一、纳米稀土对复合材料中超细粒子团聚现象的抑制(Ⅱ)——超细金属铜粉团聚现象的抑制（论文文献综述）
张俊璐[1]（2021）在《ZrC/NbC颗粒增强钨铜复合材料的组织及性能研究》文中研究指明随着国家科学技术的发展,电工领域、军工领域、电子领域日新月异,钨铜复合材料作为应用于其关键部位的零件,为了使钨铜复合材料能够更好的应用在这些领域,而且应用于更加严苛的服役环境,对制备优异综合性能的新型钨铜复合材料有更高的要求。本文采用粉末冶金法制备钨铜复合材料,首先,根据钨铜复合材料的性能特点选择用于增强钨骨架性能的添加相,通过已有研究选择加入x wt.%ZrC或NbC（x=0.5,2.0,4.0）,采用不同混粉方式（V型混料机混粉、行星球磨机球磨、研钵研磨）制备复合材料,研究表明亚微米钨铜复合材料的密度、压缩/拉伸强度、摩擦磨损、耐电弧烧蚀等性能表现优异,研究不同含量ZrC或NbC颗粒对亚微米钨铜复合材料的组织、电导率、硬度、密度、室温/高温压缩性能改善情况;其次,制备钨铜复合材料的原始粉末形貌也对复合材料的性能有很大的影响,通过采用与前文粉末形貌不同的球形粉末制备钨铜复合材料,研究初始粉末形貌对材料组织及性能的影响;最后,加入ZrC颗粒增强球形初始粉制备的钨铜复合材料,通过加入不同含量诱导铜粉提升材料密度,研究对复合材料性能的影响:（1）加入x wt.%ZrC（x=0.5,2.0,4.0）增强钨铜复合材料,采用三种不同的混料方式混合初始粉末。对组织均匀性研究,发现V型混料机和行星球磨机球磨制备的复合材料组织均匀性良好,对材料进行导电率、硬度、密度、室温压缩变形、高温压缩变形测试,综合测试的各项性能得出使用V型混料机制备的0.5ZrC-WCu复合材料具有最佳的综合性能。（2）加入xwt.%NbC（x=0.5,2.0,4.0）增强钨铜复合材料。也采取三种不同的混料方式制备,根据扫描得到的显微组织均匀性分析可知,行星球磨机球磨制备的复合材料组织均匀性最好,加入2.0wt.%NbC可以使材料具有优异的综合性能,采用球磨制备的复合材料电导率为18.04 MS/m,硬度为233.25 HB,密度为13.45 g/cm3,室温压缩强度为1111.18 MPa。（3）通过前两章的实验所得到的数据对比研究可知,采用V型混料机制备的0.5wt.%ZrC-WCu复合材料综合性能优异。本章首先研究采用球形初始粉末制备钨铜合金,分析可知球形粉制备的复合材料比现有研究加入碳化物增强的材料性能有所提升;为改善材料的密度,所以采用不同含量诱导铜粉制备0.5wt.%ZrC增强球形粉制备的钨铜复合材料,实验结果表明,随着诱导铜粉的减少,电导率下降,复合材料密度、硬度逐渐上升,室温拉伸/压缩逐渐上升。
田宁[2]（2021）在《氧化石墨烯-金属耦合强化钛基复合材料组织与性能研究》文中研究指明具备低密度、高强度、耐腐蚀、耐高温等优异性能的钛及钛合金成为军事行业、航空航天、医疗卫生、石油化工等各个领域的理想材料。近年来,随着航天航空技术的不断发展,对钛及钛合金的机械性能和物理性能有了更高的要求。传统钛合金已经无法满足,新兴的石墨烯增强钛基复合材料为其性能进一步的提高提供了可能,但是研究发现通过不同方法调控石墨烯在钛基复合材料中的分布,对钛合金的机械性能提高有限,因此我们设想通过引入多个增强相来协同强化钛基体,从而获得强塑性匹配的钛基复合材料。本文利用铜粉和氧化石墨烯通过球磨的方式对钛基体粉末进行表面改性,随后利用放电等离子烧结制备GONs-Cu/TC4复合材料。通过SEM扫描电镜、X射线衍射仪、拉曼光谱仪、透射电子显微镜、X射线光电子能谱分析等手段分析表征GONs-Cu/TC4复合材料;同时利用拉伸试验机、摩擦磨损试验机和维氏硬度计对复合材料的静态力学性能进行测试。研究铜含量、氧化石墨烯含量、热处理、轧制温度、轧制变形量及退火温度等对复合材料显微组织和力学性能的影响。最后对氧化石墨烯和铜协同强化复合材料的力学性能增强机理进行分析研究。主要得到以下几点结论:1.在经过球磨后的TC4粉体表面和烧结过后的样坯中均能检测到氧化石墨烯的存在。通过物相表征分析得到,部分氧化石墨烯在烧结过程中与钛基体自发反应生成Ti C,同时铜和钛基体在烧结过程中反应生成Ti2Cu颗粒且大多数集中在β-Ti上;此外显微组织形貌表明氧化石墨烯和铜的添加可以起到细化晶粒的作用。2.烧结态GONs-Cu/TC4复合材料室温拉伸强度随着铜含量的增加而呈现线性增加趋势的同时延伸率呈线性下降趋势,抗拉强度和屈服强度最高分别可达1230MPa和1168Mpa,相较于TC4（UTS=930Mpa,0.2%YS=850MPa）分别提高了33%和37.4%。其主要增强机理为:碳原子和铜的固溶强化;细晶强化;弥散强化;载荷传递（GONs）。3.对烧结态GONs-Cu/TC4复合材料磨损行为进行了系统的测定及表征,并对其磨损机理进行了探讨,当铜含量达到5wt%时,复合材料的硬度最高达到411 HV,比TC4合金（330 HV）高约25%;此外,复合材料的摩擦系数最低0.12,磨损体积损失最低0.155mm3仅为TC4的一半。其主要摩擦增强机理为:通过析出相Ti2Cu、Ti C强化硬度;具备脆性Ti C@GONs结构;摩擦过程中拉拔出GONs的自润滑作用及未反应的Cu和GONs良好的导热性。4.对GONs-Cu/TC4复合材料进行热轧制温度及变形量研究发现,当轧制温度为900℃时同时变形量为90%时,强塑性最好,抗拉强度达到1520MPa同时延伸率为3.2%。轧制温度较低时塑性提升较为明显,轧制温度过高时,呈现脆性较大的特征。5.同时研究GONs含量对GONs-Cu/TC4复合材料力学性能影响中发现,不管是烧结态还是轧制态,含有0.3wt%的GONs复合材料力学性能都达到最优,GONs含量过高容易导致团聚进行使得样品性能下降。
于真鹤[3]（2021）在《多层石墨烯/6063Al复合材料强韧化设计及断裂行为研究》文中认为提高金属材料强度的同时,提升塑性是材料科学界一直渴望实现的研究目标,但一般提高金属强度的因素往往会导致塑性的降低,强度和塑性间表现出倒置的矛盾关系。金属基复合材料是通过在金属基体中人为地引入刚性颗粒以同时提高材料强度和刚度的一种被广泛采用的方法,但因颗粒与基体弹性模量差异过大,不协调变形,导致界面应力集中而发生早期开裂,塑性较基体急剧降低。为了解决此种强塑性间的制约问题,本文以石墨烯/6063Al复合材料为研究对象,从屈服强化、增强体分布和取向以及界面结构三个角度进行了强韧化设计,采用片状球磨、水平烧结及垂直挤压三步粉末冶金工艺成功地制得了高强韧多层石墨烯/6063Al复合材料。系统地研究了复合材料制备过程中的微观组织演化,阐明了石墨烯对铝基体增强增韧机理,并利用原位拉伸试验揭示了复合材料的变形过程及断裂行为。设计并制备了高强韧多层石墨烯/6063Al复合材料。经理论设计,高强韧石墨烯/铝复合材料应满足以下条件:界面干净且结合良好、高含量低损伤石墨烯于晶界和晶内均匀弥散分布且定向排列。本文提出了一种新策略改善石墨烯在铝中的分布形态及界面结合,满足以上强韧化条件。制备流程包括:片状球磨、水平烧结及垂直挤压三步粉末冶金工艺。片状球磨同步实现了铝粉长达13h的片化变形及石墨烯的低损伤均匀分散,在球磨剪切力的作用下石墨烯剥离少层化,片状粉体经放电等离子体烧结水平堆垛成层状预制体和垂直片层热挤压后,近90°的大塑性变形使石墨烯进一步剥离少层化,原始团聚的石墨烯纳米片转变为均匀分散的多层石墨烯,片层厚度约为5～10nm,于晶界和晶内均匀弥散分布,且沿挤压方向准定向排列,形成织构,石墨烯平面与挤压方向的夹角约为15～34°,晶内石墨烯与铝之间存在如下取向关系:（111）Al//（0001）GNSs&[2-1-1]Al//[-12-10]GNSs。机械球磨的破碎作用及合金元素调控去掉了铝粉表面氧化膜,界面由C-Al直接结合为主,基体Mg元素与Al2O3反应生成棒状Mg Al2O4,并结合低温快速烧结避免了有害界面反应产物Al4C3的生成。研究了挤压态复合材料的显微组织及力学性能。随着石墨烯含量从0wt.%增加至1.0wt%,晶粒尺寸从912nm降为595nm,材料内部<111>丝织构强度从5.99增大到12.59。随着含量增多,复合材料的屈服强度和抗拉强度单调上升,同时具有高塑性,0.5wt.%石墨烯/铝复合材料具有最佳的强塑性匹配,屈服强度和抗拉强度较同工艺制备的铝合金提高22%和15%,分别可达280MPa和341MPa,同时,总延伸率为16.3%,略高于铝合金（14.6%）,伴有明显的颈缩现象。计算分析了复合材料屈服强度及应变硬化两阶段的强化机制。屈服强度的强化机制主要由细晶强化、位错强化、载荷传递强化以及晶内石墨烯的Orowan强化构成,当含量增加到1.0wt.%时,Orowan强化占比高达52%。应变硬化曲线拟合结果表明,林位错硬化为主要机制,晶界石墨烯和晶内石墨烯对位错累积的贡献机制不同,晶界石墨烯一方面阻碍位错运动,造成位错塞积,另一方面降低晶界扩散系数,减少晶界对刃型位错的吸收湮灭,而晶内石墨烯依靠Orowan位错环增殖提高位错密度,但会在一定程度上加大螺位错的湮灭。揭示了复合材料的变形过程和断裂行为。原位拉伸结果表明,石墨烯通过偏转、矫直、层间错排以协调基体变形,减少了界面应力集中和开裂倾向,使塑性变形延续到颈缩发生。断裂过程中,密集分布的石墨烯分散并阻隔基体中裂纹分布和连通,桥接基体裂纹的同时,承担载荷,随后发生错层滑移和逐步撕裂。石墨烯的协调变形和逐步分层撕裂提供了持久变形及桥接效应,是复合材料优异塑性和韧性的主要原因。撕裂的少层石墨烯依附于基体韧窝侧壁定向密集排列,沿受力方向伸出100nm以上,形成特殊的“蝉翼状”断口。本论文研究结果为理解石墨烯对金属基体的强韧化提供了直观实验证据,对高强韧金属基复合材料的设计和制备具有重要的指导意义。
苏武丽[4]（2021）在《掺杂石墨烯和纳米氧化铝颗粒的WC-6Co硬质合金的强韧化研究》文中指出WC-6Co硬质合金具有良好的机械性能,但是受粘结相和晶粒大小的共同影响,合金并不能同时具备高硬度、高强度及高韧性。所以如何在保持其高硬度的同时提高强度和韧性是WC-6Co硬质合金当前研究的核心课题。尽管制备超细/粗晶硬质合金和掺杂晶粒长大抑制剂、稀土元素等改善了部分性能,但仍然存在工艺控制困难、性能提升不显着的技术问题。因此,基于各种添加剂对硬质合金的强化机制以及碳含量对合金组织性能的影响,本文选择碳材料作为添加剂,探究其作为增碳剂和增强相对WC-6Co硬质合金力学性能的影响,为低钴WC基硬质合金增强增韧提供新的思路。本文首先通过低压烧结制备了添加不同含量的多层石墨烯的WC-6Co硬质合金样品,然后从显微组织、致密化、导热性能、力学性能等几个方面进行表征分析。结果表明,石墨烯在Co相、WC/WC界面和WC/Co界面以增强相的形式存在,并使合金晶粒得到不同程度细化。同时添加石墨烯有利于合金致密化,且其显着提高了合金的导热系数。当石墨烯含量为0.05 wt.%时,石墨烯分布最均匀,晶粒细化效果最明显,致密化程度最高。石墨烯含量超过0.05 wt.%时,粉末开始出现团聚现象,合金的晶粒细化效果及致密化的提升受到一定的影响。随着石墨烯含量的增加,硬质合金硬度略有下降,横向断裂强度先增大后减小,断裂韧性获得不同程度的提高。当石墨烯含量为0.05 wt.%时,横向断裂强度达到2321.2 MPa,相比于基体提高35.3%;断裂韧性提高到13.1 MPa·m1/2,相比于基体提高31.0%。综合考虑,含0.05 wt.%石墨烯硬质合金具有相对优异的综合性能。除了石墨烯本身作为增强相外,致密化提高以及石墨烯诱导的细晶强化是致使合金获得强韧化的原因。然而鉴于多层石墨烯对硬质合金硬度的不利影响,本文接着通过胶体加工方法制备了GO/Al2O3复合颗粒,并将其添加到WC-6Co硬质合金中。由TEM观察到GO/Al2O3复合颗粒被包覆于WC晶粒内部并通过自身塑性变形与WC晶粒界面紧密结合。通过XRD及EDS检测得,GO/Al2O3复合颗粒固溶于Co相中引起Co相晶格畸变,当含量为0.05 wt.%时,Co相溶解了更多W原子,提高了固溶强化的增强效果。和石墨烯一样,GO/Al2O3复合颗粒有利于提高合金的晶粒细化和致密化,其程度和GO/Al2O3复合颗粒的分散状态有关。GO/Al2O3复合颗粒为0.05 wt.%时,GO/Al2O3复合颗粒的分散最均匀,合金晶粒细化最明显,致密化程度最高。WC-6Co硬质合金的硬度、强度和断裂韧性随着GO/Al2O3复合粒子的添加量的增多呈现出一致的先增大后减小的趋势,并且在GO/Al2O3复合粒子含量为0.05 wt.%时达到最优。其中硬度为2021 HV30,相比于基体提高3.0%;横向断裂强度为2480.4MPa,相比于基体提高121.3%;韧性为11.5 MPa·m1/2,相比于基体提高14.5%。除了合金致密化程度提高之外,GO/Al2O3复合颗粒诱导的强韧化机理包括晶粒细化,位错强化,固溶强化和弥散强化等。尽管合金的硬度、强度和韧性均得到了提高,但仍然无法避免GO/Al2O3复合粒子含量较多（>0.1 wt.%）时发生的粉末团聚现象。因此,最后本文在机械球磨的基础上采用了超声-冻干混粉工艺加以改进。通过对比机械球磨混粉发现,超声-冻干混粉工艺方法可以有效解决GO/Al2O3复合粒子的团聚问题以获得细小均匀的粉末颗粒。尤其是对于添加0.15 wt.%GO/Al2O3复合粒子的合金,通过超声-冻干混粉工艺后,复合粒子均匀分布在WC晶粒间使细化晶粒的效果较为显着,而且合金的相对密度较高,合金的强度提高至2723.6 MPa,相比于普通机械球磨的合金提高了约600 MPa,其硬度和韧性也有相应的提高。对于添加0.2 wt.%GO/Al2O3复合粒子的合金,尽管通过超声-冻干混粉工艺后团聚现象有所减轻,但依旧没有达到良好的分散效果。因此强度和硬度相比于机械球磨后的合金仅小幅度提高,而断裂韧性却降低。
陆天行[5]（2021）在《钨弥散强化铜合金制备及性能研究》文中研究表明随着科技水平的发展,如何开发兼具高强度与高导电性的铜合金成为研究者探索的重点。近数十年,弥散强化（Dispersion Strengthened,DS）铜合金以其兼顾高强高导的特性、良好的高温稳定性引发众多关注。现有弥散强化铜合金中强化相以氧化物为主,但是氧化物较强的电子散射效应、较低的辐照稳定性成为进一步提升其性能的限制因素。钨具备高硬度、高熔点、良好的导电导热性和优良的耐辐照性能,是新一代高强高导弥散强化铜中优秀的强化相选择。现有研究者的工作集中于机械合金化制备合金,而在上述外源法合成技术中,颗粒难以均匀细化的问题限制了钨颗粒的强化效果和合金的导电性能。基于上述背景,本文成功地开发了以原位反应为核心的钨弥散强化铜粉末的合成策略,并制备出颗粒细小、分布均匀、具有优良综合性能的钨弥散强化铜合金。本文围绕钨弥散强化铜的粉末冶金方法制备和力学、导电性能进行研究,进一步探讨其高温稳定性与组织结构演变。本研究将为未来进一步开发高性能弥散强化铜合金提供理论依据。对扩展弥散强化铜合金的应用场景,进一步研发性能更高、高温稳定性更好、可工业化应用的高强高导铜合金具有重要意义。热力学分析表明钨作为弥散相的制备难点在于Cu-W二元体系极高的形成焓（>33 kJ/mol）,导致外部加入的钨在铜基体中分散与细化存在很高的能垒,故需要设计中间过程降低钨颗粒的形成能量。首先以易细化的铜、钨氧化物作为前驱体,采用溶胶凝胶-气相还原法制备合金。制备的块体合金中消除了亚微米级以上的大尺寸颗粒影响,组织均匀性、弥散颗粒细化程度与导电性显着优于一般机械合金化法制备的合金。在气相法的基础上,结合机械合金化法开发气-固原位反应法制备钨弥散铜合金。合成过程中Cu基体的包覆充分抑制中间水合物的生成,因此Cu-W间通过固相传质机制反应。固相传质反应能将钨的形成温度降低至600℃以下,使W颗粒在高温形成过程中免于气相形核与粗化。所制备的合金中钨弥散颗粒平均尺寸小于30 nm,通过大变形量冷轧后抗拉强度达到596 MPa,并保持约85 IACS%的导电性能。冷轧态合金经过800℃高温退火后抗拉强度与屈服强度为402 MPa与289 MPa,退火后合金基体晶粒尺寸为0.97 μm,弥散颗粒未出现明显长大。高温退火后基体织构相较于冷轧态保持稳定,无明显变化。分析表明其力学性能主要源于第二相强化与细晶强化机制,内部高密度钨颗粒带来的晶粒细化效果与位错钉扎效应带来较高的强度与高温稳定性。电阻率的增加主要由颗粒电阻效应、颗粒电子散射与晶界散射导致。通过添加钨弥散相代替氧化物相,能够在不损失强度的前提下提升铜合金导电性,同时抑制高弥散相含量带来的脆化影响。通过原位反应法合成双相弥散强化铜合金,采用纯固相的机械-化学复合法（Mechano-chemical Processing,MCP）制备两种含有TiO2与Al2O3的复合相钨弥散铜。由于MCP反应中元素扩散路径短、颗粒长大不明显,并且在合成过程中固相反应形成的两相颗粒之间存在互抑制效应,进一步限制了氧化物与钨颗粒的长大,带来更优的强化效果。组织中W颗粒和氧化物最小尺寸维持在10nm级别,基体晶粒尺寸均在800 nm以下。其中Cu-W-Al2O3合金的高温稳定性优良,经过800℃退火后抗拉强度与屈服强度为442 MPa和350 MPa,对比热挤压态仅下降6%,导电率维持在80IACS%以上,延伸率维持在15%。互抑制效应提升合金基体中强化相分散效果,避免避免颗粒长大导致的晶界脆化。退火态组织保持纤维织构不变,基本未出现再结晶晶粒,高密度的复合相强化颗粒提供了良好的细晶强化效果和更优的高温稳定性。基于实验结果,对钨弥散铜的高温组织演变与强化相结构进行分析。经过更长时间退火过程,合金的强度与硬度维持稳定不再下降,平均晶粒尺寸保持在约1 μm。钨弥散强化铜的再结晶过程会经过回复-晶粒重组为亚结构-不同亚结构融合形成超大晶粒-超大晶粒内部形核再结晶的过程,最终稳定为包含再结晶晶粒和高密度变形晶粒的双相结构。影响钨颗粒稳定性的核心是其在铜基体内的粗化过程,通过Ostwald熟化机制描述颗粒的长大机制,推导出晶粒内与晶界处的平衡浓度与扩散系数。结构表征结果证明Cu-W界面为稳定的半共格界面结构,对应K-S位向关系,钨颗粒的强化形式为位错绕过机制,原位反应生成的颗粒与基体之间结合紧密。通过分子动力学计算结果验证了上述结构的能量稳定性。结合实验与理论计算阐明钨弥散强化铜的强化与组织演变机理,为开发更高性能难熔金属弥散强化铜提供理论工具。
郭龙湖[6]（2021）在《熔体浸透法制备线缆用铝/石墨烯复合材料组织性能研究》文中指出当前,粉末烧结路线是制备铝/石墨烯复合材料的主流方法,然而该方法存在重大不足之处,即难以量产铝/石墨烯复合材料,从而约束其规模化应用。为此,本项目提出液相混粉加熔炼工艺制备铝/石墨烯复合材料的方法,该方法克服了粉末路线无法量产铝/石墨烯复合材料的问题。本文以还原氧化石墨烯粉体、纳米铝粉和铜粉为原料,研究液相混粉工艺对石墨烯分散性的影响;随后将石墨烯分散均匀的粉体引入铝熔体中,制备铝/石墨烯复合材料,本文对复合材料施加挤压和拉拔变形处理以获取铝/石墨烯复合材料丝材,探讨变形过程中复合材料的组织演变行为,分析复合材料丝材的力学性能和电学性能。采用液相超声分散工艺对石墨烯和纳米铝粉在无水乙醇环境中进行混粉处理,研究超声时间和石墨烯含量对混合粉体中石墨烯分散性的影响,发现石墨烯含量为5wt.%,并且超声时间6h以上,可获得独特的“三明治”结构的混合粉体,该结构中纳米铝粉将石墨烯纳米片包裹住;在纳米铜粉和石墨烯混合粉体中也发现类似的结构。采用熔炼工艺制备多个成分的铝/石墨烯复合材料（石墨烯含量0～0.04%）,铸态下石墨烯均匀分布于铝基体的晶界处,随着石墨烯含量的增加,铝晶粒尺寸呈降低趋势,石墨烯含量为0.04%时,铝晶粒尺寸约为40μm,挤压变形和冷态拉拔后铝晶粒被拉长,复合材料呈现纤维组织,丝材320℃/2h退火处理后复合材料转变为等轴组织,铝晶粒尺寸约为18μm。拉拔态复合材料丝材具有很高的拉伸强度（超过300MPa）,不过以牺牲塑性为代价;退火处理后,复合材料丝材塑性明显提升,均超过22%,强度有所降低,石墨烯含量增加和丝材直径减小均有助于复合材料拉伸强度的提高。以纳米铜粉代替铝粉后,复合材料呈现出相似的组织演变特征,相对于同条件铝/石墨烯复合材料,含2Cu的复合材料的拉伸强度有所提高,塑性变化不大。退火态复合材料均发生微孔聚集性断裂。铝/石墨烯复合材料丝材电学性能测试发现,随着石墨烯含量增加,复合材料导电性呈现先增加后减少的趋势,退火处理后复合材料导电性明显增加,平均增加了2.5%IACS。石墨烯含量为0.02wt.%时,退火后复合材料丝材导电性达到63.78%IACS,丝材直径减小,不利于复合材料导电性能的提高。在含铜铝/石墨烯复合材料中发现类似规律,不过相对于铝/石墨烯复合材料,含Cu复合材料的导电性所降低,0.02wt.%石墨烯时,复合材料的导电性为60.54% IACS。
葛健[7]（2021）在《电解法制备高导电性铜粉的研究及应用》文中研究指明树枝状铜粉主要是通过电解法制备的一种金属粉,微观形貌多为树枝状,由于特殊的形貌使其具有较大的比表面积和电阻低等优良的特性,因此被广泛应用到屏蔽材料、电池、航空航天等特殊领域。然而,通常使用电解法制备的铜粉,存在团聚现象严重、树枝晶粗大、做成的膜材料具有较大的厚度以及不能形成良好的导电网络等缺陷,因而限制了树枝状铜粉在导电膜层材料中的广泛应用。针对此问题,本文在常规电解法制备铜粉的基础上,通过使用添加剂,改变电解参数,成功地获得了微观形貌细长、分枝发达、具有良好导电性且厚度相对较小的树枝状的粉体。通过X射线衍射仪（XRD）、扫描电子显微镜（SEM）、电化学工作站、比表面积分析仪等,对制备的电解铜粉进行了表征分析,研究了不同添加剂,工艺条件等对微观形貌以及性能的影响。实验研究结果表明:（1）在电解液中加入十二烷基硫酸钠（SDBS）与聚乙烯吡咯烷酮（PVP）,可以制备出微观形貌细长且具有发达树枝的金属铜粉,SEM/EDS与XRD分析显示粉体纯净度高,铜粉枝晶细长分枝茂密,具有良好的分散性、低松装密度以及高比表面积,能够形成良好的导电网络,并且膜层厚度相对较小。（2）电解铜粉的微观形态与电解工艺条件密切相关,在电流密度为1500A/m2、Cu2+浓度为0.01mol/L、H2SO4含量为0.25mol/L、添加剂SDBS与PVP含量分别为5g/L、1.25g/L以及刮粉周期为25min的优化条件下,粉体呈明显的树枝状,其枝晶主干及分枝细长,粒径均匀,形貌最佳。（3）添加剂PVP和SDBS的协同作用对改善电解铜粉形貌和性能具有重要作用。与未加入或者单独仅加入PVP或SDBS其中一种添加剂相比,在电解液中同时加入一定量PVP和SDBS时,阴极具有更高的Cu2+还原反应阻抗,较低的扩散电阻,增强的阴极极化与扩散传质效应,这有利于提高铜的结晶形核速率,降低生长速率,从而易于获得细晶铜粉。保证了离子在较高的传质效应和高度分散的情况下具有较大的阴极极化效应。该行为可归因于SDBS与PVP会形成胶束,能够占据阴极反应的活性位点,阻碍Cu2+的还原析出,使得电解铜粉的电位负移,阴极极化增大。（4）PVP和SDBS的加入,可以降低原子扩散所需的激活能,致使反应过程中物质传递速率与分散程度得以提高。影响的大小顺序为:（SDBS+PVP）>SDBS>PVP>Blank。（5）实验制备的细长形树枝状铜粉的松装密度为0.567 g·cm-3,比表面积为3.543 m2·g,电阻为15 mΩ。
黄啸[8]（2021）在《碳量子点增强铜基复合材料的研究》文中研究表明在铜基复合材料中,由于其增强体（碳纳米管、石墨烯）与铜基体润湿性较差,在与铜基复合材料复合时极易发生无法均匀分散引起团聚现象,造成界面结合能力差,使其对铜基复合材料的力学强化效果不明显或者造成更大的缺陷,明显未能达到起初实验设计要求;不仅如此,弱的结合界面形成电子势垒、电子散射,严重影响铜基复合材料的电学性能。虽然研究工作者们一直研发新的工艺去改善碳纳米材料在金属基中存在的这些问题,但始终没有合适的方法在根本上解决这些问题。为此,本文探寻了一种新的碳纳米材料研究其对增强铜基复合材料的可行性,并对新的碳纳米材料——碳量子点（CQD）的微观结构、物相组成进行了一定分析研究;以CQD为增强体,对CQD/Cu复合材料和CQD/Cu-Ti合金复合材料的制备、界面结构、性能和增强机制进行了研究。实验结果表明:（1）通过一步水热法制备了以柠檬酸和乙二胺为前驱体的CQD,其粒径在0.24 nm左右;在室温下中表现出长期的均匀性,没有明显聚合沉淀现象。对CQD进行了物相分析和微观表征发现CQD核心主要由sp2杂化碳原子组成,表面存在各种亲水性官能团（如羟基、氨基、羧基）。这使得CQD能够为与铜基粉末复合过程中提供结合位点,使这些基团易与铜产生化学反应,生成Cu-O-C键,从而改善碳与铜基体润湿性较差的问题。随着水热反应温度逐渐升高,含氧官能团逐步分解,类聚合物碳点发生碳化,CQD晶格常数变大,具有结晶性的碳含量增多,在后续与Cu-Ti合金结合的过程中,更易生成第二相产物——碳化物。形成了新的界面,进而提高铜基复合材料的界面结合强度,使其力学性能得以提高。（2）通过了分子级共混法制备了CQD/Cu2O复合材料粉末,CQD均匀分在在铜基体中,并形成化学键Cu-O-C将CQD和铜基体牢固的结合在一起,有效的改善了界面结合能力,并形成了半共格界面。结果表明,CQD/Cu复合材料和CQD/Cu-Ti合金复合材料的抗拉强度（UTS）和屈服强度（YS）均有很大程度的提高,当CQD含量为0.4 wt.%时,CQD/Cu复合材料的UTS为271 MPa,比相同方法制备的纯铜样品提高了约31%;电导率达到了94.8 IACS%,与相同条件下制备的纯铜的电导率96.6 IACS%非常接近。而CQD/Cu-Ti合金复合材料的UTS和YS分别达到了407 MPa、350 MPa。在CQD含量为0.2 wt.%时,复合材料表现出较好的延伸率,均比其他质量分数CQD的复合材料要高出许多,其中,0.2 wt.%CQD/Cu的延伸率（EL）为37.3%;0.2 wt.%CQD/Cu-Ti的EL为34.9%,比纯Cu/Cu-Ti合金复合材料的EL还高出2.3倍。（3）通过对CQD增强铜基复合材料的强化机理进行分析发现,当CQD质量分数≤0.2 wt.%时,在CQD/Cu-Ti合金复合材料中生成的Ti C较少,强化机制和CQD/Cu复合材料相似,主要通过铜和碳原子的共价键Cu-O-C键增强碳与金属之间键合的形式来改善了铜基体与碳之间的界面结合能力和载荷转移效率;其次,通过细晶强化的协同作用,使得CQD/Cu复合材料的力学性能显着提高,其延伸率最为明显。当CQD质量分数>0.2 wt.%时,CQD与Cu-Ti合金反应生成了大量的Ti C。通过对碳化物的演变机理的研究,细晶强化、位错强化、奥罗万强化是CQD/Cu-Ti合金复合材料的主要强化机制,其理论计算得到了三种计算抗拉强度分别为10.4 MPa,42.8 MPa和53.7 MPa。这与实际的数值较为接近。
刘绍慧[9]（2020）在《一步原位还原法制备石墨烯增强铜基复合材料及其性能研究》文中认为石墨烯因其优异的本征性能及力学性能,被广泛作为增强体用于铜基复合材料的制备中。然而,石墨烯易团聚、在铜基体难以均匀分散,传统的粉末冶金工艺也较难实现均匀分散;界面结合好坏也基本决定了复合材料性能的优劣,石墨烯与铜界面润湿差,从而使其难以发挥理想的增强效果。为此,本文以能在溶液中稳定分散的GO为前驱体,通过一步原位还原法制备石墨烯负载铜（Cu@RGO）、石墨烯负载钴（Co@RGO）粉体,利用超声分散结合湿磨的方式将其与超细铜粉混合均匀,与直接球磨相比,这种在溶液中搅拌混粉的方式更简便且对石墨烯结构损伤小,最后采用放电等离子（SPS）烧结制备石墨烯负载铜/钴增强铜基复合材料（Cu@RGO/Cu,Co@RGO/Cu）,并对其进行组织形貌观察和性能分析。结果表明:（1）制备的GO呈褶皱薄纱状,其表面含有大量亲水含氧基团及缺陷,为后续负载金属粒子提供形核点;（2）以一步原位还原法成功制备了Cu@RGO,Co@RGO,被还原出的Cu、Co粒子均为纳米尺寸且较均匀的分布在石墨烯片层结构中,可抑制石墨烯在其范德华力下的团聚现象;（3）超声分散结合湿磨的方式可使适量的Cu@RGO,Co@RGO均匀分散在铜基体中;（4）Cu@RGO/Cu复合材料致密度、电导率随Cu@RGO含量的增加逐渐减少,硬度先增加后减小,摩擦系数逐渐减小,磨损机制主要由粘着磨损、磨粒磨损向剥层磨损转变;Cu@RGO含量为0.45wt.%时,材料显微硬度为123 HV,相对于纯铜提高40%,致密度为96.95%,电导率为93.86%IACS;Cu@RGO含量为0.60 wt.%时的摩擦磨损性能最好,在载荷为6N的摩擦条件下,其平均摩擦系数为0.34,磨损率为5.89×10-99 mm3/（N·M）,与纯铜相比分别降低了52%,73%;（5）Co@RGO/Cu复合材料致密度、硬度、摩擦系数随烧结温度的升高先增加后减小,电导率逐渐下降;烧结温度为700℃时,材料显微硬度为126 HV,致密度为97.39%,电导率为88.12%IACS,摩擦系数最小,磨损形貌主要为犁沟和凹坑,磨损形式则主要为磨粒磨损、剥层磨损与氧化磨损,综合性能最好;（6）负载金属粒子的石墨烯增强铜基复合材料的硬度、致密度均优于未负载金属粒子的石墨烯组试样,说明在石墨烯表面负载铜或钴粒子可增强石墨烯与铜的界面结合,且负载的铜、钴粒子类似于微滚动轴承,可更大程度的改善摩擦性能。
黄斐[10]（2020）在《多尺度微纳结构Cu-Y2O3复合材料调控制备及其性能研究》文中提出颗粒增强铜基复合材料因其高强高导、耐高温、耐磨及耐电弧侵蚀等诸多性能优点,广泛应用于集成电路引线框架、高压变电设备转换开关、汽车用点焊机电极等领域。然而目前颗粒增强铜基复合材料制备工艺在实现材料强度大幅提升的同时,往往伴随着材料室温加工性能的急剧下降,严重制约了其向精密电子装备领域中的拓展与应用。构建微纳结构组织作为改善金属材料室温强塑矛盾的有效途径之一,已在学术界内受到广泛关注并成为研究热点。因此,本文以脆性铜氧化物与纳米氧化钇作为原料,采用机械球磨、气氛还原与放电等离子烧结技术相结合的方式,研究开发一种可实现增强相弥散分布且基体呈微纳结构特征的Cu-Y2O3复合材料制备工艺。结合扫描电镜（SEM）、高分辨透射电镜（HRTEM）和电子背散射衍射（EBSD）等分析技术,系统研究该工艺下Y2O3含量对增强相分布、微纳结构组织与力学性能的影响规律,提出影响材料组织与性能的制备工艺关键步骤,阐明Cu-Y2O3复合材料的强化机制和微观形变行为,为进一步研究与开发强度与塑性良好匹配的颗粒增强铜基复合材料奠定理论与实验基础。本文对Cu-Y2O3复合材料的纳米粉体制备方法进行了迭代优化。一步球磨两步还原工艺（球磨混粉后CO轻度还原再H2深度还原）虽实现高还原度且无明显铜粉烧结的纳米粉体制备,但放电等离子烧结后的增强相呈准连续网状分布;二步球磨二步还原工艺（球磨混粉、CO轻度还原、球磨固化及H2深度还原交错进行）可以外部物理添加的方式实现较高体积分数的纳米Y2O3颗粒在基体中的弥散分布,同时利用放电等离子烧结技术制备的Cu-Y2O3复合材料铜基体微观组织可呈现出纳米晶粒区域包裹微米晶粒区域的微纳结构特征。研究发现Y2O3含量对微纳结构Cu-Y2O3复合材料中增强相的分散性和晶粒尺度的大小与分布均产生显着影响。当Y2O3含量为4 vol.%时,基体虽呈微纳结构特征,但由于CO还原过程中纳米铜颗粒的烧结与粗化,纳米Y2O3在最终块体材料中出现了明显的团聚现象,材料的硬度和屈服强度仅为99.7HV和274.1 MPa;当Y2O3含量为10 vol.%时,纳米Y2O3在基体中弥散分布,基体晶粒尺寸明显细化和均匀化,微纳结构特征基本消失,材料硬度和屈服强度虽高达198.7HV和613.3 MPa,却丧失了加工硬化能力;当Y2O3含量为7 vol.%时,纳米Y2O3在基体中弥散分布且基体微纳结构特征明显,此时,材料显微硬度和屈服强度分别达到182.3HV和437.9 MPa,最大压缩真应变可达0.463,且导电率还可保持62.9%IACS。基于颗粒增强金属基复合材料强化理论的分析,本文开发的微纳结构Cu-Y2O3材料屈服强度提升最主要来源为晶界强化和Y2O3与基体热膨胀系数差异引起的热错配强化,且可通过均方根叠加法模型进行屈服强度理论计算与预测。微观形变行为研究表明,微纳结构Cu-Y2O3复合材料中基体细晶与纳米Y2O3构成的硬区承受大部分应变能,粗晶构成的软区承担主要塑性变形,粗细晶之间界面处通过应变再分配协调软硬区的变形不均。不同成分的Cu-Y2O3复合材料的压缩断口形貌研究表明,随着Y2O3含量增加,材料的断裂机制由韧性断裂逐渐向混合型断裂并最终向沿晶断裂转变。论文针对CO还原过程Cu-Y2O3复合粉形貌不易控制的问题,研究了不同Y2O3含量下的CO还原制备Cu-Y2O3复合粉过程的还原动力学,为解决上述问题奠定了良好的研究基础。研究表明,120 oC下CO还原制备Cu-x vol.%Y2O3（x=0、4、7、8）复合粉的过程均表现为缓慢反应前期、快速反应中期和缓慢反应后期3个阶段,Y2O3含量对3个阶段动力学控制机制不产生影响,但对3阶段反应速率产生两方面影响:（1）Y2O3添加有利于球磨过程中CuO颗粒细化,从而促进各阶段反应速率提升,缩短氧化还原反应时间;（2）Y2O3添加会对团聚颗粒内部的气路流通性产生堵塞,不利于气固反应的进行,延长氧化还原反应时间。两种作用机制相互竞争,当Y2O3含量少时,第一方面影响占主导作用,总体还原时间缩短,还原时间过长会引起已反应完全的纳米铜粉发生烧结与粗化;当Y2O3含量高时,第二方面影响占主导作用,总体还原时间延长,还原时间过短会引起反应不充分。
二、纳米稀土对复合材料中超细粒子团聚现象的抑制(Ⅱ)——超细金属铜粉团聚现象的抑制（论文开题报告）
（1）论文研究背景及目的
此处内容要求：
首先简单简介论文所研究问题的基本概念和背景，再而简单明了地指出论文所要研究解决的具体问题，并提出你的论文准备的观点或解决方法。
写法范例：
本文主要提出一款精简64位RISC处理器存储管理单元结构并详细分析其设计过程。在该MMU结构中,TLB采用叁个分离的TLB,TLB采用基于内容查找的相联存储器并行查找,支持粗粒度为64KB和细粒度为4KB两种页面大小,采用多级分层页表结构映射地址空间,并详细论述了四级页表转换过程,TLB结构组织等。该MMU结构将作为该处理器存储系统实现的一个重要组成部分。
（2）本文研究方法
调查法：该方法是有目的、有系统的搜集有关研究对象的具体信息。
观察法：用自己的感官和辅助工具直接观察研究对象从而得到有关信息。
实验法：通过主支变革、控制研究对象来发现与确认事物间的因果关系。
文献研究法：通过调查文献来获得资料，从而全面的、正确的了解掌握研究方法。
实证研究法：依据现有的科学理论和实践的需要提出设计。
定性分析法：对研究对象进行“质”的方面的研究，这个方法需要计算的数据较少。
定量分析法：通过具体的数字，使人们对研究对象的认识进一步精确化。
跨学科研究法：运用多学科的理论、方法和成果从整体上对某一课题进行研究。
功能分析法：这是社会科学用来分析社会现象的一种方法，从某一功能出发研究多个方面的影响。
模拟法：通过创设一个与原型相似的模型来间接研究原型某种特性的一种形容方法。
三、纳米稀土对复合材料中超细粒子团聚现象的抑制(Ⅱ)——超细金属铜粉团聚现象的抑制（论文提纲范文）
（1）ZrC/NbC颗粒增强钨铜复合材料的组织及性能研究（论文提纲范文）
| 摘要 |
| Abstract |
| 1 绪论 |
| 1.1 研究背景与意义 |
| 1.2 钨铜合金制备工艺的论述 |
| 1.2.1 常规方法制备钨铜合金 |
| 1.2.2 新型方法制备钨铜复合材料 |
| 1.3 钨铜复合材料的研究现状 |
| 1.3.1 细晶钨铜复合材料的研究 |
| 1.3.2 球形粉末制备钨铜复合材料的研究 |
| 1.3.3 添加相对钨铜复合材料的改性研究 |
| 1.4 研究目的及内容 |
| 1.4.1 研究目的 |
| 1.4.2 研究内容 |
| 2 实验材料及方法 |
| 2.1 实验材料及设备 |
| 2.1.1 实验材料 |
| 2.1.2 实验设备 |
| 2.2 材料组织及性能测试 |
| 2.2.1 电导率测试 |
| 2.2.2 硬度测试 |
| 2.2.3 密度测试 |
| 2.2.4 拉伸/压缩测试 |
| 2.2.5 扫描电镜(SEM)分析 |
| 2.2.6 物相测试 |
| 2.2.7 热导率测试 |
| 3 碳化锆增强钨铜复合材料 |
| 3.1 实验原料 |
| 3.2 添加ZrC制备钨铜复合材料物相分析图 |
| 3.3 添加ZrC制备钨铜复合材料显微组织分析 |
| 3.4 添加ZrC制备钨铜复合材料断口分析 |
| 3.5 添加ZrC制备钨铜复合材料性能测试 |
| 3.5.1 室温压缩变形实验测试 |
| 3.5.2 高温压缩变形实验测试 |
| 3.5.3 物理性能测试 |
| 3.6 本章小结 |
| 4 碳化铌增强钨铜复合材料 |
| 4.1 添加NbC制备钨铜复合材料相成分分析 |
| 4.2 添加NbC制备钨铜复合材料显微组织分析 |
| 4.3 添加NbC制备钨铜复合材料断口分析 |
| 4.4 添加NbC制备钨铜复合材料性能分析 |
| 4.4.1 室温压缩变形实验 |
| 4.4.2 物理性能测试 |
| 4.5 本章小结 |
| 5 碳化锆增强球形粉末制备的钨铜复合材料 |
| 5.1 球形初始粉末制备钨铜复合材料 |
| 5.1.1 球形初始粉末制备钨铜复合材料的物相分析 |
| 5.1.2 球形初始粉末制备钨铜复合材料的显微组织分析 |
| 5.1.3 球形初始粉末制备钨铜复合材料的性能 |
| 5.2 0.5 wt.%ZrC增强钨铜复合材料 |
| 5.2.1 WCu-0.5 wt.%ZrC复合材料相成分分析 |
| 5.2.2 WCu-0.5 wt.%ZrC复合材料显微组织分析 |
| 5.2.3 WCu-0.5 wt.%ZrC复合材料性能的研究 |
| 5.3 本章小结 |
| 6 结论 |
| 致谢 |
| 参考文献 |
| 攻读硕士学位期间主要研究成果及获得奖励 |
（2）氧化石墨烯-金属耦合强化钛基复合材料组织与性能研究（论文提纲范文）
| 摘要 |
| abstract |
| 第一章 绪论 |
| 1.1 课题研究背景的提出 |
| 1.2 石墨烯简介及应用 |
| 1.2.1 石墨烯增强铝基复合材料 |
| 1.2.2 石墨烯增强铜基复合材料 |
| 1.2.3 石墨烯增强镁基复合材料 |
| 1.2.4 石墨烯增强镍基复合材料 |
| 1.3 钛基复合材料研究进展 |
| 1.4 石墨烯-钛复合材料研究现状 |
| 1.5 主要研究内容及意义 |
| 第二章 实验制备方法及表征 |
| 2.1 实验原材料及设备 |
| 2.1.1 基体材料及增强相的选择 |
| 2.1.2 设备选择 |
| 2.2 复合材料制备及实验方案 |
| 2.2.1 两步球磨法 |
| 2.2.2 放电等离子烧结 |
| 2.2.3 实验方案 |
| 2.3 显微组织及物相表征 |
| 2.3.1 金相显微镜分析 |
| 2.3.2 扫描电子显微镜分析 |
| 2.3.3 透射电子显微镜分析 |
| 2.3.4 X射线光电子能谱分析 |
| 2.3.5 拉曼光谱分析 |
| 2.3.6 X射线衍射分析 |
| 2.4 力学性能测试 |
| 2.4.1 室温拉伸性能测试 |
| 2.4.2 摩擦磨损测试 |
| 2.4.3 显微硬度测试 |
| 2.5 密度及致密度测试 |
| 第三章 GONs-Cu/TC4 复合材料烧结态显微组织及力学性能 |
| 3.1 引言 |
| 3.2 GONs-Cu/TC4 复合材料混合粉末微观组织表征分析 |
| 3.3 烧结态GONs-Cu/TC4 复合材料微观组织表征 |
| 3.4 烧结态GONs-Cu/TC4 复合材料物相表征 |
| 3.4.1 复合材料XRD分析 |
| 3.4.2 复合材料Raman分析 |
| 3.4.3 复合材料的XPS分析 |
| 3.5 烧结态GONs-Cu/TC4 复合材料室温机械性能测试及分析 |
| 3.5.1 室温拉伸性能测试及断口分析 |
| 3.5.2 室温显微硬度测试及测定 |
| 3.5.3 室温摩擦性能测试及分析 |
| 3.6 热处理对烧结态GONs-Cu/TC4 复合材料显微组织和力学性能影响 |
| 3.6.1 热处理对烧结态GONs-Cu/TC4 复合材料微观组织的影响 |
| 3.6.2 热处理对烧结态GONs-Cu/TC4 复合材料力学性能影响 |
| 3.7 氧化石墨烯含量对烧结态GONs-Cu/TC4 复合材料力学性能影响 |
| 3.7.1 密度及致密度变化 |
| 3.7.2 室温拉伸力学性能变化 |
| 3.7.3 显微硬度的变化 |
| 3.8 本章小结 |
| 第四章 GONs-Cu/TC4 复合材料轧制态显微组织及力学性能 |
| 4.1 轧制温度对GONs-Cu/TC4 复合材料显微组织和力学性能的影响 |
| 4.1.1 轧制温度对GONs-Cu/TC4 复合材料微观组织性能影响 |
| 4.1.2 轧制温度对GONs-Cu/TC4 复合材料室温拉伸性能影响 |
| 4.1.3 轧制温度对GONs-Cu/TC4 复合材料显微硬度性能影响 |
| 4.2 退火温度对轧制态(900℃)复合材料力学性能及微观组织的影响 |
| 4.2.1 退火温度对复合材料轧制态微观组织影响 |
| 4.2.2 退火温度对轧制态复合材料室温拉伸性能影响 |
| 4.3 轧制变形量对GONs-Cu/TC4 复合材料显微组织和力学性能的影响 |
| 4.3.1 轧制变形量对GONs-Cu/TC4 复合材料显微组织影响 |
| 4.3.2 轧制变形量对GONs-Cu/TC4 复合材料室温拉伸性能影响 |
| 4.3.3 轧制变形量对GONs-Cu/TC4 复合材料显微硬度影响 |
| 4.4 氧化石墨烯含量对GONs-Cu/TC4 复合材料轧制态力学性能影响 |
| 4.4.1 氧化石墨烯含量对GONs-Cu/TC4 复合材料轧制态室温拉伸的影响 |
| 4.4.2 氧化石墨烯含量对GONs-Cu/TC4 复合材料轧制态显微硬度的影响 |
| 4.5 本章小结 |
| 4.6 展望 |
| 结论 |
| 致谢 |
| 参考文献 |
| 攻读学位期间参加科研情况及获得的学术成果 |
（3）多层石墨烯/6063Al复合材料强韧化设计及断裂行为研究（论文提纲范文）
| 摘要 |
| Abstract |
| 第1章 绪论 |
| 1.1 课题背景 |
| 1.2 金属及其复合材料的强塑性关系 |
| 1.2.1 纯金属及其合金 |
| 1.2.2 传统金属基复合材料 |
| 1.2.3 纳米复合材料 |
| 1.3 石墨烯/铝复合材料的研究现状 |
| 1.3.1 石墨烯/铝复合材料的制备 |
| 1.3.2 石墨烯/铝复合材料的显微组织 |
| 1.3.3 石墨烯/铝复合材料的力学性能及强化机制 |
| 1.4 石墨烯/铝复合材料研究中存在的问题及发展趋势 |
| 1.5 本文的研究目的和内容 |
| 第2章 材料与试验方法 |
| 2.1 试验材料 |
| 2.1.1 原材料 |
| 2.1.2 复合材料的制备 |
| 2.2 试验方法 |
| 2.2.1 扫描电镜组织分析 |
| 2.2.2 电子背散射衍射技术 |
| 2.2.3 透射电镜组织分析 |
| 2.2.4 拉曼光谱分析 |
| 2.2.5 室温拉伸性能测试 |
| 2.2.6 准原位及原位拉伸测试 |
| 第3章 石墨烯/铝复合材料强韧化模型与制备工艺设计 |
| 3.1 引言 |
| 3.2 石墨烯/铝复合材料强韧化模型 |
| 3.2.1 屈服强化 |
| 3.2.2 石墨烯分布和取向设计 |
| 3.2.3 界面设计 |
| 3.3 复合材料的制备工艺设计 |
| 3.3.1 石墨烯均匀分散的球磨工艺 |
| 3.3.2 复合材料的定向烧结 |
| 3.3.3 垂直挤压加工 |
| 3.4 本章小结 |
| 第4章 挤压态GNSs/6063Al复合材料组织与强化机制 |
| 4.1 引言 |
| 4.2 挤压态复合材料组织特征 |
| 4.2.1 石墨烯少层化 |
| 4.2.2 石墨烯低损伤均匀分散 |
| 4.2.3 界面结构及取向关系 |
| 4.2.4 基体织构变化及晶粒细化 |
| 4.3 挤压态复合材料力学性能与石墨烯含量的相关性 |
| 4.4 屈服强化机制 |
| 4.4.1 晶界强化 |
| 4.4.2 位错强化 |
| 4.4.3 载荷传递强化 |
| 4.4.4 Orowan强化 |
| 4.5 本章小结 |
| 第5章 挤压态GNSs/6063Al复合材料变形与断裂行为 |
| 5.1 引言 |
| 5.2 应变硬化机制 |
| 5.3 石墨烯/铝复合材料的协调变形行为 |
| 5.4 石墨烯/铝复合材料的塑性断裂过程及增韧机制 |
| 5.5 本章小结 |
| 结论 |
| 参考文献 |
| 攻读博士学位期间发表的论文及其他成果 |
| 致谢 |
| 个人简历 |
（4）掺杂石墨烯和纳米氧化铝颗粒的WC-6Co硬质合金的强韧化研究（论文提纲范文）
| 摘要 |
| Abstract |
| 第一章 绪论 |
| 1.1 WC-Co硬质合金概述 |
| 1.1.1 WC-Co硬质合金的组织和性能 |
| 1.1.2 WC-Co硬质合金的制备工艺 |
| 1.1.3 WC-Co硬质合金的应用及发展 |
| 1.2 WC-Co硬质合金的强韧化研究现状 |
| 1.2.1 制备超细晶WC-Co硬质合金 |
| 1.2.2 制备特粗晶WC-Co硬质合金 |
| 1.2.3 掺杂添加剂的WC-Co硬质合金的强韧化研究 |
| 1.3 碳含量对WC-Co硬质合金的影响 |
| 1.4 课题的提出及研究意义 |
| 1.4.1 添加石墨烯 |
| 1.4.2 添加GO/Al_2O_3复合粒子 |
| 1.4.3 超声-冷冻干燥法混粉 |
| 1.5 课题的研究内容和技术路线 |
| 第二章 实验仪器及测试方法 |
| 2.1 实验设备 |
| 2.2 分析与测试 |
| 2.2.1 粉末粒度测试 |
| 2.2.2 相对密度测试 |
| 2.2.3 显微组织分析 |
| 2.2.4 热分析方法 |
| 2.2.5 导热系数测试 |
| 2.2.6 力学性能测试 |
| 第三章 多层石墨烯对WC-6Co硬质合金强韧化的影响 |
| 3.1 引言 |
| 3.2 实验材料及方法 |
| 3.2.1 实验材料 |
| 3.2.2 实验方法 |
| 3.3 混合粉末的分散情况 |
| 3.4 硬质合金的显微组织 |
| 3.4.1 XRD表征 |
| 3.4.2 TEM表征 |
| 3.4.3 SEM表征 |
| 3.5 掺杂石墨烯的合金的致密化行为 |
| 3.5.1 合金的孔隙度和相对密度 |
| 3.5.2 合金的致密化分析 |
| 3.6 硬质合金的导热性能 |
| 3.7 硬质合金的力学性能分析 |
| 3.7.1 力学性能 |
| 3.7.2 断口形貌及裂纹扩展 |
| 3.7.3 石墨烯的增韧机理 |
| 3.8 本章小结 |
| 第四章 GO/Al_2O_3颗粒对WC-6Co硬质合金强韧化的影响 |
| 4.1 引言 |
| 4.2 实验材料及方法 |
| 4.2.1 实验材料 |
| 4.2.2 实验方法 |
| 4.3 混合粉末的分散情况 |
| 4.4 硬质合金的显微组织 |
| 4.4.1 TEM表征 |
| 4.4.2 XRD表征 |
| 4.4.3 EBSD表征 |
| 4.4.4 SEM表征 |
| 4.5 硬质合金的致密化分析 |
| 4.5.1 合金的孔隙度和相对密度 |
| 4.5.2 合金的致密化分析 |
| 4.6 硬质合金的力学性能分析 |
| 4.6.1 力学性能 |
| 4.6.2 合金的断口形貌及裂纹扩展 |
| 4.6.3 GO/Al_2O_3复合颗粒的增韧机理 |
| 4.7 本章小结 |
| 第五章 两种混粉工艺对WC-6Co-GO/Al_2O_3硬质合金强韧化的影响 |
| 5.1 引言 |
| 5.2 实验材料及实验方法 |
| 5.2.1 实验材料 |
| 5.2.2 实验方法 |
| 5.3 混合粉末的分散情况 |
| 5.4 合金的显微组织 |
| 5.5 合金的致密化分析 |
| 5.6 合金的力学性能分析 |
| 5.6.1 力学性能 |
| 5.6.2 合金的断口形貌及裂纹扩展 |
| 5.7 本章小结 |
| 第六章 结论与展望 |
| 6.1 主要结论 |
| 6.2 本文的创新点 |
| 6.3 未来工作展望 |
| 参考文献 |
| 在学期间的研究成果及发表的学术论文 |
| 致谢 |
（5）钨弥散强化铜合金制备及性能研究（论文提纲范文）
| 致谢 |
| 摘要 |
| Abstract |
| 1 引言 |
| 2 文献综述 |
| 2.1 弥散强化铜合金研究概述 |
| 2.1.1 铜合金的强化方式 |
| 2.1.2 铜合金弥散强化相选择机理 |
| 2.1.3 弥散强化铜的分类 |
| 2.2 弥散强化铜的制备方法 |
| 2.2.1 弥散强化铜粉末制备方法 |
| 2.2.2 弥散强化铜成型与致密化方法 |
| 2.2.3 弥散强化铜冷加工方法 |
| 2.3 钨弥散铜相关基础问题研究与计算模拟 |
| 2.3.1 强化机制与热稳定性相关研究 |
| 2.3.2 Cu-W体系模拟计算相关研究 |
| 3 研究内容与研究方法 |
| 3.1 课题研究内容与目标 |
| 3.1.1 课题研究内容 |
| 3.1.2 课题研究目标 |
| 3.1.3 研究关键问题 |
| 3.2 课题研究方法与技术路线 |
| 3.2.1 课题研究方法 |
| 3.2.2 课题研究路线 |
| 4 溶胶凝胶-气相还原法制备钨弥散强化铜合金研究 |
| 4.1 制备路线与研究方法 |
| 4.2 Cu-W体系热力学计算与工艺选择 |
| 4.2.1 钨-铜两相热力学分析 |
| 4.2.2 反应过程热力学分析与参数选择 |
| 4.3 溶胶凝胶法粉末合成过程研究 |
| 4.3.1 复合粉末煅烧过程研究 |
| 4.3.2 氧化物粉末还原过程研究 |
| 4.4 溶胶凝胶法制备Cu-W合金组织与性能研究 |
| 4.4.1 粉末压制性研究 |
| 4.4.2 块体烧结过程研究 |
| 4.4.3 合金组织形貌表征 |
| 4.4.4 机械性能与导电性能研究 |
| 4.5 小结 |
| 5 气-固原位反应法制备钨弥散强化铜合金研究 |
| 5.1 制备路线与研究方法 |
| 5.2 球磨过程中粉末组织特征演变 |
| 5.2.1 不同球磨参数对合金粉末的影响 |
| 5.2.2 球磨合金粉末的形貌分析 |
| 5.3 还原过程中粉末组织特征演变 |
| 5.3.1 还原后粉末的组织与形貌分析 |
| 5.3.2 还原过程固态扩散反应机理 |
| 5.3.3 还原过程中氢气扩散行为分析 |
| 5.4 Cu-W合金加工过程与性能研究 |
| 5.4.1 热加工组织与力学性能分析 |
| 5.4.2 冷加工组织与力学性能分析 |
| 5.5 Cu-W合金组织稳定性与性能研究 |
| 5.5.1 Cu-W合金组织稳定性研究 |
| 5.5.2 Cu-W合金力学性能稳定性研究 |
| 5.5.3 Cu-W合金导电性能研究 |
| 5.6 小结 |
| 6 MCP法制备复合相钨弥散强化铜合金研究 |
| 6.1 制备路线与研究方法 |
| 6.2 MCP法粉末合成过程研究 |
| 6.2.1 粉末合成过程热力学分析 |
| 6.2.2 粉末合成过程相演变分析 |
| 6.2.3 Cu-W-TiO_2粉末原位合成组织表征 |
| 6.2.4 Cu-W-Al_2O_3粉末原位合成组织表征 |
| 6.3 Cu-W-TiO_2合金研究 |
| 6.3.1 Cu-W-TiO_2合金微观组织研究 |
| 6.3.2 Cu-W-TiO_2合金性能研究 |
| 6.4 Cu-W-Al_2O_3合金研究 |
| 6.4.1 Cu-W-Al_2O_3合金微观组织研究 |
| 6.4.2 Cu-W-Al_2O_3合金性能研究 |
| 6.5 复合相钨弥散强化铜合金高温稳定性分析 |
| 6.5.1 复合相钨弥散强化铜力学性能稳定性研究 |
| 6.5.2 复合相钨弥散强化铜组织结构稳定性研究 |
| 6.6 小结 |
| 7 钨弥散强化铜高温组织演变与强化相结构研究 |
| 7.1 实验过程与研究方法 |
| 7.2 Cu-W合金高温退火性能与组织演变研究 |
| 7.2.1 退火对Cu-W合金强度的影响 |
| 7.2.2 退火对Cu-W合金硬度的影响 |
| 7.2.3 高温退火后合金结构演化分析 |
| 7.3 W弥散强化相结构与界面组织研究 |
| 7.3.1 W颗粒结构表征 |
| 7.3.2 W颗粒高温粗化机理 |
| 7.4 Cu-W界面结构理论计算 |
| 7.4.1 Cu-W体系的分子动力学计算模型与参数选择 |
| 7.4.2 Cu-W稳态界面构建与预测 |
| 7.4.3 Cu-W界面结构计算拟合 |
| 7.5 个结 |
| 8 结论与创新点 |
| 8.1 结论 |
| 8.2 创新点 |
| 参考文献 |
| 作者简历及在学研究成果 |
| 学位论文数据集 |
（6）熔体浸透法制备线缆用铝/石墨烯复合材料组织性能研究（论文提纲范文）
| 致谢 |
| 摘要 |
| abstract |
| 1 绪论 |
| 1.1 研究背景 |
| 1.2 铝基复合材料研究现状 |
| 1.3 石墨烯的研究现状 |
| 1.4 石墨烯增强复合材料研究现状 |
| 1.5 铝/石墨烯复合材料研究现状 |
| 1.6 电缆研究现状 |
| 1.7 本文的主要研究内容 |
| 2 试验材料、设备与方法 |
| 2.1 实验材料与设备 |
| 2.2 材料制备方法 |
| 2.3 材料性能测试 |
| 2.4 材料结构表征方法 |
| 3 纳米金属粉末与还原石墨烯的混粉工艺与形貌分析 |
| 3.1 引言 |
| 3.2 氧化还原石墨烯的表征 |
| 3.3 石墨烯与铝粉混粉工艺研究 |
| 3.4 石墨烯与铜粉混粉工艺研究( |
| 3.5 本章小结 |
| 4 铝/石墨烯复合材料微观组织与性能 |
| 4.1 引言 |
| 4.2 铸态铝/石墨烯复合材料的组织特征与物相分析 |
| 4.3 热挤压变形对铝/石墨烯复合材料棒材组织的影响 |
| 4.4 冷拔变形对铝/石墨烯复合材料丝材显微组织的影响 |
| 4.5 铝/石墨烯复合材料丝材的力学性能和导电性能研究 |
| 4.6 本章小结 |
| 5 含铜铝/石墨烯复合材料组织与性能 |
| 5.1 引言 |
| 5.2 铸态含铜铝/石墨烯复合材料的组织特征与物相分析 |
| 5.3 热挤压变形对含铜铝/石墨烯复合材料棒材组织的影响 |
| 5.4 拉拔变形与退火处理对含铜铝/石墨烯复合材料丝材显微组织的影响 |
| 5.5 含铜铝/石墨烯复合材料丝材的力学性能和导电性能研究 |
| 5.6 本章小结 |
| 6 结论与展望 |
| 6.1 全文总结 |
| 6.2 工作展望 |
| 参考文献 |
| 作者简历 |
| 学位论文数据集 |
（7）电解法制备高导电性铜粉的研究及应用（论文提纲范文）
| 摘要 |
| ABSTRACT |
| 第一章 绪论 |
| 1.1 引言 |
| 1.2 铜粉概述 |
| 1.2.1 铜粉的性质和应用 |
| 1.2.2 铜粉的制备方法 |
| 1.3 电解法制备铜粉 |
| 1.3.1 电解法制备金属粉 |
| 1.3.2 电解法制备铜粉的原理 |
| 1.3.3 电解铜粉影响因素 |
| 1.4 铜粉微观形貌对导电性的影响 |
| 1.4.1 铜粉微观形貌研究现状及发展 |
| 1.4.2 铜粉微观形貌对导电性影响机理 |
| 1.5 铜粉的应用 |
| 1.6 本论文的研究意义和主要研究内容 |
| 1.6.1 研究意义 |
| 1.6.2 研究内容 |
| 第二章 实验方法与表征 |
| 2.1 实验的主要原料与仪器 |
| 2.1.1 实验主要原料 |
| 2.1.2 实验主要器材 |
| 2.2 电解铜粉的制备 |
| 2.2.1 电解铜粉的工艺流程 |
| 2.2.2 电解液的配制 |
| 2.2.3 操作步骤 |
| 2.2.4 铜粉的防氧化处理 |
| 2.3 电解铜粉的性能表征 |
| 2.3.1 松装密度 |
| 2.3.2 电化学分析 |
| 2.3.3 X射线衍射分析 |
| 2.3.4 扫描电镜分析 |
| 2.3.5 铜粉比表面积分析 |
| 2.3.6 铜粉的导电性测定 |
| 第三章 电解铜粉制备工艺的研究 |
| 3.1 不同工艺条件对电解铜粉形貌的影响 |
| 3.1.1 阳极材料对铜粉微观形貌的影响 |
| 3.1.2 电流密度对铜粉微观形貌的影响 |
| 3.1.3 Cu~(2+)浓度对铜粉微观形貌的影响 |
| 3.1.4 H_2SO_4浓度对铜粉微观形貌的影响 |
| 3.1.5 刮粉周期对铜粉微观形貌的影响 |
| 3.2 添加剂对电解铜粉微观形貌的影响 |
| 3.2.1 十二烷基苯磺酸钠 |
| 3.2.2 聚乙烯吡咯烷酮 |
| 3.2.3 十二烷基苯磺酸钠与聚乙烯吡咯烷酮协同作用 |
| 3.3 本章小结 |
| 第四章 添加剂对电解铜粉微观形貌影响机理的探究 |
| 4.1 十二烷基苯磺酸钠对电解铜粉机理的探究 |
| 4.1.1 X射线衍射分析(XRD) |
| 4.1.2 极化曲线图谱 |
| 4.1.3 电化学阻抗谱分析 |
| 4.2 SDBS与 PVP协同效应对铜粉微观形貌的影响及表征 |
| 4.2.1 十二烷基苯磺酸钠与聚乙烯吡咯烷酮对铜粉微观形貌机理影响的分析(SEM) |
| 4.2.2 X射线衍射分析(XRD) |
| 4.2.3 极化曲线分析 |
| 4.2.4 电化学阻抗分析(EIS) |
| 4.2.5 计时电位法分析 |
| 4.3 本章小结 |
| 第五章 电解铜粉性能的研究 |
| 5.1 国内外电解铜粉对比 |
| 5.2 电解铜粉松装密度 |
| 5.3 电解铜粉比表面积 |
| 5.4 电解铜粉导电性 |
| 5.5 本章小结 |
| 第六章 结论与展望 |
| 6.1 结论 |
| 6.2 展望 |
| 致谢 |
| 参考文献 |
| 附录 (攻读硕士学位期间科研成果) |
（8）碳量子点增强铜基复合材料的研究（论文提纲范文）
| 摘要 |
| Abstract |
| 第一章 绪论 |
| 1.1 引言 |
| 1.2 碳纳米管的概述 |
| 1.2.1 碳纳米管的主要性能 |
| 1.3 石墨烯的概述 |
| 1.3.1 石墨烯的主要性能 |
| 1.4 碳点的概述 |
| 1.4.1 碳点的结构特征 |
| 1.4.2 碳点的制备方法 |
| 1.5 碳纳米材料增强金属基复合材料的研究进展 |
| 1.5.1 碳纳米材料增强金属基复合材料的概述 |
| 1.5.2 碳纳米材料增强金属基复合材料的制备方法 |
| 1.5.3 碳纳米材料增强金属基复合材料的强化机制 |
| 1.6 本文的研究思路及内容 |
| 第二章 实验材料与方法 |
| 2.1 实验材料与设备 |
| 2.1.1 实验材料 |
| 2.1.2 实验设备 |
| 2.2 CQD增强铜基复合材料的制备 |
| 2.2.1 CQD的制备方法 |
| 2.2.2 CQD增强铜基复合材料粉体的制备 |
| 2.2.3 放电等离子烧结制备复合材料 |
| 2.3 复合材料的表征及力学性能的检测 |
| 2.3.1 CQD结构的检测和微观形貌的表征 |
| 2.3.2 CQD增强铜基复合材料块体的检测和微观形貌的表征 |
| 第三章 不同温度下制备的CQD性能的研究 |
| 3.1 引言 |
| 3.2 CQD的性能表征 |
| 3.2.1 CQD的宏观性能表征 |
| 3.2.2 CQD的物相分析 |
| 3.2.3 CQD的结构分析 |
| 3.3 CQD的微观形貌 |
| 3.4 本章小结 |
| 第四章 CQD的含量对CQD/Cu复合材料组织与性能的影响 |
| 4.1 引言 |
| 4.2 CQD/Cu复合材料粉末的制备和物相分析 |
| 4.3 CQD/Cu复合材料界面的微观结构 |
| 4.4 CQD/Cu复合材料的力学性能和电学性能 |
| 4.4.1 CQD/Cu复合材料的力学性能 |
| 4.4.2 CQD/Cu复合材料的组织结构 |
| 4.4.3 CQD/Cu复合材料的电学性能 |
| 4.5 CQD/Cu复合材料的强化机制 |
| 4.6 本章小结 |
| 第五章 CQD的含量对CQD/Cu-Ti复合材料组织与性能的影响 |
| 5.1 引言 |
| 5.2 CQD/Cu-Ti合金复合粉末的制备和物相分析 |
| 5.3 CQD/Cu-Ti合金复合粉末微观结构表征 |
| 5.4 CQD/Cu-Ti合金复合材料的界面表征 |
| 5.5 CQD/Cu-Ti合金复合材料的力学性能和强化机理 |
| 5.5.1 CQD/Cu-Ti合金复合材料的力学性能 |
| 5.5.2 CQD/Cu-Ti合金复合材料的强化机制 |
| 5.6 本章小结 |
| 第六章 结论 |
| 致谢 |
| 参考文献 |
| 攻读学位期间发表论文目录 |
（9）一步原位还原法制备石墨烯增强铜基复合材料及其性能研究（论文提纲范文）
| 摘要 |
| Abstract |
| 第1章 绪论 |
| 1.1 论文研究背景与意义 |
| 1.2 铜基复合材料概述 |
| 1.3 碳材料增强铜基复合材料 |
| 1.3.1 石墨增强铜基复合材料 |
| 1.3.2 碳纤维增强铜基复合材料 |
| 1.3.3 碳纳米管增强铜基复合材料 |
| 1.4 石墨烯的发展现状 |
| 1.4.1 石墨烯的发现 |
| 1.4.2 石墨烯的制备方法 |
| 1.4.3 石墨烯及其复合材料的应用 |
| 1.5 石墨烯增强铜基复合材料 |
| 1.5.1 石墨烯增强铜基复合材料的界面结构 |
| 1.5.2 石墨烯增强铜基复合材料的制备方法 |
| 1.6 本文主要研究内容 |
| 第2章 实验材料与方法 |
| 2.1 实验原材料及设备 |
| 2.1.1 实验原材料 |
| 2.1.2 实验仪器及设备 |
| 2.2 实验方案 |
| 2.3 复合材料的制备 |
| 2.3.1 氧化石墨烯的制备 |
| 2.3.2 石墨烯负载铜粉体的制备 |
| 2.3.3 石墨烯负载钴粉体的制备 |
| 2.3.4 石墨烯负载金属粒子增强铜基复合材料的烧结 |
| 2.4 复合材料的微观组织结构表征 |
| 2.5 复合材料的性能分析测试 |
| 第3章 Cu@RGO/Cu复合材料的组织结构与性能 |
| 3.1 引言 |
| 3.2 GO的表征与分析 |
| 3.3 Cu@RGO粉体的表征与分析 |
| 3.4 Cu@RGO/Cu复合材料的微观组织分析 |
| 3.4.1 Cu@RGO-Cu粉体形貌 |
| 3.4.2 Cu@RGO/Cu微观组织 |
| 3.5 Cu@RGO/Cu复合材料的性能分析 |
| 3.5.1 相对密度分析 |
| 3.5.2 硬度分析 |
| 3.5.3 导电性分析 |
| 3.6 Cu@RGO/Cu复合材料的摩擦磨损性能分析 |
| 3.6.1 Cu@RGO含量对复合材料摩擦磨损性能的影响 |
| 3.6.2 载荷对Cu@RGO/Cu复合材料摩擦磨损性能的影响 |
| 3.7 本章小结 |
| 第4章 Co@RGO/Cu复合材料的组织结构与性能 |
| 4.1 引言 |
| 4.2 Co@RGO粉体的表征及分析 |
| 4.2.1 Co@RGO粉体形貌 |
| 4.2.2 Co@RGO粉体物相结构 |
| 4.3 Co@RGO/Cu复合材料微观组织 |
| 4.4 Co@RGO/Cu复合材料的性能分析 |
| 4.4.1 相对密度分析 |
| 4.4.2 硬度分析 |
| 4.4.3 导电性分析 |
| 4.5 Co@RGO/Cu复合材料的摩擦磨损性能分析 |
| 4.5.1 烧结温度对摩擦系数的影响 |
| 4.5.2 烧结温度对磨损率的影响 |
| 4.5.3 烧结温度对磨损形貌的影响 |
| 4.6 本章小结 |
| 第5章 结论 |
| 致谢 |
| 参考文献 |
| 作者简介 |
| 攻读硕士学位期间研究成果 |
（10）多尺度微纳结构Cu-Y2O3复合材料调控制备及其性能研究（论文提纲范文）
| 摘要 |
| Abstract |
| 第一章 绪论 |
| 1.1 引言 |
| 1.2 颗粒增强铜基复合材料研究现状分析 |
| 1.2.1 材料制备方法 |
| 1.2.2 国内外研究现状 |
| 1.3 颗粒增强铜基复合材料的强化机制和形变机理 |
| 1.3.1 强化机制 |
| 1.3.2 形变机理 |
| 1.4 高强铜基材料的塑性改进方法 |
| 1.4.1 三维网络分布增强体 |
| 1.4.2 微纳结构组织 |
| 1.5 高强颗粒增强铜基复合材料塑性改进设计思路 |
| 1.6 研究内容 |
| 第二章 试验方法 |
| 2.1 试验技术路线 |
| 2.2 试验材料及设备 |
| 2.3 材料制备工艺 |
| 2.3.1 一步球磨二步还原制备工艺 |
| 2.3.2 二步球磨二步还原制备工艺 |
| 2.4 成分与组织表征 |
| 2.4.1 氧含量分析 |
| 2.4.2 X射线衍射(XRD)分析 |
| 2.4.3 原位X射线衍射(in situ-XRD)分析 |
| 2.4.4 扫描电子显微(SEM)分析 |
| 2.4.5 高分辨透射电子显微(HR-TEM)分析 |
| 2.4.6 电子背散射衍射(EBSD)分析 |
| 2.4.7 激光粒度分析 |
| 2.5 材料性能测试 |
| 2.5.1 致密度测试 |
| 2.5.2 室温显微硬度测试 |
| 2.5.3 室温导电率测试 |
| 2.5.4 室温压缩力学性能测试 |
| 2.6 气氛还原热重分析测试 |
| 第三章 Cu-Y_2O_3复合材料工艺设计与制备 |
| 3.1 引言 |
| 3.2 一步球磨二步还原法制备Cu-Y_2O_3复合材料 |
| 3.2.1 反应体系热力学分析 |
| 3.2.2 气氛还原工艺对粉体形貌的影响 |
| 3.2.3 Cu-Y_2O_3复合材料的物相与组织 |
| 3.2.4 Cu-Y_2O_3复合材料的性能 |
| 3.3 二步球磨二步还原法制备Cu-Y_2O_3复合材料 |
| 3.3.1 反应体系热力学分析 |
| 3.3.2 气氛还原工艺对粉体形貌的影响 |
| 3.3.3 Cu-Y_2O_3复合材料的物相与组织 |
| 3.3.4 Cu-Y_2O_3复合材料的性能 |
| 3.4 本章小结 |
| 第四章 微纳结构Cu-Y_2O_3复合材料的组织与性能研究 |
| 4.1 引言 |
| 4.2 Y_2O_3 含量对Cu-Y_2O_3 复合材料性能的影响 |
| 4.2.1 Y_2O_3 含量对Cu-Y_2O_3 复合材料显微硬度的影响 |
| 4.2.2 Y_2O_3 含量对Cu-Y_2O_3 复合材料室温压缩性能的影响 |
| 4.2.3 Y_2O_3 含量对Cu-Y_2O_3 复合材料导电率的影响 |
| 4.2.4 Cu-Y_2O_3复合材料综合性能比较 |
| 4.3 Y_2O_3 含量对Cu-Y_2O_3 复合材料的显微组织影响 |
| 4.3.1 Y_2O_3含量对Y_2O_3颗粒在铜基体中分布形态的影响 |
| 4.3.2 Y_2O_3含量对铜基体组织的影响 |
| 4.3.3 Cu-Y_2O_3复合材料的界面特征 |
| 4.3.4 Y_2O_3 含量对Cu-Y_2O_3 复合材料的压缩断口形貌影响 |
| 4.4 Cu-Y_2O_3复合材料强化机制和微观形变行为 |
| 4.4.1 强化机制分析 |
| 4.4.2 微观形变行为分析 |
| 4.5 本章小结 |
| 第五章 CO还原制备Cu-Y_2O_3 复合粉动力学行为研究 |
| 5.1 引言 |
| 5.2 CO等温还原制备Cu-Y_2O_3 复合粉热重分析 |
| 5.3 CO等温还原制备Cu-Y_2O_3 复合粉动力学 |
| 5.3.1 全过程动力学拟合分析 |
| 5.3.2 分阶段动力学拟合分析 |
| 5.4 CO等温还原制备Cu-Y_2O_3 复合粉的物相转变与形貌特征 |
| 5.4.1 CO等温还原前后物相转变规律 |
| 5.4.2 CO等温还原前粉体形貌特征 |
| 5.4.3 CO等温还原后粉体形貌特征 |
| 5.5 Y_2O_3 含量对还原制备Cu-Y_2O_3 复合粉过程的影响 |
| 5.6 本章小结 |
| 第六章 总结与展望 |
| 6.1 总结 |
| 6.2 创新点 |
| 6.3 展望 |
| 参考文献 |
| 致谢 |
| 攻读学位期间的研究成果 |
四、纳米稀土对复合材料中超细粒子团聚现象的抑制(Ⅱ)——超细金属铜粉团聚现象的抑制（论文参考文献）
- [1]ZrC/NbC颗粒增强钨铜复合材料的组织及性能研究[D]. 张俊璐. 西安理工大学, 2021
- [2]氧化石墨烯-金属耦合强化钛基复合材料组织与性能研究[D]. 田宁. 西安石油大学, 2021(10)
- [3]多层石墨烯/6063Al复合材料强韧化设计及断裂行为研究[D]. 于真鹤. 哈尔滨工业大学, 2021(02)
- [4]掺杂石墨烯和纳米氧化铝颗粒的WC-6Co硬质合金的强韧化研究[D]. 苏武丽. 四川大学, 2021(02)
- [5]钨弥散强化铜合金制备及性能研究[D]. 陆天行. 北京科技大学, 2021(01)
- [6]熔体浸透法制备线缆用铝/石墨烯复合材料组织性能研究[D]. 郭龙湖. 中国矿业大学, 2021
- [7]电解法制备高导电性铜粉的研究及应用[D]. 葛健. 昆明理工大学, 2021(01)
- [8]碳量子点增强铜基复合材料的研究[D]. 黄啸. 昆明理工大学, 2021(01)
- [9]一步原位还原法制备石墨烯增强铜基复合材料及其性能研究[D]. 刘绍慧. 长春工业大学, 2020(01)
- [10]多尺度微纳结构Cu-Y2O3复合材料调控制备及其性能研究[D]. 黄斐. 江西理工大学, 2020