一、W/Cu和Mo/Cu复合材料组织与性能的对比分析（论文文献综述）
陈丹丹[1]（2021）在《离子束辅助沉积Ag-Ti-Cu/MoS2复合薄膜组织及性能研究》文中研究表明航天领域中许多关键摩擦副零部件长期工作于高真空、强辐照、原子氧腐蚀、热循环、微重力等恶劣环境下,同时,对减重又提出了非常苛刻的要求。利用先进薄膜制备技术,在上述摩擦副零部件表面制备高性能、强适应性、长寿命先进固体润滑膜无疑是解决上述棘手问题的最经济、最有效的方法。本文采用由高能离子束轰击源+磁控溅射源+低能离子束辅助源构成的离子束辅助沉积（Ion Beam Assisted Deposition,IBAD）系统制备了Ag/MoS2、Cu/MoS2、Ti/MoS2,以及Ag-Ti/MoS2系列MoS2基固体润滑复合薄膜。系统研究了Ag、Cu、Ti、Ag-Ti金属掺杂的作用机理及薄膜生长机制,丰富了MoS2基固体润滑薄膜研究体系。利用扫描电镜及三维光学轮廓仪观察分析了薄膜的表面形貌;利用扫描电镜、能谱仪、掠射角X射线衍射仪以及拉曼光谱仪分析了薄膜的显微组织结构;利用纳米压痕仪测试了薄膜的硬度及弹性模量;利用球-盘式摩擦磨损试验机测试了薄膜的摩擦磨损性能,利用扫描电镜以及白光干涉仪观察分析了磨痕形貌。对采用相同工艺参数,利用IBAD技术所制备的Ag/MoS2,Cu/MoS2和Ti/MoS2系列复合薄膜进行对比分析,发现金属与薄膜润湿性好,易按层状生长方式生长形成固溶体,表面粗糙度小;Ag、Cu与MoS2薄膜润湿性差,Ag好于Cu按先层状生长后岛状生长方式长大,Cu倾向于以岛状方式长大形成Cu-Cu富集区或包覆MoS2晶粒长大,表面粗糙度大。Ti掺杂增硬效果显着,Ag掺杂增韧效果显着,Cu掺杂表现出蠕变效应。薄膜/基材结合力测试分析结果表明,薄膜/基材强度顺序为Cu/MoS2>Ag/MoS2>Ti-Ag/MoS2>Ti/MoS2。摩擦性能Ti-Ag/MoS2>Ti-MoS2>Ag-MoS2>Cu/MoS2,摩擦系数范围0.04～0.12,在3 N-2000 r/min时均出现最小摩擦系数,在4 N-2000 r/min时比磨损率最低,耐磨损性优异。复合制备方法——高能离子束轰击源+磁控溅射源+低能离子束辅助沉积源技术及其所制备双元素共掺杂Ag-Ti/MoS2固体润滑薄膜具有较好的推广应用价值,该制备薄膜方法对于MoS2基多层梯度固体润滑涂层产品的开发具有现实的指导意义和长远的战略价值。
孙虹[2]（2021）在《电沉积Cu包覆低维碳材料及热压烧结制备复合热管理材料研究》文中研究表明随着电子工业的快速发展,电子设备的功率密度急剧增加,亟需开发热导率高和热膨胀系数可调控的碳/Cu复合热管理材料来满足散热需求。该复合材料通常使用机械混合粉体或包覆型粉体为原料,采用固相烧结方法制备。与机械混合粉体相比,包覆型粉体可实现碳材料在Cu相中更加均匀的分布,有利于复合材料性能的提高。然而采用传统的化学镀法制备Cu包覆型粉体需要经历敏化和活化预处理过程和较长的镀覆时间,镀液成分复杂,循环周期短,阻碍了其大规模应用。针对此问题,本研究提出采用间歇式电沉积方法在低维碳材料表面实现金属Cu包覆的思路,该方法具有操作条件简单、沉积速率可控、镀液稳定且可循环利用的优点。通过该方法在金刚石颗粒、短石墨纤维和石墨鳞片表面成功制备了均匀的Cu包覆层。文中揭示了 Cu在三种低维碳材料表面的电沉积均遵循Skarifker-Hills模型瞬时形核机制,阐明了在电沉积装置中碳材料固定床电极过电位具有分布不均的特点,探明了间歇式搅拌可使得碳材料表面能够均匀受镀,从而获得Cu含量可控的包覆材料。使用Cu包覆低维碳材料粉体为原料,通过热压烧结制备了高性能碳/Cu复合热管理材料。获得了金刚石颗粒均匀分布于Cu网络结构的45～65 vol%金刚石颗粒/Cu复合材料,探明了金刚石颗粒的均匀分布、适宜含量、及其与Cu相间低界面热阻是材料热学性能显着提升的主要原因。其中55 vol%金刚石颗粒/Cu复合材料的热导率可达638 w·m-1·K-1,热膨胀系数达到4.11 ppm·K-1,抗弯强度为243 MPa,达到了高功率电子元器件的散热使用要求。对于短石墨纤维/Cu复合材料,获得了短石墨纤维在平面方向上呈杆状均匀分布于Cu相的20～50 vol%短石墨纤维/Cu复合材料。短石墨纤维的本征属性使得该复合材料具有良好的热导率和低的热膨胀系数。其中,50 vol%短石墨纤维/Cu复合材料平面方向的热膨胀系数达到6.03 ppm·K-1,热导率为263 W·m-1·K-1,抗弯强度为107 MPa。对于石墨鳞片/Cu复合材料,获得了石墨鳞片以相互平行且垂直于压制方向、均匀排列于Cu相中的40～90 vol%石墨鳞片/Cu复合材料,阐明了石墨鳞片的体积分数对复合材料热学性能和力学性能的影响规律。40～90 vol%石墨鳞片/Cu复合材料在平面方向上的热导率从506 W·m-1·K-1增加至710 W·m-1·K-1,而抗弯强度则从93 MPa降低至15 MPa。在石墨鳞片表面镀钛可提高石墨鳞片和Cu相之间的界面结合强度,40 vol%镀钛石墨鳞片/Cu复合材料的抗弯强度达103 MPa,相较于未镀钛复合材料的抗弯强度提高了10 MPa。充分利用石墨鳞片在平面方向高导热的优点,在热管理材料领域拥有广阔的发展前景与应用潜能。
雷聪[3]（2021）在《双连续相TiCx-Cu金属陶瓷的制备及其性能研究》文中指出金属陶瓷大多具有优异的力学性能、物理性能和化学性能,如高硬度、高强度、高弹性模量、耐腐蚀、耐磨损、良好的导电导热性,在诸如切削刀具、高速轴承、耐热涂层、耐磨部件、抗烧蚀材料等领域有着广泛的应用需求。然而,由于陶瓷相与金属相之间的润湿性通常较差,界面结合强度低,急冷急热环境下两相热失配以及受制于陶瓷相的较低韧性,使得金属陶瓷的应用受到很大限制。本研究的目的是探索制备一种新型的金属陶瓷,通过研究金属相与陶瓷相之间的界面润湿性与界面结合、设计材料的组织结构并探究合适的热处理工艺,提高金属陶瓷的综合性能,使其具有更高的应用价值。本论文首次探索以Ti粉和纳米乙炔炭黑为初始原料,通过原位无压烧结法制备非化学计量比的TiCx（x=0.5～0.7）多孔预制体,然后将金属Cu在无压条件下浸入多孔预制体的新技术路线,成功获得了具有双连续相结构的TiCx-Cu金属陶瓷;系统研究了TiCx的气孔率、晶粒尺寸与形貌、C与Ti的摩尔比等因素对TiCx-Cu金属陶瓷的微观结构和物相形态的影响;测试了所制备样品的强度、韧性、硬度和抗热震性能,分析了材料性能与其微观结构和物相组成之间的相关性;在此基础上,通过固溶处理使制备的TiCx-Cu金属陶瓷的断裂韧性和弯曲强度得到较大幅度的提高。论文取得的主要研究成果如下:（1）TiCx预制体的结构主要受造孔剂含量、烧结温度、保温时间和初始C与Ti的摩尔比等因素的影响。以造孔剂含量为唯一变量时,预制体TiC0.5的气孔率与造孔剂的添加量呈线性正比关系;造孔剂含量为定值时,随着烧结温度的升高及保温时间的延长,TiC0.5预制体的晶粒通过互相吞并而逐渐长大,预制体收缩,气孔率降低;随着C与Ti的初始摩尔比从0.5升高至0.7,预制体TiCx的x值从0.57升高至0.69,增加C含量会阻碍了TiCx晶粒的长大以及预制体的收缩,导致预制体晶粒尺寸减小,气孔率增大。（2）采用无压浸渗工艺制备了系列不同金属含量、不同化学计量比的双连续相TiCx-Cu金属陶瓷。结果表明,Cu与TiCx之间为反应型润湿,两相的界面结合牢固;在浸渗过程中,TiCx与Cu发生化学反应生成Cu4Ti新相,诱导Cu进入到TiCx晶粒内形成一种独特的根须状结构,同时,不同x值的TiCx（x=0.5,0.6,0.7）预制体浸渗Cu后,由于TiCx中的Ti原子逸出并与Cu发生反应,使得TiCx-Cu金属陶瓷中存留的TiCx的x值均趋于0.76。（3）由于特殊的双连续相结构和良好的两相界面结合,所制备的TiCx-Cu金属陶瓷表现出较高的强韧性。其中,TiC0.5-Cu金属陶瓷的三点弯曲强度为801±42MPa,断裂韧性为10.9±1.1 MPa·m1/2,而TiC0.7-Cu金属陶瓷的三点弯曲强度为1091±59 MPa,断裂韧性为14.8±0.6 MPa·m1/2。材料断口形貌表现为金属相的延性断裂、陶瓷晶粒的穿晶断裂、晶粒内部的金属根须拔出三种混合模式。裂纹扩展过程中发生的偏转、桥接、分叉和金属相拔出等机制显着增大了材料的断裂能,因而提高了材料的弯曲强度和断裂韧性。（4）对TiC0.5-Cu金属陶瓷在不同温度下进行了抗热震性能测试。结果表明,热震后材料的残余强度随热震温度的升高呈非单调改变。在热震温度低于800°C时,材料的残余强度随热震温度的升高而降低,经800°C热震后,其残余强度为535 MPa,比热震前降低了33.2%,但当热震温度升高到1000°C时,其残余强度反而比热震前升高了6.4%,达到852 MPa,而且经1000°C多次热震后其强仅略有降低。这种不同于一般材料的抗热震特性,可以归因于从1000°C高温急剧冷却所引起的金属相的晶粒细化,以及界面相的进一步适配性优化。（5）对制备的TiC0.5-Cu、TiC0.6-Cu和TiC0.7-Cu金属陶瓷进行固溶处理,探讨了固溶温度和时间对材料强度和韧性的影响。结果表明,固溶处理可显着提高材料的断裂韧性,同时对弯曲强度也有不同程度的改善,但是,对不同x值的金属陶瓷来说,其最佳的固溶温度和时间有所不同,对性能的改善程度也不一样。TiC0.5-Cu在925°C保温60 min固溶处理后,其断裂韧性和弯曲强度分别提高了32.1%和16.7%,达到14.4±0.5 MPa·m1/2和935±35 MPa;TiC0.6-Cu在925°C保温30 min固溶处理后,其断裂韧性和弯曲强度分别提高了15.6%和6.2%,达到16.3±0.6MPa·m1/2和963±23 MPa;TiC0.7-Cu在925°C保温10 min固溶处理后,断裂韧性和弯曲强度分别提高了11.5%和4.9%,达到16.6±0.8MPa·m1/2和1145±84 MPa。TiCx-Cu金属陶瓷强韧化提高主要归因于固溶处理使金属相晶粒显着细化以及金属相的固溶强化。
杜文娟[4]（2021）在《等离子喷涂MoSi2/Cu/Al2O3吸波涂层的制备及性能研究》文中提出随着雷达探测技术的飞速发展,军事装备隐身防御系统的战场生存受到了严重威胁,为了降低目标的可探测性,提高突防能力,隐身技术的发展具有重大意义。在雷达隐身技术中,涂覆型吸波材料因其优异的吸波性能和简单方便的制备工艺而备受关注。优良的吸波材料必须具有轻质量、低密度、薄涂层、强吸收、宽有效吸收带、耐高温和抗氧化等特性,将这些优异性能集成在吸波涂层中是研究人员面临的巨大挑战。研制性能优异的电磁波吸收材料和制备工艺,已成为目前的重点方向。本课题主要研究MoSi2/Cu/Al2O3吸波涂层的制备工艺和性能,采用实验和电磁仿真相结合的方法实现。首先,充分利用MoSi2优异的抗高温氧化性能和导电性,采用大气等离子喷涂技术在不同工艺参数下制备出9组MoSi2/Cu/Al2O3吸波涂层;分析了工艺参数对涂层孔隙率、显微硬度和厚度的影响。其次,研究了吸波涂层在8.2～12.4GHz频率内,30℃～700℃的温度变化对电磁参数和吸波性能的影响规律。最后,利用FEKO仿真软件建立了涂层模型,研究了温度、电磁波入射角度和涂层厚度对涂层吸波性能的影响规律。主要研究内容和结果如下:（1）微观表征:MoSi2/Cu/Al2O3吸波涂层的微观表面层由完全熔化区和未完全熔化区相互交错而成,表面凹凸不平,较为粗糙;涂层的晶相成分为:Cu、Cu2O、α-Al2O3、γ-Al2O3、MoSi2、Mo5Si3和h-MoSi2。（2）9组MoSi2/Cu/Al2O3吸波涂层的表面孔隙率在6.21%-9.34%之间。工艺参数对涂层孔隙率影响的主次顺序为:氩气流量>喷涂距离>喷涂电压>喷涂电流。（3）9组MoSi2/Cu/Al2O3吸波涂层显微硬度均在630 kgf·mm-2以上,最高达770.21 kgf·mm-2。工艺参数对显微硬度的影响水平顺序为:氩气流量>电压>喷涂距离>电流;涂层表面孔隙率的增加,会导致显微硬度降低。（4）9组MoSi2/Cu/Al2O3吸波涂层的厚度在36.59-53.67μm之间。工艺参数对涂层厚度影响水平的优劣顺序为:喷涂距离>喷涂电流>喷涂电压>氩气流量。（5）对于MoSi2/Cu/Al2O3吸波涂层,在30℃～700℃之间,随着温度的升高,复介电常数的实部（ε’）和虚部（ε’）随频率变化的曲线整体升高;同一温度下,ε’随着频率的升高降低,表现出频散特性,ε’则随着频率的升高而增大。同时,随着温度的升高,9组涂层的反射率整体呈现下降趋势,吸收峰逐渐向低频方向移动,吸收带宽逐渐增加,且吸波性能与涂层厚度具有正相关的关系。（6）利用FEKO建立了涂层的仿真模型。当MoSi2/Cu/Al2O3涂层的厚度为1mm时,在30℃～700℃内,随着温度的升高,涂层的反射强度先增强或减弱,吸收带宽先先变宽后变窄;在500℃时具有最佳的吸波能力。500℃时,在0°～80°内,随着电磁波入射角度（θ）的增大,涂层的反射强度和吸收带宽逐渐降低;在θ40°的范围内,1 mm厚度的涂层依旧能够保持90%以上的吸收率。最后,对比分析了吸波涂层在500℃和700℃时,涂层吸波性能随厚度的变化规律,结果表明:在两种温度下,随着厚度的增大,均出现以下现象:吸收峰逐渐向低频方向移动,吸收强度呈现出先增强后减弱的趋势,吸收带宽呈现出先变宽后变窄的趋势。500℃时,在2.0 mm,9.964 GHz处,吸收峰最低,峰值为-35.08 d B,有效吸收带宽（<-20d B）为0.945 GHz;在1.6 mm,10.489 GHz处,具有最宽的吸收带宽（<-20d B）1.155GHz。700℃时,在2.0 mm,9.649 GHz处,具有最低点吸收峰和最宽的吸收频带,分别为-31.68 d B和0.945 GHz。
陆天行[5]（2021）在《钨弥散强化铜合金制备及性能研究》文中研究说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。
马浩然[6]（2021）在《ODS-W与异种材料连接件的微观组织及性能研究》文中研究说明异种材料的连接就是通过一定的手段使两种不同的材料结合起来。钨是第一壁的最佳候选材料,面向等离子体材料由于其承受着严酷的条件,需要其与热沉材料有效的连接起来,以保证能够迅速转移出面向等离子体材料表面的热负荷。铜因为有较高的热导系数以及较低的热膨胀系数,是一种理想的热沉材料。ODS-W与TZM合金,两种材料都应用于高温结构,将两者有效的连接起来可以扩大它们的高温应用范围。本文通过ODS-W的表面改性,利用放电等离子烧结（SPS）技术成功的将ODS-W/Cu粉以及ODS-W/TZM合金有效的连接起来。研究了不同温度对连接件接头的微观组织的影响。研究了不同温度对连接件元素扩散距离的影响。研究了不同温度对连接件性能的影响。主要结果如下:（1）对ODS-W进行表面改性（阳极氧化+氢气还原）,在其表面形成了直径为100nm,厚度为400nm的均匀孔洞结构,提高了比表面积,有利于后续连接。（2）研究了不同烧结温度的连接件的微观形貌。结果表明在850°C下,ODS-W/Cu结合的不好,在接头处有明显的裂纹。随着温度的升高,在ODS-W/Cu接头处没有观察到裂纹。当温度达到980°C时,Cu在某些区域已经向W侧扩散。随着温度的升高,ODS-W/TZM合金的接头变得模糊,接头处发生了明显的扩散,在不同温度的情况下,接头处没有发现明显的缺陷。（3）研究了不同烧结温度的连接件的元素的扩散距离。结果表明,随着的温度的升高,W与Cu之间的互扩散距离在不断增加,并且当界面处附近存在Y2O3颗粒时,可以促进两者之间的互扩散,在980°C时,W与Cu之间的互扩散距离为1.3μm。在1500°C时,W和Mo的互扩散距离最远,达到1.75μm,当Y2O3颗粒存在于界面时,W向Mo的扩散距离从0.3μm增加到0.8μm,从Mo到W的扩散距离从0.3μm增加到1μm。（4）研究了不同烧结温度的连接件的力学性能。结果表明,ODS-W/Cu连接件接头处显微硬度可以达到200HV,ODS-W/Cu连接件的抗拉强度可以达到312MPa。ODS-W/TZM合金连接件接头处显微硬度可以达到411HV,ODS-W/TZM合金连接件的抗拉强度可以达到485MPa。（5）对连接件进行了激光热冲击试验。结果表明,980°C的ODS-W/Cu连接件的抗热冲击性能比其他温度下的连接件的抗热冲击性能好。1500°C的ODS-W/TZM合金连接件接头处没有裂纹。
晏萌[7]（2021）在《金刚石/铜复合材料界面设计与性能研究》文中提出随着高集成度器件功率水平的提高,人们对热管理材料的性能提出了更高的要求。金刚石颗粒增强金属基复合材料以其导热系数高、膨胀系数低、弹性模量高、耐磨性好等特点成为新一代高性能电子封装材料的研究热点。然而,由于金属与金刚石之间的润湿性差,使得金刚石增强金属基复合材料的界面结合弱、热阻高一直是最不利的因素。一个可行的解决方案是金刚石表面金属化,表面金属化可以改善金刚石颗粒与基体的润湿性,从而大大提高复合材料的导热性能。本文采用盐浴法在金刚石颗粒表面镀Cr或Mo,使金刚石表面金属化,研究了工艺参数对镀层结构和形貌的影响,之后以表面改性的金刚石和铜粉为原料采用热压法制备金刚石/铜复合材料。采用扫描电子显微镜（SEM）、能谱仪（EDS）、X射线衍射仪（XRD）、X射线光电子能谱仪（XPS）和原子力显微镜（AFM）对涂层进行了表征,对部分样品进行研磨,用扫描电镜测量涂层厚度。研究了金刚石/铜复合材料的形貌,热力学性能和力学性能。结果表明:（1）RVD金刚石真空镀Cr得到的镀层为离散的斑点状,当Cr的重量百分比增大,真空镀保温时间延长时,镀层逐渐连接起来变得完整。RVD金刚石盐浴镀Cr,当Cr的重量百分比大于8%时镀层覆盖完整,盐浴镀Cr镀层均匀,表面平整。（2）使用熔盐法在MBD金刚石表面镀铬镀层沉积速度较快。金刚石颗粒表面的铬涂层主要由Cr3C2和Cr7C3组成。随着盐浴温度的升高,涂层变得粗糙,涂层产生裂纹的几率减小。当Cr含量达到6%,盐浴时间超过40 min时,可以形成完整的涂层。随着加热时间和Cr含量的增加,涂层厚度显着增加。随着温度的升高,涂层的厚度略有增加。样品的涂层厚度在312-826 nm之间,镀层的实际厚度比理论预测厚度偏低。（3）对比MBD金刚石和RVD金刚石采用同样的表面改性方法后制得的金刚石/铜复合材料,RVD金刚石/铜复合材料的热导率普遍高于MBD金刚石/铜复合材料的导热率,这可能是由于RVD金刚石形状不规则,在热压制备金刚石/铜复合材料时,RVD金刚石在复合材料中堆积的更加致密,金刚石在复合材料中的体积百分更高,造成RVD金刚石/铜复合材料的热导率普遍高于MBD金刚石/铜复合材料的导热率。（4）金刚石表面盐浴镀Mo,镀层的形成表现出择优生长,镀层先在金刚石的{100}面生长然后在金刚石的{111}面生长。在保证镀层完整的前提的,可以得到Mo镀层的最小厚度为1.191μm。（5）金刚石表面镀Cr或Mo对复合材料的性能有极大的提升,复合材料的热导率由162 W/（m·k）最多提升到483 W/（m·k）,复合材料的抗弯强度从47 MPa最多提升到243 MPa,复合材料的的热膨胀系数降低,高温下稳定性进一步提升。
安羿[8]（2021）在《耐磨导电铜基复合材料的制备及组织性能研究》文中指出铜基自润滑复合材料即具备铜合金优良的导电导热性、耐腐蚀性和高强度高硬度,又具备固体润滑剂良好的耐磨减摩性能,使其可广泛应用于导电弓滑板、电刷、轴端接地装置和发电机集电环等方面。本研究以球磨混合法制备的Cu-Cr-Zr复合粉末为基体,采用Nb粉、铜包石墨粉、MoS2为增强体,使用直热法粉末烧结技术制备了不同Nb含量（0 wt.%、0.05 wt.%、0.15 wt.%、0.25 wt.%）的Cu-Cr-Zr-Nb合金、不同铜包石墨含量（0 wt.%、2 wt.%、5 wt.%、8 wt.%）的C/Cu-Cr-Zr复合材料和不同MoS2含量（0 wt.%、2 wt.%、5 wt.%、8 wt.%）的MoS2/Cu-Cr-Zr复合材料。研究了增强相的种类、含量、固溶时间、摩擦速度等因素对材料微观组织、致密度、导电率、硬度、摩擦系数和体积磨损率等性能的影响规律。取得的主要成果如下:（1）在Cu-Cr-Zr合金中添加不同含量的Nb粉、铜包石墨和MoS2,通过对基体晶粒度、致密度、硬度和导电率进行对比分析后发现,随着不同增强相的添加,Cu-Cr-Zr合金的晶粒均得到不同程度的细化,硬度得到不同程度的提升,其中,铜包石墨添加量为2 wt.%时晶粒细化效果最显着,基体平均晶粒直径为3.6μm,MoS2添加量为2 wt.%时硬度提升幅度最高,为114.7 HV;铜包石墨添加量为2 wt.%时,Cu-Cr-Zr合金的致密度得到提高,Nb、MoS2的添加均降低了Cu-Cr-Zr合金的致密度;不同增强相的添加均降低了Cu-Cr-Zr合金的导电率;（2）对Cu-Cr-Zr-Nb合金、C/Cu-Cr-Zr复合材料和MoS2/Cu-Cr-Zr复合材料进行固溶时效处理,重点研究了固溶时间对材料硬度和导电率的影响。结果表明,随着固溶时间的延长,Cu-Cr-Zr-Nb合金和C/Cu-Cr-Zr复合材料的硬度表现为先降低,然后升高,最后趋于稳定,而MoS2/Cu-Cr-Zr复合材料的硬度表现为逐渐降低,最后趋于稳定,三种材料的导电率均为先逐渐升高,最后趋于稳定。在优先考虑硬度的条件下,Nb含量为0.25 wt.%的合金在经过950℃固溶6 h,450℃时效4 h的处理后性能最佳,硬度为96.9 HV,导电率为50.84%IACS;含2 wt.%铜包石墨的复合材料在经过950℃固溶5 h,450℃时效4 h的处理后性能次之,硬度为90.8 HV,导电率为56.36%IACS;含2 wt.%MoS2的复合材料在经过950℃固溶5 h,450℃时效4 h的处理后,硬度为89.2 HV,导电率为54.43%IACS;（3）对经过最佳热处理工艺条件处理的Cu-Cr-Zr-0.25Nb合金、2 wt.%C/Cu-Cr-Zr复合材料和2 wt.%MoS2/Cu-Cr-Zr复合材料进行摩擦磨损测试。结果表明,在低速低载荷的条件下,随着摩擦速度的不断提高,2 wt.%C/Cu-Cr-Zr复合材料和2 wt.%MoS2/Cu-Cr-Zr复合材料的平均摩擦系数和磨损率均不断降低;Cu-Cr-Zr-0.25Nb合金的平均摩擦系数随着摩擦速度的提高也是逐渐降低的,然而由于没有减磨材料的介入,其体积磨损率是逐渐升高的;当摩擦速度为100 mm/s时,2 wt.%MoS2/Cu-Cr-Zr复合材料的耐磨减摩性能最好,平均摩擦系数为0.23,体积磨损率为0.546×10-3mm3/N·m;2 wt.%C/Cu-Cr-Zr复合材料次之,平均摩擦系数为0.296,体积磨损率为1.099×10-3mm3/N·m;Cu-Cr-Zr-0.25Nb合金的耐磨性较差,平均摩擦系数为0.23,体积磨损率为2.28×10-3mm3/N·m。
周俊[9]（2021）在《Cu含量对定向结构Ni60涂层组织及摩擦学性能影响》文中研究指明采用Cu元素对Ni基合金定向结构涂层改性,使用热喷涂+感应重熔+强制冷却复合技术制备了Ni60/Cu定向结构复合涂层。设置Cu元素添加质量分数分别为5%Cu、10%Cu、15%Cu和20%Cu,系统研究了Cu元素添加含量对热喷涂预制涂层、高频感应重熔涂层以及强制冷却形成的定向结构Ni基合金微观结构、物相演变、元素分配、力学性能和摩擦磨损性能的影响规律,探讨了Cu元素添加对涂层从热喷涂、高频感应重熔、直到定向结构涂层微观组织演变及其性能的系统化影响机制。并研究最佳Cu添加量下冷却水流量对涂层微观结构和摩擦性能的影响,得出了如下结论:1)Cu元素的加入促进了火焰喷涂预制涂层的晶界融合,细化了层流状结构,但降低了Ni60合金的横向扩展能力;感应重熔消除了预制喷涂涂层形成的层流状结构,形成了凝固态形式涂层,重熔使Cu元素向晶内发生扩散,促进了溶质元素析出,促使晶粒细化以及晶界演变。随着Cu元素含量增加,逐渐促使涂层中微观组织形成“类马氏体组织”和“类贝氏体组织”。通过强制冷却形成的定向结构涂层晶粒的生长方向呈柱状树枝晶的方式从界面向表面生长。定向结构涂层中Cu元素富集于晶粒,促使晶界区域Cr、C、B元素的富集。Cu元素添加量对定向枝晶生长取向、晶粒形态和大小产生显着影响,当Cu添加量为15%时定向枝晶结构细密,表现为沿界面垂直生长方式。2)Cu和Ni元素较强的冶金相容性,促进了复合合金涂层的再结晶能力,其向晶粒持续地扩散的过程中,形成Cu、Ni固溶体及化合物相CuNi,并促使Cr、B、C等向晶界析出,再细化微观结构,同时导致界面共晶结构生长形态演变,从而在形成定向结构涂层过程中,随着Cu含量增加,枝晶取向发生显着变化。3)随着Cu含量的增加,预制喷涂涂层、感应重熔涂层和定向结构涂层的摩擦系数与体积磨损率均表现为先降低后升高的规律,说明Cu元素添加能够有效增强涂层的减摩性能,而15%Cu含量的涂层显示出最低的摩擦系数及磨损量,表明15%Cu的添加的涂层发挥了最佳的减摩性能;但当Cu为20%时,较多含量的Cu添加反而使涂层的粘着磨损变得严重,导致涂层的耐磨损性能下降。4)研究了15%Cu含量定向结构涂层在冷却水流量为0.944m L/（min·mm2）、1.886m L/（min·mm2）和2.831m L/（min·mm2）下,定向结构涂层晶粒取向演变及对摩擦性能的影响。研究表明:冷却水流量对定向晶的微观结构具有明显影响,当冷却水流量为2.831m L/（min·mm2）时,涂层的定向结构明显,柱状树枝晶发达、规则,晶界细密,但对物相演变及硬度性能没有显着影响。耐磨性测试表明,2.831m L/（min·mm2）流量水下的涂层显示出最低的摩擦系数和磨损率,磨痕宽度也最小,摩擦表面光滑。说明较强的冷却水流量能促使涂层定向结构规则生长,增强其耐磨减摩性能。
刘杰[10]（2021）在《梯度铜基复合材料的制备及组织性能研究》文中进行了进一步梳理当前,导轨是铜基复合材料的热门应用之一,其不但有高导电、高强度的要求,还有耐磨性、抗电弧烧蚀性及耐腐蚀性等性能的需求。现铜基复合材料大都采用合金化、固溶强化、形变强化等方式来提升力学性能、改善显微组织结构。导轨材料为适应更苛刻的工况条件（如大工作电流、高速率磨擦等）,需要更高的强度、导电性、耐磨性、抗电弧烧蚀性等性能。本文针对目前存在的需求,提出了表层颗粒增强铜基复合材料与芯部高纯铜材料进行梯度复合的方式,优选了梯度铜基复合材料制备方法,并研究了其组织与各项性能。文中重点介绍了 Cu-0.7Cr-0.12Zr-0.1Ag-0.12Nb-1SiC-0.5Gr（石墨）-2W/Cu 梯度复合材料电磁感应熔炼与真空自耗熔炼的两种制备方法,优选出了最佳制备方法,并设计了表层与芯部的结构比例,分析对比了梯度铜基复合材料在不同累积变形量下,显微组织、导电性能与力学性能的变化规律。同时,将梯度铜基复合材料与现役导轨材料Cu-0.7Cr-0.1 2Zr合金进行对比实验,测试并研究了梯度铜基复合材料与现役导轨材料的摩擦磨损性能与抗电弧烧蚀性能。根据上述实验方案和测试方法,其实验结果如下:（1）优化了梯度铜基复合材料的制备方法。根据对电磁感应熔炼与真空自耗熔炼两种方法所制备的梯度铜基复合材料显微组织、力学性能与导电性能的对比分析,优选出了显微组织中功能相无团聚、成分均匀、基体致密,且力学性能与导电性能稳定的方法。其具体制备方法为:等静压混料制坯+真空自耗熔炼+1000℃熔渗1 h+950℃固溶处理2 h+旋锻冷变形加工+450℃时效处理4 h。（2）根据欧姆定律与胡克定律,设计了梯度铜基复合材料表层与芯部的结构比例,分析对比了梯度铜基复合材料在不同累积变形量下,显微组织、导电性能与力学性能的变化规律。结果表明:随累积变形量的增大,试样中晶粒的取向一致性增强,析出相与颗粒相附近的位错密度增加;试样的导电率略有提升,抗拉强度有较大提升。性能最佳试样为表层与芯部横截面积比为1:3.8的梯度铜基复合材料,导电率为90.3%IACS,抗拉强度为468 MPa。（3）摩擦磨损实验中,当载荷5N～20N时,摩擦系数随载荷增加而降低,梯度铜基复合材料较现役导轨材料摩擦系数平均降低了 0.08,磨损率随载荷增加而增加,梯度铜基复合材料较现役导轨材料磨损率平均降低了 2.7×10-6 cm3·N-1·m-1;当摩擦速度0.0448m/s～0.1792 m/s时,摩擦系数与磨损率随摩擦速度的增加,均呈先降低、后恒定的趋势,梯度铜基复合材料较现役导轨材料摩擦系数降低了 0.08,磨损率平均降低了1.97×10-6 cm3·N-1·m-1。可以得知,摩擦过程中,随载荷与摩擦速度变化,梯度铜基复合材料相比现役导轨材料,摩擦系数与磨损率均有稳定提升。（4）电弧烧蚀实验中,当电弧烧蚀次数在30～150次时,烧蚀率随烧蚀次数的增多,呈现先逐渐增长,后略微下降的趋势,梯度铜基复合材料较现役导轨材料烧蚀率平均降低了 67.3 μg/C;当烧蚀电流密度在100A/mm2～500A/mm2时,烧蚀率随电流密度的增大,呈现先逐渐增长,后略微下降的趋势,梯度铜基复合材料较现役导轨材料烧蚀率平均降低了 73.1 μg/C。
二、W/Cu和Mo/Cu复合材料组织与性能的对比分析（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、W/Cu和Mo/Cu复合材料组织与性能的对比分析（论文提纲范文）
（1）离子束辅助沉积Ag-Ti-Cu/MoS2复合薄膜组织及性能研究（论文提纲范文）
| 致谢 |
| 摘要 |
| ABSTRACT |
| 第1章 绪论 |
| 1.1 研究背景及意义 |
| 1.2 二硫化钼固体润滑剂 |
| 1.2.1 MoS_2 的结构 |
| 1.2.2 MoS_2 的摩擦学应用 |
| 1.2.3 MoS_2 低摩擦磨损机理 |
| 1.3 掺杂元素与固体润滑剂的协同效应 |
| 1.4 研究思路、内容与意义 |
| 1.4.1 研究思路 |
| 1.4.2 研究内容 |
| 1.4.3 研究意义 |
| 第2章 复合薄膜设计、制备及实验方法 |
| 2.1 MoS_2 复合薄膜设计 |
| 2.1.1 复合薄膜结构理论 |
| 2.1.2 掺杂元素的选择 |
| 2.1.3 基材的选择 |
| 2.2 复合薄膜制备技术介绍 |
| 2.2.1 磁控溅射技术 |
| 2.2.2 离子束辅助气相沉积技术 |
| 2.2.3 高能离子束轰击源+磁控溅射源+低能离子束辅助源制备技术 |
| 2.3 复合薄膜IBAD制备试验 |
| 2.3.1 试验步骤 |
| 2.3.2 工艺参数的选取 |
| 2.4 薄膜结构与性能表征 |
| 第3章 Ag-Ti-Cu/MoS_2薄膜组织与性能研究 |
| 3.1 Ag-Ti-Cu/MoS_2复合薄膜表面形貌分析 |
| 3.1.1 Ag/MoS_2薄膜表面形貌分析 |
| 3.1.2 Cu/MoS_2薄膜表面形貌分析 |
| 3.1.3 Ti/MoS_2薄膜表面形貌分析 |
| 3.2 Ag-Ti-Cu/MoS_2复合薄膜结构分析 |
| 3.2.1 Ag-Ti-Cu/MoS_2薄膜X射线衍射分析 |
| 3.2.2 Ag-Cu-Ti/MoS_2薄膜拉曼光谱分析 |
| 3.3 Ag-Cu-Ti/MoS_2薄膜力学及摩擦学性能分析 |
| 3.3.1 Ag-Cu-Ti/MoS_2薄膜纳米压痕分析 |
| 3.3.2 Ag-Ti-Cu/MoS_2薄膜结合力分析 |
| 3.3.3 Ag/MoS_2薄膜摩擦学性能分析 |
| 3.3.4 Cu/MoS_2薄膜摩擦学性能分析 |
| 3.3.5 Ti/MoS_2薄膜摩擦学性能分析 |
| 3.4 本章小结 |
| 第4章 Ti-Ag/MoS_2薄膜组织与性能研究 |
| 4.1 Ti-Ag/MoS_2薄膜组织结构分析 |
| 4.2 Ti-Ag/MoS_2复合薄膜结构分析 |
| 4.2.1 Ti-Ag/MoS_2薄膜X射线衍射分析 |
| 4.2.2 Ti-Ag/MoS_2薄膜拉曼光谱分析 |
| 4.3 Ti-Ag/MoS_2薄膜薄膜力学及摩擦学性能分析 |
| 4.3.1 Ti-Ag/MoS_2薄膜纳米压痕与结合力分析 |
| 4.3.2 Ti-Ag/MoS_2薄膜摩擦学性能分析 |
| 4.4 本章小结 |
| 第5章 结论 |
| 参考文献 |
| 作者简历及攻读硕士学位期间取得的研究成果 |
| 学位论文数据集 |
（2）电沉积Cu包覆低维碳材料及热压烧结制备复合热管理材料研究（论文提纲范文）
| 摘要 |
| Abstract |
| 第1章 引言 |
| 1.1 热管理材料简介 |
| 1.1.1 热管理材料的定义 |
| 1.1.2 热管理材料的分类 |
| 1.2 碳/Cu复合热管理材料概述 |
| 1.3 碳/Cu复合热管理材料制备的研究现状 |
| 1.3.1 高温高压法 |
| 1.3.2 熔渗法 |
| 1.3.3 热等静压法 |
| 1.3.4 放电等离子体法 |
| 1.3.5 热压烧结法 |
| 1.4 存在的问题及解决思路 |
| 1.5 本论文的主要研究内容 |
| 第2章 间歇式电沉积Cu包覆低维碳材料的机理及优化调控 |
| 2.1 引言 |
| 2.2 实验部分 |
| 2.2.1 实验原料 |
| 2.2.2 实验仪器 |
| 2.2.3 实验方法 |
| 2.3 间歇式电沉积Cu包覆低维碳材料的机理和特性分析 |
| 2.3.1 间歇式电沉积Cu包覆低维碳材料的机理 |
| 2.3.2 间歇式电沉积Cu包覆低维碳材料特性分析 |
| 2.4 间歇式电沉积Cu包覆低维碳材料的工艺参数优化 |
| 2.4.1 电流密度对低维碳材料包覆过程的影响 |
| 2.4.2 占空比对低维碳材料包覆过程的影响 |
| 2.5 本章小结 |
| 第3章 金刚石颗粒/Cu复合热管理材料的性能研究 |
| 3.1 引言 |
| 3.2 实验部分 |
| 3.2.1 实验仪器 |
| 3.2.2 实验方法 |
| 3.2.3 性能测试 |
| 3.3 结果与讨论 |
| 3.3.1 钨过渡层厚度的选择 |
| 3.3.2 Cu包覆金刚石颗粒的表面形貌分析 |
| 3.3.3 Cu包覆金刚石颗粒的物相组成分析 |
| 3.3.4 金刚石颗粒/Cu复合材料的微观组织和界面结构分析 |
| 3.3.5 金刚石颗粒/Cu复合材料的性能分析 |
| 3.4 本章小结 |
| 第4章 短石墨纤维/Cu复合热管理材料的性能研究 |
| 4.1 引言 |
| 4.2 实验部分 |
| 4.2.1 实验方法 |
| 4.2.2 性能测试 |
| 4.3 结果与讨论 |
| 4.3.1 Cu包覆短石墨纤维的表面形貌和物相组成分析 |
| 4.3.2 短石墨纤维/Cu复合材料的表面和断口形貌分析 |
| 4.3.3 短石墨纤维/Cu复合材料的性能分析 |
| 4.4 本章小结 |
| 第5章 石墨鳞片/Cu复合热管理材料的性能研究 |
| 5.1 引言 |
| 5.2 实验部分 |
| 5.2.1 实验方法 |
| 5.2.2 性能测试 |
| 5.3 结果与讨论 |
| 5.3.1 Cu包覆石墨鳞片的形貌及其块体的物相分析 |
| 5.3.2 石墨鳞片/Cu复合材料的表面和断口形貌分析 |
| 5.3.3 石墨鳞片/Cu复合材料的性能分析 |
| 5.3.4 镀钛石墨鳞片的表面形貌和物相分析 |
| 5.3.5 镀钛石墨鳞片/Cu复合材料的表面和断口形貌分析 |
| 5.3.6 镀钛石墨鳞片/Cu复合材料的性能分析 |
| 5.4 本章小结 |
| 第6章 结论与展望 |
| 6.1 结论 |
| 6.2 创新点 |
| 6.3 展望 |
| 参考文献 |
| 致谢 |
| 作者简历及攻读学位期间发表的学术论文与研究成果 |
（3）双连续相TiCx-Cu金属陶瓷的制备及其性能研究（论文提纲范文）
| 致谢 |
| 摘要 |
| ABSTRACT |
| 第一章 绪论 |
| 1.1 引言 |
| 1.2 金属陶瓷的研究现状 |
| 1.2.1 金属陶瓷的研究进展 |
| 1.2.2 金属陶瓷的制备方法 |
| 1.2.3 金属陶瓷研究中面临的问题 |
| 1.3 TiC及其复合材料 |
| 1.3.1 TiC陶瓷 |
| 1.3.2 TiC与金属的润湿性研究 |
| 1.3.3 TiC-金属复合材料 |
| 1.4 双连续相金属-陶瓷复合材料 |
| 1.4.1 双连续相金属-陶瓷复合材料特点 |
| 1.4.2 双连续相复合材料制备方法 |
| 1.5 预制体的制备 |
| 1.6 本文的关键问题及研究思路 |
| 1.6.1 关键问题 |
| 1.6.2 研究思路 |
| 1.7 本文的研究目标及内容 |
| 1.7.1 研究目标 |
| 1.7.2 研究内容 |
| 第二章 实验方法 |
| 2.1 原材料 |
| 2.2 研究方案 |
| 2.3 TiC_x多孔预制体的制备与分析 |
| 2.3.1 TiCx反应机理 |
| 2.3.2 TiC_(0.5)预制体气孔率的控制 |
| 2.3.3 TiC_(0.5)预制体结构的控制 |
| 2.3.4 不同化学计量比的多孔TiC_x预制体的制备 |
| 2.4 双连续相TiC_x-Cu金属陶瓷的制备 |
| 2.5 物相和显微结构分析 |
| 2.6 材料性能 |
| 2.6.1 气孔率 |
| 2.6.2 硬度 |
| 2.6.3 弯曲强度 |
| 2.6.4 断裂韧性 |
| 2.6.5 抗热震性能 |
| 2.7 固溶处理工艺对材料性能的影响 |
| 第三章 多孔TiC_x预制体的制备及其微观结构分析 |
| 3.1 前言 |
| 3.2 碳源的影响 |
| 3.3 造孔剂PVB添加量对预制体的影响 |
| 3.3.1 物相组成 |
| 3.3.2 微观结构 |
| 3.4 烧结温度与保温时间对预制体的影响 |
| 3.5 不同化学计量比的多孔TiC_x预制体的制备及分析 |
| 3.6 本章小结 |
| 第四章 双连续相TiC_x-Cu金属陶瓷的制备与性能 |
| 4.1 前言 |
| 4.2 双连续相TiC_(0.5)-Cu金属陶瓷的组织结构及界面 |
| 4.2.1 组织结构 |
| 4.2.2 反应机理 |
| 4.2.3 界面分析 |
| 4.3 双连续相TiC_(0.5)-Cu金属陶瓷的结构设计及调控 |
| 4.4 双连续相TiC_(0.5)-Cu金属陶瓷的力学性能 |
| 4.4.1 力学性能 |
| 4.4.2 强韧化机理 |
| 4.5 预制体化学计量比对金属陶瓷微观结构及力学性能的影响 |
| 4.5.1 物相组成与微观结构 |
| 4.5.2 力学性能 |
| 4.6 本章小结 |
| 第五章 双连续相TiC_(0.5)-Cu金属陶瓷抗热震性能 |
| 5.1 前言 |
| 5.2 热震温度对TiC_(0.5)-Cu金属陶瓷结构及性能的影响 |
| 5.2.1 微观结构 |
| 5.2.2 热震性能 |
| 5.3 热震环境对TiC_(0.5)-Cu金属陶瓷结构及性能的影响 |
| 5.4 双连续相TiC_(0.5)-Cu金属陶瓷抗循环热震性能 |
| 5.5 本章小结 |
| 第六章 固溶处理工艺对双连续相TiC_x-Cu金属陶瓷结构与性能的影响 |
| 6.1 前言 |
| 6.2 固溶温度对金属陶瓷微观结构的影响 |
| 6.3 固溶温度对金属陶瓷力学性能的影响 |
| 6.4 固溶时间对金属陶瓷微观结构的影响 |
| 6.5 固溶时间对金属陶瓷力学性能的影响 |
| 6.6 固溶处理对材料强韧化机理分析 |
| 6.6.1 细晶强化效应 |
| 6.6.2 固溶强化效应 |
| 6.7 本章小结 |
| 第七章 结论 |
| 7.1 主要结论 |
| 7.2 创新点 |
| 7.3 工作展望 |
| 参考文献 |
| 作者简历及攻读博士学位期间取得的研究成果 |
| 学位论文数据集 |
（4）等离子喷涂MoSi2/Cu/Al2O3吸波涂层的制备及性能研究（论文提纲范文）
| 摘要 |
| Abstract |
| 第一章 绪论 |
| §1.1 引言 |
| §1.2 耐高温吸收剂的研究现状 |
| §1.2.1 石墨烯 |
| §1.2.2 碳化硅 |
| §1.2.3 硅化钼 |
| §1.2.4 碳纤维 |
| §1.3 吸波材料的屏蔽机理 |
| §1.4 本课题的选题意义 |
| §1.5 本课题的主要研究内容 |
| 第二章 实验及研究方法 |
| §2.1 MoSi_2/Cu/Al_2O_3复合材料的制备过程 |
| §2.1.1 实验原料的选取 |
| §2.1.2 喷涂喂料的制备 |
| §2.1.3 基材及表面预处理 |
| §2.2 等离子喷涂 |
| §2.3 实验方案设计 |
| §2.4 本章小结 |
| 第三章 涂层的组织结构及吸波性能研究 |
| §3.1 MoSi_2/Cu/Al_2O_3涂层微观表征 |
| §3.1.1 涂层显微结构 |
| §3.1.2 涂层物相组成 |
| §3.2 MoSi_2/Cu/Al_2O_3涂层孔隙率测定及分析 |
| §3.3 MoSi_2/Cu/Al_2O_3涂层显微硬度测定及分析 |
| §3.4 MoSi_2/Cu/Al_2O_3涂层厚度测定及分析 |
| §3.5 MoSi_2/Cu/Al_2O_3涂层吸波性能研究 |
| §3.5.1 涂层高温电磁参数测定 |
| §3.5.2 涂层的吸波性能测定 |
| §3.6 本章小结 |
| 第四章 MoSi_2/Cu/Al_2O_3吸波涂层的模拟计算 |
| §4.1 电磁仿真 |
| §4.1.1 矩量法 |
| §4.1.2 模型构建及参数设置 |
| §4.2.涂层反射率模拟 |
| §4.2.1 30℃下9 组涂层反射率模拟 |
| §4.2.2 第i组涂层高温反射率模拟 |
| §4.3 高温下涂层的吸波性能 |
| §4.4 不同入射角度下涂层高温吸波性能 |
| §4.5 不同厚度下涂层的高温吸波性能 |
| §4.6 本章小结 |
| 第五章 总结与展望 |
| §5.1 总结 |
| §5.2 展望 |
| 参考文献 |
| 致谢 |
| 作者在攻读硕士期间的主要研究成果 |
（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）ODS-W与异种材料连接件的微观组织及性能研究（论文提纲范文）
| 致谢 |
| 摘要 |
| abstract |
| 第一章 绪论 |
| 1.1 研究背景 |
| 1.2 面向等离子体材料 |
| 1.2.1 钨基复合材料 |
| 1.2.2 钢 |
| 1.2.3 钨与异种材料连接 |
| 1.3 异种材料的连接方法 |
| 1.3.1 熔焊 |
| 1.3.2 钎焊 |
| 1.3.3 扩散焊 |
| 1.3.4 磁控溅射 |
| 1.3.5 化学气相沉积 |
| 1.3.6 等离子喷涂 |
| 1.3.7 放电等离子烧结 |
| 1.4 本文的研究意义及内容 |
| 1.4.1 研究目的及意义 |
| 1.4.2 研究内容 |
| 第二章 实验方法与表征 |
| 2.1 引言 |
| 2.2 ODS-W的表面活性化 |
| 2.2.1 ODS-W阳极氧化 |
| 2.2.2 ODS-W还原 |
| 2.3 TZM合金的制备 |
| 2.4 ODS-W与异种材料的连接 |
| 2.4.1 ODS-W与铜的放电等离子扩散焊 |
| 2.4.2 ODS-W与 TZM合金的放电等离子扩散焊 |
| 2.5 连接件接头的微观形貌及结构表征 |
| 2.5.1 XRD物相分析 |
| 2.5.2 SEM分析 |
| 2.5.3 EDS分析 |
| 2.5.4 TEM分析 |
| 2.6 连接件接头的性能测试 |
| 2.6.1 显微硬度测试 |
| 2.6.2 拉伸性能测试 |
| 2.7 实验设备和实验材料 |
| 第三章 ODS-W与铜粉的放电等离子扩散连接接头的微观形貌及力学性能分析 |
| 3.1 引言 |
| 3.2 ODS-W表面活性化后的形貌分析 |
| 3.2.1 ODS-W阳极氧化后以及还原后的表面形貌分析 |
| 3.2.2 ODS-W阳极氧化后以及还原后的截面形貌分析 |
| 3.3 ODS-W/Cu连接件接头形貌及成分分析 |
| 3.3.1 ODS-W/Cu连接件的物相分析 |
| 3.3.2 ODS-W/Cu连接件的SEM分析 |
| 3.3.3 ODS-W/Cu连接件的EDS分析 |
| 3.3.4 ODS-W/Cu连接件的TEM分析 |
| 3.4 ODS-W/Cu连接件性能分析 |
| 3.4.1 ODS-W/Cu连接件的显微硬度分析 |
| 3.4.2 ODS-W/Cu连接件的拉伸强度分析 |
| 3.5 钨铜之间扩散的机理分析 |
| 3.6 本章小结 |
| 第四章 ODS-W与 TZM合金的放电等离子扩散连接接头的微观形貌及力学性能分析 |
| 4.1 引言 |
| 4.2 TZM合金粉末的表面形貌分析 |
| 4.3 ODS-W与 TZM合金连接件接头形貌及成分分析 |
| 4.3.1 ODS-W/TZM合金连接件的物相分析 |
| 4.3.2 ODS-W/TZM合金连接件的SEM分析 |
| 4.3.3 ODS-W/TZM合金连接件的EDS分析 |
| 4.3.4 ODS-W/TZM合金连接件的TEM分析 |
| 4.4 ODS-W/TZM合金连接件性能分析 |
| 4.4.1 ODS-W/TZM合金连接件的显微硬度分析 |
| 4.4.2 ODS-W/TZM合金连接件的拉伸强度分析 |
| 4.5 本章小结 |
| 第五章 ODS-W与异种材料连接件的抗热冲击性能 |
| 5.1 引言 |
| 5.2 ODS-W 热冲击后表面形貌分析 |
| 5.3 连接件热冲击后损伤形貌分析 |
| 5.3.1 ODS-W/Cu连接件热冲击后的损伤形貌分析 |
| 5.3.2 ODS-W/TZM合金连接件热冲击后的损伤形貌分析 |
| 5.4 本章总结 |
| 第六章 全文总结与展望 |
| 6.1 全文总结 |
| 6.2 展望 |
| 参考文献 |
| 攻读硕士学位期间的学术活动及成果情况 |
（7）金刚石/铜复合材料界面设计与性能研究（论文提纲范文）
| 致谢 |
| 摘要 |
| abstract |
| 第一章 绪论 |
| 1.1 引言 |
| 1.2 金刚石/铜复合材料 |
| 1.2.1 金刚石的结构与性质 |
| 1.2.2 金刚石/铜复合材料研究现状 |
| 1.3 金刚石/铜复合材料的界面改性方法 |
| 1.3.1 铜基合金的合金化 |
| 1.3.2 金刚石表面的金属化 |
| 1.4 金刚石/铜复合材料制备工艺 |
| 1.4.1 放电等离子烧结 |
| 1.4.2 真空热压法 |
| 1.4.3 粉末冶金法 |
| 1.4.4 高温高压法 |
| 1.4.5 液相浸渗法 |
| 1.5 金刚石/铜复合材料导热性能的影响因素 |
| 1.6 金刚石/铜复合材料热导模型 |
| 1.7 金刚石/铜复合材料有限元分析 |
| 1.8 本文研究内容及意义 |
| 第二章 实验材料与测试方法 |
| 2.1 实验原料与实验设备 |
| 2.1.1 实验原料 |
| 2.1.2 实验设备 |
| 2.2 实验工艺流程 |
| 2.3 金刚石表面金属化 |
| 2.4 真空热压法制备复合材料 |
| 2.5 样品表征及性能测试 |
| 2.5.1 性能测试 |
| 2.5.2 材料表征 |
| 第三章 RVD金刚石真空镀与盐浴镀 |
| 3.1 RVD金刚石真空镀铬 |
| 3.1.1 样品制备 |
| 3.1.2 物相分析 |
| 3.1.3 RVD金刚石真空镀镀层形貌 |
| 3.2 RVD金刚石盐浴镀 |
| 3.2.1 RVD金刚石盐浴镀镀层形貌 |
| 3.3 复合材料性能表征 |
| 3.3.1 真空镀复合材料断口形貌 |
| 3.3.2 盐浴镀复合材料断口形貌 |
| 3.3.3 复合材料热导率分析 |
| 3.3.4 复合材料热膨胀系数分析 |
| 3.3.5 复合材料抗弯强度分析 |
| 3.4 本章小结 |
| 第四章 MBD金刚石盐浴镀Cr及其复合材料 |
| 4.1 MBD金刚石盐浴镀Cr |
| 4.1.1 样品制备 |
| 4.1.2 金刚石镀Cr热力学分析 |
| 4.1.3 镀Cr金刚石物相分析 |
| 4.1.4 镀Cr金刚石镀层形貌 |
| 4.1.5 镀层表面粗糙度分析 |
| 4.1.6 盐浴镀机理分析 |
| 4.2 镀层厚度分析 |
| 4.2.1 球型模型计算镀层厚度 |
| 4.2.2 镀层厚度SEM图像分析 |
| 4.3 金刚石/铜复合材料 |
| 4.3.1 复合材料断口形貌 |
| 4.3.2 复合材料热导率分析 |
| 4.4 本章小结 |
| 第五章 MBD金刚石盐浴镀Mo及其复合材料 |
| 5.1 金刚石盐浴镀钼 |
| 5.1.1 样品制备 |
| 5.1.2 镀Mo金刚石成分分析 |
| 5.1.3 镀Mo金刚石镀层形貌 |
| 5.1.4 镀层厚度 |
| 5.2 金刚石/铜复合材料 |
| 5.2.1 复合材料的断口形貌 |
| 5.2.2 镀层厚度对热导率的影响分析 |
| 5.2.3 复合材料热膨胀系数分析 |
| 5.2.4 复合材料抗弯强度分析 |
| 5.3 本章小结 |
| 结论 |
| 参考文献 |
| 攻读硕士学位期间的学术成果 |
（8）耐磨导电铜基复合材料的制备及组织性能研究（论文提纲范文）
| 摘要 |
| Abstract |
| 第1章 绪论 |
| 1.1 课题研究背景及意义 |
| 1.2 高性能铜合金的成分设计 |
| 1.3 铜合金的强化方式 |
| 1.3.1 固溶强化 |
| 1.3.2 第二相强化 |
| 1.3.3 细晶强化 |
| 1.3.4 形变强化 |
| 1.3.5 纤维原位自身复合强化 |
| 1.4 铜合金及铜基复合材料的制备方法 |
| 1.4.1 制备方法 |
| 1.4.2 直热法粉末烧结技术 |
| 1.5 铜基固体自润滑复合材料 |
| 1.5.1 固体润滑剂 |
| 1.5.2 铜基石墨自润滑复合材料 |
| 1.5.3 铜基二硫化钼自润滑复合材料 |
| 1.6 论文研究意义及内容 |
| 第2章 实验材料与研究方法 |
| 2.1 实验材料准备 |
| 2.1.1 实验原材料 |
| 2.1.2 实验设备 |
| 2.1.3 Cu-Cr-Zr-(Nb)复合粉末的制备 |
| 2.2 复合材料的制备 |
| 2.2.1 复合材料制备工艺流程 |
| 2.2.2 复合材料的制备过程 |
| 2.3 材料组织分析及性能检测 |
| 2.3.1 微观组织观察 |
| 2.3.2 密度的测量和致密度的计算 |
| 2.3.3 硬度 |
| 2.3.4 导电率 |
| 2.3.5 摩擦磨损测试 |
| 第3章 Cu-Cr-Zr-Nb合金组织性能分析 |
| 3.1 Nb含量对Cu-Cr-Zr-Nb合金性能的影响 |
| 3.1.1 Nb含量对Cu-Cr-Zr-Nb合金显微组织的影响 |
| 3.1.2 Nb含量对Cu-Cr-Zr-Nb合金致密度的影响 |
| 3.1.3 Nb含量对Cu-Cr-Zr-Nb合金硬度的影响 |
| 3.1.4 Nb含量对Cu-Cr-Zr-Nb合金导电率的影响 |
| 3.2 固溶时间对Cu-Cr-Zr-Nb合金性能的影响 |
| 3.2.1 固溶时间对Cu-Cr-Zr-Nb合金硬度的影响 |
| 3.2.2 固溶时间对Cu-Cr-Zr-Nb合金导电率的影响 |
| 3.3 Cu-Cr-Zr-Nb合金摩擦性能分析 |
| 3.3.1 摩擦速度对Cu-Cr-Zr-Nb合金摩擦系数的影响 |
| 3.3.2 摩擦速度对Cu-Cr-Zr-Nb合金磨损率的影响 |
| 3.4 本章小结 |
| 第4章 C/Cu-Cr-Zr复合材料组织性能分析 |
| 4.1 铜包石墨含量对C/Cu-Cr-Zr复合材料性能的影响 |
| 4.1.1 铜包石墨含量对复合材料显微组织的影响 |
| 4.1.2 铜包石墨含量对复合材料致密度的影响 |
| 4.1.3 铜包石墨含量对复合材料硬度的影响 |
| 4.1.4 铜包石墨含量对复合材料导电率的影响 |
| 4.2 固溶时间对C/Cu-Cr-Zr复合材料性能的影响 |
| 4.2.1 固溶时间对复合材料硬度的影响 |
| 4.2.2 固溶时间对复合材料导电率的影响 |
| 4.3 C/Cu-Cr-Zr复合材料摩擦性能分析 |
| 4.3.1 摩擦速度对复合材料摩擦系数的影响 |
| 4.3.2 摩擦速度对复合材料磨损率的影响 |
| 4.4 本章小结 |
| 第5章 MoS_2/Cu-Cr-Zr复合材料组织性能分析 |
| 5.1 MoS_2含量对MoS_2/Cu-Cr-Zr复合材料性能的影响 |
| 5.1.1 MoS_2含量对复合材料显微组织的影响 |
| 5.1.2 MoS_2含量对复合材料致密度的影响 |
| 5.1.3 MoS_2含量对复合材料硬度的影响 |
| 5.1.4 MoS_2含量对复合材料导电率的影响 |
| 5.2 固溶时间对MoS_2/Cu-Cr-Zr复合材料性能的影响 |
| 5.2.1 固溶时间对复合材料硬度的影响 |
| 5.2.2 固溶时间对复合材料导电率的影响 |
| 5.3 MoS_2/Cu-Cr-Zr复合材料摩擦性能分析 |
| 5.3.1 摩擦速度对复合材料摩擦系数的影响 |
| 5.3.2 摩擦速度对复合材料磨损率的影响 |
| 5.4 本章小结 |
| 结论 |
| 展望 |
| 参考文献 |
| 致谢 |
| 附录 A 攻读学位期间所发表的学术论文目录 |
（9）Cu含量对定向结构Ni60涂层组织及摩擦学性能影响（论文提纲范文）
| 摘要 |
| Abstract |
| 第1章 绪论 |
| 1.1 发展表面工程技术的意义及概述 |
| 1.2 热喷涂技术概述 |
| 1.2.1 热喷涂技术原理 |
| 1.2.2 粉末火焰喷涂简介 |
| 1.2.3 火焰喷涂国内外研究现状 |
| 1.3 重熔技术简介 |
| 1.3.1 重熔技术分类 |
| 1.3.2 感应重熔技术原理及现状 |
| 1.4 定向凝固技术简介 |
| 1.4.1 定向凝固技术理论 |
| 1.4.2 国内外定向凝固原理研究现状 |
| 1.5 Ni基自熔性粉末和Cu粉末 |
| 1.5.1 Ni60自熔性合金粉末 |
| 1.5.2 Cu粉末介绍 |
| 1.6 涂层摩擦磨损概述 |
| 1.6.1 摩擦磨损简介 |
| 1.6.2 镍基合金涂层耐摩擦磨损的研究现状 |
| 1.7 课题的研究内容 |
| 第2章 实验材料与表征方法 |
| 2.1 实验材料 |
| 2.2 涂层的制备 |
| 2.3 研究测试方法 |
| 2.3.1 涂层组织结构和物相测定 |
| 2.3.2 涂层力学性能测定 |
| 2.3.3 涂层摩擦磨损性能测试 |
| 第3章 Cu含量对Ni60/Cu复合涂层组织结构和物相演变的影响 |
| 3.1 引言 |
| 3.2 预制涂层 |
| 3.2.1 火焰喷涂Ni60/Cu预制涂层模型建立 |
| 3.2.2 预制Ni60/Cu涂层的微观组织形貌与元素分布 |
| 3.2.3 预制涂层的物相分析 |
| 3.3 感应重熔涂层 |
| 3.3.1 感应重熔Ni60/Cu涂层的微观组织形貌与元素分布 |
| 3.3.2 感应重熔涂层的物相分析 |
| 3.4 定向结构涂层 |
| 3.4.1 定向结构涂层的微观组织形貌与元素分布 |
| 3.4.2 定向结构涂层的物相分析 |
| 3.5 本章小结 |
| 第4章 Cu含量对Ni60/Cu复合涂层性能的影响 |
| 4.1 引言 |
| 4.2 Cu含量对涂层显微硬度的影响 |
| 4.3 Ni60/Cu复合涂层摩擦学性能分析 |
| 4.3.1 Cu含量对涂层的摩擦磨损性能的影响 |
| 4.3.2 三种组织结构涂层的摩擦磨损形貌分析 |
| 4.3.3 定向结构涂层摩擦磨损机理分析 |
| 4.4 本章小结 |
| 第5章 冷却水流量对定向结构涂层组织和性能的影响 |
| 5.1 引言 |
| 5.2 不同冷却水流量下定向结构涂层的微观组织形貌 |
| 5.3 涂层的物相分析 |
| 5.4 冷却水流量对定向结构涂层性能的影响 |
| 5.4.1 冷却水流量对定向结构涂层显微硬度的影响 |
| 5.4.2 冷却水流量对定向结构涂层摩擦学性能的影响 |
| 5.5 本章小结 |
| 结论 |
| 参考文献 |
| 致谢 |
| 附录A 攻读硕士期间所发表的论文 |
（10）梯度铜基复合材料的制备及组织性能研究（论文提纲范文）
| 摘要 |
| Abstract |
| 1 绪论 |
| 1.1 梯度铜基复合材料的发展 |
| 1.2 梯度铜基复合材料国内外研究现状 |
| 1.2.1 颗粒增强金属基复合材料研究现状 |
| 1.2.2 颗粒增强铜基复合材料研究现状 |
| 1.2.3 梯度铜基复合材料研究现状 |
| 1.3 梯度铜基复合材料的制备方法 |
| 1.4 梯度铜基复合材料的性能及应用 |
| 1.4.1 梯度铜基复合材料的性能 |
| 1.4.2 梯度铜基复合材料的应用 |
| 1.5 本论文研究目的、意义及内容 |
| 1.5.1 研究目的和意义 |
| 1.5.2 研究内容 |
| 2 实验方法及内容 |
| 2.1 引言 |
| 2.2 实验材料及设备 |
| 2.2.1 实验原材料 |
| 2.2.2 实验设备 |
| 2.3 实验流程 |
| 2.3.1 梯度铜基复合材料结构设计 |
| 2.3.2 梯度铜基复合材料试样的制备 |
| 2.3.3 梯度铜基复合材料的强化工艺 |
| 2.3.4 梯度铜基复合材料试样组织观察分析 |
| 2.3.5 梯度铜基复合材料试样性能测试 |
| 3 梯度铜基复合材料的制备工艺、强化工艺及显微组织研究 |
| 3.1 梯度铜基复合材料的制备方法与工艺 |
| 3.1.1 材料制备方案一 |
| 3.1.2 材料制备方案二 |
| 3.2 梯度铜基复合材料的强化工艺 |
| 3.2.1 固溶强化 |
| 3.2.2 冷变形强化 |
| 3.2.3 时效强化 |
| 3.3 梯度铜基复合材料的显微组织研究 |
| 3.4 本章小结 |
| 4 冷变形对梯度铜基复合材料显微组织、导电性能和力学性能的影响 |
| 4.1 不同累积变形量下的显微组织演化 |
| 4.1.1 不同累积变形量下的光学金相组织演化 |
| 4.1.2 不同累积变形量下的TEM组织演化 |
| 4.2 冷变形对导电性能和力学性能的影响 |
| 4.2.1 不同累计变形量下导电率变化规律 |
| 4.2.2 不同累积变形量下抗拉强度的变化规律 |
| 4.2.3 拉伸断口形貌分析 |
| 4.3 本章小结 |
| 5 现役导轨材料与梯度铜基复合材料摩擦性能的对比研究 |
| 5.1 不同载荷下摩擦系数的变化 |
| 5.2 不同载荷下磨损率的变化规律 |
| 5.3 不同载荷下摩擦面的形貌 |
| 5.4 不同摩擦速度下摩擦系数的变化规律 |
| 5.5 不同摩擦速度下磨损率的变化规律 |
| 5.6 不同摩擦速度下材料表面摩擦形貌 |
| 5.7 本章小结 |
| 6 现役导轨材料与梯度铜基复合材料烧蚀性能的对比研究 |
| 6.1 不同烧蚀次数与不同烧蚀电流密度下烧蚀率的变化 |
| 6.2 不同烧蚀次数与不同烧蚀电流密度下材料表面的烧蚀形貌 |
| 6.3 烧蚀机理分析 |
| 6.4 本章小结 |
| 7 结论 |
| 参考文献 |
| 攻读硕士学位期间发表的论文及成果 |
| 致谢 |
四、W/Cu和Mo/Cu复合材料组织与性能的对比分析（论文参考文献）
- [1]离子束辅助沉积Ag-Ti-Cu/MoS2复合薄膜组织及性能研究[D]. 陈丹丹. 北京交通大学, 2021(02)
- [2]电沉积Cu包覆低维碳材料及热压烧结制备复合热管理材料研究[D]. 孙虹. 中国科学院大学(中国科学院过程工程研究所), 2021(01)
- [3]双连续相TiCx-Cu金属陶瓷的制备及其性能研究[D]. 雷聪. 北京交通大学, 2021(02)
- [4]等离子喷涂MoSi2/Cu/Al2O3吸波涂层的制备及性能研究[D]. 杜文娟. 桂林电子科技大学, 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]ODS-W与异种材料连接件的微观组织及性能研究[D]. 马浩然. 合肥工业大学, 2021(02)
- [7]金刚石/铜复合材料界面设计与性能研究[D]. 晏萌. 合肥工业大学, 2021(02)
- [8]耐磨导电铜基复合材料的制备及组织性能研究[D]. 安羿. 兰州理工大学, 2021(01)
- [9]Cu含量对定向结构Ni60涂层组织及摩擦学性能影响[D]. 周俊. 兰州理工大学, 2021(01)
- [10]梯度铜基复合材料的制备及组织性能研究[D]. 刘杰. 西安工业大学, 2021(02)