30%Mo/Cu-Al_2O_3复合材料的热压缩变形行为

利用Gleeble-1500热力模拟试验机,在温度为450～750℃、应变速率为0.01～5s-1、总应变量0.7的条件下,对30%Mo/Cu-Al2O3复合材料高温塑性变形过程中的动态再结晶行为及其热加工图进行研究和分析。实验结果表明30%Mo/Cu-Al2O3复合材料高温流动应力-应变曲线主要以动态再结晶软化机制为特征,峰值应力随变形温度的降低或应变速率的升高而增加;在真应力-应变曲线基础上,建立的30%Mo/Cu-Al2O3复合材料高温变形本构模型较好地表征了其高温流变特性;同时,利用30%Mo/Cu-Al2O3复合材料DMM加工图分析了其变形机制和失稳机制,确定了热加工工艺参数为变形温度650～750℃,应变速率0.01～0.1s-1。

载电条件下30%Mo/Cu-Al_2O_3复合材料的摩擦学行为

采用真空热压烧结-内氧化法,制备了30%Mo/Cu-Al2O3复合材料。在载电条件下,考察了30%Mo/Cu-Al2O3销试样和铬青铜QCr0.5盘试样摩擦副的滑动摩擦磨损性能,利用扫描电镜观察磨损形貌并探讨了其摩擦磨损机制。结果表明,Mo颗粒的加入,增加了复合材料的整体强度及耐磨性;电流对磨损率和摩擦系数具有显著影响,随着电流增加,30%Mo/Cu-Al2O3复合材料的磨损率增加,摩擦系数增大;其磨损机制主要为磨粒磨损、粘着磨损和电烧蚀磨损。

20%Mo/Cu-Al_2O_3复合材料的强化机理及热变形行为

采用真空热压一内氧化烧结方法制备20％Mo／Cu-Al2O3复合材料，测试其性能并观察分析其微观组织。利用Gleeble-1500D热力模拟试验机在温度为350-750℃、应变速率为0．01-5s^-1及总应变量0．5的条件下，对20％Mo／Cu-Al2O3复合材料热变形过程中的流变应力与应变之间的关系进行研究。结果表明：20％Mo／20％Mo／Cu-Al2O3复合材料的组织分布均匀，未观察到明显的团聚现象及孔洞，致密度较高。在材料基体上，原位内氧化生成的纳米级A1203颗粒呈弥散分布，增加了基体的强度。复合材料的高温流动应力一应变曲线以动态再结晶软化机制为主，峰值应力随变形温度的降低或应变速率的升高而增加；在真应力一真应变曲线基础上建立的高温变形本构方程较好地表征了此复合材料的高温流变特性，其计算结果与实验结果吻合较好。

内氧化制备Cu-Al_2O_3复合材料新工艺的研究

提出了一种在低真空度下内氧化制备Cu -Al2 O3合金粉 ,以热锻为后续致密化手段 ,辅以其它工序制备Cu -Al2 O3复合材料的新工艺 ,并进行了初步的试验研究与理论分析。研究结果表明 :在低真空度下内氧化 ,有助于增大内氧化速率、细化Al2 O3粒子并有助于Al2 O3粒子的弥散分布 ;热锻具有显著的致密化作用 ,可代替冷变形作为致密化手段。与现有的内氧化制备工艺相比 ,本文提出的新工艺具有工艺简单、成本低。

国内Cu-Al_2O_3复合材料致密化加工的研究进展

Cu-Al2O3复合材料具有很多优异的性能,其致密化加工方法主要有热挤压、锻造和冷加工等。本文综述了国内弥散强化铜塑性变形的研究,详细介绍了弥散强化铜致密化加工研究的现状。热挤压是生产弥散强化铜的主要加工方法,不同挤压方式和挤压工艺对材料性能有很大影响。锻造是生产大断面尺寸弥散强化铜的重要手段,处于三向压应力状态锻造后弥散强化铜的性能可优于挤压态弥散强化铜。冷加工也是弥散强化铜生产中的关键步骤,主要作用为材料成形和提高力学性能。本文还对该领域的未来发展进行了展望,将来应进一步从理论上加强对弥散强化铜致密化加工的研究,并开拓新的致密化加工技术。

内氧化制备Cu-Al_2O_3/(Ce+Y)复合材料薄板带的组织和性能

采用内氧化工艺制备了Al2O3弥散强化Cu-Al2O3/(Ce+Y)复合材料,分析了其显微组织,并对冷轧变形的复合材料的微观组织和性能进行了分析。结果表明:Cu-Al-(Ce+Y)合金薄板内氧化后固溶的Al脱溶与[O]形成Al2O3,TEM分析表明,大量细小均匀的γ-Al2O3相弥散分布在铜基体上,粒径约为5～20 nm,粒子间距为10～50 nm,并且沿晶面(440)和晶向[11 2]析出;Cu-Al2O3/(Ce+Y)复合材料经60%变形后,Al2O3呈链状分布,与Cu晶粒被拉长方向一致,形成明显的纤维组织;Cu-Al2O3/(Ce+Y)复合材料的显微硬度和抗拉强度随变形量的增大逐渐增加,当变形量为80%时,显微硬度值约为内氧化后原始试样显微硬度的1.4倍,抗拉强度比原始试样的抗拉强度增加了165 MPa,而导电率下降约4%IACS。

Cu-Al合金薄板内氧化法制备块体Cu-Al_2O_3复合材料

采用Cu-Al合金薄板内氧化和热挤压成型相结合的方法制备块体Cu-Al2O3复合材料。89.7 mm×0.5 mm的Cu-0.16 mass%Al合金圆薄片900℃×8 h内氧化后,经表面清理、叠层装入包套、密封和800℃热挤压,制备出了20 mm的Cu-Al2O3复合材料棒材(块体材料),并经冷拔制备出了生产所需的3 mm的线材产品。热挤压棒材和冷拔线材截面呈现出"年轮"结构。热挤压棒材的导电率为96.3%IACS,冷拔线材的导电率、屈服强度和抗拉强度分别为94.1%IACS、417 MPa和445 MPa。

冷变形对简化工艺制备Cu-Al_2O_3复合材料组织和性能的影响

研究了一种新型简化的内氧化工艺，制备了不同氧源系数的Cu-Al2O3复合材料，对所制备复合材料的烧结态和经60％、70％、80％变形后的微观组织、硬度、导电率进行了分析。结果表明：该简化工艺成功制备了Cu-Al2O3复合材料，在铜基体上弥散分布着细小粒状Al2O3颗粒，其粒径约为5～20nm，颗粒间距约为25～60nm复合材料变形后，其硬度明显提高，最大值达到144HV，而导电率则随变形量的增大先升高后降低，但降幅很小；当氧源系数k为1．20h，压制粉末烧结（950℃，4h）后全部完成内氧化，且变形后综合性能最优，此时氧化剂含量为最佳的添加量。

TiC/Cu-Al_2O_3复合材料的强化机理及动态再结晶行为

采用真空热压-内氧化烧结法制备TiC/Cu-Al_2O_3复合材料,通过扫描电镜(SEM)和高分辨率透射电镜(HRTEM)分析其微观组织,讨论该材料的强化机理。利用Gleeble-1500D热力模拟试验机在温度为450~850℃、应变速率为0.001~1 s^(-1)及变形量0.7的条件下进行试验。采用加工硬化率处理法对真应力-真应变数据进行处理,结合lnθ-ε曲线和-(?)(lnθ)/(?)ε-ε曲线,确定该材料动态再结晶临界条件及动态再结晶体积分数,并利用该体积分数建立动态再结晶动力学模型。结果表明:内氧化生成γ-Al_2O_3颗粒的弥散强化作用及TiC与基体间的非晶过渡层提高了材料的强度;该复合材料热压缩过程中存在动态再结晶软化;随着变形量的增加、变形温度的升高及应变速率的降低,动态再结晶体积分数均增加。

Cu-Al_2O_3复合材料的塑性变形分析

用Gleeble 1500型热模拟机对Cu Al2O3复合材料的塑性变形进行了试验分析。结果表明,在300～600℃, ε≤1/s时,随着应变的增加,复合材料的流动应力迅速达到极值点后,逐步减小;变形时温度变化较小,并且变形后晶粒无粗化现象;还分析了温度及应变速率的影响。

氧化剂对Cu-Al_2O_3复合材料微观组织的影响

研究了一种新型简化内氧化工艺，并制备了不同氧源系数的Cu-Al2O3复合材料。用SEM、TEM等分析手段对所制备复合材料烧结态的微观组织进行了研究。结果表明，该简化工艺成功制备了Cu-Al2O3复合材料，在铜基体上弥散分布着大量细小的γ-Al2O3颗粒，其粒径为5～20nm，颗粒间距为25-60nm，当氧源系数（女）为1．20时，压制粉末经烧结（950℃，4h）后全部完成内氧化，此氧化剂含量为最佳的内氧化氧化剂添加量。

TiC含量对TiC/Cu-Al_2O_3复合材料热变形行为的影响

采用真空热压-内氧化烧结法制备TiC体积分数分别为0、10 vol%、20 vol%的TiC/Cu-Al2O3复合材料,观察和分析了其显微组织、测试和分析了其性能;利用Gleeble-1500D热力模拟试验机,研究了3种复合材料在变形温度为450-850℃,应变速率为0.001-1 s^-1条件下的热变形行为。结果表明,复合材料的相对密度在97.1%以上,随着TiC含量的增加,其导电率下降、硬度升高。TiC/Cu-Al2O3复合材料的真应力-真应变曲线主要以动态再结晶机制为特征,峰值应力随变形温度的降低或应变速率的升高而增加;高温变形条件下TiC/Cu-Al2O3复合材料流变应力本构方程可以用双曲线正弦方程和Z参数描述;其热变形激活能分别为163.939 k J/mol（0 vol%TiC）、164.142 k J/mol（10 vol%TiC）和210.762 k J/mol（20 vol%TiC）。

氧化剂含量对Cu-Al2O3/Cr复合材料组织与性能的影响

采用简化内氧化真空热压烧结工艺制备了不同氧源(Cu2O)含量(4%、5%、6%)的Cu-Al2O3/Cr复合材料(以Al2O3弥散强化铜为基体的Cu-Cr复合材料)。用SEM、TEM等分析手段对所制备复合材料烧结态的微观组织及性能进行了研究。结果表明,在铜基体上弥散分布着大量细小的γ-Al2O3颗粒,其粒径为5～20nm,颗粒间距为20～150nm,当氧源含量为5%时,经真空热压烧结(950℃,2h,22MPa)后全部完成内氧化,此氧化剂含量为最佳的内氧化氧化剂添加量。

真空热压烧结制备TiC10/Cu-Al_2O_3复合材料及其性能研究

采用真空热压烧结工艺制备了TiC10/Cu-Al2O3复合材料,并测试了性能和显微组织。在冷等静压机上对烧结态试样进行了冷等静压试验。结果表明:该复合材料烧结态的组织较为致密,致密度为98.53%;显微硬度为158 HV,电导率为48.7%IACS。经冷等静压后,材料的致密度为98.76%,显微硬度为161 HV,电导率为50.8%IACS,综合性能均有所提高。

内氧化法制备Cu-Al_2O_3薄板复合材料及其重熔后的组织性能

采用不同Al含量（0.20%、0.35%和0.50%,质量分数）的Cu-Al合金薄板内氧化法制备Cu-Al_2O_3薄板复合材料。对比分析了相同内氧化温度和时间下,不同Al含量的Cu-Al合金薄板内氧化制备出的Cu-Al_2O_3薄板复合材料的组织性能。并尝试采用Cu-Al_2O_3薄板复合材料重熔法制备Al_2O_3颗粒弥散分布的Cu-Al_2O_3块体复合材料。结果表明,Cu-Al_2O_3薄板复合材料内氧化层外部晶粒比内部晶粒细小;随着Al质量分数的增加,在相同的内氧化时间下,内氧化层的深度逐渐减小,内氧化层的内部晶粒逐渐粗化;内氧化后所得复合材料的Cu基体中弥散分布着大量的γ-Al_2O_3,γ-Al_2O_3粒径为10~30 nm,粒子间距为20~70 nm;复合材料中的γ-Al_2O_3强化了Cu基体,与合金相比复合材料表面硬度显著增加,从复合材料表面到内部硬度逐渐减小;Cu-Al_2O_3薄板复合材料重熔后Al_2O_3颗粒团聚且上浮;薄板复合材料重熔法制备Al_2O_3颗粒弥散分布的Cu-Al_2O_3块体复合材料不可行。

Cu-Al_2O_3复合材料的制备技术及研究现状

综述了当前Cu-Al2O3复合材料的主要制备方法和制备技术中存在的问题,讨论了已报道的不同Al2O3含量对铜基复合材料性能的影响,评价了Al2O3第二相尺寸以及第二相与合金元素联合作用的机理研究,展望了Cu-Al2O3复合材料在第二相浓度、尺寸、与合金元素联合作用及制备技术等方面的发展趋势。

Al_2O_3弥散强化铜/铬复合材料的强化机理

采用简化内氧化-真空热压烧结新工艺制备了不同氧化剂Cu2O含量的Al2O3弥散强化Cu-Al2O3/Cr复合材料,考察了塑性变形和氧化剂含量对抗拉强度和显微硬度的影响,并通过扫描电子显微镜和透射电子显微镜分析了其微观组织,在此基础上综合分析了该复合材料的强化机理,并定量计算了各种强化因素的增强效果。结果表明:简化内氧化-真空热压烧结新工艺成功制备了基体晶粒细小的Cu-Al2O3/Cr复合材料;氧化剂Cu2O含量为5%时Cu-Al2O3/Cr复合材料的抗拉强度和硬度较高,且均随着变形量的增加而增加;细小的Al2O3颗粒的弥散强化和Cr颗粒相的聚集强化是该复合材料强化的主要原因,形变强化对其强化有一定贡献。

压制力对A_2lO_3弥散强化Cu/Cr复合材料组织和性能的影响

用粉末冶金方法制备了Cu-Al2O3/Cr复合材料,研究了压制力(200、250、300、350 MPa)对烧结件显微组织的影响以及该复合材料的密度、硬度、导电率的变化。结果表明,随着压制力的增大,Cu基体中的孔隙尺寸明显变小,Cr相晶粒尺寸变小并趋于均匀,而且Cu-Al2O3/Cr复合材料的密度和导电率都快速增加,复合材料的硬度在压制力从200 MPa增加到300 MPa时,材料的硬度增加比较缓慢,继续增压,材料的硬度增加明显较快。

热压烧结制备Al_2O_3弥散强化Cu-25%Cr复合材料的微观组织与性能

对比研究了热压烧结和冷压-烧结工艺制得Al2O3弥散强化Cu-25%Cr复合材料的微观组织与力学、物理性能,并考察了冷变形对其性能的影响。结果表明,采用真空热压烧结工艺制得的Al2O3弥散强化Cu-25%Cr复合材料,硬度达到95HV,电导率达18.3MS·m-1,相对密度可达97.1%;两种方法制备的Cu-Al2O3/Cr复合材料的显微硬度随着变形量的增加而增加,最大增幅均在50%左右,分别达到142HV和131HV;而电导率是先增加后减小。

真空热压烧结W(50)/Cu-Al_2O_3的热压缩变形行为

采用真空热压烧结法制备了纳米Al2O3弥散强化铜为基体,W颗粒为增强相的W(50)/Cu-Al2O3新型复合材料。在Gleeble-1500D热模拟机上对真空热压烧结W(50)/Cu-Al2 O3复合材料进行等温热压缩实验,研究了在变形温度为650～950℃;变形速率为0.01～5 s-1;最大真应变为0.7条件下的流变应力行为。结果表明:在实验条件下,复合材料W(50)/Cu-Al2O3存在明显的动态再结晶特征,即变形初期,流变应力随着应变量的增大而迅速增大,达到峰值之后流变应力逐渐趋于平稳,不随应变的增加而明显变化。变形温度和变形速率对流变应力影响显著,随着温度的升高和应变速率的减小,峰值应力逐渐减小,并且在晶界交叉处出现再结晶晶粒,并逐渐增多。复合材料的主要软化机制为动态再结晶。建立了复合材料高温变形时的流变应力本构方程,并确定了热变形激活能Q为176.05 kJ/mol。