量分数为10-80％；和/或

所述Ti₃SiC₂粉末的粒度为0.5-400微米；和/或

所述Ti₃AlC₂粉末的粒度为0.5-400微米。

7.根据权利要求5或6所述的Cu-TiC_x复合材料的制备方法，其特征在于，在所述制备多孔骨架步骤中：所述烧结处理温度为700-1500℃；在所述烧结处理温度下的保温时间为0.5-5h；对所述原料粉体施加的压力为0.5-50MPa。

8.根据权利要求5-7任一项所述的Cu-TiC_x复合材料的制备方法，其特征在于，所述多孔骨架的孔隙率为25-75％。

9.根据权利要求5-8任一项所述的Cu-TiC_x复合材料的制备方法，其特征在于，在所述高温熔渗步骤中：所述高温熔渗处理的温度为1100-1500℃；在高温熔渗处理的温度下，保温时间至少为5min。

10.根据权利要求5所述的Cu-TiC_x复合材料的制备方法，其特征在于，在所述高温熔渗步骤中：多孔骨架中的Ti₃SiC₂、Ti₃AlC₂与铜发生原位反应，分解生成TiC_x增强相，分解出的Si、Al原子进入Cu熔液中形成铜基体相。

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