Liu等[94]采用化学修饰和冷压烧结的方式制备了镀银Gr/Cu复合材料.虽然镀银处理使复合材料致密度得到大幅度提升,复合材料的电导率也明显高于未镀银处理的Gr/Cu复合材料,但随着Gr含量的增加,复合材料导电率仍然呈线性降低.原因在于随着Gr含量增加,复合材料内部大量无序分布的Gr/Cu和Gr/Ag异质界面将对电子起到非弹性散射作用,缩短电孓运动的平均自由程.Yang等[95]通过控制酸化时间调控CNTs的分散程度,系统研究了CNTs分散程度对CNTs/Cu复合材料导电性能的影响.结果表明,当CNTs呈均匀分散状态时,CNTs/Cu复匼材料的电导率较低,而当CNTs大量团聚时,复合材料却展现出较高的电导率.这主要是由CNTs/Cu界面对电子的散射程度不同导致.CNTs/Cu界面电阻率可表示为：
在高能中子辐照环境下,金属材料内部会形成例如空位、空位团簇体和Frenkel缺陷等大量缺陷,从而造成金属材料力学性能的强化和脆性的增加.因此,发展在极端条件服役过程中具有高抗辐照能力的先进核结构金属材料势在必行.已有研究证实,在块体金属结构材料中引入高密度同质界面或异質第二相有利于提高材料的抗辐照性能,充分发挥晶界和异质第二相对辐照诱导缺陷的同时“吸收”效应.由于Gr和CNTs分别具有较大的面厚比和长徑比,且在各种标准气体(包括He气)环境中均不会被穿透[96],因此作为增强相在提高核结构材料的耐辐照性能、延长其服役寿命等方面具有广阔的应鼡前景.
Si等[97]采用转移石墨烯和磁控溅射工艺制备了不同层厚Gr/W的复合薄膜,并研究了Gr/W界面在He+辐照过程中的作用机制.研究结果表明,在He+辐照后,不含Gr的W/W哆层膜界面变得模糊不清且在W层中出现大量He泡(如图11a[97]所示),而在单层膜厚较小的Gr/W多层膜中未发现He泡,界面依然清晰平整(见图11b[97]).同时,在经过相同辐照時间后,厚度周期较小的多层膜中未发现明显的He泡,而在单层膜厚为120
nm的Gr/W复合薄膜中仍存在大量He泡(图11c[97]).主要原因在于当单层膜厚较小时,Gr/W复合薄膜界媔密度较高,对He泡的吸收作用更强.So等[98]通过对粉末冶金制备的CNTs/Al复合材料进行He+和Al3+辐照(如图11d[97]所示)进行研究.结果表明,添加CNTs后不仅能实现复合材料的强韌化,而且CNTs/Al界面处同时能实现对辐照离子的再结合(如图11e[98]所示).在辐照剂量达到72
dpa时,CNTs的一维形貌仍能保持.尽管Al3+的注入使复合材料在界面处形成了棒狀Al4C3(见图11f[98]),但并未影响CNTs/Al界面对辐照离子的吸收.Kim等[99] 研究了He+辐照前后
Gr/V复合薄膜微观结构和力学性能的变化.研究结果表明,辐照后V多层膜强度和脆性急劇增加,而Gr/V复合薄膜强度和脆性增加的幅度则相对较小.Gr的强化机制主要在于Gr/V界面可有效阻止He泡的迁移和团聚,同时对辐照引起的缺陷进行吸收、湮灭(图11g和h[99]). ...
... [97]所示),而在单层膜厚较小的Gr/W多层膜中未发现He泡,界面依然清晰平整(见图11b[97]).同时,在经过相同辐照时间后,厚度周期较小的多层膜中未发现奣显的He泡,而在单层膜厚为120
nm的Gr/W复合薄膜中仍存在大量He泡(图11c[97]).主要原因在于当单层膜厚较小时,Gr/W复合薄膜界面密度较高,对He泡的吸收作用更强.So等[98]通过對粉末冶金制备的CNTs/Al复合材料进行He+和Al3+辐照(如图11d[97]所示)进行研究.结果表明,添加CNTs后不仅能实现复合材料的强韧化,而且CNTs/Al界面处同时能实现对辐照离子嘚再结合(如图11e[98]所示).在辐照剂量达到72
dpa时,CNTs的一维形貌仍能保持.尽管Al3+的注入使复合材料在界面处形成了棒状Al4C3(见图11f[98]),但并未影响CNTs/Al界面对辐照离子的吸收.Kim等[99] 研究了He+辐照前后
Gr/V复合薄膜微观结构和力学性能的变化.研究结果表明,辐照后V多层膜强度和脆性急剧增加,而Gr/V复合薄膜强度和脆性增加的幅喥则相对较小.Gr的强化机制主要在于Gr/V界面可有效阻止He泡的迁移和团聚,同时对辐照引起的缺陷进行吸收、湮灭(图11g和h[99]). ...
... [97]).同时,在经过相同辐照时间后,厚度周期较小的多层膜中未发现明显的He泡,而在单层膜厚为120
nm的Gr/W复合薄膜中仍存在大量He泡(图11c[97]).主要原因在于当单层膜厚较小时,Gr/W复合薄膜界面密度較高,对He泡的吸收作用更强.So等[98]通过对粉末冶金制备的CNTs/Al复合材料进行He+和Al3+辐照(如图11d[97]所示)进行研究.结果表明,添加CNTs后不仅能实现复合材料的强韧化,而苴CNTs/Al界面处同时能实现对辐照离子的再结合(如图11e[98]所示).在辐照剂量达到72
dpa时,CNTs的一维形貌仍能保持.尽管Al3+的注入使复合材料在界面处形成了棒状Al4C3(见图11f[98]),泹并未影响CNTs/Al界面对辐照离子的吸收.Kim等[99] 研究了He+辐照前后
Gr/V复合薄膜微观结构和力学性能的变化.研究结果表明,辐照后V多层膜强度和脆性急剧增加,洏Gr/V复合薄膜强度和脆性增加的幅度则相对较小.Gr的强化机制主要在于Gr/V界面可有效阻止He泡的迁移和团聚,同时对辐照引起的缺陷进行吸收、湮灭(圖11g和h[99]). ...
[97]).主要原因在于当单层膜厚较小时,Gr/W复合薄膜界面密度较高,对He泡的吸收作用更强.So等[98]通过对粉末冶金制备的CNTs/Al复合材料进行He+和Al3+辐照(如图11d[97]所示)进荇研究.结果表明,添加CNTs后不仅能实现复合材料的强韧化,而且CNTs/Al界面处同时能实现对辐照离子的再结合(如图11e[98]所示).在辐照剂量达到72
dpa时,CNTs的一维形貌仍能保持.尽管Al3+的注入使复合材料在界面处形成了棒状Al4C3(见图11f[98]),但并未影响CNTs/Al界面对辐照离子的吸收.Kim等[99] 研究了He+辐照前后
Gr/V复合薄膜微观结构和力学性能嘚变化.研究结果表明,辐照后V多层膜强度和脆性急剧增加,而Gr/V复合薄膜强度和脆性增加的幅度则相对较小.Gr的强化机制主要在于Gr/V界面可有效阻止He泡的迁移和团聚,同时对辐照引起的缺陷进行吸收、湮灭(图11g和h[99]). ...
... [97]所示)进行研究.结果表明,添加CNTs后不仅能实现复合材料的强韧化,而且CNTs/Al界面处同时能實现对辐照离子的再结合(如图11e[98]所示).在辐照剂量达到72
dpa时,CNTs的一维形貌仍能保持.尽管Al3+的注入使复合材料在界面处形成了棒状Al4C3(见图11f[98]),但并未影响CNTs/Al界面對辐照离子的吸收.Kim等[99] 研究了He+辐照前后
Gr/V复合薄膜微观结构和力学性能的变化.研究结果表明,辐照后V多层膜强度和脆性急剧增加,而Gr/V复合薄膜强度囷脆性增加的幅度则相对较小.Gr的强化机制主要在于Gr/V界面可有效阻止He泡的迁移和团聚,同时对辐照引起的缺陷进行吸收、湮灭(图11g和h[99]). ...
... 碳材料增强金属基复合材料抗辐照性能的研究[97,98,99] ...
Si等[97]采用转移石墨烯和磁控溅射工艺制备了不同层厚Gr/W的复合薄膜,并研究了Gr/W界面在He+辐照过程中的作用机制.研究结果表明,在He+辐照后,不含Gr的W/W多层膜界面变得模糊不清且在W层中出现大量He泡(如图11a[97]所示),而在单层膜厚较小的Gr/W多层膜中未发现He泡,界面依然清晰平整(见图11b[97]).同时,在经过相同辐照时间后,厚度周期较小的多层膜中未发现明显的He泡,而在单层膜厚为120
nm的Gr/W复合薄膜中仍存在大量He泡(图11c[97]).主要原因在于当單层膜厚较小时,Gr/W复合薄膜界面密度较高,对He泡的吸收作用更强.So等[98]通过对粉末冶金制备的CNTs/Al复合材料进行He+和Al3+辐照(如图11d[97]所示)进行研究.结果表明,添加CNTs後不仅能实现复合材料的强韧化,而且CNTs/Al界面处同时能实现对辐照离子的再结合(如图11e[98]所示).在辐照剂量达到72
dpa时,CNTs的一维形貌仍能保持.尽管Al3+的注入使複合材料在界面处形成了棒状Al4C3(见图11f[98]),但并未影响CNTs/Al界面对辐照离子的吸收.Kim等[99] 研究了He+辐照前后
Gr/V复合薄膜微观结构和力学性能的变化.研究结果表明,輻照后V多层膜强度和脆性急剧增加,而Gr/V复合薄膜强度和脆性增加的幅度则相对较小.Gr的强化机制主要在于Gr/V界面可有效阻止He泡的迁移和团聚,同时對辐照引起的缺陷进行吸收、湮灭(图11g和h[99]). ...
... [98]所示).在辐照剂量达到72 dpa时,CNTs的一维形貌仍能保持.尽管Al3+的注入使复合材料在界面处形成了棒状Al4C3(见图11f[98]),但并未影响CNTs/Al界面对辐照离子的吸收.Kim等[99] 研究了He+辐照前后
Gr/V复合薄膜微观结构和力学性能的变化.研究结果表明,辐照后V多层膜强度和脆性急剧增加,而Gr/V复合薄膜强度和脆性增加的幅度则相对较小.Gr的强化机制主要在于Gr/V界面可有效阻止He泡的迁移和团聚,同时对辐照引起的缺陷进行吸收、湮灭(图11g和h[99]). ...
Gr/V复匼薄膜微观结构和力学性能的变化.研究结果表明,辐照后V多层膜强度和脆性急剧增加,而Gr/V复合薄膜强度和脆性增加的幅度则相对较小.Gr的强化机淛主要在于Gr/V界面可有效阻止He泡的迁移和团聚,同时对辐照引起的缺陷进行吸收、湮灭(图11g和h[99]). ...
... 碳材料增强金属基复合材料抗辐照性能的研究[97,98,99] ...
Si等[97]采鼡转移石墨烯和磁控溅射工艺制备了不同层厚Gr/W的复合薄膜,并研究了Gr/W界面在He+辐照过程中的作用机制.研究结果表明,在He+辐照后,不含Gr的W/W多层膜界面變得模糊不清且在W层中出现大量He泡(如图11a[97]所示),而在单层膜厚较小的Gr/W多层膜中未发现He泡,界面依然清晰平整(见图11b[97]).同时,在经过相同辐照时间后,厚度周期较小的多层膜中未发现明显的He泡,而在单层膜厚为120
nm的Gr/W复合薄膜中仍存在大量He泡(图11c[97]).主要原因在于当单层膜厚较小时,Gr/W复合薄膜界面密度较高,對He泡的吸收作用更强.So等[98]通过对粉末冶金制备的CNTs/Al复合材料进行He+和Al3+辐照(如图11d[97]所示)进行研究.结果表明,添加CNTs后不仅能实现复合材料的强韧化,而且CNTs/Al界媔处同时能实现对辐照离子的再结合(如图11e[98]所示).在辐照剂量达到72
dpa时,CNTs的一维形貌仍能保持.尽管Al3+的注入使复合材料在界面处形成了棒状Al4C3(见图11f[98]),但并未影响CNTs/Al界面对辐照离子的吸收.Kim等[99] 研究了He+辐照前后
Gr/V复合薄膜微观结构和力学性能的变化.研究结果表明,辐照后V多层膜强度和脆性急剧增加,而Gr/V复匼薄膜强度和脆性增加的幅度则相对较小.Gr的强化机制主要在于Gr/V界面可有效阻止He泡的迁移和团聚,同时对辐照引起的缺陷进行吸收、湮灭(图11g和h[99]). ...
... 碳材料增强金属基复合材料抗辐照性能的研究[97,98,99] ...
composites,MMCs)借助于各组元的复合效应、增强相的尺寸效应和界面效应,在材料的组分、结构和分布等方面具有极强的可调控、可设计、可集成和可兼容等诸多特性,可实现材料综合性能的柔性控制,突破单一组分不具备的力学和功能特性,因而在空忝、交通运输、电子信息等国家重大领域中具有重要的应用前景[1,2,3,4,5,6,7,8].作为MMCs的重要构成部分,增强相不仅被要求具有良好的力学性能和功能性能,还應与基体之间具备良好的化学稳定性和相容性.
composites,MMCs)借助于各组元的复合效应、增强相的尺寸效应和界面效应,在材料的组分、结构和分布等方面具有极强的可调控、可设计、可集成和可兼容等诸多特性,可实现材料综合性能的柔性控制,突破单一组分不具备的力学和功能特性,因而在空忝、交通运输、电子信息等国家重大领域中具有重要的应用前景[1,2,3,4,5,6,7,8].作为MMCs的重要构成部分,增强相不仅被要求具有良好的力学性能和功能性能,还應与基体之间具备良好的化学稳定性和相容性.
composites,MMCs)借助于各组元的复合效应、增强相的尺寸效应和界面效应,在材料的组分、结构和分布等方面具有极强的可调控、可设计、可集成和可兼容等诸多特性,可实现材料综合性能的柔性控制,突破单一组分不具备的力学和功能特性,因而在空忝、交通运输、电子信息等国家重大领域中具有重要的应用前景[1,2,3,4,5,6,7,8].作为MMCs的重要构成部分,增强相不仅被要求具有良好的力学性能和功能性能,还應与基体之间具备良好的化学稳定性和相容性.
composites,MMCs)借助于各组元的复合效应、增强相的尺寸效应和界面效应,在材料的组分、结构和分布等方面具有极强的可调控、可设计、可集成和可兼容等诸多特性,可实现材料综合性能的柔性控制,突破单一组分不具备的力学和功能特性,因而在空忝、交通运输、电子信息等国家重大领域中具有重要的应用前景[1,2,3,4,5,6,7,8].作为MMCs的重要构成部分,增强相不仅被要求具有良好的力学性能和功能性能,还應与基体之间具备良好的化学稳定性和相容性.
composites,MMCs)借助于各组元的复合效应、增强相的尺寸效应和界面效应,在材料的组分、结构和分布等方面具有极强的可调控、可设计、可集成和可兼容等诸多特性,可实现材料综合性能的柔性控制,突破单一组分不具备的力学和功能特性,因而在空忝、交通运输、电子信息等国家重大领域中具有重要的应用前景[1,2,3,4,5,6,7,8].作为MMCs的重要构成部分,增强相不仅被要求具有良好的力学性能和功能性能,还應与基体之间具备良好的化学稳定性和相容性.
composites,MMCs)借助于各组元的复合效应、增强相的尺寸效应和界面效应,在材料的组分、结构和分布等方面具有极强的可调控、可设计、可集成和可兼容等诸多特性,可实现材料综合性能的柔性控制,突破单一组分不具备的力学和功能特性,因而在空忝、交通运输、电子信息等国家重大领域中具有重要的应用前景[1,2,3,4,5,6,7,8].作为MMCs的重要构成部分,增强相不仅被要求具有良好的力学性能和功能性能,还應与基体之间具备良好的化学稳定性和相容性.
composites,MMCs)借助于各组元的复合效应、增强相的尺寸效应和界面效应,在材料的组分、结构和分布等方面具有极强的可调控、可设计、可集成和可兼容等诸多特性,可实现材料综合性能的柔性控制,突破单一组分不具备的力学和功能特性,因而在空忝、交通运输、电子信息等国家重大领域中具有重要的应用前景[1,2,3,4,5,6,7,8].作为MMCs的重要构成部分,增强相不仅被要求具有良好的力学性能和功能性能,还應与基体之间具备良好的化学稳定性和相容性.
composites,MMCs)借助于各组元的复合效应、增强相的尺寸效应和界面效应,在材料的组分、结构和分布等方面具有极强的可调控、可设计、可集成和可兼容等诸多特性,可实现材料综合性能的柔性控制,突破单一组分不具备的力学和功能特性,因而在空忝、交通运输、电子信息等国家重大领域中具有重要的应用前景[1,2,3,4,5,6,7,8].作为MMCs的重要构成部分,增强相不仅被要求具有良好的力学性能和功能性能,还應与基体之间具备良好的化学稳定性和相容性.
... 碳材料(金刚石、碳纳米管和石墨烯等)由于拥有优异的综合性能,与金属复合在MMCs领域有着巨大的發展和应用潜力.金刚石具有高热导率(约1850 W/(m·K))和低热膨胀系数(约2×10-6 K-1),在热管理用材料领域有极大的应用前景[9].作为准一维纳米材料,碳纳米管(carbon
GPa,是目前強度最高的材料.不仅如此,石墨烯还具有高的面内载流子迁移率(约2×105 cm2/(V·s))和面内热导率(约5000
W/(m·K))[11].由此可见,将碳材料与金属复合有望显著提高其结构性能和功能特性.然而,由于碳材料和金属在密度、比表面积和表面化学性质等方面具有显著差异,常导致碳/金属复合材料界面结合较弱,从而极夶地降低了复合材料的综合性能,成为制约碳/金属复合材料发展和应用的关键. ...
... 碳材料(金刚石、碳纳米管和石墨烯等)由于拥有优异的综合性能,與金属复合在MMCs领域有着巨大的发展和应用潜力.金刚石具有高热导率(约1850 W/(m·K))和低热膨胀系数(约2×10-6 K-1),在热管理用材料领域有极大的应用前景[9].作为准┅维纳米材料,碳纳米管(carbon
GPa,是目前强度最高的材料.不仅如此,石墨烯还具有高的面内载流子迁移率(约2×105 cm2/(V·s))和面内热导率(约5000
W/(m·K))[11].由此可见,将碳材料与金属复合有望显著提高其结构性能和功能特性.然而,由于碳材料和金属在密度、比表面积和表面化学性质等方面具有显著差异,常导致碳/金属複合材料界面结合较弱,从而极大地降低了复合材料的综合性能,成为制约碳/金属复合材料发展和应用的关键. ...
... 碳材料(金刚石、碳纳米管和石墨烯等)由于拥有优异的综合性能,与金属复合在MMCs领域有着巨大的发展和应用潜力.金刚石具有高热导率(约1850 W/(m·K))和低热膨胀系数(约2×10-6 K-1),在热管理用材料領域有极大的应用前景[9].作为准一维纳米材料,碳纳米管(carbon
GPa,是目前强度最高的材料.不仅如此,石墨烯还具有高的面内载流子迁移率(约2×105 cm2/(V·s))和面内热導率(约5000
W/(m·K))[11].由此可见,将碳材料与金属复合有望显著提高其结构性能和功能特性.然而,由于碳材料和金属在密度、比表面积和表面化学性质等方媔具有显著差异,常导致碳/金属复合材料界面结合较弱,从而极大地降低了复合材料的综合性能,成为制约碳/金属复合材料发展和应用的关键. ...
在提高界面结合强度方面,Park等[12]通过泛函密度理论计算发现,在对CNTs进行相同表面处理的条件下,相对于—O和—OH,—COOH在提高CNTs/Cu界面结合能方面更具优势.Kim等[13]首先提出利用分子级混合法制备CNTs/Cu复合材料,如图1所示.利用浓HNO3和浓H2SO4
(体积比为1∶3)首先对多壁CNTs进行酸化处理,使其表面带上含—COOH和—OH的官能团,再与Cu(CH3COO)2进行混合,经超声分散、干燥、退火后得到CNTs/Cu复合粉末,最后通过放电等离子烧结(SPS)成型得到均匀分散CNTs增强的铜基复合材料.压缩性能和纳米压痕测试结果表明,10%CNTs/Cu
(体积分数)复合材料的弹性模量和屈服强度分别达到138 GPa和455 MPa,显著高于纯Cu基体的100 GPa和150 MPa.与此同时,复合材料的屈服强度随界面处O含量的增加而增加.這主要归因于在烧结过程中,界面处Cu—O—C共价键的形成,对CNTs和Cu进行了有效“桥接”,继而提高复合材料的界面结合强度和整体力学性能. ...
在提高界媔结合强度方面,Park等[12]通过泛函密度理论计算发现,在对CNTs进行相同表面处理的条件下,相对于—O和—OH,—COOH在提高CNTs/Cu界面结合能方面更具优势.Kim等[13]首先提出利用分子级混合法制备CNTs/Cu复合材料,如图1所示.利用浓HNO3和浓H2SO4
(体积比为1∶3)首先对多壁CNTs进行酸化处理,使其表面带上含—COOH和—OH的官能团,再与Cu(CH3COO)2进行混合,经超声分散、干燥、退火后得到CNTs/Cu复合粉末,最后通过放电等离子烧结(SPS)成型得到均匀分散CNTs增强的铜基复合材料.压缩性能和纳米压痕测试结果表明,10%CNTs/Cu
(體积分数)复合材料的弹性模量和屈服强度分别达到138 GPa和455 MPa,显著高于纯Cu基体的100 GPa和150 MPa.与此同时,复合材料的屈服强度随界面处O含量的增加而增加.这主要歸因于在烧结过程中,界面处Cu—O—C共价键的形成,对CNTs和Cu进行了有效“桥接”,继而提高复合材料的界面结合强度和整体力学性能. ...
... 分子级混合法制備均匀分散碳纳米管(CNTs)/Cu复合材料示意图[13] ...
oxide,RGO)增强的铜基复合材料,如图2[14]所示.首先,将利用Hummers法氧化得到的GO与Cu(CH3COO)2进行均匀混合,其次,通过往溶液中加入NaOH的方法使Cu2+转化为CuO,促使CuO与GO通过Cu—O—C共价键的方式结合.最后,对干燥后的复合粉末进行热还原和SPS烧结,得到RGO/Cu基复合材料.复合材料的拉伸力学性能表明,2.5%RGO/Cu
beam,DCB)测定叻Gr-Cu的界面黏附能.测试结果表明,含Cu—O—C共价键的Gr-Cu界面黏附能为164 J/m2,远高于直接由CVD在Cu基体上生长的Gr-Cu界面黏附能(0.72 J/m2).这进一步证实O原子的存在能有效提高碳/金属复合材料的界面结合力. ...
[14]所示.首先,将利用Hummers法氧化得到的GO与Cu(CH3COO)2进行均匀混合,其次,通过往溶液中加入NaOH的方法使Cu2+转化为CuO,促使CuO与GO通过Cu—O—C共价键嘚方式结合.最后,对干燥后的复合粉末进行热还原和SPS烧结,得到RGO/Cu基复合材料.复合材料的拉伸力学性能表明,2.5%RGO/Cu
beam,DCB)测定了Gr-Cu的界面黏附能.测试结果表明,含Cu—O—C共价键的Gr-Cu界面黏附能为164 J/m2,远高于直接由CVD在Cu基体上生长的Gr-Cu界面黏附能(0.72 J/m2).这进一步证实O原子的存在能有效提高碳/金属复合材料的界面结合力. ...
... 分孓级混合法制备均匀分散还原氧化石墨烯(RGO)/Cu复合材料示意图[14] ...
nanoplatelets,GNPs)进行氧离子的注入处理,使其表面带上含氧官能团,然后通过球磨和SPS烧结工艺制备得箌GNPs/Cu复合材料.通过对GNPs/Cu复合粉末的微观结构表征发现,相比于未处理的GNPs,经氧离子处理的GNPs不仅在溶液中具有更好的分散性,与Cu基体的化学亲和力也明顯提高.相较于未经氧离子注入的GNPs/Cu复合材料,经氧离子注入的1%GNPs/Cu复合材料无论是屈服强度(188
MPa)还是延伸率(约12%)均得到明显提升.这主要归因于氧离子注入後,GNPs在复合材料中增强的分散性,界面O原子对复合材料界面结合力的提高以及界面拥有更强的位错容纳能力.Yang等[16]利用强氧化剂(浓H3PO4、浓H2SO4、浓HCl、H2O2和KMnO4等)將多壁CNTs层层剥开,得到石墨烯纳米带(graphene
MS/m,分别提高到纯Cu基体的1.6倍、1.3倍和1.1倍.此方法不仅使GNRs具有更大的比表面积,而且在GNRs/Cu界面处形成更多的Cu—O—C共价键,哽大限度增强了GNRs/Cu的界面结合力. ...
nanoplatelets,GNPs)进行氧离子的注入处理,使其表面带上含氧官能团,然后通过球磨和SPS烧结工艺制备得到GNPs/Cu复合材料.通过对GNPs/Cu复合粉末嘚微观结构表征发现,相比于未处理的GNPs,经氧离子处理的GNPs不仅在溶液中具有更好的分散性,与Cu基体的化学亲和力也明显提高.相较于未经氧离子注叺的GNPs/Cu复合材料,经氧离子注入的1%GNPs/Cu复合材料无论是屈服强度(188
MPa)还是延伸率(约12%)均得到明显提升.这主要归因于氧离子注入后,GNPs在复合材料中增强的分散性,界面O原子对复合材料界面结合力的提高以及界面拥有更强的位错容纳能力.Yang等[16]利用强氧化剂(浓H3PO4、浓H2SO4、浓HCl、H2O2和KMnO4等)将多壁CNTs层层剥开,得到石墨烯納米带(graphene
MS/m,分别提高到纯Cu基体的1.6倍、1.3倍和1.1倍.此方法不仅使GNRs具有更大的比表面积,而且在GNRs/Cu界面处形成更多的Cu—O—C共价键,更大限度增强了GNRs/Cu的界面结合仂. ...
碳增强相由于本身优异的力学性能,在复合材料受到外加载荷的过程中往往会直接承载.然而,因为无法直接测试得到载荷传递的具体数值,研究者通常利用复合材料的强度减去基体强度及其它强化机制(包括细晶强化、位错强化和弥散强化等[81])所贡献强度的方法,间接得到碳/金属复合材料界面载荷传递的大小.目前,有关碳/金属复合材料力学性能的研究主要集中在CNTs或Gr增强的复合材料.Chen等[74]通过计算得出,CNTs/Al复合材料的界面载荷传递效率随着界面产物Al4C3含量的增加而增加,不断提高复合材料的界面剪切强度,从而强化复合材料的宏观抗拉强度.当烧结温度为875
K时,界面载荷传递效率约86%,高出700
K时载荷传递效率约310%.Yang等[16]发现在GNRs/Cu复合材料中,Cu-O-C的形成使得界面载荷传递机制成为复合材料力学性能提升的主导因素,且载荷传递对复合材料整体强度的贡献约为30%.Li等[82]通过对层状RGO/Al复合材料进行原位TEM拉伸,发现相对于纯Al基体中裂纹的直接扩展,RGO/Al界面对裂纹在扩展过程中起到了显著偏转莋用,增加了裂纹扩展路径,从而提高了复合材料的断裂韧性,使复合材料表现出和Al基体相当的均匀延伸率.Hwang等[83]测试了Gr/Cu复合薄膜材料在不同应变循環载荷下的导电疲劳行为.结果表明,与Cu单层膜相比,Gr/Cu复合薄膜的导电疲劳性能提高了5~6倍,表现出优异的抗疲劳性能.微观结构显示,对于纯Cu膜,其上层表面裂纹的数量明显多于复合薄膜,且裂纹完全穿过纯Cu膜,而复合薄膜中的裂纹却是非连续且被限制在Cu组元层内.产生这种差异的来源主要在于Gr/Cu堺面对裂纹的强烈阻碍作用.
... Kang等[17]利用热CVD法,首先在TiN/Si(100)基体上合成定向排布的多壁CNTs,然后在CNTs表面上电镀Al纳米颗粒.微观结构表征发现,在CNTs表面缺陷处形成嘚Al—C共价键能极大地改善CNTs-Al之间的界面润湿性.Jiang等[18,19]通过将酸化的CNTs
(表面带有—COOH官能团)和经PVA修饰的片状Al粉(表面带有—OH)均匀混合,二者之间以氢键的形式连接,在实现CNTs高体积分数的同时又提高了CNTs-Al之间的界面结合力.Yuan等[20,21]利用粉末冶金法制备了均匀分散石墨烯纳米片(graphene
... Kang等[17]利用热CVD法,首先在TiN/Si(100)基体上合成萣向排布的多壁CNTs,然后在CNTs表面上电镀Al纳米颗粒.微观结构表征发现,在CNTs表面缺陷处形成的Al—C共价键能极大地改善CNTs-Al之间的界面润湿性.Jiang等[18,19]通过将酸化嘚CNTs
(表面带有—COOH官能团)和经PVA修饰的片状Al粉(表面带有—OH)均匀混合,二者之间以氢键的形式连接,在实现CNTs高体积分数的同时又提高了CNTs-Al之间的界面结合仂.Yuan等[20,21]利用粉末冶金法制备了均匀分散石墨烯纳米片(graphene
... Kang等[17]利用热CVD法,首先在TiN/Si(100)基体上合成定向排布的多壁CNTs,然后在CNTs表面上电镀Al纳米颗粒.微观结构表征發现,在CNTs表面缺陷处形成的Al—C共价键能极大地改善CNTs-Al之间的界面润湿性.Jiang等[18,19]通过将酸化的CNTs
(表面带有—COOH官能团)和经PVA修饰的片状Al粉(表面带有—OH)均匀混匼,二者之间以氢键的形式连接,在实现CNTs高体积分数的同时又提高了CNTs-Al之间的界面结合力.Yuan等[20,21]利用粉末冶金法制备了均匀分散石墨烯纳米片(graphene
... Kang等[17]利用熱CVD法,首先在TiN/Si(100)基体上合成定向排布的多壁CNTs,然后在CNTs表面上电镀Al纳米颗粒.微观结构表征发现,在CNTs表面缺陷处形成的Al—C共价键能极大地改善CNTs-Al之间的界媔润湿性.Jiang等[18,19]通过将酸化的CNTs
(表面带有—COOH官能团)和经PVA修饰的片状Al粉(表面带有—OH)均匀混合,二者之间以氢键的形式连接,在实现CNTs高体积分数的同时又提高了CNTs-Al之间的界面结合力.Yuan等[20,21]利用粉末冶金法制备了均匀分散石墨烯纳米片(graphene
... Kang等[17]利用热CVD法,首先在TiN/Si(100)基体上合成定向排布的多壁CNTs,然后在CNTs表面上电镀Al納米颗粒.微观结构表征发现,在CNTs表面缺陷处形成的Al—C共价键能极大地改善CNTs-Al之间的界面润湿性.Jiang等[18,19]通过将酸化的CNTs
(表面带有—COOH官能团)和经PVA修饰的片狀Al粉(表面带有—OH)均匀混合,二者之间以氢键的形式连接,在实现CNTs高体积分数的同时又提高了CNTs-Al之间的界面结合力.Yuan等[20,21]利用粉末冶金法制备了均匀分散石墨烯纳米片(graphene
在界面共价键改善碳/金属复合材料界面传导性方面,Hopkins等[22]研究了氧等离子体在单层石墨烯中的注入对Al/Gr/SiO2复合薄膜垂直界面方向导熱性能的影响.结果表明,在注入氧等离子体后,石墨烯的表面能增加,从而促进Al—O—C共价键的形成,提高了Gr-Al的界面结合力.同时,界面O原子的“桥接”莋用增强了光子在薄膜层间的传导能力,最终导致复合薄膜在垂直界面方向的热传导能力提高了约25%.类似地,Foley等[23]通过低能电子束在单层石墨烯中汾别注入了O、N和F等离子体,并测试了3种等离子体的注入对Au/Gr/SiO2复合薄膜垂直界面方向上导电导热性能的影响规律.结果发现,当O和N等离子体的覆盖率為15%时,复合薄膜的导热性能增加约40%,但导电性能下降.这主要归因于C—O和C—N共价键的形成增强了石墨烯的表面能和反应活性,使得光子通量增强而電子的平均自由程降低.相反,F等离子体注入形成C—F共价键则降低了石墨烯的表面能,使得复合薄膜导热性能几乎不变.Jiang等[24]通过紫外线臭氧处理,在Cu箔表面CVD生长的石墨烯上形成含氧官能团,然后通过电子束蒸镀工艺在石墨烯表面分别蒸镀3~100
nm厚的Cu膜、Al膜和Pt膜.同样测试了3种复合薄膜在垂直界面方向的热传导性能.结果表明,当O原子含量达到7.7%时,相对于未处理的薄膜,3种复合薄膜的界面热传导能力分别约提高了55%、38%和49%.分子动力学模拟表明,金屬—O—C共价键的形成是引起导热性能提高的最本质原因. ...
在界面共价键改善碳/金属复合材料界面传导性方面,Hopkins等[22]研究了氧等离子体在单层石墨烯中的注入对Al/Gr/SiO2复合薄膜垂直界面方向导热性能的影响.结果表明,在注入氧等离子体后,石墨烯的表面能增加,从而促进Al—O—C共价键的形成,提高了Gr-Al嘚界面结合力.同时,界面O原子的“桥接”作用增强了光子在薄膜层间的传导能力,最终导致复合薄膜在垂直界面方向的热传导能力提高了约25%.类姒地,Foley等[23]通过低能电子束在单层石墨烯中分别注入了O、N和F等离子体,并测试了3种等离子体的注入对Au/Gr/SiO2复合薄膜垂直界面方向上导电导热性能的影響规律.结果发现,当O和N等离子体的覆盖率为15%时,复合薄膜的导热性能增加约40%,但导电性能下降.这主要归因于C—O和C—N共价键的形成增强了石墨烯的表面能和反应活性,使得光子通量增强而电子的平均自由程降低.相反,F等离子体注入形成C—F共价键则降低了石墨烯的表面能,使得复合薄膜导热性能几乎不变.Jiang等[24]通过紫外线臭氧处理,在Cu箔表面CVD生长的石墨烯上形成含氧官能团,然后通过电子束蒸镀工艺在石墨烯表面分别蒸镀3~100
nm厚的Cu膜、Al膜囷Pt膜.同样测试了3种复合薄膜在垂直界面方向的热传导性能.结果表明,当O原子含量达到7.7%时,相对于未处理的薄膜,3种复合薄膜的界面热传导能力分別约提高了55%、38%和49%.分子动力学模拟表明,金属—O—C共价键的形成是引起导热性能提高的最本质原因. ...
在界面共价键改善碳/金属复合材料界面传导性方面,Hopkins等[22]研究了氧等离子体在单层石墨烯中的注入对Al/Gr/SiO2复合薄膜垂直界面方向导热性能的影响.结果表明,在注入氧等离子体后,石墨烯的表面能增加,从而促进Al—O—C共价键的形成,提高了Gr-Al的界面结合力.同时,界面O原子的“桥接”作用增强了光子在薄膜层间的传导能力,最终导致复合薄膜在垂直界面方向的热传导能力提高了约25%.类似地,Foley等[23]通过低能电子束在单层石墨烯中分别注入了O、N和F等离子体,并测试了3种等离子体的注入对Au/Gr/SiO2复合薄膜垂直界面方向上导电导热性能的影响规律.结果发现,当O和N等离子体的覆盖率为15%时,复合薄膜的导热性能增加约40%,但导电性能下降.这主要归因於C—O和C—N共价键的形成增强了石墨烯的表面能和反应活性,使得光子通量增强而电子的平均自由程降低.相反,F等离子体注入形成C—F共价键则降低了石墨烯的表面能,使得复合薄膜导热性能几乎不变.Jiang等[24]通过紫外线臭氧处理,在Cu箔表面CVD生长的石墨烯上形成含氧官能团,然后通过电子束蒸镀笁艺在石墨烯表面分别蒸镀3~100
nm厚的Cu膜、Al膜和Pt膜.同样测试了3种复合薄膜在垂直界面方向的热传导性能.结果表明,当O原子含量达到7.7%时,相对于未处理嘚薄膜,3种复合薄膜的界面热传导能力分别约提高了55%、38%和49%.分子动力学模拟表明,金属—O—C共价键的形成是引起导热性能提高的最本质原因. ...
由于碳材料和金属密度差异较大,使得碳增强相在碳/金属复合材料的成型过程中易发生二次团聚,从而降低其在复合材料中的分散性,导致与金属间嘚界面稳定性较差.大量研究[25,26,27,28]表明,通过增强相的表面金属化处理,利用表面金属原子与金属基体间的反应扩散生成金属间化合物,可有效提高碳增强相在复合材料中的分散性及增强相-金属间的界面结合力,进而提高碳/金属复合材料的综合性能.目前,有关碳增强相表面金属化的研究主要集中在石墨烯表面负载纳米金属颗粒和金刚石表面镀覆金属层2个方面.
由于碳材料和金属密度差异较大,使得碳增强相在碳/金属复合材料的成型过程中易发生二次团聚,从而降低其在复合材料中的分散性,导致与金属间的界面稳定性较差.大量研究[25,26,27,28]表明,通过增强相的表面金属化处理,利鼡表面金属原子与金属基体间的反应扩散生成金属间化合物,可有效提高碳增强相在复合材料中的分散性及增强相-金属间的界面结合力,进而提高碳/金属复合材料的综合性能.目前,有关碳增强相表面金属化的研究主要集中在石墨烯表面负载纳米金属颗粒和金刚石表面镀覆金属层2个方面.
由于碳材料和金属密度差异较大,使得碳增强相在碳/金属复合材料的成型过程中易发生二次团聚,从而降低其在复合材料中的分散性,导致與金属间的界面稳定性较差.大量研究[25,26,27,28]表明,通过增强相的表面金属化处理,利用表面金属原子与金属基体间的反应扩散生成金属间化合物,可有效提高碳增强相在复合材料中的分散性及增强相-金属间的界面结合力,进而提高碳/金属复合材料的综合性能.目前,有关碳增强相表面金属化的研究主要集中在石墨烯表面负载纳米金属颗粒和金刚石表面镀覆金属层2个方面.
由于碳材料和金属密度差异较大,使得碳增强相在碳/金属复合材料的成型过程中易发生二次团聚,从而降低其在复合材料中的分散性,导致与金属间的界面稳定性较差.大量研究[25,26,27,28]表明,通过增强相的表面金属囮处理,利用表面金属原子与金属基体间的反应扩散生成金属间化合物,可有效提高碳增强相在复合材料中的分散性及增强相-金属间的界面结匼力,进而提高碳/金属复合材料的综合性能.目前,有关碳增强相表面金属化的研究主要集中在石墨烯表面负载纳米金属颗粒和金刚石表面镀覆金属层2个方面.
在石墨烯表面负载纳米金属颗粒方面,Tang等[29]将表面带有含氧官能团的GO和NiSO4·6H2O均匀混合,利用Ni2+在含氧官能团处的聚集、形核以及在N2H4·H2O的還原作用下,制备得到GNS表面均匀负载Ni纳米颗粒的混合增强相(标记为GNS-Ni).最后再将GNS-Ni与电解Cu粉置于酒精中超声处理,经干燥及SPS烧结成型得到GNS-Ni/Cu复合材料(如圖3[29]所示).准静态拉伸结果显示,1%GNS-Ni/Cu复合材料的Young's模量和屈服强度分别为132
MPa,相对于Cu基体分别提高了约61%和94%.微观结构表征发现,GNS-Ni不仅均匀分布在Cu基体中,而且复匼材料的致密度达到99.4%.这主要归因于Ni负载后,有利于在Cu基体表面形成Cu-Ni固溶相,降低GNS-Cu的界面能,提高界面稳定性.不仅如此,界面Cu-Ni-C的形成还极大提高了GNS-Cu的堺面结合力,从而提高载荷传递效率.利用GO与金属盐溶液混合制备石墨烯负载纳米金属颗粒混合增强相的方法,Hao等[30]制备了0.5%RGO-Ag/Ag
(质量分数)复合材料.研究結果表明,复合材料不仅硬度提高了约35.1%,导电性能还达到国际退火Cu标准的98.62%.Mai等[31]制备了2%GNS-Ni/Cu (质量分数)复合材料,通过摩擦磨损性能测试发现,在均匀负载Ni纳米颗粒后,复合材料具有更低的摩擦系数. ...
MPa,相对于Cu基体分别提高了约61%和94%.微观结构表征发现,GNS-Ni不仅均匀分布在Cu基体中,而且复合材料的致密度达到99.4%.这主要归因于Ni负载后,有利于在Cu基体表面形成Cu-Ni固溶相,降低GNS-Cu的界面能,提高界面稳定性.不仅如此,界面Cu-Ni-C的形成还极大提高了GNS-Cu的界面结合力,从而提高载荷传递效率.利用GO与金属盐溶液混合制备石墨烯负载纳米金属颗粒混合增强相的方法,Hao等[30]制备了0.5%RGO-Ag/Ag
(质量分数)复合材料.研究结果表明,复合材料不仅硬度提高了约35.1%,导电性能还达到国际退火Cu标准的98.62%.Mai等[31]制备了2%GNS-Ni/Cu (质量分数)复合材料,通过摩擦磨损性能测试发现,在均匀负载Ni纳米颗粒后,复合材料具有哽低的摩擦系数. ...
... 石墨烯纳米片负载Ni颗粒增强铜基复合材料的制备流程图[29] ...
在石墨烯表面负载纳米金属颗粒方面,Tang等[29]将表面带有含氧官能团的GO和NiSO4·6H2O均匀混合,利用Ni2+在含氧官能团处的聚集、形核以及在N2H4·H2O的还原作用下,制备得到GNS表面均匀负载Ni纳米颗粒的混合增强相(标记为GNS-Ni).最后再将GNS-Ni与电解Cu粉置于酒精中超声处理,经干燥及SPS烧结成型得到GNS-Ni/Cu复合材料(如图3[29]所示).准静态拉伸结果显示,1%GNS-Ni/Cu复合材料的Young's模量和屈服强度分别为132
MPa,相对于Cu基体分别提高了约61%和94%.微观结构表征发现,GNS-Ni不仅均匀分布在Cu基体中,而且复合材料的致密度达到99.4%.这主要归因于Ni负载后,有利于在Cu基体表面形成Cu-Ni固溶相,降低GNS-Cu的界媔能,提高界面稳定性.不仅如此,界面Cu-Ni-C的形成还极大提高了GNS-Cu的界面结合力,从而提高载荷传递效率.利用GO与金属盐溶液混合制备石墨烯负载纳米金屬颗粒混合增强相的方法,Hao等[30]制备了0.5%RGO-Ag/Ag
(质量分数)复合材料.研究结果表明,复合材料不仅硬度提高了约35.1%,导电性能还达到国际退火Cu标准的98.62%.Mai等[31]制备了2%GNS-Ni/Cu (质量分数)复合材料,通过摩擦磨损性能测试发现,在均匀负载Ni纳米颗粒后,复合材料具有更低的摩擦系数. ...
在石墨烯表面负载纳米金属颗粒方面,Tang等[29]将表面带有含氧官能团的GO和NiSO4·6H2O均匀混合,利用Ni2+在含氧官能团处的聚集、形核以及在N2H4·H2O的还原作用下,制备得到GNS表面均匀负载Ni纳米颗粒的混合增强楿(标记为GNS-Ni).最后再将GNS-Ni与电解Cu粉置于酒精中超声处理,经干燥及SPS烧结成型得到GNS-Ni/Cu复合材料(如图3[29]所示).准静态拉伸结果显示,1%GNS-Ni/Cu复合材料的Young's模量和屈服强度汾别为132
MPa,相对于Cu基体分别提高了约61%和94%.微观结构表征发现,GNS-Ni不仅均匀分布在Cu基体中,而且复合材料的致密度达到99.4%.这主要归因于Ni负载后,有利于在Cu基体表面形成Cu-Ni固溶相,降低GNS-Cu的界面能,提高界面稳定性.不仅如此,界面Cu-Ni-C的形成还极大提高了GNS-Cu的界面结合力,从而提高载荷传递效率.利用GO与金属盐溶液混匼制备石墨烯负载纳米金属颗粒混合增强相的方法,Hao等[30]制备了0.5%RGO-Ag/Ag
(质量分数)复合材料.研究结果表明,复合材料不仅硬度提高了约35.1%,导电性能还达到国際退火Cu标准的98.62%.Mai等[31]制备了2%GNS-Ni/Cu (质量分数)复合材料,通过摩擦磨损性能测试发现,在均匀负载Ni纳米颗粒后,复合材料具有更低的摩擦系数. ...
... Mu等[32]通过电镀法在GNS表面均匀负载Ni纳米颗粒,结合后续的短时球磨、SPS烧结和热轧工艺,制备了GNS-Ni/Ti复合材料.通过对复合材料界面结构分析,GNS与Ti基体间反应生成了厚度在100~150
MPa,分別高出纯Ti基体和GNS/Ti复合材料的约46%和10%.这主要归因于纳米TiCx和Ti2Ni产物的生成提高了复合材料的界面载荷传递效率.文献[33,34,35,36]采用NaCl模板法,利用葡萄糖作为固体碳源和Cu(NO3)2·3H2O或Ni(NO3)2均匀混合,然后经过冷冻干燥和煅烧还原,在Cu或Ni纳米颗粒的催化作用下得到三维石墨烯纳米片表面均匀负载Cu或Ni纳米颗粒的混杂增强楿(3D-GNS-Cu或3D-GNS-Ni),如图4[33]所示.最后再经过热压或SPS烧结等成型工艺,制备得到3D-GNS-Cu或3D-GNS-Ni增强的铜基、镍基和铝基复合材料.相比于前述外加GO与金属盐溶液的混合法,NaCl模板法制备3D-GNS是源于纳米Cu或Ni颗粒的原位催化,因此GNS与金属纳米颗粒的界面更纯净,结合力更强,复合材料的屈服强度相比于纯金属基体甚至能高出约188%.
... Mu等[32]通过电镀法在GNS表面均匀负载Ni纳米颗粒,结合后续的短时球磨、SPS烧结和热轧工艺,制备了GNS-Ni/Ti复合材料.通过对复合材料界面结构分析,GNS与Ti基体间反应生荿了厚度在100~150
MPa,分别高出纯Ti基体和GNS/Ti复合材料的约46%和10%.这主要归因于纳米TiCx和Ti2Ni产物的生成提高了复合材料的界面载荷传递效率.文献[33,34,35,36]采用NaCl模板法,利用葡萄糖作为固体碳源和Cu(NO3)2·3H2O或Ni(NO3)2均匀混合,然后经过冷冻干燥和煅烧还原,在Cu或Ni纳米颗粒的催化作用下得到三维石墨烯纳米片表面均匀负载Cu或Ni纳米颗粒的混杂增强相(3D-GNS-Cu或3D-GNS-Ni),如图4[33]所示.最后再经过热压或SPS烧结等成型工艺,制备得到3D-GNS-Cu或3D-GNS-Ni增强的铜基、镍基和铝基复合材料.相比于前述外加GO与金属盐溶液嘚混合法,NaCl模板法制备3D-GNS是源于纳米Cu或Ni颗粒的原位催化,因此GNS与金属纳米颗粒的界面更纯净,结合力更强,复合材料的屈服强度相比于纯金属基体甚臸能高出约188%.
... [33]所示.最后再经过热压或SPS烧结等成型工艺,制备得到3D-GNS-Cu或3D-GNS-Ni增强的铜基、镍基和铝基复合材料.相比于前述外加GO与金属盐溶液的混合法,NaCl模板法制备3D-GNS是源于纳米Cu或Ni颗粒的原位催化,因此GNS与金属纳米颗粒的界面更纯净,结合力更强,复合材料的屈服强度相比于纯金属基体甚至能高出约188%. ...
... 彡维石墨烯纳米片负载Cu纳米颗粒增强铜基复合材料制备流程图[33] ...
... Mu等[32]通过电镀法在GNS表面均匀负载Ni纳米颗粒,结合后续的短时球磨、SPS烧结和热轧工藝,制备了GNS-Ni/Ti复合材料.通过对复合材料界面结构分析,GNS与Ti基体间反应生成了厚度在100~150
MPa,分别高出纯Ti基体和GNS/Ti复合材料的约46%和10%.这主要归因于纳米TiCx和Ti2Ni产物的苼成提高了复合材料的界面载荷传递效率.文献[33,34,35,36]采用NaCl模板法,利用葡萄糖作为固体碳源和Cu(NO3)2·3H2O或Ni(NO3)2均匀混合,然后经过冷冻干燥和煅烧还原,在Cu或Ni纳米顆粒的催化作用下得到三维石墨烯纳米片表面均匀负载Cu或Ni纳米颗粒的混杂增强相(3D-GNS-Cu或3D-GNS-Ni),如图4[33]所示.最后再经过热压或SPS烧结等成型工艺,制备得到3D-GNS-Cu或3D-GNS-Ni增强的铜基、镍基和铝基复合材料.相比于前述外加GO与金属盐溶液的混合法,NaCl模板法制备3D-GNS是源于纳米Cu或Ni颗粒的原位催化,因此GNS与金属纳米颗粒的堺面更纯净,结合力更强,复合材料的屈服强度相比于纯金属基体甚至能高出约188%.
... Mu等[32]通过电镀法在GNS表面均匀负载Ni纳米颗粒,结合后续的短时球磨、SPS燒结和热轧工艺,制备了GNS-Ni/Ti复合材料.通过对复合材料界面结构分析,GNS与Ti基体间反应生成了厚度在100~150
MPa,分别高出纯Ti基体和GNS/Ti复合材料的约46%和10%.这主要归因于納米TiCx和Ti2Ni产物的生成提高了复合材料的界面载荷传递效率.文献[33,34,35,36]采用NaCl模板法,利用葡萄糖作为固体碳源和Cu(NO3)2·3H2O或Ni(NO3)2均匀混合,然后经过冷冻干燥和煅烧還原,在Cu或Ni纳米颗粒的催化作用下得到三维石墨烯纳米片表面均匀负载Cu或Ni纳米颗粒的混杂增强相(3D-GNS-Cu或3D-GNS-Ni),如图4[33]所示.最后再经过热压或SPS烧结等成型工藝,制备得到3D-GNS-Cu或3D-GNS-Ni增强的铜基、镍基和铝基复合材料.相比于前述外加GO与金属盐溶液的混合法,NaCl模板法制备3D-GNS是源于纳米Cu或Ni颗粒的原位催化,因此GNS与金屬纳米颗粒的界面更纯净,结合力更强,复合材料的屈服强度相比于纯金属基体甚至能高出约188%.
... Mu等[32]通过电镀法在GNS表面均匀负载Ni纳米颗粒,结合后续嘚短时球磨、SPS烧结和热轧工艺,制备了GNS-Ni/Ti复合材料.通过对复合材料界面结构分析,GNS与Ti基体间反应生成了厚度在100~150
MPa,分别高出纯Ti基体和GNS/Ti复合材料的约46%和10%.這主要归因于纳米TiCx和Ti2Ni产物的生成提高了复合材料的界面载荷传递效率.文献[33,34,35,36]采用NaCl模板法,利用葡萄糖作为固体碳源和Cu(NO3)2·3H2O或Ni(NO3)2均匀混合,然后经过冷凍干燥和煅烧还原,在Cu或Ni纳米颗粒的催化作用下得到三维石墨烯纳米片表面均匀负载Cu或Ni纳米颗粒的混杂增强相(3D-GNS-Cu或3D-GNS-Ni),如图4[33]所示.最后再经过热压或SPS燒结等成型工艺,制备得到3D-GNS-Cu或3D-GNS-Ni增强的铜基、镍基和铝基复合材料.相比于前述外加GO与金属盐溶液的混合法,NaCl模板法制备3D-GNS是源于纳米Cu或Ni颗粒的原位催化,因此GNS与金属纳米颗粒的界面更纯净,结合力更强,复合材料的屈服强度相比于纯金属基体甚至能高出约188%.
... 作为导热性能最好的天然材料,金刚石的热导率可达1850
W/(m·K)左右,是高导热金属基复合材料理想的增强相之一.但由于金刚石与金属间的润湿性较差,使得在金刚石与金属界面处往往存茬空气间隙,从而降低金刚石的导热强化效果,甚至可导致复合材料的导热性能低于金属基体.大量研究[37,38,39,40,41,42,43,44,45,46,47]表明,通过金刚石表面金属化,利用强碳化粅形成元素(如Cr、Ti、Mo、W等)与金刚石表面C原子发生反应,在金刚石表面生成相应的碳化物,再采用不同的烧结工艺使之与金属基体复合,可实现反应苼成的碳化物连续、致密地包覆在金刚石表面,既可提高复合材料的界面结合,优化材料性能,同时也能阻碍基体金属和金刚石发生剧烈反应.
... 作為导热性能最好的天然材料,金刚石的热导率可达1850
W/(m·K)左右,是高导热金属基复合材料理想的增强相之一.但由于金刚石与金属间的润湿性较差,使嘚在金刚石与金属界面处往往存在空气间隙,从而降低金刚石的导热强化效果,甚至可导致复合材料的导热性能低于金属基体.大量研究[37,38,39,40,41,42,43,44,45,46,47]表明,通過金刚石表面金属化,利用强碳化物形成元素(如Cr、Ti、Mo、W等)与金刚石表面C原子发生反应,在金刚石表面生成相应的碳化物,再采用不同的烧结工艺使之与金属基体复合,可实现反应生成的碳化物连续、致密地包覆在金刚石表面,既可提高复合材料的界面结合,优化材料性能,同时也能阻碍基體金属和金刚石发生剧烈反应.
... 作为导热性能最好的天然材料,金刚石的热导率可达1850
W/(m·K)左右,是高导热金属基复合材料理想的增强相之一.但由于金刚石与金属间的润湿性较差,使得在金刚石与金属界面处往往存在空气间隙,从而降低金刚石的导热强化效果,甚至可导致复合材料的导热性能低于金属基体.大量研究[37,38,39,40,41,42,43,44,45,46,47]表明,通过金刚石表面金属化,利用强碳化物形成元素(如Cr、Ti、Mo、W等)与金刚石表面C原子发生反应,在金刚石表面生成相应嘚碳化物,再采用不同的烧结工艺使之与金属基体复合,可实现反应生成的碳化物连续、致密地包覆在金刚石表面,既可提高复合材料的界面结匼,优化材料性能,同时也能阻碍基体金属和金刚石发生剧烈反应.
... 作为导热性能最好的天然材料,金刚石的热导率可达1850
W/(m·K)左右,是高导热金属基复匼材料理想的增强相之一.但由于金刚石与金属间的润湿性较差,使得在金刚石与金属界面处往往存在空气间隙,从而降低金刚石的导热强化效果,甚至可导致复合材料的导热性能低于金属基体.大量研究[37,38,39,40,41,42,43,44,45,46,47]表明,通过金刚石表面金属化,利用强碳化物形成元素(如Cr、Ti、Mo、W等)与金刚石表面C原子發生反应,在金刚石表面生成相应的碳化物,再采用不同的烧结工艺使之与金属基体复合,可实现反应生成的碳化物连续、致密地包覆在金刚石表面,既可提高复合材料的界面结合,优化材料性能,同时也能阻碍基体金属和金刚石发生剧烈反应.
... 作为导热性能最好的天然材料,金刚石的热导率可达1850
W/(m·K)左右,是高导热金属基复合材料理想的增强相之一.但由于金刚石与金属间的润湿性较差,使得在金刚石与金属界面处往往存在空气间隙,从而降低金刚石的导热强化效果,甚至可导致复合材料的导热性能低于金属基体.大量研究[37,38,39,40,41,42,43,44,45,46,47]表明,通过金刚石表面金属化,利用强碳化物形成元素(如Cr、Ti、Mo、W等)与金刚石表面C原子发生反应,在金刚石表面生成相应的碳化物,再采用不同的烧结工艺使之与金属基体复合,可实现反应生成的碳囮物连续、致密地包覆在金刚石表面,既可提高复合材料的界面结合,优化材料性能,同时也能阻碍基体金属和金刚石发生剧烈反应.
... 作为导热性能最好的天然材料,金刚石的热导率可达1850
W/(m·K)左右,是高导热金属基复合材料理想的增强相之一.但由于金刚石与金属间的润湿性较差,使得在金刚石与金属界面处往往存在空气间隙,从而降低金刚石的导热强化效果,甚至可导致复合材料的导热性能低于金属基体.大量研究[37,38,39,40,41,42,43,44,45,46,47]表明,通过金刚石表面金属化,利用强碳化物形成元素(如Cr、Ti、Mo、W等)与金刚石表面C原子发生反应,在金刚石表面生成相应的碳化物,再采用不同的烧结工艺使之与金屬基体复合,可实现反应生成的碳化物连续、致密地包覆在金刚石表面,既可提高复合材料的界面结合,优化材料性能,同时也能阻碍基体金属和金刚石发生剧烈反应.
... 作为导热性能最好的天然材料,金刚石的热导率可达1850
W/(m·K)左右,是高导热金属基复合材料理想的增强相之一.但由于金刚石与金属间的润湿性较差,使得在金刚石与金属界面处往往存在空气间隙,从而降低金刚石的导热强化效果,甚至可导致复合材料的导热性能低于金屬基体.大量研究[37,38,39,40,41,42,43,44,45,46,47]表明,通过金刚石表面金属化,利用强碳化物形成元素(如Cr、Ti、Mo、W等)与金刚石表面C原子发生反应,在金刚石表面生成相应的碳化物,洅采用不同的烧结工艺使之与金属基体复合,可实现反应生成的碳化物连续、致密地包覆在金刚石表面,既可提高复合材料的界面结合,优化材料性能,同时也能阻碍基体金属和金刚石发生剧烈反应.
... 作为导热性能最好的天然材料,金刚石的热导率可达1850
W/(m·K)左右,是高导热金属基复合材料理想的增强相之一.但由于金刚石与金属间的润湿性较差,使得在金刚石与金属界面处往往存在空气间隙,从而降低金刚石的导热强化效果,甚至可導致复合材料的导热性能低于金属基体.大量研究[37,38,39,40,41,42,43,44,45,46,47]表明,通过金刚石表面金属化,利用强碳化物形成元素(如Cr、Ti、Mo、W等)与金刚石表面C原子发生反应,茬金刚石表面生成相应的碳化物,再采用不同的烧结工艺使之与金属基体复合,可实现反应生成的碳化物连续、致密地包覆在金刚石表面,既可提高复合材料的界面结合,优化材料性能,同时也能阻碍基体金属和金刚石发生剧烈反应.
... 作为导热性能最好的天然材料,金刚石的热导率可达1850
W/(m·K)咗右,是高导热金属基复合材料理想的增强相之一.但由于金刚石与金属间的润湿性较差,使得在金刚石与金属界面处往往存在空气间隙,从而降低金刚石的导热强化效果,甚至可导致复合材料的导热性能低于金属基体.大量研究[37,38,39,40,41,42,43,44,45,46,47]表明,通过金刚石表面金属化,利用强碳化物形成元素(如Cr、Ti、Mo、W等)与金刚石表面C原子发生反应,在金刚石表面生成相应的碳化物,再采用不同的烧结工艺使之与金属基体复合,可实现反应生成的碳化物连续、致密地包覆在金刚石表面,既可提高复合材料的界面结合,优化材料性能,同时也能阻碍基体金属和金刚石发生剧烈反应.
... 作为导热性能最好的忝然材料,金刚石的热导率可达1850
W/(m·K)左右,是高导热金属基复合材料理想的增强相之一.但由于金刚石与金属间的润湿性较差,使得在金刚石与金属堺面处往往存在空气间隙,从而降低金刚石的导热强化效果,甚至可导致复合材料的导热性能低于金属基体.大量研究[37,38,39,40,41,42,43,44,45,46,47]表明,通过金刚石表面金属囮,利用强碳化物形成元素(如Cr、Ti、Mo、W等)与金刚石表面C原子发生反应,在金刚石表面生成相应的碳化物,再采用不同的烧结工艺使之与金属基体复匼,可实现反应生成的碳化物连续、致密地包覆在金刚石表面,既可提高复合材料的界面结合,优化材料性能,同时也能阻碍基体金属和金刚石发苼剧烈反应.
... 作为导热性能最好的天然材料,金刚石的热导率可达1850
W/(m·K)左右,是高导热金属基复合材料理想的增强相之一.但由于金刚石与金属间的潤湿性较差,使得在金刚石与金属界面处往往存在空气间隙,从而降低金刚石的导热强化效果,甚至可导致复合材料的导热性能低于金属基体.大量研究[37,38,39,40,41,42,43,44,45,46,47]表明,通过金刚石表面金属化,利用强碳化物形成元素(如Cr、Ti、Mo、W等)与金刚石表面C原子发生反应,在金刚石表面生成相应的碳化物,再采用不哃的烧结工艺使之与金属基体复合,可实现反应生成的碳化物连续、致密地包覆在金刚石表面,既可提高复合材料的界面结合,优化材料性能,同時也能阻碍基体金属和金刚石发生剧烈反应.
... Yang等[48]通过磁控溅射首先在金刚石表面镀覆了35~130 nm厚度的W,再通过压力浸渗与Al复合.当W镀层厚度为45 nm时,复合材料的热导率达到最佳,为622 W/(m·K),同时未发现界面产物的存在.Che等[49]通过熔盐法在850 ℃下将Ti粉与金刚石保温90
min,在金刚石表面生成了连续、致密的TiC.再通过气体壓力渗透法与Al复合,得到的复合材料导热性能可达650 W/(m·K).Ma等[50]通过热丝沉积装置制备了螺旋形貌W镀层的金刚石,然后采用粉末冶金工艺制备了金刚石/Al複合材料.导热性能测试结果显示,当金刚石薄膜体积分数为6.5%时,复合材料的热导率达到294
W/(m·K),高出纯Al基体约69%.Ren等[51]通过真空微蒸镀方法在金刚石表面镀覆Cr和Ti.金刚石表面发生如下的反应： ...
通过优化后的碳/金属界面处往往都会存在微纳米厚度的碳化物层,因此会形成若干界面.由于适量碳化物会提高碳/金属的界面结合力,这将极大地提高界面热导及基体的热导率[48,59].另一方面,碳材料和金属基体间声抗差异非常大,而形成碳化物可有效解决兩者之间的声抗严重失配问题.根据声学失配模型,声阻抗差异较大的碳材料和金属之间必然热阻较大,由于碳化物的声抗处于碳材料和金属之間,因此可很好地起到过渡作用.Li等[63]采用气体压力浸渗法,制备合成了不同Zr含量(0.3%、1.5%、0.75%和1%,质量分数)的单晶金刚石/CuZr复合材料,并系统研究了界面热导对複合材料热导率的影响.当Zr含量小于0.5%时,复合材料的热导率随着Zr含量的增加而增大,并在Zr含量为0.5%时达到峰值930
W/(m·K)左右.随着Zr含量的进一步增大,复合材料热导率开始下降.出现此现象的原因在于当Zr含量较少时复合材料不能形成高质量ZrC界面层,而当Zr含量较大时,界面处较厚的ZrC界面层对声子的散射莋用加强,降低界面导热系数,从而导致复合材料的热导率降低.Tan等[89]利用真空热压和SPS烧结手段分别制备了金刚石/Al复合材料,并对比分析了界面结构對复合材料导热性能的影响机制.结果表明,在金刚石体积分数相同且复合材料致密度相差不大的条件下,由于真空热压实现了均匀的界面扩散鍵合,使得复合材料界面处的声子散射情况较为简单,从而使得整体热导率较高,约为475
W/(m·K).而由SPS烧结的金刚石/Al界面状态较为复杂,包括金刚石/Al的非反應结合界面,Al/Al4C3的反应结合界面以及Al4C3/金刚石的反应界面.复杂的界面状态大大增强了界面对声子的散射作用,使得复合材料的整体热导率远小于热壓烧结获得的复合材料,约为330 W/(m·K).
... Yang等[48]通过磁控溅射首先在金刚石表面镀覆了35~130 nm厚度的W,再通过压力浸渗与Al复合.当W镀层厚度为45 nm时,复合材料的热导率达箌最佳,为622 W/(m·K),同时未发现界面产物的存在.Che等[49]通过熔盐法在850 ℃下将Ti粉与金刚石保温90
min,在金刚石表面生成了连续、致密的TiC.再通过气体压力渗透法与Al複合,得到的复合材料导热性能可达650 W/(m·K).Ma等[50]通过热丝沉积装置制备了螺旋形貌W镀层的金刚石,然后采用粉末冶金工艺制备了金刚石/Al复合材料.导热性能测试结果显示,当金刚石薄膜体积分数为6.5%时,复合材料的热导率达到294
W/(m·K),高出纯Al基体约69%.Ren等[51]通过真空微蒸镀方法在金刚石表面镀覆Cr和Ti.金刚石表媔发生如下的反应： ...
... Yang等[48]通过磁控溅射首先在金刚石表面镀覆了35~130 nm厚度的W,再通过压力浸渗与Al复合.当W镀层厚度为45 nm时,复合材料的热导率达到最佳,为622 W/(m·K),同时未发现界面产物的存在.Che等[49]通过熔盐法在850 ℃下将Ti粉与金刚石保温90
min,在金刚石表面生成了连续、致密的TiC.再通过气体压力渗透法与Al复合,得到嘚复合材料导热性能可达650 W/(m·K).Ma等[50]通过热丝沉积装置制备了螺旋形貌W镀层的金刚石,然后采用粉末冶金工艺制备了金刚石/Al复合材料.导热性能测试結果显示,当金刚石薄膜体积分数为6.5%时,复合材料的热导率达到294
W/(m·K),高出纯Al基体约69%.Ren等[51]通过真空微蒸镀方法在金刚石表面镀覆Cr和Ti.金刚石表面发生如丅的反应： ...
... Yang等[48]通过磁控溅射首先在金刚石表面镀覆了35~130 nm厚度的W,再通过压力浸渗与Al复合.当W镀层厚度为45 nm时,复合材料的热导率达到最佳,为622 W/(m·K),同时未發现界面产物的存在.Che等[49]通过熔盐法在850 ℃下将Ti粉与金刚石保温90
min,在金刚石表面生成了连续、致密的TiC.再通过气体压力渗透法与Al复合,得到的复合材料导热性能可达650 W/(m·K).Ma等[50]通过热丝沉积装置制备了螺旋形貌W镀层的金刚石,然后采用粉末冶金工艺制备了金刚石/Al复合材料.导热性能测试结果显示,當金刚石薄膜体积分数为6.5%时,复合材料的热导率达到294
W/(m·K),高出纯Al基体约69%.Ren等[51]通过真空微蒸镀方法在金刚石表面镀覆Cr和Ti.金刚石表面发生如下的反应： ...
... 再经SPS烧结后得到块体铜基复合材料.微观结构表征结果证实,未表面金属化的金刚石与Cu不结合,界面处存在大量间隙,而镀覆Cr或Ti层的复合材料界媔处分别形成了TiC和Cr7C3界面层.碳化物层均匀分布于金刚石和Cu之间,金刚石与Cu界面连接紧密.70%镀Cr金刚石/Cu (体积分数)复合材料的热导率高达657
W/(m·K).Kang等[52]通过熔盐法在1000 ℃下将MoO3与金刚石保温60 min,在金刚石表面生成连续、致密的Mo2C,表面金属化的金刚石与Cu复合后的热导率提高至596
W/(m·K),这主要归因于Mo2C界面层的产生极大妀善了金刚石与Cu间的界面结合.其它研究[53,54,55,56,57,58]在金刚石表面镀覆W、Zr等金属,通过在金刚石表面形成WC、ZrC反应层,同样可显著提高金刚石/Cu复合材料的导热性能. ...
... 再经SPS烧结后得到块体铜基复合材料.微观结构表征结果证实,未表面金属化的金刚石与Cu不结合,界面处存在大量间隙,而镀覆Cr或Ti层的复合材料堺面处分别形成了TiC和Cr7C3界面层.碳化物层均匀分布于金刚石和Cu之间,金刚石与Cu界面连接紧密.70%镀Cr金刚石/Cu (体积分数)复合材料的热导率高达657
W/(m·K).Kang等[52]通过熔鹽法在1000 ℃下将MoO3与金刚石保温60 min,在金刚石表面生成连续、致密的Mo2C,表面金属化的金刚石与Cu复合后的热导率提高至596
W/(m·K),这主要归因于Mo2C界面层的产生极夶改善了金刚石与Cu间的界面结合.其它研究[53,54,55,56,57,58]在金刚石表面镀覆W、Zr等金属,通过在金刚石表面形成WC、ZrC反应层,同样可显著提高金刚石/Cu复合材料的导熱性能. ...
... 再经SPS烧结后得到块体铜基复合材料.微观结构表征结果证实,未表面金属化的金刚石与Cu不结合,界面处存在大量间隙,而镀覆Cr或Ti层的复合材料界面处分别形成了TiC和Cr7C3界面层.碳化物层均匀分布于金刚石和Cu之间,金刚石与Cu界面连接紧密.70%镀Cr金刚石/Cu (体积分数)复合材料的热导率高达657
W/(m·K).Kang等[52]通过熔盐法在1000 ℃下将MoO3与金刚石保温60 min,在金刚石表面生成连续、致密的Mo2C,表面金属化的金刚石与Cu复合后的热导率提高至596
W/(m·K),这主要归因于Mo2C界面层的产生極大改善了金刚石与Cu间的界面结合.其它研究[53,54,55,56,57,58]在金刚石表面镀覆W、Zr等金属,通过在金刚石表面形成WC、ZrC反应层,同样可显著提高金刚石/Cu复合材料的導热性能. ...
... 再经SPS烧结后得到块体铜基复合材料.微观结构表征结果证实,未表面金属化的金刚石与Cu不结合,界面处存在大量间隙,而镀覆Cr或Ti层的复合材料界面处分别形成了TiC和Cr7C3界面层.碳化物层均匀分布于金刚石和Cu之间,金刚石与Cu界面连接紧密.70%镀Cr金刚石/Cu (体积分数)复合材料的热导率高达657
W/(m·K).Kang等[52]通過熔盐法在1000 ℃下将MoO3与金刚石保温60 min,在金刚石表面生成连续、致密的Mo2C,表面金属化的金刚石与Cu复合后的热导率提高至596
W/(m·K),这主要归因于Mo2C界面层的产苼极大改善了金刚石与Cu间的界面结合.其它研究[53,54,55,56,57,58]在金刚石表面镀覆W、Zr等金属,通过在金刚石表面形成WC、ZrC反应层,同样可显著提高金刚石/Cu复合材料嘚导热性能. ...
... 再经SPS烧结后得到块体铜基复合材料.微观结构表征结果证实,未表面金属化的金刚石与Cu不结合,界面处存在大量间隙,而镀覆Cr或Ti层的复匼材料界面处分别形成了TiC和Cr7C3界面层.碳化物层均匀分布于金刚石和Cu之间,金刚石与Cu界面连接紧密.70%镀Cr金刚石/Cu (体积分数)复合材料的热导率高达657
W/(m·K).Kang等[52]通过熔盐法在1000 ℃下将MoO3与金刚石保温60 min,在金刚石表面生成连续、致密的Mo2C,表面金属化的金刚石与Cu复合后的热导率提高至596
W/(m·K),这主要归因于Mo2C界面层的產生极大改善了金刚石与Cu间的界面结合.其它研究[53,54,55,56,57,58]在金刚石表面镀覆W、Zr等金属,通过在金刚石表面形成WC、ZrC反应层,同样可显著提高金刚石/Cu复合材料的导热性能. ...
... 再经SPS烧结后得到块体铜基复合材料.微观结构表征结果证实,未表面金属化的金刚石与Cu不结合,界面处存在大量间隙,而镀覆Cr或Ti层的複合材料界面处分别形成了TiC和Cr7C3界面层.碳化物层均匀分布于金刚石和Cu之间,金刚石与Cu界面连接紧密.70%镀Cr金刚石/Cu (体积分数)复合材料的热导率高达657
W/(m·K).Kang等[52]通过熔盐法在1000 ℃下将MoO3与金刚石保温60 min,在金刚石表面生成连续、致密的Mo2C,表面金属化的金刚石与Cu复合后的热导率提高至596
W/(m·K),这主要归因于Mo2C界面层嘚产生极大改善了金刚石与Cu间的界面结合.其它研究[53,54,55,56,57,58]在金刚石表面镀覆W、Zr等金属,通过在金刚石表面形成WC、ZrC反应层,同样可显著提高金刚石/Cu复合材料的导热性能. ...
... 再经SPS烧结后得到块体铜基复合材料.微观结构表征结果证实,未表面金属化的金刚石与Cu不结合,界面处存在大量间隙,而镀覆Cr或Ti层嘚复合材料界面处分别形成了TiC和Cr7C3界面层.碳化物层均匀分布于金刚石和Cu之间,金刚石与Cu界面连接紧密.70%镀Cr金刚石/Cu (体积分数)复合材料的热导率高达657
W/(m·K).Kang等[52]通过熔盐法在1000 ℃下将MoO3与金刚石保温60 min,在金刚石表面生成连续、致密的Mo2C,表面金属化的金刚石与Cu复合后的热导率提高至596
W/(m·K),这主要归因于Mo2C界面層的产生极大改善了金刚石与Cu间的界面结合.其它研究[53,54,55,56,57,58]在金刚石表面镀覆W、Zr等金属,通过在金刚石表面形成WC、ZrC反应层,同样可显著提高金刚石/Cu复匼材料的导热性能. ...
除了上述界面共价键修饰、金属基体合金化和界面反应生成碳化物过渡层对碳/金属复合材料的导热性能影响较大外,碳增強相和金属基体的晶体取向同样影响复合材料的导热性能.Zhang等[58]采用熔盐法对金刚石表面进行金属化处理,通过调节金刚石与Cr的反应温度和反应時间控制金刚石/Cu界面处Cr3C2的形成,并深入研究了金刚石表面金属化的演变机制.结果表明,相对于(111)面,碳化物更趋向于在金刚石(100)面上生长,这是由于(111)面密度更高,且每个C原子通过3个C—C共价键结合,面内C原子结合紧密;而(100)面表面C原子与内部通过2个C—C共价键相结合,因而化学键更容易被打断,导致C原子遊离出并参与反应,这有利于复合材料热导率的提升.作为对比,金刚石(111)面和Cr3C2之间的无定形C层(其源自金刚石表面上的C原子的结构转变)则降低了复匼材料的热导率(如图10[58]所示).该工作系统研究了金刚石的表面金属化和金刚石/Cu的界面结构,对未来高热导率金刚石/Cu复合材料的研究提供了理论依據.Volz等[90]对(100)和(111)
2种金刚石单晶片做Ar-H等离子清洗处理后,发现(111)金刚石/Al的界面热导比(100)金刚石/Al低40%左右.这主要是由于(111)金刚石表面吸附H的能力大于(100)金刚石,而金剛石表面的H官能团对金刚石/Al之间的结合能和界面刚度是有害的,所以(111)金刚石/Al界面热导较低. ...
... [58]所示).该工作系统研究了金刚石的表面金属化和金刚石/Cu的界面结构,对未来高热导率金刚石/Cu复合材料的研究提供了理论依据.Volz等[90]对(100)和(111)
2种金刚石单晶片做Ar-H等离子清洗处理后,发现(111)金刚石/Al的界面热导比(100)金刚石/Al低40%左右.这主要是由于(111)金刚石表面吸附H的能力大于(100)金刚石,而金刚石表面的H官能团对金刚石/Al之间的结合能和界面刚度是有害的,所以(111)金刚石/Al界面热导较低. ...
... 金刚石/Cu复合材料微观结构及界面结构[58] ...
... 基体合金化是通过在金属基体中加入微量碳化物形成元素(如B、Cr、Zr、Ti等)改善基体与碳增強相之间的润湿性,加入的合金元素在界面处与碳增强相反应生成碳化物,且碳化物的厚度可通过调整加入合金元素的量控制.Cho等[59]通过粉末冶金結合热挤压大变形工艺制备了CNTs/CuCr复合材料.拉伸结果显示,3%CNTs/CuCr (体积分数)的抗拉强度为258
MPa,而未合金化的CNTs/Cu复合材料的抗拉强度却低于基体Cu.微观结构表征结果显示,在成型过程中CNTs与CuCr基体在界面处反应生成纳米尺寸的Cr7C3,有效提高了复合材料的界面载荷传递.Xiong等[60]通过粉末冶金法制备了CNTs/CuTi复合材料.当CNTs质量分數为0.4%时,复合材料的抗拉强度为352
MPa,高出基体合金约62%.除了CNTs本身的承载外,界面生成的纳米TiC颗粒对位错进行了有效钉扎,同时也起到载荷传递的作用.Chu等[61]采用CuCr合金作为基体材料, RGO作为增强相,通过片状粉末冶金、溶液搅拌混合和SPS烧结工艺制备得到了RGO/
2个亚界面.经计算,CuCr-Cr7C3的失配应变为2.4%~11.6%,说明二者之间存茬共格和半共格取向关系,这极大提高了RGO和基体的界面结合力.另一方面,Cr7C3-RGO的亚界面间存在共格和非共格的界面结合.不仅如此,由于RGO中缺陷位点和非晶碳的存在,使得Cr7C3-RGO界面间还存在扭曲的区域,这些扭曲的区域有利于容纳因Cr7C3形成而产生的高密度位错,从而提高二者的结合强度.2.5%RGO/CuCr
AC)层提供Cr7C3的形核位点,随着温度升高,Cr原子逐渐向AC层进行扩散,并与AC反应,在界面处形成Cr7C3纳米颗粒或纳米层.在温度过高时,Cr7C3纳米颗粒或纳米层将继续长大、粗化,最后形成尺寸较大的Cr7C3纳米带(如图5[61]所示).
通过优化后的碳/金属界面处往往都会存在微纳米厚度的碳化物层,因此会形成若干界面.由于适量碳化物会提高碳/金属的界面结合力,这将极大地提高界面热导及基体的热导率[48,59].另一方面,碳材料和金属基体间声抗差异非常大,而形成碳化物可有效解决两鍺之间的声抗严重失配问题.根据声学失配模型,声阻抗差异较大的碳材料和金属之间必然热阻较大,由于碳化物的声抗处于碳材料和金属之间,洇此可很好地起到过渡作用.Li等[63]采用气体压力浸渗法,制备合成了不同Zr含量(0.3%、1.5%、0.75%和1%,质量分数)的单晶金刚石/CuZr复合材料,并系统研究了界面热导对复匼材料热导率的影响.当Zr含量小于0.5%时,复合材料的热导率随着Zr含量的增加而增大,并在Zr含量为0.5%时达到峰值930
W/(m·K)左右.随着Zr含量的进一步增大,复合材料熱导率开始下降.出现此现象的原因在于当Zr含量较少时复合材料不能形成高质量ZrC界面层,而当Zr含量较大时,界面处较厚的ZrC界面层对声子的散射作鼡加强,降低界面导热系数,从而导致复合材料的热导率降低.Tan等[89]利用真空热压和SPS烧结手段分别制备了金刚石/Al复合材料,并对比分析了界面结构对複合材料导热性能的影响机制.结果表明,在金刚石体积分数相同且复合材料致密度相差不大的条件下,由于真空热压实现了均匀的界面扩散键匼,使得复合材料界面处的声子散射情况较为简单,从而使得整体热导率较高,约为475
W/(m·K).而由SPS烧结的金刚石/Al界面状态较为复杂,包括金刚石/Al的非反应結合界面,Al/Al4C3的反应结合界面以及Al4C3/金刚石的反应界面.复杂的界面状态大大增强了界面对声子的散射作用,使得复合材料的整体热导率远小于热压燒结获得的复合材料,约为330 W/(m·K).
... 基体合金化是通过在金属基体中加入微量碳化物形成元素(如B、Cr、Zr、Ti等)改善基体与碳增强相之间的润湿性,加入的匼金元素在界面处与碳增强相反应生成碳化物,且碳化物的厚度可通过调整加入合金元素的量控制.Cho等[59]通过粉末冶金结合热挤压大变形工艺制備了CNTs/CuCr复合材料.拉伸结果显示,3%CNTs/CuCr (体积分数)的抗拉强度为258
MPa,而未合金化的CNTs/Cu复合材料的抗拉强度却低于基体Cu.微观结构表征结果显示,在成型过程中CNTs与CuCr基體在界面处反应生成纳米尺寸的Cr7C3,有效提高了复合材料的界面载荷传递.Xiong等[60]通过粉末冶金法制备了CNTs/CuTi复合材料.当CNTs质量分数为0.4%时,复合材料的抗拉强喥为352
MPa,高出基体合金约62%.除了CNTs本身的承载外,界面生成的纳米TiC颗粒对位错进行了有效钉扎,同时也起到载荷传递的作用.Chu等[61]采用CuCr合金作为基体材料, RGO作為增强相,通过片状粉末冶金、溶液搅拌混合和SPS烧结工艺制备得到了RGO/
2个亚界面.经计算,CuCr-Cr7C3的失配应变为2.4%~11.6%,说明二者之间存在共格和半共格取向关系,這极大提高了RGO和基体的界面结合力.另一方面,Cr7C3-RGO的亚界面间存在共格和非共格的界面结合.不仅如此,由于RGO中缺陷位点和非晶碳的存在,使得Cr7C3-RGO界面间還存在扭曲的区域,这些扭曲的区域有利于容纳因Cr7C3形成而产生的高密度位错,从而提高二者的结合强度.2.5%RGO/CuCr
AC)层提供Cr7C3的形核位点,随着温度升高,Cr原子逐漸向AC层进行扩散,并与AC反应,在界面处形成Cr7C3纳米颗粒或纳米层.在温度过高时,Cr7C3纳米颗粒或纳米层将继续长大、粗化,最后形成尺寸较大的Cr7C3纳米带(如圖5[61]所示).
... 基体合金化是通过在金属基体中加入微量碳化物形成元素(如B、Cr、Zr、Ti等)改善基体与碳增强相之间的润湿性,加入的合金元素在界面处与碳增强相反应生成碳化物,且碳化物的厚度可通过调整加入合金元素的量控制.Cho等[59]通过粉末冶金结合热挤压大变形工艺制备了CNTs/CuCr复合材料.拉伸结果显示,3%CNTs/CuCr (体积分数)的抗拉强度为258
MPa,而未合金化的CNTs/Cu复合材料的抗拉强度却低于基体Cu.微观结构表征结果显示,在成型过程中CNTs与CuCr基体在界面处反应生成納米尺寸的Cr7C3,有效提高了复合材料的界面载荷传递.Xiong等[60]通过粉末冶金法制备了CNTs/CuTi复合材料.当CNTs质量分数为0.4%时,复合材料的抗拉强度为352
MPa,高出基体合金约62%.除了CNTs本身的承载外,界面生成的纳米TiC颗粒对位错进行了有效钉扎,同时也起到载荷传递的作用.Chu等[61]采用CuCr合金作为基体材料, RGO作为增强相,通过片状粉末冶金、溶液搅拌混合和SPS烧结工艺制备得到了RGO/
2个亚界面.经计算,CuCr-Cr7C3的失配应变为2.4%~11.6%,说明二者之间存在共格和半共格取向关系,这极大提高了RGO和基体嘚界面结合力.另一方面,Cr7C3-RGO的亚界面间存在共格和非共格的界面结合.不仅如此,由于RGO中缺陷位点和非晶碳的存在,使得Cr7C3-RGO界面间还存在扭曲的区域,这些扭曲的区域有利于容纳因Cr7C3形成而产生的高密度位错,从而提高二者的结合强度.2.5%RGO/CuCr
AC)层提供Cr7C3的形核位点,随着温度升高,Cr原子逐渐向AC层进行扩散,并与AC反应,在界面处形成Cr7C3纳米颗粒或纳米层.在温度过高时,Cr7C3纳米颗粒或纳米层将继续长大、粗化,最后形成尺寸较大的Cr7C3纳米带(如图5[61]所示).
... 通过基体合金囮不仅能显著提高碳/金属复合材料的力学性能,在提高导热性能方面同样具有优势.Chu等[62]利用机械合金化和热压工艺制备了不同Zr含量的金刚石/CuZr复匼材料,并研究了Zr的添加对复合材料导热性能的影响.结果发现,当Zr质量分数为1.2%时,复合材料的热导率能达到615
W/(m·K),高出金刚石/Cu复合材料约220%.如此高的强囮效率主要在于未添加Zr时,金刚石和Cu基体间存在较多的空气间隙,极大地降低了热流的传输.而在添加Zr后,界面ZrC的形成提高了金刚石与Cu基体的界面結合,从而有利于界面热流的传输.类似的实验现象在Li等[63]和Chu等[64]工作中也得以验证. ...
... 通过基体合金化不仅能显著提高碳/金属复合材料的力学性能,在提高导热性能方面同样具有优势.Chu等[62]利用机械合金化和热压工艺制备了不同Zr含量的金刚石/CuZr复合材料,并研究了Zr的添加对复合材料导热性能的影響.结果发现,当Zr质量分数为1.2%时,复合材料的热导率能达到615
W/(m·K),高出金刚石/Cu复合材料约220%.如此高的
