资源描述：
《W-Cu复合材料动力喷涂制备及力学性能研究.pdf》由会员上传分享，免费在线阅读，更多相关内容在学术论文-天天文库。
W-Cu复合材料动力喷涂制备及力学性能研究孙澄川2015年01月 中图分类号：TG174.4UDC分类号：620W-Cu复合材料动力喷涂制备及力学性能研究作者姓名孙澄川学院名称材料学院指导教师宁先进讲师答辩委员会主席刘颖教授申请学位工学硕士学科专业材料科学与工程学位授予单位北京理工大学论文答辩日期2015年01月 W-CucompositespreparedbycoldsprayingandmechanicalperformanceresearchCandidateName：ChengchuanSunSchoolorDepartment:MaterialsScienceandEngineeringFacultyMentor:XianjinNingChair,ThesisCommittee：Prof.YingLiuDegreeApplied:MasterofEngineeringMajor：MaterialsScienceandEngineeringDegreeby:BeijingInstituteofTechnologyTheDateofDefence：January，2015 研究成果声明本人郑重声明：所提交的学位论文是我本人在指导教师的指导下进行的研究工作获得的研究成果。尽我所知，文中除特别标注和致谢的地方外，学位论文中不包含其他人已经发表或撰写过的研究成果，也不包含为获得北京理工大学或其它教育机构的学位或证书所使用过的材料。与我一同工作的合作者对此研究工作所做的任何贡献均已在学位论文中作了明确的说明并表示了谢意。特此申明。签名：日期： 北京理工大学硕士学位论文摘要W-Cu复合材料具有强度高、导电和导热性好等特点，广泛应用在电气工业、电子封装及军事工业等领域。由于W和Cu在固态下互不相溶，故在W-Cu复合材料制备时一般需将两者粉末混合后在较高温度下烧结。传统的粉末冶金等工艺在制备形状复杂的薄壁结构零件中存在着诸多问题，新型工艺也由于成本高、效率低等原因而进展缓慢。本研究采用冷喷涂制备了纯铜及W-Cu复合涂层，并对涂层进行不同温度的真空热处理，研究了热处理前后涂层组织结构的变化。通过准静态及动态下对涂层加载的方式，测试了涂层的准静态及动态力学性能，并探讨了热处理对涂层力学性能的影响。在此基础上，利用MATLAB及ABAQUS有限元软件确定出基于涂层真实微观组织的建模方法，采用计算细观力学方法研究了涂层微观结构与力学性能之间的关系。研究结果表明喷涂气体种类是影响涂层沉积效率、组织结构及性能的主要因素，氦气制备涂层其沉积效率、致密度及W颗粒含量等要高于氮气喷涂涂层；铜涂层热处理后涂层中的铜颗粒界面出现部分融合，同时涂层内部观察到等轴晶粒，W-Cu复合涂层内部的孔隙逐渐消失，从而其致密度逐渐提高。Cu涂层的力学性能显示，喷涂态涂层内存在显著的加工硬化，氦气喷涂涂层的屈服强度高于氮气喷涂涂层；经400°C热处理1h后，涂层内的加工硬化得以消除，其动态力学性能与块材之间差异主要源于冷喷涂涂层典型的多界面结构。随热处理温度的升高，W-Cu复合涂层在准静态及动态加载下的屈服强度升高，动态加载下涂层屈服强度及最大应变值均明显高于准静态加载。通过MATLAB编程结合ABAQUS软件建立了基于复合涂层真实微观结构的建模方法，所获得的涂层符合真实涂层中两相含量和分布的统计结果。模拟结果显示，W-Cu复合涂层中，作为增强相的W颗粒内有明显的应力集中，部分W颗粒内部有较高的拉应力；采用周期性边界条件模拟获得的应力-应变曲线与400°C热处理涂层实测力学性能符合较好，准静态及动态加载下屈服强度模拟结果与实测结果的误差分别为12.5%和3%，最大应力值模拟结果与实测相比分别相差约16%和5%；图片尺寸对模拟结果影响不大。关键词：W-Cu复合涂层；动态力学性能；计算细观力学；有限元方法；冷喷涂I 北京理工大学硕士学位论文AbstractW-Cucompositematerialsarewidelyusedinelectricalindustry,electronicpackagingandmilitaryindustryandotherfieldsduetoitshighstrength,goodelectricalandthermalconductivity.SinceWandCucannotdissolveeachotherinsolidstate,thepowdersofWandCuaremixedandsinteredathightemperaturetoprepareW-Cucomposite.However,itisdifficulttofabricatethethin-walledpartswithcomplexshapeusingtraditionalpowermetallurgyprocessing.Andthenewpreparationmethodsareinprogressduetoitshighcostandlowefficiency.Inthispaper,pureCuandW-Cucompositecoatingswerepreparedbycoldsprayingandwereheattreatedinvacuum.Themicrostructureevaluationofcoatingwasstudied.Thequasianddynamicmechanicalpropertiesofcompositecoatingweretestedbyconductingquasianddynamicload.Theinfluenceofheattreatmentonmechanicalpropertieswasinvestigated.UsingthecommercialsoftwareofMATLABandABAQUS,amethodofcreatingmodelbasedonrealmicrostructureofW-Cucoatingswasdetermined.Finally,therelationshipbetweenmicrostructureandmechanicalpropertyofcoatingwasdiscussedbasedoncomputationalmechanicalmicro-models.Theresultsshowthatthepropulsiongasisthemainfactorwhichcanaffectthedepositionefficiency,densityandmechanicalpropertyofcoatings.Coatingspreparedwithheliumperformedhigherdepositionefficiencyanddensityaswellasbetterpropertiesthanthatwithnitrogengas.Afterpostheattreatment,particleboundaryofCudisappearedpartiallyandsomeequiaxialgrainswereobserved.AstheporesinW-Cucoatingsdisappearedgradually,thedensityofcoatingsincreasedatthesametime.Themechanicalpropertyofcoppercoatingshowsthatthereexistsignificantwork-hardeninginas-sprayedcoatings.Moreover,theyieldstrengthofcoatingsprayedwithheliumishigherthanthatwithnitrogen.Afterheattreatmentat400°Cfor1h,thework-hardeningeffectwaseliminated.Theremaineddifferenceofdynamicmechanicalpropertybetweencoatingandbulkmaterialcanbeattributedtothetypicalmulti-interfacemicrostructureofcold-sprayedcoating.AsfortheW-Cucompositecoating,theyieldstrengthunderbothquasistaticanddynamicloadingsincreasedwiththeincreaseofsinteringtemperature.TheyieldstrengthofW-Cucoatingsunderdynamicloadishigherthanquasistaticload.II 北京理工大学硕士学位论文ByprogrammingwithMATLABandABAQUS,themethodofFEMmodelingbasedontherealisticmicrostructureofW-Cucompositewasfounded.ThedistributionandcontentinFEMmodelisconsistwiththestatisticalresultofSEMpicture.ThesimulationresultsshowthatobviousstressconcentrationcanbeobservedinWparticles.ThesimulatedresultisconsistentwiththetesteddataofW-Cucoatingafter400°Cheattreatmentwithanerrorofabout12.5%and3%foryieldstrengthunderquasistaticanddynamicloading，respectively.Thesimulatedmaximumstressperformserrorsof15%and3%comparingwiththetestedoneundertwoconditions.Thesizeofpictureshasnosignificanceinfluenceonthesimulatedresults.Keywords:W-Cucompositecoating;Dynamicmechanicalproperty;Computationalmicro-mechanics;Finiteelementmodel;ColdsprayingIII 北京理工大学硕士学位论文目录第1章绪论..................................................11.1W-Cu复合材料....................................................11.1.1W-Cu复合材料应用...........................................11.1.2W-Cu复合材料的制备........................................21.2冷喷涂技术简介..................................................41.2.1冷喷涂技术原理.............................................41.2.2冷气动力喷涂技术的特点.....................................51.2.3冷喷涂制备Cu及W-Cu复合涂层...............................61.3颗粒增强金属基复合材料动态力学性能..............................71.3.1动态力学性能研究背景.......................................71.3.2动态力学性能研究测试方法...................................71.3.3材料动态本构模型...........................................91.3.4动态力学性能数值模拟研究.................................101.3.5W-Cu复合材料动态力学性能研究进展.........................111.4本文研究目的、意义与内容......................................121.4.1研究目的、意义...........................................121.4.2研究内容.................................................12第2章试验材料、方法及设备................................132.1涂层制备及表征................................................132.1.1喷涂材料.................................................132.1.2涂层制备.................................................142.1.3涂层热处理...............................................152.1.4涂层的微观组织表征.......................................152.2涂层力学性能测试..............................................152.2.1涂层动态力学性能测试......................................152.2.2涂层准静态力学性能测试....................................16IV 北京理工大学硕士学位论文2.3涂层力学性能的数值模拟........................................16第3章冷喷涂铜涂层动态力学性能与数值模拟分析...............183.1冷喷涂铜涂层组织形貌...........................................183.2冷喷涂铜涂层动态力学性能.......................................203.2.1喷涂态铜涂层动态力学性能及组织演变........................203.2.2热处理对铜涂层动态力学性能的影响..........................213.3动态力学性能的数值模拟.........................................233.3.1建立模型...................................................233.3.2冷喷涂铜涂层数值模拟结果及分析............................243.4本章小结.......................................................27第4章冷喷涂W-Cu涂层及力学性能研究........................284.1冷喷涂W-Cu涂层的沉积特性及形貌...............................284.1.1喷涂工艺参数对冷喷涂W-Cu涂层沉积效率的影响...............284.1.2喷涂态W-Cu涂层微观形貌...................................294.1.3热处理对W-Cu涂层微观形貌的影响...........................314.2冷喷涂W-Cu涂层的力学性能.....................................314.2.1涂层准静态力学性能........................................314.2.2涂层动态力学性能..........................................334.2.3涂层准静态与动态力学性能比较..............................344.5本章小结......................................................36第5章冷喷涂W-Cu复合涂层力学性能的数值模拟...............375.1建立基于微观组织的模型........................................375.1.1基于像素的建模法.........................................385.1.2基于相边界的建模法.......................................395.2材料模型......................................................405.3载荷及边界条件................................................405.4准静态模拟结果及影响因素的研究.................................42V 北京理工大学硕士学位论文5.4.1边界条件对模拟结果的影响..................................425.4.2微观模型对模拟结果的影响..................................445.5动态压缩模拟结果及影响因素的研究...............................465.5.1边界条件对模拟结果的影响..................................465.5.2微观模型对模拟结果的影响..................................495.6氮气喷涂涂层动态力学性能预测...................................505.7本章小结.......................................................53结论........................................................54参考文献....................................................55攻读学位期间发表论文与研究成果清单..........................62致谢........................................................63VI 北京理工大学硕士学位论文第1章绪论W-Cu复合材料由于具有强度高、延展性良好、导电和导热性好以及热膨胀系数低等特点，在电气工业、电子封装及军事工业等领域应用广泛。由于W和Cu在固态下互不相溶，故在W-Cu复合材料的制备过程中一般需要将两者的混合粉末在较高温度下烧结。目前高新技术的发展对W-Cu复合材料的制备提出了更高的要求，但熔渗法、高温液相烧结以及液相活化烧结法等传统工艺对于制备薄壁、复杂形状的零件存在诸多困难，而目前新型制备工艺比如注射成形、快速凝固技术等，也存在着制备工艺尚不成熟等缺点。冷喷涂技术（也称冷气动力喷涂）作为一种新型的材料制备方式，将一定压力的气体通过拉法尔喷嘴进行加速形成高速射流，对送入其中的固体粉末进行加速、加热，使得粉末材料以固体形式高速撞击基体，与基体同时发生剧烈的塑性变形从而形成涂层。由于典型的冷喷涂涂层具有极低的氧含量、高的致密度、高的结合强度及残余压应力等特点，因此采用冷喷涂技术制备的W-Cu复合材料，可以获得高的致密度和低氧化物夹杂等特点，尤其适合于复杂薄壁零件的近净尺寸成型过程。在实际的服役条件下，W-Cu复合材料往往承受冲击载荷的作用，在高应变率加载下，材料的性能尤其是力学性能与准静态相比有较大差异，并且由于冷喷涂制备的W-Cu复合涂层具有多界面的特点，而这种多界面的结构对材料力学性能的影响尚不得知。因此，本研究从冷喷涂制备W-Cu复合材料入手，研究W-Cu复合材料在准静态及动态下的力学性能，探讨复合涂层热处理对涂层组织结构和性能的影响，并通过基于真实涂层组织的有限元建模及模拟，分析涂层内部微观结构与力学性能的关系。1.1W-Cu复合材料1.1.1W-Cu复合材料应用W-Cu复合材料是一种性能优良、成本低，极具发展潜力和应用前景的新型功能[1-7]复合材料。该复合材料由熔点高、热膨胀系数低的钨和电导率、热导率高的铜组成双相结构，综合了W和Cu两者的优点，具有密度高、强度高、硬度高和延展性良好、导电性和导热性好、热膨胀系数低等特点，已被广泛应用于真空开关电触头材料、高1 北京理工大学硕士学位论文密度合金、电火花加工和电极材料以及军事工业材料等。目前各种新的可能应用还在[8]不断地研究和开发中。(1)在电气工业方面的应用W-Cu在电气工业领域主要用做电触头材料和电极材料。电触头作为仪器仪表及电器开关中很重要的接触元件，电触头必须满足低电阻率、高热导率、高熔点和沸点、硬度高、耐电弧烧蚀等要求，且要求在较宽的温度范围内具有不同介质中的高耐蚀性[9-10]以及良好加工性能。高强度W-Cu复合材料由于具有优良的导电性、高温性能及强度，已经在电阻焊和电火花加工等领域获得广泛的应用，表现出良好的抗烧蚀、抗熔焊和低截流等性能。(2)在电子工业中的应用W-Cu复合材料具有膨胀系数小、导电导热性好等优点，作为一种新型的电子封装材料受到电子工程师的青睐，被广泛的应用于功率电子器件（如整流管、功率模块、激光二极管等）和微电子器件（如计算机CPU、DSP芯片）中，在微波通讯、自动控[11-14]制、航天等领域具有重要的应用。(3)在军事领域的应用在高于3000℃条件下，W-Cu复合材料中的铜相将会汽化并带走大量的热量，从而显著降低W-Cu工件表面温度，保证构件能够在高温下正常使用，所以W-Cu材料[15-17]在军事领域也存在广泛的应用前景。在上世纪60年代，美国已开始将W-Cu合金用于火箭、导弹和飞行器的喷管喉衬、鼻锥、配重等高温部件，其主要利用了W-Cu合金的耐高温和发汗冷却作用，为其中的钨骨架提供良好的冷却效果，保证部件的正[18-19]常工作，从而使材料能够承受一般材料无法承受的高温。另外，近年来W-Cu复合材料在军事上的一些新用途也在不断发展，如电磁炮的导轨材料，主要应用了W-Cu复合材料的耐高温、高导电性和抗电弧、抗摩擦等优异性能；破甲弹的药型罩主要利用W-Cu复合材料的高密度、高强度和高动态力学性能，可以大大提高破甲弹的破甲[20]威力。1.1.2W-Cu复合材料的制备由于W和Cu组元的密度和熔点相差较大，W与Cu在固态下互不相溶，在铜的[21]熔点温度时其溶解度也极低，如图1.1所示。所以，W-Cu复合材料的制备过程大都是先将混合粉末原材料成形后，经烧结获得烧结体。随着高新技术的不断发展，对2 北京理工大学硕士学位论文W-Cu复合材料的密度和性能有了更高的要求，然而传统的W-Cu复合材料难以满足这种需求。目前，研究者在不断的探索新的制备W-Cu复合材料的方法。图1.1W-Cu二元相图(1)W-Cu复合材料的传统制备方法W-Cu复合材料的传统制备方法主要有熔渗法、高温液相烧结以及液相活化烧结法等。熔渗法的主要原理是在金属液相润湿多孔基体时，在毛细管力作用下，金属液沿颗粒间隙流动从而填充多孔的W骨架孔隙，从而获得较致密的材料，目前已经普遍[22-23][24]用于制备W-Cu合金。熔渗法主要分为高温烧结W骨架后渗铜和低温烧结部分混和粉后渗铜两种方法，但其缺点在于致密化速度慢、程度低。高温液相烧结是先制备W-Cu材料，然后在铜熔点以上的高温下烧结使其致密化。特点是生产工序简单易控，但存在烧结温度高、时间长、性能差、密度低及不能满足[8]使用要求等缺点。活化烧结是一种采用物理或化学的手段降低烧结温度，缩短烧结时间，从而提高[25-27]烧结体性能的方法。就目前的研究结果来看，在W-Cu中添加少量的Co、Ni、Fe、Pd等元素具有明显的活化烧结作用，可以显著提高其力学性能，但活化剂的加入对热导和电导性有较大的损害。活化烧结W-Cu材料的性能如表1.1所示。3 北京理工大学硕士学位论文[28]表1.1活化烧结W-Cu材料烧结性能材料成分相对密度%硬度（HV)断裂强度/MPaW-10Cu-0.35Co98-993001147W-20Cu-0.35Co97-98275-(2)W-Cu复合材料的新型制备工艺金属注射成形是一种从塑料注射成形行业中引申出来的新型粉末成形技术。其基本流程为：选择符合要求的金属粉末和粘结剂后，在一定温度下把粉末和粘结剂混合成均匀的注射成形喂料，经制粒后在注射成形机上注射成形，获得的成形坯经过脱去[27]粘结剂后再烧结致密化成为最终产品。虽然金属注射成形技术作为一种新型的金属零部件近净成形技术，近几年发展迅速，但尚需开发高效、低成本的适合于该工艺的金属粉末。[29-32]快速定向凝固技术制备出的材料，其使用性能由其组织形态决定，由于在制备过程中凝固速度快，过冷度大，使合金的凝固极大的偏离了平衡，扩大了合金元素在固相中的溶解度，使偏析减少显著。对于W-Cu合金，快速凝固不仅可以保持很好的导电性能，而且极大地提高合金的室温和高温强度，改善合金的耐磨耐腐蚀性能[33-35]。W-Cu功能梯度材料是从W-Cu复合材料引申出的一种新型材料，其中一面是铜，一面是钨，中间是逐渐过渡的W-Cu复合层，其优点是可充分发挥W和Cu各自的特[36]点。Liu等首先在铜基体上以20%（质量分数）递增速度从0逐步增加到100%的200m纯钨，获得相对密度为92.5%的喷涂层，制备出W-Cu功能梯度涂层，并研究了其抗热震性能和热疲劳性能，结果表明制备的W-Cu体系功能梯度复合材料满足一定热流密度下的热冲击。但是等离子喷涂法的缺点是涂层孔隙率高，层间结合力低，容易剥落；涂层与基体的结合以机械结合为主，结合强度也比较低。综上，目前W-Cu复合材料的传统制备技术存在致密度低，性能差等缺点，而新型制备技术工艺尚不成熟，效率低。而冷喷涂技术作为一种新型的材料制备工艺，其制备的复合材料可以提高材料的致密度以及力学性能，从而受到广泛的重视和青睐。1.2冷喷涂技术简介1.2.1冷喷涂技术原理4 北京理工大学硕士学位论文20世纪80年代后期,前苏联科学院西伯利亚分院理论与应用力学研究所的Papyrin[37-38]等科学家在用示踪粒子进行超音速风洞试验时发现，当粒子的速度超过某一临界值时，示踪粒子对靶材表面的作用由冲蚀转变为沉积，由此在1990年提出了冷气动力喷涂（又称冷喷涂）的概念。冷喷涂的工作原理如图1.2所示，将一定压力（0.4-4MPa）和一定温度（室温-800°C）的工作气体（空气、氮气、氦气）导入收缩-扩张型拉法尔喷嘴，工作气体经膨胀、加速形成超音速气流，喷涂粒子沿轴向从喷嘴上游送入后经喷嘴被加速至300-1200m/s，以固态高速撞击基体，并与基体发生剧烈的塑性变形而沉积形成涂层。粒子的沉积与否取决粉末自身的性质（密度、熔点、强度等）和冲击条件（温度和速[39]度）。冷喷涂粒子沉积过程中一个重要现象是存在一个临界速度，在沉积涂层时，只有当喷涂粒子的速度超过这一临界速度时，才能有效沉积涂层，速度低于临界速度的粒子仅对基体或已沉积涂层产生冲蚀作用。图1.2冷喷涂原理示意图1.2.2冷气动力喷涂技术的特点由此可见，冷喷涂与热喷涂最大的区别是颗粒加热程度不同导致其撞击工件表面之前的状态不同：冷喷涂过程中为了达到气流的速度和对颗粒的加速效果，有时也对加热气体进行预热处理，但这种预热温度较低，一般在0-600°C，粉末颗粒仍保持固体状态；而热喷涂过程中颗粒被加热到了熔融状态。由于颗粒加热程度与状态的不同其在基板上的沉积行为和涂层形成机理也存在本质区别：热喷涂颗粒的沉积主要伴随[40]熔滴的撞击、焊合、冷却、凝固、相变等冶金过程；冷喷涂则主要是固态颗粒在极高应力、应变和应变速率条件下通过“绝热剪切失稳”引起的塑性流变、塑性变形等[41]机械过程。相对于热喷涂方法而言，冷喷涂具有以下特点：1）喷涂速率和沉积速率高；5 北京理工大学硕士学位论文2）涂层的化学成分以及显微组织结构可与原材料保持一致，基本上不存在氧化、合金成分烧损、晶粒长大等现象；3）对基体热影响小，涂层致密，气孔少，致密度可达98%；4）涂层的残余应力为压应力，且结合强度较高，可达100MPa以上；5）对环境污染小，操作安全，是一种绿色喷涂技术。目前在世界范围内开始了对冷喷涂制备耐磨、防腐蚀、导热导电、热防护涂层的应用研究。目前，冷喷涂已实现大多数金属及金属陶瓷材料的涂层制备。如Ti、Zn、[42-51]Cu、Ni、Al、Ag、FeSi、FeAl、NiAl、TiO2、WC-Co等。1.2.3冷喷涂制备Cu及W-Cu复合涂层(1)冷喷涂Cu涂层由于铜易于发生塑性变形，容易在基体上沉积，故目前针对Cu涂层的结合机理、[52]结构和性能等方面取得了一定的研究进展。富伟等在不锈钢表面制备了冷喷涂纯铜涂层，在粒子沉积过程中发现由于沉积过程中粒子的速度不均匀，导致小于临界速度的粒子对涂层产生冲蚀，冲蚀过程中粒子产生飞溅，部分粒子会反方向飞回，对喷涂过程产生干扰，影响涂层的界面结合强度；而在涂层与基体的界面处发现基体基本上未发生塑性变形，而铜颗粒产生了剧烈的塑性变形且与基体产生嵌入式的机械结合；[53]涂层内部较为致密，变形粒子之间以相互咬合为主。鲍泽彬等在铝棒上制备了纯铜涂层，结果发现涂层的孔隙率在0.3%以下，且测得铜颗粒的变形率为58.6%，并通过XRD测试证实在冷喷涂过程中不会有氧化现象发生。[54]而在力学性能方面，王佳杰等在Q235钢基体上制备了铜涂层，并测得其硬度分布比较均匀，显微硬度（HV0.1）平均为166.92，高出铸态纯铜块体硬度，与拉拔态的铜材相当；涂层的结合强度为15.97MPa，断裂发生在涂层与基体的结合处；内部的残余应力为压应力，压应力值约为55.68MPa。热处理后涂层的显微硬度明显降低，[53]300°C热处理后涂层的显微硬度与块材基本一致，且该温度热处理后涂层内部界面部分发生融合，涂层内部界面变的不明显。对于其热物理性能而言，冷喷涂纯铜涂层的导热性是纯铜块材的70%且明显高于热喷涂铜涂层。[55]而在数值模拟方面，王非凡等使用欧拉算法模拟出铜颗粒在铜基体上的临近沉[56]积速度为290m/s；郭辉华等人根据颗粒与基板碰撞过程中是否发生绝热剪切失稳这一准则模拟得出铜颗粒在铝板和钢板上的临界沉积速度分别为500m/s和800m/s。6 北京理工大学硕士学位论文(2)冷喷涂W-Cu涂层[57]目前国内外针对冷喷涂W-Cu涂层的研究报道较少，北京科技大学的周香林等采用化学镀制备的铜包钨粉制备出了高钨含量、均匀致密的W-Cu复合材料，且原始粉末与涂层钨含量的差别与以机械混合粉末为原料的情况相比明显减小，涂层在制备过程中无材料氧化发生，具有工艺简单，生产周期短等特点。国外的KangHyun-Ki等[58]在低碳钢上制备了W-Cu涂层，经XRD测试发现铜颗粒基本没有发生氧化，且与原始粉末成分配比相比较有较多的W粉损失是因为在富W区域内没有发生充足的塑性变形，并测得涂层的气孔率约为0.7%。与块材相比，冷喷涂技术制备的涂层具有颗粒变形剧烈、多界面和层状结构的特点，这些特点势必会对涂层的力学性能尤其是动态力学性能带来一定的影响。1.3颗粒增强金属基复合材料动态力学性能1.3.1动态力学性能研究背景在服役环境下，许多复合材料构件往往承受冲击载荷作用，在冲击载荷作用下材料的力学性能与准静态相比有明显的差异：比如说屈服强度的提高，材料本构方程的变化等等。而目前对复合材料在静态或准静态载荷作用下的力学性能和破坏机理有了较为清晰的理解，但对复合材料在动态载荷作用下的性能及破坏机制尚不清楚，且近[59]年来研究发现颗粒增强复合材料在抗冲击载荷方面有着优异的性能。Karamis和[60-61]Cerit等研究颗粒增强复合材料的抗侵彻性能时发现，在子弹冲击时，弹头受到颗粒强大阻力，而颗粒在冲击作用下也会由于大量破碎而消耗一部分能量。颗粒增强复合材料具有很好的结构设计性，可以根据不同的需要制备颗粒具有不同空间分布的材料，优化复合材料结构的动态力学性能，所以有关颗粒增强复合材料动态力学性能的研究也是目前的一个研究热点。1.3.2动态力学性能研究测试方法材料的压缩本构关系研究测试手段，可以根据应变率从低到高的顺序进行归类。按照各种测试手段的加载能力和试样的响应和应力状态，可以将测试的应变率范围分[62]-5-1-4-1-1成5类：蠕变（应变率范围：<10s）、准静态（应变率范围：10-10s）、中应-11-1-24-1变率（应变率范围：10-10s）、高应变率（应变率范围：10-10s）、极高应变率7 北京理工大学硕士学位论文5-1（10s)。其中在高应变率加载条件下，加载速度快、作用时间短，需要较高的测试技术保证其能精确的得到材料的相应。目前，霍普金森杆装置可以很简便地测试在高应变率载荷作用下材料的动态压缩应力和应变。霍普金森压杆装置有两种：分离式霍普金森压杆（SHPB)和直接压杆装置。在高应变率试验中，往往采用前者。图1.3SHPB示意图SHPB试验前提是一维弹性应力波假设。其中，一维假设：试样和压杆的变形可以近似为一维应力状态下的变形。故此时得到的试样的应力应变数据的结构最为简单，不需进一步处理，为研究材料的本构模型带来了极大的方便。另外，压杆的一维近似使得压杆表面应变片测试位置的轴向变形可以与整个截面上的轴向变形等效。但一维近似只有在应力波的波长满足一定条件后才可以成立，一般当波长是压杆直径的[63]10倍以上时，才满足压杆的一维近似。除一维近似之外，还对压杆做弹性假设，即压杆只有在弹性状态下，才能把压杆上测得的应变信号转化为压杆上的受力情况，且因为弹性波传播时没有能量耗散，故可将测试截面上的受力状态与压杆的试样端的受力状态等价。[64]试样的平均应力和平均应变率定义如下：P1(t)P2(t)(t)2A(1-1)V1(t)V2(t)(t)L其中P1(t)和V1(t)分别是入射杆-试样端面的压力和速度，P2(t)和V2(t)是透射杆-试样端面的压力和速度，A是试样的横截面积，L是试样的初始长度。根据一维应力波理论，可以建立端面压力、速度与应变的关系：8 北京理工大学硕士学位论文P1(t)E(i(t)r(t))A0P2(t)Ei(t)A0(1-2)V1(t)C0(i(t)r(t))V2(t)C0t(t)其中，E是压杆的弹性模量，A0是压杆的截面面积，C0是压杆中的一维应力波声速。将1-2代入1-1中得：EA0(t)(i(t)r(t)t(t))2ACt(t)0((s)(s)(s))dsL0irt(1-3)C(t)0((t)(t)(t))irtL若考虑应力均匀假设，即P1=P2可以将上式简化成：EA0(t)t(t)A2Ct(t)0(s)dsL0r(1-4)2C(t)0(t)rL在试样的尺寸要求方面，国内外研究者并未提出明确的要求。但是在高应变率测[65]试的情况下，研究者们更注意端面应力集中对试样中部测试区域的影响。Chen比较了圆柱形和哑铃型等不同形状试样的应力集中情况，发现哑铃型试样中应力是均匀分布的，但是这种形状的试样加工困难。虽然圆柱形试样轴向存在应力集中，但集中程度与试样的尺寸密切相关，所以需要对具体尺寸的试样进行应力分析。一般SHPB试验采用的是圆柱形试样。1.3.3材料动态本构模型材料的本构模型是指材料的流变应力对温度、应变和应变率等热力参数的相应规律。这种规律与材料的种类密切相关，反映出材料的力学本质特征。由于在冲击加载条件下所造成的绝热温升，材料的动态本构方程与准静态相比明显不同。目前对材料在动态下的本构关系的研究主要在与应变率和温度相关的领域，其中主要使用的模型[66]是Johnson-Cook模型。该模型认为应力是应变、应变率和温度三个因素的乘法效应，模型如下：9 北京理工大学硕士学位论文n*m(AB)[1Cln(1/0)](1T)*TT(1-5)TrTMTr式中A、B、n、C、m为5个实验待定参数，其中B为应变硬化系数，C为应变率敏感系数，m为温度敏感系数，Tr为参考温度，一般取室温，Tm为熔点，0一般为参考应变率。1.3.4动态力学性能数值模拟研究通过大量的实验研究得到了颗粒增强复合材料准确可靠的数据，是数值模拟试验得以进行的前提和基础。目前数值模拟的主要研究内容在于利用有限元软件建立颗粒增强复合材料的微观模型，然后施加相应的边界条件后加载求解，分析颗粒增强复合材料细观上的应力和应变的分布以及能够定性解释复合材料的变形机制。如何建立复合材料真实的微观模型是首要解决的问题，目前获得材料的真实的三[59]维细观结构和建立能反映材料三维细观结构的有限元模型存在较大的困难。建立模型的时候首先应对材料的微观结构进行理想化处理，将其理想化为由某代表性单元周期性排列组成，这里的代表性单元把它称之为单胞，单胞的选取如图1.4所示；或者假设二维模型是由一定数量和形状的颗粒构成的二维多颗粒随机分布模型；或者在得到复合材料微观组织照片的基础上建立二维有限元模型。尽管建立复合材料的三维模型比较困难，但可以建立二维多颗粒模型来预测复合材料的性能。[67]图1.4单胞示意图在基于单胞模型的细观有限元分析中，合理施加边界条件是准确获得准确结果的10 北京理工大学硕士学位论文保证。对于周期性细观结构的复合材料，相邻单胞处应同时满足：（1）变形协调；（2）[68]应力联续。目前，对于基于单胞模型分析的细观有限元模型，学者们大多选择施加[69-71]周期性边界条件，以准确获得单胞在一定载荷下的响应。周期性边界条件施加的前提是在对单胞模型进行划分网格的时候确保平行相对边界面上的节点数目相同且[72][73][74-75]对应，即采用周期性网格划分的方式。Whitcomb等，Xia等，Li等给出了周期性边界条件具体的数学表达式，并应用在了复合材料单胞模型的有限元分析。目前理想化之后的二维模型已经广泛的应用于预测颗粒增强复合材料的性能和[76-77]研究不同影响因素对颗粒增强复合材料的影响。其中翟鹏程等根据复合材料试样的SEM照片建立了有限元模型，并且成功地预测了SiC颗粒增强Al基复合材料的等[78]效弹塑应力应变曲线；Soppa依据体积含量为10%的增强6061Al基复合材料的SEM照片构建有限元模型，分析残余热应力对复合材料变形和损伤的影响，以及颗粒损伤[79]破坏及基体开裂等各种材料退化形式。Lee等使用虚构多颗粒模型预测了颗粒增强[80]复合材料中存在的强化现象，并对产生破坏的原因进行了探讨。Schmauder构建了[81]虚拟的随机分布的二维多颗粒模型来研究残余热应力对复合材料的影响。Han等采用三维多颗粒单胞模型研究颗粒增强复合材料的力学性能及在加载过程中裂纹的产生情况。但使用三维模型最大的不足在于模型规模大，计算成本高，甚至会超出计算机的工作能力，所以在这方面的研究不多。而二维模型是对三维模型的简化，[82][83][84]Bruzzi、Leggoe、Lung等对二维和三维模型的模拟结果进行了分析，结果表明平面应变模型的刚度偏大，而平面应力模型的刚度偏小。在颗粒增强复合材料动态力学性能的数值模拟方面的研究报道不是很多，目前主[85]要的采用的是轴对称单胞模型，Zhang研究了颗粒增强复合材料界面处在动态载荷[86-87]下的粘结效果，Bao等用单胞模型研究高应变率下，颗粒增强金属基复合材料的变形且构建出用来拟合动态下力学性能的本构方程，且计算结果与实验结果吻合较好。1.3.5W-Cu复合材料动态力学性能研究进展虽然W-Cu复合材料在工程应用中占的比重相对较多，但目前针对W-Cu复合材料动态力学性能的研究报道并不多。而目前对W-Ni-Cu合金动态力学性能研究较为深[88]入，王迎春等研究了高钨含量（>98%wt）的W-Ni-Cu合金经高温烧结后W含量和冷却速度对微观组织中孔隙率和孔隙的影响及微观组织对动态力学性能的影响。刘辉11 北京理工大学硕士学位论文[66]明等人研究了细晶W-Cu合金的动态力学性能，发现在高速加载下细晶W-Cu合金出现应变硬化和应变率热软化效应，还研究了应变率及温度对W-Cu动态力学性能的影响，且拟合得到了W-Cu合金的动态本构方程。1.4本文研究目的、意义与内容1.4.1研究目的、意义W-Cu复合材料目前广泛的应用于电工材料、电子封装及军事工业等领域。而目前制备W-Cu复合材料的工艺对于制备薄壁、复杂形状的零件存在诸多困难，制约了W-Cu复合材料的进一步的广泛应用。目前针对W-Cu复合材料的力学性能研究大多集中在静态或准静态领域，而在实际应用中，W-Cu复合材料往往承受冲击载荷的作用，但目前针对W-Cu复合材料动态力学性能的研究报道并不多。由于冷喷涂技术制备的涂层具有致密度高、结合强度高和内部应力为残余压应力等特点，故本研究采用冷喷涂技术制备W-Cu复合材料。并且考虑到材料在动态下服役的应用背景，以及冷喷涂涂层具有多界面及层状结构的特点，对冷喷涂制备的W-Cu复合涂层进行准静态及动态力学性能测试，并基于W-Cu复合涂层真实微观结构建立有限元模型，结合计算细观力学的方法研究涂层微观结构与力学性能的关系。1.4.2研究内容针对W-Cu复合材料动力喷涂制备与力学性能的研究这一课题，研究内容如下：1、采用冷喷涂技术制备纯Cu涂层及W-Cu复合涂层，然后进行不同温度的真空热处理，并对涂层进行表征；2、测试W-Cu及Cu涂层在准静态及动态加载下的力学性能，并研究热处理对力学性能的影响；3、采用数值模拟的方法研究界面对Cu涂层动态力学性能的影响；根据真实的W-Cu复合材料的微观组织建立有限元模型并模拟准静态及动态加载过程，将模拟结果与测试结果对比，研究涂层微观结构与动力学性能的关系。12 北京理工大学硕士学位论文第2章试验材料、方法及设备2.1涂层制备及表征2.1.1喷涂材料试验采用的喷涂材料为：美国Inovati公司生产的Cu粉末，以及国内生产的W粉末。图2.1为Cu粉末的表面形貌和粒径分布，可以看出，粉末近似球形，d0.1=1.96μm，d0.9=13.45μm，平均粒径d0.5=11.25μm。图2.2为W粉末的表面形貌，大多数W颗粒的粒径约为2-3μm。喷涂前将喷涂粉末在105°C真空干燥5h以提高粉末流动性和送粉稳定性，并用丙酮清洗基体表面以去除油污。对于W-Cu涂层，制备前需要按照W:Cu=80:20的质量比进行机械混合2h。图2.1Cu粉末的微观形貌和粒度分图：(a)微观形貌；(b)粒度分布图2.2W粉末的微观形貌13 北京理工大学硕士学位论文2.1.2涂层制备喷涂所用设备为美国Inovati公司生产的KM-CDS3.2动力喷涂系统，工作原理如图2.3所示，主要由以下几部分组成：高压气源、控制单元、送粉单元、气体加热单元、喷枪。高压气体减压后经控制单元分别供给气体加热单元和送粉单元，然后常温的气体把粉末送入喷枪，粉末在喷枪的混合段内与加热后的气体混合升温，最后经加速段加速后，高速撞击基体通过发生剧烈塑性变形形成涂层。KM-CDS3.2冷喷涂系统采用的摩擦补偿式喷枪，可实现喷涂粉末在较低压力下的有效沉积，其最高压力为870KPa，最高温度为370°C。冷喷涂Cu及W-Cu涂层的制备参数如表2.1和2.2所示。图2.3KM-CDS3.2冷喷涂系统示意图表2.1冷喷涂Cu涂层参数粉末基体气体压力(KPa)温度/°C喷涂距离(mm)枪移速度(mm/s)CuAlN26202602070CuAlHe6202602070表2.2冷喷涂W-Cu涂层参数粉末气体压力（KPa）温度/°C喷涂距离(mm)枪移速度(mm/s)W-Cu/MMN26202001020W-Cu/MMN26203001020W-Cu/MMHe620260102014 北京理工大学硕士学位论文2.1.3涂层热处理将制备好的涂层进行不同温度的热处理以研究热处理对涂层结构和性能的影响。采用的热处理设备是合肥科晶材料技术有限公司生产的OTF/GSL系列的型号为GSL1500X的真空管式高温烧结炉，在氩气保护下升温以避免涂层被氧化，以5°C/min的速率升温，到达相应的温度后保温一个小时，然后随炉冷却。对于冷喷涂铜涂层需要分别进行400°C和950°C的热处理，对于冷喷涂W-Cu涂层分别进行400°C、600°C、800°C和950°C温度下的热处理。2.1.4涂层的微观组织表征将热处理前后的涂层经打磨抛光后在光学显微镜及SEM下观察微观组织结构。其中对于冷喷涂Cu涂层，抛光后还需进一步的腐蚀，采用的腐蚀剂为采用三氯化铁（5-10g）、盐酸（比重1:2，10-25ml）和蒸馏水（100ml）配制腐蚀液，对涂层截面金相样进行约30s左右的腐蚀。对于冷喷涂W-Cu涂层，使用Image-proplus6.0软件对其进行二值化处理，统计出涂层中W的真实含量，并测量内部气孔率。2.2涂层力学性能测试2.2.1涂层动态力学性能测试本课题采用北京理工大学冲击环境材料技术国家重点实验室的分离式霍普金森杆（简称SHPB）进行动态压缩试验。动态压缩试验的原理图如图2.4所示：子弹撞击入射杆，使试样发生剧烈的塑性变形，然后通过采集应变片上的电信号，并经过适当的处理便得到试样在动态加载条件下的真应力-应变曲线。试验通过控制加载气压的不同以获得不同的应变率大小，压杆尺寸如下：入射杆长640mm,透射杆长665mm,直径均为14.5mm，材料为弹簧钢。测试前需要把涂层切割成55mm的圆柱形试样，每个气压下测试三次，以减少误差。测试后收集试样，并使用D-Wave软件进行数据处理，以获得动态加载条件下的真应力-应变曲线、电压-时间曲线及应变率等信息。在本研究中需要测试纯铜涂层的动态力学性能、He喷涂条件下W-Cu原始涂层及涂层经过不同温度热处理后的动态力学性能。15 北京理工大学硕士学位论文图2.4SHPB装置图2.2.2涂层准静态力学性能测试将He喷涂条件下的W-Cu喷涂态涂层及不同温度热处理后的涂层切割成24mm的圆柱形试样，进行准静态压缩测试。测试所采用的装置为北京科技大学的MTS810万能材料试验机。2.3涂层力学性能的数值模拟对于冷喷涂Cu涂层，采用数值模拟的方法研究涂层多界面结构对动态力学性能的影响，研究方法如图2.5所示：图2.5研究冷喷涂Cu涂层界面对动态力学性能影响示意图16 北京理工大学硕士学位论文对于冷喷涂W-Cu涂层，采用数值模拟的方法研究涂层微观结构与准静态和动态力学性能之间的关系，研究方法如图2.6所示：图2.6研究冷喷涂W-Cu涂层微观结构与力学性能联系示意图17 北京理工大学硕士学位论文第3章冷喷涂铜涂层动态力学性能与数值模拟分析目前针对冷喷涂铜涂层力学性能的研究大多集中在显微硬度、结合强度等准静态领域，针对铜涂层的动态力学性能研究较少，由于涂层在动态下的力学行为表现也是材料性能中非常重要的一个方面以及研究涂层的动态力学性能具有重要的工程意义。所以本章在制备冷喷涂铜涂层的基础上，观察分析热处理前后涂层内部的微观形貌的变化，研究了其在动态加载下的力学性能以及热处理对铜涂层动态力学性能的影响，最后采用数值模拟的方法考察涂层微观结构对动态力学性能的影响。3.1冷喷涂铜涂层组织形貌N2和He喷涂的铜涂层宏观形貌照片如图3-1所示，涂层外边缘长49mm，宽38mm，涂层边缘约5-6mm；由于冷喷涂涂层内部为压应力状态，因此可以制备厚涂层，甚至直接沉积制备块体材料，在本研究中铜涂层厚度为7mm，满足动态力学性能测试的要求。图3.1原始涂层块体的宏观照片(a)氦气喷涂的铜涂层；(b)氮气喷涂的铜涂层Cu涂层微观组织结构如图3-2所示，对比(a)、(b)两图可以发现，未热处理的氦气喷涂涂层中的颗粒变形更加剧烈，且涂层更加致密，气孔率更低，这是因为对于不同的气体，比热比越大，相对分子质量越小，其加速效果就越显著，氦气的比热比[89]为1.66，而氮气的比热比为1.4，且氦气的相对分子质量小于氮气，所以氦气喷涂时气流加速效果显著，喷涂效果更好，得到的涂层也更加致密。18 北京理工大学硕士学位论文图3.2涂层微观结构图（已腐蚀）(a)氦气喷涂涂层；(b)氮气喷涂涂层400°C热处理后涂层的微观组织如图3-3所示。对比图3-2，发现经过400°C热处理后，颗粒之间的界面变的模糊，部分出现了融合，这是由于颗粒界面处能量较高，扩散激活能较低，界面处原子发生了扩散，对于400°C热处理后的氮气喷涂涂层，由于原子扩散，涂层孔隙明显降低。400°C热处理后的氦气喷涂涂层中发现有等轴晶的形成，这是由于铜的再结晶温度较低，工业纯度的铜的再结晶温度在475-505K范围[90]内，并且再结晶温度随着变形程度及金属纯度的增加而降低，所以在400°C热处理条件下，涂层发生了回复和再结晶的过程。图3.3400°C热处理后涂层微观结构图（已腐蚀）(a)氦气喷涂涂层；(b)氮气喷涂涂层19 北京理工大学硕士学位论文3.2冷喷涂铜涂层动态力学性能3.2.1喷涂态铜涂层动态力学性能及组织演变不同气压(2bar、3bar)加载下涂层和块材的动态力学性能如图3.4所示。试验中由于应力波进入试样经过若干次反射后试样才能到达应力均匀状态，在试样中的应力波达到稳定状态前，试样处于小应变状态，限于测试仪器的精度和灵敏度，弹性段的微[91]小应变难以获得精确结果，故分析中主要考察应变大于5%的应力-应变曲线结果。在加载初始阶段，应力与应变之间近似存在线性关系。铜涂层和块材，在高应变率加载的过程中均没有明显的屈服平台出现，以ε=5%处的应力值作为涂层的动态屈服强度，则屈服强度的大小关系如下：氦气喷涂涂层>氮气喷涂涂层>块材。这是因为在沉积过程中，颗粒发生塑性变形，产生了显著的加工硬化，所以涂层的动态屈服强度大于块材；又因为喷涂过程中氦气的加速效果好于氮气，氦气喷涂涂层中颗粒变形程度高于氮气喷涂涂层，导致氦气喷涂涂层中的加工硬化效应更加剧烈，故氦气喷涂涂层的动态屈服强度大于氮气喷涂涂层。屈服之后，涂层的应力并没有随应变的增加而增加，而是出现了平台，对于块材而言，达到屈服强度之后，动态应力值还会继续以较缓慢的速度增加。产生这种现象的原因在于动态加载下，短时间内产生了较大的塑性变形，塑性功来不及耗散而转化为热量，使材料发生热软化效应，使得应力随应变的变化减缓甚至出现平台。图3.4不同应变率下动态应力-应变曲线（未热处理）(a)冷喷涂铜涂层；(b)铜块材卸载时的应变大小关系如下：氦气喷涂涂层<氮气喷涂涂层<块材，这是因为涂层20 北京理工大学硕士学位论文中已产生塑性变形，由于位错塞积及位错交互作用的影响，使得塑性变形的阻力增加，总变形量减少。从应变率的角度看，无论是块材还是涂层，屈服强度并没有表现出明显的应变率强化效应，这是因为测试时的应变率变化较小，强化效应并不明显；但变形量均随着应变率的增加而增加。动态加载后涂层微观形貌如图3.5所示，与喷涂态涂层相比，可以看出涂层内部的颗粒更加扁平，塑性变形更加剧烈；氮气喷涂涂层中的气孔也由于高应变率载荷对涂层的夯实作用而基本消失。图3.5SHPB试验后涂层内部微观形貌（2bar）(a)氦气喷涂涂层（应变率=2214/s)；(b)氮气喷涂涂层（应变率=2106/s）3.2.2热处理对铜涂层动态力学性能的影响经400°C热处理后，涂层及块材的动态力学性能（2bar气压加载）如图3.6(a)所示。经400°C热处理后，动态屈服强度的大小关系如下：块材>氦气喷涂涂层>氮气喷涂涂层。与原始涂层相比，热处理后涂层的动态屈服强度明显下降，且氦气喷涂涂层与氮气喷涂涂层的动态屈服强度较为接近，但明显小于块材的动态屈服强度。达到屈服强度之后，氦气喷涂涂层、氮气喷涂涂层和块材的动态应力值均随着应变的增加而缓慢增加，并没有出现应力平台；三者在卸载时达到的最大应力值较为接近，但远不及原始涂层和块材所到达的最大应力值。卸载后三者应变基本一致，经400°C热处理后的涂层与原始涂层相比，最大应变值有所提升。[53]鲍泽斌等研究发现经300°C热处理保温1h后的冷喷涂铜涂层其显微硬度与铸态块材相当，所以认为经400°C热处理后，涂层及块材内部的残余应力以及加工硬化等得以消除；但与块材相比，涂层内部仍存在着大量的颗粒界面以及孔隙等微观结构，21 北京理工大学硕士学位论文所以认为此时涂层与块材的动态力学性能产生差异的原因应是涂层内部的微观结构。经950°C热处理后，动态力学性能（2bar气压加载）如图3.6(b)所示。动态屈服强度的大小关系与400°C热处理后的大小关系一致，但是动态屈服强度的值进一步下降，涂层与块材的动态屈服强度较为接近。这是因为由于热处理温度的进一步升高，变形的晶粒在再结晶后又出现晶粒长大的现象。由于晶粒张大的驱动力与界面能有关，且涂层具有多界面的结构，驱动力大，所以更易发生晶粒张大，且长大后的晶粒尺寸大于铜块材中的晶粒尺寸，所以导致涂层的屈服强度小于块材。屈服后涂层的动态应力值随着应变的增加而缓慢增加，但块材的应力值继续明显增加。块材的最大应力值高于涂层的最大应力值，与400°C热处理后的涂层相比，应力值下降明显。卸载之后，块材产生的应变值要大于涂层的应变值；与400°C热处理后的涂层相比，950°C热处理后涂层产生的最大应变值稍有增加。图3.6不同应变率下动态应力-应变曲线（热处理）(a)400°C；(b)950°C动态加载下400°C热处理涂层的微观形貌如图3.7所示，涂层界面处由于原子的扩散，部分颗粒间的界面出现融合，且颗粒的扁平程度加剧。在氮气喷涂涂层中也观察到了再结晶后生成的等轴晶粒，说明在氮气喷涂涂层中也有再结晶产生；在冲击载荷作用下这些等轴晶发生了剧烈的塑性变形。950°C热处理涂层在动态加载后的微观形貌如图3.8所示。在热处理过程中，由于扩散的驱动力进一步提高，颗粒界面处原子的扩散更加剧烈，导致涂层内部颗粒间的界面基本消失，涂层在较高温度下晶粒进一步张大，但由于各处晶粒张大驱动力的不同，晶粒大小不一致。经冲击载荷作用下，部分晶粒内部有孪晶出现。22 北京理工大学硕士学位论文图3.7SHPB测试后涂层内部微观形貌（400°C热处理）(a)氦气喷涂涂层；(b)氮气喷涂涂层图3.8SHPB测试后涂层内部微观形貌（950°C热处理）(b)氦气喷涂涂层；(b)氮气喷涂涂层综上，对比涂层与块材的动态力学性能发现喷涂态涂层的动态屈服强度明显高于块材；热处理后，由于加工硬化和残余应力的去除，涂层的动态屈服强度下降。400°C热处理后的涂层与块材内部的残余应力与加工硬化均得到消除，但动态力学性能仍有差异，导致差异的原因是涂层内部微观结构。通过实验方法验证产生差异的原因较为困难，采用数值模拟的方法可方便的验证涂层的微观结构是产生差异的原因。3.3动态力学性能的数值模拟3.3.1建立模型本研究采用ABAQUS有限元软件，根据SHPB试验中压杆的真实尺寸建立有限元模型，考虑到SHPB装置及施加载荷的对称性，建立二维轴对称模型以简化计算，23 北京理工大学硕士学位论文并按照实验要求装配成完整的SHPB模型，SHPB模型及加载波形如图3.9所示。图3.9SHPB模型示意图及加载波形3压杆材料为弹簧钢，其密度和弹性模量分别为7800kg/m和200GPa。在冲击载荷下材料采用Johnson-Cook本构模型，模型参数如表3.1所示。[92]表3.1Cu的Johnson-Cook本构模型参数A/MPaB/MPanCm902920.310.0251.09划分网格时需要考查网格数量对计算结果及运行时间的影响，故分别选取250、500和1250三种网格数量。试样与压杆之间采用面面接触，由于在切线方向上变形后的试样呈鼓形，故在切线方向上存在摩擦力，且切向摩擦力的值难以通过测试的方法获得，故根据选取0、0.1、0.15、0.2四个不同的值，将模拟结果与实测数据对比以确[93]4定摩擦参数。最后建立动态显式分析步，分析步步长为2.5310s。3.3.2冷喷涂铜涂层数值模拟结果及分析不同网格数量对模拟结果的影响如图3.8所示，当取不同数量的网格时，三条模拟曲线完全重合，故网格数量对模拟结果没有影响。为了缩短计算时间及提高计算效率，采用网格数量最少的方案。24 北京理工大学硕士学位论文图3.8网格数量对模拟结果的影响（铜块材）不同摩擦参数对模拟结果的影响如图3.9所示，应力值随着摩擦因数的增大而逐步增加，通过与实测数据的比较分析，发现当摩擦因数取0.2时模拟结果与实际情况最为接近，故摩擦因数取0.2。图3.9摩擦参数对模拟结果的影响（铜块材）由于在模拟过程中设定材料本构模型满足Johnson-Cook方程，而表3.1提供的Johnson-Cook模型参数适用于去应力退火后的材料，为了验证400°C热处理的铜块材是否适用于Johnson-Cook模型，故先模拟铜块材在冲击载荷下的作用，然后将模拟结果、实测结果及未热处理块材的动态力学性能放在一起比较，结果如图3.10所示，发现应变大于5%的模拟结果与400°C热处理后块材的动态力学性能实测结果基本一致，而与未热处理块材的动态测试结果相差较大，说明铜块材及冷喷涂铜涂层经400°C热处理后，内部的残余应力及加工硬化得到了消除，400°C热处理后块材所处的应力状态与Johnson-Cook模型吻合。模拟结果与未热处理后的实测结果相差较大，证实了原始块材中存在着一定程度的加工硬化，导致其动态应力值高于去应力退火条件下的铜25 北京理工大学硕士学位论文块材。图3.10铜块材模拟结果与实测结果比较。图3.11涂层模拟结果与实测结果比较（400°C热处理后）与块材相比，涂层内部具有多界面的结构特点，经400°C热处理后，虽然残余应力及加工硬化得到消除，但是涂层内部仍然存在未融合的颗粒界面。若忽略涂层内部界面的因素，模拟其在冲击载荷作用下的力学性能，并将模拟结果与400°C热处理后的测试值相对比，结果如图3.11所示：模拟结果与测试结果存在明显差异。与测试结果相比，尽管处于相同的应力状态，涂层内部的微观结构对涂层的动态力学性能产生了影响，证实了400°C热处理后涂层与块材之间动态力学性能产生差异的原因是涂层内部的微观结构。26 北京理工大学硕士学位论文3.4本章小结(1)分别采用氦气和氮气作为载气制备出了一定厚度的冷喷涂铜涂层。在喷涂态涂层中，氦气喷涂涂层中颗粒变形更加剧烈，涂层更加致密，而氮气喷涂涂层中存在着明显的孔隙。经400°C热处理后，涂层中部分颗粒界面由于扩散而出现融合，氦气喷涂涂层中由于再结晶过程而形成了等轴晶粒。(2)经动态压缩测试，发现铜涂层及块材在加载初期，应力应变之间近似满足线性关系，且均没有屈服平台产生。以5%应变处对应的应力值作为动态屈服强度，则屈服强度大小关系：氦气喷涂涂层>氮气喷涂涂层>块材，这是由于涂层内颗粒塑性变形所产生的加工硬化造成的，且氦气喷涂涂层中的颗粒变形更剧烈，加工硬化更剧烈。400°C热处理后，涂层和块材内的残余应力及加工硬化得到了消除，所以动态屈服强度明显下降，虽然涂层和块材均处于相同的应力状态，但三者的动态力学性能测试存在差异，原因是涂层内部微观结构的影响；950°C热处理后，涂层及块材内部发生了晶粒张大的过程，动态屈服强度进一步降低。(3)采用数值模拟的方法，在ABAQUS有限元软件中建立SHPB二维轴对称模型，并考虑网格数量及摩擦参数对模拟结果的影响，确定了动态加载下400°C热处理后的铜块材其本构关系符合Johnson-Cook方程；400°C热处理后涂层的模拟结果与实测结果对比表明涂层内部的微观结构是涂层与块材动态力学性能产生差异的原因。27 北京理工大学硕士学位论文第4章冷喷涂W-Cu涂层及力学性能研究由于目前传统制备W-Cu复合材料的方法存在致密度低、工艺尚不成熟等缺点，而冷喷涂技术制备的涂层致密度较高，故本章采用冷喷涂技术制备W-Cu复合材料，并研究不同工艺参数下涂层的沉积特性及微观形貌，并讨论热处理对涂层的影响，然后研究了涂层在准静态下及动态加载下的力学性能，并进行比较。4.1冷喷涂W-Cu涂层的沉积特性及形貌4.1.1喷涂工艺参数对冷喷涂W-Cu涂层沉积效率的影响不同工艺参数下的沉积效率如表4.1所示，在氮气喷涂条件下，气体温度的提高，能够产生更高的射流速度和更高的粒子温度，因此粉末粒子撞击基体时能够产生更强烈的塑性变形，同时粒子温度的提高一定程度上降低了颗粒的临界速度，因此表现为沉积效率的显著提高；氦气喷涂时，射流的速度高于氮气射流，能够更加有效地提高粒子速度，使其更容易达到临界沉积速度，因此在同等压力下，能够在较低的温度下实现与氮气在300°C条件下相当的沉积效率，同时更高的粒子速度提高了粒子和基体的变形程度，对涂层性能也将产生有利影响。与纯铜涂层制备相比，W的添加降低了涂层的整体沉积效率。表4.1不同工艺参数下的沉积效率粉末气体温度（°C）沉积效率（%)W-Cu/MMN22003.16W-Cu/MMN23007.6W-Cu/MMHe2607.32图4.1为采用冷喷涂工艺制备出的W-Cu复合材料宏观形貌，涂层无裂纹和剥落产生，表面基本平整。由于粉末中含有硬质W颗粒，因此在制备涂层时，边缘部分随着厚度的增加，W颗粒对涂层的冲蚀作用更加明显，表现为涂层边缘部位出现明显的体型表面，这与涂层制备时观察到的边缘部位冲蚀形成的火花飞溅现象一致。28 北京理工大学硕士学位论文图4.1W-Cu复合涂层宏观照片4.1.2喷涂态W-Cu涂层微观形貌图4.2为上述工艺参数下制备W-Cu涂层的SEM微观形貌。由于喷涂所采用的W颗粒尺寸小于Cu颗粒，所以在涂层中细小的W颗粒（浅色部分）在Cu颗粒界面处均出现一定的聚集，呈现部分联系的层状结构。使用氮气制备涂层时，随温度从200°C（图4.2a）提高到300°C（图4.2b）时，涂层气孔率下降。采用氦气喷涂的涂层气孔率明显降低（图4.2c），涂层质量优于氮气喷涂涂层，其原因在于氦气的射流速度高于氮气，粒子能够以较高的速度对已沉积颗粒产生“夯实”作用，从而使涂层致密度更高。图4.2不同工艺参数下涂层微观形貌(a)N2、200°C；(b)N2、300°C；(c)He、200°C29 北京理工大学硕士学位论文为了定量的得到涂层的孔隙率，对于不同工艺参数得到的冷喷涂W-Cu涂层，每种工艺选取10张SEM照片，并采用Image-ProPlus6.0图像处理软件统计每张照片中的气孔率，并平均，结果如表4.2所示。表4.2不同工艺参数制备冷喷涂W-Cu涂层的气孔率粉末气体温度（°C）气孔率（%)W-Cu/MMN22000.79W-Cu/MMN23000.56W-Cu/MMHe2600.28冷喷涂制备的W-Cu复合材料，气孔率最低可达0.28%，略高于文献报道的气孔[58]率。相对于W-Cu复合材料其他的制备工艺，冷喷涂制备的W-Cu复合材料其致密度明显高于熔渗法、活化烧结和高温液相烧结等工艺，展示出在制备W-Cu复合材料上的巨大优势。表4.3不同工艺参数制备冷喷涂W-Cu涂层中W的含量粉末气体温度（°C）W体积含量（%）W质量含量（%）W-Cu/MMN220032.2%50.6%W-Cu/MMN230029.7%47.9%W-Cu/MMHe26039.1%58.3%W-Cu复合材料中W的含量对于涂层的力学性能具有重要影响。前期研究结果表明，W做为硬质第二相粉末，具有较高的强度和较低的塑性，难以通过冷喷涂方法有效沉积涂层，W-Cu复合涂层中的W颗粒主要由Cu颗粒沉积时实现两者的共沉积，因此涂层中W相的实际含量与原始粉末配比产生差异。每种喷涂工艺参数选择10张不同的照片，统计其中W和Cu的含量，结果如表4.3所示。可以看出氦气喷涂涂层中W的含量明显高于氮气喷涂涂层，氮气喷涂的涂层随温度上升，涂层内部的W含量反而下降。根据以上结果，可以推测，Cu粒子的温度决定了涂层的整体沉积效率，而W颗粒的速度则可能是决定涂层中W含量的主要因素。应当指出，本文中所使用的W和Cu的比例已达到80:20，为了获得更高的W含量，一个可行的途径是增加粉末中W的配比，但考虑到进一步增加W的配比可能会导致沉积效率的进一步下降，因此若希望提高涂层中的W含量，应通过采用复合粉末实现，这是后续试验应当考虑的问题。30 北京理工大学硕士学位论文4.1.3热处理对W-Cu涂层微观形貌的影响不同喷涂工艺参数制备的冷喷涂W-Cu涂层经热处理后，涂层内部微观组织变化规律大致相同，如图4.3所示，以N2、620KPa、200°C参数下制备的冷喷涂W-Cu涂层为例，分析热处理对涂层内部微观组织结构的影响。可以看出，随着热处理温度的升高，涂层内部的气孔率逐步降低，到950°C时，涂层内部几乎没有气孔，接近于完全致密状态；随着热处理温度的升高，涂层内部W颗粒形状变化不大，由于W和Cu的固溶度非常小，在较高温度下热处理后，并没有出现W颗粒与Cu颗粒界面之间的扩散；不同温度热处理后，涂层内部的层状结构仍然存在。图4.3N2、620KPa、200°C参数下制备的冷喷涂W-Cu涂层(a)400°C；(b)600°C；(c)800°C；(d)950°C4.2冷喷涂W-Cu涂层的力学性能4.2.1涂层准静态力学性能31 北京理工大学硕士学位论文准静态加载下W-Cu复合涂层的力学性能如图4.4所示，在加载的初始阶段应力应变近似成线性关系；W-Cu复合涂层没有明显的屈服平台出现，以3%应变处对应的应力值作为其屈服强度，则发现随着热处理温度的提高，W-Cu复合涂层的屈服强度逐渐升高，800°C热处理后涂层的屈服强度与喷涂态涂层的屈服强度基本一致。这是因为喷涂态涂层中由于颗粒发生塑性变形，产生加工硬化，所以屈服强度较高，经过400°C热处理之后，涂层内部的残余应力及加工硬化消失，导致屈服强度降低，但是在更高的温度进行热处理之后，涂层内部Cu颗粒界面之间由于原子扩散而逐渐融合，最终使Cu颗粒界面逐渐消失而类似于块材，W作为硬质颗粒包裹在Cu的内部，两者间的界面结合更加牢固，从而使涂层屈服强度提升。当形变超过3%后，涂层在继续变形的过程中出现了应力平台。并且对于热处理之后的涂层，随着热处理温度的升高，平台对应的应力值越大。产生这种现象可能的原因在于随着热处理温度升高，富含Cu颗粒的部分由于晶粒张大，会导致涂层力学性能下降，但是在Cu颗粒周围分布的W颗粒作为强化相起到了强化作用，并且随着热处理温度的提升，W和Cu之间结合更加紧密，强化作用也更加明显，所以950°C热处理后所到达的平台值明显高于其它其它温度下到达的平台值。图4.4原始涂层及涂层经不同温度热处理后的准静态压缩曲线与喷涂态涂层相比，随着热处理温度的提高，涂层的形变量也逐渐增加，这是由于原始涂层中颗粒已经产生了大量的塑性变形，由于内部位错塞积等原因，继续变形更加困难，而经过热处理后，Cu颗粒发生了回复和再结晶的过程，残余应力和加工硬化得以去除，塑性得以恢复；热处理后涂层压缩变形量最大可达54.6%，相比原始涂层塑性增加了70%，表明热处理可以极大的提高W-Cu复合涂层的塑性变形能力。32 北京理工大学硕士学位论文4.2.2涂层动态力学性能相同气压加载下氦气喷涂涂层及不同温度热处理后涂层的动态力学性能如图4.5所示。在动态载荷作用下，W-Cu复合涂层的应力-应变曲线迅速上升，并没有出现明显的屈服平台，以5%应变处对应的流变应力值作为涂层的屈服强度，则随着热处理温度的提高，涂层的动态屈服强度逐渐增加，400°C热处理后涂层的屈服强度与原始喷涂涂层基本一致。屈服强度随热处理温度升高而上升的主要原因在于热处理温度的提高使Cu颗粒界面逐渐融合，对W颗粒包裹更加紧密，从而使强化作用更明显。达到屈服强度之后，600°C和800°C热处理后的涂层的应力值继续上升，但上升速度明显下降，表明W颗粒的强化作用继续存在，但由于加载速率较快，短时间内产生了较大的塑性变形，塑性功来不及耗散而转化为热量，材料发生热软化效应，颗粒之间的结合程度下降，故导致应力增加放缓；最大应力值出现在约31%应变处，随后应力值开始逐渐下降，说明此时随着变形程度的增加，内部W颗粒可能会破碎以及内部不同颗粒界面处出现了裂纹，导致材料失效的产生。图4.5原始涂层及不同温度热处理后涂层的动态力学性能比较喷涂态涂层和400°C热处理后的涂层在到达屈服强度之后，两者应力值较接近且变化不太，出现了应力平台，且最大应力值明显低于600°C和800°C热处理后的涂层，这是因为一方面涂层内部存在着孔隙，在高速加载的过程中，可能在这些孔隙处及颗粒界面处优先出现裂纹，使材料失效，虽然W颗粒有一定的强化效应，但强化作用与裂纹造成的材料失效两者之间互相抵消，另一方面，在高速加载过程中，材料产生了热软化效应，综合以上两点，导致了应力平台的产生；应变达到约28%时，应力值开始下降，说明材料失效逐渐占据主导，直到断裂产生。33 北京理工大学硕士学位论文从最大应力值处到卸载的过程中，应力值缓慢下降；经过热处理后的涂层，产生的变形量随着热处理温度的提高而略有下降，一般可达到90%左右，喷涂态涂层的形变量最大，表明W-Cu复合涂层在动态下有较好的塑性。对于400°C热处理后的涂层，在不同气压（8bar、8.5bar、9bar、10bar）加载下测试以考察应变率对涂层动态力学性能的影响，不同应变率下的测试结果如图4.6所示。从图中可以看出，虽然屈服强度存在着差异，但是大小关系与应变率的大小关系并不一一对应，屈服强度最大值出现在应变率为5297/s的加载条件下；随着加载速率的提升，涂层的最大应变值也不断增加，在应变率为4975/s条件下的最大应变值为91%，而在应变率为5768/s下的最大应变值为119%。说明了由于测试中应变率变化较小，应变率效应对400°C热处理后的W-Cu复合涂层的影响不大，当应变率没有发生数量级的改变时，400°C热处理后的W-Cu复合涂层的动态屈服强度没有显著的差异，但400°C热处理后的W-Cu复合涂层产生的最大应变值随着应变率的增加而明显增大。图4.6400°C热处理后的W-Cu复合涂层在不同应变率下的动态力学性能4.2.3涂层准静态与动态力学性能比较将原始涂层和热处理之后的涂层的准静态力学性能与动态力学性能进行比较，如图4.7所示。由于不同加载下应变率存在着较大的差异，导致准静态与动态力学性能有着较大的差别。在准静态及动态加载的最初阶段，涂层的应力应变的关系近似直线。尤其在喷涂态涂层中，准静态下应力值的上升速度要高于动态。两种加载条件下均没有明显的屈服平台产生，但由于应变率效应导致动态屈服强度明显高于准静态屈服强度。34 北京理工大学硕士学位论文图4.7准静态加载与动态加载条件下涂层力学性能比较(a)原始涂层；(b)400°C热处理；(c)600°C热处理；(d)800°C热处理准静态加载和动态加载后的涂层在屈服之后，其应力值上升不大，但两种加载情况下的最大变形量不同，动态加载产生的变形量明显高于准静，最大变形量平均能提高约117%。随热处理温度的升高，动态加载下材料产生的最大变形量越小，而准静态加载下材料产生的最大变形量越大。综上，W-Cu涂层动态加载下的屈服强度，最大塑性变形量等力学性能均好于准静态。35 北京理工大学硕士学位论文4.5本章小结(1)采用冷喷涂技术制备了具有一定尺寸形状的W-Cu复合涂层。气体种类及加热温度对涂层的沉积效率、致密度及W颗粒含量有明显影响。气体温度的提高使沉积效率提升；采用氦气喷涂可在较低的温度条件下获得更高的射流速度，从而可以显著的提高沉积效率。氮气喷涂涂层的气孔率及W颗粒含量均随着喷温度的升高而降低；He喷涂涂层的致密度及W含量最高。随热处理温度的升高，涂层内部孔隙明显减少，最终接近致密。(2)在准静态加载下，喷涂态涂层及热处理后的涂层均没有明显的屈服平台产生，以3%应变处对应的应力值作为涂层的屈服强度，则涂层的屈服强度随着热处理温度的升高而升高，这是因为热处理后Cu颗粒与W颗粒之间结合的更加紧密所导致；屈服之后，随着应变的增加有应力平台产生；随着热处理温度的提升，涂层所产生的最大应变值逐渐增加。(3)在动态加载下，以5%应变处对应的应力值作为涂层的屈服强度，涂层的屈服强度也随热处理温度的升高而升高。在到达屈服强度之后，出现了应力平台，是因为动态加载下材料热软化效应产生以及涂层内颗粒界面有裂纹生成导致颗粒间结合程度下降，抵消了W颗粒的强化作用。应变量到达30%左右时，应力值缓慢下降，表明涂层内部可能开始失效。(4)W-Cu复合涂层在动态和准静态下的力学性能存在明显的差异：涂层在动态下的屈服强度明显高于准静态加载；涂层在动态下的最大应变值明显高于准静态加载。材料的应变率强化效应是产生差异的主要原因。36 北京理工大学硕士学位论文第5章冷喷涂W-Cu复合涂层力学性能的数值模拟[94]采用计算细观力学方法研究复合材料的动态力学性能实质上是将材料科学与有限元的计算方法相结合，根据复合材料内部的微观结构和加载情况建立有限元模型，给模型施加合适的边界条件并求解。该方法最大的优点在于建立宏观力学性能与微观结构之间的关系，从而可以对涂层力学性能有进一步的认识和研究。本章将采用涂层的SEM照片建立真实的二维多颗粒模型，并施加位移载荷及边界条件，模拟准静态及动态下压缩的过程，并与实际测试结果比较，研究边界条件及模型大小等因素对涂层动态力学性能的影响。5.1建立基于微观组织的模型复合材料二维微观结构模型主要有随机模型、单胞模型以及多颗粒模型。其中多颗粒模型是根据材料真实的微观结构建立。本研究根据W-Cu复合涂层400°C热处理后的SEM照片建立模型。选择400°C热处理后的图像建模的依据是该热处理条件下，涂层内部的残余应力和加工硬化得到了去除，与Johnson-Cook模型的使用条件相同，原始涂层中存在加工硬化、颗粒变形不均，较高温度热处理后又发生了晶粒张大的过程，这些条件下材料的本构模型较难确定，故选择400°C热处理后的图片建模。二维多颗粒模型的建立是基于涂层真实的微观结构照片，比如W-Cu涂层在一定放大倍数下的SEM照片，为了提高建模效率、缩短时间，选择W和Cu含量与总体保持一致的、具有结构代表性的SEM照片，如图5.1所示，将其转化为黑白图像(二值化处理），由于黑色像素和白色像素代表着不同属性的材料，故接下来的模型建立主要有两种方法：一是把每个像素格作为一个部分分别建立模型，最后把同种材料对应像素格合并；二是使用MATLAB软件中的图像处理功能，去除图片中的噪点，然后将其中同种材料的颗粒边界勾勒出来，建立颗粒模型，然后进行布尔运算以建立多颗粒模型。下面针对两种建模方法，分别建立多颗粒模型，并选择最佳的方式。37 北京理工大学硕士学位论文图5.1钨铜复合材料SEM照片5.1.1基于像素的建模法该建模方法的大致流程如图5.2所示。首先选择代表性的SEM照片，要求颗粒含量与整体图像较为接近，并适当调整图像分辨率。然后对图片进行二值化处理，使其转变为数字图像。数字图像仅由0和1组成，分别代表着不同的材料。结合Python语言，在ABAQUS有限元软件建立像素格所对应的模型，并将同种材料对应的模型合并，最后通过布尔运算得到整体模型。采用此方法建立的模型如图5.3所示，该方法可以把真实图片的模型信息完整的转移到有限元模型中，没有丢失图片信息；但是存在程序运行时间长，运算效率低，占用内存较大，以及建立的模型尺寸有限等问题，限制其在建模方面的应用。所选择建立模型的图片一般不超过200×200像素。图5.2像素合并处理建模流程图图5.3W-Cu复合材料(a)微观照片(b)有限元模型38 北京理工大学硕士学位论文5.1.2基于相边界的建模法颗粒边界建模法的流程如图5.4所示。首先仍需要选择代表性的SEM照片，如图5.4(a)所示。然后进行二值化处理，由于二值化之后的图片存在许多影响获得颗粒边界信息的噪声，故需要采用合适的方法去除噪声，以便提取颗粒边界。图5.4颗粒边界建模法流程图[94]对二值化处理之后的图片，先进行中值滤波处理，其能够在抑制随机噪声的同时不使边缘模糊，中指滤波之后的效果如图5.5(b)。滤波之后的图片，调用去除小面积的函数以去掉一些细微的、具有一定面积的小颗粒噪声。去小面积之后的效果如图5.5(c)。处理之后的图片，颗粒边界部分较为曲折，这样的颗粒不利于提取边界信息，所以对图像进行膨胀与腐蚀处理。腐蚀膨胀之后的效果如图5.5(d)。、图5.5涂层原始图片及Matlab处理后的图片(a)原始图像；(b)中值滤波；(c)去小面积；(d)腐蚀膨胀39 北京理工大学硕士学位论文腐蚀膨胀后颗粒边界明显变的更加平滑，采用MATLAB中的边界追踪函数，提取每个封闭颗粒的边界位置信息。然后利用Python语言，将颗粒的边界信息转化为模型中颗粒边界的位置坐标信息，并将每个颗粒坐标点依次连接从而建立颗粒模型，然后通过布尔运算，得到图像的整体模型，如图5.6所示。图5.6W-Cu复合材料有限元模型与前面的像素合并法相比，该方法具有运行速度快、可以建立模型的图片尺寸大等优点，但是在处理过程中，由于去除图片噪音会造成处理后的图片与原始图片信息不完全一致，需要在图像处理过程中保持颗粒含量与原始图像相比不产生太大差异。5.2材料模型3材料受到冲击载荷作用时应变率在10/s级别，故W和Cu材料使用Johnson-Cook模型，参数如下表所示：[92]表5.1W和Cu的Johnson-Cook本构模型参数材料A/MPaB/MPanCmW11770.1211450Cu902920.310.0251.09在准静态载荷的作用下，可以忽略应变率对材料性能的影响，又因为准确测量材料在准静态下的应力-应变关系较为复杂，故模拟准静态作用时材料的应力-应变关系可以利用Johnson-Cook模型中的第一项来描述。在本研究中，主要研究失效前材料的应力-应变关系，故没有添加材料的失效模型。为了简化模型，不考虑颗粒界面的影响，认为界面紧密结合。以图片像素的尺寸大小划分模型，并且保证在对边上的节点数相同。40 北京理工大学硕士学位论文5.3载荷及边界条件在本研究中，加载的方式为位移加载，加载的位移值为沿加载方向上模型长度的20%，加载方式为节点加载。对于微观材料模型，为了保证模拟结果的准确性，需要施加一定的边界条件，本研究采用的边界条件如下：(1)直线边界条件所谓直线边界条件，如图5.7所示，是指在加载过程中通过耦合节点水平方向的[59]位移，使模型左右两侧边在加载过程中始终保持为直线，并约束模型底边在竖直方向上的位移，在模型的顶部节点处施加位移载荷。直线边界条件的表达式如下：对于x方向上任一对点，位移满足如下条件：uxux(5-1)图5.7直线边界条件示意图直线边界条件保证了相邻模型之间的位移是连续的，但应力并不连续。(2)周期性边界条件所谓周期性边界条件，是指在相邻模型边界处同时满足变形协调和应力连续两个条件。对于如图5.7所示的二维模型，其满足的边界条件如下：在x方向上任意一点，满足：uxuxlx11(5-1)vxvx0在y方向上任意一点，满足：uyuy0(5-2)vyvyly22约束SW点，则在各个交点处，需要满足以下条件：41 北京理工大学硕士学位论文uNW0vNWly22uSElx11(5-3)vSE0uNElx11uSEvNEly22vNW由上面的表达式中可以看出，在周期性边界条件下，在NW处施加载荷，其余节点的位移和力按照边界条件给出的表达式而确定，周期性边界条件作用效果在下面的模拟结果中会进一步说明。(3)自由边界条件在准静态加载条件下，本研究除使用上面的周期性边界条件外，还参照准静态试验加载过程，在模型上端加载，下端约束，左右两边不施加任何边界条件。由于按照模型像素大小进行划分，单元数较多，采用将所有单元的应力应变平均以获得真应力-应变曲线的方法占用内存较多，耗时较长。故提取上下表面节点反力并平均，然后除以上表面长度便得到工程应力，提取上下表面节点位移并相加然后除[59]以模型长度以得到工程应变，然后通过公式转化为真应力-应变曲线。为了能够准确的反映出应力和应变随时间的变化的趋势，将分析步长均分为200份。5.4准静态模拟结果及影响因素的研究5.4.1边界条件对模拟结果的影响在准静态加载条件下，采用周期性边界条件和自由边界条件得到的模拟结果如图5.8所示。对于周期性边界条件和自由边界条件而言，在加载的初始阶段，应力随着应变的增加而迅速升高，没有明显屈服平台的产生，以3%应变对应的应力值作为屈服强度的模拟结果，则屈服强度的模拟结果：周期性边界条件(371MPa)>自由边界条件(351MPa)。达到屈服强度之后，在周期性边界条件下，应力上升缓慢，当应变到达10%左右时，应力值达到最大(410MPa)，随后应力开始缓慢下降，而在自由边界条件下，应力值缓慢上升，并也在应变达到10%左右时达到最大(387MPa)，随后逐渐下降。将模拟结果与试验结果对比发现，模拟结果与400°C热处理之后的结果较为接近。这是因为经过400°C热处理之后，涂层内部的加工硬化及残余应力得以去除。其中周期性边界条件的模拟结果与400°C热处理之后的结果较为接近，均没有明显的屈服平42 北京理工大学硕士学位论文台产生，但应力值应存在一定的差异。屈服强度模拟结果与测试值相比，误差为12.5%，所达到的最大应力值的模拟结果与测试值相比，误差为16%。产生误差的主要原因可能是：没有考虑界面的影响因素以及材料模型采用的是Johnson-Cook模型的简化形式，可能与材料在准静态加载下实际的应力-应变关系存在一定的差异。图5.8W-Cu复合涂层准静态模拟结果与试验结果对比加载后模型的Mises应力云图如图5.9(a)所示。对于周期性边界条件而言，在W颗粒内部及附近有较为明显的应力集中出现，尤其是W颗粒分布呈薄层状的区域，应力集中尤为明显。说明在载荷传递到了起增强作用的W颗粒内部，导致应力集中，也体现了W颗粒的强化作用。在周期性边界条件下，在模型的上下和左右边界，位移保持一致，满足应力连续条件；同时从应力云图上可以看出，上下和左右边界的应力值也基本上保持连续。沿加载方向和垂直加载方向的应力云图如图5.9(b)(c)所示。沿加载方向上，大部分区域处于压应力状态，但是由于冷喷涂制备的W-Cu复合材料内部材料分布不均匀，所以部分区域处于拉应力状态，并且部分区域存在压应力集中的现象，出现拉应力和压应力集中的区域，大多数是颗粒边界或者颗粒相连接的区域，这些区域由于W/Cu材料的结合处，材料性能存在差异且数量分布不均，很容易有应力集中产生。垂直于加载方向上，W颗粒存在着明显的应力集中，且处于拉应力状态。43 北京理工大学硕士学位论文图5.9准静态加载下模拟结果应力云图(a)周期性边界条件Mises(b)周期性边界条件S22；(c)周期性边界条件S115.4.2微观模型对模拟结果的影响由于本研究基于涂层真实微观结构建模，所以必须考察图片对模拟结果的影响。选择了五种不同大小、分辨率相同但具有代表性的微观组织图片。这些图片中W体积含量在38.7%左右，并采用相同的处理方法；处理之后的图片中W体积含量保持在37.6%-38.2%之间，基本上与原始照片中W含量保持一致。44 北京理工大学硕士学位论文采用周期性边界条件得到的模拟结果如图5.10所示。可以看出采用不同图片建立的有限元模型，在准静态加载下得到的模拟结果的变化规律基本一致；并且随着图片[95-97]尺寸的增加，模拟结果趋于稳定，这与T.Kaint等人有关模型尺寸与模拟结果大小关系的研究结果基本一致；从图中可以估计出当图片大小在300×240左右时，得到的模拟结果是稳定和可信的。并且本研究选用图片的长宽比从1.135变化到1.681，但最终的模拟结果基本重合，说明在保证图片中W含量基本相同的情况下，图片的长宽比对模拟结果影响非常有限甚至可以忽略不计。图5.10准静态加载下周期性边界条件的模型尺寸对模拟结果的影响当使用自由边界条件时，不同图片的模拟结果如图5.11所示。不同图片建立有限元模型后得到的模拟结果变化规律在3%应变内基本一致，但当应变超过3%后，除图片尺寸最大的图片之外，其余图片的模拟结果基本接近一致，但也稍有不同：有的模型在继续加载后形成应力平台，而其余的模型在应变达到一定程度后应力值略有下降。当图片较大时，应力值随着应变的增加而继续增加，产生的原因可能是内部W颗粒的分布导致应力集中程度较高或图片的尺寸过大导致的。45 北京理工大学硕士学位论文图5.11准静态加载下自由边界条件的模型尺寸对模拟结果的影响通过不同尺寸照片的模拟结果比较，可以得出自由边界条件下模拟结果不够稳定，而周期性边界条件得到的模拟结果几乎不随图片的变化而变化。故在准静态加载下选择周期性边界条件可以使模拟结果更加稳定可信。5.5动态压缩模拟结果及影响因素的研究5.5.1边界条件对模拟结果的影响在动态加载条件下，周期性边界条件和直线边界条件的模拟结果如图5.12所示。在加载的初始阶段，在周期性边界条件和直线边界条件下应力均随应变值的增加而近似线性增加，随后材料发生屈服，但均没有明显的屈服平台产生，以5%应变处的应力值作为屈服强度，则两种边界条件下的屈服强度基本一致（501MPa）；达到屈服强度之后，随着应变的继续增加，应力值均缓慢上升，但不同之处在于，直线边界条件下应力值随应变的增加而稳定增加，而周期性边界条件下，当应变达到13%左右时，应力随着应变的增加出现一些波动。将模拟结果与实测结果进行对比，发现与400°C热处理后的结果较为接近。在5%应变内，模拟结果与实测结果存在较大差距，主要原因在于在动态力学性能测试时所[90]带来的误差。以5%处的应变对应的应力值作为材料的动态屈服强度，则材料的动态屈服强度为487MPa，与模拟结果相比，误差为2.9%。屈服之后，模拟结果与实测结果的变化规律基本一致，应力值均随应变的增加而增加，但模拟结果的增加趋势更加明显。直线边界条件的模拟结果更接近实测数据，模拟结果达到的最大应力值为46 北京理工大学硕士学位论文660MPa，实测结果能达到的最大应力值为697MPa，误差为5.3%，说明在屈服之后的模拟结果与实测结果吻合较好，能够反映出材料在动态加载下的应力-应变关系。图5.12动态加载下不同边界条件的模拟结果与实测结果比较动态加载后模型的Mises应力云图及沿加载方向和垂直加载方向上的应力云图如图5.13所示。采用周期性边界条件时，在模型边界处的位移及应力值基本连续；从Mises应力云图中可以看出，在模型内部W颗粒存在应力集中，且应力集中大多出现在W颗粒分布呈薄层状的区域，这体现了W颗粒的强化作用。沿加载方向上，大部分区域处于压应力状态，有少部分区域存在着拉应力集中现象，这些区域大多数是W/Cu颗粒边界或者颗粒相连接的区域，这些区域由于W/Cu材料性能存在差异且数量分布不均，很容易有应力集中产生，即便在动态压缩的情况下，部分区域内存在着拉应力集中。垂直加载方向上，W颗粒处于拉应力集中状态。当采用直线边界条件时，可以看出在变形之后，模型的左右两侧仍保持为直线，但是模型的左右两侧的应力值并不连续，说明在直线边界条件下，位移连续条件满足，但应力连续条件并不满足。从Mises应力云图可以看出，和周期性边界条件相同，模型内部也存在着应力集中现象，尤其是在W颗粒分布呈薄层状的区域，应力集中现象明显。从沿加载方向的应力云图来看，模型大部分区域处于压应力状态，但模型内部也存在着压应力和拉应力集中的现象，但是于周期性边界条件相比，存在压应力集中的区域明显减少，而存在拉应力的区域有所增加。垂直加载方向上与周期性边界条件一致，W颗粒处于拉应力集中状态。47 北京理工大学硕士学位论文48 北京理工大学硕士学位论文图5.13动态加载下模拟结果应力云图(a)周期性边界条件Mises；(b)周期性边界条件S22；(c)周期性边界条件S11;(d)直线边界条件Mises；(e)直线边界条件S22；(f)周期性边界条件S115.5.2微观模型对模拟结果的影响研究微观模型对模拟结果的影响时，仍使用准静态模拟时所用的图片，图片的处理方法及建立模型的过程保持一致，只是将准静态载荷换成了动态载荷以及分析步的相应变化。周期性边界条件下的模拟结果如图5.14所示。可以看出随着图片尺寸的增加，模拟结果基本趋于稳定。屈服强度在476-532MPa之间，误差范围在2.2%-9.2%；但达到屈服强度之后应力-应变曲线并不平滑，略有一些波折存在，达到的最大应力值在630MPa-670MPa之间，误差范围在3.8%-9.6%之间。与准静态的模拟结果比较类似的是，图片长宽比对模拟结果几乎没有影响；当图像大小在300×240左右时，得到的模拟结果是稳定和可信的。49 北京理工大学硕士学位论文图5.14动态加载下周期性边界条件下图片尺寸对模拟结果的影响直线边界条件下的模拟结果如图5.15所示。从图中可以看出，采用不同图形得到的模拟结果基本接近一致，且与400°C热处理后的实测结果的变化趋势基本一致，重合度好于周期性边界条件下得到的模拟结果。屈服强度大致在497MPa-533MPa之间，误差范围在2.1%-9.4%之间，模拟结果的准确程度与周期性边界条件基本一致。达到屈服强度之后，应力值随应变的增加而缓慢增加，并且模拟得到的应力应变曲线较为光滑；在20%的应变范围内，不同图形所达到的最大应力值在660MPa-687MPa之间，误差范围在1.4%-5.3%，模拟结果好于周期性边界条件。图5.15直线边界条件下图片尺寸对模拟结果的影响50 北京理工大学硕士学位论文5.6氮气喷涂涂层动态力学性能预测氮气喷涂涂层内部W颗粒含量明显低于氦气喷涂涂层，且氮气喷涂条件下由于沉积效率较低难以制备合适尺寸的试样以满足动态力学性能测试，故模拟氮气喷涂涂层的动态力学性能具有实际意义。由于数值模拟得到的氦气喷涂涂层动态加载下的应力-应变曲线与测试值误差较小，所以按照上述方法，按照氮气喷涂涂层内部真实微观结构（图5.16）建立有限元模型，并施加适当的边界条件，并将得到的模拟结果与涂层的实测结果相比，进而对氮气喷涂涂层的动态力学性能有一定的认识和了解。图5.16300°C工艺下氮气喷涂涂层真实微观结构及建模选取的图片(400°C热处理)在研究氮气喷涂涂层的动态力学性能时，边界条件选择周期性边界条件，并将模拟结果与氦气喷涂涂层的模拟结果对比。结果如图5.17所示。图5.17氮气喷涂涂层和氦气喷涂涂层周期性边界条件模拟结果对比当采用周期性边界条件时，氮气喷涂W-Cu复合涂层的动态力学性能的模拟结果如图5.17所示。图从中可以看出由于W颗粒含量的下降以及内部存在气孔高于氦气喷涂涂层，所以与氦气喷涂涂层相比，氮气喷涂涂层的动态力学性能有明显的下降。但应力-应变的变化趋势基本一致。以5%应变对应的应力值作为动态屈服强度，则其51 北京理工大学硕士学位论文动态屈服强度在318MPa，屈服后应力值随着应变值缓慢上升，所达到的最大应力值在422MPa。说明W颗粒含量对涂层的动态力学性能影响较大。52 北京理工大学硕士学位论文5.7本章小结(1)选择具有代表性的W-Cu复合涂层微观结构照片，利用MATLAB软件中的图像处理功能，结合Python程序语言，采用基于相边界的建模方法在ABAQUS有限元软件中建立了基于涂层真实微观组织的有限元模型。(2)为保证模拟结果真实可靠，在准静态下施加周期性边界条件和自由边界条件，在准静态加载下，周期性边界条件得到的模拟结果与400°C热处理后的实测结果较为接近，准静态加载下屈服强度与最大应力值的模拟结果与实测结果的误差分别在12.5%和16%左右。(3)在动态加载下施加周期性边界条件和直线边界条件。动态加载下直线边界条件及周期性边界条件的模拟结果与400°C热处理后的实测结果均接近；动态加载下屈服强度和最大应力值的模拟结果与实测结果分别相差约3%和5%左右。在两种加载条件下Mises应力云图中都观察到W颗粒内部存在明显的应力集中现象。在准静态及动态加载下，模型尺寸对模拟结果影响不大。53 北京理工大学硕士学位论文结论针对W-Cu复合材料在制备形状复杂的薄壁结构零件中存在着诸多问题，本文采用冷喷涂技术制备了致密度较高的W-Cu复合材料，并研究了Cu涂层及W-Cu复合涂层热处理前后的动态力学性能，采用计算细观力学的方法，研究涂层内部微观结构与涂层力学性能的联系。全文获得的主要结论如下：(1)不同工艺参数下，氦气喷涂Cu涂层致密度好于氮气喷涂涂层；喷涂态涂层由于内部颗粒剧烈变形产生加工硬化，因此动态加载下氦气喷涂涂层的动态屈服强度高于氮气喷涂涂层；400°C热处理后，涂层内部有等轴晶粒产生，块材与涂层的残余应力与加工硬化得以去除，三者动态力学性能仍存在一定的差异，产生差异的原因是涂层内部微观结构，数值模拟表明材料本构满足Johnson-Cook模型。涂层与块材动态力学性能的差异的主要源于涂层特有的多界面结构。(2)采用冷喷涂制备的W-Cu复合材料其气孔率最低可达0.28%。涂层沉积特性结果表明：气体种类及温度是影响涂层质量的关键因素，氮气喷涂时，随着气体温度升高，涂层沉积效率增加，气孔率下降，但W颗粒含量下降，氦气喷涂时，涂层的沉积效率、气孔率及W颗粒含量均优于氮气喷涂涂层。(3)W-Cu复合涂层在准静态及动态压缩条件下，准静态及动态屈服强度均随温度升高而升高；在动态加载时，涂层应变量到达30%左右时，应力值缓慢下降，表明涂层内部可能开始失效；由于材料的应变率强化效应，涂层的动态屈服强度明显高于准静态加载。(4)通过图像优化及编程处理，获得了基于W-Cu复合涂层真实微观结构的有限元细观力学模型，模型中的W含量及分布符合涂层中实际的统计值。有限元模拟结果显示，在准静态加载条件时，采用Johnson-Cook模型及周期性边界条件所获得的力学特征与400°C热处理后的实测结果符合较好，屈服强度和最大应力值的误差分别在12.5%和16%左右；动态加载下，周期性边界条件与直线边界条件的模拟结果基本一致，均与实测结果符合较好，动态屈服强度及最大应力值的误差分别在3%和5%左右。54 北京理工大学硕士学位论文参考文献[1]范景莲,严德剑,黄伯云等.国内外钨铜复合材料的研究现状[J].粉末冶金工业,2003,13(2):9-14.[2]汪峰涛.新型钨铜复合材料的设计、制备与性能研究[D].合肥.合肥工业大学博士学位论文,2009.[3]KimYD,OhNL,OhST,etal.ThermalconductivityofW-Cucompositesatvarioustemperatures[J].MaterialsLetters,2001,51(5):420-424.[4]周武平,吕大铭.钨铜材料应用和生产的发展现状[J].粉末冶金材料科学与工程,2005,10(1):21-25.[5]宋贞桢.W-Cu纳米复合粉体及合金的制备[D].北京.北京科技大学硕士学位论文,2004.[6]范景莲.钨合金及其制备新技术[M].北京:冶金工业出版社,2006:1-2.[7]范景莲,彭石高,刘涛,等.钨铜复合材料的应用与研究现状[J].稀有金属与硬质合金,2006,34(3):30-35.[8]李达人.W-Cu粉末热挤压致密工艺及塑性变形研究[D].哈尔滨.哈尔滨工业大学博士学位论文,2009.[9]张代东,秦亮.电触头材料的应用与制备研究[J].科技情报开发与经济,2004,14(10):188-190.[10]陈文革,丁秉均.W-Cu触头材料的电寿命研究.电工材料[J],2003,3:21-24.[11]王志法,刘正春,姜国圣.W-Cu电子封装材料的气密性.中国有色金属学报[J],1999,9(2):324-326.[12]张迎九,王志法,吕维洁等.金属及低膨胀高导热复合材料材料导报[J].1997,11(3)：52-56.[13]Z.Carl.Metal-Matrixcompositesforelectronicpackaging[J].JOM,1992,44(7):15-23.[14]M.Randall,R.M.Germanetc.Powdermetallurgyprocessingofthermalmanagementmaterialsformicroeelectronicapplications[J].TheInternationalJournalofPowderMetallurgy.1994,30(2):205-215.[15]吕大铭.粉末冶金钨钼材料发展的国内外近况[J].粉末冶金工业.1997,7(3):40-43.[16]余建芳.钨的应用－从电子材料到军事弹药[J].中国钨业,2001,16(2):39-41.[17]宋桂明,周玉等.固体火箭发动机喉衬材料[J].固体火箭技术,1998,21(2):51-56.[18]高娃,张存信.钨铜合金的最新研究进展及应用[J].新材料产业,2006,2:57-60.[19]陈伟，邝用庚，周武平.中国高温用钨铜复合材料的研究现状[J].2004,33(1):11-14.[20]吕大铭.钨铜复合材料研究的新进展[J].2000,15(6):27-30.[21]杨梨容.钨铜复合材料致密化工艺及组织结构研究[D].成都.西华大学硕士学位论文,2009.55 北京理工大学硕士学位论文[22]K.V.Sebastian.Int.J.PowderMetall[J].PowderTechnol.1981,17(4):297-302.[23]R.M.German,K.F.Hens,J.L.Johnson.Powdermetallurgyprocessingofthermalmanagementmaterialsformicroelectronicapplications[J].TheInternationalJournalPowderMetal.1994,(2):205-215.[24]陈文革.影响钨铜系电触头材料的因素[J].电工合金.1998,3:35-36.[25]I.H.Moonetal.Sinteringofmechanicallyalloyednanostructuredtungsten-copperalloys[J].MetalPowderReport.1998,(10):38.[26]Jin-ChenKim,Sung-SooRyu,YoungDoKimandIn-HyungMoon.DensificationbehaviorofmechanicallyalloyedW-CucompositepowdersbythedoublerearrangementProcess[J].ScriptaMaterilia.1998,39(6):669-676.[27]李益民,黄伯云,曲选辉.当代金属注射成形技术[J].粉末冶金工业,2000,10(1):14-18.[28]J.L.Johnson,R.M.German.Chemicallycativatedliquidphasesinteringoftungsten-copper[J].IntJofPowderMetall,1994,30(1):91-102.[29]杨森,黄卫东等.定向凝固技术的发展[J].兵器材料学与工程,2000,23(2):44-49.[30]陈光等.熔体热历史对Al-Cu合金定向凝固界面稳定性的影响[J].材料研究学报,1999,5:33-36.[31]B.Lux,F.G.Haour.Dynamicundercoolingofsuperalloys[J].MollardMetall.1981,35:1235-1239.[32]C.S.Kiminami,W.Axmann,P.R.Sahm.SdidficationofasupercooledPd77.7Cu6Si16.3bulksample[J].JournalofMaterialsScienceLetters,1989,8:201-203.[33]XieFaqin,ZhangJun,MaoXieming,etal.Rapiddirectionalsolidificationexcitedfrombulksupercooledmelt[J].JournalMaterialsProcessingTechnology,1997,63:776-778.[34]W.A.Lud.LimitofabsolutestabilityforcrystalgrowthintoundercooledalloyMelts.Actametal,1991,39:2795-2798.[35]李振宇,沈军等.快速凝固铜合金的研究现状[J].粉末冶金技术,1998,16(1):57-67.[36]DDGu,YFShen.InfluenceofCu-liquidcontentondensificationandmicrostructureofdirectsinteredsubmicronW-Cu/micronCupowdermixture[J].MaterialsScienceandEngineeringA,2008,489:169-177.[37]AlkimovAP,KosarevVF,PapyrinAN.Amethodofcoldgasdynamicdeposition[J].DoklAkadNaukSSSR,1990,315(5):1062-1065.[38]SteenkisteTHV,SmithJR,TeetsRE,etal.Kineticspraycoatings[J].SurfaceandCoatings56 北京理工大学硕士学位论文Technology,1999,111(1):62-71.[39]李长久.中国冷喷涂研究进展[J].中国表面工程,2009,4(22):5-12.[40]LiCJ,LiWY.Depositioncharacteristicsoftitaniumcoatingsincoldspraying[J].SurfaceandCoatingTechnology2003,167(2-3):278-283.[41]LiCJ,LiWY,WangYY.Formationofmetastablephasesincold-sprayedsoftmetallicdeposit[J].SurfaceandCoatingsTechnology,2005,198(1-3):469-473.[42]LiCJ,LiWY,WangYY,etal.Atheoreticalmodelforpredictionofdepositionefficiencyincoldspraying[J].ThinSolidFilms,2005,489(1-2):79-85.[43]AjdelsztajnL,JodoinB,SchoenungJM.SynthesisandmechanicalpropertiesofnanocrystallineNicoatingsproducedbycoldgasdynamicspraying[J].SurfaceandCoatingsTechnology,2006,201(3-4):1166-1172.[44]AjdelsztajnL,JodoinB,LaverniaEJ.ColdgasdynamicsprayingofahightemperatureAlalloy[J].SurfaceandCoatingTechnology,2006,201(6):2109-2116.[45]LiCJ,LiWY,MaWH,etal.CharacterizationofmicrostructureofnanostructuredFe-Sicoatingdepositedbycoldspraying[C].ProceedingsoftheInternationalThermalSprayConference,ASMInternational,Osaka,Japan,2004:371-377.[46]WangHT,LiCJ,YangGJ,etal.Microstructuralcharacterizationofcold-sprayednanostructuredFeAlintermetalliccompoundcoatinganditsball-milledfeedstockpowders[J].JournalofThermalSprayTechnology,2007,16(5-6):669-676.[47]LeeHY,JUNGSH,LeeSY,etal.Alloyingofcold-sprayedAl-Nicompositecoatingsbypost-annealing[J].AppliedSurfaceScience,2007,253(7):3496-3502.[48]FanSQ,YangGJ,LiuGJ,etal.CharacterizationofmicrostructureofTiO2coatingdepositedbyvacuumcoldspraying[J].JournalofThermalSprayTechnology,2006,(15):513-517.[49]KimHJ,LeeCH,HwangSY.FabricationofWC-Cocoatingbycolddeposition[J].SurfaceandCoatingsTechnology,2006,191(2-3)335-340.[50]徐滨士.热喷涂技术的现状和发展[J].中国表面工程,1991(01):1-27.[51]AssadiH,GartnerF,StoltenhoffT,etal.Bondingmechanismincoldgasspraying[J].ActaMaterialia,2003,51(15):4379-4394.[52]富伟,陈清宇,纪岗昌.不锈钢表面冷喷涂铜涂层组织和性能研究[J].材料热处理技术.2009,38(22):111-112.57 北京理工大学硕士学位论文[53]鲍泽斌.冷喷涂纯铜涂层工艺优化设计及其性能研究[D].沈阳.辽宁工程技术大学,2004.[54]王佳杰.超音速冷喷涂铜涂层特性分析[J].焊接学报.2007,28(4):77-80.[55]王非凡,李文亚,余敏.基于稳定最大应变的冷喷涂粒子临界速度预测[J].中国表面工程.2012,25(6):96-100.[56]郭辉华,周香林,巫湘坤等.几种金属基板上冷喷涂铜涂层的试验和模拟[J].材料热处理学报.2009,30(6):158-163.[57]周香林,张玲,郑雄,张济山.一种制备高钨含量、均匀致密W-Cu复合材料[P].中国：CN102363852，2012.[58]Hyun-KiKang,SukBongKang.Tungsten/coppercompositedepositsproducedbyacoldspray[J].ScriptaMaterialia.2003,49:1169=1174.[59]张江涛.颗粒增强金属基复合材料动态力学性能的实验研究与数值模拟[D].武汉.武汉理工大学博士学位论文,2007.[60]M.BakiKaramis,A.AlperCerit,FehmiNair.Surfacecharacteristicsofprojectilesafterfrictionalinteractionwithmetalmatrixcompositesunderballisticscondition[J].Wear,2006,261:738-745[61]M.BakiKaramis.Tribologyathigh-velocityimpact[J].TribologyInternational,2007,40:98-104.[62]谭柱华.高体积分数金属基复合材料SiCp/2024Al动态力学性能研究[D].哈尔滨.哈尔滨工业大学博士学位论文,2007.[63]U.Zencker,R.Clos.LimitingconditionsforcompressiontestingofflatspecimensinthesplitHopkinsonpressurebar[J].Experimentalmechanics.1999,39(4):343-348.[64]李英雷.装甲陶瓷的本构关系和抗弹机理研究[D].合肥.中国科学技术大学博士学位论文,2003.[65]W.Chen,G.Subhash,G.Ravichandran.EvaluationofceramicspecimengeometriesusedinsplitHopkinsonpressurebar[J].DYMATJ.1994,1(3):193-210.[66]刘辉明.细晶W-Cu合金高温力学性能与动态力学行为的研究[D].长沙.中南大学硕士学位论文,2011.[67]ShuguangLi.Boundaryconditionsforunitcellsfromperiodicmicrostructuresandtheirimplications[J].CompositesScienceandTechnology.2008,68:1962-1974.[68]张超,许希武,严雪.纺织复合材料细观力学分析的一般周期性边界条件及其有限元实现[J].航58 北京理工大学硕士学位论文空学报.2012,33:1-10.[69]FangGD,LiangJ,WangBL.Progressivedamageandnonlinearanalysisof3Dfour-directionalbraidedcompositesunderunidirectionaltension[J].CompositeStructures.2009,89(1):126-133.[70]XuK,XuXW.Finiteelementanalysisofmechanicalpropertiesof3Dfive-directionalbraidedcomposites[J].MaterialsScienceandEngineeringA,2008,487(1-2):499-509.[71]LiDS,FangDN,LuZX,etal.Finiteelementanalysisofmechanicalpropertiesof3DfourdirectionalrectangularbraidedcompositesPart2:validationof3Dfiniteelementmodel[J].AppliedCompositesMaterials,2010,17(4):389-404.[72]WhitcombJD,ChapmanCD,Tang,XD.Derivationofboundaryconditionsformicromechanicsanalysisofplainandsatinweavecomposites[J].JournalofCompositeMaterials,2000,34(9):724-747.[73]XiaZH,ZhangYF,EllyinF.Aunifiedperiodicalboundaryconditionsforrepresentativevolumeelementsofcompositesandapplications[J].InternationalJournalofSolidsandStructures,2003,40(8):1907-1921.[74]LiSG,WongstoA.Unitcellsformicromechanicalanalysesofparticle-reinforcedcomposites[J].MechanicsofMaterials,2004,36(7):543-572.[75]LiSG.Boundaryconditionsforunitcellsfromperiodicmicrostructuresandtheirimplications[J].CompositesScienceandTechnology,2008,68(9):1962-1974.[76]P.C.Zhai,Q.J.Zhang,R.Z.Yuan.Randommicrostructurefiniteelementmethodanditsverificationforeffectivepropertiesofcompositematerials[J].JournalofWuhanUniversityofTechnology，2000,15(1):6-12.[77]P.C.Zhai,Q.J.Zhang,R.Z.Yuan.Randommicrostructurefiniteelementmethodanditsverificationforeffectivepropertiesofcompositematerials[J].JournalofWuhanUniversityofTechnology，2000,15(2):1-6.[78]E.Soppa,S.Schmauder,G.Fischeretal.DeformationanddamageinAl/Al2O3[J].Computation-alMaterialsScience.2003,28:574-586[79]P.Ganugly.Influenceofreinforcedarrangementonthelocalreinforcementstressesincompositematerials[J].JournalofthemechanicalandPhysicsofSolids,2004,52:1355-1377.[80]SchmauderS,WeberU,SoppaE.Computationalmechanicsofheterogeneousmaterial-influenceofresidualstress[J].ComputationalMaterialsSciencek,2003,26:142-153.59 北京理工大学硕士学位论文[81]HanW,EckschlagerA,BohmHJ.Theeffectsofthree-dimensionalmulti-particlearrangementonthemechanicalbehaviouranddamageinitiationofparticle-reinforcedMMCS[J].CompositesScienceandTechnology,2001,61:1581-1600.[82]M.S.Bruzzi,P.E.McHugh.Micromechanicalmodelingofthestaticsandcyclicloadingofan2124Al/SiCMMC[J].InternationalJournalofPlasticity,2001,17:565-599[83]J.W.Leggoe,A.A.Mammoli,M.B.Bushetal.Finiteelementmodelingofdeformationinparticulatereinforcedmetalmatrixcompositeswithrandomlocalmicrostructurevariation[J].ActaMaterialsScience,1999,16:133-143.[84]L.Mishnaevsky.Computationalmesomechanicsofparicle-reinforcedcomposites[J].Comput-ationMaterialScience,1999,16:133-143.[85]ZhangH,RameshKT,ChinESC.Effectsofinterfacialdebondingontherate-dependentresponseofmetalmatixcomposites.ActaMaterialia,2005,53:4687-4700.[86]BaoG,LinZ.Highstrainratedeformationinparticlereinforcedmetalmatrixcomposites.ActaMaterialia,1996,44(3):1011-1019.[87]LiY,RameshKT.Influenceofpariclevolumefraction,shapeandaspectratioonthebehaviourofparticlereinforcedmetal-matrixcompositesathighratesofstrain[J].ActaMaterialia,1998,46(16):5633-5646.[88]王迎春,王富耻,黄国华等.W-Ni-Cu合金的气孔率对动态力学性能的影响[J].兵器材料科学与工程.1998,20(5):11-14.[89]李文亚,李长久.冷喷涂特性[J].中国表面工程,2002,54(1):12-16.[90]崔忠圻,覃耀春.金属学与热处理[M].北京,机械工业出版社,2010.[91]ZhouhuaLi,JohnLambros.DeterminationofthedynamicresponseofbrittlecompositesbytheuseoftheSHPB[J].Compositescienceandtechnology,59(1999):1097-1107.[92]GordonR.Johnson.Fracturecharacteristicofthreemetalssubjectedtovariousstrains,strainrates,temperatureandpressures[J].EngineeringFractureMechanics,21(1985):31-48.[93]庄茁等.基于ABAQUS的有限元分析和应用[M].北京,清华大学出版社,2012.[94]张德丰等.MATLAB数字图像处理[M].北京.机械工业出版社,2012.[95]T.Kanit,S.Forest,I.Galliet,V.Mounoury,D.Jeulin,InternationalJournalofSolidsandStructures40(13–14)(2003)3647–3679.[96]K.Terada,M.Hori,T.Kyoya,N.Kikuchi,InternationalJournalofSolidsandStructures37(16)60 北京理工大学硕士学位论文(2000)2285–2311.[97]F.Larsson,K.Runesson,S.Saroukhani,R.Vafadari,ComputerMethodsinAppliedMechanicsandEngineering200(1–4)(2011)11–26.61 北京理工大学硕士学位论文攻读学位期间发表论文与研究成果清单[1]孙澄川,宁先进,梁小龙,王全胜.冷喷涂纯铜涂层动态力学性能与数值分析[C].第十届全国表面工程大会.(已发表).62 北京理工大学硕士学位论文致谢还没好好的感受，转眼间，两年多的硕士生涯即将结束，在这两年多的时间里，我的导师宁先进老师在课题和生活上都给予了我极大的帮助。从选题、课题研究到论文的写作，每一阶段都凝聚了宁老师大量的心血，宁老师渊博的学识、深厚的学术造诣、严谨的治学态度、敏锐的洞察力、活跃的学术思想和勤勉的工作作风使我受益匪浅，并将在以后的学习工作中也激励着我不断学习、不断进取。导师不仅授我以文，而且教我做人，虽历时三载，却赋予我终生受益无穷之道。您平易近人、和蔼可亲的待人态度让我终生难忘。在此，我向我的导师宁老师表示深切的谢意与祝福！本论文的完成也离不开其他各位老师、同学和朋友的关心与帮助。感谢刘浩然师兄和梁小龙师弟在研究生期间对我的帮助，从文献查阅、实验方法、实验操作到生活上和思想上，它们都给予了极大的帮助和鼓励，在此，向你们表示深深的感谢。对王迎春老师、殷社萍老师、黄国华老师、刘娟老师，以及罗通同学等表示诚挚的感谢，谢谢你们在实验中对我的帮助和支持，使我的课题能顺利完成。此外，感谢侯晖东师兄、谈震师兄、王本鹏师兄、薛辽豫师兄、朱静波师兄和李国举师兄，我的室友沈永华、申联华、孙万硕以及袁春园师姐、龚燕妮、黄本鹏等硕士二班的每一位同学，谢谢你们在各方面对我的帮助、关怀和鼓励。最后，感谢我的家人在背后默默的支持我，他们的支持、鼓励和关爱永远是我前进的动力。63
