一、玻璃与硅片场致扩散连接过程中的电流特性与断口分析（论文文献综述）
时方荣[1]（2018）在《电场辅助玻璃—金属/硅连接机理及界面行为研究》文中认为本文利用电场叠加原理设计了凹型电极,并对硅-玻璃管进行了连接。重点研究了玻璃管长度对键合电流及强度的影响。以铝箔为中间层,利用阳极键合与扩散连接复合法连接了玻璃-镁,分析了其连接机理以及接头界面,研究了中间层铝箔厚度对玻璃-镁连接强度的影响。同样地,以铝箔为中间层,利用阳极键合与共晶反应钎焊复合法成功地连接了玻璃-锌,分析了其连接机理及组织成分,研究了温度对接头界面组织及连接强度的影响。以铝箔及钎料为中间层,在大气环境下利用阳极键合与钎焊复合法连接了玻璃-黄铜,重点分析了接头界面结构及连接强度。本文得出以下结论:硅-玻璃管键合电流随着玻璃管长度的增加而减小,并且使用凹型电极时的硅-玻璃管键合电流大于同条件下使用平行电极时的电流,其键合强度同样大于使用平行电极时的键合强度,且其界面结构良好。玻璃-铝-镁接头界面良好、无孔洞和裂纹。当中间层铝箔厚度为30-100μm时,玻璃-铝-镁的连接强度先增加后减小,中间层铝箔厚度为50μm时连接强度最大。拉伸断裂发生在玻璃基体内,断口形态呈河流花样,属于脆性断裂。玻璃-铝-锌接头界面良好,玻璃-铝界面组织随温度的变化影响很小,铝-锌界面组织随着温度升高扩散层的总宽度不断增加。在450℃时,铝-锌界面出现致密的细针状Zn6Al5晶粒。在460℃时,扩散区域出现了一条清晰的“金属线”,并在其右侧出现了大量的长短不一的条状Zn2Al晶粒。在470℃时,Zn2Al晶粒在“金属线”附近出现了“积聚”现象。玻璃-铝-锌连接强度随着温度的升高而降低,其拉伸断裂发生在玻璃基体中,为脆性断裂。玻璃-铝-钎料-黄铜接头界面光滑齐整,结合良好。铝-钎料界面处生成化合物为Al8Zn Sn4。钎料-黄铜界面均匀平直,其界面处生成CuSn新相。试样的拉伸试验结果表明,断裂发生在玻璃基体内,属于脆性断裂。
尹翩翩[2]（2017）在《Si3N4陶瓷与镍基合金钎焊连接研究》文中研究说明Si3N4陶瓷是一种无机非金属强共价键的化合物,具有比强度高、比模量高、耐高温、抗氧化和耐磨性好以及耐热冲击性好的优点,在高速、高温及具有强腐蚀性介质的环境下有特殊的应用价值。GH4169镍基合金材料在高温条件下具有较高的屈服强度,可塑性、持久性能以及耐疲劳性能好等特点,广泛应用于航空发动机上的一些关键部件。因此研究Si3N4陶瓷与镍基合金的钎焊具有非常重要的意义。本文采用（AgCu28）95.5Ti4.5钎料钎焊连接Si3N4陶瓷与镍基合金,研究了钎焊温度对接头界面组织及力学性能的影响。得出接头的典型结构为:Si3N4陶瓷/Ti N/Ag（s,s）+Cu（s,s）+（Ag,Cu）+Fe2Ti+Al Ni2Ti/镍基合金。其中钎焊温度主要影响接头中金属间化合物的形成以及陶瓷侧反应层的厚度。随着钎焊温度升高,接头内金属间化合物尺寸增大,陶瓷侧反应层变厚,接头的抗剪强度先增加后减小。在本次研究的范围内,得出使用AgCuTi钎料钎焊Si3N4/镍基合金接头的最佳钎焊温度为860℃,其中获得的接头抗剪强度最高为86MPa。使用AgCuTi钎料直接钎焊Si3N4和镍基合金,钎料对两侧母材润湿性良好,但由于两侧母材的热膨胀系数的差异引起接头残余应力过大,导致接头强度不高,断裂发生在陶瓷近缝处。通过采用ANSYS有限元软件模拟计算,得出焊接试样中残余应力的分布状态,在距离陶瓷与钎缝界面层0.2mm的狭小区域处是钎焊接头中的薄弱区域,裂纹将会在此位置出现。针对焊后接头残余应力过大的问题,研究采用间接钎焊的方法来提高钎料与母材的润湿性,进而缓解接头的残余应力。通过磁控溅射技术在Si3N4陶瓷基体表面沉积Ti/Cu金属膜,然后用同样的钎料在860℃钎焊温度下进行钎焊连接,研究不同功率下的Cu金属膜对钎焊接头组织及性能的影响。研究发现随着Cu靶功率的增加,接头抗剪强度先增加后减少。其中Cu靶功率在220W时,薄膜的（111）晶面择优取向最稳定,获得接头的最高剪切强度为79MPa,断裂仍发生在陶瓷近缝处,表明接头的残余应力还比较大。结果发现通过磁控溅射镀膜使陶瓷表面金属化的方法无法达到缓解残余应力的目的。设计Si3N4/AgCuTi/Cu/AgCu/镍基合金这种多层复合方式:钎料加中间层,钎焊Si3N4陶瓷与镍基合金。成功地使钎缝中Fe2Ti和Al Ni2Ti两种金属间化合物的产生得到了抑制而且有效缓解接头中的残余应力。得到的接头的典型结构为:Si3N4陶瓷/Ti N+Ti5Si3反应层/Ag（s,s）+Cu（s,s）/Cu（s,s）/Ag（s,s）+Cu（s,s）/镍基合金。探究了不同的厚度的Cu中间层对Si3N4陶瓷/镍基合金钎焊接头组织和性能的影响。结果发现采用Si3N4/AgCuTi/Cu/AgCu/镍基合金这种钎焊方式所得力学性能强度高于采用AgCuTi直接钎焊所得接头的弯曲强度。其中,当Cu中间层厚度为0.1mm时,得到的接头的剪切强度最高为101.4Mpa,比仅使用AgCuTi钎料所得的最好接头强度还要增加27%左右。
杜子良[3]（2015）在《SiNWs-Mg2Si复合热电材料的制备与性能研究》文中指出热电材料是一类能够实现热能与电能直接相互转换的功能材料，利用其可进行温差发电与热电制冷。由热电材料制作的热电器件具有简易轻巧、经久耐用、反应灵敏、环保可靠等优点，应用前景非常广阔。镁娃基热电材料原料丰富、安全无毒且热电性能优秀，近年来十分引人关注。本文通过将MofSi、Bi粉与由化学刻烛法刻烛后的单晶Si片置于无水乙醇中同步超声振荡，得到鞋纳米线（SiNWs）、Bi和Mg2Si的混合粉体，并通过电场激活压力辅助烧结（FAPAS）方法制备出2at.%Bi掺杂的SiNWs-Mg2Si块体复合热电材料，采用扫描电镜、透射电镜等手段对其微观结构进行表征，利用热电测试仪与激光闪光热常数测试系统对其热电性能进行表征，通过剪切试验与剪切断口显微观察对其力学性能进行了研宄分析。主要研宄结果如下：采用0.035mol/L AgNOs （aq）与20wt%HF酸的混合液为化学刻t虫液，常温刻烛3h，可制得直径50-500nm、长度可达几十微米的鞋纳米线阵列；以MefSi粉、Bi粉和利用化学刻烛法刻烛后的鞋片为原材料，在无水乙醇中超声混合后真空烘干，经FAPAS烧结可制得致密度良好的SiNWs-Mg2Si复合热电材料。经超声振荡与FAPAS快速烧结工艺后，鞋纳米线可完整保存于基体中，并呈均匀分布状态；娃纳米线掺入后材料载流子浓度与迀移率均降低进而使电导率明显降低，Seebeck系数基本不变，热导率显着降低。随着鞋纳米线掺量增加电导率进一步降低，Seebeck系数稍有提高，而热导率开始上升；常温下当桂纳米线含量由O.lat.%增至0.3at%时，材料载流子迁移率下降14.2%，电导率下降28.2%; Seebeck系数增加12.1%;热导率升高13.7%。掺0.1at.%SiNWs样品热电性能最优，ZT值在800K时达到最大为0.5。鞋纳米线掺入后Mg2SiBia。2块体材料的剪切强度显着提高，含0.3at.%SiNWs样品的剪切强度可迖8.43MPa，比未掺SiNWs样品提高了近两倍；同时发现，随着鞋纳米线掺量增加，材料剪切断裂形式由解理断裂与沿晶断裂的混合模式向准解理断裂与沿晶断裂的混合模式转变，该种断裂模式说明SiNWs掺入后块体材料的强韧性得到改善。
王百慧[4]（2014）在《基于Al/Ni薄膜的自蔓延燃烧反应互连工艺基础及仿真分析》文中认为自蔓延燃烧反应（Self-propagating exothermic reaction）可作为局部、快速的热源实现材料连接。基于自蔓延薄膜的自蔓延燃烧反应互连对母材的热影响比较小，适用于温度敏感器件或材料的连接，特别是在包含有温度敏感器件或者热失配材料等的微机电系统（MEMS）、微生物系统和微分析系统等多芯片封装以及3D封装中有着独特的优势和广泛的应用前景。但是因其特殊的热源形式，互连工艺很难控制，且难以采用实验检测的方法对反应过程中温度变化进行研究。本文采用Al/Ni薄膜自蔓延燃烧反应实现了Cu/Cu互连，对其微观组织、缺陷形式、孔隙率和剪切断口等进行分析，总结自蔓延燃烧反应互连的特点，并对不同预热温度、钎料厚度和预加压力下的互连结果进行对比，分析不同参数对连接情况的影响，对自蔓延燃烧反应连接的工业化应用提供理论指导。根据Cu/Cu互连结构建立自蔓延燃烧反应连接温度场的有限元模型，分析自蔓延燃烧反应互连温度场的特点，并采用测温实验对有限元模型进行验证；根据不同钎料厚度和预热温度对自蔓延燃烧反应互连温度场的影响结果，对钎料不同位置的最高温度和液态时间进行多元非线性回归分析，为自蔓延燃烧反应互连的参数设定提供理论指导。采用自蔓延燃烧反应的方法实现Cu/Si互连；对Cu/Si自蔓延燃烧反应连接温度场进行有限元模拟仿真，分析其两侧不同母材下的温度分布，并与Cu/Cu自蔓延燃烧反应连接温度场进行对比，分析不同连接材料对自蔓延燃烧反应连接温度场的影响。
潘瑞[5]（2013）在《Al2O3陶瓷/Ti场助扩散连接工艺及机理研究》文中进行了进一步梳理Al2O3陶瓷具有具有强度高、硬度大、重量轻、介电常数小，耐热冲击强度大以及热膨胀系数小等优良性能，但是陶瓷和金属之间的扩散连接具有连接温度高，保温时间长以及对连接设备要求严格等特点，这样会存在连接成本较高，生产效率低以及工艺复杂等问题。本文针对Al2O3陶瓷/Ti扩散连接界面，从改善其连接温度高、时间长以及对连接设备要求较高的角度出发，在充分研究了无电场作用下Al2O3陶瓷/Ti直接扩散连接界面微观组织结构和力学性能的基础上，外加静电场，进行Al2O3陶瓷/Ti的场助扩散连接，研究了工艺参数对Al2O3陶瓷/Ti场助扩散连接界面微观组织结构以及接头力学性能的影响，并纵向比较了电场对不同连接温度和连接时间下接头力学性能的影响，分析了Al2O3陶瓷/Ti场助扩散连接界面反应行为的作用机理以及界面反应层的形成过程，并计算了界面反应的热力学和动力学。通过对无电场作用下Al2O3陶瓷/Ti扩散连接界面微观组织结构以及工艺参数的分析，确定连接温度900℃、保温时间2h和压力5MPa为本研究条件下无电场作用时Al2O3陶瓷/Ti扩散连接的最佳连接工艺参数，此工艺参数下，接头抗剪强度为73.3MPa，反应层厚度为3.5μm，界面结构为Al2O3/TiO2+TiAl/Ti3Al+Ti/Ti，其中，TiAl和Ti3Al分别弥散分布在TiO2层和Ti中。在无电场作用下最佳工艺参数的基础上，对Al2O3陶瓷/Ti进行了外加静电场作用下的场助扩散连接研究，研究结果表明，Al2O3陶瓷/Ti场助扩散连接界面的微观结构和无电场作用时相同，均为：Al2O3/TiO2+TiAl/Ti3Al+Ti/Ti；外加电场能够促进元素的扩散和界面反应的进行，接头抗剪强度由界面反应层中弥散分布相的存在状态以及残余应力决定；900℃，2h，5MPa的工艺条件下，外加1100V静电场时，界面反应层厚度为5μm，接头抗剪强度为110.1MPa，和无电场作用下相比，界面反应层厚度和接头抗剪强度分别增加了42.9%和50.2%。工艺条件不变的情况下，可以通过施加电场来提高接头的抗剪强度，以提高接头的力学性能；在保证接头抗剪强度一定的前提下，可以通过施加电场来降低连接温度以及缩短连接时间，这能有效减小接头的残余应力和高温对母材组织及性能的不利影响，提高产品的生产效率，并有利于控制构件尺寸的稳定性。Al2O3陶瓷/Ti场致扩散连接界面形成机制包括界面极化、静电力作用下离子的界面键合以及原子的电迁移扩散机制：在温度一定的情况下，界面元素在外加电场和化学势梯度的共同作用下扩散迁移，和无电场作用时相比，能够提高界面原子扩散迁移的速度，促进界面反应；界面形成过程可分物理接触阶段、接触表面的激活和极化以及界面反应层的形成三个阶段。界面热力学计算表明，反应体系的生成自由能变为负值，说明界面反应过程可以自发进行；界面动力学计算表明，电场可以提高原子的扩散系数，降低原子的扩散激活能，外加300V电场时，和无电场作用下相比，O原子的扩散系数提高了2.678倍，Al和Ti原子的扩散系数分别提高了51.6%和45.8%；O、Al、Ti三种元素的扩散激活能分别降低了61.0%，45.6%和42.8%。
徐晓龙[6]（2013）在《玻璃表面润湿性及其与铜的低温连接》文中进行了进一步梳理玻璃材料具有较好的光学性质、抗氧化、耐磨、比重小等优点，是一种很好的光学材料。但玻璃材料脆性大，不耐热冲击，对应力和变形敏感，影响其光学性能。通过玻璃与金属的连接，利用金属好的导热性来减少玻璃的应力和变形是一种有效的手段。本文研究了玻璃表面金属化工艺及钎料在玻璃和镀层上的润湿，深入分析了不润湿和润湿机理，并在低温下实现玻璃与铜的钎焊连接。初步探究了电场作用下，玻璃与铜的钎焊，计算分析了键合机理。研究了工艺参数对接头界面组织和力学性能的影响，确定了最佳工艺参数。分析表明玻璃表面主要为SiO2、Na2O和CaO组成的非晶态结构。制备了与钎料相适应的松香基卤素软钎剂并分析了钎剂的作用机理。In-Sn钎料在各钎焊温度下均无法润湿玻璃表面，计算得出各温度下的钎料表面张力均大于玻璃的临界表面张力。喷砂粗化在玻璃面形成的―刻槽‖结构可以提高膜基机械锁合力，镀镍层结合力随施镀时间延长而下降，施镀50min时镀层与基体结合力最大。提高温度可以显着减少钎料在镀层上的润湿角，当温度为210℃时，润湿角最小为42.9°，低温时，镀层的溶解对润湿起主要作用；高温时，钎料扩散、镀层溶解及三相线处几何形貌变化共同起作用。Bi的加入可以细化钎料组织、降低钎料熔点，但增大熔程。当温度210℃，保温1min时，随着Bi的加入，钎料在镀层上润湿性下降，当Bi加入量为1.5wt%，润湿角提高到65.2°当钎焊温度190℃、保温时间5min时，玻璃/镀层/In-Sn/铜界面典型组织为：玻璃/Ni-P层/富P层/（Ni,Sn）28In72/Sn（s,s）/Sn（s,s）+Cu)3（In,Sn）/Cu)3（In,Sn）/铜。随着钎焊温度提高，玻璃侧界面形成富P层和（Ni,Sn）28In72金属间化合物层，温度较高时，玻璃侧界面会产生贯穿裂纹。采用电场辅助钎焊方法实现了铜与玻璃的连接，典型的接头界面结构为:Glass/β-Sn+（Sn-Al）共晶/Cu)6Sn5+Cu)3Sn/Cu。研究了连接机理，认为玻璃侧界面处发生镜像吸附形成新的≡Si-O-Sn和≡Si-O-Al化学键、氧化反应生成Al2O3和SnO，以及Al3+向玻璃网络结构中的扩散是形成有效连接的关键。随着温度和电压的提高，玻璃侧界面较平直无显着变化。接头抗剪强度均随电压和温度提高而增大，当键合温度400℃，键合电压1400V，保温时间10min时，接头的剪切强度最大为11.5MPa。断口分析表明，裂纹均从玻璃侧的钎料层启裂，然后向钎料内部扩展，最后断裂在铜侧的金属间化合物层，过程属于混合断裂。
衡中皓[7]（2012）在《预置中间夹层的1.6%C-UHCS/40Cr超塑性焊接》文中进行了进一步梳理超高碳钢（UHCS）是一种新型高性能钢铁材料，钢中大量碳化物的存在导致其焊接性差，严重制约了其工程应用。本课题基于含大体积分数碳化物钢具有超塑性和采用中间夹层有利于异材固态焊接的试验事实，进行了具有大体积分数碳化物钢UHCS预置中间夹层的超塑性焊接研究，为此类难焊材料的高质量焊接提供一种更为简便的固态焊方法。本文以球化退火态的1.6%C-UHCS和整体盐浴循环淬火态的40Cr为研究对象，通过对中间夹层方案的优化设计，并进行了预置中间夹层的1.6%C-UHCS/40Cr超塑性焊接及电致超塑性焊接工艺试验，探讨中间层处理状态、焊接工艺参数及电场对1.6%C-UHCS/40r超塑性焊接接头质量的影响，对接头组织性能进行分析检测，分析研究了中间夹层和电场在超塑性焊接中的作用，初步提出了预置中间夹层的超塑性焊接接头形成机制模型。试验结果表明：预置轧制态工业纯铁中间层，当焊接温度为750℃，焊接时间为10min时，1.6%-UHCS/40Cr超塑焊接头强度比不加中间夹层的提高了35%，达到经相同热力循环下40Cr母材的强度水平。施加合适的电场能增强接头区的超塑效应，利于夹层与两侧母材的焊合，同时电场能促进扩散，改善接头区夹层组织，提高接头质量；在电场强度+3kV/cm，温度750℃下，经10min压接，接头抗拉强度最高可达728MPa，比不加电场的接头强度有所提高。预置工业纯铁中间夹层的1.6%C-UHCS/40Cr超塑性焊接接头可分为“夹层区”、“界面区”、“过渡区”、“母材区”四个特征区域。分别在40Cr和UHCS的最佳超塑性变形温度下焊接，接头区的塑变和扩散机制存在差异，接头区的组织特征和接头的断裂机制也不尽相同。750℃下焊接，获得均匀夹层区接头组织；780℃下焊接，形成了非均匀的夹层区组织，近40Cr侧夹层的粗大铁素体组织成为整个接头的薄弱环节。1.6%C-UHCS/工业纯铁/40Cr超塑性焊接接头断口大致可分为以下3个特征区域：类原始界面区、过渡区以及冶金结合区，焊接接头的主要焊接缺陷有：机械结合区、界面区显微空隙、非金属夹杂及沿晶裂纹等。预置轧制态工业纯铁中间夹层可以控制1.6%C-UHCS/40Cr界面反应，“净化”界面区组织，避免有害的相和组织的生成，降低缺陷密度；工业纯铁夹层能促进超塑焊界面的塑性变形和扩散，改善焊合率，提高焊接质量。
孙敬[8]（2011）在《1.6%C-UHCS/40Cr电致超塑性焊接工艺及机理》文中进行了进一步梳理超高碳钢（UHCS）经热-机械处理后可获得优异的力学性能,但其中大量碳化物的存在导致其焊接性差,严重制约了工程应用。本课题基于含大体积分数碳化物的钢具有超塑性和施加电场有利于材料超塑性及固态焊接的试验事实,开展了具有大体积分数碳化物UHCS的电致超塑性焊接研究,为此类难焊材料的高质量的焊接提供了新的加工技术。本文以球化退火态1.6%C-UHCS和整体盐浴循环淬火态40Cr为研究对象,在主要研究电场对1.6%C-UHCS超塑性压缩力学特性和微观组织影响的基础上,设计了1.6%C-UHCS/40Cr电致超塑性焊接工艺,采用对比的研究方法,对电致超塑性焊接工艺、接头组织与性能等进行分析检测,并初步提出了电致超塑性焊接接头的形成机制模型。实验结果表明:电致超塑性压缩时,1.6%C-UHCS稳态流变应力降低,应变速率敏感性指数m值升高,超塑变形激活能Q值减小;晶粒等轴性提高,碳化物大小不均性增强,晶内可动位错增加,晶界圆弧化,即电场可提高1.6%C-UHCS超塑性变形能力,加快超塑性压缩变形过程中的物质迁移。在电场强度（15）kV/cm,温度（760780）℃,焊接时间（10-20）min,初始应变速率（7.5×10-53×10-4）s-1条件下可实现1.6%C-UHCS/40Cr的电致超塑性焊接,电场为主要影响因素。在电场强度3kV/cm,焊接温度780℃,初始应变速率1.5×10-4s-1,焊接时间20min时,1.6%C-UHCS/40Cr电致超塑性焊接接头抗拉强度最高可达到经相同热力循环40Cr母材的83%,焊合率显着提高。焊接试样变形较小,主要表现为接头区的径向胀大。在1.6%C-UHCS/40Cr电致超塑性焊接过程中1.6%C-UHCS的电致超塑性起主要作用。1.6%C-UHCS/40Cr电致超塑性焊接接头可划分为“界面区”、“过渡区”和“母材区”三个区域。1.6%C-UHCS/40Cr电致超塑性焊接接头原界面处形成了几十至300nm的界面区,其由不连续的、大小约为20nm-150nm的球状或短棒状M7C3相和分布在M7C3之间的、不连续的、纳米尺度的Fe-Crσ相,以及少量较大的M7C3相及部分动态再结晶微区组成;在颗粒相之间存在由铁素体连接（α/α）、铁素体与碳化物连接（α/K）和碳化物连接（K/K）三种连接形式组成且呈随机分布的区域。施加电场,使焊接接头界面区Fe-Crσ相增多。焊接接头过渡区的组织特征为:1.6%C-UHCS侧的球状碳化物向层片状和短棒状转变;40Cr侧近界面有一层均匀分布的小球状碳化物,远离界面的过渡区组织为片状珠光体,在小球状碳化物和片状珠光体之间观察到少量的下贝氏体。电场促进了元素扩散,增加了界面两侧扩散区的宽度。施加电场后,断口中冶金结合区面积增大,接头近界面处沿晶裂纹减少。与常规超塑性焊接相比,电场使待焊材料的超塑性变形能力增强,加快了界面的破膜和接触面的贴紧过程,尤其加快了置换式Al元素的扩散。
岳云[9]（2010）在《电场作用下Cr12MoV钢超塑性固态焊接》文中研究表明基于含大体积分数碳化物钢具有超塑性和施加电场有利于材料的超塑性及固态焊接的试验事实,提出了电致超塑性焊接的新构思,丰富和发展材料的固态焊接理论基础,为难焊材料包括固态焊在内的成型加工过程的开发开辟新的途径。本文主要以Cr12MoV和40Cr钢为研究对象,测定了电场作用下热轧退火态Cr12MoV钢的超塑力学特性,观察分析了电场对其微观组织结构的影响,为电场作用下的超塑焊接提供参考数据;在对热轧态40Cr进行超细化处理的基础上,进行了Cr12MoV/40Cr的电致超塑性固态焊接实验,探讨了电场强度及极性、焊接工艺参数及焊前组织状态对Cr12MoV/40Cr超塑固态焊接质量的影响,通过对焊后接头区显微组织、断口形貌、显微硬度等检测分析,初步探讨了电场作用下超塑焊接头的形成机理。实验结果表明:Cr12MoV钢在初始应变速率(1.5×10-51.5×10-3)s-1,温度（760820）℃,电场强度（15）kV/cm条件下单向压缩,真应力真应变曲线呈现出典型的超塑压缩流变特征,电场使屈服极限有不同程度降低、非稳态塑性变形阶段缩短、稳态流变应力降低。其中以试样接负极电场强度为2kV/cm时影响最大,使稳态流变应力降低7%,应变速率敏感性指数由0.21提高到0.24,超塑变形激活能由241kJ/mol降低到224kJ/mol,改变电场极性影响不明显;在有无电场条件下进行超塑压缩,稳态流变应力均随温度的升高和初始应变速率的减小而降低;与不加电场相比,Cr12MoV钢在800℃、1.5×10-4s-1和施加2kV/cm电场作用下超塑压缩变形后,铁素体晶粒略有长大、仍基本保持等轴状且等轴性提高,压缩变形过程中未出现新相;Cr12MoV钢与经盐浴循环淬火超细化预处理的40Cr钢,在预压应力62.2MPa、保温20min、焊接温度（760800）℃、初始应变速率为(0.75×10-43×10-4s-1、电场强度为（04）kV/cm、焊接时间（010）min条件下超塑焊接,与不加电场相比,加电场时Cr12MoV侧胀大率略大;电场可明显缩短焊接时间、提高焊接接头抗拉强度,其中以试样接负极电场强度为2kV/cm时影响最大,焊接接头抗拉强度达690MPa,达到40Cr母材的95%以上;焊接过程中接头区存在明显的原子扩散,并在40Cr侧形成贫碳层、Cr12MoV侧形成增碳层,且随焊接时间的延长和温度的升高,贫碳层和增碳层宽度增加;电场焊接可明显促进接头区的原子扩散,使接头两侧扩散层均变宽,焊后接头拉伸断口中冶金结合区比例增大;与热轧态相比,经盐浴循环淬火超细化预处理后的40Cr钢,更容易实现与Cr12MoV钢的高质量超塑固态焊接。
陈少平[10]（2003）在《WELDOX960高强钢焊接性研究》文中研究表明WELDOX960作为新一代低合金高强钢，具有细晶粒、超洁净度、高均匀性、高强度、高韧性和良好综合性能的新材料，主要应用于矿山机械、桥梁、铁路、汽车起重机等重载领域。本文结合军用车载桥梁的实际生产条件根据“低强匹配”原则选取瑞典生产的ED-FK 1000高强焊丝设计了WELDOX960高强钢的Ar+CO2混合气体保护焊工艺，在预热75℃、焊接线能量1.0～1.2KJ/mm、层间温度80～85℃的条件下进行多层多道焊接。分别对WELDOX960高强钢焊接接头进行拉伸、弯曲、冲击等力学性能试验和斜Y型坡口试验、搭接接头试验及热影响区最高硬度等抗裂性试验研究，并利用光学显微镜和扫描电镜等分析手段对WELDOX960高强钢的焊缝、熔合区和热影响区的微观组织及断口进行分析，研究了预热温度、焊接热输入和后热温度等工艺因素对接头强度、弯曲性能和热影响区冲击韧性的影响，分析了微观组织对接头强韧性的影响以及该钢在实际生产条件下的焊接适应性。 测试结果表明在本试验条件下该钢冷裂和热裂敏感性小，接头屈服强度为928.8Mpa，失强率14.2％，达到设计要求；焊接热输入及层间温度对接头性能有重要影响，焊接热输入太小，导致接头冷却速度过快，温度梯度大，淬硬性大，从而使冷裂倾向增大；但热输入太大时又容易使接头内应力叠加增大，半熔化区奥氏体晶粒粗化，降低接头的强度及抗裂性能；微观分析表明，焊缝及热影响区分布的贝氏体和低碳马氏体是接头高强度和高韧性的基本条件，因此要合理控制焊接热输入在1.0～1.2KJ/mm范围内，保证焊缝组织为粒状贝氏体和少量的低碳马氏体，从而保证接头的强韧性。
二、玻璃与硅片场致扩散连接过程中的电流特性与断口分析（论文开题报告）
（1）论文研究背景及目的
此处内容要求：
首先简单简介论文所研究问题的基本概念和背景，再而简单明了地指出论文所要研究解决的具体问题，并提出你的论文准备的观点或解决方法。
写法范例：
本文主要提出一款精简64位RISC处理器存储管理单元结构并详细分析其设计过程。在该MMU结构中,TLB采用叁个分离的TLB,TLB采用基于内容查找的相联存储器并行查找,支持粗粒度为64KB和细粒度为4KB两种页面大小,采用多级分层页表结构映射地址空间,并详细论述了四级页表转换过程,TLB结构组织等。该MMU结构将作为该处理器存储系统实现的一个重要组成部分。
（2）本文研究方法
调查法：该方法是有目的、有系统的搜集有关研究对象的具体信息。
观察法：用自己的感官和辅助工具直接观察研究对象从而得到有关信息。
实验法：通过主支变革、控制研究对象来发现与确认事物间的因果关系。
文献研究法：通过调查文献来获得资料，从而全面的、正确的了解掌握研究方法。
实证研究法：依据现有的科学理论和实践的需要提出设计。
定性分析法：对研究对象进行“质”的方面的研究，这个方法需要计算的数据较少。
定量分析法：通过具体的数字，使人们对研究对象的认识进一步精确化。
跨学科研究法：运用多学科的理论、方法和成果从整体上对某一课题进行研究。
功能分析法：这是社会科学用来分析社会现象的一种方法，从某一功能出发研究多个方面的影响。
模拟法：通过创设一个与原型相似的模型来间接研究原型某种特性的一种形容方法。
三、玻璃与硅片场致扩散连接过程中的电流特性与断口分析（论文提纲范文）
（1）电场辅助玻璃—金属/硅连接机理及界面行为研究（论文提纲范文）
| 摘要 |
| ABSTRACT |
| 第一章 绪论 |
| 1.1 课题探究背景 |
| 1.2 玻璃-金属连接现状 |
| 1.2.1 匹配封接 |
| 1.2.2 阳极键合 |
| 1.2.3 钎焊连接 |
| 1.2.4 激光辅助连接 |
| 1.2.5 超声波摩擦焊 |
| 1.2.6 半固态连接 |
| 1.2.7 胶接 |
| 1.3 玻璃-金属连接问题 |
| 1.4 本文研究内容及技术路线 |
| 第二章 试验方法与设备 |
| 2.1 试验材料 |
| 2.2 试验及主要设备 |
| 2.2.1 阳极键合设备 |
| 2.2.2 复合钎料的制备 |
| 2.2.3 高温真空扩散连接设备 |
| 2.2.4 钎焊连接设备 |
| 2.3 分析方法 |
| 2.3.1 界面结构及微观形貌 |
| 2.3.2 键合率测定 |
| 2.3.3 力学性能测试 |
| 2.3.4 显微硬度测试 |
| 第三章 硅-玻璃管阳极键合界面及力学性能 |
| 3.1 引言 |
| 3.2 试验 |
| 3.2.1 材料 |
| 3.2.2 电极介绍 |
| 3.2.3 试验方法 |
| 3.3 试验结果与分析 |
| 3.3.1 玻璃管长度对键合电流的影响 |
| 3.3.2 温度及电极对键合电流的影响 |
| 3.3.3 硅-玻璃管力学性能 |
| 3.3.4 硅-玻璃管微观界面 |
| 3.4 本章小结 |
| 第四章 玻璃-铝-镁/锌连接机理及界面行为 |
| 4.1 引言 |
| 4.2 试验 |
| 4.2.1 试验材料 |
| 4.2.2 试验过程 |
| 4.2.3 试验检测 |
| 4.3 玻璃-铝阳极键合 |
| 4.3.1 玻璃-铝键合微观界面 |
| 4.3.2 玻璃-铝阳极键合原理 |
| 4.3.3 玻璃-铝键合电流及力学性能 |
| 4.4 玻璃-铝-镁的连接 |
| 4.4.1 玻璃-铝-镁的微观结构 |
| 4.4.2 玻璃-铝-镁接头的形成机理 |
| 4.4.3 中间层厚度对玻璃-铝-镁力学性能的影响 |
| 4.4.4 断口分析 |
| 4.5 玻璃-铝-锌的连接 |
| 4.5.1 玻璃-铝-锌界面微观结构 |
| 4.5.2 温度对接头组织的影响 |
| 4.5.3 玻璃-铝-锌的共晶反应钎焊连接机理 |
| 4.5.4 玻璃-铝-锌接头力学性能 |
| 4.6 本章小结 |
| 第五章 玻璃-铝-钎料-黄铜连接机理及界面行为 |
| 5.1 引言 |
| 5.2 玻璃-铝-钎料-黄铜试验 |
| 5.2.1 试验材料 |
| 5.2.2 钎料及钎剂的选择 |
| 5.2.3 Sn-9Zn钎料 |
| 5.2.4 试验过程 |
| 5.3 玻璃-铝-钎料-黄铜界面微观结构 |
| 5.4 玻璃-铝-钎料-黄铜力学性能 |
| 5.5 本章小结 |
| 第六章 结论与展望 |
| 6.1 结论 |
| 6.2 展望 |
| 参考文献 |
| 致谢 |
| 攻读学位期间发表的学术论文目录 |
（2）Si3N4陶瓷与镍基合金钎焊连接研究（论文提纲范文）
| 摘要 |
| Abstract |
| 第1章 绪论 |
| 1.1 课题背景及研究的目的及意义 |
| 1.2 Si_3N_4陶瓷和镍基合金连接性分析 |
| 1.2.1 Si_3N_4陶瓷的钎焊连接研究 |
| 1.2.2 镍基高温合金的钎焊连接研究 |
| 1.3 钎料的研究现状 |
| 1.3.1 母材与钎料的相互作用 |
| 1.3.2 金属母材向钎料中的溶解反应 |
| 1.4 缓解陶瓷与金属钎焊接头产生残余应力的方法 |
| 1.4.1 陶瓷表面金属化方法 |
| 1.4.2 添加设计中间层的方法 |
| 1.5 本文的主要研究内容 |
| 第2章 Si_3N_4陶瓷/镍基合金钎焊试验 |
| 2.1 试验材料 |
| 2.1.1 母材的选择 |
| 2.1.2 钎料的选择及制备 |
| 2.2 钎焊前准备过程 |
| 2.3 钎焊工艺的确定 |
| 2.4 钎焊接头组织结构分析 |
| 2.4.1 扫描电子显微镜分析（SEM） |
| 2.4.2 能谱分析（EDS） |
| 2.4.3 XRD分析 |
| 2.5 钎焊接头抗剪强度的测定 |
| 2.6 剪切试验接头断口观察 |
| 第3章 Ag Cu Ti钎料钎焊Si_3N_4/镍基合金接头组织性能机理研究 |
| 3.1 引言 |
| 3.2 Ag Cu Ti钎料钎焊Si_3N_4/GH4169接头的显微组织分析 |
| 3.2.1 Si_3N_4/GH4169接头的显微组织分析 |
| 3.3 钎焊温度对Si_3N_4/GH4169镍基合金接头组织和性能的影响 |
| 3.3.1 钎焊温度对接头组织的影响 |
| 3.3.2 钎焊温度对接头室温力学性能的影响 |
| 3.4 Ag Cu Ti钎料钎焊Si_3N_4/镍基合金的连接机理 |
| 3.4.1 采用热力学分析接头中金属间化合物的形成 |
| 3.4.2 Si_3N_4/镍基合金钎焊溶解反应过程 |
| 3.5 本章小结 |
| 第4章 Si_3N_4陶瓷与镍基合金钎焊接头残余应力的数值模拟 |
| 4.1 引言 |
| 4.2 Si_3N_4陶瓷/镍基合金接头残余热应力的数值模拟 |
| 4.2.1 焊接残余应力的数值模拟综述 |
| 4.2.2 有限元模型的建立 |
| 4.3 Si_3N_4陶瓷/镍基合金接头应力场的模拟计算 |
| 4.3.1 设定材料参数 |
| 4.3.2 边界尺寸 |
| 4.3.3 计算结果 |
| 4.4 本章小结 |
| 第5章 表面金属化法对Si_3N_4/镍基合金接头组织及性能的影响 |
| 5.1 引言 |
| 5.2 陶瓷表面金属化 |
| 5.3 镀膜设备及工艺 |
| 5.3.1 镀膜设备 |
| 5.3.2 镀膜工艺 |
| 5.4 钎焊试验 |
| 5.5 Si_3N_4陶瓷表面磁控溅射Ti、Cu膜的相结构 |
| 5.6.陶瓷表面金属化对接头组织和性能的影响 |
| 5.7 表面金属化钎焊后的接头物相分析 |
| 5.8 表面金属化钎焊后的力学性能分析 |
| 5.9 本章小结 |
| 第6章 中间层的加入对陶瓷/镍基合金接头组织与性能的影响 |
| 6.1 引言 |
| 6.2 中间层设计思想的提出 |
| 6.3 加入中间层的试验方法 |
| 6.4 Si_3N_4陶瓷/Cu/镍基合金接头微观组织及性能 |
| 6.4.1 Si_3N_4/Cu/GH4169接头的显微组织分析 |
| 6.5 Si_3N_4陶瓷/Cu/镍基合金接头力学性能测试 |
| 6.6 本章小结 |
| 结论 |
| 参考文献 |
| 致谢 |
（3）SiNWs-Mg2Si复合热电材料的制备与性能研究（论文提纲范文）
| 摘要 |
| ABSTRACT |
| 1 绪论 |
| 1.1 热电材料的研究背景及意义 |
| 1.2 热电效应及其应用 |
| 1.2.1 热电效应 |
| 1.2.2 热电材料的性能表征 |
| 1.2.3 热电转换效率 |
| 1.2.4 热电应用进展 |
| 1.3 热电材料的研究现状 |
| 1.3.1 已被广泛应用的材料 |
| 1.3.2 尚处于开发中的材料 |
| 1.4 镁硅基热电材料的研究现状 |
| 1.5 硅纳米线的热电性能及其制备方法 |
| 1.5.1 硅纳米线的热电性能 |
| 1.5.2 硅纳米线的制备方法 |
| 1.6 本文主要研究内容和思路 |
| 2 实验 |
| 2.1 实验材料、仪器及设备 |
| 2.1.1 实验原材料 |
| 2.1.2 实验仪器及设备 |
| 2.2 实验工艺流程 |
| 2.3 样品表征 |
| 2.3.1 样品微观形貌分析 |
| 2.3.2 样品热电性能测试 |
| 2.3.3 样品力学性能测试 |
| 3 化学刻蚀法制备硅纳米线 |
| 3.1 引言 |
| 3.2 一步法反应原理 |
| 3.3 实验 |
| 3.3.1 硅片清洗 |
| 3.3.2 硅片刻蚀 |
| 3.3.3 硅片表征 |
| 3.4 刻蚀时间对硅纳米线形貌的影响 |
| 3.5 硝酸银浓度对硅纳米线形貌的影响 |
| 3.6 HF酸浓度对硅纳米线形貌的影响 |
| 3.7 本章小结 |
| 4 SiNWs-Mg_2Si复合热电材料的制备与表征 |
| 4.1 引言 |
| 4.2 SiNWs-Mg_2Si复台热电材料的制备 |
| 4.2.1 溶液法混合粉体 |
| 4.2.2 FAPAS烧结成型 |
| 4.2.3 样品微观结构表征与热电性能测试 |
| 4.3 样品微观结构及分析 |
| 4.4 SiNWs-Mg_2Si基热电材料热电性能表征 |
| 4.4.1 样品的电传输性能 |
| 4.4.2 样品的热传输性能 |
| 4.5 本章小结 |
| 5 SiNWs-Mg_2Si复合热电材料的力学性能及微观组织分析 |
| 5.1 引言 |
| 5.2 剪切强度测试 |
| 5.3 剪切断口分析 |
| 5.4 本章小结 |
| 6 结论与展望 |
| 参考文献 |
| 致谢 |
| 攻读学位期间发表的学术论文 |
（4）基于Al/Ni薄膜的自蔓延燃烧反应互连工艺基础及仿真分析（论文提纲范文）
| 摘要 |
| Abstract |
| 1 绪论 |
| 1.1 研究背景和研究意义 |
| 1.2 国内外研究现状 |
| 1.3 论文主要研究内容 |
| 2 实验材料和研究方法 |
| 2.1 试验材料 |
| 2.2 研究方法 |
| 2.3 试验设备 |
| 2.4 本章小结 |
| 3 基于 Al/Ni 自蔓延燃烧反应的 Cu/Cu 互连工艺 |
| 3.1 引言 |
| 3.2 基于 Al/Ni 自蔓延燃烧反应的 Cu/Cu 互连 |
| 3.3 不同参数下的 Cu/Cu 自蔓延燃烧反应互连对比 |
| 3.4 本章小结 |
| 4 Cu/Cu 自蔓延燃烧反应互连温度场的有限元分析 |
| 4.1 引言 |
| 4.2 Cu/Cu 自蔓延燃烧反应互连温度场有限元模型 |
| 4.3 Cu/Cu 自蔓延燃烧反应互连温度场模拟结果和验证 |
| 4.4 不同预热温度下的自蔓延燃烧反应互连温度场 |
| 4.5 不同钎料厚度下的自蔓延燃烧反应互连温度场 |
| 4.6 钎料最高温度/液态时间的多元非线性回归 |
| 4.7 本章小结 |
| 5 基于 Al/Ni 自蔓延燃烧反应的 Cu/Si 互连及温度场有限元分析 |
| 5.1 引言 |
| 5.2 Cu/Si 自蔓延燃烧反应互连 |
| 5.3 Cu/Si 自蔓延燃烧反应互连温度场有限元分析 |
| 5.4 Cu/Si 和 Cu/Cu 自蔓延燃烧反应互连温度场对比分析 |
| 5.5 本章小结 |
| 6 全文总结与展望 |
| 6.1 全文总结 |
| 6.2 展望 |
| 致谢 |
| 参考文献 |
| 附录 1 攻读硕士学位期间发表的论文目录 |
（5）Al2O3陶瓷/Ti场助扩散连接工艺及机理研究（论文提纲范文）
| 摘要 |
| Abstract |
| 第1章 绪论 |
| 1.1 课题背景 |
| 1.2 Al_2O_3陶瓷的特点 |
| 1.3 陶瓷和金属扩散连接研究现状 |
| 1.3.1 陶瓷/金属扩散连接界面孔洞消失机理分析和模拟 |
| 1.3.2 陶瓷/金属扩散连接工艺分析 |
| 1.3.3 陶瓷/金属扩散连接接头元素扩散和反应层形成 |
| 1.4 Al_2O_3陶瓷/金属扩散连接存在的问题 |
| 1.5 电场在物质传输过程中的电迁移效应 |
| 1.6 陶瓷和金属场助扩散连接研究现状 |
| 1.6.1 陶瓷和金属场助扩散连接工艺研究 |
| 1.6.2 陶瓷和金属场助扩散连接机理研究 |
| 1.7 本文主要研究内容 |
| 第2章 试验材料与方法 |
| 2.1 试验材料 |
| 2.2 实验设备和工艺 |
| 2.2.1 实验设备 |
| 2.2.2 实验过程 |
| 2.2.3 实验工艺 |
| 2.3 性能测试及微观分析 |
| 2.3.1 力学性能测试 |
| 2.3.2 界面微观组织和结构分析 |
| 第3章 Al_2O_3陶瓷/Ti 直接扩散连接微观组织结构及力学性能分析 |
| 3.1 Al_2O_3陶瓷/Ti 直接扩散连接界面微观结构分析 |
| 3.2 工艺参数对 Al_2O_3陶瓷/Ti 直接扩散连接界面微观形貌和力学性能的影响 |
| 3.2.1 连接压力对 Al_2O_3陶瓷/Ti 接头变形和力学性能的影响 |
| 3.2.2 连接温度对 Al_2O_3陶瓷/Ti 界面微观形貌和力学性能的影响 |
| 3.2.3 连接时间对 Al_2O_3陶瓷/Ti 界面微观形貌和力学性能的影响 |
| 3.3 Al_2O_3陶瓷/Ti 直接扩散连接最佳工艺参数的确定 |
| 3.4 本章小结 |
| 第4章 Al_2O_3陶瓷/Ti 场助扩散连接界面微观组织和力学性能 |
| 4.1 引言 |
| 4.2 Al_2O_3陶瓷/Ti 场助扩散连接界面微观结构分析 |
| 4.3 工艺参数对 Al_2O_3陶瓷/Ti 场助扩散连接界面微观形貌的影响 |
| 4.3.1 电压对 Al_2O_3陶瓷/Ti 界面微观形貌的影响 |
| 4.3.2 温度对 Al_2O_3陶瓷/Ti 界面微观形貌的影响 |
| 4.3.3 时间对 Al_2O_3陶瓷/Ti 界面微观形貌的影响 |
| 4.4 Al_2O_3陶瓷/Ti 场助扩散连接接头抗剪强度及断裂模式分析 |
| 4.4.1 电压对 Al_2O_3陶瓷/Ti 接头抗剪强度的影响 |
| 4.4.2 温度对 Al_2O_3陶瓷/Ti 接头抗剪强度的影响 |
| 4.4.3 时间对 Al_2O_3陶瓷/Ti 接头抗剪强度的影响 |
| 4.5 Al_2O_3陶瓷/Ti 场助扩散连接界面断裂机理分析 |
| 4.6 本章小结 |
| 第5章 Al_2O_3陶瓷/Ti 场助扩散连接界面形成机理 |
| 5.1 Al_2O_3陶瓷的分解、扩散和电离 |
| 5.2 界面扩散迁移机制 |
| 5.2.1 界面离子的扩散迁移 |
| 5.2.2 界面原子的电迁移扩散 |
| 5.3 Al_2O_3陶瓷/Ti 场助扩散连接界面连接的形成过程 |
| 5.3.1 物理接触阶段 |
| 5.3.2 接触表面的激活和极化 |
| 5.3.3 界面反应层的形成 |
| 5.4 Al_2O_3陶瓷/Ti 场助扩散连接界面反应热力学 |
| 5.5 Al_2O_3陶瓷/Ti 场助扩散连接界面反应动力学 |
| 5.5.1 扩散系数的计算 |
| 5.5.2 扩散激活能的计算 |
| 5.6 本章小结 |
| 结论 |
| 参考文献 |
| 攻读硕士学位期间发表的论文及其他成果 |
| 致谢 |
（6）玻璃表面润湿性及其与铜的低温连接（论文提纲范文）
| 摘要 |
| Abstract |
| 第1章 绪论 |
| 1.1 课题背景 |
| 1.2 国内外研究现状及进展 |
| 1.2.1 活性钎焊法 |
| 1.2.2 阳极键合 |
| 1.2.3 玻璃相中间层法 |
| 1.3 金属-玻璃连接的研究进展 |
| 1.3.1 匹配封接 |
| 1.3.2 场致扩散连接 |
| 1.3.3 超声波钎焊 |
| 1.3.4 电场辅助钎焊连接 |
| 1.3.5 铟基钎料低温钎焊研究现状 |
| 1.3.6 半固态连接 |
| 1.3.7 超声波焊接 |
| 1.3.8 胶接 |
| 1.4 本课题的研究内容 |
| 第2章 试验材料与方法 |
| 2.1 试验材料 |
| 2.2 试验设备 |
| 2.3 润湿性试验 |
| 2.4 微观组织分析及性能测试 |
| 2.4.1 微观组织分析 |
| 2.4.2 钎焊接头性能测试 |
| 第3章 玻璃表面润湿性及其金属化 |
| 3.1 引言 |
| 3.2 玻璃表面状态分析 |
| 3.2.1 玻璃表面组成与元素结合状态 |
| 3.3 润湿原理及其影响因素 |
| 3.3.1 润湿性概述 |
| 3.3.2 润湿的分类及其影响因素 |
| 3.4 浮法玻璃与 IN-SN 钎料的润湿性 |
| 3.4.1 钎剂的制备及其作用机理 |
| 3.4.2 钎料在玻璃表面润湿性 |
| 3.5 玻璃表面金属化研究 |
| 3.5.1 引言 |
| 3.5.2 玻璃表面化学镀镍工艺 |
| 3.5.3 玻璃表面粗化处理对镀层性能影响 |
| 3.5.4 粗化方式对镀层结合力影响 |
| 3.5.5 施镀时间对镀层结合力影响 |
| 3.5.6 Ni-P 在粗化表面沉积机理 |
| 3.5.7 Ni-P 合金镀层组织成分分析 |
| 3.6 本章小结 |
| 第4章 钎料在镀层表面润湿性研究 |
| 4.1 引言 |
| 4.2 温度对钎料润湿性影响 |
| 4.2.1 温度对钎料润湿铺展及界面组织影响 |
| 4.3 BI 含量对钎料润湿性影响 |
| 4.3.1 微量 Bi 对钎料组织影响 |
| 4.3.2 微量 Bi 对钎料熔化特性影响 |
| 4.3.3 添加 Bi 对钎料在纯玻璃表面润湿影响 |
| 4.3.4 添加 Bi 对钎料在镀层上润湿的影响 |
| 4.3.5 添加 Bi 对润湿界面的影响 |
| 4.4 铜/玻璃低温连接试验 |
| 4.4.1 Cu/玻璃接头界面组织分析 |
| 4.4.2 钎焊温度对界面组织影响 |
| 4.5 本章小结 |
| 第5章 铜/玻璃电场辅助钎焊连接 |
| 5.0 引言 |
| 5.1 电场辅助钎焊典型界面组织分析 |
| 5.2 钎焊界面形成机理分析 |
| 5.2.1 界面区镜像吸附及化学键合 |
| 5.2.2 界面阳离子扩散 |
| 5.3 工艺参数对界面组织影响 |
| 5.3.1 电场电压对界面组织结构影响 |
| 5.3.2 键合温度对界面组织结构影响 |
| 5.4 工艺参数对接头力学性能影响 |
| 5.4.1 电场电压对接头剪切强度的影响 |
| 5.4.2 键合温度对接头剪切强度的影响 |
| 5.4.3 接头断口分析 |
| 5.5 本章小结 |
| 结论 |
| 参考文献 |
| 攻读硕士学位期间发表的论文及其它成果 |
| 致谢 |
（7）预置中间夹层的1.6%C-UHCS/40Cr超塑性焊接（论文提纲范文）
| 摘要 |
| ABSTRACT |
| 第1章 绪论 |
| 1.1 超高碳钢及其超塑性 |
| 1.2 超高碳钢的超塑性固态焊接 |
| 1.2.1 钢的超塑性固态焊接研究 |
| 1.2.2 超高碳钢的超塑性焊接和电致超塑性焊接 |
| 1.3 研究目的、内容及意义 |
| 第2章 试验条件及方法 |
| 2.1 研究方案及技术路线 |
| 2.2 中间层设计思路及选用原则 |
| 2.3 试验材料及设备 |
| 2.3.1 试验材料及尺寸 |
| 2.3.2 试验设备 |
| 2.4 试验原理及方法 |
| 第3章 预置中间夹层的 1.6%C-UHCS/40Cr 超塑性焊接 |
| 3.1 正交试验结果分析 |
| 3.2 中间夹层材料及处理状态的影响 |
| 3.2.1 中间夹层处理状态对接头强度的影响 |
| 3.2.2 中间夹层对接头强度的影响 |
| 3.3 焊接工艺参数的影响 |
| 3.3.1 焊接温度的影响 |
| 3.3.2 焊接时间的影响 |
| 3.4 小结 |
| 第4章 电场作用下预置中间夹层的 1.6%C-UHCS/40Cr 超塑性焊接 |
| 4.1 电场对接头强度的影响 |
| 4.2 接头区显微组织特征 |
| 4.3 电场作用分析 |
| 4.4 小结 |
| 第5章 预置中间夹层的 1.6%C-UHCS/40Cr 超塑焊接头区显微组织观察与分析 |
| 5.1 接头区组织观察分析 |
| 5.1.1 焊接接头的分区 |
| 5.1.2 焊接接头各区域的组织特征 |
| 5.1.3 焊接接头显微硬度 |
| 5.2 焊接接头拉伸断口观察分析 |
| 5.2.1 断口形貌 |
| 5.2.2 工艺参数的影响 |
| 5.3 焊接缺陷 |
| 5.4 中间夹层在超塑性焊接中的作用 |
| 5.5 预置中间夹层的超塑性焊接机理初探 |
| 5.6 小结 |
| 第6章 结论 |
| 参考文献 |
| 致谢 |
| 攻读硕士学位期间的研究成果 |
（8）1.6%C-UHCS/40Cr电致超塑性焊接工艺及机理（论文提纲范文）
| 摘要 |
| ABSTRACT |
| 第1章 绪论 |
| 1.1 超高碳钢及其超塑性 |
| 1.2 超塑性固态焊接 |
| 1.3 电致超塑性及电致超塑性焊接 |
| 1.3.1 电致超塑性 |
| 1.3.2 电致超塑性焊接 |
| 1.4 研究目的、内容及意义 |
| 第2章 实验条件及方法 |
| 2.1 实验原理及技术路线 |
| 2.2 实验材料及设备 |
| 2.2.1 实验材料及尺寸 |
| 2.2.2 实验设备 |
| 2.3 实验原理及方法 |
| 2.3.1 电致超塑性压缩实验 |
| 2.3.2 电致超塑性焊接实验 |
| 第3章 电场下1.6%C-UHCS 的超塑性压缩 |
| 3.1 压缩后试样形貌特征 |
| 3.2 电场作用下1.6%C-UHCS、40Cr 超塑性压缩力学特性 |
| 3.2.1 电场对1.6%C-UHCS 真应力-真应变曲线及稳态流变应力的影响 |
| 3.2.2 电场对40Cr 真应力-真应变曲线及稳态流变应力的影响 |
| 3.2.3 电场作用下1.6%C-UHCS 的m 值及Q 值 |
| 3.3 电场对1.6%C-UHCS 超塑性压缩微观组织的影响 |
| 3.3.1 晶粒尺寸 |
| 3.3.2 碳化物组织特征 |
| 3.3.3 位错组态 |
| 3.3.4 晶界行为 |
| 3.4 小结 |
| 第4章 1.6%C-UHCS/40Cr 电致超塑性焊接工艺 |
| 4.1 焊接接头变形特点 |
| 4.2 正交试验结果分析 |
| 4.3 电场和超塑性焊接工艺参数的影响 |
| 4.3.1 电场的影响 |
| 4.3.2 焊接温度的影响 |
| 4.3.3 焊接时间的影响 |
| 4.3.4 初始应变速率ε_0 的影响 |
| 4.4 小结 |
| 第5章 接头区显微组织观察与分析 |
| 5.1 接头区组织观察分析 |
| 5.1.1 焊接接头的分区 |
| 5.1.2 焊接接头各区域的组织特征 |
| 5.1.3 焊接接头显微硬度 |
| 5.2 焊接接头拉伸断口观察分析 |
| 5.2.1 断口形貌 |
| 5.2.2 工艺参数的影响 |
| 5.3 坡口金相观察与分析 |
| 5.4 焊接缺陷 |
| 5.5 1.6%C-UHCS/40Cr 电致超塑性焊接机理初探 |
| 5.6 小结 |
| 第6章 结论 |
| 参考文献 |
| 致谢 |
| 攻读硕士学位期间的研究成果 |
（9）电场作用下Cr12MoV钢超塑性固态焊接（论文提纲范文）
| 摘要 |
| Abstract |
| 第1章 绪论 |
| 1.1 超塑性 |
| 1.2 超塑性固态焊接 |
| 1.3 电塑性 |
| 1.3.1 电致超塑性的原理、特点 |
| 1.3.2 电致超塑性研究现状及应用 |
| 1.4 研究目的、可行性及意义 |
| 第2章 实验条件及方法 |
| 2.1 实验原理、技术路线 |
| 2.2 实验材料 |
| 2.3 实验设备及试样 |
| 2.3.1 实验设备 |
| 2.3.2 试样形状及尺寸 |
| 2.4 电场作用下超塑压缩及固态焊接实验 |
| 2.4.1 电场强度的计算 |
| 2.4.2 电场作用下超塑压缩实验 |
| 2.4.3 电场作用下超塑性固态焊接实验 |
| 2.5 焊接接头质量检测及金相组织观察 |
| 第3章 电场作用下 Cr12MoV 钢压缩超塑性 |
| 3.1 电场作用下压缩变形后试样的宏观形貌 |
| 3.2 电场作用下超塑压缩力学特性 |
| 3.2.1 真应力--真应变曲线 |
| 3.2.2 工艺参数对稳态流变应力的影响 |
| 3.2.3 应变速率敏感性指数m 和超塑变形激活能Q |
| 3.3 电场作用下压缩变形显微组织变化 |
| 3.4 小结 |
| 第4章 电场作用下 Cr12MoV/40Cr 钢超塑性固态焊接 |
| 4.1 超塑焊接接头变形特点 |
| 4.2 超塑焊接接头的力学性能 |
| 4.2.1 电场强度和极性的影响 |
| 4.2.2 电场作用下焊接时间的影响 |
| 4.2.3 电场作用下焊接温度的影响 |
| 4.2.4 电场作用下初始应变速率的影响 |
| 4.3 接头区显微组织观察分析 |
| 4.3.1 接头区显微组织观察及成分分析 |
| 4.3.2 接头拉伸断口观察与分析 |
| 4.4 超塑性固态焊焊前组织的影响 |
| 4.5 分析与讨论 |
| 4.6 小结 |
| 第5章 Cr12MoV 电致超塑焊接机理初探 |
| 第6章 结论 |
| 参考文献 |
| 致谢 |
| 攻读硕士学位期间的研究成果 |
（10）WELDOX960高强钢焊接性研究（论文提纲范文）
| 第一章 概述 |
| 1.1 新一代低合金高强钢的发展 |
| 1.1.1 我国低合金高强钢的发展概况及面临的挑战 |
| 1.1.2 国外新一代低合金高强钢的发展及使用情况 |
| 1.2 新一代低合金高强钢的主要特点 |
| 1.2.1 新一代低合金高强钢的冶金特点 |
| 1.2.2 新一代低合金高强钢的强化途径 |
| 1.3 新一代低合金高强钢对焊接材料的要求 |
| 1.3.1 新一代低合金高强钢的焊接性 |
| 1.3.2 新一代低合金高强钢对焊接材料的要求 |
| 1.4 本课题的研究背景及意义 |
| 1.5 本课题预期达到的目的 |
| 第二章 WELDOX960高强钢的生产工艺及性能 |
| 2.1 WELDOX960高强钢的生产工艺 |
| 2.1.1 WELDOX960高强钢的轧制工艺 |
| 2.1.2 WELDOX960高强钢的淬火和退火工艺 |
| 2.2 WELDOX960高强钢的机械性能 |
| 2.2.1 WELDOX960高强钢的冶金特点 |
| 2.2.2 WELDOX960高强钢的机械性能 |
| 2.3 WELDOX960高强钢的强化机理 |
| 2.3.1 晶界强化 |
| 2.3.2 应变强化 |
| 2.3.3 固溶强化 |
| 2.3.4 沉淀强化 |
| 2.3.5 马氏体相变强化 |
| 2.4 韧化机理 |
| 2.4.1 金属材料的净化 |
| 2.4.2 晶粒的细化 |
| 2.4.3 显微组织的优化 |
| 2.5 本章小节 |
| 第三章 WELDOX960高强钢焊接性研究 |
| 3.1 WELDOX960高强钢焊接性理论分析 |
| 3.1.1 碳当量法 |
| 3.1.2 预热温度Tp的计算 |
| 3.1.3 热影响区最高硬度HV_(max)与t_(8/5)的关系 |
| 3.1.4 焊接工艺参数曲线 |
| 3.1.5 焊接材料的选择 |
| 3.1.6 试验设备及仪器 |
| 3.2 焊接试验的目的及内容 |
| 3.3 WELDOX960高强钢抗裂性试验结果及分析 |
| 3.3.1 斜Y型坡口焊接裂纹试验 |
| 3.3.2 热影响区最高硬度试验 |
| 3.3.3 搭接接头焊接裂纹试验 |
| 3.4 WELDOX960高强钢力学性能试验及结果 |
| 3.4.1 焊接接头抗拉强度试验 |
| 3.4.2 焊接接头微观组织分析 |
| 3.4.3 焊接接头弯曲试验 |
| 3.4.4 焊接接头冲击试验 |
| 3.5 本章小结 |
| 第四章 结论 |
| 参考文献 |
| 致谢 |
| 攻读硕士研究生期间发表论文 |
四、玻璃与硅片场致扩散连接过程中的电流特性与断口分析（论文参考文献）
- [1]电场辅助玻璃—金属/硅连接机理及界面行为研究[D]. 时方荣. 太原理工大学, 2018(10)
- [2]Si3N4陶瓷与镍基合金钎焊连接研究[D]. 尹翩翩. 江苏科技大学, 2017(02)
- [3]SiNWs-Mg2Si复合热电材料的制备与性能研究[D]. 杜子良. 太原理工大学, 2015(10)
- [4]基于Al/Ni薄膜的自蔓延燃烧反应互连工艺基础及仿真分析[D]. 王百慧. 华中科技大学, 2014(12)
- [5]Al2O3陶瓷/Ti场助扩散连接工艺及机理研究[D]. 潘瑞. 哈尔滨工业大学, 2013(03)
- [6]玻璃表面润湿性及其与铜的低温连接[D]. 徐晓龙. 哈尔滨工业大学, 2013(03)
- [7]预置中间夹层的1.6%C-UHCS/40Cr超塑性焊接[D]. 衡中皓. 河南科技大学, 2012(04)
- [8]1.6%C-UHCS/40Cr电致超塑性焊接工艺及机理[D]. 孙敬. 河南科技大学, 2011(09)
- [9]电场作用下Cr12MoV钢超塑性固态焊接[D]. 岳云. 河南科技大学, 2010(02)
- [10]WELDOX960高强钢焊接性研究[D]. 陈少平. 太原理工大学, 2003(01)