一、无压浸渗法制备Al/70vol%Sip复合材料（论文文献综述）
陈梦琴[1]（2021）在《IGBT基板用高导热低膨胀SiC/Al复合材料制备研究》文中研究指明新型电子器件IGBT模块高度集成化和高稳定性的发展对其封装材料的热物理性能提出了越来越高的要求。高SiC体积分数SiC/Al复合材料（SiC>50 vol.%）因具备高导热系数、低热膨胀系数、轻量及低成本的特点,使其在IGBT模块封装（基板）领域备受瞩目。该新型电子封装材料的制备技术现已成为国内外竞相发展的技术制高点。本文以IGBT用高导热、低膨胀基板的制备为研究对象,基于真空压力浸渗法,在对简单形状SiC预制体的模压成形工艺进行系统研究的基础上,提出和研究了复杂形状预制体的3DP打印工艺,解决了复杂形状预制体难以制备的技术难题;系统研究了将Al液渗入预制体的真空压力浸渗工艺,制备了高体积分数SiC/Al复合材料;获得了工艺参数对复合材料热物理性能的影响规律,为制备高导热、低膨胀的IGBT基板材料提供技术及理论支撑。本文主要研究结果如下:（1）深入研究了模压成形工艺对预制体体积分数、孔洞特征的影响,制备了形状简单、性能优良的预制体。获得不同比例100 μm和12 μm SiC颗粒对预制体体积分数和孔洞特征的影响规律:引入细小SiC颗粒引起预制体孔径变小,SiC体积分数在56%-72%之间可控调节;建立了造孔剂NH4HCO3含量与预制体孔隙率之间的关系模型:Y=27.04+0.398X,并且发现NH4HCO3可作为“孔桥”改善预制体内孔洞的连通性;获得了粘结剂NH4H2PO4对预制体成型性和孔洞特征的影响规律,确定本工艺中粘结剂的最佳添加量为5%。（2）研究了 3DP打印工艺对预制体成形性的影响,制备了形状复杂、轮廓完整的预制体。确定并优化了粘结剂及其配比:采用呋喃树脂作为低温粘结剂,采用NH4H2PO4作为高温粘结剂,高温粘结剂最佳添加量为9 vol.%。获得了打印层厚对SiC预制体成形性的影响规律:当打印层厚为0.2 mm时,预制体容易形成“层错”现象,随着打印层厚增加,“层错”现象逐渐减弱,0.24 mm是理想的打印层厚。（3）研究了真空压力浸渗工艺对Al液浸渗行为的影响,制备了界面结合良好、浸渗完全的高体积分数SiC/Al复合材料。获得了 Si和Mg元素对Al液浸渗效果的影响规律:选用高Si含量的Al-12Si-Mg合金,其流动性好,制备的复合材料致密度高,无界面反应;Mg元素的加入可以提高SiC与Al之间的润湿性,Mg含量为1 wt.%时Al液浸渗效果最佳,Mg元素含量大于1 wt.%将阻碍Al液浸渗,导致复合材料致密度降低。摸清了浸渗压力对Al液浸渗行为的影响规律:浸渗压力升高,Al液填充更加充分,复合材料致密度增加。（4）研究了 SiC体积分数、浸渗压力对复合材料热物理性能及机械性能的影响,获得了性能优异的SiC/Al复合材料。随着SiC体积分数及浸渗压力增加,复合材料导热系数、抗弯强度增加,热膨胀系数降低。高体积分数SiC/Al复合材料导热系数对其孔隙率十分敏感,基于H-J模型建立了新的计算模型:Kd=K∞+K0-K实,结合复合材料孔隙率该模型可实现对高体积分数SiC/Al复合材料导热系数的良好预测。基于以上研究,确定了复合材料最佳制备工艺,制备的复合材料组织均匀致密,界面反应控制良好,导热系数为177W/（m·k）、热膨胀系数为11.9×10-6/K、抗弯强度为334 Mpa,满足IGBT基板用封装材料的性能需求。
赵飒[2]（2020）在《无压反应浸渗法制备多孔TiAl基复合材料的组织与压缩性能研究》文中认为无机多孔材料中,金属多孔材料具有较差的抗高温氧化和抗腐蚀性能,陶瓷多孔材料脆性大难加工,而多孔TiAl基复合材料由于其优异的性能,具有广阔的应用前景。本课题以球形、不规则松装Ti粉和Al-12Si合金为原料,采用工艺过程简单、成本相对低廉的一种新型制备方法真空无压反应浸渗法制备出以TiAl基复合材料为骨架,具有蜂窝状连通孔结构的新型多孔材料。研究了反应温度和反应时间对多孔材料孔结构的影响,确定了最佳的无压反应浸渗工艺,然后分析了钛粉形状、Si含量和TiH2发泡剂含量对多孔材料孔隙率、孔径分布和微观组织结构的影响;探讨了多孔TiAl基复合材料烧结过程中反应造孔机制;研究了Ti5Si3增强相含量和钛粉形状对多孔TiAl基复合材料压缩性能的影响。反应浸渗温度越高,反应越完全,孔隙率越大,800℃无压浸渗所得多孔材料的孔隙率最大。随着保温时间的延长,材料孔隙数量逐渐增多,当保温时间超过2h后,孔隙率变化不明显,且反应浸渗完全,故选择800℃保温3h作为无压反应浸渗的最佳工艺。球形钛粉和不规则钛粉所制备的多孔材料经片层化处理后物相组成均为TiAl、Ti3Al和Ti5Si3,与球形Ti粉制备出的多孔材料相比,不规则Ti粉制备出的材料孔隙率更高,总孔隙率达到72.26%,球形Ti粉仅为54.67%,二者的开孔隙率占总孔隙率的百分比均在70%以上。片层化处理之后,不规则Ti粉完全片层化,而球形Ti粉部分片层化。在选用TiH2作为发泡剂制备出的多孔TiAl基复合材料中,不含TiH2发泡剂制备所得多孔材料孔隙率最高,随TiH2含量增加,材料的孔隙率先减少后增加。Ti5Si3增强相体积分数分别为1.2vol.%、3.5vol.%和6.9vol.%的多孔TiAl基复合材料的孔隙率随Si含量的变化差异不大,说明多孔TiAl基复合材料的孔隙率与Ti5Si3增强相的含量无关。多孔TiAl基复合材料的反应造孔机制为:以原始Ti颗粒为骨架的通孔材料作为预制体,Al-Si合金熔化后无压浸渗到多孔钛预制体中,与Ti反应在钛颗粒表面生成了疏松的TiAl3薄层,同时Al-Si合金液在毛细管力作用下渗入疏松的Ti A3层将其破坏形成蜂窝状TiAl3,并且铝液继续向钛粉内扩散形成致密的TiAl3,直至铝液完全消耗完,此时中心还有未反应的钛颗粒。Al液消失处形成孔隙,且多为通孔。铝液耗尽后,只剩Ti和TiAl3,它们继续反应生成最终产物,心部为Ti3Al,接着是致密的TiAl,表层为蜂窝状的TiAl,同时在致密的TiAl边缘析出了Ti5Si3颗粒,所以在原来钛粉骨架处形成了Ti5Si3/TiAl的骨架,即在反应合成TiAl基复合材料的同时又进行造孔。最终形成的材料以复合材料为骨架,孔隙为连通的孔隙和蜂窝状孔。在准静态压缩过程中:多孔TiAl基复合材料的压缩应力-应变曲线分为三个区域:弹性区、平台区和致密化区。随着Ti5Si3体积分数的增加,多孔材料的屈服强度先增加后减小。当Ti5Si3体积分数为3.5vol.%时,多孔材料的抗压强度最大,为110 Mpa。平台区的应力-应变曲线并不是光滑的,而是出现锯齿状的波动,而且Ti5Si3体积分数为3.5vol.%时波动最大,表现为典型的脆性断裂特征。同等质量的不规则Ti粉制备的多孔TiAl基复合材料,孔隙度高于球形Ti粉制备的多孔材料,而且抗压强度远远高于球形Ti粉的抗压强度。
刘林杰[3]（2020）在《高体积分数SiC增强Cu基复合材料的制备与性能研究》文中提出随着半导体技术日益发展,为解决芯片的散热问题并保护电器元件正常运行,寻求更加合适的电子封装材料变得更加重要。因为SiC陶瓷具有高强度、高导热、低热膨胀系数等良好性能,所以SiC作为增强相与金属形成的金属基电子封装材料具有广阔的应用前景。Cu的热导率可达400W/（m·K）,但是其热膨胀系数为17×10-6K-1,与芯片不匹配,为此通常加入SiC来降低复合材料的热膨胀系数,以满足性能要求。本实验通过有氧烧结法制备多孔SiC陶瓷,采用无压浸渗工艺制备高体积分数SiC增强Cu基复合材料。SiC与Cu两者之间的润湿角大于140°,采用无压浸渗法的前提为改善SiC与Cu之间的润湿性。本研究采用溶胶-凝胶法与氢气还原相结合的方法制备出W涂层,以对多孔SiC陶瓷表面进行改性。研究SiC颗粒尺寸和W涂层分布状况,及其对复合材料抗弯强度、导热率、导电性、热膨胀系数等性能的影响。研究结果如下:（1）用SiC粉作为原料,酚醛树脂作为粘结剂,通过干压成型的方法制备出SiC坯体,在1350℃下进行有氧烧结,可获得多孔SiC陶瓷。颗粒尺寸为10μm的多孔SiC陶瓷的抗弯强度约为30MPa,气孔率约为40%。（2）利用溶胶-凝胶法制备W涂层,通过改变加热时间来控制偏钨酸铵溶胶的固含量,分别制备出20%、30%、40%、50%固含量的溶胶。将多孔SiC浸入溶胶,随后在80℃充分干燥后在600℃下煅烧3h,再采用氢气还原的方法在500℃和800℃下分别还原3h,制备出颗粒尺寸约为1μm的W涂层。（3）颗粒尺寸为10μm、50μm、150μm的多孔SiC陶瓷,使用固含量为50%的溶胶制备金属W涂层,采用无压浸渗法制备出的高体积分数SiC增强Cu基复合材料,其热导率从35.4W/（m·K）增加到45.9W/（m·K）,其抗弯强度从200MPa下降到30MPa。复合材料的热导率随SiC颗粒尺寸的增加而增加,抗弯强度反而随之减小。（4）颗粒尺寸为50μm的多孔SiC陶瓷,分别使用20%、30%、40%、50%固含量的溶胶制备涂层,得到增重分别为4.0wt.%、7.0wt.%、11.0wt.%、15.0wt.%的W涂层。无压浸渗后制备出高体积分数SiC增强Cu基复合材料。复合材料的导电性能和抗弯强度随着溶胶固含量的增加而降低,电导率从2.8×106S/m下降到1.3×106S/m,抗弯强度由87MPa降低到65MPa,复合材料的热膨胀系数由10.36×10-6K-1逐渐增加到11.01×10-6K-1。
白光珠[4]（2020）在《Cu-B/diamond复合材料的制备、结构与性能》文中研究表明随着电子信息技术的快速发展,电子元器件的小型化和高度集成化引起电子设备的热流密度迅速增加,传统的电子封装散热材料已经很难保证大规模集成电路、半导体激光器、相控阵天线等高功率器件运行的安全性和可靠性,因此亟需开发新一代的电子封装散热材料。金刚石颗粒增强铜基（Cu/diamond）复合材料由于其优异的热物理性能、良好的力学性能和相对较低的密度等特点,是新一代电子封装散热材料的研究热点。Cu/diamond复合材料的界面结合状态直接决定复合材料的热物理性能和力学性能,界面结构的裁剪设计是提升复合材料性能的有效方式。目前,研究者主要关注如何在Cu/diamond界面处引入碳化物提高复合材料的热物理性能,然而缺乏Cu/diamond复合材料的界面微观组织的深入表征和分析,因此界面碳化物的形成机制还不清楚,复合材料界面结构对热物理性能、力学性能和热循环性能的作用机理尚未明确。本文采用铜硼基体合金化和气体压力浸渗技术制备不同硼含量的Cu-B/diamond复合材料,通过聚焦离子束刻蚀系统（FIB）、透射电子显微镜（TEM）和扫描透射电子显微镜（STEM）等方法系统研究Cu-B/diamond复合材料的界面结构,阐明界面碳化物的形成机制以及界面结构与热物理性能、力学性能和热循环性能之间的关系,并通过界面调控获得具有优异热物理性能、良好力学性能和稳定热循环性能的金刚石颗粒增强铜基复合材料。研究了 Cu-B/diamond复合材料的界面结构及其对热导率的影响规律,利用H-J、DEM模型和有限元方法预测了 Cu-B/diamond复合材料的热导率,并考察了热导率随温度的变化规律。结果表明,在0.1～1.0 wt.%B范围内Cu-B/diamond复合材料在界面处形成的碳化物形貌和厚度不同,碳化硼在金刚石颗粒表面形核长大,碳化硼与金刚石的界面存在半共格关系,晶体取向关系为（02 1）B4C//（111）diamond和[112]B4C//[110]diamond。对比具有不同界面碳化物形貌和厚度的Cu-B/diamond复合材料发现,当界面结构为不连续的三角形碳化物且碳化物间距适中时,复合材料热导率在0.3 wt.%B时获得最高值868 W/mK,这归因于不连续三角形碳化物的“钉扎效应”提高界面结合,所形成的热阻并联连接降低总界面热阻。当界面结构为较厚的连续的锯齿状碳化物时,复合材料热导率大幅下降。研究发现,由于H-J、DEM模型假设界面为完美结合状态,因而所获热导率预测值远高于实验值。为了准确理解界面结构和热导率的关系,本文考虑复合材料的实际界面结构和结合状态,采用有限元方法模拟复合材料的传热行为并预测热导率。结果表明,有限元分析方法获得的热导率预测值更接近实验值,有限元模拟结果为复合材料热导率的提升提供了理论指导。通过优化Cu-0.3wt.%B/diamond复合材料的界面结构,热导率从868 W/mK进一步提升到912 W/mK。研究发现,Cu-B/diamond复合材料的热导率在323～573 K范围内随着温度的升高而下降,这与金属基体和金刚石颗粒的热物理性质改变以及界面结构的演变密切相关。研究了Cu-B/diamond 复合材料的界面结构对热膨胀系数的影响规律,并考察了热循环对复合材料热导率和热膨胀系数的影响。结果表明,Cu-B/diamond复合材料的热膨胀系数随着硼含量的增加先下降后上升,在0.5 wt.%B时获得热膨胀系数最低值4.88×10-6/K,这与界面碳化物的形貌演变有关。在较低硼含量的复合材料中,具有“钉扎效应”的不连续三角形碳化物数量增多强化了 Cu-B/diamond的界面结合/粘合力,从而降低了热膨胀系数;而在较高硼含量的复合材料中,连续锯齿状碳化物则弱化了界面结合/粘合力,因此增加了热膨胀系数。通过测量热循环前后复合材料的热物理性能发现,Cu-0.5wt.%B/diamond复合材料具有最佳的热稳定性,在218～423 K温度范围内经过100次热循环后复合材料热导率几乎保持不变,约为740 W/mK,热膨胀系数从4.88×10-6/K稍微增加到4.97×10-6/K。相比而言,未添加B元素的Cu/diamond复合材料的热稳定性最差,经过100次热循环后复合材料热导率从112 W/mK降低到88 W/mK,热膨胀系数从14.81×10-6/K升高到 16.78×1 0-6/K。研究了 Cu-B/diamond复合材料的界面结构对力学性能的影响规律。结果表明,Cu-B/diamond复合材料的力学性能随着硼含量的增加先上升后下降,在0.5 wt.%B时获得拉伸、压缩和弯曲强度最大值分别为204 MPa、608 MPa和513 MPa,相比未添加B元素的Cu/diamond复合材料得到很大提升。Cu-B/diamond复合材料力学性能的变化和界面粘合/结合强度密切相关,不连续的三角形碳化物能够强化界面结合,提高复合材料力学性能。计算表明,具有良好力学性能的Cu-0.5wt.%B/diamond复合材料的界面结合能相比未添加B元素的Cu/diamond复合材料高出两个数量级,说明界面结合的增强能够增加界面处的载荷传递效率,充分发挥金刚石颗粒的高强度和高刚度特点,提高Cu-B/diamond复合材料的力学性能。通过对不同硼含量的Cu-B/diamond复合材料的热物理性能、力学性能和热循环性能的评估发现,Cu-0.5wt.%B/diamond复合材料具有优异的热导率（722 W/mK）、与电子元器件相匹配的热膨胀系数（4.88×10-6/K）、满足电子封装所需求的较高力学性能（拉伸强度204 MPa）和稳定的热循环性能,因此该复合材料在电子封装散热材料领域具有潜在的应用前景。
谭鑫[5]（2019）在《(SiCp/Al)/Al复合材料柔性强化机理研究》文中认为传统的颗粒增强铝基复合材料均采用SiC、B4C等陶瓷颗粒作为增强体,其模量及强度较基体合金相差近10倍,导致复合材料在受载过程中增强体难以发生协调变形,导致复合材料不能完全发挥应有的增强效率。本研究团队提出了“柔性”强化的概念,试图寻找一种在复合材料变性过程中可发生协调变形的“柔性”增强体来强化铝合金。本文利用45vol.%SiCp/2024Al车削屑,通过球磨的方式制成300μm900μm的复合材料团簇（本文定义为CP——Composite Particle）,并以此作为增强体来强化不同Al合金基体,以探索金属基复合材料柔性强化机制的基础理论问题,其工程价值在于为颗粒增强金属基复合材料的回收利用探索新的技术途径。本文采用压力浸渗法制备了7A60、2024以及1050三种Al合金基体的（SiCp/Al）/Al复合材料（SiC颗粒体积分数为30%）和相同SiC颗粒体积分数的SiCp/2024Al复合材料,利用热压缩模拟实验评价了复合材料的热变形性能并参考实验结果对复合材料进行了热挤压,用扫描电子显微镜（SEM）、透射电子显微镜（TEM）对复合材料的增强体分布、界面结合以及合金元素扩散等进行了微观组织表征。对材料进行了拉伸测试和原位拉伸扫描观察,并结合激光共聚焦显微镜（LSCM）和SEM对复合材料的断口进行了分析,最后结合有限元分析（FEA）对柔性增强复合材料的断裂行为以及增强形式进行了机理性分析。热压缩模拟实验结果表明,与相同SiC颗粒体积分数的SiCp/2024Al复合材料相比,（SiCp/Al）/Al复合材料的真应力应变曲线趋势不同,不存在明显的加工硬化特征,基体合金为7A60Al、2024 Al以及1050 Al的（SiCp/Al）/Al复合材料的形变激活能分别为412、411和316kJ/mol,较SiCp/2024Al复合材料更低（614kJ/mol）。（SiCp/Al）/Al复合材料的形变激活能受基体合金元素的浓度影响,但与合金元素的种类无关。此外,（SiCp/Al）/Al复合材料的最佳热变形工艺温度（420450℃）较SiCp/2024Al复合材料（490530℃）更低,还具有多个最佳变形区域。因此（SiCp/Al）/Al复合材料具有更好的热变形能力。拉伸结果表明,（SiCp/Al）/Al复合材料与相同SiC颗粒体积分数的SiCp/2024Al复合材料均呈脆性断裂特征;CP从900降到300μm时,（SiCp/2024Al）/2024Al复合材料的强度从178MPa提升到了407MPa;团簇为300μm时,基体合金为7A60Al和1050Al的（SiCp/Al）/Al复合材料的强度（T6态）分别达到403MPa和242MPa,（SiCp/Al）/Al复合材料的强度低于SiCp/2024Al复合材料（450MPa）,O态呈相同规律。热挤压后,复合材料的强塑性均得到了显着提升,基体合金为7A60Al、2024Al以及1050Al的（SiCp/Al）/Al复合材料的强度（T6态）达到了568,554和215Mpa,（SiCp/2024Al）/2024Al与SiCp/2024Al复合材料基本一致（560MPa）,在维持强度的同时塑性提升了近一倍。断口观察、原位拉伸扫描及FEA结果表明,CP表面形成的微裂纹扩展导致了复合材料CP的拔出,微裂纹尺寸与CP尺寸正相关,因此随着CP尺寸的增加复合材料强度降低;（SiCp/Al）/Al复合材料的应变分布及断裂形式受到基体屈服强度的影响。结合现有预测复合材料屈服强度的理论模型,根据有限元分析得出柔性增强复合材料的屈服强度存在σcy=[A·lnσpyσmy·Vp+1]·σmy的关系,式中A与弹性模量、组织强化等因素相关,该关系与实验结果吻合良好。对于铸态（SiCp/Al）/Al复合材料,A约为1.68,当σpy/σmy=1.5时为最佳屈服强度配比,此时屈服强度增强率可达52.5%;对于挤压态的（SiCp/Al）/Al复合材料,A约为1.45,当σpy/σmy=1.4时为最佳屈服强度配比,此时屈服强度增强率可达45.8%。
汪洋[6]（2019）在《碳化硅颗粒形貌及热处理对SiCp/2024Al复合材料的性能影响规律》文中研究指明随着大功率IGBT模块的飞速发展,使得对性能优异的基板封装材料需求越来越大。在诸多电子封装材料中,高体积分数SiCp/Al复合材料因其较高的硬度、热导率和抗折强度,较低的热膨胀系数和密度等优异的性能,是以该基板材料具有极其重大的应用前景。本实验使用自主研发的直热法粉末触变成形技术制备60%volSiCp/2024Al复合材料,通过对碳化硅颗粒的形貌状态处理及复合材料的热处理来探究该复合材料的硬度、抗折强度等力学和热膨胀系数、热导率等热物理性能。本文采用光学显微镜（OM）、扫描电镜（SEM）、物相分析（XRD）等方法来观察复合材料的组织、成分,同时对复合材料的强度和热物理性能进行表征。本实验主要研究了碳化硅颗粒的形貌处理工艺,及形貌变化对复合材料的性能影响规律,另一方面,探究了复合材料的热处理工艺对复合材料性能的影响规律。取得的主要成果:碳化硅颗粒首先经1100℃×3 h高温氧化,其次使用10%HF酸洗球磨整形工艺。对整形过程的球料比、球径比和整形时间等参数进行研究,得到最佳的碳化硅颗粒整形工艺:球料比为1.5:1;Si3N4陶瓷球球径比为1.2 mm:0.8 mm:0.5mm=2:3:5;整形时间为10 h;转速为96 r/min。经整形后的碳化硅颗粒表面尖角得到有效的钝化,颗粒变得更近球形化,其最佳颗粒圆整度达到0.825,长径比为1.306。通过直热法粉末触变成形技术制备的60vol%SiCp/2024Al复合材料,所制备复合材料的微观组织,经过光学显微镜和扫描电镜观察碳化硅颗粒无团聚现象,均匀弥散的分布在铝基体上,增强相颗粒较为完整,界面较为洁净,增强相与基体结合良好,无明显的孔洞。由成分分析可知,复合材料中未发现Al4C3杂相生成。碳化硅颗粒经整形后较原始碳化硅颗粒所制备的SiCp/2024Al复合材料相对密度高,经整形5 h、10 h、15 h处理的SiCp/2024Al复合材料的相对密度分别比未经整形处理的SiCp/2024Al复合材料的相对密度提高了2.14%、2.66%、2.68%。颗粒形貌对SiCp/2024Al复合材料的热膨胀系数和热导率有显着影响,碳化硅颗粒经整形后,复合材料的热膨胀系数得到有效的降低,在25℃350℃温度区间控制在4.2×10-6/K9.8×10-6/K之间,复合材料的热导率大幅度的提高,较原始态提高了21.7%,达到197 W/（m·K）。同时也证明Turner模型可以用来预测高体积分数复合材料的CTE,改良后的H-J预测模型适用于双相颗粒增强金属基复合材料的热导率。SiCp/2024Al复合材料经过合适的热处理,可以提高SiCp/2024Al复合材料的力学性能,能进一步降低复合材料的热膨胀系数和提高复合材料的热导率。经讨论,得到最佳热处理工艺:当固溶温度为505℃、固溶时间为2 h时,复合材料的抗折强度和硬度达到峰值396 MPa和167 HBS;当人工时效温度为190℃、时效时间为20 h时,复合材料的抗折强度和硬度达到峰值425 MPa和234 HBS。复合材料的热膨胀系数在25℃350℃温度区间控制在3.8×10-6/K9.1×10-6/K之间,复合材料的热导率分别提高了20.3%和24.7%,最高达到202 W/（m?K）。通过对SiCp/2024Al复合材料的整体密度和硬度分布规律研究,得到复合材料各个部位的性能基本达到一致,说明复合材料在成形过程中,温度及压力分布是均匀的。同时,详细研究了6个相同条件下制备的SiCp/2024Al复合材料的密度、硬度、抗折强度及热膨胀系数变化规律,研究表明,6个SiCp/2024Al复合材料的性能差异较小,均在误差允许范围内,进一步指出直热法粉末触变成形技术工艺参数等较为成熟、稳定,已具备复合材料试生产的工艺条件。
姜凤阳[7]（2018）在《苎麻织物遗态陶瓷及其Cu基复合材料的制备与研究》文中进行了进一步梳理陶瓷/金属基复合材料集成了硬度、模量、强度、导热、导电、耐高温及耐磨性能等各方面的优势,从而在汽车、高速列车、轨道交通、航空航天、子弹防护材料、核电工程及电子封装等领域表现出潜在的应用价值。在自然界生物材料精细结构的启发下,研究开发出新型的具有天然生物结构陶瓷/金属基复合材料,通过增强金属相与陶瓷相之间的协同作用、耦合效应及多功能响应机制,提高金属基复合材料的强度和刚度,并降低其塑韧性和损伤容限,解决传统金属基复合材料增强效率低等问题成为新的研究热点,尤其是将构型设计与具有天然纤维结构的陶瓷结合作为增强体更具优势。为此从人为重构模板结构,开发构型增强金属基复合材料为目标,基于苎麻纤维“遗态结构可调‖和―网状织构可控‖思想,采用纺织技术制备苎麻织物骨架,分别通过模板原位转化法和模板替代法制备苎麻织物遗态SiC及苎麻织物遗态Al2O3陶瓷。并以制备的遗态陶瓷为增强体,通过控制浸渗气氛、金属体积分数、浸渗温度、浸渗时间及冷却方式等工艺参数,无压浸渗Cu制备遗态陶瓷/金属基复合材料。采用SEM、XRD、TEM、EDS、TG、比表面仪等测试分析方法,对苎麻织物遗态陶瓷进行相成分、显微结构、比表面积、孔径分布等进行研究,探讨遗态转化反应机理;同时对无压浸渗制备的苎麻织物遗态陶瓷/Cu基复合材料进行物相组成及微观组织研究,揭示Cu在氧元素辅助下的无压浸渗机理,以期为制备高性能的陶瓷/金属基复合材料奠定基础。主要研究内容及成果如下:通过纺织技术和模板原位转化法制备苎麻织物遗态SiC陶瓷,研究遗态转化工艺参数对其显微结构及物理性能的影响规律,并探讨薄壁模板的遗态转化机理。结果表明制备的遗态陶瓷保持了织物的宏观结构并复制了苎麻的微观管状结构,织物空隙、苎麻管状及颗粒孔隙的分级孔隙结构赋予遗态陶瓷高孔隙率和低密度属性;其遗态转化机理是碳在硅熔体溶解反应生成SiC的固-液-固（SLS）机制,最终颗粒尺寸及形核长大与液硅含量及模板的壁厚相关。对遗态转化工艺参数研究说明通过控制烧结温度、保温时间及C/Si质量比等遗态转化工艺参数可降低复合前驱体的体积收缩率,最大程度减少模板的重排过程,从而抑制热解过程中复合前驱体的开裂和翘曲,并能调控苎麻织物遗态SiC陶瓷的显微结构、遗态转化机理、电阻率及弯曲强度。结合纺织技术和模板替代法制备苎麻织物遗态Al2O3陶瓷,研究组织结构转变规律,提出无机聚合物浸渍转化机理。制备的苎麻织物遗态Al2O3陶瓷具有高孔隙率（76.5-78.8%）、低热导率(0.070-0.087 W·m-1·K-1)及稳定的介电性能;该模板替代遗态转变过程包括无机聚合物在苎麻纤维上的吸附、网络化、有机体氧化挥发及聚铝化合物的分解、遗态结构的收缩、Al2O3相变及长大等;其中浸渍无机聚合物中的铝含量影响遗态陶瓷的形貌、颗粒尺寸、孔隙结构和显气孔率、比表面积、孔径分布及热导率等性能。无压浸渗制备苎麻织物遗态Al2O3陶瓷/Cu基复合材料,研究其显微组织结构及Cu合金快速无压浸渗分级多孔遗态陶瓷的浸渗工艺参数,揭示氧含量、浸渗温度、浸渗时间、冷却方式等无压浸渗工艺参数对增强体结构完整性、复合材料的致密化程度及理化性能的影响规律;探讨了不同工参数作用下苎麻织物遗态Al2O3陶瓷/Cu基复合材料结构重组、组织转变及性能变化。结果发现氧含量决定金属Cu的浸渗速度,浸渗温度及浸渗时间影响浸渗速率、致密化程度和组织结构,而冷却速度决定复合材料的组织结构及增强体分布状态;对苎麻织物遗态Al2O3/Cu基复合材料的性能测试发现硬度表现出分区特性,快速冷却、高浸渗温度及长浸渗时间可以提高复合材料的硬度,其主要断裂方式为沿晶断裂,而机械结合的弱界面及孔隙缺陷导致较低的弯曲强度,并受Cu体积分数和浸渗时间影响。研究Cu-O-Al体系的反应热力学和动力学,揭示氧元素作用机理及浸渗机理。Cu-O-Al化学反应热力学计算表明氧元素通过吸附扩散降低铜熔体黏度,增强熔体的流动能力,同时参与Cu与Al2O3之间的化学反应改善两相润湿性,降低毛细润湿力,提高其渗透能力。采用Cu-O-Al反应浸渗体系的修正模型估算氧元素辅助下金属Cu无压浸渗速率,其实验值与理论值的不一致说明毛细润湿浸渗并非金属浸渗非均匀分布孔隙结构增强体的唯一方式。最后提出氧元素辅助下金属Cu的快速浸渗模型,浸渗过程包括氧化润湿阶段、熔体填充、快速浸渗阶段和结构重组阶段。快速浸渗过程中Cu-O熔体以渗流方式填充大孔隙,以毛细浸渗方式渗入小孔隙,其中孔隙临界尺寸为6γ1/3/πρ1/3,随后的闭孔结构或小孔隙-大孔隙结构,均以毛细润湿方式渗入,渗入速率受毛细润湿孔隙的尺寸决定。
郭瑞芬[8]（2018）在《冰模板—浸渗法制备Al基/Al2O3-ZrO2层状复合材料的结构与性能》文中进行了进一步梳理自然界材料的自组装技术为设计和制备先进结构材料提供了思路。在诸多生物材料中,贝壳较高强韧性及优异耐磨性吸引了众多学者的注意。其优异性能源于软硬相交替排列的纳米级“砖-泥”（brick-and-mortar）结构。基于这一结构的启发,采用冰模板结合浸渗技术制备仿贝壳结构材料引起了学术界的广泛关注。虽然这一技术为仿生层状复合材料的制备提供了新的指导,但文献对影响层状金属-陶瓷复合材料性能的许多关键因素并没有系统研究,如片层的结构,陶瓷片层的致密度以及金属和陶瓷之间的界面反应等。此外,目前对材料性能的研究也仅限于少量的常温力学性能,而很少涉及材料的高温以及摩擦磨损性能。所以仿贝壳结构层状Al基复合材料中涉及的片层结构,界面反应对复合材料性能影响规律及作用机制还需要进一步探索与揭示。在诸多陶瓷中,Al2O3-ZrO2复相陶瓷由于具有高强度,高韧性以及优异的耐磨性等优点被广泛应用。然而,目前采用冰模板结合浸渗技术制备层状Al基/Al2O3-ZrO2复合材料的研究很少,更没有人就二者的组分进行系统研究。显然,最佳的陶瓷组分是获得材料优异性能的关键。因此,本文选用冰模板法制备不同陶瓷含量以及不同Al2O3:ZrO2层状多孔Al2O3-ZrO2陶瓷坯体,优化出最佳坯体制备工艺参数。随后将Al-12Si-10Mg合金作为无压浸渗基体合金,ZL107合金和纯Al作为压力浸渗基体合金,采用两种浸渗技术将上述合金浸渗到该多孔骨架中制备了仿贝壳结构层状Al合金/Al2O3-ZrO2复合材料。通过调整陶瓷成分,含量,坯体结构以控制陶瓷和金属之间的界面反应获得了优异的室温和高温力学性能以及耐摩擦磨损性能,建立了材料成分-结构-性能-机制之间的关系。本文获得的主要研究结果如下:（1）明确了浆料粘度,坯体孔隙率,陶瓷片层厚度以及坯体压缩强度对陶瓷成分和固相含量的依赖性,优化出最佳陶瓷组分（Al2O3:ZrO2（28）3:7）和含量（30 vol.%）。随着氧化铝相对含量的升高,浆料粘度逐渐降低;而坯体孔隙率和陶瓷片层厚度呈现先增大后减小的趋势,在Al2O3:ZrO2（28）5:5时出现最大值。受t-ZrO2到m-ZrO2相变增强和坯体致密度综合作用的影响,同一温度烧结后坯体的压缩强度大致按Al2O3:ZrO2（28）3:7,1:9,9:1,5:5,7:3顺序降低。较高的陶瓷含量导致坯体层状结构不明显,内部产生裂纹从而影响性能,优化出最佳陶瓷固相含量为30 vol.%。高温烧结降低了坯体中t-ZrO2的相对含量,从而削弱了坯体的压缩性能,因而较佳的坯体烧结温度为1450 oC。（2）采用冰模板结合无压浸渗技术制备了仿贝壳结构Al-12Si-10Mg/Al2O3-ZrO2复合材料,并揭示了陶瓷组分和含量以及坯体烧结温度对界面反应和复合材料性能的影响规律。研究发现复合材料很好地遗传了坯体的层状结构,在浸渗过程中,Al-12Si-10Mg合金和Al2O3-ZrO2多孔陶瓷之间发生了多种化学反应,主要产物相为ZrSi2,（Al,Zr,Si）和Al2O3。随着氧化铝含量的增加,受坯体致密度以及坯体内氧化锆含量的综合作用,反应产物相呈现先升高后降低的趋势,而随着坯体烧结温度和陶瓷含量升高,界面反应程度降低。复合材料的压缩强度极大依赖于Al2O3:ZrO2,而受坯体烧结温度的影响较小。总体上,受片层结构、界面反应程度以及大量残余的Zr O2在受载时相变增强增韧的影响,复合材料的压缩性能随坯体中ZrO2含量的增加而升高,而弯曲强度呈现先降低后升高的趋势。弯曲强度在Al2O3:ZrO2（28）5:5时达到最小值。（3）利用冰模板结合压力浸渗技术制备了层状ZL107/Al2O3-ZrO2复合材料,通过调控后续热处理时间获得了优异的室温和高温压缩强度。在850 oC保温60 min时,复合材料在20,150和300 oC测试时最高压缩强度比基体合金分别提高了2,5和12倍。适当的界面反应产物相(Alm,Si1-m)3Zr和ZrSi2可以改善界面结合并作为内生增强相提高复合材料压缩性能,过多且粗大的反应产物则易割裂合金片层造成应力集中从而削弱了复合材料的性能。（4）揭示了陶瓷组分、砂纸粒度以及不同片层取向对层状结构ZL107/Al2O3-ZrO2复合材料干磨粒磨损性能的影响规律并提出了层状复合材料优异耐磨性机制:1)随着Al2O3含量和SiC磨料粒度的增加,复合材料的磨损率显着增加;2)沿着不同方向磨损时,层状复合材料的磨损率展现了明显的各向异性特征,沿着平行于片层方向磨损时耐磨性最好,沿着垂直于片层方向磨损时耐磨性最差;层状复合材料优异的磨损耐磨性可以归结为:在磨损前期,复合材料的“自锐化”效应抵抗了大面积的磨损,而在后期,摩擦膜的形成起到了降低磨损的作用。（5）利用冰模板结合压力浸渗技术制备了层状仿贝壳结构Al/Al2O3-ZrO2复合材料。通过改变陶瓷含量以及坯体的烧结温度调控陶瓷片层致密度以及界面反应程度,获得了高强韧性复合材料,并建立了陶瓷片层致密度-界面反应-力学性能-断裂机制之间关系:在反应体系中,陶瓷片层致密度直接影响了熔体在陶瓷片层内的浸渗以及浸渗后体系的界面反应。随着坯体烧结温度和固相含量的增加,陶瓷片层致密度增加,界面反应生成脆性Al3Zr相程度降低,因而材料的强度和韧性都得到了改善。反应产物Al3Zr的存在促进了初始裂纹的萌生,尤其当Al3Zr在界面连续排列时,它还可以诱导界面在主裂纹形成前发生开裂从而大大削弱了材料的断裂韧性。因而,在反应产物作为有害相条件下,应该尽可能控制界面反应。总之,本文通过两种浸渗技术,详细研究了复合材料的成分-组织结构-性能之间的关系,并揭示了复合材料的断裂和磨损机制。为发展轻质、高强韧、耐磨的层状Al基/Al2O3-ZrO2复合材料提供一定的实验数据与技术参考。
王武杰[9]（2018）在《粉末冶金法制备SiCp/6061Al电子封装材料及热-力学性能研究》文中研究说明高体积分数SiCp/6061Al复合材料具有低密度、高热导率、低热膨胀系数和高比强度等优异的物理和力学性能,在电子封装领域具有广阔的应用前景。本文采用粉末冶金法制备SiC体积分数为4065%SiCp/6061Al复合材料,研究复合材料制备工艺参数、SiC颗粒粒径、颗粒级配和体积分数对SiCp/6061Al复合材料的微观组织、热性能和力学性能的影响。采用高速压制+常压烧结制备F500-50 vol.%SiCp/6061Al复合材料。研究压制高度、烧结温度对复合材料密度的影响。当压制高度为60 cm、烧结温度700℃、保温2 h时,复合材料的相对密度为97.31%,热导率为179 W/（m·K）,50-400℃内平均热膨胀系数为13×10-6/K。XRD衍射结果显示,复合材料主要由Al、SiC和析出相Si组成。SiC颗粒分布均匀在基体中且SiC-Al界面无处脆性相Al4C3生成。进一步增加压制高度或者提高烧结温度会导致复合材料中SiC内部产生裂纹或者严重的界面反应。采用放电等离子烧结制备F500-50 vol.%SiCp/6061Al复合材料,研究烧结压力、烧结温度和保温时间对复合材料组织结构、热性能和力学性能的影响。研究结果表明:烧结温度、压力和保温时间等参数必须经过合理的搭配,使Al基体完全的填充满SiC的间隙,而基体不渗出模具。当烧结温度为520℃、压力为50 MPa、保温时间为8 min时,SiCp/6061Al复合材料组织完全致密,无孔隙等缺陷,SiC颗粒在基体中均匀分布且SiC-Al界面结合良好,相对密度、热导率、50-400℃内平均热膨胀系数和抗弯强度分别为99.83%、189 W/（m·K）、11.9×10-6/K、649 MPa。研究SiC颗粒粒径、颗粒级配以及体积分数对SiCp/6061Al复合材料组织结构、热性能和力学性能的影响。研究结果表明:随着粒径的减小,复合材料热导率逐渐降低,抗弯强度逐渐增加;其中F220-50 vol.%SiCp/6061Al复合材料的相对密度、热导率、50-400℃内平均热膨胀系数、抗弯强度分别为99.29%、233.6 W/（m·K）、10.3×10-6/K、350.8 MPa;在双粒径SiCp/6061Al复合材料中,当F220与F500-SiC体积比为3:1、体积分数为60%时,复合材料相对密度、热导率、50-400℃内平均热膨胀系数、抗弯强度分别为99.19%、9.77×10-6/K、227.5 W/（m·K）、364.7 MPa。采用烧结温度为580℃、烧结压力为80 MPa的烧结工艺,制备出双粒径65 vol.%SiCp/6061Al复合材料,其相对密度、热导率、50-400℃内平均热膨胀系数、抗弯强度分别为99.2%、229.8 W/（m·K）、8.71×10-6/K、351 MPa,表现出了良好的性能,可以满足封装材料的要求。
周星星[10]（2018）在《高硅铝电子封装材料半固态真空热挤压制备及性能研究》文中研究说明高硅铝合金作为一种新型的轻质电子封装材料,不仅具有质量轻、热传导性优良、热膨胀系数低,能很好地适应芯片的热管理要求,而且与铝碳化硅等其它同类材料相比,高硅铝合金具有更佳的可焊性和易加工形,具有广阔的应用前景。本文以纯硅粉和纯铝粉作为原料,通过半固态真空热挤压的工艺制备Al-Si复合材料,并对其金相组织、抗弯强度、布氏硬度、热导率和热膨胀系数等性能进行表征和分析。将20μm硅粉和10μm铝粉均匀混合,在优化温度600-800℃,挤压压力2.5-5MPa下,通过半固态真空热挤压的工艺制备出50-70%Si增强铝基复合材料。复合材料结构致密,两相分布均匀。随着Si含量的增加,Al液相含量减少,粉末流动性变差,挤压过程中变形抗力增大,导致挤压压力从2.5 MPa升至5 MPa。当Si含量从50%增至70%Si,复合材料抗弯强度从248降至179 MPa;室温热导率值从140降至120 W/（m·℃）;热膨胀系数在逐渐降低,从室温到100℃的平均热膨胀系数在11.32和7.55×10-6℃-1之间变化;Al-Si复合材料的断裂方式主要是脆性断裂为主,并伴随着Al基体韧性断裂。将5、10和20μm的硅粉分别与10μm的铝粉混合,在600℃和2.5-3 MPa半固态真空热挤压的工艺制备出Al-50%Si复合材料,Si颗粒随机均匀分布在Al基体中,且Si棱角发生明显变化。随着Si原料粉粒度的增大,Si相尺寸增大,导致抗弯强度下降,从294降至248 MPa;由于界面热阻的影响,室温热导率则随Si粉粒度增大有所升高,从137升至140 W/（m·℃）;三组复合材料室温到300℃的平均热膨胀系数分别为13.17、12.54和12.02×10-6/℃。将20μm硅粉和20μm铝粉均匀混合,在900℃和5-6 MPa条件下通过半固态热挤压的工艺制备出Al-80%Si复合材料。Si晶粒发生明显的聚合,并相互连接,形成较完整的三维网络结构;其抗弯强度和布氏硬度分别为130 MPa和265 HB,从室温度到400℃的平均热膨胀系数6.7×10-6℃-1,热扩散系数和热导率分别达到69.59 mm2/s和124 W/（m·℃）。
二、无压浸渗法制备Al/70vol%Sip复合材料（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、无压浸渗法制备Al/70vol%Sip复合材料（论文提纲范文）
（1）IGBT基板用高导热低膨胀SiC/Al复合材料制备研究（论文提纲范文）
| 摘要 |
| Abstract |
| 1 绪论 |
| 1.1 研究背景 |
| 1.2 IGBT模块发展概述 |
| 1.2.1 IGBT模块及封装 |
| 1.2.2 IGBT基板及发展现状 |
| 1.3 SiC/Al基板的制备方法概述 |
| 1.3.1 固态法 |
| 1.3.2 喷射沉积法 |
| 1.3.3 搅拌铸造法 |
| 1.3.4 液态法 |
| 1.3.5 其他相关制备方法 |
| 1.4 SiC预制体的制备工艺及研究 |
| 1.4.1 模压成形及其工艺参数研究 |
| 1.4.2 3D打印技术及其工艺参数研究 |
| 1.4.3 SiC预制体的其它成型方法及研究 |
| 1.5 液相浸渗工艺及研究 |
| 1.5.1 挤压铸造工艺及研究现状 |
| 1.5.2 无压浸渗工艺及研究现状 |
| 1.5.3 真空压力浸渗工艺及研究现状 |
| 1.6 研究意义和目的 |
| 1.7 研究内容和技术路线 |
| 1.7.1 研究内容 |
| 1.7.2 实验技术路线 |
| 2 实验材料及方法 |
| 2.1 实验原料 |
| 2.1.1 SiC增强体 |
| 2.1.2 Al合金基体 |
| 2.1.3 粘结剂 |
| 2.1.4 造孔剂 |
| 2.2 主要实验设备 |
| 2.2.1 预制体成型设备 |
| 2.2.2 真空压力浸渗设备 |
| 2.3 材料分析测试方法 |
| 2.3.1 SiC颗粒粒度测试 |
| 2.3.2 材料成分分析及组织形貌观察 |
| 2.3.3 材料物理性能测试 |
| 2.3.4 材料力学性能测试 |
| 3 SiC预制体模压成型工艺研究 |
| 3.1 制备SiC预制体的模压成型工艺 |
| 3.1.1 模压成型制备SiC预制体素坯 |
| 3.1.2 预制体素坯烧结 |
| 3.2 两种粒径SiC不同配比对预制体的影响 |
| 3.2.1 预制体中SiC体积分数 |
| 3.2.2 预制体孔隙特征 |
| 3.3 造孔剂含量对预制体的影响 |
| 3.3.1 SiC预制体孔隙率 |
| 3.3.2 SiC预制体孔隙特征 |
| 3.4 粘结剂对预制体的影响 |
| 3.4.1 SiC预制体成形性与孔隙率 |
| 3.4.2 SiC预制体孔隙特征 |
| 3.5 本章小结 |
| 4 SiC预制体3DP工艺研究 |
| 4.1 3DP技术打印SiC预制体 |
| 4.1.1 SiC预制体的3DP打印 |
| 4.1.2 预制体素坯烧结 |
| 4.2 粘结剂对SiC预制体成形性的影响 |
| 4.3 打印层厚对SiC预制体成形性及强度的影响 |
| 4.4 本章小结 |
| 5 Al液真空压力浸渗工艺研究 |
| 5.1 Al液真空压力浸渗工艺 |
| 5.2 Si元素对Al液浸渗行为的影响 |
| 5.3 Mg元素对Al液浸渗行为的影响 |
| 5.4 浸渗压力对Al液浸渗行为的影响 |
| 5.5 3DP工艺制备的预制体的浸渗 |
| 5.6 本章小结 |
| 6 SiC/Al复合材料性能变化规律及分析 |
| 6.1 SiC/Al复合材料导热系数变化规律及分析 |
| 6.1.1 SiC体积分数对SiC/Al复合材料导热系数的影响 |
| 6.1.2 浸渗压力对SiC/Al复合材料导热系数的影响 |
| 6.1.3 复合材料孔隙率与导热系数 |
| 6.2 SiC/Al复合材料热膨胀系数变化规律及分析 |
| 6.2.1 SiC体积分数对SiC/Al复合材料热膨胀系数的影响 |
| 6.2.2 浸渗压力对SiC/Al复合材料热膨胀系数的影响 |
| 6.3 SiC/Al复合材料抗弯强度变化规律及分析 |
| 6.3.1 SiC体积分数对SiC/Al复合材料抗弯强度的影响 |
| 6.3.2 浸渗压力对SiC/Al复合材料抗弯强度的影响 |
| 6.4 本章小结 |
| 结论 |
| 参考文献 |
| 攻读硕士学位期间取得的学术成果 |
| 致谢 |
（2）无压反应浸渗法制备多孔TiAl基复合材料的组织与压缩性能研究（论文提纲范文）
| 摘要 |
| Abstract |
| 第1章 绪论 |
| 1.1 课题背景及研究意义 |
| 1.1.1 课题背景 |
| 1.1.2 课题研究意义 |
| 1.2 国内外研究现状及分析 |
| 1.2.1 Ti-Al金属间化合物 |
| 1.2.2 金属多孔材料制备方法 |
| 1.3 Ti-Al多孔材料的研究现状 |
| 1.3.1 元素粉末法 |
| 1.3.2 添加造孔剂或发泡剂法 |
| 1.3.3 燃烧合成法 |
| 1.3.4 其他方法制备Ti-Al多孔材料 |
| 1.3.5 Ti-Al多孔材料的压缩性能 |
| 1.3.6 Ti-Al多孔材料的耐蚀性 |
| 1.3.7 Ti-Al多孔材料的抗氧化性能 |
| 1.4 课题主要研究内容 |
| 第2章 试验材料和试验方法 |
| 2.1 试验材料 |
| 2.1.1 纯Ti粉的表征 |
| 2.1.2 铝硅合金的熔炼 |
| 2.1.3 TiH_2发泡剂 |
| 2.2 试验方案 |
| 2.3 多孔TiAl基复合材料的制备 |
| 2.3.1 材料配比计算 |
| 2.3.2 多孔TiAl基复合材料制备 |
| 2.3.3 多孔TiAl基复合材料成分均匀化及片层化处理 |
| 2.4 多孔TiAl基复合材料的微观组织表征方法 |
| 2.4.1 组织形貌观察 |
| 2.4.2 物相分析 |
| 2.5 孔结构表征 |
| 2.6 压缩性能测试 |
| 第3章 多孔TiAl基复合材料无压浸渗工艺的研究 |
| 3.1 引言 |
| 3.2 温度对多孔TiAl基复合材料孔结构的影响 |
| 3.2.1 不同温度浸渗制备多孔TiAl基复合材料 |
| 3.2.2 不同温度对多孔TiAl基复合材料物相组成和组织形貌的影响 |
| 3.2.3 不同温度对多孔TiAl基复合材料孔隙率的影响 |
| 3.2.4 浸渗过程反应机理分析 |
| 3.3 保温时间对多孔TiAl基复合材料孔结构的影响 |
| 3.3.1 保温时间对Ti-Al多孔材料物相组成的影响 |
| 3.3.2 保温时间对多孔TiAl基复合材料孔形貌的影响 |
| 3.4 本章小结 |
| 第4章 无压反应浸渗法制备多孔TiAl基复合材料组织研究 |
| 4.1 引言 |
| 4.2 多孔TiAl基复合材料成分均匀及片层化处理 |
| 4.3 钛粉形状对多孔TiAl基复合材料孔结构的影响 |
| 4.3.1 钛粉形状对多孔TiAl基复合材料物相组成的影响 |
| 4.3.2 钛粉形状对多孔TiAl基复合材料组织形貌的影响 |
| 4.4 TiH_2 发泡剂对多孔TiAl基复合材料孔结构的影响 |
| 4.4.1 添加TiH_2 发泡剂制备多孔TiAl基复合材料 |
| 4.4.2 TiH_2 发泡剂对多孔TiAl基复合材料物相组成的影响 |
| 4.4.3 TiH_2 发泡剂对多孔TiAl基复合材料孔结构形貌的影响 |
| 4.4.4 TiH_2 发泡剂对多孔TiAl基复合材料孔隙率的影响 |
| 4.5 本章小结 |
| 第5章 多孔TiAl基复合材料压缩性能和造孔机制研究 |
| 5.1 引言 |
| 5.2 多孔Ti_5Si_3/TiAl复合材料准静态压缩性能 |
| 5.2.1 Ti_5Si_3增强相含量对多孔材料孔隙率和压缩性能的影响 |
| 5.2.2 不同形状钛粉对多孔材料压缩性能的影响 |
| 5.3 无压反应浸渗法制备多孔TiAl基复合材料造孔机制研究 |
| 5.3.1 无压反应浸渗法制备多孔TiAl基复合材料的物相演变过程 |
| 5.3.2 无压反应浸渗制备多孔TiAl基复合材料的孔隙演变过程 |
| 5.4 本章小结 |
| 结论 |
| 参考文献 |
| 致谢 |
（3）高体积分数SiC增强Cu基复合材料的制备与性能研究（论文提纲范文）
| 摘要 |
| abstract |
| 第一章 绪论 |
| 1.1 研究背景及意义 |
| 1.2 封装材料 |
| 1.2.1 树脂基封装材料 |
| 1.2.2 陶瓷基封装材料 |
| 1.2.3 金属基封装材料 |
| 1.3 金属基复合材料制备工艺 |
| 1.4 陶瓷表面金属化 |
| 1.5 SiC/Cu复合材料 |
| 1.6 本课题研究的目的与内容 |
| 1.6.1 研究目的 |
| 1.6.2 研究内容 |
| 第二章 实验方法 |
| 2.1 实验技术路线 |
| 2.2 实验原料与仪器 |
| 2.2.1 实验原料 |
| 2.2.2 实验仪器 |
| 2.3 多孔SiC陶瓷的制备 |
| 2.3.1 干压成型 |
| 2.3.2 有氧烧结SiC陶瓷 |
| 2.4 SiC陶瓷表面制备W涂层 |
| 2.4.1 偏钨酸铵溶胶的制备 |
| 2.4.2 W涂层的制备 |
| 2.5 SiC/Cu复合材料的制备 |
| 2.6 材料的性能检测与表征 |
| 2.6.1 弯曲强度 |
| 2.6.2 SiC陶瓷开气孔率测试 |
| 2.6.3 复合材料电性能测试 |
| 2.6.4 复合材料热导率测试 |
| 2.6.5 复合材料热膨胀系数测试 |
| 2.6.6 物相分析 |
| 2.6.7 微观形貌 |
| 第三章 SiC陶瓷的制备与表面金属化 |
| 3.1 SiC陶瓷的制备 |
| 3.2 SiC陶瓷表面制备金属W涂层 |
| 3.2.1 煅烧温度对金属W涂层的影响 |
| 3.2.2 吸胶次数与还原次数对金属W涂层的影响 |
| 3.2.3 溶胶固含量对金属W涂层的影响 |
| 3.2.4 SiC颗粒尺寸对金属W涂层的影响 |
| 3.2.5 热处理对金属W涂层的影响 |
| 3.3 本章小结 |
| 第四章 高体积分数SiC增强Cu基复合材料的制备与性能研究 |
| 4.1 SiC复合材料的物相组成与微观组织 |
| 4.1.1 复合材料的物相组成 |
| 4.1.2 复合材料的微观组织 |
| 4.2 SiC/Cu复合材料的性能研究 |
| 4.2.1 SiC/Cu复合材料的抗弯强度 |
| 4.2.2 SiC/Cu复合材料的电性能 |
| 4.2.3 SiC/Cu复合材料的热膨胀系数 |
| 4.2.4 SiC/Cu复合材料的热导率 |
| 4.3 本章小结 |
| 结论 |
| 参考文献 |
| 攻读硕士期间取得的研究成果 |
| 致谢 |
（4）Cu-B/diamond复合材料的制备、结构与性能（论文提纲范文）
| 致谢 |
| 摘要 |
| Abstract |
| 1 引言 |
| 2 绪论 |
| 2.1 电子封装材料 |
| 2.1.1 电子封装材料简述 |
| 2.1.2 电子封装散热材料发展 |
| 2.2 金刚石颗粒增强金属基复合材料 |
| 2.2.1 金刚石简介 |
| 2.2.2 金刚石颗粒增强金属基复合材料的制备方法 |
| 2.2.3 金刚石颗粒增强金属基复合材料的界面作用 |
| 2.2.4 金刚石颗粒增强金属基复合材料的研究现状 |
| 2.3 硼改性金刚石颗粒增强铜基复合材料的研究现状 |
| 2.3.1 碳化硼镀覆金刚石颗粒增强铜基复合材料 |
| 2.3.2 金刚石颗粒增强铜硼基复合材料 |
| 2.4 金刚石颗粒增强金属基复合材料的有限元分析 |
| 2.5 选题背景与研究意义 |
| 3 研究内容及实验方法 |
| 3.1 研究内容 |
| 3.2 实验方法 |
| 3.2.1 实验材料 |
| 3.2.2 复合材料的制备方法 |
| 3.2.3 组织形貌观察和物相分析 |
| 3.2.4 性能测试 |
| 3.3 有限元分析 |
| 4 Cu-B/diamond复合材料的界面结构和导热性能 |
| 4.1 Cu-B/diamond复合材料的界面结构 |
| 4.1.1 硼的添加对铜基体显微组织的影响 |
| 4.1.2 Cu-B/diamond复合材料的微观组织 |
| 4.1.3 Cu-B/diamond复合材料的界面结构 |
| 4.1.4 Cu-B/diamond复合材料的界面形成机制 |
| 4.2 Cu-B/diamond复合材料的热导率 |
| 4.2.1 硼的添加对铜基体热导率的影响 |
| 4.2.2 Cu-B/diamond复合材料的热导率和影响机制 |
| 4.2.3 复合材料热导率的解析模型预测 |
| 4.2.4 复合材料传热行为的有限元模拟 |
| 4.3 Cu-B/diamond复合材料的界面结构优化 |
| 4.4 Cu-B/diamond复合材料的高温热导率 |
| 4.5 热循环对Cu-B/diamond复合材料热导率的影响 |
| 4.6 本章小结 |
| 5 Cu-B/diamond复合材料的热膨胀性能 |
| 5.1 Cu-B/diamond复合材料的热膨胀系数 |
| 5.2 Cu-B/diamond复合材料热膨胀系数的理论预测和文献对比 |
| 5.2.1 热膨胀系数的理论预测 |
| 5.2.2 文献对比 |
| 5.3 热循环对Cu-B/diamond复合材料热膨胀系数的影响 |
| 5.4 热循环塑性应变的理论计算 |
| 5.5 本章小结 |
| 6 Cu-B/diamond复合材料的力学性能 |
| 6.1 Cu-B/diamond复合材料的拉伸性能 |
| 6.2 Cu-B/diamond复合材料的压缩性能 |
| 6.3 Cu-B/diamond复合材料的弯曲性能 |
| 6.4 复合材料界面结合能的理论计算 |
| 6.5 复合材料拉伸应力-应变曲线的理论预测 |
| 6.6 本章小结 |
| 7 结论及创新点 |
| 7.1 结论 |
| 7.2 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 |
（5）(SiCp/Al)/Al复合材料柔性强化机理研究（论文提纲范文）
| 摘要 |
| Abstract |
| 第1章 绪论 |
| 1.1 研究意义 |
| 1.2 SiCp/Al复合材料的国内外研究现状与分析 |
| 1.3 SiCp/Al复合材料的制备方法 |
| 1.4 铝基复合材料的回收利用现状 |
| 1.5 铝基复合材料的高温压缩变形行为及其热加工图研究 |
| 1.5.1 铝基复合材料的高温压缩变形规律 |
| 1.5.2 铝基复合材料的流变应力方程 |
| 1.5.3 铝基复合材料的热加工图 |
| 1.6 复合材料的协同效应 |
| 1.7 复合材料微/介观结构设计的研究现状 |
| 1.7.1 国内研究现状 |
| 1.7.2 国外研究现状 |
| 1.7.3 材料结构设计小结 |
| 1.8 本文主要研究内容 |
| 第2章 试验材料与研究方法 |
| 2.1 试验原料及复合材料的制备及热处理 |
| 2.1.1 实验原料 |
| 2.1.2 复合材料的制备方法 |
| 2.1.3 复合材料的热处理 |
| 2.2 复合材料的显微表征及力学性能测试 |
| 2.2.1 复合材料的显微表征 |
| 2.2.2 复合材料的力学性能测试方法 |
| 2.3 复合材料的热挤压 |
| 2.4 复合材料的有限元模型构建及模拟方法 |
| 2.4.1 有限元模型的建立 |
| 2.4.2 材料参数 |
| 第3章 增强体分布及基体合金对复合材料热变形行为的影响 |
| 3.1 前言 |
| 3.2 (SiCp/Al)/Al复合材料的高温压缩变形行为 |
| 3.3 (SiCp/Al)/Al复合材料的高温压缩流变行为 |
| 3.3.1 (SiCp/Al)/Al复合材料的流变应力方程 |
| 3.3.2 (SiCp/Al)/Al复合材料的热加工图 |
| 3.4 (SiCp/Al)/Al复合材料的高温压缩显微组织分析 |
| 3.5 本章小结 |
| 第4章 团簇尺寸对(SiCp/Al)/Al复合材料组织和性能的影响 |
| 4.1 前言 |
| 4.2 团簇尺寸对(SiCp/Al)/Al复合材料微观组织形貌的影响 |
| 4.3 团簇尺寸对(SiCp/Al)/Al复合材料力学性能的影响 |
| 4.4 不同团簇尺寸的(SiCp/Al)/Al复合材料的断裂形式 |
| 4.5 本章小结 |
| 第5章 基体合金对(SiCp/Al)/Al复合材料组织和性能的影响 |
| 5.1 前言 |
| 5.2 不同基体的(SiCp/Al)/Al复合材料的微观形貌 |
| 5.3 不同基体强度的(SiCp/Al)/Al复合材料的力学性能 |
| 5.4 不同基体强度的(SiCp/Al)/Al复合材料的有限元模拟 |
| 5.5 团簇与基体屈服强度比对复合材料力学性能的影响 |
| 5.6 本章小结 |
| 第6章 热挤压对(SiCp/Al)/Al复合材料组织和性能的影响 |
| 6.1 前言 |
| 6.2 挤压态(SiCp/Al)/Al复合材料的显微组织 |
| 6.3 挤压态(SiCp/Al)/Al复合材料的力学性能及强化规律 |
| 6.4 复合材料的协调变形强化规律 |
| 6.5 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 |
（6）碳化硅颗粒形貌及热处理对SiCp/2024Al复合材料的性能影响规律（论文提纲范文）
| 摘要 |
| Abstract |
| 第1章 绪论 |
| 1.1 引言 |
| 1.2 电子封装材料的研究现状 |
| 1.2.1 电子封装材料概述 |
| 1.2.2 电子封装材料的分类 |
| 1.2.3 电子封装材料的发展趋势 |
| 1.3 高体积分数SiCp/Al复合材料的研究现状 |
| 1.3.1 高体积分数SiCp/Al复合材料的研究方向 |
| 1.3.2 SiC颗粒表面处理 |
| 1.3.3 SiCp/Al复合材料的热处理 |
| 1.4 高体积分数SiCp/Al复合材料的制备工艺 |
| 1.4.1 粉末冶金法 |
| 1.4.2 挤压铸造法 |
| 1.4.3 真空压力浸渗法 |
| 1.4.4 无压浸渗法 |
| 1.4.5 直热法粉末触变成形法 |
| 1.5 选题意义 |
| 1.6 主要研究内容与目标 |
| 第2章 实验过程与方法 |
| 2.1 实验材料准备 |
| 2.1.1 基体材料 |
| 2.1.2 增强相 |
| 2.2 实验设备 |
| 2.3 复合材料制备工艺 |
| 2.3.1 复合材料制备工艺流程 |
| 2.3.2 复合材料制备装置 |
| 2.3.3 复合材料制备过程 |
| 2.4 实验方法 |
| 2.4.1 粒度形貌分析 |
| 2.4.2 热分析测试 |
| 2.4.3 微观组织形貌观察 |
| 2.4.4 物相分析 |
| 2.4.5 密度 |
| 2.4.6 抗折强度 |
| 2.4.7 硬度 |
| 2.4.8 热膨胀系数(CTE) |
| 2.4.9 热导率(TC) |
| 第3章 碳化硅颗粒表面处理 |
| 3.1 引言 |
| 3.2 碳化硅颗粒高温氧化 |
| 3.3 碳化硅颗粒整形工艺 |
| 3.3.1 整形时间的影响 |
| 3.3.2 球磨介质(Si_3N_4)球径比的影响 |
| 3.3.3 球料比的影响 |
| 3.4 本章小结 |
| 第4章 SiCp/2024Al复合材料微观组织及力学性能 |
| 4.1 引言 |
| 4.2 SiCp/2024Al复合材料微观组织 |
| 4.3 SiCp/2024Al复合材料的相对密度 |
| 4.3.1 碳化硅颗粒形貌对SiCp/2024Al复合材料相对密度的影响 |
| 4.3.2 热处理对SiCp/2024Al复合材料相对密度的影响 |
| 4.4 SiCp/2024Al复合材料的力学性能 |
| 4.4.1 碳化硅颗粒形貌对SiCp/2024Al复合材料力学性能的影响 |
| 4.4.2 热处理对SiCp/2024Al复合材料力学性能的影响 |
| 4.5 本章小结 |
| 第5章 SiCp/2024Al复合材料热物理性能 |
| 5.1 引言 |
| 5.2 SiCp/2024Al复合材料的热膨胀性能 |
| 5.2.1 碳化硅颗粒形貌对SiCp/2024Al复合材料热膨胀性能的影响 |
| 5.2.2 热处理对SiCp/2024Al复合材料热膨胀性能的影响 |
| 5.3 SiCp/2024Al复合材料热导率的影响 |
| 5.3.1 碳化硅颗粒形貌对SiCp/2024Al复合材料热导率的影响 |
| 5.3.2 热处理对SiCp/2024Al复合材料热导率的影响 |
| 5.4 本章小结 |
| 第6章 SiCp/2024Al复合材料性能均匀性及稳定性评价 |
| 6.1 引言 |
| 6.2 SiCp/2024Al复合材料性能均匀性评价 |
| 6.3 SiCp/2024Al复合材料性能稳定性评价 |
| 6.4 本章小结 |
| 结论与展望 |
| 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 |
（7）苎麻织物遗态陶瓷及其Cu基复合材料的制备与研究（论文提纲范文）
| 摘要 |
| Abstract |
| 论文的主要创新与贡献 |
| 第1章 绪论 |
| 1.1 研究背景及意义 |
| 1.2 构型陶瓷/金属基复合材料研究现状 |
| 1.2.1 构型陶瓷/金属基复合材料分类 |
| 1.2.2 金属浸渗构型预制体陶瓷的制备方法 |
| 1.3 遗态陶瓷/金属基复合材料研究现状 |
| 1.3.1 木陶瓷/金属基复合材料 |
| 1.3.2 遗态陶瓷的研究现状 |
| 1.4 陶瓷/Cu双连续相复合材料研究现状 |
| 1.4.1 网络陶瓷/Cu双连续相复合材料 |
| 1.4.2 陶瓷预制体无压浸渗金属Cu的工艺研究 |
| 1.5 研究内容及技术路线 |
| 1.5.1 研究内容 |
| 1.5.2 技术路线 |
| 第2章 实验原料与研究方法 |
| 2.1 实验原料和设备 |
| 2.1.1 原料及试剂 |
| 2.1.2 实验仪器和设备 |
| 2.2 制备工艺 |
| 2.2.1 苎麻织物遗态SiC陶瓷 |
| 2.2.2 苎麻织物遗态Al_2O_3陶瓷 |
| 2.2.3 苎麻织物遗态陶瓷/金属基复合材料 |
| 2.3 测试方法与表征 |
| 2.3.1 苎麻织物遗态SiC和Al_2O_3陶瓷 |
| 2.3.2 苎麻织物遗态Al_2O_3/Cu复合材料 |
| 第3章 苎麻织物遗态SiC陶瓷的显微结构及性能 |
| 3.1 引言 |
| 3.2 复合前驱体热解过程 |
| 3.2.1 苎麻纤维 |
| 3.2.2 复合前驱体 |
| 3.3 复合前驱体热解性能 |
| 3.3.1 碳硅质量比的影响 |
| 3.3.2 温度的影响 |
| 3.3.3 烧结气氛及时间的影响 |
| 3.4 物相分析 |
| 3.5 显微结构 |
| 3.5.1 苎麻及前驱体低温碳化微观形貌 |
| 3.5.2 烧结工艺对微观形貌影响 |
| 3.5.3 真空下纳米材料的显微结构 |
| 3.6 苎麻织物遗态SiC陶瓷形成机理 |
| 3.7 苎麻织物遗态SiC陶瓷性能 |
| 3.7.1 比表面积 |
| 3.7.2 电阻率 |
| 3.7.3 弯曲强度 |
| 3.8 本章小结 |
| 第4章 苎麻织物遗态Al_2O_3陶瓷的显微结构及性能 |
| 4.1 引言 |
| 4.2 复合前驱体热解过程及热解性能分析 |
| 4.2.1 复合前驱体的热解过程 |
| 4.2.2 复合前驱体的热解性能 |
| 4.3 物相分析 |
| 4.4 显微结构 |
| 4.5 遗态转变机理 |
| 4.6 苎麻织物遗态Al_2O_3陶瓷性能 |
| 4.6.1 比表面积及孔结构 |
| 4.6.2 热导率 |
| 4.6.3 弯曲强度 |
| 4.6.4 介电常数 |
| 4.7 本章小结 |
| 第5章 苎麻织物遗态Al_2O_3/Cu复合材料制备工艺及性能 |
| 5.1 引言 |
| 5.2 浸渗工艺对比分析 |
| 5.2.1 物相分析 |
| 5.2.2 显微结构分析 |
| 5.3 苎麻织物遗态Al_2O_3/Cu复合材料的显微组织 |
| 5.3.1 浸渗温度影响 |
| 5.3.2 浸渗时间影响 |
| 5.3.3 金属体积分数影响 |
| 5.3.4 冷却速度影响 |
| 5.4 苎麻织物遗态Al_2O_3/Cu复合材料性能 |
| 5.4.1 密度及孔隙率 |
| 5.4.2 硬度 |
| 5.4.3 电阻率 |
| 5.4.4 弯曲强度 |
| 5.5 本章小结 |
| 第6章 金属Cu快速自发浸渗遗态Al_2O_3陶瓷机理 |
| 6.1 引言 |
| 6.2 Cu-O/Al_2O_3的浸渗热力学 |
| 6.2.1 反应的热力学计算 |
| 6.2.2 反应的热力学讨论 |
| 6.3 Cu-O/Al_2O_3的浸渗动力学 |
| 6.4 金属Cu-O快速自发浸渗 |
| 6.4.1 润湿性改善机理 |
| 6.4.2 浸渗过程 |
| 6.4.3 金属Cu-O快速自发浸渗模型 |
| 6.5 本章小结 |
| 结论及展望 |
| 结论 |
| 展望 |
| 参考文献 |
| 附表 |
| 攻读博士学位期间发表的学术论文 |
| 致谢 |
（8）冰模板—浸渗法制备Al基/Al2O3-ZrO2层状复合材料的结构与性能（论文提纲范文）
| 摘要 |
| Abstract |
| 第1章 绪论 |
| 1.1 选题意义 |
| 1.2 国内外研究现状 |
| 1.2.1 贝壳及仿贝壳材料研究现状 |
| 1.2.1.1 贝壳的结构和性能 |
| 1.2.1.2 仿贝壳材料的研究现状 |
| 1.2.2 冰模板制备层状多孔材料的研究 |
| 1.2.2.1 冰模板制备层状多孔坯体原理 |
| 1.2.2.2 冰模板制备多孔材料的影响因素 |
| 1.2.2.3 层状多孔Al_2O_3-ZrO_2坯体的国内外研究现状 |
| 1.2.3 层状金属-陶瓷复合材料的制备技术 |
| 1.2.3.1 无压浸渗技术 |
| 1.2.3.2 压力浸渗技术 |
| 1.2.4 冰模板制备层状复合材料的国内外研究现状 |
| 1.2.5 层状复合材料力学性能以及强韧化机制 |
| 1.2.6 层状复合材料摩擦磨损机制 |
| 1.3 本课题的研究内容 |
| 第2章 实验方法 |
| 2.1 实验材料 |
| 2.1.1 坯体制备用原材料 |
| 2.1.2 合金材料 |
| 2.2 工艺流程 |
| 2.3 实验过程 |
| 2.3.1 层状Al_2O_3-ZrO_2坯体制备 |
| 2.3.2 润湿性测试 |
| 2.3.3 金属熔体向多孔陶瓷坯体内浸渗 |
| 2.3.3.1 无压浸渗技术 |
| 2.3.3.2 压力浸渗技术 |
| 2.3.4 复合材料热处理 |
| 2.4 材料性能表征 |
| 2.4.1 浆料流变性测试 |
| 2.4.2 陶瓷坯体孔隙率和致密度的测试 |
| 2.4.3 复合材料的密度以及孔隙率测试 |
| 2.4.4 坯体结构分析 |
| 2.4.5 复合材料结构分析 |
| 2.4.6 物相分析 |
| 2.4.7 弹性模量测试 |
| 2.4.8 压缩强度测试 |
| 2.4.9 弯曲强度测试 |
| 2.4.10 断裂韧性测试 |
| 2.4.11 复合材料的磨损性能测试 |
| 2.4.12 复合材料的磨损形貌分析 |
| 2.4.13 复合材料的纳米压痕硬度测试 |
| 第3章 层状Al_2O_3-ZrO_2坯体的制备 |
| 3.1 引言 |
| 3.2 浆料流变性 |
| 3.2.1 陶瓷成分对浆料流变性的影响 |
| 3.2.2 固相含量对浆料流变性的影响 |
| 3.3 坯体结构 |
| 3.3.1 陶瓷成分对坯体结构影响 |
| 3.3.2 陶瓷烧结温度对坯体结构影响 |
| 3.3.3 陶瓷初始固相含量对坯体结构的影响 |
| 3.4 坯体性能 |
| 3.4.1 陶瓷成分和烧结温度对坯体性能的影响 |
| 3.4.2 陶瓷初始固相含量对坯体性能的影响 |
| 3.5 层状多孔陶瓷的压缩断裂机制 |
| 3.6 本章小结 |
| 第4章 无压浸渗法制备层状Al-12Si-10Mg/Al_2O_3-ZrO_2复合材料 |
| 4.1 引言 |
| 4.2 复合材料结构 |
| 4.2.1 陶瓷成分对复合材料结构的影响 |
| 4.2.2 陶瓷固相含量对复合材料结构的影响 |
| 4.2.3 坯体烧结温度对复合材料结构的影响 |
| 4.3 复合材料性能 |
| 4.3.1 陶瓷成分对复合材料性能的影响 |
| 4.3.2 陶瓷固相含量对复合材料性能的影响 |
| 4.3.3 坯体烧结温度对复合材料性能的影响 |
| 4.4 复合材料断裂机制 |
| 4.4.1 复合材料的压缩断裂机制 |
| 4.4.2 复合材料的弯曲断裂机制 |
| 4.5 本章小结 |
| 第5章 压力浸渗法制备层状ZL107/Al_2O_3-ZrO_2复合材料 |
| 5.1 引言 |
| 5.2 润湿性测试 |
| 5.3 复合材料结构和力学性能 |
| 5.3.1 浸渗压力对复合材料结构和性能的影响 |
| 5.3.2 热处理对复合材料结构和性能的影响 |
| 5.3.2.1 热处理时间对复合材料结构的影响 |
| 5.3.2.2 热处理时间对复合材料性能的影响 |
| 5.3.3 陶瓷成分对复合材料结构和性能的影响 |
| 5.3.3.1 陶瓷成分对复合材料结构的影响 |
| 5.3.3.2 陶瓷成分对复合材料性能的影响 |
| 5.3.4 复合材料各向异性压缩断裂机制分析 |
| 5.4 复合材料干磨粒磨损性能 |
| 5.4.1 复合材料磨损率 |
| 5.4.2 复合材料磨损面形貌 |
| 5.4.2.1 磨损方向对磨损面形貌的影响 |
| 5.4.2.2 陶瓷成分对磨损面形貌的影响 |
| 5.4.2.3 砂纸粒度对磨损面形貌的影响 |
| 5.4.3 层状复合材料磨损机制 |
| 5.5 本章小结 |
| 第6章 压力浸渗法制备层状Al/Al_2O_3-ZrO_2复合材料 |
| 6.1 引言 |
| 6.2 复合材料的结构 |
| 6.2.1 不同陶瓷含量复合材料的结构 |
| 6.2.2 不同陶瓷层致密度复合材料的结构 |
| 6.2.3 陶瓷片层致密度对熔体浸渗和复合材料结构的影响 |
| 6.3 复合材料的性能 |
| 6.3.1 不同陶瓷含量复合材料的性能 |
| 6.3.2 不同陶瓷层致密度复合材料的性能 |
| 6.4 断口形貌 |
| 6.5 复合材料的结构和性能之间的关系 |
| 6.6 断裂机制分析 |
| 6.7 本章小结 |
| 第7章 结论 |
| 参考文献 |
| 作者简介及在攻读博士期间所取得的科研成果 |
| 致谢 |
（9）粉末冶金法制备SiCp/6061Al电子封装材料及热-力学性能研究（论文提纲范文）
| 致谢 |
| 摘要 |
| abstract |
| 第一章 绪论 |
| 1.1 引言 |
| 1.2 电子封装材料的概述 |
| 1.3 电子封装材料的分类 |
| 1.3.1 塑料基复合材料 |
| 1.3.2 碳/碳复合材料 |
| 1.3.3 陶瓷基封装材料 |
| 1.3.4 金属基封装材料 |
| 1.4 SiC颗粒增强Al基复合材料 |
| 1.4.1 SiC颗粒增强Al基复合材料制备方法 |
| 1.4.2 SiC颗粒增强Al基复合材料性能影响因素 |
| 1.5 SiCp/Al复合材料国内外研究现状与应用 |
| 1.6 本文研究目的及主要研究内容 |
| 1.6.1 课题来源 |
| 1.6.2 研究目的 |
| 1.6.3 主要研究内容 |
| 第二章 实验条件及方法 |
| 2.1 引言 |
| 2.2 实验仪器与设备 |
| 2.3 实验材料 |
| 2.3.1 复合材料基体的选择 |
| 2.3.2 复合材料增强体的选择 |
| 2.4 SiCp/Al复合材料制备工艺设计 |
| 2.4.1 原始粉末预处理 |
| 2.4.2 混料 |
| 2.4.3 SiCp/Al复合材料的制备方法 |
| 2.5 组织及性能测试方法 |
| 2.5.1 致密度 |
| 2.5.2 金相组织 |
| 2.5.3 热导率 |
| 2.5.4 热膨胀系数 |
| 2.5.5 室温三点抗弯强度 |
| 2.5.6 物相组成 |
| 2.5.7 扫描电子显微镜 |
| 第三章 高速压制+常压烧结制备50vol.%SiCp/Al复合材料及显微结构 |
| 3.1 引言 |
| 3.2 50vol.%SiCp/Al复合材料制备 |
| 3.2.1 高速压制50vol.%(SiCp+Al)混合粉末 |
| 3.2.2 50vol.% (SiCp+Al)压坯的常压烧结 |
| 3.3 性能分析 |
| 3.3.1 高速压制高度与冲击能量之间的关系 |
| 3.3.2 高速压制50vol.%SiCp/Al压坯的致密度与断口形貌分析 |
| 3.3.3 常压烧结50vol.%SiCp/Al压坯的致密度与断口形貌分析 |
| 3.3.4 常压烧结50vol.%SiCp/Al压坯的微观组织与物相分析 |
| 3.3.5 常压烧结50vol.%SiCp/Al复合材料的热性能分析 |
| 3.4 本章小结 |
| 第四章 放电等离子烧结制备50vol.%SiCp/Al复合材料显微结构与性能 |
| 4.1 引言 |
| 4.2 放电等离子烧结温度和SiC体积分数初步探索 |
| 4.3 放电等离子烧结工艺参数对F500-50vol%SiCp/Al复合材料性能的影响 |
| 4.3.1 烧结压力对SiCp/Al复合材料的组织和性能的影响 |
| 4.3.2 保温时间对SiCp/Al复合材料的组织和性能的影响 |
| 4.3.3 烧结温度对SiCp/Al复合材料的组织和性能的影响 |
| 4.4 SiCp/Al复合材料致密化机理初步探讨 |
| 4.5 本章小结 |
| 第五章 高体积分数SiCp/Al复合材料的制备及其性能表征 |
| 5.1 引言 |
| 5.2 不同SiC粒径50vol.%SiCp/Al的复合材料的制备 |
| 5.2.1 SiC粒径对50vol.%SiCp/Al的复合材料组织结构的影响 |
| 5.2.2 SiC粒径对50vol.%SiCp/Al的复合材料热性能的影响 |
| 5.2.3 SiC粒径对50vol.%SiCp/Al的复合材料力学性能的影响 |
| 5.3 双粒径SiCp/Al复合材料的制备 |
| 5.3.1 SiC颗粒级配对SiCp/Al的复合材料组织结构的影响 |
| 5.3.2 SiC颗粒级配对SiCp/Al的复合材料热性能的影响 |
| 5.3.3 SiC颗粒级配对SiCp/Al的复合材料力学性能的影响 |
| 5.4 不同体积分数SiCp/Al复合材料的制备 |
| 5.4.1 SiC体积分数对SiCp/Al的复合材料组织结构的影响 |
| 5.4.2 SiC体积分数对SiCp/Al的复合材料热性能的影响 |
| 5.4.3 SiC体积分数对SiCp/Al的复合材料力学性能的影响 |
| 5.5 65vol.%SiCp/Al复合材料的制备 |
| 5.6 本章小结 |
| 第六章 全文总结与展望 |
| 6.1 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 |
（10）高硅铝电子封装材料半固态真空热挤压制备及性能研究（论文提纲范文）
| 致谢 |
| 摘要 |
| abstract |
| 第一章 绪论 |
| 1.1 电子封装和封装材料 |
| 1.1.1 电子封装的定义 |
| 1.1.2 电子封装的结构 |
| 1.1.3 电子封装材料 |
| 1.2 电子封装材料分类 |
| 1.2.1 金属封装材料 |
| 1.2.2 陶瓷封装材料 |
| 1.2.3 塑料封装材料 |
| 1.2.4 新型电子封装材料 |
| 1.3 Al-Si电子封装材料的概况 |
| 1.3.1 Al-Si电子封装材料国内外研究现状 |
| 1.3.2 Al-Si电子封装材料的制备技术 |
| 1.3.2.1 粉末冶金法 |
| 1.3.2.2 铸造法 |
| 1.3.2.3 喷射沉积法 |
| 1.3.2.4 浸渗法 |
| 1.4 研究目的及内容 |
| 1.4.1 研究目的 |
| 1.4.2 研究内容 |
| 第二章 实验材料及测试方法 |
| 2.1 实验原料及方法 |
| 2.1.1 实验原料 |
| 2.1.2 半固态真空热挤压制备工艺 |
| 2.2 性能测试和仪器方法 |
| 2.2.1 密度 |
| 2.2.2 三点抗弯强度 |
| 2.2.3 布氏硬度 |
| 2.2.4 热膨胀系数 |
| 2.2.5 热导率 |
| 2.2.6 显微组织结构测试分析 |
| 2.3 主要仪器设备 |
| 第三章 50-70%Si增强铝基复合材料的制备及性能研究 |
| 3.1 引言 |
| 3.2 制备工艺流程 |
| 3.3 显微组织结构 |
| 3.3.1 原料粉末形状 |
| 3.3.2 金相组织和元素面扫描 |
| 3.3.3 断口形貌 |
| 3.4 半固态热挤压制备50-70%Si增强铝基复合材料的性能 |
| 3.4.1 密度 |
| 3.4.2 抗弯强度 |
| 3.4.3 布氏硬度 |
| 3.4.4 热膨胀性能 |
| 3.4.5 热导率 |
| 3.4.6 Al-Si复合材料的XRD |
| 3.5 本章小结 |
| 第四章 硅粉粒度对Al-50%Si合金结构与性能的影响 |
| 4.1 引言 |
| 4.2 制备工艺流程 |
| 4.3 Al-50Si复合材料的显微组织结构 |
| 4.3.1 Si粉和Al粉的颗粒形貌 |
| 4.3.2 显微组织结构和元素面扫面 |
| 4.3.3 断口形貌 |
| 4.4 Al-50Si复合材料的性能 |
| 4.4.1 密度和抗弯强度 |
| 4.4.2 布氏硬度 |
| 4.4.3 热膨胀系数 |
| 4.4.4 热导率 |
| 4.4.5 XRD分析 |
| 4.5 本章小结 |
| 第五章 Al-80%Si复合材料的制备及性能研究 |
| 5.1 引言 |
| 5.2 制备工艺流程 |
| 5.3 显微组织结构 |
| 5.3.1 原料粉末形状 |
| 5.3.2 Al-80Si复合材料的显微组织和元素面扫描 |
| 5.3.3 断口形貌 |
| 5.3.4 抗弯强度和布氏硬度 |
| 5.3.5 热膨胀系数和热导率 |
| 5.3.6 XRD分析 |
| 5.4 本章小结 |
| 第六章 全文总结 |
| 6.1 结论 |
| 6.2 创新点 |
| 参考文献 |
| 攻读硕士学位期间的学术活动及成果情况 |
四、无压浸渗法制备Al/70vol%Sip复合材料（论文参考文献）
- [1]IGBT基板用高导热低膨胀SiC/Al复合材料制备研究[D]. 陈梦琴. 北京有色金属研究总院, 2021(01)
- [2]无压反应浸渗法制备多孔TiAl基复合材料的组织与压缩性能研究[D]. 赵飒. 哈尔滨工业大学, 2020(01)
- [3]高体积分数SiC增强Cu基复合材料的制备与性能研究[D]. 刘林杰. 长安大学, 2020(06)
- [4]Cu-B/diamond复合材料的制备、结构与性能[D]. 白光珠. 北京科技大学, 2020(06)
- [5](SiCp/Al)/Al复合材料柔性强化机理研究[D]. 谭鑫. 哈尔滨工业大学, 2019(02)
- [6]碳化硅颗粒形貌及热处理对SiCp/2024Al复合材料的性能影响规律[D]. 汪洋. 兰州理工大学, 2019(09)
- [7]苎麻织物遗态陶瓷及其Cu基复合材料的制备与研究[D]. 姜凤阳. 西北工业大学, 2018
- [8]冰模板—浸渗法制备Al基/Al2O3-ZrO2层状复合材料的结构与性能[D]. 郭瑞芬. 吉林大学, 2018(12)
- [9]粉末冶金法制备SiCp/6061Al电子封装材料及热-力学性能研究[D]. 王武杰. 合肥工业大学, 2018
- [10]高硅铝电子封装材料半固态真空热挤压制备及性能研究[D]. 周星星. 合肥工业大学, 2018(02)