本發(fā)明屬于高性能結(jié)構(gòu)的金屬材料技術(shù)領(lǐng)域，涉及一種銅鉻鋯鑭合金。

背景技術(shù)：

目前，Cu-Cr-Zr合金作為一種高強(qiáng)度高導(dǎo)電性的銅合金，廣泛應(yīng)用于大規(guī)模集成電路用框架材料、高速列車用接觸線等領(lǐng)域。但是，隨著半導(dǎo)體器件的高度集成化和電氣化列車向高速化發(fā)展，對引線框架材料和接觸線材料提出了更高的要求。在合金中添加一定量的稀土La，稀土La可以與雜質(zhì)元素(P、S、O等)發(fā)生反應(yīng)生成密度小的化合物進(jìn)入熔渣中，從而起到凈化基體，改善合金力學(xué)和電學(xué)性能的作用。但是，如果加入量控制較少，則稀土La對基體的凈化作用不明顯，對合金性能的提高也就不明顯；如果加入量較多，不僅會增加成本，造成稀土的浪費(fèi)，污染環(huán)境，同時La還會與Cu基體生成粗大的第二相，反而會使得合金的力學(xué)和電學(xué)性能下降。因此，提出一種合適的稀土La添加量的Cu-Cr-Zr-La合金是目前亟待解決的問題之一。

技術(shù)實(shí)現(xiàn)要素：

為了克服上述不足，本發(fā)明提供一種銅鉻鋯鑭合金。稀土La和Ce同作為儲量最豐富的稀土元素，其原子數(shù)相近，化學(xué)、物理性能相似，對銅合金的性能存在一定的相似性。兩者均可作為改善銅合金性能的添加劑。在選擇Ce的同時，本發(fā)明提出添加La改善銅合金性能。使一部分稀土La與雜質(zhì)生成難熔化合物殘留在熔渣中，凈化基體；一部分稀土La與Cu生成第二相析出，彌散分布于基體中，起到強(qiáng)化基體的作用。

為了實(shí)現(xiàn)上述目的，本發(fā)明采用如下技術(shù)方案：

一種銅鉻鋯鑭合金，由如下重量百分?jǐn)?shù)的成分組成：鉻0.1～2％、鋯0.05～0.5％、鑭0.05～0.25％，余量為銅及不可避免雜質(zhì)。

若鑭的加入量小于0.05％，則對基體的凈化作用不明顯，對合金性能的提高也就不明顯；若鑭的加入量大于0.25％，不僅會增加成本，造成稀土的浪費(fèi)，污染環(huán)境，同時La還會與Cu基體生成粗大的第二相，反而會使得合金的力學(xué)和電學(xué)性能下降。

優(yōu)選的，所述的銅鉻鋯鑭合金由如下重量百分?jǐn)?shù)的成分組成：鉻1.0～2％、鋯0.25～0.5％、鑭0.15～0.25％，余量為銅及不可避免的雜質(zhì)。

優(yōu)選的，所述的銅鉻鋯鑭合金由如下重量百分?jǐn)?shù)的成分組成：鉻0.1～1.0％、鋯0.05～0.15％、鑭0.05～0.15％，余量為銅及不可避免的雜質(zhì)。

優(yōu)選的：所述的銅鉻鋯鑭合金由如下重量百分?jǐn)?shù)的成分組成：銅99.15％、鉻0.5％、鋯0.2％、鑭0.15％。

本發(fā)明還提供了一種銅鉻鋯鑭合金的制備方法，包括：

將預(yù)處理后的紫銅、銅鉻中間合金、銅鋯中間合金、銅鑭中間合金在惰性氣體保護(hù)下，進(jìn)行真空中頻感應(yīng)熔煉，待全部合金熔化后，保溫10～30min，真空澆鑄、冷卻，即得。

優(yōu)選的，所述預(yù)處理為：去除紫銅、Cu-10wt.％Cr、Cu-10wt.％Zr、Cu-20wt.％La的氧化皮。

優(yōu)選的，所述惰性氣體為氬氣。

優(yōu)選的，所述澆鑄溫度為1200℃～1300℃。

本發(fā)明還提供了一種銅鉻鋯鑭合金，各組分重量百分比為：鉻0.1～2％、鋯0.02～0.5％、鑭0.05～0.25％，余量為Cu及不可避免雜質(zhì).

由上述銅鉻鋯鑭合金通過真空感應(yīng)熔煉方法制得。

所述熔煉方法具體步驟如下：

(1)將原料紫銅線、Cu-10wt.％Cr、Cu-10wt.％Zr、Cu-20wt.％La按比例配比；

(2)將(1)中配好原料放入坩堝中，采用ZG-10型真空中頻感應(yīng)熔煉爐熔煉，氬氣氣氛保護(hù)；

(3)待原料完全熔化后，保溫10～30min；

(4)采用真空澆鑄的方式，將銅液澆鑄至模具中。

本發(fā)明還提供了任一上述的方法制備的銅鉻鋯鑭合金。

本發(fā)明還提供了任一上述的銅鉻鋯鑭合金在制造大規(guī)模集成電路用框架材料或高速列車用接觸線中的應(yīng)用。

本發(fā)明的有益效果

(1)在銅鉻鋯合金中加入0.05～0.25％鑭時，合金力學(xué)和電學(xué)性能得到改善。

(2)本發(fā)明制備方法簡單、實(shí)用性強(qiáng)，易于推廣。

附圖說明

圖1為不同La加入量的銅鉻鋯鑭合金宏觀組織形貌：(a)0.05％；(b)0.15％；(c)0.25％；(d)0.5％；

圖2為不同La加入量的銅鉻鋯鑭合金顯微組織形貌：(a)0.05％；(b)0.15％；(c)0.25％；(d)0.5％；

圖3為添加0.5％La的合金能譜分析的點(diǎn)掃圖；

圖4為Cu-La系合金相圖。

具體實(shí)施方式

以下通過實(shí)施例對本發(fā)明特征及其它相關(guān)特征作進(jìn)一步詳細(xì)說明，以便于同行業(yè)技術(shù)人員的理解：

實(shí)施例1

一種銅鉻鋯鑭合金，按元素按重量百分比為：銅99.25％、鉻0.5％、鋯0.2％、鑭0.05％

熔煉方法：

(1)將原材料紫銅線、Cu-10wt.％Cr、Cu-10wt.％Zr、Cu-20wt.％La去氧化皮后加入坩堝中，將模具預(yù)熱至200℃-250℃，并噴氮化硼離型劑；

(2)采用ZG-10型真空中頻感應(yīng)熔煉爐熔煉。為防止銅合金氧化，熔煉及澆鑄過程在氬氣氣氛保護(hù)下進(jìn)行；

(3)以65～85℃/min升溫速度升溫，通過觀察窗觀察合金全部熔化后，繼續(xù)升溫2～3min后稍降低功率至18～20KW保持恒溫，保溫10～30min后澆鑄至模具中，澆鑄溫度保持在1200℃～1300℃；

(4)待爐內(nèi)完全冷卻后，打開爐蓋將鑄錠取出。

實(shí)施例2

一種銅鉻鋯鑭合金，按元素按重量百分比為：銅99.85％、鉻0.5％、鋯0.2％、鑭0.15％

熔煉方法：

(1)將原材料紫銅線、Cu-10wt.％Cr、Cu-10wt.％Zr、Cu-20wt.％La去氧化皮后加入坩堝中，將模具預(yù)熱至200℃-250℃，并噴氮化硼離型劑；

(2)采用ZG-10型真空中頻感應(yīng)熔煉爐熔煉。為防止銅合金氧化，熔煉及澆鑄過程在氬氣氣氛保護(hù)下進(jìn)行；

(3)以65～85℃/min升溫速度升溫，通過觀察窗觀察合金全部熔化后，繼續(xù)升溫2～3min后稍降低功率至18～20KW保持恒溫，保溫10～30min后澆鑄至模具中，澆鑄溫度保持在1200℃～1300℃；

(4)待爐內(nèi)完全冷卻后，打開爐蓋將鑄錠取出。

實(shí)施例3

一種銅鉻鋯鑭合金，按元素按重量百分比為：銅99.95％、鉻0.5％、鋯0.2％、鑭0.25％

熔煉方法：

(1)將原材料紫銅線、Cu-10wt.％Cr、Cu-10wt.％Zr、Cu-20wt.％La去氧化皮后加入坩堝中，將模具預(yù)熱至200℃-250℃，并噴氮化硼離型劑；

(2)采用ZG-10型真空中頻感應(yīng)熔煉爐熔煉。為防止銅合金氧化，熔煉及澆鑄過程在氬氣氣氛保護(hù)下進(jìn)行；

(3)以65～85℃/min升溫速度升溫，通過觀察窗觀察合金全部熔化后，繼續(xù)升溫2～3min后稍降低功率至18～20KW保持恒溫，保溫10～30min后澆鑄至模具中，澆鑄溫度保持在1200℃～1300℃；

(4)待爐內(nèi)完全冷卻后，打開爐蓋將鑄錠取出。

實(shí)施例4

一種銅鉻鋯鑭合金，按元素按重量百分比為：銅98.8％、鉻0.5％、鋯0.2％、鑭0.5％

熔煉方法：

(1)將原材料紫銅線、Cu-10wt.％Cr、Cu-10wt.％Zr、Cu-20wt.％La去氧化皮后加入坩堝中，將模具預(yù)熱至200℃-250℃，并噴氮化硼離型劑；

(2)采用ZG-10型真空中頻感應(yīng)熔煉爐熔煉。為防止銅合金氧化，熔煉及澆鑄過程在氬氣氣氛保護(hù)下進(jìn)行；

(3)以65～85℃/min升溫速度升溫，通過觀察窗觀察合金全部熔化后，繼續(xù)升溫2～3min后稍降低功率至18～20KW保持恒溫，保溫10～30min后澆鑄至模具中，澆鑄溫度保持在1200℃～1300℃；

(4)待爐內(nèi)完全冷卻后，打開爐蓋將鑄錠取出。

具體分析如下：

(1)稀土La對合金組織的影響

將不同La含量的銅合金鑄錠取樣、研磨、拋光和腐蝕后進(jìn)行組織觀察，宏觀組織如圖1所示；光學(xué)顯微鏡中所示微觀組織如圖2所示。從圖1中可以看出，隨著La加入量的增加，晶粒尺寸呈下降趨勢。從圖2中可以看出，La的分布與添加量存在密切的關(guān)系，當(dāng)添加量為0.05％時，在枝晶間隙僅存在極少量的La析出相，這是由于La極活潑，更容易與P、S、O等元素優(yōu)先反應(yīng)生成難熔化合物進(jìn)入熔渣，從而凈化了基體。當(dāng)添加0.15～0.25％La時，基體上存在的含La析出相增多，枝晶形貌發(fā)生變化；一次晶軸、二次晶軸均變短變粗，這是由于La溶入基體，使Cr、Cu_xZr、Cu₆La等彌散第二相增多，阻礙枝晶的生長，同時Cu₆La也可以為晶粒形核提供形核中心，使得晶粒尺寸變小。當(dāng)加入0.5％La時，枝晶間隙存在大量的Cu₆La第二相，枝晶形貌顯著發(fā)生變化，二次晶軸變長變粗，比例顯著增加。Cu₆La第二相在枝晶間隙、晶界出均有析出，呈球狀、棒狀等(圖2(d))。

(2)稀土La在合金中的存在形式

對0.5％的La的試樣不同Cu_xLa第二相析出點(diǎn)進(jìn)行EDS測試，結(jié)果如圖3和表1所示。根據(jù)Cu-La系合金相圖(如圖4所示)，二者形成的中間相有CuLa、Cu₂La、Cu₅La和Cu₆La，二者最高的原子比為6:1，而表1中測試出Cu與La的原子比最接近6:1，因此推測Cu和La生成的金屬間化合物為Cu₆La。

表1含La0.5％的合金不同點(diǎn)EDS測試

(3)稀土La對合金力學(xué)和電學(xué)性能的影響

表2為Cu-Cr-Zr-La合金拉伸強(qiáng)度、伸長率和電導(dǎo)率隨La加入量的變化?？梢钥闯鲭S著La加入量的增加，合金強(qiáng)度先升高后降低，當(dāng)加入量為0.15％時，合金的強(qiáng)度達(dá)到最大值222MPa。當(dāng)加入0.05％的La時，稀土元素La主要與雜質(zhì)反應(yīng)進(jìn)入熔渣，起到凈化基體的作用，改善合金的力學(xué)性能；但是由于加入量較少，對力學(xué)性能的改善并不能達(dá)到最優(yōu)化。當(dāng)加入0.15％La時，合金的強(qiáng)度最高，伸長率下降并不明顯，這是由于稀土La對集體的凈化作用比較充分，合金性能得到很大程度的改善。當(dāng)La加入量達(dá)到0.25％或0.5％時，合金抗拉強(qiáng)度、伸長率均呈下降趨勢，這是La的加入量太多，不僅起到了凈化基體的作用，更是由于多余的La與Cu生成了粗大的Cu₆La第二相，部分粗大第二相在晶界、枝晶間隙偏聚，合金力學(xué)性能下降。

對比不同La加入量的銅合金的電導(dǎo)率，可以看出，當(dāng)稀土La的加入量小于0.15％時，合金電導(dǎo)率緩慢升高；當(dāng)稀土La的加入量大于0.15％時，合金的電導(dǎo)率快速下降，合金的導(dǎo)電性能快速下降。這是由稀土對合金基體的凈化作用和La進(jìn)入基體引入的晶格畸變的共同作用所致。當(dāng)加入La含量在0.15％以下時，稀土La與雜質(zhì)反應(yīng)生成難熔化合物進(jìn)入熔渣，從而凈化基體，合金中的雜質(zhì)數(shù)量減少，引起的晶格畸變減少，晶格畸變對電子的額散射作用增強(qiáng)，合金的電導(dǎo)率升高。當(dāng)加入La含量在0.15％以上時，La溶入銅合金基體中，并與Cu生成Cu₆La析出相，引起較大的晶格畸變，晶格畸變對電子的散射作用增強(qiáng)，電導(dǎo)率下降；此外，La的引入使得晶粒得到一定程度的細(xì)化，晶界密度升高，晶界對電子的散射作用增強(qiáng)，合金的電導(dǎo)率下降。同時，當(dāng)La加入量繼續(xù)增加時，Cu₆La第二相的數(shù)量和尺寸均增加，引起的晶格畸變程度增加，這些因素也會使得合金的電導(dǎo)率下降。

表2為不同La加入量的銅合金強(qiáng)度、伸長率和電導(dǎo)率變化

最后應(yīng)該說明的是，以上所述僅為本發(fā)明的優(yōu)選實(shí)施例而已，并不用于限制本發(fā)明，盡管參照前述實(shí)施例對本發(fā)明進(jìn)行了詳細(xì)的說明，對于本領(lǐng)域的技術(shù)人員來說，其依然可以對前述實(shí)施例所記載的技術(shù)方案進(jìn)行修改，或者對其中部分進(jìn)行等同替換。凡在本發(fā)明的精神和原則之內(nèi)，所作的任何修改、等同替換、改進(jìn)等，均應(yīng)包含在本發(fā)明的保護(hù)范圍之內(nèi)。上述雖然結(jié)合附圖對本發(fā)明的具體實(shí)施方式進(jìn)行了描述，但并非對本發(fā)明保護(hù)范圍的限制，所屬領(lǐng)域技術(shù)人員應(yīng)該明白，在本發(fā)明的技術(shù)方案的基礎(chǔ)上，本領(lǐng)域技術(shù)人員不需要付出創(chuàng)造性勞動即可做出的各種修改或變形仍在本發(fā)明的保護(hù)范圍以內(nèi)。