La_(2)O_(3)掺杂Ti_(3)SiC_(2)/Cu复合材料的制备与性能

铜合金作为热管理材料长期服役时,会出现冷-热循环条件下的结构性失效问题,因此考虑将具有低膨胀系数的MAX相材料引入到铜合金中,来降低复合材料的热膨胀性。Ti_(3)SiC_(2)是一种兼具陶瓷和金属的优良特性的三元层状陶瓷材料,具有自润滑、高韧性、高导电性等特点。作为增强相,Ti_(3)SiC_(2)能够提高Cu基复合材料的摩擦性能,降低复合材料的热膨胀系数,因此被应广泛用于电子封装材料、热管理材料等领域。本文将稀土氧化物La_(2)O_(3)引入到Ti_(3)SiC_(2)/Cu复合材料中,研究了La_(2)O_(3)掺杂含量对Ti_(3)SiC_(2)/Cu复合材料物相组成、表面形貌、显微硬度和摩擦因数等的影响。研究发现,利用热压烧结技术能够获得致密度较高的Ti_(3)SiC_(2)/Cu复合材料,相对密度在98.5%以上。适量掺杂La_(2)O_(3)后,Ti_(3)SiC_(2)/Cu复合材料的显微硬度有所增加,能够实现Ti_(3)SiC_(2)/Cu复合材料的弥散强化。随着La_(2)O_(3)掺杂量增加,Ti_(3)SiC_(2)/Cu复合材料的摩擦因数呈现出先降低后增加的趋势。在Cu基复合材料中添加Ti_(3)SiC_(2),能够起到润滑的作用,有利于降低摩擦因数。本研究可为Ti_(3)SiC_(2)/Cu复合材料的工程应用提供试验依据。

Ag_(3)PO_(4)/Cu_(2)O复合材料的制备及其性能研究

对磷酸银复合材料制备及光催化性能进行了研究。讨论了水热温度、反应溶液的酸碱度等对Cu_(2)O制备的影响。同时,比较了不同摩尔百分比Ag_(3)PO_(4)含量的Ag_(3)PO_(4)/Cu_(2)O复合材料的光催化降解活性。结果显示,球状Cu_(2)O颗粒制备条件为:温度100℃,pH值为10。采用直接沉淀法Ag_(3)PO_(4)纳米颗粒能够均匀附着Cu_(2)O表面,达到最佳复合效果。Ag_(3)PO_(4)/Cu_(2)O复合材料光催化活性高于纯Cu_(2)O,随着Ag_(3)PO_(4)的摩尔百分量的增加,复合光催化剂的催化性能先是增强后逐渐减弱。60%Ag_(3)PO_(4)/Cu_(2)O时,催化活性最强,90 min内罗丹明B几乎完全降解。

Al_(2)O_(3)/Cu复合材料的制备及性能分析

以硝酸铜和硝酸铝为原材料,采用喷雾干燥-煅烧-氢还原工艺得到超细、Al_(2)O_(3)在铜基体中均匀弥散分布的Al_(2)O_(3)/Cu复合粉体;经热压烧结(HP)和模压成型-烧结-复压-复烧(MP)分别制备出不同Al_(2)O_(3)含量的Al_(2)O_(3)/Cu复合材料,实验对比两种方法制备出的样品的物相、微观结构、硬度和电导率。结果表明:两种工艺得到的复合材料均具有较高致密度,硬度随着氧化铝含量增加而增大,电导率随着氧化铝含量增加而减小。热压烧结(HP)工艺获得的材料维氏硬度(143.9 HV)比同工艺下纯铜的硬度值(74.2HV)提高了93.9%,电导率高于80.09%IACS;模压成型(MP)工艺制备的样品维氏硬度(136.8 HV)比相同工艺下纯铜的硬度值(42.3 HV)提高了223.4%,电导率维持在82.25%IACS以上。

Ti_(2)AlC粉末粒径分布对TiC_(0.5)-Al_(2)O_(3)/Cu复合材料组织及性能的影响

通过不同时间的湿法球磨得到不同粒径分布的Ti_(2)AlC粉末,再与Cu_(2)O粉末和铜粉末混合,利用放电等离子烧结技术制备TiC_(0.5)-Al_(2)O_(3)/Cu复合材料,研究了Ti_(2)AlC粉末粒径分布对其组织和性能的影响。结果表明:随着Ti_(2)AlC粉末中亚微米级颗粒体积分数由0增加到70.27%,复合材料中增强相颗粒TiC_(0.5)和Al_(2)O_(3)在基体中分散更均匀,但是当亚微米级颗粒体积分数为98.07%时,增强相颗粒出现聚集现象;随着亚微米级颗粒体积分数的增加,复合材料的导电率与相对密度先减小后增大,硬度与屈服强度则先升后降,当亚微米级颗粒体积分数为70.27%时,复合材料综合性能最优异。

Cu/γ-Al_2O_3复合材料界面稳定性的第一性原理计算

用第一性原理研究Cu/γ-Al_2O_3复合材料的界面稳定性。通过计算低指数面的Cu与γ-Al_2O_3界面的分离功,得到最稳定的结合界面,并与相应的高分辨透射电镜的分析结果进行对比。对比结果表明:Cu(011)/γ-Al_2O_3(110)的分离功最大,最容易形成稳定的结合界面,第一性原理的模拟计算结果与试验结果能够很好地吻合。

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。

原位合成法制备Cu-Al_2O_3复合材料及其性能研究

为改善Al2O3颗粒的分散性,提高Al2O3颗粒与Cu基体的结合力,采用原位合成法制备Al2O3弥散强化铜基复合材料,并研究了Al2O3含量变化对复合材料性能的影响。结果表明,复合材料的相对密度和导电性随着Al2O3含量的增加而下降,而硬度随Al2O3的增加而增加。与外加法相比,原位合成法制备的Al2O3弥散强化Cu基复合材料在提高硬度的同时,仍能保持很好的导电性。

内氧化法制备Cu-Al_2O_3复合材料的组织性能

采用Cu—Al合金薄板，使用包埋法内氧化法，制备Cu—Al2O3复合材料，并对其微观组织和性能进行了分析。研究结果表明：随内氧化时间的增加，内氧化层深逐渐增加，但时间延长增幅较小；固溶在铜基体中的Al内氧化时以γ-Al2O3的形式析出，Al2O3颗粒的粒径为20～50nm；Cu-Al的合金薄板内氧化后表面硬度显著提高，Al含量（质量分数）为0．5％时，可达158HV；从表面到心部显微硬度逐渐降低。

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。

反应生成α-Al_2O_3(p)/Al-Cu复合材料的化学反应的研究

利用X射线衍射仪和扫描电子显微镜对CuO／Al粉末预制块经不同条件反应后得到的材料进行了分析，探讨了CuO／Al体系的化学反应随温度和环境介质的变化情况。

纳米Cu-Al_2O_3复合材料的烧结法制备研究

研究了纳米Al2 O3陶瓷颗粒增强铜基复合材料制备技术。选用纳米级Al2 O3陶瓷颗粒作为增强相 ,采用超声波增强化学镀的方法完成对纳米Al2 O3陶瓷颗粒金属铜包覆 ,热压烧结成纳米Al2 O3陶瓷颗粒增强铜基复合材料 ,开采用XRD、TEM等分析测试技术对其组织性能进行研究。

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。

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。

真空热压烧结制备10vol%TiC/Cu-Al_2O_3复合材料及热变形行为研究

在VDBF-250真空热压烧结炉中,采用真空热压烧结工艺制备了10%（体积分数）TiC/Cu-Al2 O3复合材料。利用 Gleeble-1500热力模拟实验机,在温度为450～850℃、应变速率为0.001～1 s-1、真应变量0.7的条件下,对10%（体积分数）TiC/Cu-Al2 O3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。结果表明,该材料烧结态致密度为98.53%,显微硬度为158 HV,导电率为48.7% IACS；材料的高温流变应力-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,属于温度和应变速率敏感材料；同时,利用10%（体积分数）TiC/Cu-Al2 O3复合材料 DMM 加工图分析了其变形机制和失稳机制,并最终确定了热加工工艺参数选取范围为变形温度750～850℃,应变速率0.01～0.1 s-1。

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。

用球化处理的粉末热压制备Cu-Al_2O_3复合材料

由机械合金化法(MA)制得纳米Al2O3颗粒弥散镶嵌于较软微米Cu颗粒表面的复合粉,利用球形化工艺改善所制得复合粉的形貌及工艺性能,然后通过热压法制备Cu-Al2O3复合材料。通过电导率测试、抗拉强度测试、密度测试、SEM形貌和断口分析、微区成分分析,研究了Al2O3质量分数分别为0%、0·5%、1·5%、2·5%时Cu-Al2O3复合材料的组织和性能。结果表明,随Al2O3质量分数增加,材料的抗拉强度总体增加,电导率、伸长率总体降低,Al2O3质量分数在1·5%时制得的复合材料具有较高的综合性能,此时σb=298MPa、δ=12·1%、电导率为88%IACS;质量分数继续增加会使纳米Al2O3颗粒发生局部团聚;在拉伸受力时复合材料发生延性断裂。

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。

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。