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碳化物弥散强化铜基复合材料的研究一、本文概述随着材料科学技术的快速发展，铜基复合材料作为一种重要的工程材料，在航空航天、电子、能源、汽车等领域的应用日益广泛。
碳化物弥散强化铜基复合材料作为铜基复合材料的一种，凭借其优异的力学性能、导电导热性能以及良好的加工性能，成为了材料科学研究领域的热点之一。
本文旨在深入研究碳化物弥散强化铜基复合材料的制备工艺、组织结构与性能之间的关系，探讨其强化机制，为优化材料的性能和应用领域提供理论依据。
文章首先综述了国内外关于碳化物弥散强化铜基复合材料的研究现状和发展趋势，然后从材料的制备工艺出发，详细分析了碳化物的种类、形貌、尺寸及其在铜基体中的分布状态对复合材料性能的影响。
接着，文章通过实验和理论分析，深入探讨了碳化物弥散强化铜基复合材料的强化机制，包括细晶强化、位错强化、弥散强化等。
文章总结了研究成果，指出了研究中存在的问题和未来的发展方向，为碳化物弥散强化铜基复合材料的进一步研究和应用提供了参考。
二、碳化物弥散强化铜基复合材料的制备碳化物弥散强化铜基复合材料是一种通过引入碳化物颗粒来增强铜基体性能的新型复合材料。
其制备过程涉及到原料选择、粉末冶金、热处理和后期加工等多个环节，下面将详细介绍这一过程。
原料的选择是制备碳化物弥散强化铜基复合材料的关键。
一般来说，铜基体材料选用高纯度电解铜粉，以保证基体材料的优良导电性和塑性。
而碳化物增强相则可以根据需要选择如碳化硅（SiC）、碳化钛（TiC）等具有高硬度、高热稳定性的碳化物粉末。
接下来是粉末冶金过程，包括混合、压制和烧结等步骤。
在混合阶段，将铜粉和碳化物粉末按一定比例混合均匀，同时加入适量的成形剂和润滑剂，以提高压制过程中的成形性和烧结过程中的流动性。
混合后的粉末经过压制成型，形成所需形状的生坯。
然后在一定的温度和压力下进行烧结，使生坯中的粉末颗粒相互扩散和结合，形成致密的复合材料。
热处理是制备过程中的重要环节，其目的是消除材料内部的残余应力、提高材料的致密性和力学性能。
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弥散强化名词解释
弥散强化（Diffuse Reinforcement）是一种学习理论，它描述
了一种学习模式，在这种模式中，奖励信号被弥散地分布在学习系统的各个组成部分中，从而促进整体的学习和进步。
弥散强化的概念源自生物学中的神经网络学习。
在神经网络中，信息被广泛地传播和储存，每个神经元都可以接收到来自多个神经元的输入，并将信息传递给其他神经元。
这种广泛的信息传递和反馈机制被认为是学习和记忆的基础。
在弥散强化理论中，奖励信号被广泛地传播和反馈给学习系统的各个部分。
这意味着学习不仅仅依赖于特定的奖励反馈，而是依赖于整个系统的整体进展。
当一个组成部分表现出良好的学习效果，整个系统就会得到强化，并且相邻的组成部分也会受到一定程度的正向影响。
这种反馈机制在整个学习过程中促进了整体的学习和进步。
弥散强化在许多领域都有应用。
在机器学习中，弥散强化可以用于改进神经网络的训练方法，通过在反向传播过程中将奖励信号传递给神经网络的各个层次，来优化整个网络的性能。
在教育领域，弥散强化可以用于设计更有效的教学方法，通过弥散地提供奖励信号，来促进学生的整体学习和进步。
在组织管理中，弥散强化可以用于改善团队合作和员工绩效，通过广泛地提供奖励和正向反馈，来促进整个组织的效率和创新能力。
总之，弥散强化是一种学习模式，它通过广泛地传播和反馈奖励信号，促进整个系统的学习和进步。
这种学习模式在神经网
络、机器学习、教育和组织管理等领域都有广泛的应用，可以帮助人们设计更有效的学习和提高方法。
弥散强化各种热力机械(燃气轮机、喷气发动机、火箭)、宇航工业、原子能工业对耐热材料的要求很高。
现在，飞机喷气发动机使用的耐热金属材料主要是镍基和钴基超合金，其主要强化机构是通过热处理析出第二相，但使用温度还是有一定限度的。
钼基台金、铌等高熔点金属及其合金的高温强度是优越的，但抗氧化性差。
弥散强化合金作为这二者中间的耐热材料有所希望得到应用。
金属化合物或氧化物用作高强度合金的第二相，比基体金属硬得多。
在基体中渗入第二相的方法有好几种，最常见的是利用固溶体的脱溶沉淀，进行时效热处理，这就是沉淀强化；以后又发展了内氧化法、粉末冶金法，称为弥散强化。
所谓弥散强化，就是使金属基体(金属或固溶体)中含有高度分散的第二相质点而达到提高强度的目的。
虽然加入第二相的方法不同，但强化的机理却有共性，沉淀强化的情况更复杂。
一、弥散强化的机理弥散强化机构的代表理论是位错理论。
在弥散强化材料中，弥散相是位错线运动的障碍，位错线需要较大的应力才能克服障碍向前移动，所以弥散强化材料的强度高。
位错理论有多种模型用以讨论屈服强度、硬化和蠕变。
下面分析几种主要的位错理论模型。
1．屈服强度问题(1)奥罗万机构奥罗万机构的示意图如图7—23所示。
按照这个机构，位错线不能直接超过第二相粒子，但在外力下位错线可以环绕第二相粒子发生弯曲，最后在第二相粒子周围留下一个位错环而让位错通过。
位错线的弯曲将会增加位错影响区的晶格畸变能，这就增加了位错线运动的阻力，使滑移抗力增大。
在切应力τ作用下，位错线和一系列障碍相遇将弯曲成圆弧形，圆弧的半径取决于位错所受作用力和线张力的平衡。
在障碍处位错弯过角度θ(见图7-24)，障碍对具有柏氏矢量b 的位错的作用力F 将与位错的线张力T 保持平衡θsin 2T F =作为位错运动的障碍，第二相粒子显然比单个溶质原子要强，因此c θ(临界值)要大些。
当2πθ=时，位错线成半圆形，作用于位错的力F 最大。
如果用线张力的近似值221Gb （G 是切变模量），临界切应力b F c λτmax =（λ是位错线上粒子间的距离）代入上式，则可得2Gb b c =τλ所以 λτGb c =从此式可以看出，屈服应力与粒子间距成反比，粒子间距越小，材料的屈服强度越大。
弥散强化的原理和作用弥散强化（Diffusion Strengthening）是一种金属材料强化的方法，通过在晶界和亚晶界上形成高稳定性相界面，从而提高金属材料的力学性能。
弥散强化主要用于合金的制备和改性，可以在普通的金属材料中增加强度、硬度和耐磨性，同时提高其耐腐蚀性能。
弥散强化的原理基于固溶体强化和颗粒强化的组合。
固溶体强化是指通过向金属中溶解合金元素，并通过提高晶格的错配度和难以扩散的阻碍，来增加金属的强度。
而颗粒强化则是指在金属基体中形成细小的、强化颗粒，这些颗粒可以直接阻碍位错滑移，从而增强金属的强度。
弥散强化通过充分利用这两种强化机制，从而达到更好的强化效果。
弥散强化的过程主要分为三个阶段：合金的粉末制备、固溶化处理和固溶体反应。
首先，将金属基体和相强化元素以正确的比例混合，并制备成粉末。
然后，将混合粉末进行一定温度的加热，使合金元素固溶到金属基体中形成固溶体。
最后，通过固溶体反应，形成强化相颗粒，从而实现金属材料的弥散强化。
弥散强化主要有以下几个作用：1. 提高材料的强度和硬度：通过固溶化处理和形成强化相颗粒，弥散强化可以有效地阻碍材料晶格的位错滑移，从而提高金属材料的强度和硬度。
这使得弥散强化合金在高温、高应变和复杂加载条件下都能保持较好的强度和硬度。
2. 改善材料的耐磨性：弥散强化合金中，硬强化相颗粒阻碍了材料晶格的滑移和错位，从而减少了材料的塑性变形，提高了材料的抗磨损性能。
这使得弥散强化合金在机械制造、汽车制造和航空航天等领域中得到广泛应用。
3. 提高材料的耐腐蚀性能：弥散强化合金中形成的强化相颗粒可以在晶界和亚晶界上形成屏障，阻止腐蚀介质的进一步侵蚀，从而提高材料的耐腐蚀性能。
这使得弥散强化合金在化工、海洋工程和核能领域中具有重要的应用价值。
4. 增加材料的高温稳定性：弥散强化合金中形成的强化相颗粒可以提高金属材料的高温稳定性，有效地抵抗高温下的软化、蠕变和断裂等现象，从而增加材料在高温环境下的应用范围。
弥散强化各种热力机械(燃气轮机、喷气发动机、火箭)、宇航工业、原子能工业对耐热材料的要求很高。
现在，飞机喷气发动机使用的耐热金属材料主要是镍基和钴基超合金，其主要强化机构是通过热处理析出第二相，但使用温度还是有一定限度的。
钼基台金、铌等高熔点金属及其合金的高温强度是优越的，但抗氧化性差。
弥散强化合金作为这二者中间的耐热材料有所希望得到应用。
金属化合物或氧化物用作高强度合金的第二相，比基体金属硬得多。
在基体中渗入第二相的方法有好几种，最常见的是利用固溶体的脱溶沉淀，进行时效热处理，这就是沉淀强化；以后又发展了内氧化法、粉末冶金法，称为弥散强化。
所谓弥散强化，就是使金属基体(金属或固溶体)中含有高度分散的第二相质点而达到提高强度的目的。
虽然加入第二相的方法不同，但强化的机理却有共性，沉淀强化的情况更复杂。
一、弥散强化的机理弥散强化机构的代表理论是位错理论。
在弥散强化材料中，弥散相是位错线运动的障碍，位错线需要较大的应力才能克服障碍向前移动，所以弥散强化材料的强度高。
位错理论有多种模型用以讨论屈服强度、硬化和蠕变。
下面分析几种主要的位错理论模型。
1．屈服强度问题(1)奥罗万机构奥罗万机构的示意图如图7—23所示。
按照这个机构，位错线不能直接超过第二相粒子，但在外力下位错线可以环绕第二相粒子发生弯曲，最后在第二相粒子周围留下一个位错环而让位错通过。
位错线的弯曲将会增加位错影响区的晶格畸变能，这就增加了位错线运动的阻力，使滑移抗力增大。
在切应力τ作用下，位错线和一系列障碍相遇将弯曲成圆弧形，圆弧的半径取决于位错所受作用力和线张力的平衡。
在障碍处位错弯过角度θ(见图7-24)，障碍对具有柏氏矢量b 的位错的作用力F 将与位错的线张力T 保持平衡θsin 2T F =作为位错运动的障碍，第二相粒子显然比单个溶质原子要强，因此c θ(临界值)要大些。
当2πθ=时，位错线成半圆形，作用于位错的力F 最大。
如果用线张力的近似值221Gb （G 是切变模量），临界切应力b F c λτmax =（λ是位错线上粒子间的距离）代入上式，则可得2Gb b c =τλ所以 λτGb c =从此式可以看出，屈服应力与粒子间距成反比，粒子间距越小，材料的屈服强度越大。
这基本与实践结果符合，烧结铝的屈服应力与粒子间距的关系如图7—25所示。
(2)安塞尔—勒尼尔机构 安塞尔等人对弥散强化合金的屈服提出了另一个位错模型。
他们把由于位错塞积引起的弥散第二相粒子断裂作为屈服的判据。
当粒子上的切应力等于弥散粒子的断裂应力时，弥散强化合金便屈服。
由于位错塞积而在一个弥散第二相粒子上的切应力可认为等于στn =式中 n —一个弥散粒子前边或周围塞积的位错数；σ—所加的应力。
对一个粒子起作用的位错数取决于粒子间距Gbn λσ2= 式中 λ—弥散粒子间距；G —基体金属的切变模量；b —柏矢矢量。
综合στn =和Gbn λσ2=，第二相粒子上的切应力为 Gb22λστ= 使弥散粒子断裂的极限应力与粒子的切变模量成正比CG *=极限应力 式中 *G —第二相粒子的切变模量；C —比例常数，可以通过理论计算，通常约为30。
综合式Gb 22λστ=和式CG *=极限应力，可以得弥散强化两相合金的屈服应力为CG b λ2G *⋅⋅=屈服应力 从该方程式可以得出：1)屈服应力与基体和弥散相的切变模量的平方根的积成正比，也就是说与基体和弥散相的本性有关；2)屈服应力与粒子间距的平方根成反比，这也符合实验结果(见图7—26)3)柏氏矢量是位错的重要因素，屈服强度的大小直接与位错有关。
如果第二相粒子的分布不好，按屈服应力公式计算的应力小于引起位错从位错源处集结所需的应力时，则该式不能使用。
2．蠕变问题金属在恒定应力下，除瞬时形变外还要发生缓慢而持续的形变，称为蠕变。
对于蠕变，弥散粒子的强化有两种情况。
(1)弥散相是位错的障碍，位错必须通过攀移始能越过障碍显然，位错扫过一定面积所需的时间比纯金属要长，因而蠕变速率降低。
设粒子直径为d，粒子间距为λ，因每次攀移时间正比于d，攀移次数反比于λ，因而蠕变速率与dλ成正比。
若第二相总量不变，粒子长大总伴随着粒子间距的增大，d和λ是按近比例增长的，因此，在过时效以前，蠕变速率不受粒子长大的影响。
(2)第二相粒子沉淀在位错上阻碍位错的滑移和攀移这种具有弥散相的合金的抗蠕受能力与抗回复能力有对应关系。
普悦斯顿(O．Preston)等人研究内氧化法弥散强化铜时，形变烧结铜合金的回复温度几乎接近熔点，而形变纯铜的软化在低于T的温度熔点即已完成(见图7—27)。
麦克林(D．McLean)认为滑移可以在几个面和几个方向上进行。
如图7—28所示，实线代表滑到纸面上的位错，虚线代表运动出纸面的位错，在粒子之间两组可以相交而形成结点。
点线表示在第三种平面上的位错又可与这两组位错形成结点，结果弥散粒子被这些位错乱网所联结。
由于乱网中位错密度很高，造成强烈的应变硬化；同时，粒子又阻碍这些位错的滑移与攀移，因而得以保持这种硬化状态而不产生回复。
这一过程是提高耐热强度的关键，因为一般加工硬化状态是容易获得的，但要保持到高温不回复则是不容易的。
必须指出，以上两种强化机构能够发挥作用的前提是弥散相粒子要稳定而不长大或保持高的弥散度。
二、影响弥散强化材料强度的因素弥散强化材料的强度不但取决于基体和弥散相的本性，而且决定于弥散相的含量、粒度、分布、形态以及弥散相与基体的结合情况，同时也与工艺(如加工方式，加工条件)有关。
下面分别加以讨论。
1．弥散相和基体的性质(1)弥散相的性质根据以上讨论，弥散相粒子稳定而不长大是强化的前提之一。
对同一基体而言，弥散相不同会有不同的强化效果。
例如，实践证明，采用A12O3、SiO2、TiO2、MgO、ZrO2等作为镍合金的弥散相都末得到突出的效果，而Ni—ThO2的强度很高；在铜合金的研究中，A12O3就比ZrO2、SiO2好。
这就是说对弥散相的硬度、化学稳定性等有一定的要求。
弥散相要求具有高的化学稳定性、高的熔点，从热力学来说，要求弥散相的生成自由能负值大。
因为物质生成自由能的大小反映物质的稳定性，生成自由能负值越大，弥散相在合金中就越稳定。
从这一点出发，一般认为选用氧化物作弥散相比碳化物、氯化物、硼化物、硅化物较好。
在氧化物中用得较多的是A12O3、ThO2、Y203(见表7—3)。
此外，弥散相也要求具有高的结构稳定性，例如，Al2O3在高温下有结构类型的变化（γα⇔），不过，它在1000C 以后却是稳定的。
⑵基体的性质不同的金属具有不同的属性。
就同种金属来看，纯金属的强度就不如固溶体的大，如果使基体合金化形成固溶体，则强度会有提高。
例如，在Ni—ThO：中加入适量的Mo使Ni基体固溶强化，则强度有所提高(见表7—4)。
又如TD—Ni中加入20％Cr，不但能提高TD—Ni的强度，而且提高了抗氧化能力。
铬对TD—Ni抗氧化性的影响如图7—29所示。
2．弥散相的几何因素和形态弥散相的含量、粒度和较于间距互相是有联系的。
当含量一定时，粒子愈细，则粒子数愈多，因而粒子间距也就愈小。
这些弥散相的几何因素是影响材料强度的重要因素。
克雷门斯（W．S．Cremens)等研究了三者之间的关系，得出⎪⎪⎭⎫ ⎝⎛-=1132f d λ 式中 λ—粒子间距；f —弥散相体积百分率；d —粒子直径。
(1)弥散相的含量 在研究烧结铝时，A1203的含量对硬度、强度和伸长率的影响如图7—30所示。
随着A12O3含量的增加，合金硬度、强度也随着提高，但延性降低。
大量实践证明，弥散相的含量一般可在1％一15％的范围内选用。
(2)弥散相的粒度和粒子间距讨论位错理论的模型时，已得知弥散强化材料的屈服强度与粒子间距1-λ或21-λ成比例(见图7-25和图7-26)。
当弥散相含量一定时，粒子愈细，粒子间距也就愈小。
根据奥罗万的λτGb=的关系式，合金c屈服强度如果下限是G／1000，则上限是理论断裂强度G／30，一般设b≈0.3nm，则粒子间距的范围为0.01～0.3mμ。
粒子间距与粒子大小常为同一数量级，一般粒子大小范围为0.1～0.01mμ。
弥散强化材料要求弥散相均匀分布于基体中，这与生产方法有关。
分布不均匀，就会导致弥散相的聚集和粒子间距的增大，结果材料性能下降。
关于弥散相的形状对性能的影响尚未进行深入的研究。
有人认为：球形粒子可能比片状粒子好，因为片状粒子对于与其平行的原子面上运动的位错阻力小，而球形粒子对任何原子面上的位错具有相同的阻力。
3．弥散相与基体之间的作用(1)弥散相在基体中要求几乎不溶解，与基体不发生化学反应。
(2)基体与弥散相之间的界面能要求小。
二者之间的界面能低意味着两相接合较好，这是粒子阻碍位错运动所需要的。
相反，高界面能就等于粒子周围的空洞多，不仅不能阻碍位错运动，而且可能产生显微裂纹。
4．压力加工在生产弥散强化材料的过程中，—般采用热挤压工序。
热挤压可以提高材料的密度，更重要的是使材料发生高速应变，贮存大量的能量而强化材料。
5．生产方法除了上述主要方面的因素外，不同生产方法制取的弥散强化材料可以有不同的性能。
因此，在确定成分后，也要根据具体条件采用适当的生产方法。
弥散强化材料的生产方法很多，有内氧化法、机械混合法、表面氧化法、氧化—还原法、弥散相颗粒悬浮液沉积法、共沉淀法、粉末包覆法等。
一般来说。
共沉淀法生产的弥散强化材料的性能比机械混合法或氧化—还原法生产的就好一些。
例如，氧化—还原法生产的Fe—16％A12O3材料(经过挤压)，650℃时的抗拉强度为193MPa；而共沉淀法生产的同样成分的材料，在650℃时的抗拉强度有226MPa。
综合以上影响性能因素，可以得出：为了提高材料的强度性能，除了正确选择合金成分外，还要在一定范围内提高弥散相的含量，减小弥散相的粒度和粒子间距，使弥散相均匀分布于基体中，并采用大的加工形变。
但必须指出，在实践中不能片面强调某一方面，因为随着强度、硬度的提高，延性和其他某些性能可能降低，同时还要考虑到经济效果与资源各件。
三、弥散强化材料的性能弥散相除A12O 3外，发展了以下化合物：氧化物：A12O3、ThO2、MgO、SiO2、BeO、CdO、Cr2O3、TiO2、ZrO2以及Y2O3和澜系稀土氧化物；金属间化合物：Ni3A1、Fe 3AI等；碳化物、硼化物、硅化物、氮化物：WC、Mo2C、TiC、TaC、Cr3C2、B4C、SiC、TiB2、Ni2B、MoSi2、Mg2Si、TiN、BN等。
在应用上取得一定效果的有TD-Ni 及弥散强化无氧铜。
弥散强化材料固有的低延性，需要予以重视和研究改进，但弥散强化材料在性能上的优越性还是主要的。
1．再结晶温度高，组织稳定纯金属的再结晶温度(再T )一般是金属熔点(熔T )的35％一40％，即熔再T T ＝0.35～0.40。
