闕吳梅１,黃友庭１,２,陳文哲１,３

(１．福州大學(xué)材料科學(xué)與工程學(xué)院,福州 ３５０１１６;２．福建工程學(xué)院材料科學(xué)與工程學(xué)院,福州 ３５０１１８;

３．廈門理工學(xué)院,廈門 ３６１０２４)

摘 要:通過熔滲燒結(jié)法制備 CuW８０合金,然后在１２５０ ℃下滲碳４h制備梯度結(jié)構(gòu)銅鎢基碳化物復(fù)合材料;利用材料試驗機對滲碳前后合金進(jìn)行了不同溫度下的壓縮試驗,采用掃描電鏡對其組織及壓縮斷口進(jìn)行了觀察,研究了溫度對復(fù)合材料壓縮性能的影響規(guī)律,并分析其失效機理.結(jié)果表明:復(fù)合材料的表面形成了約７０μm 厚的滲碳層,表面硬度較 CuW８０合金的提高了約９５．１％;復(fù)合材料在室溫壓縮過程中存在明顯的加工硬化現(xiàn)象,隨溫度升高,加工硬化作用逐漸減弱;抗壓強度和壓縮率隨溫度升高而降低,復(fù)合材料的壓縮性能均優(yōu)于CuW８０合金的;隨溫度升高,復(fù)合材料斷口形貌由以韌窩為主逐漸變成以塑性孔洞為主,壓縮斷裂方式是韌脆混合斷裂.

關(guān)鍵詞:梯度結(jié)構(gòu);銅鎢基碳化物復(fù)合材料;滲碳;高溫壓縮

中圖分類號:TG１１３．２ 文獻(xiàn)標(biāo)志碼:A 文章編號:１０００Ｇ３７３８(２０１７)０７Ｇ００５４Ｇ０６

PreparationandHighTemperatureCompressionPropertyofGradientStructure

CopperＧTungstenBasedCarbideComposite

QUE Wumei１,HUANGYouting

１,２,CHEN Wenzhe１,３

(１．CollegeofMaterialsScienceandEngineering,FuzhouUniversity,Fuzhou３５０１１６,China;

２．SchoolofMaterialsScienceandEngineering,FujianUniversityofTechnology,Fuzhou３５０１１８,China;

３．XiamenUniversityofTechnology,Xiamen３６１０２４,China)

Abstract:CuW８０alloywaspreparedbyinfiltrationsintering method,thenthegradientstructurecopperＧ

tungstenbasedcarbidecompositewasobtainedbycarburizingprocessfor４hat１２５０℃．Thecompressiontestsforalloysbeforeandaftercarburizing werecarriedoutonuniversaltesting machineatdifferenttemperatures,andmicrostructureandcompressionfracturewereobservedbyscanningelectronmicroscope．Effectoftemperatureon

compressionperformanceforcompositewasresearched,andthefailuremechanism wasanalyzed．Theresultsshowthatacarburizationlayerwith７0μmthicknesswasformedonthesurfaceofcompositeandsurfacehardnesswas

improvedby９５．１％ compared withthatofCuW８０alloy．There wasasignificantworkhardeningprocessforcompositeduring room temperature compressionprocess,butthe hardening effect gradually weakened as

temperatureincreased．Thecompressivestrengthandcompressionratiodeclinedastemperatureincreased．ThecompressionpropertyofcompositewasbetterthanthatofCuW８０alloy．Fracturemorphologyofcompositemainly

includeddimplesandthenmostlyplasticholesastemperatureincreased,andcompressionfracturefailuremodewasbrittlefracturemixedwithductilefracture．

Keywords:gradientstructure;coppertungstenbasedcarbidecomposite;carburization;hightemperaturecompression

０ 引 言

    銅鎢合金是由銅和鎢經(jīng)過熔滲燒結(jié)法而制備出的一種假合金,因其同時具備鎢的高熔點、高密度、高硬度、高的高溫強度、低熱膨脹系數(shù)和銅的高導(dǎo)電性、高導(dǎo)熱性及良好塑性等特點,主要應(yīng)用在真空開關(guān)電器、電加工電極、電子封裝及熱沉和高溫材料等領(lǐng)域[１Ｇ４].

    在型鋼軋制過程中,安裝在軋輥孔型前后幫助軋件按既定的方向和狀態(tài)準(zhǔn)確地、穩(wěn)定地進(jìn)入和導(dǎo)出軋輥孔型的裝置稱為導(dǎo)衛(wèi).傳統(tǒng)的導(dǎo)衛(wèi)材料主要有灰口鑄鐵、白口鑄鐵和球墨鑄鐵,但是這些材料都不耐磨損且容易斷裂,使用壽命通常僅幾個小時,直接影響到生產(chǎn)效率.最近的研究表明,將銅鎢合金作為導(dǎo)衛(wèi)材料,具有摩擦因數(shù)低、不炸裂、耐磨損等優(yōu)點,可以 解 決 目 前 傳 統(tǒng) 導(dǎo) 衛(wèi) 材 料 存 在 的 許 多 問題[５].汪合朋[６]的研究表明,銅鎢合金導(dǎo)衛(wèi)的使用壽命遠(yuǎn)高于傳統(tǒng)材料導(dǎo)衛(wèi)的,甚至可以比 YG１５硬質(zhì)合金導(dǎo)衛(wèi)的高三倍以上.基于導(dǎo)衛(wèi)的工作環(huán)境考慮,銅鎢合金導(dǎo)衛(wèi)表面在高溫和壓力的共同作用下,不可避免地存在黏鋼現(xiàn)象,從而降低其使用壽命.黃友庭[７]提出,滲碳后形成的梯度結(jié)構(gòu)銅鎢基碳化物復(fù)合材料具有高的硬度和良好的高溫摩擦磨損特性.因此,為減少銅鎢合金導(dǎo)衛(wèi)的黏鋼現(xiàn)象和提高其表面性能,作者采用此方法制備了梯度結(jié)構(gòu)銅鎢基碳化物復(fù)合材料,然后進(jìn)行了不同溫度下的壓縮試驗,利用掃描電子顯微鏡觀察組織及斷口形貌,并結(jié)合能譜儀對微區(qū)成分進(jìn)行分析,研究了溫度對滲碳后形成的梯度結(jié)構(gòu)銅鎢基碳化物復(fù)合材料壓縮性能的影響規(guī)律,并分析其失效機理.

１ 試樣制備與試驗方法

１．１ 試樣制備

    采用熔 滲 燒 結(jié) 法 制 備 CuW８０ 合 金.將 粒 徑５．６~８μm、純度９９．９８％的鎢粉在氫氣環(huán)境下進(jìn)行還原處理,溫度(８６０±１０)℃,保溫１h;同時將粒徑０．０７４μm、純度９９．８％的電解銅粉也在氫氣環(huán)境下進(jìn)行還原處理,溫度(３００±１０)℃,保溫１h;把還原后的鎢粉和銅粉按質(zhì)量比８∶２均勻混合,然后加入１％(質(zhì)量分?jǐn)?shù))鈷粉作為活化劑,混合均勻后烘干;配料完成 后,用 ５０t四 柱 壓 力 機 進(jìn) 行 壓 制 成 型,CuW８０合金壓坯尺寸為２０ mm×１５ mm×８ mm和?９mm×２２mm.采用高溫滲碳方法制備具有梯度結(jié)構(gòu)的銅鎢基碳化物復(fù)合材料.將制得的 CuW８０合金壓坯用汽

油洗凈除去表面污物,酒精沖洗后晾干,裝入石墨舟內(nèi),填滿石墨粉,輕輕壓實后,裝入專門的燒結(jié)碳化爐中,在１２５０ ℃下滲碳４h,然后隨爐冷卻至低于１００ ℃后出爐.

１．２ 試驗方法

    將 CuW８０合金與滲碳后形成的梯度結(jié)構(gòu)銅鎢基碳化物復(fù)合材料試樣經(jīng)表面拋光處理后,用氯化鐵鹽酸溶液(FeCl３、HCl、去離子水的體積比為１∶２∶２０)腐蝕５~１０s,用清水洗凈,再用酒精清洗并吹干.采用SＧ３４００N 型掃描電子顯微鏡(SEM)對試樣進(jìn)行組織及斷口形貌觀察,并用其附帶的能譜儀進(jìn)行微區(qū)成分分析.

    采用 D/maxＧUltimaⅢ型 X 射線衍射儀(XRD)對 CuW８０合金與滲碳后形成的梯度結(jié)構(gòu)銅鎢基碳化物復(fù)合材料進(jìn)行物相分析,工作電壓為４０kV,電流為２０ mA,衍射靶材為 Cu靶,掃描角度范圍為２０°~１００°,掃描速率為４ (°)??min－１,步長為０．０１°.通過Jade６．０軟件定量分析物相組成變化.采用 HXＧ１０００型顯微維氏硬度計進(jìn)行硬度測試,載荷為４．９N,保載時間為１０s,壓頭為正四棱錐金剛石.各選取三個試樣,每個試樣表面測 １０ 個點,取平均值作為其維氏硬度值.

    在InstronＧ１１８５型萬能材料試驗機進(jìn)行高溫壓縮試 驗,試 樣 尺 寸 為 ?８．５ mm ×２０ mm,采 用InstronSF３７５D 型高溫爐(最高溫度 １０００ ℃)加熱,壓縮速度為 １ mm??min－１,壓縮溫度分別設(shè)置為:室溫(２５ ℃),２００,４００,６００ ℃;加熱到各個溫度時均保溫５min后進(jìn)行壓縮試驗.

２ 試驗結(jié)果與討論

２．１ 顯微組織

    圖１中較亮區(qū)域為鎢,較暗區(qū)域為銅,可以看出,CuW８０合金與梯度結(jié)構(gòu)銅鎢基碳化物復(fù)合材料中的鎢顆粒直徑大小不一,在０．５~８μm 之間,但總體分布均勻,銅均勻包覆在鎢顆粒的周圍,材料表面

并未出現(xiàn)孔洞和裂紋.由圖２可知,復(fù)合材料表面存在鎢、銅、碳三種元素,銅鑲嵌在鎢骨架內(nèi),與鎢結(jié)合良好,碳則彌散分布于材料的表面,材料表面成分分布均勻.由圖３可知,梯度結(jié)構(gòu)銅鎢基碳化物復(fù)合材料滲碳層的厚度約為７０μm,這表明碳已成功滲入到 CuW８０ 合金的表面.由 圖４可知,合金滲碳層中含有 WC、Cu、W２C和 W 等４個物相.經(jīng)分析可得,滲 碳 層 中 各 物 相 含 量 (質(zhì) 量 分 數(shù))分 別 為６１．８％WC,２２．７％Cu,１０．１％W２C,５．４％W,其中WC

    含量最高,W 含量最低,這說明在滲碳過程中,碳極易與鎢發(fā)生化學(xué)反應(yīng)形成高硬度的 WC.雖然 WC的形態(tài)及分布還有待進(jìn)一步研究,但是以上結(jié)果均表明,滲碳處理可以在 CuW８０合金中形成了一定厚度的滲碳層,并生成了高硬度的碳化物 WC.由表１可知,CuW８０合金的維氏硬度平均值為２４３．０５HV,而梯度結(jié)構(gòu)銅鎢基碳化物復(fù)合材料的維氏硬度平均值為４７４．１５HV.因此,經(jīng)過滲碳處理后,滲碳層中生成的 WC使合金表面硬度顯著提高,較滲碳前的提高了約９５．１％.

２．２ 壓縮性能

    由圖５(a)可知:在相同的應(yīng)變速率和應(yīng)變量下,梯度結(jié)構(gòu)銅鎢基碳化物復(fù)合材料的應(yīng)力隨壓縮溫度的升高而逐漸降低.在彈性變形階段,隨壓縮溫度的升高,應(yīng)力上升速度變慢.當(dāng)應(yīng)變大于４％時,材料開始進(jìn)入加工硬化階段,室溫下材料的加工硬化現(xiàn)象非常明顯,占據(jù)整個壓縮過程的９０％,該階段應(yīng)力增加了約８００MPa,當(dāng)應(yīng)力達(dá)到最大值時,材料發(fā)生斷裂.隨壓縮溫度的升高,材料的加工硬化作用減弱.壓縮溫度為２００ ℃時,在進(jìn)入加工硬化階段后,應(yīng)力隨應(yīng)變的增大而緩慢增加,當(dāng)應(yīng)變約為２８％時,應(yīng)力達(dá)到最大值(６２７．１８MPa),隨后緩慢降低至某一值并保持一段時間后發(fā)生斷裂.壓縮溫度為４００℃時,應(yīng)力Ｇ應(yīng)變曲線的變化趨勢與２００ ℃時的一致,但是應(yīng)力隨應(yīng)變的變化幅度較小.當(dāng)壓縮溫度為６００℃時,應(yīng)力在加工硬化階段幾乎沒有發(fā)生變化.由圖５(b)可知,CuW８０合金的應(yīng)力Ｇ應(yīng)變曲線與梯度結(jié)構(gòu)銅鎢基碳化物復(fù)合材料具有類似的變化趨勢.

    由表２可見,梯度結(jié)構(gòu)銅鎢基碳化物復(fù)合材料的室溫抗壓強度高達(dá)１４８４．２３ MPa,隨溫度升高,抗壓強度逐漸降低,但降低幅度越來越小.梯度結(jié)構(gòu)銅鎢基碳化物復(fù)合材料的室溫抗壓強度比滲碳前CuW８０合金的高９２．４４ MPa,２００ ℃的比滲碳前的高１２．４４ MPa,４００ ℃的比滲碳前的高２４．７５ MPa,而６００ ℃的比滲碳前的高４．８９MPa,這表明滲碳處理可提高 CuW８０合金的抗壓性能.梯度結(jié)構(gòu)銅鎢基碳化物復(fù)合材料和 CuW８０合金的壓縮率隨縮溫度的升高而減小.因此,隨壓縮溫度的升高,梯度結(jié)構(gòu)銅鎢基碳化物復(fù)合材料的強度和塑性均降低.通常,隨溫度升高,材料強度降低,而塑性提高,但梯度結(jié)構(gòu)銅鎢基碳化物復(fù)合材料的塑性也呈現(xiàn)降低的 趨 勢,這 與 CuW８０ 合 金 的 變 形 本 質(zhì) 密 切 相關(guān)[７].對于 CuW８０合金而言,銅和鎢不互溶,由于鎢的強度遠(yuǎn)遠(yuǎn)大于銅的強度,因此當(dāng)材料受到壓縮作用時,軟相銅先吸收大量變形功而發(fā)生塑性變形,此時硬相鎢是沒有變化的,隨著應(yīng)變的增加,載荷將通過銅鎢界面逐漸傳遞到硬相鎢中,使硬相鎢也開始變形,并表現(xiàn)出很強的加工硬化作用.由于銅的熔點要比鎢低很多,隨溫度升高,銅的強度降低,而鎢的強度仍很高,銅所能承受的變形越來越少,并很快達(dá)到其變形的極限,在鎢尚未發(fā)生完全塑性變形時,銅已先發(fā)生斷裂了,從而出現(xiàn) CuW８０合金的抗壓強 度 和 壓 縮 率 隨 溫 度 升 高 而 降 低 的 現(xiàn) 象.CuW８０合金經(jīng)過滲碳后,雖然形成的 WC提高了銅鎢合金的強度,在室溫壓縮時也表現(xiàn)出較好的壓縮性能,但并未改變 CuW８０假合金的本質(zhì),因此梯度結(jié)構(gòu)銅鎢基碳化物復(fù)合材料在高溫壓縮下所表現(xiàn)出的高溫變形規(guī)律和 CuW８０合金的是一樣的,如圖５所示.這也是滲碳后的 CuW８０合金在室溫時具有較好加工硬化能力的原因.此外,由于銅和鎢的熔點和熱膨脹系數(shù)存在很大的差異,在載荷作用下材  料中會形成一定的殘余應(yīng)力,這些殘余應(yīng)力的存在也會間 接 降 低 材 料 的 承 載 能 力[８Ｇ９].王 聰 等[１０]認(rèn)為,材料在高溫下由氧化引起的質(zhì)量損失隨溫度升高而急劇增多,這會造成材料承載能力降低,其表現(xiàn)為抗壓強度隨溫度升高而降低,在后面斷口成分分析中可看到高溫氧化的現(xiàn)象.然而,即使在６００ ℃的高溫作用下,梯度結(jié)構(gòu)銅鎢基碳化物復(fù)合材料的抗壓強度仍可達(dá)到３５５．３０MPa,能夠滿足導(dǎo)衛(wèi)的使用要求.

２．３ 壓縮斷口形貌

    由圖６可以看出:復(fù)合材料壓縮斷口表面總體較平整;室溫下的壓縮斷口未發(fā)生氧化現(xiàn)象,斷口顏色為黃色,隨著溫度的升高,壓縮斷口的氧化現(xiàn)象越來越嚴(yán)重,斷口顏色發(fā)生灰綠色→灰褐色→黑色變化;斷口的光澤度逐漸下降,且撕裂現(xiàn)象愈發(fā)明顯,這不僅與高溫下試樣表面的氧化有關(guān),也與高溫下原子熱運動導(dǎo)致晶粒強度及晶間結(jié)合強度的降低有關(guān)[１１].斷口均呈現(xiàn)出與軸線成約４５°方向的剪切斷裂,這是因為壓縮時試樣與壓頭間的摩擦力導(dǎo)致試樣中產(chǎn)生了與壓縮軸呈４５°方向的剪切應(yīng)力,并且與其他少量正應(yīng)力的共同作用使材料發(fā)生沿軸線約４５°方向的斷裂[１２].

    圖７中較亮區(qū)域為鎢,較暗區(qū)域為銅.由圖７(a)~(d)可以看出:在壓縮過程中,具有優(yōu)良塑性的銅在壓力的作用下產(chǎn)生明顯的位移,沿斷口方向出現(xiàn)明顯的滑移帶.室溫下斷口中的滑移帶較稀疏,隨溫度升高,滑移帶數(shù)量增多,壓縮溫度為６００℃時試樣斷口上出現(xiàn)很多擠出脊.從材料的變形機理方面分析,當(dāng)位錯塞積數(shù)目較多并且滑移系上的塞積應(yīng)力達(dá) 到 原 子 鍵 合 力 時,裂 紋 將 在 滑 移 帶 上 形核[１３].壓縮過程中,試樣的塑性變形不斷增大,從而使晶粒周圍出現(xiàn)大量的滑移帶和擠出脊,隨著壓力的增大,滑移帶和擠出脊處出現(xiàn)較大的裂紋并迅速擴展,最終出現(xiàn)斷裂破壞.

    結(jié)合圖７(e)~(h)可知,不同溫度下的斷口均出現(xiàn)了脆性斷裂的小平面,以及具有韌性斷裂特征的韌窩.這表明梯度結(jié)構(gòu)銅鎢基碳化物復(fù)合材料的壓縮斷裂屬于脆性斷裂和韌性斷裂的混合方式,這種混合模式與 CuW８０合金的變形規(guī)律和斷裂機理是密切相關(guān)的.銅表現(xiàn)為塑性斷裂,而鎢則表現(xiàn)為脆性斷裂,室溫時斷口表面的韌窩又深又多,這體現(xiàn)出銅的良好塑性[１４]和室溫下良好的韌性.壓縮溫度為４００ ℃和６００ ℃時,斷口表面出現(xiàn)顆粒狀銅和鎢的氧化物,斷口形貌主要為塑孔.由此可見,隨溫度升高,斷口形貌由以韌窩為主逐漸轉(zhuǎn)變?yōu)橐运芸诪橹?這是因為在高溫下,原子遷移更容易進(jìn)行,原子間的結(jié)合能力減弱,同時晶粒強度和晶界強度均隨溫度的升高而降低,所以受力后晶界更容易產(chǎn)生滑動,晶界滑動導(dǎo)致晶界裂紋的形成并逐漸擴展,最終導(dǎo)致晶間斷裂,即產(chǎn)生 WＧC 相界面的分離,隨后出現(xiàn) WＧW 顆粒間的斷裂[１５].研究表明,鎢合金斷口基本上由以下四種斷裂形態(tài)組成:(１)WＧW 顆粒分離;(２)鎢顆粒解理;(３)鎢顆粒與基體黏結(jié)相界面分離;(４)基體黏結(jié)相斷裂[１６].因此,梯度結(jié)構(gòu)銅鎢基碳化物復(fù)合材料的高溫壓縮斷裂形態(tài)為銅顆粒變形斷裂到 WＧW 顆粒分離以及鎢與銅黏結(jié)相界面分離的過程.

    由表３可見,隨壓縮溫度升高,斷口某些區(qū)域中的氧含量迅速增多,由室溫時的０．４７％增加到６００℃時的１５．９７％,這說明溫度升高導(dǎo)致斷口的氧化現(xiàn)象加劇.室溫 時 斷 口 幾 乎 沒 被 氧 化,當(dāng) 溫 度 升 高 到２００ ℃時,表面的銅先被氧化,使氧含量由原先的０．４７％升高到１．６８％,當(dāng)溫度升高到４００ ℃時,表面氧化加劇,部分鎢開始被氧化,此時氧含量升高到９．７２％,而當(dāng)溫度升高到６００ ℃時,表面上大部分銅和鎢均被氧化,氧含量高達(dá)１５．９７％.由圖７(h)可以看到,此時試樣斷口表面均為銅和鎢的氧化物.可見,斷口微區(qū)氧元素的分析結(jié)果與宏觀斷口氧化加劇的現(xiàn)象以及微觀斷口形貌的分析結(jié)果相一致.根據(jù)表３中銅和鎢的質(zhì)量分?jǐn)?shù)可以發(fā)現(xiàn),在不同溫度壓縮后,某些微區(qū)銅與鎢的質(zhì)量比與原始組織成分相比發(fā)生了明顯的變化.銅的質(zhì)量分?jǐn)?shù)基本保持在６３％~７２％范圍內(nèi),鎢的質(zhì)量分?jǐn)?shù)隨溫度升高而降低,當(dāng)壓縮溫度為６００℃時,鎢的質(zhì)量分?jǐn)?shù)降低到１６．１８％.銅鎢合金原始組織中鎢、銅含量比為８∶２,而室溫下斷口某些微區(qū)接近于３∶７,這是因為銅為面心立方結(jié)構(gòu),具有很好的延展性,而鎢是體心立方結(jié)構(gòu),在壓縮過程中,試樣承載的壓力增大時,銅首先產(chǎn)生塑性變形,為抵抗試樣所受到的剪切應(yīng)力破壞,銅被拉伸與撕扯,并大量黏附于鎢的表面,形成很多的滑移帶與擠出脊,從而使銅大量附著于斷口某些微區(qū).在高溫下,銅的塑性變形更加劇烈,斷口部位主要表現(xiàn)為銅的變形與斷裂,銅大量附著于斷口表面,同時高溫促進(jìn)大量氧化銅的生成,這些都是導(dǎo)致鎢與銅質(zhì)量比下降的原因.這也進(jìn)一步論證了梯度結(jié)構(gòu)銅鎢基碳化物復(fù)合材料壓縮斷裂是由鎢與銅黏結(jié)相界面的分離造成的.。

    ３ 結(jié) 論

    (１)梯度結(jié)構(gòu)銅鎢基碳化物復(fù)合材料的表面形成了約７０μm 厚度的滲碳層,表面硬度較 CuW８０合金的提高了約９５．１％.

    (２)在不同壓縮溫度下,梯度結(jié)構(gòu)銅鎢基碳化物復(fù)合材料的壓縮性能均優(yōu)于 CuW８０合金的;在室溫壓縮過程中存在明顯的加工硬化現(xiàn)象,隨溫度升高,加工硬化作用逐漸減弱;室溫時的抗壓強度高達(dá)１４８４．２３MPa,壓縮率為５０．７％,隨溫度升高,抗壓強度和壓縮率降低.

    (３)梯度結(jié)構(gòu)銅鎢基碳化物復(fù)合材料的高溫壓縮斷裂方式屬于韌脆混合斷裂;隨溫度升高,斷口形貌由以韌窩為主逐漸變成以塑孔為主;高溫壓縮斷裂形態(tài)為銅顆粒變形斷裂發(fā)展到 WＧW 顆粒分離以及鎢與銅黏結(jié)相界面的分離.

     烯的總含量以及它們之間的質(zhì)量比對合成碳納米管/石墨烯Ｇ氧化銅復(fù)合粉體的形貌及光催化性能均有明顯的影響.最佳的制備工藝參數(shù)為:分解溫度２１０ ℃,碳納米管與氧化石墨烯的質(zhì)量比１∶１,碳納米管和氧化石墨烯的質(zhì)量分?jǐn)?shù)1０％.在此工藝條件下,納米氧化銅顆粒均勻地分布在碳納米管/石墨烯球體表面.在可見光照射２０min后,該復(fù)合粉體對溶液中甲基橙的降解率可達(dá)到９８．３％.

    ３ 結(jié) 論

    (１)使用噴霧干燥技術(shù)和煅燒工藝,制備了碳納米管/石墨烯Ｇ氧化銅復(fù)合粉體,在該粉體中,碳納米管/石墨烯形成均勻分布的球體,并且在球體表面均勻負(fù)載著大量的氧化銅顆粒.

    (２)分解溫度、碳納米管與氧化石墨烯的總含量以及它們之間的質(zhì)量比對碳納米管/石墨烯Ｇ氧化銅復(fù)合粉體的形貌及光催化性能有顯著影響,最佳的制備工藝參數(shù)為分解溫度２１０ ℃,碳納米管與氧化石墨烯的質(zhì)量比１∶１,碳納米管和氧化石墨烯的質(zhì)量分?jǐn)?shù)１０％.

（文章來源：機械工程材料 > 2017年 > 7期 > pp.54）