一、纳米稀土对复合材料中超细粒子团聚现象的抑制(Ⅰ)——超细金属铜粉团聚现象及其团聚成因（论文文献综述）
李欣[1]（2021）在《Cu@Gr@陶瓷多层核壳结构的制备及增强铜基复合材料》文中指出石墨烯作为一种二维的层片状材料,具有优异的物理性能和力学性能,并作为增强相在复合材料中具有广阔的应用前景。目前,国内外关于石墨烯作为增强相增强铜基复合材料的研究很多,然而石墨烯的比表面积大,在金属材料中容易发生团聚,并不能充分发挥石墨烯的性能优势。当前发展的核壳结构因其特殊的包覆结构,同时兼具核心和外壳两者的性能特点,被广泛应用于催化、光子晶体、药物医疗、电化学储能等领域,成为近年来研究的热点,而且作为增强相已被应用于增强铜基复合材料中。但目前关于含石墨烯的核壳结构增强铜基复合材料的研究报道较少。基于此,本文采用化学气相沉积法（CVD）和热化学镀法制备多层核壳结构颗粒,将石墨烯包覆在陶瓷核心表面,再包覆一层铜外壳。然后采用粉末冶金法制备出了 Cu@Gr@陶瓷增强铜基复合材料,对Cu@Gr@SiO2和Cu@Gr@Al2O3增强铜基复合材料分别进行显微组织的观察分析以及力学性能的检测分析,探究不同Cu@Gr@陶瓷含量对铜基体力学性能的影响规律,主要结论如下:（1）以平均粒径为1～5 μm的球形氧化铝和二氧化硅作为核壳结构的核心,采用化学气相沉积法成功地制备出石墨烯包覆二氧化硅和氧化铝（Gr@陶瓷）的双层核壳结构。石墨烯均匀地包覆在陶瓷颗粒的表面,没有出现石墨烯褶皱的现象。再用热化学镀的方法成功制备出铜包覆Gr@陶瓷的多层核壳结构。致密的铜壳将双层核壳结构包覆的很完整,颗粒表面的粗糙度明显增加。多层核壳结构界面之间没有空隙,呈致密的球形状,石墨烯的层数为8～15层,铜壳层的厚度大约为0.1 μm～0.3 μm。（2）将Cu@Gr@陶瓷颗粒与铜粉混合后,采用粉末冶金法于300 MPa的压力下压制成坯,850℃烧结制备核多层核壳结构增强铜基复合材料。核壳在基体中分布均匀,当核壳结构的含量为5wt.%时,局部区域出现核壳颗粒的团聚,且随核壳颗粒含量的增加,铜基复合材料的性能先增加后下降。（3）当Cu@Gr@SiO2的含量为2%时,增强颗粒在铜基体中的分散较为理想,复合材料的致密度达到94.65%,电导率为83.1%IACS,维氏硬度为56.8 HV,压缩强度为395 MPa,抗拉强度为140.11 MPa,综合性能最佳。当Cu@Gr@Al2O3的含量为1%时,增强颗粒在铜基体中的分散较为理想,复合材料的致密度达到91.79%,电导率为73.7%IACS,维氏硬度为47.5 HV,压缩强度为398 MPa,综合性能最佳。（4）核壳颗粒增强铜基复合材料的增强机制是位错强化,SiO2和Al2O3是高熔点硬质相,与石墨烯和金属铜基体之间的热膨胀系数差异引起位错增量,从而提高材料的力学性能;断裂机制是韧性断裂,核壳结构的存在,提供了微孔的成核源,在应力作用下便与基体脱离开裂形成微孔。
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》文中提出具备低密度、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。
李亚洲[3]（2021）在《石墨烯表面改性与基体微合金化协同策略增强铜基复合材料的制备及其性能研究》文中研究表明铜及其合金具有优异的物理属性而被广泛应用于生活生产以及高精密零部件中。这些特性使铜及其合金成为电滑动触点、电阻焊电极、散热器等的合适候选材料。尽管有上述优点,但是与其它结构工程金属合金和复合材料如铁和钛相比,存在的主要问题是强度低。因此,许多研究致力于通过制造新的合金或复合材料来提高铜的机械性能,同时尽可能降低导电性的衰减程度。为了解决这一难题,本文结合目前国内外增强铜基复合材料的研究现状,提出采用石墨烯表面改性负载金属粒子和基体微合金化协同策略,试图从改善石墨烯在铜基体的分散程度、提高碳-铜界面结合以及生成强碳化合物的“铆接”来协同增强铜基复合材料。实验结果表明:1.在强氧化剂作用下,膨胀氧化鳞片石墨,制备出氧化石墨,继续超声分散获得氧化石墨烯（GO）,在SEM电镜下观察到制备出的GO呈薄纱透明状,相较于鳞片石墨片层间距增大,红外光谱显示成功引入了大量含氧气官能团。2.以无水硫酸铜为主盐,调节pH值制备出镀铜石墨烯（RGO@Cu）复合粉末,在pH为10时,还原出的铜粒子呈球状,有效的取代了氧化石墨烯中的含氧官能团,在GO添加量为0.4wt.%时,RGO@Cu中铜粒子均匀分布在还原氧化石墨烯（RGO）表面,且无明显的团聚。3.通过机械合金化法在铜基体中掺杂一定量的钛粉,制备出RGO@Cu/Cu-Ti复合粉末,RGO@Cu粉末与钛粉在球磨4h后,复合粉末的粒度降低到5μm,原始的球形粉末在球磨后呈现片状结构。4.改变RGO@Cu的添加量,发现随着RGO@Cu含量不断增加,RGO@Cu/Cu复合材料的致密度和显微硬度先上升后下降的趋势,在添加量为0.4wt%时达到最大,分别为121.5HV和285MPa。5.添加0.4wt%的RGO@Cu制备出RGO@Cu/Cu-Ti烧结体复合材料,基体中添加不同质量分数的钛,基体合金化后的导电性明显降低,但是机械性能明显提高,抗拉强度相较于RGO@Cu/Cu复合材料提高了13.6%,达到了324MPa,相较于纯铜提高了89.5%,但是延伸率明显降低,从32%降低到11%。
陈洁[4]（2021）在《放电等离子烧结铜/铜锆铝金属玻璃复合材料的组织与性能》文中指出高强度高电导率材料具有优异的物理、力学性能以及电、热传导性能,从而成为在航空航天、通信设备、电器工程、轨道交通等多个领域中被广泛应用的结构功能材料。现代科技的不断发展对材料更高的综合性能提出了现实要求,而强度与电导率的矛盾则为研究工作带来更大的挑战。制备复合材料是获得高强度高导电率材料的常见手段之一,本文以铜基金属玻璃作为增强相,通过机械合金化法与放电等离子体烧结工艺制备了两相结合良好的块体复合材料,表现出高导电性以及良好的力学性能。通过气雾化法以及传统筛分法得到了粒径在150μm以下的具有完全非晶结构的Cu50Zr43Al7金属玻璃粉末,采用放电等离子体烧结技术对粉末进行烧结,烧结温度设定为420℃,烧结压力设定为300 MPa,保温时间设定为10 min,获得的块体具有完全非晶结构以及超过1600 MPa的压缩强度。复合粉末的获得通过机械合金化法实现,探索了球磨工艺参数（球磨转速与球料比）对Cu/Cu50Zr43Al7复合材料组织与性能的影响。结果表明,在375 rpm球磨转速,12:1球料比条件下成功得到以超细晶铜为基体的复合材料,表现出极为优异的力学性能,抗压强度高达1180 MPa。本实验研究了金属玻璃含量对复合材料的组织结构与性能的影响,研究发现,随着金属玻璃含量的增加,复合材料电导率下降,强度得到提高。选取30wt.%Cu50Zr43Al7金属玻璃添加量的复合材料,进一步探究烧结压力对组织与性能的影响,当烧结压力为600 MPa时,所制备的块体复合材料具有极好的综合性能,压缩强度可以达到928 MPa,同时达到38%IACS左右的电导率。此外,复合材料两相界面的SEM、TEM、EDS分析显示了界面的良好结合状态。
陆天行[5]（2021）在《钨弥散强化铜合金制备及性能研究》文中研究指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。
刘绍慧[6]（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》文中指出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。
韩铁龙[7]（2020）在《石墨烯增强铝基复合材料的制备与强韧化机制研究》文中认为石墨烯是金属基复合材料的理想增强体,因具有优异的力学、电学和热学等性能而被广泛地应用于铝基复合材料。然而,石墨烯和基体之间的界面问题、石墨烯在铝基体中的分散问题、以及石墨烯的制备问题影响着石墨烯增强铝基复合材料的性能提高及应用。现有方法制备的石墨烯增强铝基复合材料的性能和理论值相比仍有较大差距,且存在强韧倒置的关系,因此,寻求新的制备技术以克服现有方法的不足是发展石墨烯增强铝基复合材料的关键。本论文首先采用喷雾干燥技术和化学沉积工艺相结合的方法大量合成了负载金属颗粒的石墨烯纳米片（MPGNPs）,在此基础上利用粉末冶金法制备了石墨烯纳米片（GNPs）增强的铝基和铝铜合金基复合材料。系统研究了制备工艺、复合材料的微观结构和力学性能三者之间的关系,探讨了复合材料的强韧化机制及断裂机理,为制备高性能的石墨烯增强铝基复合材料提供理论依据和实现途径。采用喷雾干燥和化学沉积工艺相结合的方法合成了负载镍纳米颗粒的石墨烯纳米片（Ni-GNPs）和负载铜纳米颗粒的石墨烯纳米片（Cu-GNPs）,利用粉末冶金法制备了Ni-GNPs/Al和Cu-GNPs/Al两种复合材料,对比研究了GNPs表面负载的金属种类对复合材料界面和力学性能的影响。结果表明:GNPs表面负载的金属颗粒能改善GNPs的分散性,并抑制或延缓GNPs和铝基体之间的界面反应;GNPs表面负载的Ni元素在GNPs和基体界面处形成了Al3Ni颗粒/层,提高了GNPs和铝基体之间的界面结合及塞积位错的能力,进而促使Ni-GNPs/Al复合材料展现出良好的塑性;GNPs表面负载的Cu元素则扩散到GNPs和铝的界面附近形成铝铜固溶体,这对GNPs-Al界面结合影响较小,但由于Cu元素的固溶强化,Cu-GNPs/Al复合材料表现出更高的强度。采用新的球磨策略-分段球磨法制备了Cu-GNPs/Al复合粉末,随后利用冷压-烧结-热挤压工艺制备了Cu-GNPs/Al复合材料。系统研究了球磨转速和球磨温度对复合材料微观结构和力学性能的影响。结果表明:在球磨初期,Cu-GNPs主要分布于铝粉表面,因此Cu-GNPs的分散性和球磨后铝粉的表面积成正相关,高转速球磨能提高铝粉的表面积从而有利于Cu-GNPs在基体中的分散;低温球磨能加速球磨进程,使复合粉末发生冷焊,进而促进Cu-GNPs在基体中的分散;分段球磨法能将Cu-GNPs在铝基体中的最大分散量提高到3.5 wt.%,此时Cu-GNPs/Al复合材料的屈服强度达418 MPa,抗拉强度达480 MPa,延伸率为9.4%,分别是纯铝的250%、240%和48%。系统研究了Cu-GNPs的加入对复合材料微观结构和力学性能的影响,探讨了复合材料的强韧化机制。结果表明:Cu-GNPs能加速球磨进程,促进粉末的冷焊,细化粉末尺寸和晶粒尺寸;Cu-GNPs可促进基体的再结晶,弱化热挤压形成的丝织构;Cu-GNPs能钉扎晶界迁移和转动,同时也能阻碍位错运动,有效塞积位错;Cu-GNPs/Al复合材料的主要增强机制包括由GNPs和铝基体的热膨胀系数差异引发的热错配强化、由GNPs对位错阻碍引发的Orowan强化和由GNPs承载引发的载荷传递强化,细晶强化和固溶强化也发挥着一定作用;由于GNPs和铝基体的界面对位错的塞积引发的复合材料应变硬化能力的提高是复合材料韧化的主要机制。利用分段球磨工艺制备了GNPs/Al-Cu复合材料,系统研究了不同热处理状态的复合材料的微观组织结构和力学性能之间的关系。结果表明:Cu-GNPs对Al-Cu合金的影响和其对纯铝的影响相似;GNPs的加入会加速Al-Cu合金的时效析出,使GNPs/Al-Cu复合材料的峰时效提前;析出相的强化机制和GNPs的强化机制存在相互影响,致使GNPs/Al-Cu复合材料时效后的强度提升不明显;经工艺优化后,固溶态的GNPs含量为2.1 wt.%的GNPs/Al-Cu复合材料有着最佳的综合性能:屈服强度为482 MPa,抗拉强度为615 MPa,延伸率约为9%,分别为固溶态Al-Cu合金的180%、143%和54%。
黄斐[8]（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》文中认为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。
徐成成[9]（2020）在《纳米稀土氧化物/Sb2O3/BEO-PBT复合材料的制备及性能研究》文中研究说明聚对苯二甲酸丁二醇酯（PBT）作为一种半结晶型热塑性塑料,加工性能和力学性能优良,但对缺口敏感和极易燃烧的缺点严重限制其使用范围。以溴化环氧树脂（BEO）为阻燃剂、纳米三氧化二锑（Sb2O3）为协效阻燃剂制备的Sb2O3/BEO-PBT复合阻燃材料使得PBT的阻燃性能获得极大的改善,但纳米Sb2O3颗粒的加入降低了PBT的力学性能,所以在保持Sb2O3/BEO-PBT复合材料优良阻燃性能的同时提高力学性能成为亟需解决的问题。本文在Sb2O3/BEO-PBT基础上添加不同的纳米稀土氧化物制备纳米稀土氧化物/Sb2O3/BEO-PBT复合材料,研究不同的纳米稀土氧化物对复合材料结晶性能、热稳定性能、力学性能和阻燃性能的影响。主要研究内容和结论概括如下:（1）制备Nd2O3/PBT、CeO2/PBT和La2O3/PBT复合材料,研究不同的稀土氧化物对PBT性能的影响。研究结果表明:稀土氧化物提高了PBT成核效率,加快了结晶速率,降低了活化能;稀土氧化物的添加对PBT的拉伸强度和缺口冲击强度均有提高,其中,CeO2/PBT复合材料力学性能最好。（2）选择钛酸酯偶联剂NDZ-201为改性剂,分别改性纳米Sb2O3、CeO2和Nd2O3颗粒,发现改性后颗粒的晶型结构没有发生改变;通过检测各样品的Zeta电位发现在改性剂用量为5wt.%时,纳米Sb2O3、Nd2O3和CeO2颗粒电位绝对值均达到最大,纳米Nd2O3和CeO2的粒径测量结果最小,平均粒径分别是63 nm和78 nm,而纳米Sb2O3在NDZ-201用量为7 wt.%时平均粒径最小。（3）纳米Nd2O3颗粒在Sb2O3/BEO-PBT中起到异质成核的作用,适量的纳米Nd2O3可以提高Sb2O3/BEO-PBT阻燃复合材料的结晶度;当改性纳米Nd2O3含量为0.4 wt.%时,Nd2O3/Sb2O3/BEO-PBT复合材料的拉伸强度为63 MPa,缺口冲击强度为8.3 KJm-2,二者均达到最大值;纳米Nd2O3颗粒的添加使Sb2O3/BEO-PBT阻燃体系的极限氧指数（LOI）略有降低,但Nd2O3/Sb2O3/BEO-PBT复合材料的垂直燃烧测试（UL94）仍处于V-0级。（4）纳米CeO2的含量对CeO2/Sb2O3/BEO-PBT复合材料的结晶性能有较大影响,适量的纳米CeO2可以提高CeO2/Sb2O3/BEO-PBT阻燃复合材料的结晶度,且含未改性纳米CeO2的CeO2/Sb2O3/BEO-PBT复合材料的结晶度低于含改性纳米CeO2的结晶度;随着纳米CeO2含量的增多,CeO2/Sb2O3/BEO-PBT复合材料的拉伸强度与缺口冲击强度均呈先升高后降低的趋势,改性纳米CeO2对CeO2/Sb2O3/BEO-PBT复合材料力学性能的提升更大;纳米CeO2颗粒降低了CeO2/Sb2O3/BEO-PBT的LOI,但其UL94等级仍处于V-0级。
杨平[10]（2019）在《SPS制备CNT/Cu复合材料及其力学与电学性能研究》文中指出碳纳米管铜基复合材料因增强相CNTs在理论上表现出优异的力学、电学和热学等特性而受到研究者的广泛关注。然而,由于以下问题:（1）CNTs-Cu界面润湿性差;（2）CNTs易团聚,不易分散;（3）CNTs自身缺陷会大幅降低CNTs电导率。已有研究结果表明CNT/Cu复合材料的力学和电学性能远远低于它的理论预期值。因此,提高CNT/Cu复合材料力学和电学性能已成为本领域亟待解决的问题。由于SPS烧结工艺有望获得精细的组织和结构、改善界面结合性能的特点,本论文使用SPS制备CNT/Cu复合材料。首先从CNTs表面刻蚀与制备工艺角度出发,分别研究了它们对复合材料组织和性能的关系。其次,研究了 CNTs表面包覆对复合材料组织和性能的关系。最后,分别探讨了 CNT/Cu复合材料强化机制和导电机制。通过上述研究,得出以下主要研究结果:1.湿混吸附-球磨工艺有效兼顾CNTs分散性和结构完整性,与湿混工艺相比该方法制备的CNT（2.5vol.%）/Cu复合材料具备高的抗拉强度（280 MPa）、优异的延伸率（41.7%）和良好的电导率（53.1 MS/m）,抗拉强度、延伸率分别提高17.6%、230%。2.使用刻蚀时间不同的CNTs在湿混吸附工艺（wet mixing）下利用刻蚀CNTs的静电斥力减弱 CNTs 的范德华力,制备出 CNTs 分散效果不同的CNT（2.5vol.%）/Cu复合粉末,湿混吸附工艺下刻蚀CNTs的分散性随刻蚀时间延长而改善。通过测试试样的电导率发现:随CNTs分散性改善,CNT/Cu复合材料电导率由54.2±0.986 MS/m逐渐降低至52.47±1.97 MS/m,说明本实验条件下CNTs分散性对CNT/Cu复合材料电导率存在消极影响。3.利用SPS烧结时间短的特点制备CNT@PDA（1.25vol.%;）/Cu复合材料,探讨烧结温度对界面过渡层PDA以及复合材料组织和性能的影响。烧结温度为450℃时,PDA对CNT/Cu复合材料力学性能的改善最显着,与未引入PDA的试样相比,抗拉强度提高18%（275.6±7.7 MPa）,屈服强度提高29.1%（271.3±2.6 MPa）,延伸率提高146%（9.6±3.2%）。随烧结温度升高,抗拉强度和屈服强度逐渐降低。在烧结温度450-550℃范围内,延伸率随烧结温度而升高。烧结温度超过600℃时,CNT@PDA/Cu试样抗拉强度、屈服强度、延伸率和电导率均大幅下滑,并低于未引入PDA的试样,且随烧结温度继续升高,差异继续扩大。由此可见,低烧结温度时PDA黏附于CNTs表面的附着力,PDA与基体Cu形成的螯合键,可改善CNTs与Cu之间界面结合能力,继而提高抗拉强度、屈服强度和延伸率。烧结温度升高,PDA发生碳化,结构遭受破坏,转变为无机碳,不再具备改善界面能力。因无机碳的存在,材料受力时碳化物易在界面产生微裂纹,导致界面分离,降低界面结合性能,力学和电学性能随之大幅降低。4.通过探讨湿混吸附-球磨试样强化机制,发现该试样强化主要由Orowan强化、热失配强化和载荷传递三部分组成,载荷传递机制的影响效果依次大于热失配强化和Orowan强化,且理论计算的强化值与实验值大致相符,说明均匀分散且结构良好的CNTs有利于阻碍位错运动,且载荷通过CNTs在基体间传递,从而获得高的力学性能。比较试样拉伸前后位错密度结果,发现湿混吸附-球磨试样位错密度最高,说明试样加工硬化阶段发生明显的位错塞积,且均匀分散的CNTs有利于阻碍位错滑移面发生滑动,甚至改变滑移方向,因而获得优异的延伸率。5.依据复合材料混合定律（rule of mixtures）结合微观物理导电机制提出一种CNT/Cu复合材料电导率数学模型σc=σCNTsVCNTs+（1-VCNTs）/ρpc+ρdis+ρint。使用该公式推测出以下结果:（1）CNTs电导率数值的变化不会对CNT/Cu复合材料整体电导率产生大的影响,基体材料才是影响CNT/Cu复合材料电导率的关键因素。（2）从理论上证实改善CNTs-Cu界面结合性是一种有效提高CNT/Cu复合材料电导率的方法,为后续实验提供参考。
二、纳米稀土对复合材料中超细粒子团聚现象的抑制(Ⅰ)——超细金属铜粉团聚现象及其团聚成因（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(Ⅰ)——超细金属铜粉团聚现象及其团聚成因（论文提纲范文）
（1）Cu@Gr@陶瓷多层核壳结构的制备及增强铜基复合材料（论文提纲范文）
| 摘要 |
| Abstract |
| 1 绪论 |
| 1.1 核壳结构 |
| 1.1.1 核壳结构的概述 |
| 1.1.2 常见的核壳结构及分类 |
| 1.1.3 核壳结构的制备技术 |
| 1.1.4 核壳结构的表征方法 |
| 1.1.5 核壳结构的应用 |
| 1.2 石墨烯及其包覆的研究 |
| 1.2.1 石墨烯的简介 |
| 1.2.2 石墨烯包覆颗粒的制备 |
| 1.2.3 石墨烯包覆颗粒的应用 |
| 1.3 本论文的主要研究内容 |
| 2 实验方案及方法 |
| 2.1 实验方案及技术路线 |
| 2.2 实验原料及设备 |
| 2.3 多层核壳颗粒的制备 |
| 2.3.1 化学气相沉积法制备石墨烯包覆陶瓷 |
| 2.3.2 热化学镀法制备Cu@Gr@陶瓷 |
| 2.4 核壳颗粒增强铜复合材料的制备 |
| 2.4.1 机械球磨混粉 |
| 2.4.2 压制成型 |
| 2.4.3 烧结 |
| 2.5 多层核壳结构的表征 |
| 2.5.1 宏观形貌观察 |
| 2.5.2 X射线衍射(XRD) |
| 2.5.3 激光粒度仪 |
| 2.5.4 场发射扫描电镜(SEM)及X射线能谱(EDS) |
| 2.5.5 红外光谱仪(FT-IR) |
| 2.5.6 X射线光电子能谱仪(XPS) |
| 2.5.7 拉曼光谱仪(Raman) |
| 2.5.8 透射电子显微镜(TEM)及聚焦离子束(FIB) |
| 2.6 核壳颗粒增强铜基复合材料的表征 |
| 2.6.1 显微组织观察 |
| 2.6.2 XRD分析 |
| 2.6.3 致密度检测 |
| 2.6.4 硬度检测 |
| 2.6.5 电导率检测 |
| 2.6.6 压缩强度检测 |
| 2.6.7 拉伸强度检测 |
| 3 多层核壳结构颗粒的组织结构观察与分析 |
| 3.1 核心粉末的微观组织 |
| 3.1.1 X射线粉末衍射分析 |
| 3.1.2 核心粉末的微观形貌 |
| 3.1.3 核心粉末的粒径分布 |
| 3.2 石墨烯包覆陶瓷的组织结构观察与分析 |
| 3.2.1 不同流速下石墨烯包覆颗粒的宏观形貌 |
| 3.2.2 石墨烯包覆陶瓷粉末的形貌组织 |
| 3.2.3 石墨烯包覆陶瓷粉末的红外光谱分析 |
| 3.2.4 石墨烯包覆陶瓷粉末的XRD图 |
| 3.2.5 石墨烯包覆陶瓷粉末的拉曼分析 |
| 3.2.6 石墨烯包覆陶瓷粉末的XPS分析 |
| 3.3 多层核壳结构的组织结构观察与分析 |
| 3.3.1 Cu@Gr@陶瓷的宏观分析 |
| 3.3.2 Cu@Gr@陶瓷的粒径分析 |
| 3.3.3 Cu@Gr@陶瓷的XRD分析 |
| 3.3.4 Cu@Gr@陶瓷的SEM分析 |
| 3.3.5 多层核壳Cu@Gr@SiO_2的TEM分析 |
| 3.4 多层核壳结构的形成机理 |
| 3.5 本章小结 |
| 4 多层核壳结构增强铜基复合材料组织与性能研究 |
| 4.1 复合材料的显微组织观察与分析 |
| 4.1.1 复合材料的XRD分析 |
| 4.1.2 显微组织观察与分析 |
| 4.2 导电性分析 |
| 4.2.1 Cu@Gr@SiO_2增强铜基复合材料的导电性能分析 |
| 4.2.2 Cu@Gr@SiO_2增强铜基复合材料导电性能分析 |
| 4.3 密度与致密度检测结果与分析 |
| 4.3.1 Cu@Gr@SiO_2增强铜基复合材料的密度及致密度 |
| 4.3.2 Cu@Gr@Al2O_3增强铜基复合材料的密度及致密度 |
| 4.4 硬度检测结果与分析 |
| 4.4.1 Cu@Gr@SiO_2增强铜基复合材料的硬度 |
| 4.4.2 Cu@Gr@Al_2O_3增强铜基复合材料的维氏硬度 |
| 4.5 压缩试验结果分析 |
| 4.6 拉伸试验结果分析 |
| 4.7 拉伸断口形貌分析 |
| 4.8 本章小结 |
| 5 结论 |
| 6 展望 |
| 参考文献 |
| 致谢 |
（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）石墨烯表面改性与基体微合金化协同策略增强铜基复合材料的制备及其性能研究（论文提纲范文）
| 摘要 |
| Abstract |
| 第1章 绪论 |
| 1.1 研究背景及意义 |
| 1.2 铜基复合材料研究现状 |
| 1.2.1 颗粒增强 |
| 1.2.2 晶须及纤维增强 |
| 1.2.3 其他增强 |
| 1.3 石墨烯概述 |
| 1.3.1 石墨烯的性质 |
| 1.3.2 石墨烯的制备方法 |
| 1.3.3 石墨烯的应用 |
| 1.4 石墨烯增强铜基复合材料的研究现状 |
| 1.5 石墨烯增强铜基复合材料的制备方法 |
| 1.5.1 粉末冶金法(PM) |
| 1.5.2 电化学沉积法 |
| 1.5.3 化学气象沉积 |
| 1.5.4 金属渗透法 |
| 1.5.5 其他方法 |
| 1.6 石墨烯增强铜基复合材料的强化机制 |
| 1.6.1 载荷转移 |
| 1.6.2 奥罗万强化 |
| 1.6.3 热失配 |
| 1.6.4 霍尔-佩奇强化 |
| 1.7 主要研究思路与内容 |
| 第2章 实验材料和制备方法 |
| 2.1 技术路线和实验步骤 |
| 2.2 实验材料及相关设备 |
| 2.3 材料制备方法 |
| 2.3.1 氧化石墨稀的制备 |
| 2.3.2 RGO@Cu复合粉末的制备 |
| 2.4 复合材料烧结体的制备 |
| 2.5 复合材料的组织形貌表征 |
| 2.6 复合材料的性能检测 |
| 2.6.1 显微硬度 |
| 2.6.2 致密度 |
| 2.6.3 导电性 |
| 2.6.4 拉伸实验 |
| 第3章 复合材料粉体的制备与表征 |
| 3.1 引言 |
| 3.2 石墨烯的表征 |
| 3.2.1 超声时间对GO的影响 |
| 3.2.2 膨胀温度的影响 |
| 3.3 复合粉体的分析与表征 |
| 3.3.1 p H值对复合粉体形貌的影响 |
| 3.3.2 GO含量对RGO@Cu复合粉体的影响 |
| 3.4 RGO@Cu/Cu-Ti复合粉体的制备及表征 |
| 3.4.1 复合粉体的制备 |
| 3.4.2 复合粉体的表征 |
| 3.5 本章小结 |
| 第4章 烧结体复合材料的表征及性能研究 |
| 4.1 引言 |
| 4.2 RGO@Cu含量对RGO@Cu/Cu-Ti复合材料的影响 |
| 4.2.1 致密度分析 |
| 4.2.2 显微硬度分析 |
| 4.2.3 导电性分析 |
| 4.2.4 拉伸强度分析 |
| 4.2.5 变形组织与拉伸断口 |
| 4.3 钛的添加量对RGO@Cu/Cu-Ti复合材料的影响 |
| 4.4 RGO@Cu/Cu-Ti复合材料的性能分析 |
| 4.4.1 致密度分析 |
| 4.4.2 显微硬度分析 |
| 4.4.3 导电性分析 |
| 4.4.4 拉伸强度分析 |
| 4.4.5 变形组织和拉伸断口 |
| 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 |
（4）放电等离子烧结铜/铜锆铝金属玻璃复合材料的组织与性能（论文提纲范文）
| 摘要 |
| ABSTRACT |
| 第1章 绪论 |
| 1.1 课题研究的目的及意义 |
| 1.2 国内外研究现状分析 |
| 1.2.1 高强度高导电性材料研究现状 |
| 1.2.2 非晶合金及其复合材料 |
| 1.2.3 国内外文献综述及简析 |
| 1.3 本文的主要研究内容 |
| 第2章 实验流程与实验方法 |
| 2.1 实验内容及实验方案 |
| 2.1.1 铜/非晶合金粉末均匀混合粉体的制备 |
| 2.1.2 铜/非晶合金复合材料样品的制备 |
| 2.2 表征及分析 |
| 2.2.1 DSC量热分析 |
| 2.2.2 激光粒度分析 |
| 2.2.3 X射线衍射分析 |
| 2.2.4 微观组织与成分分析 |
| 2.3 性能测试 |
| 2.3.1 密度测试 |
| 2.3.2 导电性能测试 |
| 2.3.3 弹性模量测试 |
| 2.3.4 硬度测试 |
| 2.3.5 压缩性能测试 |
| 第3章 纳米晶铜/铜基非晶合金粉末及块体制备 |
| 3.1 引言 |
| 3.2 原始粉末基本性能表征 |
| 3.2.1 非晶合金粉末及样品的制备与表征 |
| 3.2.2 原始铜粉末的表征 |
| 3.3 球磨参数对铜/铜基金属玻璃复合材料组织和性能的影响 |
| 3.3.1 球磨转速对铜/铜基非晶复合材料性能和组织的影响 |
| 3.3.2 球料比对铜/铜基非晶复合材料性能和组织的影响 |
| 3.3.3 块体Cu/CuZrAl复合材料试样的断裂形貌分析 |
| 3.4 本章小结 |
| 第4章 放电等离子体烧结制备铜/铜基非晶复合材料及性能研究 |
| 4.1 引言 |
| 4.2 非晶添加量对复合材料组织及性能的影响 |
| 4.2.1 CuZrAl非晶添加量对复合材料性能的影响 |
| 4.2.2 不同CuZrAl非晶添加量复合材料的组织结构分析 |
| 4.3 烧结压力对铜/铜基金属玻璃复合材料组织和性能的影响 |
| 4.3.1 烧结压力对复合材料性能的影响 |
| 4.3.2 烧结压力对复合材料组织结构的影响 |
| 4.3.3 复合材料界面分析 |
| 4.4 本章小结 |
| 结论 |
| 参考文献 |
| 攻读硕士学位期间发表的论文及其它成果 |
| 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）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 |
（7）石墨烯增强铝基复合材料的制备与强韧化机制研究（论文提纲范文）
| 摘要 |
| ABSTRACT |
| 第1章 绪论 |
| 1.1 研究背景 |
| 1.2 石墨烯 |
| 1.2.1 石墨烯简介 |
| 1.2.2 石墨烯的制备方法 |
| 1.3 Graphene/Al复合材料研究进展 |
| 1.3.1 Graphene/Al复合材料的发展现状 |
| 1.3.2 Graphene/Al复合材料的制备方法 |
| 1.3.3 Graphene/Al复合材料的界面 |
| 1.3.4 Graphene/Al复合材料的增强机制 |
| 1.4 研究意义和研究内容 |
| 第2章 实验材料、仪器及分析方法 |
| 2.1 实验原材料 |
| 2.2 材料的制备和表征 |
| 2.2.1 材料的制备用仪器设备 |
| 2.2.2 材料的表征与测试 |
| 2.3 模拟与计算方法 |
| 第3章 石墨烯的宏量制备及界面元素对铝基复合材料的影响 |
| 3.1 引言 |
| 3.2 制备方法与工艺 |
| 3.3 负载金属颗粒的石墨烯的结构表征 |
| 3.3.1 负载金属颗粒石墨烯的生长机制 |
| 3.3.2 负载金属颗粒的石墨烯的成分与微观结构 |
| 3.4 复合材料的结构表征与力学性能 |
| 3.4.1 复合粉末和块体的微观结构 |
| 3.4.2 Ni-GNPs/Al复合材料的界面结构 |
| 3.4.3 Cu-GNPs/Al复合材料的界面结构 |
| 3.4.4 复合材料的力学性能 |
| 3.5 不同界面结构的第一性原理计算 |
| 3.6 不同界面结构对复合材料性能的影响机制探讨 |
| 3.7 本章小结 |
| 第4章 Cu-GNPs/Al复合材料的制备及强韧化机制研究 |
| 4.1 引言 |
| 4.2 球磨转速对Cu-GNPs/Al复合材料的影响 |
| 4.2.1 研究方法与方案 |
| 4.2.2 粉末形貌演变 |
| 4.2.3 复合材料的微观结构 |
| 4.2.4 复合材料的力学性能 |
| 4.3 低温球磨法制备Cu-GNPs/Al复合材料 |
| 4.3.1 研究方法与方案 |
| 4.3.2 Cu-GNPs对粉末形貌的影响 |
| 4.3.3 Cu-GNPs对复合材料织构的影响 |
| 4.3.4 Cu-GNPs对复合材料组织的影响 |
| 4.3.5 Cu-GNPs对复合材料热膨胀系数的影响 |
| 4.3.6 Cu-GNPs对复合材料断口形貌的影响 |
| 4.3.7 复合材料的力学性能 |
| 4.4 分段球磨法制备Cu-GNPs/Al复合材料 |
| 4.4.1 研究方法与方案 |
| 4.4.2 Cu-GNPs对粉末形貌的影响 |
| 4.4.3 Cu-GNPs对复合材料组织结构的影响 |
| 4.4.4 复合材料的力学性能 |
| 4.5 Cu-GNPs/Al复合材料的强韧化机制 |
| 4.5.1 Cu-GNPs/Al复合材料的强化机制 |
| 4.5.2 Cu-GNPs/Al复合材料的韧化机制 |
| 4.6 本章小结 |
| 第5章 GNPs/Al-Cu复合材料研究 |
| 5.1 引言 |
| 5.2 研究方法与方案 |
| 5.2.1 GNPs/Al-Cu复合材料的制备 |
| 5.2.2 GNPs/Al-Cu复合材料的热处理 |
| 5.3 GNPs对 Al-Cu合金组织结构的影响 |
| 5.3.1 GNPs对粉末形貌的影响 |
| 5.3.2 GNPs对 Al-Cu合金挤压态组织的影响 |
| 5.3.3 GNPs对 Al-Cu合金固溶态组织的影响 |
| 5.3.4 GNPs对 Al-Cu合金时效的影响 |
| 5.4 复合材料的力学性能 |
| 5.5 石墨烯增强铝铜合金的增强机制分析 |
| 5.6 本章小结 |
| 第6章 主要结论和创新点 |
| 6.1 主要结论 |
| 6.2 主要创新点 |
| 6.3 论文有待深入研究的方面 |
| 参考文献 |
| 博士期间发表论文、所获奖励与科研情况 |
| 致谢 |
（8）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 |
（9）纳米稀土氧化物/Sb2O3/BEO-PBT复合材料的制备及性能研究（论文提纲范文）
| 摘要 |
| Abstract |
| 第1章 绪论 |
| 1.1 引言 |
| 1.2 聚对苯二甲酸丁二醇酯的研究现状 |
| 1.2.1 聚对苯二甲酸丁二醇酯的概述 |
| 1.2.2 聚对苯二甲酸丁二醇酯的增韧研究 |
| 1.3 纳米稀土氧化物的研究现状 |
| 1.3.1 稀土元素的概述 |
| 1.3.2 纳米稀土氧化物的制备技术及现状 |
| 1.3.3 纳米稀土氧化物的应用 |
| 1.4 本课题研究内容 |
| 1.4.1 研究目的与意义 |
| 1.4.2 主要研究内容 |
| 1.4.3 研究的创新点 |
| 第2章 实验内容 |
| 2.1 实验原料 |
| 2.2 实验仪器 |
| 2.3 实验流程 |
| 2.4 试样制备 |
| 2.4.1 Nano-Sb_2O_3 的制备 |
| 2.4.2 纳米颗粒的改性 |
| 2.4.3 复合粉体的制备 |
| 2.4.4 复合材料的制备 |
| 2.5 样品的表征及检测 |
| 2.5.1 差示扫描量热法(DSC) |
| 2.5.2 X射线衍射分析(XRD) |
| 2.5.3 纳米颗粒红外分析(FT-IR) |
| 2.5.4 纳米颗粒表面电位表征 |
| 2.5.5 纳米颗粒表面润湿性分析 |
| 2.5.6 纳米颗粒粒度测试 |
| 2.5.7 纳米颗粒显微结构表征 |
| 2.5.8 复合材料热失重分析(TG) |
| 2.5.9 阻燃性能检测 |
| 2.5.10 力学性能测试 |
| 2.5.11 形貌表征 |
| 第3章 稀土氧化物对稀土氧化物/PBT复合材料结晶性能与力学性能的研究 |
| 3.1 引言 |
| 3.2 结果与分析 |
| 3.2.1 XRD分析 |
| 3.2.2 DSC分析 |
| 3.2.3 非等温结晶动力学 |
| 3.2.4 稀土氧化物的成核活性分析 |
| 3.2.5 非等温结晶活化能分析 |
| 3.2.6 力学性能分析 |
| 3.3 本章小结 |
| 第4章 不同含量的钛酸酯偶联剂对纳米颗粒表面性能的影响 |
| 4.1 引言 |
| 4.2 结果与讨论 |
| 4.2.1 XRD分析 |
| 4.2.2 红外光谱分析 |
| 4.2.3 改性机理分析 |
| 4.2.4 Zeta电位分析 |
| 4.2.5 粒度分析 |
| 4.2.6 接触角分析 |
| 4.2.7 透射电镜(TEM)分析 |
| 4.3 本章小结 |
| 第5章 Nd_2O_3/Sb_2O_3/BEO-PBT复合材料性能研究 |
| 5.1 引言 |
| 5.2 结果与讨论 |
| 5.2.1 Nd_2O_3/Sb_2O_3/BEO-PBT复合材料的结晶性能 |
| 5.2.2 Nd_2O_3/Sb_2O_3/BEO-PBT复合材料的热稳定性能 |
| 5.2.3 Nd_2O_3/Sb_2O_3/BEO-PBT复合材料的力学性能 |
| 5.2.4 Nd_2O_3/Sb_2O_3/BEO-PBT复合材料的阻燃性能 |
| 5.3 本章小结 |
| 第6章 CeO_2/Sb_2O_3/BEO-PBT复合材料性能研究 |
| 6.1 引言 |
| 6.2 结果与讨论 |
| 6.2.1 CeO_2/Sb_2O_3/BEO-PBT复合材料的结晶性能 |
| 6.2.2 CeO_2/Sb_2O_3/BEO-PBT复合材料的热稳定性能 |
| 6.2.3 CeO_2/Sb_2O_3/BEO-PBT复合材料的力学性能 |
| 6.2.4 CeO_2/Sb_2O_3/BEO-PBT复合材料的阻燃性能 |
| 6.3 本章小结 |
| 结论 |
| 参考文献 |
| 致谢 |
| 附录A 攻读学位期间所发表的论文 |
| 攻读学位期间参与的科研项目 |
（10）SPS制备CNT/Cu复合材料及其力学与电学性能研究（论文提纲范文）
| 摘要 |
| ABSTRACT |
| 第一章 绪论 |
| 1.1 引言 |
| 1.2 铜基复合材料概述 |
| 1.2.1 铜基复合材料的增强相 |
| 1.2.2 铜基复合材料的研究趋势 |
| 1.3 碳纳米管 |
| 1.3.1 碳纳米管的结构 |
| 1.3.2 碳纳米管的制备方法 |
| 1.4 CNT/Cu复合材料 |
| 1.4.1 CNT/Cu复合材料力学性能研究现状 |
| 1.4.2 CNT/Cu复合材料电学性能研究现状 |
| 1.4.3 CNT/Cu复合材料界面结构研究现状 |
| 1.5 放电等离子烧结 |
| 1.5.1 放电等离子烧结的原理 |
| 1.5.2 放电等离子烧结在金属基复合材料中的应用 |
| 1.6 本论文工作的意义及主要研究内容 |
| 1.6.1 研究意义 |
| 1.6.2 主要研究内容 |
| 第二章 原材料与实验方法 |
| 2.1 实验原材料和设备 |
| 2.1.1 实验原材料 |
| 2.1.2 主要实验设备 |
| 2.2 复合材料的制备及检测分析 |
| 2.2.1 复合材料的制备 |
| 2.2.2 复合材料检测设备及方法 |
| 第三章 CNTs表面刻蚀与制备工艺对复合材料组织和性能的影响 |
| 3.1 引言 |
| 3.2 粉末制备工艺对复合材料组织和性能的影响 |
| 3.2.1 湿混吸附工艺 |
| 3.2.2 改进的湿混吸附工艺 |
| 3.2.3 湿混吸附-低能球磨工艺 |
| 3.2.4 制备工艺对粉末形貌和微观结构的影响 |
| 3.2.5 制备工艺对复合材料力学、电学性能的影响 |
| 3.3 CNTS刻蚀对复合材料分散性和电导率的影响 |
| 3.3.1 制备分散性不同的复合粉末 |
| 3.3.2 CNTs分散性表征 |
| 3.3.3 复合材料的电学性能 |
| 3.4 粉末特征对复合材料组织和性能的影响 |
| 3.4.1 Cu粉形貌特征对复合材料组织和性能的影响 |
| 3.4.2 CNTs分散性和结构完整性对复合材料力学性能的影响 |
| 3.4.3 CNTs含量对复合材料组织和性能的影响 |
| 3.5 小结 |
| 第四章 CNTs表面包覆对复合材料组织和性能的影响 |
| 4.1 引言 |
| 4.2 CNTS表面包覆聚多巴胺 |
| 4.3 聚多巴胺的螯合作用对CNT/Cu复合材料界面及性能影响 |
| 4.3.1 CNT@PDA/Cu的微观结构 |
| 4.3.2 CNT@PDA/Cu复合材料的力学和电学性能 |
| 4.3.3 CNT@PDA/Cu复合材料的界面结构 |
| 4.3.4 PDA螯合作用对复合材料力学和电学性能的影响机理 |
| 4.3.5 烧结过程PDA对复合材料致密度的影响 |
| 4.4 小结 |
| 第五章 CNT/Cu复合材料强化机制与导电机制探讨 |
| 5.1 引言 |
| 5.2 CNT/Cu复合材料强化机制探讨 |
| 5.3 CNT/Cu复合材料导电机制探讨 |
| 5.3.1 CNT/Cu复合材料实验方法与实验数据 |
| 5.3.2 物理散射机理 |
| 5.3.3 CNT/Cu复合材料电导率数学模型 |
| 5.4 小结 |
| 第六章 主要结论、创新与展望 |
| 6.1 主要结论 |
| 6.2 主要创新点 |
| 6.3 工作展望 |
| 参考文献 |
| 附录A 攻读博士学位期间发表的论文 |
| 附录B 攻读博士学位期间所获奖励 |
| 附录C 攻读博士学位期间参与的项目 |
| 致谢 |
四、纳米稀土对复合材料中超细粒子团聚现象的抑制(Ⅰ)——超细金属铜粉团聚现象及其团聚成因（论文参考文献）
- [1]Cu@Gr@陶瓷多层核壳结构的制备及增强铜基复合材料[D]. 李欣. 西安理工大学, 2021(01)
- [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]石墨烯表面改性与基体微合金化协同策略增强铜基复合材料的制备及其性能研究[D]. 李亚洲. 长春工业大学, 2021(08)
- [4]放电等离子烧结铜/铜锆铝金属玻璃复合材料的组织与性能[D]. 陈洁. 哈尔滨工业大学, 2021
- [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]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)
- [7]石墨烯增强铝基复合材料的制备与强韧化机制研究[D]. 韩铁龙. 天津大学, 2020(01)
- [8]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
- [9]纳米稀土氧化物/Sb2O3/BEO-PBT复合材料的制备及性能研究[D]. 徐成成. 兰州理工大学, 2020(12)
- [10]SPS制备CNT/Cu复合材料及其力学与电学性能研究[D]. 杨平. 昆明理工大学, 2019(06)