Preparation and sintering behavior of ultrafine Cu–20W composite powders by sol–gel with hydrogen reduction technology
-
摘要:
以偏钨酸铵和硝酸铜为原料，采用溶胶–凝胶法结合氢还原制备了Cu–20%W（质量分数）超细粉末，经压制烧结获得Cu–20W复合材料。对粉体的形貌和粒度进行表征，并考察烧结温度对Cu–20W烧结体试样组织和性能的影响。结果表明：通过溶胶–凝胶法结合氢还原可制备出平均粒度小于100 nm的Cu–20W复合粉末；随烧结温度的升高，Cu–20W烧结体试样的物理性能和力学性能提高。
1080 ℃烧结所得试样的相对密度达97.20%，电导率（IACS）、热导率、显微硬度和抗拉强度分别达到91.73%、351.52 W·m−1·K−1、HV 96.1和431.03 MPa；在100～400 ℃温度范围内，Cu–20W试样的热膨胀系数在14.871×10−6～17.422×10−6·K−1。-
关键词:
- Cu–20W超细粉末 /
- 溶胶–凝胶法 /
- 烧结性能 /
- 物理性能 /
- 力学性能
Abstract:Cu–20%W (mass fraction) ultrafine composite powders were prepared by the combination of sol–gel with hydrogen reduction method, using ammonium metatungstate and copper nitrate as the raw materials, and the Cu–20W samples were obtained by pressing and sintering. The morphology and particle size of the powders were characterized, and the effects of sintering temperatures on the microstructure and properties of the Cu–20W sintered samples were investigated. The results show that the Cu–20W composite powders are obtained by the combination of sol–gel with hydrogen reduction method with the average particle size of less than 100 nm. With the increase of sintering temperature, the physical and mechanical properties of the sintered Cu–20W samples are improved. The relative density of the samples sintered at
1080 ℃ is 97.20%, the electrical conductivity (IACS), thermal conductivity, Vickers hardness, and tensile strength are reached as 91.73%, 351.52 W·m–1·K–1, HV 96.1, and 431.03 MPa, respectively. In the temperature range of 100～400 ℃, the coefficient of thermal expansion for the sintered Cu–20W samples is 14.871×10–6~17.422×10–6·K–1. -
铜钨（Cu–W）复合材料结合了Cu的高热导率和电导率以及W的高熔点、低热膨胀系数和优良的力学性能，并且可以通过调整Cu–W复合材料中的成分配比来改变其物理性能[1]，因此Cu–W复合材料被广泛应用于散热材料、继电器叶片、高性能电接触材料等领域[2–4]。较高Cu含量（质量分数＞60%）的Cu–W复合材料因具有高导电性、高导热性和良好的相对密度，可部分取代银触点材料[5]。
目前制备Cu质量分数在适当范围内（5%～40%）的Cu–W复合材料多采用粉末冶金液相烧结、熔渗烧结等方法[6–8]，但Cu质量分数较高（＞50%）的Cu–W复合材料采用液相烧结等方法制备时会存在一些问题，如试样发生变形等。因此，高铜含量且性能优良的Cu–W复合材料的制备工艺成为研究重点[9–11]。另一方面，Cu、W之间互不相溶以及热膨胀系数存在显著的差异也给固相烧结制备高相对密度Cu–W复合材料增加难度[12−13]。由于超细Cu–W复合粉末具有较高的烧结活性，有助于促进Cu–W合金的烧结致密化[14–16]。因此国内外围绕超细（纳米级）Cu–W复合粉末的制备开展了大量研究，如采用机械合金化、机械热化学法、溶胶–凝胶法、均相沉淀法、喷雾干燥法等方法制备Cu–W复合粉末[17–22]。研究表明，溶胶–凝胶法制备的W–Cu复合粉末具有纯度高、分布均匀、粉体粒度细等显著优点，与其他制粉方法相比较，反应过程易于控制、操作简单，并且可以显著减少新相的形成[23]，然而上述方法大多是制备中低Cu含量的W–Cu复合粉末，而对于较高Cu含量的制粉报道较少。因此，超细、高Cu含量的Cu–W复合粉末的制备成为当前Cu–W合金制备的热点之一。
本文采用溶胶–凝胶法结合氢还原制备Cu–20%W（质量分数，Cu–20W）复合粉末，通过压制烧结制备出Cu–20W复合材料，并对其微观结构、密度、硬度、拉伸强度、导热导电及热膨胀性能等进行测试分析，以获得高Cu含量、高性能Cu–W复合材料的制备新途径。
1. 实验材料及方法
1.1 复合粉末的制备
按Cu–20%W中铜钨质量比称取适量硝酸铜（Cu(NO3)2·3H2O，纯度99.95%）和偏钨酸铵（(NH4)6HW2O40·nH2O、纯度99.95%），连同乙二胺四乙酸（EDTA）等加入去离子水中，通过超声搅拌直至溶解，形成蓝色透明溶液，随后加入柠檬酸和无水乙醇，调节溶液的pH值至1～2之间，将所得溶液在90 ℃加热搅拌得到络合物溶胶，所得凝胶放入烘箱内在100 ℃保温12 h得到干凝胶，将所得干凝胶置于马弗炉中于500 ℃下煅烧90 min得到前驱体粉末。最后将所得的前驱体在H2气氛中于550 ℃保温90 min，得到Cu–20W复合粉末。
1.2 复合材料的制备
将上述制备的Cu–20W复合粉末在350 MPa的压力下压制成ϕ20 mm的圆柱状压坯，所得压坯在H2气氛中分别于930、980、
1030 和1080 ℃烧结90 min，得到Cu–20W烧结体试样。1.3 分析与表征
采用Pert–PRO MPD X射线衍射仪（X-ray diffraction，XRD）对煅烧干凝胶所得前驱体粉末及其还原所得Cu–20W复合粉末的物相组成进行表征。利用Hitachi SUS8000冷场发射扫描电子显微镜（field emission scanning electron microscope，FESEM）及其配置的Hitachi SUS8020能谱仪（energy disperse spectroscopy，EDS）对前驱体粉末、还原后的复合粉末和烧结体试样的微观组织和元素分布等进行测定。使用JEM–2100F场发射透射电子显微镜（field emission transmission electron microscope，FETEM）对Cu–20W复合粉末的形貌进行观察。通过阿基米德排水法测定不同烧结温度所得Cu–20W试样的密度。采用MH–3L显微维氏硬度计对Cu–20W试样的显微硬度进行测定。根据相关标准采用四端子法测试了Cu–20W试样的电导率。选用德国耐驰LFA457激光热导仪和TMA402F3热机械分析仪分别测定Cu–20W试样的热导率和热膨胀系数。利用线切割机对Cu–20W烧结体试样进行切割得到拉伸试样，然后采用MX–0580电子万能试验机测试不同烧结温度所得Cu–20W拉伸试样的抗拉强度，并且通过冷场发射扫描电子显微镜观察拉伸断口形貌。
2. 结果与讨论
2.1 粉体的表征
图1所示为前驱体粉末及其还原后粉末的X射线衍射谱图。从图中可以看出，煅烧干凝胶所得前驱体粉末的谱图上出现了氧化铜（CuO）和钨酸铜（CuWO4）衍射峰，如图1（a）所示，这表明干凝胶煅烧后的前驱体粉末主要由CuO和CuWO4组成。图1（b）中干凝胶还原产物的谱图中仅发现Cu和W的衍射峰，表明前驱体粉末被完全还原成Cu–20W复合粉末。
![]()
图 1 Cu–20W前驱体粉末（a）和还原所得复合粉末（b）的X射线衍射谱图Figure 1. XRD patterns of the Cu–20W precursor powders (a) and the reduced composite powders (b)图2为煅烧干凝胶所得前驱体粉末和还原后复合粉末显微形貌。由图可知，前驱体粉末发生聚集，还原所得Cu–20W复合粉末由形态不规则的超细粉末聚集而成，这是由于复合粉末具有较大的比表面积，在还原过程中容易出现团聚。
![]()
图 2 Cu–20W前驱体（a）和还原后粉末（b）显微形貌Figure 2. SEM images of the Cu–20W precursor powders (a) and the reduced powders (b)图3为超细Cu–20W复合粉末能谱分析结果以及W、Cu分布情况。从图3可以看出，还原后复合粉末仅由Cu、W相组成，且超细W颗粒均匀地分布在Cu基体中。这是由于在溶胶凝胶制备过程中，W和Cu元素在分子水平上均匀混合，经煅烧和两步还原，一定程度上避免了复合粉末中成分的过度分离，使得超细复合粉末具有均匀的组成分布。
![]()
图 3 Cu–20W复合粉末的能谱分析以及元素分布：（a）微观形貌；（b）能谱分析；（c）Cu元素分布；（d）W元素分布Figure 3. EDS spectrum and elemental mapping of the reduced powders: (a) SEM image; (b) EDS; (c) Cu distribution; (d) W distribution图4所示为Cu–20W复合粉末的透射电镜显微形貌。从图4（a）可以看出，Cu–20W复合粉末颗粒尺寸细小，粒径在50～100 nm之间，具有较高的表面能和均匀的尺寸分布。对图4（a）中区域1进行分析，结果如图4（b）所示，其中A和B处的晶面间距（d）分别为
0.3685 nm和0.2124 nm，对应Cu(220)和W(110)的晶格间距。以上分析表明，溶胶凝胶法结合氢还原可以制备出分布均匀的Cu–20W超细粉末。![]()
图 4 Cu–20W复合粉末透射电子显微形貌（a）和图（a）区域1的晶面分析（b）Figure 4. TEM images of the Cu–20W composite powders (a) and the HRTEM images of zone 1 (b)2.2 Cu–20W复合粉体的烧结性能
表1是溶胶–凝胶法结合氢还原制备的超细Cu–20W复合粉末压坯烧结90 min后所得Cu–20W烧结体试样的密度和相对密度。从表1可以看出，随着烧结温度升高，Cu–20W试样的密度和相对密度明显增加。930 ℃烧结所得试样的相对密度仅为80.69%，而当烧结温度升至
1080 ℃时，烧结体的相对密度达到97.20%。Cu–20W复合粉末表现出了良好的烧结活性。表 1 Cu–20W粉末压坯经过不同温度烧结所得烧结体的密度和相对密度Table 1. Density and relative density of the Cu–20W samples sintered at different temperatures烧结温度 / ℃ 密度 / (g·cm–3) 相对密度 / % 930 8.10 80.69 980 8.51 84.78 1030 8.84 88.05 1080 9.75 97.20 Cu–20W粉末压坯在
1080 ℃下的烧结属于固相烧结，烧结致密化主要通过固相扩散实现，此时原料粉末的粒度、各组分的均匀程度对烧结致密化有着重要的影响。本实验通过溶胶–凝胶法结合氢还原制得的超细Cu–20W复合粉末，Cu、W相分布均匀，粒度小于100 nm。粉体中Cu、W相均匀分布，较细的粒度促使Cu、W颗粒充分接触，且粉体具有较高的表面能，增大了颗粒的烧结活性。因此，在1080 ℃固相烧结温度下，所得烧结体具有较高的相对密度。图5为不同温度烧结所得试样表面显微组织形貌，其中灰色区域为W，深色区域为Cu，黑色为孔隙。从图中可以看出，当烧结温度较低时，试样中存在较多的孔隙，随着烧结温度的升高，试样中孔隙数量逐渐减少。图5（d）中
1080 ℃烧结体试样显微组织中出现Cu池，表明当烧结温度接近Cu熔点时，Cu–20W复合粉末中可能出现一定的Cu液相从而促进致密化。![]()
图 5 不同温度烧结所得Cu–20W烧结体表面的微观形貌：（a）930 ℃；（b）980 ℃；（c）1030 ℃；（d）1080 ℃Figure 5. SEM images of the Cu–20W samples at different sintering temperatures: (a) 930 ℃; (b) 980 ℃; (c)1030 ℃; (d)1080 ℃图6为不同温度烧结所得Cu–20W烧结体试样拉伸断口形貌。从图6（a）可以看出，当烧结温度为930 ℃时，断口中韧窝的数量较少，且存在较多的孔隙，此时Cu–20W复合材料仅处于烧结初期，W、Cu两相结合较差。然而随着烧结温度升高到
1080 ℃时，如图6（d）所示，可以观察到断口中的韧窝数量增多且深度变浅，并且在拉伸过程中会出现穿晶断裂，Cu–20W复合材料的力学强度得到提升。![]()
图 6 不同烧结温度Cu–20W试样拉伸断口形貌：（a）930 ℃；（b）980 ℃；（c）1030 ℃；（d）1080 ℃Figure 6. Tensile fracture morphologies of the Cu–20W samples at different sintering temperatures: (a) 930 ℃; (b) 980 ℃; (c)1030 ℃; (d)1080 ℃2.3 Cu–20W试样的物理性能
图7为Cu–20W烧结试样的电导率和热导率。从图7可以看出，Cu–20W试样的电导率和热导率随烧结温度的升高而增大，当烧结温度为
1080 ℃时，Cu–20W试样的电导率和热导率分别达到91.73%IACS和351.52 W·m–1·K–1。通过式（1）计算出Cu–20W试样的理论热导率为376.31 W·m–1·K–1[24]。![]()
图 7 不同温度烧结所得Cu–20W试样的电导率及热导率Figure 7. Electrical and thermal conductivity of the Cu–20W samples sintered at different temperatures$$ C = \frac{{{v_1}{C_1} + {v_2}{C_2}\dfrac{{3{C_1}}}{{2{C_1} + {C_2}}}}}{{{v_1} + {v_2}\dfrac{{3{C_1}}}{{2{C_1} + {C_2}}}}} $$ (1) 式中：C是复合材料的导热率，C1和C2分别是W和Cu的热导率，v1和v2为W和Cu的体积分数，分别为10.38%和89.62%。
Cu的导热系数和电导率都远高于W，自由电子优先通过Cu相传导而不是W相[25]，所以Cu–20W复合材料的热导率和电导率主要由Cu相决定。930 ℃烧结所得试样中Cu未形成连续的网络结构，复合材料内存在的孔隙增加了电子运输的阻力，导致热导率和电导率较低；随着烧结温度的升高，有利于加快Cu颗粒间烧结颈的生长，形成完整连续的网络结构以及良好的界面结合，大大降低了自由电子的热阻和声子的散射，且Cu–20W试样中超细W颗粒有助于铜网粗化，促进烧结致密化；同时，在烧结过程中H2气氛可以排除试样中的氧，减小了对热流的屏障作用，共同促进电子传输，显著提高试样的热导率和电导率。
图8为不同温度下烧结所得试样的热膨胀系数（coefficient of thermal expansion，CTE）。从图8可以看出，随着烧结温度的升高，烧结试样的热膨胀系数逐渐减小。
1080 ℃烧结所得Cu–20W试样的热膨胀系数随测试温度升高略微增加，热膨胀系数在14.871×10–6～17.422×10–6 K–1。通过式（2）计算出Cu–20W试样的理论热膨胀系数为15.417×10–6·K–1[24]。![]()
图 8 不同温度烧结所得Cu–20W试样的热膨胀系数Figure 8. CTE of the Cu–20W samples sintered at different temperatures$$ T = \frac{{4{G_1}}}{K}\frac{{\left( {{K_1} - {K_2}} \right)\left( {{T_1} - {T_2}} \right){v_2}}}{{4{G_1} + 3{K_2}}} + {v_1}{T_1} + {v_2}{T_2} $$ (2) 式中：T是W–Cu复合材料的热膨胀系数，T1和T2分别是W和Cu的热膨胀系数，K1、K2分别是W和Cu的体积模量，G1为Cu的剪切模量。
随着烧结温度的升高，烧结体试样的密度增大，试样内孔隙减少。
1080 ℃烧结所得试样相对密度高，孔隙数少，Cu–20W试样中超细W颗粒的均匀分布及其低的热膨胀系数约束了纯Cu的热膨胀率。随着测试温度的升高，Cu–20W试样的热膨胀系数略微增加，然后趋于平稳。综上所示，1080 ℃烧结所得试样的热膨胀系数较低，超细W颗粒降低了Cu基复合材料的热膨胀系数，表现出良好的物理性能。2.4 Cu–20W试样的力学性能
图9为不同烧结温度下Cu–20W试样的显微硬度。从图9可以看出，烧结体的维氏硬度随烧结温度的升高而增大。930 ℃烧结所得试样的维氏硬度为HV 48.1，
1080 ℃烧结所得试样的维氏硬度最高为HV 94.8，是纯铜维氏硬度（HV 57.0）的1.66倍，由此可知超细W颗粒的加入可显著提高Cu基复合材料的硬度。Cu–20W复合粉体在固相烧结过程中，随烧结温度的升高，试样的孔隙率减小，烧结体试样的高密度使得其硬度变大。![]()
图 9 不同烧结温度所得Cu–20W试样的显微硬度Figure 9. Vickers hardness of the Cu–20W samples at different sintering temperatures图10为不同烧结温度下Cu–20W复合材料的应力–应变曲线。从图10可以看出，Cu–20W复合材料的拉伸强度和烧结温度成正相关。当烧结温度为
1080 ℃时，Cu–20W复合材料的拉伸强度达到431.03 MPa。图5所示，致密化的铜网络结构和超细W颗粒在Cu基体中的钉扎作用，提高了Cu基复合材料的强度，是室温下纯铜拉伸强度223 MPa[26]的1.93倍，以上结果说明超细W颗粒的加入提升了复合材料的力学性能。![]()
图 10 不同烧结温度所得Cu–20W试样的应力–应变曲线Figure 10. Tensile stress–strain curves of the Cu–20W samples at different sintering temperatures3. 结论
（1）实验通过溶胶–凝胶法结合氢还原制备出平均粒度小于100 nm且Cu、W两相分布均匀的Cu–20W超细粉末，具有良好的烧结性能。随烧结温度的升高，Cu–20W烧结试样的物理性能和力学性能均有所提升。
（2）超细粉末较高的烧结活性有助于Cu–20W试样的固相烧结致密化，W颗粒的均匀分布以及超细W颗粒在Cu基体中的钉扎作用使试样的力学强度得到提升。
-
![]()
图 1 Cu–20W前驱体粉末（a）和还原所得复合粉末（b）的X射线衍射谱图
Figure 1. XRD patterns of the Cu–20W precursor powders (a) and the reduced composite powders (b)
![]()
图 2 Cu–20W前驱体（a）和还原后粉末（b）显微形貌
Figure 2. SEM images of the Cu–20W precursor powders (a) and the reduced powders (b)
![]()
图 3 Cu–20W复合粉末的能谱分析以及元素分布：（a）微观形貌；（b）能谱分析；（c）Cu元素分布；（d）W元素分布
Figure 3. EDS spectrum and elemental mapping of the reduced powders: (a) SEM image; (b) EDS; (c) Cu distribution; (d) W distribution
![]()
图 4 Cu–20W复合粉末透射电子显微形貌（a）和图（a）区域1的晶面分析（b）
Figure 4. TEM images of the Cu–20W composite powders (a) and the HRTEM images of zone 1 (b)
![]()
图 5 不同温度烧结所得Cu–20W烧结体表面的微观形貌：（a）930 ℃；（b）980 ℃；（c）
1030 ℃；（d）1080 ℃Figure 5. SEM images of the Cu–20W samples at different sintering temperatures: (a) 930 ℃; (b) 980 ℃; (c)
1030 ℃; (d)1080 ℃![]()
图 6 不同烧结温度Cu–20W试样拉伸断口形貌：（a）930 ℃；（b）980 ℃；（c）
1030 ℃；（d）1080 ℃Figure 6. Tensile fracture morphologies of the Cu–20W samples at different sintering temperatures: (a) 930 ℃; (b) 980 ℃; (c)
1030 ℃; (d)1080 ℃![]()
图 7 不同温度烧结所得Cu–20W试样的电导率及热导率
Figure 7. Electrical and thermal conductivity of the Cu–20W samples sintered at different temperatures
![]()
图 8 不同温度烧结所得Cu–20W试样的热膨胀系数
Figure 8. CTE of the Cu–20W samples sintered at different temperatures
![]()
图 9 不同烧结温度所得Cu–20W试样的显微硬度
Figure 9. Vickers hardness of the Cu–20W samples at different sintering temperatures
![]()
图 10 不同烧结温度所得Cu–20W试样的应力–应变曲线
Figure 10. Tensile stress–strain curves of the Cu–20W samples at different sintering temperatures
表 1 Cu–20W粉末压坯经过不同温度烧结所得烧结体的密度和相对密度
Table 1 Density and relative density of the Cu–20W samples sintered at different temperatures
烧结温度 / ℃ 密度 / (g·cm–3) 相对密度 / % 930 8.10 80.69 980 8.51 84.78 1030 8.84 88.05 1080 9.75 97.20 
下载: 导出CSV
-
[1] Zheng L L, Liu J X, Li S K, et al. Preparation and properties of W–Cu–Zn alloy with low W–W contiguity. Rare Met, 2016, 35(3): 242 DOI: 10.1007/s12598-015-0570-x
[2] Han T L, Hou C, Zhao Z, et al. W–Cu composites with excellent comprehensive properties. Composites Part B, 2022, 233: 109664 DOI: 10.1016/j.compositesb.2022.109664
[3] Liu B B, Xie J X, Qu X H. Fabrication of W–Cu functionally graded materials with high density by particle size adjustment and solidstate hot press. Compos Sci Technol, 2008, 68(6): 1539 DOI: 10.1016/j.compscitech.2007.10.023
[4] 寸敏敏, 陈文革, 颜国君, 等. 多次烧结对钨铜合金组织与性能的影响. 粉末冶金技术, 2017, 35(4): 243 Cun M M, Chen W G, Yan G J, et al. Influence of multiple sintering on microstructure and properties of W–Cu alloy. Powder Metall Technol, 2017, 35(4): 243
[5] Zhang X H, Zhang Y, Tian B H, et al. Thermal deformation behavior of the Al2O3–Cu/(W, Cr) electrical contacts. Vacuum, 2019, 164: 361 DOI: 10.1016/j.vacuum.2019.03.054
[6] Johnson J L. Activated liquid phase sintering of W–Cu and Mo–Cu. Int J Refract Met Hard Mater, 2015, 53: 80 DOI: 10.1016/j.ijrmhm.2015.04.030
[7] Ibrahim H, Aziz A, Rahmat A. Enhanced liquid–phase sintering of W–Cu composites by liquid infiltration. Int J Refract Met Hard Mater, 2014, 43: 222 DOI: 10.1016/j.ijrmhm.2013.12.004
[8] Wei B Z, Yu X X, Chen R Z, et al. A novel approach to fabricate W–Cu functionally graded materials via sedimentation and infiltration method. Mater Sci Eng A, 2021, 816: 141271
[9] Wang X R, Wei S Z, Xu L J, et al. Effect of sintering temperature on fine–grained Cu–W composites with high copper. Mater Charact, 2019, 153: 121 DOI: 10.1016/j.matchar.2019.04.017
[10] Li X Q, Zhang M J, Zhang G S, et al. Research on the hot deformation behavior of Cu–20wt%W composite under different temperatures. Mater Sci Eng A, 2022, 830: 142326 DOI: 10.1016/j.msea.2021.142326
[11] Lu T X, Chen C G, Guo Z M, et al. Tungsten nanoparticle–strengthened copper composite prepared by a sol–gel method and in-situ reaction. Int J Miner Metall Mater, 2019, 26(11): 1477 DOI: 10.1007/s12613-019-1889-3
[12] Kim D G, Kim G S, Suk M J, et al. Effect of heating rate on microstructural homogeneity of sintered W–15wt%Cu nanocomposite fabricated from W–CuO powder mixture. Scr Mater, 2004, 51(7): 677 DOI: 10.1016/j.scriptamat.2004.06.014
[13] Zhang Q, Cheng Y, Chen B J, et al. Microstructure and properties of W–25wt%Cu composites reinforced with tungsten carbide produced by an in situ reaction. Vacuum, 2020, 177: 109423 DOI: 10.1016/j.vacuum.2020.109423
[14] Ardestani M, Rezaie H R, Arabi H, et al. The effect of sintering temperature on densification of nanoscale dispersed W–20–40%wt Cu composite powders. Int J Refract Met Hard Mater, 2009, 27(5): 862 DOI: 10.1016/j.ijrmhm.2009.04.004
[15] da Costa F A, da Silva A G P, Umbelino Gomes U. The influence of the dispersion technique on the characteristics of the W–Cu powders and on the sintering behavior. Powder Technol, 2003, 134(1-2): 123 DOI: 10.1016/S0032-5910(03)00123-2
[16] Hong S H, Kim B K. Fabrication of W–20wt% Cu composite nanopowder and sintered alloy with high thermal conductivity. Mater Lett, 2003, 57(18): 2761 DOI: 10.1016/S0167-577X(03)00071-5
[17] Wan L, Cheng J G, Fan Y M, et al. Preparation and properties of superfine W–20Cu powders by a novel chemical method. Mater Des, 2013, 51: 136 DOI: 10.1016/j.matdes.2013.04.028
[18] Li C G, Zhou Y H, Xie Y H, et al. Effects of milling time and sintering temperature on structural evolution, densification behavior and properties of a W–20wt.%Cu alloy. J Alloys Compd, 2018, 731: 537 DOI: 10.1016/j.jallcom.2017.10.081
[19] Cheng J G, Song P, Gong Y F, et al. Fabrication and characterization of W–15Cu composite powders by a novel mechano-chemical process. Mater Sci Eng A, 2008, 488(1-2): 453 DOI: 10.1016/j.msea.2007.11.022
[20] Guo Y J, Guo H T, Gao B X, et al. Rapid consolidation of ultrafine grained W–30 wt.% Cu composites by field assisted sintering from the sol–gel prepared nanopowders. J Alloys Compd, 2017, 724: 155
[21] Cheng J G, Lei C P, Xiong E T, et al. Preparation and characterization of W–Cu nanopowders by a homogeneous precipitation process. J Alloys Compd, 2006, 421(1-2): 146 DOI: 10.1016/j.jallcom.2005.08.087
[22] Fan J L, Liu T, Zhu S, et al. Synthesis of ultrafine/nanocrystalline W–(30–50)Cu composite powders and microstructure characteristics of the sintered alloys. Int J Refract Met Hard Mater, 2012, 30(1): 33 DOI: 10.1016/j.ijrmhm.2011.06.011
[23] Gao J X, Li Y G, Tian Y, et al. Ultrafine W–Cu composite powder research progress. Adv Mater Res, 2012, 535-537: 86 DOI: 10.4028/www.scientific.net/AMR.535-537.86
[24] Chen P A, Luo G Q, Shen Q, et al. Thermal and electrical properties of W–Cu composite produced by activated sintering. Mater Des, 2013, 46: 101 DOI: 10.1016/j.matdes.2012.09.034
[25] Kim Y D, Oh N L, Oh S T, et al. Thermal conductivity of W–Cu composites at various temperatures. Mater Lett, 2001, 51(5): 420 DOI: 10.1016/S0167-577X(01)00330-5
[26] Li P, Chen C G, Qin Q, et al. Sintering microstructure and properties of copper powder prepared by electrolyzation and atomization. J Central South Univ, 2021, 28(7): 1966 DOI: 10.1007/s11771-021-4745-3
计量
- 文章访问数: 104
- HTML全文浏览量: 17
- PDF下载量: 29
