CN103668012B

CN103668012B - 一种增强型铜基复合材料及其制备方法和应用

Info

Publication number: CN103668012B
Application number: CN201210364842.6A
Authority: CN
Inventors: 尹金伟; 曾宇平
Original assignee: Shanghai Institute of Ceramics of CAS
Current assignee: Shanghai Institute of Ceramics of CAS
Priority date: 2012-09-26
Filing date: 2012-09-26
Publication date: 2015-11-04
Anticipated expiration: 2032-09-26
Also published as: CN103668012A

Abstract

本发明公开了一种增强型铜基复合材料及其制备方法和应用。所述复合材料是由β-Si₃N₄晶须为增强相、纯铜或铜基合金为基体相，经球磨混合均匀后进行热压烧结或无压烧结制备而得。经实验结果证明：本发明提供的以β-Si₃N₄晶须为增强体的铜基复合材料，既具有β-Si₃N₄晶须的高强度、高耐磨特性，又具有纯铜或铜基合金的高热导特性，可应用于制作闸片；另外，本发明制备方法简单易行，易于规模化，适合工业化生产要求，具有极强的实用价值。

Description

一种增强型铜基复合材料及其制备方法和应用

技术领域

本发明涉及一种增强型铜基复合材料及其制备方法和应用，具体说，是涉及一种以β-Si₃N₄晶须为增强体的增强型铜基复合材料及其制备方法和应用。

背景技术

随着高速列车的飞速发展，列车的运行速度已经从传统的80km/h提升到200km/h以上，部分线路(如京沪高速铁路等)时速已经达到300km/h以上。为了在紧急情况下使列车能够安全制动，需要开发更高性能的闸片材料。传统的铸铁或者铸钢材料，由于导热差，易龟裂等，在工作环境下难以保证足够的安全性，所以，发展高性能制动材料是当前高铁技术发展的一个重要课题。从世界各国列车制动盘材料的发展历程来看，其主要经历了普通铸铁、铸钢、低合金铸铁、特种铸铁、特种铸钢、低合金锻钢以及复合材料等过程。只有通过发展新型高性能制动材料，才能满足高速列车的要求。

由于铜具有优良的导热性能，并且来源广泛，因此成为闸片材料的良好选择。而传统的纯铜和铜基合金材料由于强度和硬度低，易磨损等不足，难以满足高性能摩擦材料所具备的高摩擦系数、低磨损、高强度和高的工作温度的要求，直接用于机械***难以达到良好的效果。因此，对传统铜基材料进一步改进，成为该材料发展的一个重要方向。

目前，铜基材料的增强主要以加入TiC、SiC等颗粒、碳纤维增强为主。陶瓷颗粒或碳纤维的加入，可以强化基体，减少摩擦过程中抵抗对偶微凸体的犁削磨损。当材料表面受到摩擦而产生裂纹时，金属相由于硬度较低因而容易磨损，而当裂纹扩展至陶瓷相时，由于陶瓷相具有很高的强度，因此裂纹沿着相界面产生偏折或者需要更大的作用力使陶瓷相破裂，以上情况可以有效提高材料的断裂功，减少表面材料的脱落，从而提高其抗磨损性能。同时，由于陶瓷相的加入，金属材料失去光滑的表面，提高了材料的摩擦系数。但由于铜材料的广泛应用很大程度上依赖其高热导的特性，因此需要选用高热导材料作为增强相，实现铜基复合材料的高导热性，才能满足该类材料应用于制作列车闸片的性能要求。

发明内容

针对现有技术存在的上述问题，本发明的目的是提供一种以β-Si₃N₄晶须为增强体的增强型铜基复合材料及其制备方法和应用，实现该类材料制作列车闸片的应用要求。

为实现上述发明目的，本发明采用的技术方案如下：

一种增强型铜基复合材料，是由β-Si₃N₄晶须为增强相、纯铜或铜基合金为基体相，经球磨混合均匀后进行热压烧结或无压烧结制备而得。

作为一种优选方案，所述复合材料中的β-Si₃N₄晶须所占的体积百分比为3～40%，基体相所占的体积百分比为97～60%。

作为进一步优选方案，所述复合材料中的β-Si₃N₄晶须所占的体积百分比为10～20%，基体相所占的体积百分比为90～80%。

作为进一步优选方案，所述的β-Si₃N₄晶须为长棒状，晶须直径为0.1～5μm，晶须长度为1～15μm，晶须的长径比为3～40。

作为进一步优选方案，所述的基体相为中位粒径在10～100μm的颗粒状纯铜或铜基合金粉末。

一种制备上述增强型铜基复合材料的方法，包括如下步骤：

a)按配比称取β-Si₃N₄晶须及纯铜或铜基合金粉末，球磨使混合均匀，制得复合物前驱体；

b)对上步制得的复合物前驱体进行热压烧结或无压烧结。

作为一种优选方案，步骤a)中所述的球磨为滚动球磨。

作为一种优选方案，步骤b)中所述的热压烧结的工艺如下：烧结温度为750～1000℃，烧结压力为10～40MPa，保温时间为0.5～2小时，烧结气氛为真空或Ar气气氛。

作为一种优选方案，步骤b)中所述的无压烧结的工艺如下：首先在15～30MPa压力下将步骤a)制得的前驱体预压成块，然后在100～300MPa压力下进行冷等静压处理，再在真空或Ar气气氛下、750～1000℃保温0.5～2小时。

上述增强型铜基复合材料的一种用途，是应用于制作闸片。

与现有技术相比，本发明本发明提供的以β-Si₃N₄晶须为增强体的铜基复合材料，既具有β-Si₃N₄晶须的高强度、高耐磨特性，又具有纯铜或铜基合金的高热导特性。实验结果表明：本发明所制备的复合材料具有高导热、高强度、高摩擦、耐磨损等多种特性，复合材料的抗弯强度可达390MPa，硬度大于95HRF，热导率为50～200W/(m·K)，相比于纯铜或铜基合金或其他复合材料，抗磨损性能也得到显著提高。因此，采用本发明提供的复合材料制作闸片，摩擦产生的热量可以得到快速释放，从而减少热量累积，避免因局部温度过高而引起的器件失效；另外，由于β-Si₃N₄晶须具有优良的抗热震性能，使得由本发明所提供的复合材料制得的闸片在剧烈温度震荡的工作环境中可仍然保持各种物理性能的稳定性，具有极强的实用价值。

附图说明

图1是本发明实施例1～8中所用的β-Si₃N₄晶须的形貌图；

图2是本发明实施例1和2所制得的增强型铜基复合材料与对比例所制得的未增强型铜基材料的热导率-温度曲线对比图；其中：曲线A代表对比例，曲线B代表实施例1，曲线C代表实施例2；

图3是本发明实施例1～4所制得的增强型铜基复合材料的热导率-温度曲线对比图，其中：曲线B代表实施例1，曲线C代表实施例2，曲线D代表实施例3，曲线E代表实施例4。

图4是本发明实施例1～8所制得的增强型铜基复合材料的断口形貌图，其中：a图代表实施例1，b图代表实施例2，c图代表实施例3，d图代表实施例4，e图代表实施例5，f图代表实施例6，g图代表实施例7，h图代表实施例8；

具体实施方式

下面结合实施例及对比例和附图对本发明作进一步详细、完整地说明。

本发明所述的β-Si₃N₄晶须可根据现有技术(例如：彭桂花等，高热导β-Si₃N₄陶瓷的研究进展，材料导报，2009年第7期；本申请人的在先申请CN200410017913.0)制备而得；本实施例所用的β-Si₃N₄晶须是采用本申请人的在先申请CN200410017913.0中所述方法制备而得，所制得的β-Si₃N₄晶须的形貌如图1所示，其中晶须直径约为0.2μm，晶须长度为1～3μm。

实施例1

首先称取7.38g β-Si₃N₄晶须和180g中位粒径为40μm的纯铜粉，加入40g无水乙醇，滚动球磨3小时，制得均匀稳定的前驱体浆料；然后在50～80℃下干燥2小时，过筛，得到复合物前驱体粉末；再将制得的复合物前驱体粉末加入石墨模具中，进行真空热压烧结：在900℃保温1小时，烧结压力为25MPa；即制得β-Si₃N₄晶须所占体积分数为10%的增强型铜基复合材料。

本实施例所制得的增强型铜基复合材料的摩擦性能检测数据见表1所示，该复合材料的抗弯强度、洛氏硬度的检测数据见表2所示；该复合材料的断口形貌见图4中的a图片所示；该复合材料的热导率-温度曲线见图2或图3中的曲线B所示。

对比例

本对比例与实施例1的区别仅在于：原料中不含β-Si₃N₄晶须，其余内容均与实施例1中所述相同。

本对比例所制得的未增强型铜基材料的热导率-温度曲线见图2中曲线A所示。

实施例2

首先称取14.76g β-Si₃N₄晶须和160g中位粒径为40μm的纯铜粉，加入35g无水乙醇，滚动球磨3小时，制得均匀稳定的前驱体浆料；然后在50～80℃下干燥2小时，过筛，得到复合物前驱体粉末；再将制得的复合物前驱体粉末加入石墨模具中，进行真空热压烧结：在900℃保温1小时，烧结压力为25MPa；即制得β-Si₃N₄晶须所占体积分数为20%的增强型铜基复合材料。

本实施例所制得的增强型铜基复合材料的摩擦性能检测数据见表1所示，该复合材料的抗弯强度、洛氏硬度的检测数据见表2所示；该复合材料的断口形貌见图4中的b图片所示；该复合材料的热导率-温度曲线见图2或图3中的曲线C所示。

实施例3

首先称取7.38g β-Si₃N₄晶须和180g中位粒径为40μm的纯铜粉，加入40g无水乙醇，滚动球磨3小时，制得均匀稳定的前驱体浆料；然后在50～80℃下干燥2小时，过筛，得到复合物前驱体粉末；再将制得的复合物前驱体粉末加入石墨模具中，进行真空热压烧结：在950℃保温1小时，烧结压力为25MPa；即制得β-Si₃N₄晶须所占体积分数为10%的增强型铜基复合材料。

本实施例所制得的增强型铜基复合材料的摩擦性能检测数据见表1所示，该复合材料的抗弯强度、洛氏硬度的检测数据见表2所示；该复合材料的断口形貌见图4中的c图片所示；该复合材料的热导率-温度曲线见图3中的曲线D所示。

实施例4

首先称取14.76g β-Si₃N₄晶须和160g中位粒径为40μm的纯铜粉，加入35g无水乙醇，滚动球磨3小时，制得均匀稳定的前驱体浆料；然后在50～80℃下干燥2小时，过筛，得到复合物前驱体粉末；再将制得的复合物前驱体粉末加入石墨模具中，进行真空热压烧结：在950℃保温1小时，烧结压力为25MPa；即制得β-Si₃N₄晶须所占体积分数为20%的增强型铜基复合材料。

本实施例所制得的增强型铜基复合材料的摩擦性能检测数据见表1所示，该复合材料的抗弯强度、洛氏硬度的检测数据见表2所示；该复合材料的断口形貌见图4中的d图片所示；该复合材料的热导率-温度曲线见图3中的曲线E所示。

实施例5

首先称取7.38g β-Si₃N₄晶须和180g中位粒径为70μm的铜锡合金粉，加入35g无水乙醇，滚动球磨3小时，制得均匀稳定的前驱体浆料；然后在50～80℃下干燥2小时，过筛，得到复合物前驱体粉末；再将制得的复合物前驱体粉末加入石墨模具中，进行真空热压烧结：在820℃保温2小时，烧结压力为25MPa；即制得β-Si₃N₄晶须所占体积分数为10%的增强型青铜基复合材料。

本实施例所制得的增强型青铜基复合材料的抗弯强度、洛氏硬度的检测数据见表2所示；该复合材料的断口形貌见图4中的e图片所示。

实施例6

首先称取14.76g β-Si₃N₄晶须和160g中位粒径为40μm的铜锡合金粉，加入35g无水乙醇，滚动球磨3小时，制得均匀稳定的前驱体浆料；然后在50～80℃下干燥2小时，过筛，得到复合物前驱体粉末；再将制得的复合物前驱体粉末加入石墨模具中，进行真空热压烧结：在820℃保温0.5小时，烧结压力为25MPa；即制得β-Si₃N₄晶须所占体积分数为20%的增强型青铜基复合材料。

本实施例所制得的增强型青铜基复合材料的抗弯强度、洛氏硬度的检测数据见表2所示；该复合材料的断口形貌见图4中的f图片所示。

实施例7

首先称取7.38g β-Si₃N₄晶须，在900℃空气气氛条件下氧化处理3h，然后与180g中位粒径为70μm的铜锡合金粉末混合，再加入40g无水乙醇，滚动球磨3小时，制得均匀稳定的前驱体浆料；然后在50～80℃下干燥2小时，过筛，得到复合物前驱体粉末；再将制得的复合物前驱体粉末加入石墨模具中，进行真空热压烧结：在900℃保温2小时，烧结压力为25MPa；即制得β-Si₃N₄晶须所占体积分数为10%的增强型青铜基复合材料。

本实施例所制得的增强型青铜基复合材料的抗弯强度、洛氏硬度的检测数据见表2所示；该复合材料的断口形貌见图4中的g图片所示。

实施例8

首先称取11.07g β-Si₃N₄晶须，在900℃空气气氛条件下氧化处理3h，然后与170g中位粒径为70μm的铜锡合金粉末混合，再加入40g无水乙醇，滚动球磨3小时，制得均匀稳定的前驱体浆料；然后在50～80℃下干燥2小时，过筛，得到复合物前驱体粉末；再将制得的复合物前驱体粉末加入石墨模具中，进行真空热压烧结：在900℃保温2小时，烧结压力为25MPa；即制得β-Si₃N₄晶须所占体积分数为15%的增强型青铜基复合材料。

本实施例所制得的增强型青铜基复合材料的抗弯强度、洛氏硬度的检测数据见表2所示；该复合材料的断口形貌见图4中的h图片所示。

图2是实施例1和2所制得的增强型铜基复合材料与对比例所制得的未增强型铜基材料的热导率-温度曲线对比图；其中：曲线A代表对比例，曲线B代表实施例1，曲线C代表实施例2；由图可见：加入β-Si₃N₄晶须，在一定程度上降低了材料的热导率，但复合材料的热导率仍然保持在一个较高的水平；当添加10vol.%β-Si₃N₄晶须时，所制得的复合材料在室温的热导率可达到175W/(m·K)。

图3是实施例1～4所制得的增强型铜基复合材料的热导率-温度曲线对比图，其中：曲线B代表实施例1，曲线C代表实施例2，曲线D代表实施例3，曲线E代表实施例4；由图3可见：随着烧结温度的提高以及β-Si₃N₄晶须含量的增加，所制得的复合材料的热导率逐渐降低。

图4是实施例1～8所制得的增强型铜基复合材料的断口形貌图，其中：a图代表实施例1，b图代表实施例2，c图代表实施例3，d图代表实施例4，e图代表实施例5，f图代表实施例6，g图代表实施例7，h图代表实施例8；由图4可见：本发明所制得的复合材料的断面处可见晶须拔出或晶须表面包覆现象，进一步说明晶须的添加提高了材料的强度和摩擦系数。

表1

由表1可见：随着β-Si₃N₄晶须含量的增加，所得复合材料的摩擦系数逐渐升高，摩擦系数可高达0.72。

表2

由表2可见：本发明所制备的复合材料的硬度得到了显著的改善，且具有较高的强度，尤其是采用经氧化预处理后的β-Si₃N₄晶须作为增强体所制得的复合材料的硬度和强度最佳。

实施例9

首先称取7.38g β-Si₃N₄晶须，在900℃空气气氛条件下氧化处理3h，然后与180g中位粒径为70μm的铜锡合金粉末混合，再加入40g无水乙醇，滚动球磨3小时，制得均匀稳定的前驱体浆料；然后在15～30MPa压力下将所得的前驱体浆料预压成块，再在100～300MPa压力下进行冷等静压处理，最后在真空或Ar气气氛下、750～1000℃保温0.5～2小时；即制得β-Si₃N₄晶须所占体积分数为10%的增强型青铜基复合材料。

最后有必要在此说明的是：以上实施例只用于对本发明的技术方案作进一步详细地说明，不能理解为对本发明保护范围的限制，本领域的技术人员根据本发明的上述内容作出的一些非本质的改进和调整均属于本发明的保护范围。

Claims

1.一种列车闸片用增强型铜基复合材料，其特征在于：所述复合材料是由β-Si₃N₄晶须为增强相、纯铜或铜基合金为基体相，经球磨混合均匀后进行热压烧结或无压烧结制备而得；所述复合材料中的β-Si₃N₄晶须所占的体积百分比为10～20％，基体相所占的体积百分比为90～80％；所述的β-Si₃N₄晶须为长棒状，晶须直径为0.1～5μm，晶须长度为1～15μm，晶须的长径比为3～40；所述的基体相为中位粒径在10～100μm的颗粒状纯铜或铜基合金粉末。

2.一种制备权利要求1所述的列车闸片用增强型铜基复合材料的方法，其特征在于，包括如下步骤：

b)对上步制得的复合物前驱体进行热压烧结：烧结温度为750～1000℃，烧结压力为10～40MPa，保温时间为0.5～2小时，烧结气氛为真空或Ar气气氛；或，进行无压烧结：首先在15～30MPa压力下将步骤a)制得的前驱体预压成块，然后在100～300MPa压力下进行冷等静压处理，再在真空或Ar气气氛下、750～1000℃保温0.5～2小时。

3.根据权利要求2所述的方法，其特征在于：步骤a)中所述的球磨为滚动球磨。