一、含锂霞石颗粒和硼酸铝晶须的铝基复合材料（论文文献综述）
薛耀辉,蒋军彪,张辉,文昌秀,苏宗锋,崔晓霞,郭海涛[1]（2020）在《低膨胀β-锂霞石基复合材料的研究现状与进展》文中认为热膨胀系数是材料的重要参数之一,自然界中,绝大多数物质都具有较高的热膨胀系数,热胀冷缩的情况较为严重,因此,这类物质通常具有较差的抗热冲击性,不能在温度变化巨大的环境下使用。如不均匀的温度分布和大的温度变化会引起航空航天器件结构破坏和电子设备的几何热变形,从而造成信号失真。然而自然界中,也存在少数具有负热膨胀系数的物质。这类材料的体积会随着温度的升高而减小。利用热膨胀系数的加和性,可将具有低热膨胀系数或负热膨胀系数的材料与高热膨胀系数的材料复合,得到热膨胀系数可调的复合材料,可显着提高其抗热震性。负热膨胀材料分为各向同性负热膨胀材料和各向异性负热膨胀材料。各向同性负热膨胀材料主要是ZrV2-xPxO7和ZrW2O8系列,各向异性负热膨胀材料主要包括β-锂霞石、钙钛矿系列、A2M3O12系列、M（CN）2（M=Zn,Cd）系列、氧化物、沸石系列和金属有机框架结构材料（MOFs）等。其中,β-锂霞石因其具有较大的负热膨胀系数(α=-6.1×10-6K-1)、较低的密度（2.67g/cm3）、良好的抗热震性、介电性能及红外辐射,常被用作调节复合材料热膨胀系数的材料。β-锂霞石可与其他材料复合,制备出具有负热膨胀或接近"零膨胀"的复合材料,极大地提高材料的抗热震性和尺寸稳定性,进而提高材料的使用寿命。因此,β-锂霞石常被用来制备一些低膨胀陶瓷、微晶玻璃、金属基等复合材料,用于电气设备、电子元件、导弹天线罩涂层材料、激光陀螺仪和天文望远镜等领域。同时,由于β-锂霞石的各向异性热膨胀特性,复合材料中存在较多的残余应力从而使其机械强度下降。为了解决这个问题,可在复合材料中继续引入机械强度较高的纤维或晶须来提高其机械强度,形成三相复合的低膨胀、高机械强度的复合材料。这将进一步拓展此复合材料在惯性导弹、光纤陀螺等航空航天中的应用。本文主要综述了β-锂霞石在金属、玻璃以及陶瓷低膨胀两相或三相复合材料领域的研究现状及进展,概述了这几类低膨胀系数复合材料的制备工艺、热学性能、力学性能及应用领域,对β-锂霞石基复合材料未来的发展趋势及应用前景进行了展望。
林盼盼,于凯凯,林铁松,何鹏,刘守相,徐李刚,龙伟民,鲍丽,马佳[2]（2020）在《锂霞石复合玻璃钎料连接碳化硅陶瓷接头的应力缓释机理》文中提出设计了β-锂霞石/BS复合玻璃钎料（BSL）,探究了β-锂霞石掺入量对复合玻璃钎料特征温度、热膨胀系数、润湿性及连接微观组织和力学性能的影响机制。随β-锂霞石掺入量增加,BSL复合玻璃钎料热膨胀系数逐渐降低且下降程度逐渐增大,其特征温度则逐渐升高且升高程度呈逐渐增大趋势,在相同温度下的表观接触角增大,同时其表观接触角随温度的变化变缓。当T=850℃、t=10 min时,复合玻璃钎料（BSL3）连接RB–Si C陶瓷的界面与相同工艺参数下的RB–SiC/BS界面组织相似,但在玻璃焊缝中,β-锂霞石转变为块状灰色KAlSiO4 （钾霞石）晶体。块状KAlSiO4负膨胀相可降低热膨胀系数、阻止裂纹扩展,连接接头因此取得了较好的强化效果,接头的压剪强度从未强化前的5.2 MPa提高到10.9 MPa。
文昌秀[3]（2019）在《低膨胀高机械强度玻璃基复合材料的制备与性能研究》文中认为随着科学技术的发展,特别是国防、航空航天以及汽车行业的迅速发展,对材料综合性能的要求也日益提高,不仅要求材料具有较高的机械强度,而且要求材料具有较小的密度、较低的热膨胀系数（CTE）以及较好的抗热震性,才能满足这些材料在具大温差环境下的应用要求。目前,这些领域应用得较多的材料是金属基复合物和陶瓷基复合物,但由于金属的热膨胀系数较大,且其合成温度高,在引入具有负热膨胀系数的材料对其进行热膨胀系数调节时,会对具有负热膨胀系数的物质造成破坏。陶瓷基复合物的制备温度要求较高,通常需要在1000℃以上才能将不同的化合物粘结在一起,制备出具有较高致密度的复合物。玻璃具有较小的密度、高温下具有良好的粘性流动特征,制备复合物的温度较低。但由于玻璃本身的机械强度相较于金属和陶瓷更差,因此需要引入机械强度较大的纤维或粉末提高其机械强度,同时可以通过组分的调节或者引入具有负热膨胀系数的物质调节其热膨胀系数,使其达到使用要求。自然界中,具有较低热膨胀系数的物质较少,且多数具有低膨胀系数的物质机械性能较差。目前,应用得较多的具有负热膨胀系数的物质有ZrV2-xPxO7、ZrW2O8和β-锂霞石等,将这些化合物与其他材料复合,通常会降低复合物的机械强度。因此,为了提高复合物的机械强度,通常还需要引入具有较高机械强度的第三相。本论文提出以玻璃为基质,β-锂霞石和多晶莫来石纤维作为增强相,在较低烧结温度下（800℃）即制备一种兼具密度较小、热膨胀系数较低和机械强度较高的玻璃基复合材料,解决陶瓷基低膨胀复合材料制备条件苛刻的难题。目前,制备玻璃粉的主要方法是将熔融-淬火法制得的玻璃进行球磨粉碎,该方法存在制备工艺较繁琐、周期长、粒度不均匀等缺点。因此,获得粒度均匀、组成可调、步骤简单的玻璃粉制备方法尤为重要。本论文使用溶胶-凝胶法制备玻璃粉,该方法简单,可以在较低温度下获得纯度高、化学组分高度均一、粒径均匀的微纳玻璃粉,该方法制备玻璃粉便于调节玻璃组分,且该玻璃粉更易被再次粉碎成粒径较小的玻璃粉,将其作为复合物的基质,便于得到组成更加均匀、致密度更高的复合材料。本论文的主要研究内容和研究结果概括如下:1)本论文利用溶胶-凝胶法成功制备了尺寸均匀、组成均匀的SiO2-B2O3-Na2O-ZnO-Al2O3（SBNZA）玻璃粉。根据X射线衍射（XRD）测试结果,确定了制备无定形态SBNZA玻璃粉的最佳条件;使用热重同步差热分析仪器（TG-DSC）确定了SBNZA凝胶的玻璃化转变温度（Tg）为552℃;通过傅里叶变换红外光谱（FT-IR）对SBNZA凝胶和玻璃的网络结构进行分析,利用X射线衍射光谱（XRD）对不同烧结温度下制备的凝胶和玻璃相组成进行了分析;通过场发射扫描电子显微镜（FE-SEM）和能谱仪（EDS）对SBNZA凝胶粉末和玻璃粉末的表面形貌以及元素含量进行了分析。（1）无定形凝胶粉的制备。通过文献和实验选定制备SBNZA凝胶的前驱体和溶剂,确定制备Si溶胶的前驱体为正硅酸乙酯,制备B溶胶的前驱体为硼酸,所使用的溶剂均为无水乙醇;制备Na溶胶的前驱体为甲醇钠,所使用的溶剂为甲醇;制备Zn溶胶的前驱体为二水合乙酸锌,所使用的溶剂为蒸馏水;制备Al溶胶的前驱体为异丙醇铝,所使用的溶剂为异丙醇。通过将各种前驱体在反应温度为80℃,催化剂为HNO3,水解-缩聚和老化时间为13天,反应体系最终的pH值为3的条件下,成功制备出无定形SBNZA凝胶粉末。（2）SBNZA粉末的性能表征。TG-DSC结果表明,SBNZA粉末的玻璃化转变温度（Tg）为552℃,但没有明显的析晶温度（Tc）出现。FT-IR结果表明,SBNZA凝胶玻璃中主要是由[SiO4]、[BO4]和[AlO4]基团之间的相互作用形成玻璃网络结构,Na+与Zn2+作为网络修饰离子填充到网络中。对无定形SBNZA凝胶粉末进行热处理,发现在700℃及以下温度热处理所得到的凝胶及溶胶-凝胶玻璃均为无定形态,而超过此温度,得到的为玻璃陶瓷。当热处理温度高达900℃时,该陶瓷中只含SiO2和Zn2SiO4两种晶相。采用溶胶-凝胶法制备的玻璃粉疏松多孔,可以有效降低其烧结温度,并且有利于获得比球磨熔融玻璃更细的玻璃粉末。2)将SBNZA玻璃粉、多晶莫来石纤维以及β-锂霞石粉末混合、压制后再进行烧结,制备了一种密度较小、机械强度较高、热膨胀系数较低的复合材料。（1）烧结工艺对复合物密度、机械强度等性能的影响。本文主要探究了绝对真空度、烧结温度、保温时间以及退火工艺对复合物性能的影响。结果表明,当绝对真空度为30 KPa、烧结温度为800℃、保温时间为8 h以及在经过退火处理时,才能够制得外形完整、收缩比例较大的复合物。烧结温度过低时,烧结过程中,液态玻璃相较少,玻璃粉、β-锂霞石和纤维三相粘结作用差,导致复合物的致密度差、断裂韧性和弯曲强度较差。当烧结温度过高时,烧结过程中,液态玻璃相过多,致使复合物膨胀、多孔。经过实验论证,烧结温度为800℃时,制备的含10 wt.%纤维的复合物的密度最大,其值为2.387 g/cm3,机械强度好,其断裂韧性和弯曲强度分别为1.26 MPa·m1/2和78.5 MPa。（2）探讨了复合材料组成对复合物性能的影响。研究了纤维长径比和纤维含量对复合物致密度、密度以及机械强度的影响。纤维长径比越大,纤维含量越高,纤维之间越容易形成三维刚性网络骨架,使复合物的孔隙率增加,致密度减小、密度减小。结果表明,当纤维长径比均为100333,调整纤维含量为10 wt.%的复合物的密度最大,为2.240 g/cm3。此外,当纤维含量均为20 wt.%,纤维长径比为1333时制备的复合物的密度最大,为2.301g/cm3。本文探究了长径比为1333的纤维增强复合物的机械性能,在纤维含量为10 wt.%20 wt.%的范围内,随着纤维含量的增加,复合物的抗弯强度和断裂韧性先增加后减小,在纤维含量为15 wt.%时,复合物的断裂韧性和弯曲强度达到最大,分别为1.30MPa·m1/2和90.2 MPa。β-锂霞石的引入可以有效调节复合物的热膨胀系数。随着β-锂霞石含量的增加,复合物的热膨胀系数逐渐减小,当β-锂霞石的含量为31 wt.%时,复合物在-100200℃的温度范围内,其平均热膨胀系数低至1.59×10-6/K。
齐宝鑫[4]（2019）在《锂霞石辅助钎焊C/C复合材料与Nb工艺及机理研究》文中研究说明在航空航天领域,C/C复合材料被认为是一种理想的高温结构材料,常将其与金属进行连接,以达到火箭发动机喷管对材料性能及整体轻量化的要求。C/C复合材料具有高温性能优异、抗冲击、烧蚀性能优良、强度高、密度小等优点。实际应用中,C/C复合材料常作为功能构件与金属Nb进行钎焊连接使用,但由于两者之间的热物理性能差异过大,接头中容易产生较大的残余应力,严重影响接头质量。因此,本课题引入具有负热膨胀系数的锂霞石（LAS）,通过锂霞石颗粒增强复合钎料、锂霞石增强铜基复合中间层及网状锂霞石中间层三种方式加入负膨胀增强相锂霞石,改善钎缝的热物理性能,有效缓解接头中过高的残余应力,以获得优良可靠的接头。使用AgCuTi钎料钎焊C/C复合材料与Nb,得到最佳工艺参数:钎焊温度880℃、保温时间10min。直接向AgCuTi钎料中加入锂霞石颗粒以降低钎料热膨胀系数,研究表明,添加锂霞石可有效缓解残余应力,使接头强度得以提升。但含量过大时,也会使钎缝中的孔洞增多增大,反应层厚度减薄明显。同时,随着复合钎料中Ti含量的提高,反应层厚度提高,锂霞石分布趋于均匀,接头质量得以改善;但当Ti含量过高时,锂霞石与Ti反应加剧,消耗大量锂霞石的同时,生成硬度值较大、弹性模量高的Cu3Ti3O,不利于残余应力缓解。当加入10vol%锂霞石及10vol%TiH2时,接头剪切强度提高为24.8MPa。为了能够显着提高锂霞石的有效添加量,采用锂霞石增强铜基复合中间层的方式加入锂霞石,并采用真空热压烧结法自行制备了锂霞石增强铜基复合中间层。研究表明,以该种方式加入锂霞石,可加入的量明显增加,显着降低钎缝热膨胀系数,Cu通过塑性变形进一步缓解残余应力,同时,铜基复合中间层能够有效减少内部锂霞石与Ti之间的反应。但当复合中间层厚度及锂霞石含量过大时,复合中间层表面的锂霞石与AgCuTi钎料反应增多,消耗钎料中的Ti,导致C/C复合材料侧TiC反应层减薄,最终导致接头强度下降。当使用300μm厚、40vol%的锂霞石增强铜基复合中间层时,接头的剪切强度达到43.8MPa。由于网络结构有利于残余应力的缓解,可以保证锂霞石的均匀分散性,设计制备了网状锂霞石材料,探究并得到最佳工艺参数为升温速率2℃/min,煅烧温度1300℃,保温时间3h。研究表明,使用网状锂霞石中间层时,钎料能够很好的填充进网状锂霞石,钎缝中大量Cu（s,s）相出现,有利于残余应力的缓解。随着网状锂霞石孔隙密度的上升,锂霞石含量增大,残余应力得到缓解。但当孔隙密度过大时,反应层厚度减小明显。通过在网状锂霞石表面蒸镀Cu/Ti的方式可以减弱锂霞石对AgCuTi钎料中Ti元素的消耗,使反应层厚度和接头强度得以提高。使用50PPI孔隙密度、表面蒸镀Cu/Ti的网状锂霞石中间层时,接头的剪切强度达到51.3MPa。
张天一[5]（2018）在《硼酸铝晶须的制备与表征》文中研究表明硼酸铝晶须生产成本较低,生产工艺简单,性能优异,有很大的市场应用前景。本论文分别采用助熔剂法和溶胶-凝胶法两种方法制备硼酸铝晶须,并利用X-射线衍射仪、扫描电子显微镜、热重-差示扫描量热仪等仪器对合成产物的结构和形貌进行表征。分别以硫酸铝钾、硫酸铝铵和硫酸铝为铝源,硼酸为硼源,助熔剂为硫酸钾,利用助熔剂法合成了硼酸铝晶须。系统考察了铝源、反应温度、反应物配比对合成产物结构和形貌的影响,利用X-射线衍射仪和扫描电子显微镜对产品的结构和形貌进行表征,并利用热重-差示扫描量热仪对反应前驱体进行了热分析,探究了其反应机理。研究表明,最佳的反应物为硫酸铝钾和硼酸,最佳工艺条件为:n（Al）:n（B）=4:1,n（Al+B）:n（K2SO4）=1:0.5,焙烧温度1200℃,保温时间2h。在此条件下制备出形貌均匀、长径比6～10的硼酸铝晶须。以九水合硝酸铝为铝源,硼酸为硼源,柠檬酸为表面活性剂,利用溶胶-凝胶法和高温焙烧合成了硼酸铝晶须。分别考察了反应温度、反应物配比对合成产物结构和形貌的影响,利用X-射线衍射仪和扫描电子显微镜对产品的结构和形貌进行表征,并利用热重-差示扫描量热仪对干凝胶进行了热分析,探究了其反应机理。研究表明,最佳反应物配比为:n（Al）:n（B）=1:4,n（Al+B）:n（柠檬酸）=1:2,焙烧温度1300℃,保温时间2h。在此条件下得到了形貌均匀、长径比5～10的硼酸铝晶须。
张巍[6]（2018）在《碳纤维增强低膨胀LAS微晶玻璃的制备和性能研究》文中进行了进一步梳理本文利用了溶胶-凝胶的方法结合真空热压烧结制备了碳纤维增强锂铝硅（LAS）微晶玻璃复合材料。原材料的成分配比通过锂辉石和锂霞石的设计比例确定。主要研究了锂辉石与锂霞石设计配比、热压温度以及B4C掺杂量对碳纤维增强LAS微晶玻璃复合材料的物相组成、微观形貌、室温力学性能、热膨胀系数以及高温力学性能的影响。通过一系列的实验对比,得到了热膨胀系数接近于零且高温力学性能优良的碳纤维增强LAS微晶玻璃复合材料。主要的研究成果如下:不同配比的LAS微晶玻璃复合材料中,主晶相均为晶粒尺寸介于29.487.7nm之间的β-锂辉石晶相,同时有少量β-锂霞石晶相生成。原材料配比对复合材料室温力学性能的影响不大。其中1300℃烧结温度下9H-1X复合材料的抗弯强度最大为407.83±14.99MPa,而7H-1X复合材料的断裂韧性最大为5.36±0.59MPa·m1/2。氩气保护的环境下,1300℃烧结的不同配比LAS微晶玻璃复合材料的热膨胀系数随测试温度缓慢增加。其中7H-1X复合材料的热膨胀系数最低,在温度低于600℃时,复合材料的热膨胀系数介于10.32.1×10-8·K-1范围之间,比β-锂辉石的热膨胀系数低一个数量级。而在空气气氛中,复合材料的热膨胀系数先增加后降低,但热膨胀系数仍小于10×10-7·K-1。1000℃高温氩气保护环境下,复合材料的高温抗弯强度随原材料配比先增后减。其中7H-1X复合材料在1000℃高温环境下的抗弯强度为689MPa,为室温抗弯强度的1.9倍。对7H-1X复合材料的高温抗弯强度进一步探索发现,随测试温度的增加,复合材料的高温抗弯强度先增加后急剧下降。试验温度为1100℃的7H-1X复合材料抗弯强度为724.1 MPa。随着烧结温度的增加,7H-1X复合材料的室温抗弯强度缓慢增加,1350℃烧结温度的抗弯强度最大达到425.44±35.42 MPa。而断裂韧性和1000℃的高温抗弯强度则随着烧结温度的增加先增后减。B4C对7H-1X复合材料的物相组成没有显着影响,然而随着B4C含量的增加,复合材料的分层现象大大减弱。4wt%B4C-7H-1X复合材料的抗弯强度最大为539.7±112MPa,3wt%B4C-7H-1X复合材料的断裂韧性最大为9.6±0.6MPa·m1/2。不同含量B4C的加入,降低了7H-1X复合材料的热膨胀系数,同时使1000℃的高温抗弯强度降低。高温抗弯测试后,复合材料中,β-锂辉石（201）晶面衍射峰强度均有所增加。
王大鹏[7]（2018）在《HIP、SPS分别制备SiC、TiC颗粒增强铝基复合材料及其性能研究》文中进行了进一步梳理本文结合企业项目“机动车铝基复合材料制动盘的研究”,利用HIP和SPS分别制备SiC/2024Al复合材料和TiC/Al复合材料。本文研究了上述复合材料的密度、硬度、拉伸性能及压缩性能、组织成分及形貌特征,并进行了模拟制动试验,分析了复合材料的摩擦磨损特性及热处理工艺和粒度组合对复合材料物理力学性能及摩擦磨损性能的影响。并初步对复合材料的磨损机理进行探讨。本文研究结果表明:HIP制备的SiC/2024Al复合材料中SiC颗粒与基体结合良好,分布均匀,热处理前后无明显变化。热处理之后SiC/2024Al复合材料中A12Cu相消失,出现A12MgCu相（S’相）。SiC/2024Al复合材料密度小,硬度较高;热处理之后,密度无明显变化,硬度提高50%,抗拉强度和规定塑性延伸强度分别提高44%和88%,韧性略有降低。SiC/2024Al复合材料的磨损性能稳定,热处理之后耐磨性能显着提高。热处理后摩擦系数略有降低,但其稳定性提高。SPS制备的TiC/Al复合材料中TiC颗粒与基体结合良好,分布在铝颗粒边界,大TiC颗粒无明显团聚现象,部分小TiC颗粒团聚在大TiC颗粒周围。在小粒度TiC颗粒比例较高的复合材料中存在A14C3相和TiAl相。增加大颗粒TiC体积比,复合材料的密度随之下降;但硬度和抗压强度却随之升高。TiC/Al复合材料的磨损率随着增强相中大颗粒TiC体积比的增加而降低,大颗粒TiC的加入量超过20%以后,磨损率的下降幅度变小,摩擦系数先降低后升高,摩擦系数的波动性增大。SiC/2024Al复合材料热处理前其磨损表面上的划痕深且多,热处理后,划痕的深度和宽度均变小,数量变少,并发现氧化物,复合材料的耐磨性提高。其磨损机理在热处理之前为严重的磨粒磨损和粘着磨损,热处理后为轻微剥层磨损和氧化磨损。TiC/Al复合材料的磨擦面上的划痕随着增强相中大粒度TiC颗粒体积比例的增加而变浅变少;同时裂纹及剥落坑减少,磨损机理由严重的磨粒磨损和粘着磨损转为轻微的磨粒磨损,耐磨性能提高。
张巍[8]（2016）在《锂霞石应用研究综述》文中研究指明β-锂霞石是自然界中少数具有负膨胀系数的奇特物质之一,同时锂霞石还具有良好的抗热震性、介电性能及红外辐射等特性。将锂霞石与其他材料复合,能制备出具有低膨胀或"零膨胀"的复合材料,以增强材料的体积稳定性,提高材料的使用寿命。因此,锂霞石常被用于制造低或负膨胀陶瓷和微晶玻璃、电气设备、电子元件、器件密封剂的填料、飞机高精密部件、金属基复合材料、湿度传感器敏感材料和锂离子电池固体电解质等。本文根据近年来锂霞石在陶瓷、金属、微晶玻璃以及其他一些领域应用的相关报道文献加以汇总,系统地介绍了锂霞石材料的综合利用现状。
刘康[9]（2008）在《霞石烧结法的工艺研究》文中提出铝是重要的有色金属之一,我国铝资源很大一部分以一水铝石的形式存在。并且近些年铝工业发展迅速,铝是我国近10年来消费增长最快的金属之一。随着近年来中国铝工业的快速发展,铝土矿资源的保证程度越来越令人忧虑。由此急需寻找一种铝土矿的替代矿物,为铝工业的后续发展提供强力保障,由于霞石在氧化铝生产方面已有成功先例,且我国霞石资源探明储量可观,同时在生产过程中碳分后液可以提取钾盐和钠盐,霞石泥可以大规模用在水泥制造方面,这同时会对我国的钾盐工业和建材工业起到极大的带动和振兴作用。本试验采取霞石的碱石灰烧结法处理矿样,并得出各个工艺阶段的优化工艺参数。在物料烧结过程中为获得碱比为1.0、钙比为2.0的熟料,在实验室条件下各矿样的配料碱比取为1.1～1.2,同时进一步确定了各矿样的适宜烧成温度范围和正烧温度。在熟料的溶出过程中确定了适宜的溶出条件：熟料粒度-60目（-0.28mm）,溶出液固比2.5,溶出温度76-78℃,时间20-30min,在此最佳条件下,有价组分的溶出率：Al2O389%, Na2O91%,K2O93%。另外还考察了煤灰对霞石配料烧成溶出性能的影响,结果表明燃料煤灰对配料的烧成溶出性能无明显不良影响。研究了高钾铝酸钠溶液的脱硅过程,明确了脱硅效果随溶液钾含量的升高而变差。在溶出液脱硅试验中确定的第一段中压脱硅的条件为温度165℃,压力0.6-0.7MPa,时间2h,脱硅后液中Si02降为0.3-0.5g/L,A/S比不超过250；第二段常压脱硅的条件为添加12-15g/LCaO,95℃搅拌脱硅1-2小时,所得溶液SiO2的含量可降至0.1g/L以下,脱硅指数可达800。在K2O/（Na2O+K2O）对脱硅过程影响研究中可知,对于高钾溶液,为保证精制液A/S达1000以上,石灰乳添加量需为10-15g/L,且脱硅时间要大于4h。对碳分过程和煅烧过程进行了验证性试验,所产Al203纯度为99.35%,满足铝电解工业的要求。这一完整流程的试验表明,碱石灰烧结法在处理我国所产高硅高钾霞石矿时是可行的,且该流程对矿石中的Al2O3,K2O, Na2O等主要成分具有很好的回收效果,试验研究结果可以为日后的工业化投产提供一定的理论基础与依据。
佟林松,樊建中,肖伯律[10]（2008）在《低热膨胀铝基复合材料的研究进展》文中研究指明综述了低热膨胀铝基复合材料的研究现状,对高体积分数SiC颗粒增强铝基复合材料、锂霞石颗粒增强铝基复合材料、钨酸锆颗粒增强铝基复合材料和准晶颗粒增强铝基复合材料的研究状况进行了详细的阐述。并对低热膨胀铝基复合材料的发展和应用进行了展望。
二、含锂霞石颗粒和硼酸铝晶须的铝基复合材料（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、含锂霞石颗粒和硼酸铝晶须的铝基复合材料（论文提纲范文）
（1）低膨胀β-锂霞石基复合材料的研究现状与进展（论文提纲范文）
| 0 引言 |
| 1 负热膨胀材料的类型 |
| 1.1 各向同性负热膨胀材料 |
| 1.1.1 ZrW2O8系列 |
| 1.1.2 ZrV2-xPxO7系列 |
| 1.2 各向异性负热膨胀材料 |
| 1.2.1 β-锂霞石 |
| 1.2.2 钙钛矿系列 |
| 1.2.3 A2M3O12系列 |
| 1.2.4 氰化物 |
| 1.2.5 氧化物 |
| 1.2.6 沸石系列 |
| 1.2.7 MOFs材料 |
| 2 β-锂霞石-金属复合材料 |
| 2.1 β-锂霞石-铝基复合材料 |
| 2.2 β-锂霞石-铜基复合材料 |
| 3 β-锂霞石-玻璃复合材料 |
| 3.1 含β-锂霞石相微晶玻璃 |
| 3.2 β-锂霞石-玻璃复合材料 |
| 4 β-锂霞石-陶瓷复合材料 |
| 4.1 β-锂霞石-碳化硅复合材料 |
| 4.2 β-锂霞石-莫来石复合材料 |
| 4.3 β-锂霞石与其他陶瓷复合 |
| 5 结语与展望 |
（2）锂霞石复合玻璃钎料连接碳化硅陶瓷接头的应力缓释机理（论文提纲范文）
| 1 实验 |
| 1.1 样品制备 |
| 1.2 样品表征 |
| 2 结果与讨论 |
| 2.1 复合玻璃钎料特征温度及与RB–Si C陶瓷热膨胀系数匹配性 |
| 2.2 玻璃钎料在RB–Si C陶瓷表面的润湿性 |
| 2.3 玻璃钎料连接RB–Si C陶瓷接头的微观组织及相组成 |
| 2.4 BSL3玻璃钎料微观组织随连接温度的变化 |
| 2.5 RB–Si C/BSL3/RB–Si C连接接头力学性能 |
| 3 结论 |
（3）低膨胀高机械强度玻璃基复合材料的制备与性能研究（论文提纲范文）
| 摘要 |
| abstract |
| 第1章 引言 |
| 1.1 研究背景 |
| 1.2 玻璃基复合材料的研究现状 |
| 1.3 溶胶-凝胶法制备玻璃和陶瓷的概述 |
| 1.3.1 溶胶-凝胶法的基本过程 |
| 1.3.2 溶胶-凝胶法的特点 |
| 1.3.3 溶胶-凝胶法在玻璃和陶瓷方面的应用 |
| 1.4 低膨胀复合材料的概述 |
| 1.4.1 负热膨胀材料的类型 |
| 1.4.2 β-锂霞石在低膨胀复合材料中的研究现状及进展 |
| 1.5 纤维增强复合物的概述 |
| 1.5.1 纤维/基体配合原则 |
| 1.5.2 纤维增韧原理 |
| 1.5.3 纤维增强玻璃和陶瓷的研究进展 |
| 1.6 研究内容 |
| 第2章 实验部分及表征方法 |
| 2.1 实验所用试剂与仪器 |
| 2.2 样品表征方法 |
| 2.2.1 凝胶和玻璃化学结构的表征 |
| 2.2.2 玻璃粉热学性能表征 |
| 2.2.3 玻璃粉相组成表征 |
| 2.2.4 形貌的表征 |
| 2.2.5 玻璃粉粒度表征 |
| 2.2.6 复合物热膨胀系数的表征 |
| 2.2.7 复合物密度的表征 |
| 2.2.8 复合物显气孔率的表征 |
| 2.2.9 复合物机械性能表征 |
| 第3章 无定形SBNZA凝胶及玻璃粉的制备与性能研究 |
| 3.1 实验步骤 |
| 3.2 实验条件的优选 |
| 3.2.1 前驱体的确定 |
| 3.2.2 溶剂的确定 |
| 3.2.3 温度对无定形态凝胶制备的影响 |
| 3.2.4 催化剂对无定形态凝胶制备的影响 |
| 3.2.5 水解-缩聚和老化时间对无定形态凝胶制备的影响 |
| 3.2.6 pH值对无定形态凝胶制备的影响 |
| 3.3 凝胶和凝胶玻璃的性能表征 |
| 3.3.1 凝胶的热学性能 |
| 3.3.2 凝胶及凝胶玻璃的网络结构 |
| 3.3.3 凝胶和凝胶玻璃的相分析 |
| 3.3.4 表面形貌及元素含量分析 |
| 3.4 小结 |
| 第4章 低膨胀玻璃基复合物的制备及性能研究 |
| 4.1 实验步骤 |
| 4.1.1 纤维的分散和球形玻璃粉的制备 |
| 4.1.2 复合物的制备过程 |
| 4.2 烧制工艺优选 |
| 4.2.1 烧制工艺对复合物形貌的影响 |
| 4.2.2 烧制工艺对复合物性能的影响 |
| 4.3 纤维长径比及物料配比对复合物性能的影响 |
| 4.3.1 纤维含量和长径比对复合物形貌的影响 |
| 4.3.2 纤维含量和长径比对复合物致密度和气孔率的影响 |
| 4.3.3 纤维含量和长径比对复合物密度的影响 |
| 4.3.4 纤维含量对复合物机械性能的影响 |
| 4.3.5 β-锂霞石含量对复合物热膨胀系数的影响 |
| 4.4 本章小结 |
| 第5章 总结与展望 |
| 参考文献 |
| 致谢 |
| 作者简历及攻读学位期间发表的学术论文与研究成果 |
（4）锂霞石辅助钎焊C/C复合材料与Nb工艺及机理研究（论文提纲范文）
| 摘要 |
| ABSTRACT |
| 第1章 绪论 |
| 1.1 课题背景及研究目的和意义 |
| 1.2 C/C复合材料的性质及与Nb的连接难点 |
| 1.3 C/C复合材料连接的研究现状 |
| 1.4 颗粒增强复合钎料的研究现状 |
| 1.5 钎焊中间层的研究现状 |
| 1.6 锂霞石的研究现状 |
| 1.7 本文主要研究内容 |
| 第2章 试验材料、设备及方法 |
| 2.1 试验材料 |
| 2.2 试验设备 |
| 2.2.1 钎焊及锂霞石增强铜基复合材料制备设备 |
| 2.2.2 网状锂霞石制备设备 |
| 2.2.3 蒸镀设备 |
| 2.3 试验过程 |
| 2.3.1 制备锂霞石增强铜基复合材料 |
| 2.3.2 制备网状锂霞石材料 |
| 2.3.3 钎焊连接过程及工艺 |
| 2.4 微观组织分析及性能测试 |
| 2.4.1 扫描电子显微镜测试 |
| 2.4.2 热学性能测试 |
| 2.4.3 热膨胀系数测试 |
| 2.4.4 接头力学性能测试 |
| 第3章 锂霞石颗粒增强复合钎料钎焊C/C复合材料与Nb工艺及机理研究 |
| 3.1 引言 |
| 3.2 AgCuTi钎焊C/C复合材料与Nb接头典型界面结构分析 |
| 3.3 钎焊工艺参数对AgCuTi钎焊C/C复合材料与Nb接头影响 |
| 3.3.1 钎焊温度对接头组织界面结构及强度的影响 |
| 3.3.2 保温时间对接头组织界面结构及强度的影响 |
| 3.4 锂霞石颗粒增强复合钎料钎焊C/C复合材料与Nb |
| 3.4.1 锂霞石颗粒增强复合钎料钎焊接头残余应力有限元模拟 |
| 3.4.2 锂霞石与AgCuTi之间的反应 |
| 3.4.3 锂霞石含量对接头界面组织结构及强度的影响 |
| 3.4.4 Ti含量对接头界面组织结构及强度的影响 |
| 3.5 本章小结 |
| 第4章 锂霞石增强铜基复合中间层钎焊C/C复合材料与Nb工艺及机理研究 |
| 4.1 引言 |
| 4.2 锂霞石增强铜基复合材料的制备与表征 |
| 4.2.1 自行制备锂霞石增强铜基复合材料 |
| 4.2.2 锂霞石增强铜基复合材料的表征及性能测试 |
| 4.3 锂霞石增强铜基复合中间层钎焊C/C复合材料与Nb |
| 4.3.1 接头典型界面组织结构分析 |
| 4.3.2 锂霞石含量对接头界面组织结构及强度的影响 |
| 4.3.3 中间层厚度对接头界面组织结构及强度的影响 |
| 4.3.4 锂霞石增强铜基复合中间层钎焊接头残余应力有限元模拟 |
| 4.4 本章小结 |
| 第5章 网状锂霞石中间层钎焊C/C复合材料与Nb的工艺研究 |
| 5.1 引言 |
| 5.2 制备网状锂霞石材料 |
| 5.3 网状锂霞石形貌及影响因素 |
| 5.3.1 升温速率对网状锂霞石微观形貌的影响 |
| 5.3.2 煅烧温度对网状锂霞石微观形貌的影响 |
| 5.3.3 保温时间对网状锂霞石微观形貌的影响 |
| 5.4 网状锂霞石中间层钎焊C/C复合材料与Nb |
| 5.4.1 接头典型界面组织结构 |
| 5.4.2 孔隙密度对接头界面组织结构及强度的影响 |
| 5.5 表面蒸镀Cu/Ti的网状锂霞石中间层钎焊C/C复合材料与Nb |
| 5.5.1 网状锂霞石表面蒸镀Cu/Ti |
| 5.5.2 孔隙密度对接头界面组织结构及强度的影响 |
| 5.6 本章小结 |
| 结论 |
| 参考文献 |
| 攻读硕士学位期间发表的学术论文 |
| 致谢 |
（5）硼酸铝晶须的制备与表征（论文提纲范文）
| 摘要 |
| Abstract |
| 第一章 绪论 |
| 1.1 晶须及其特性 |
| 1.2 晶须主要种类及其应用 |
| 1.2.1 氧化锌晶须 |
| 1.2.2 碳化硅晶须 |
| 1.2.3 硼酸铝晶须 |
| 1.2.4 硼酸镁晶须 |
| 1.2.5 钛酸钾晶须 |
| 1.3 晶须的主要制备方法 |
| 1.3.1 气相法 |
| 1.3.2 助熔剂法 |
| 1.3.3 溶胶-凝胶法 |
| 1.3.4 水热法 |
| 1.3.5 微波辅助水热法 |
| 1.4 晶须的合成机理 |
| 1.5 硼酸铝晶须的应用前景 |
| 1.6 主要研究内容 |
| 第二章 实验方法 |
| 2.1 实验药品 |
| 2.2 实验仪器 |
| 2.3 实验方法及实验流程 |
| 2.3.1 助熔剂法实验方法及实验流程 |
| 2.3.2 溶胶-凝胶法实验方法及实验流程 |
| 2.4 表征方法 |
| 2.4.1 X射线衍射(XRD) |
| 2.4.2 扫描电子显微镜(SEM) |
| 2.4.3 热分析(TG-DSC) |
| 2.5 本章小结 |
| 第三章 助熔剂法制备硼酸铝晶须及其形貌研究 |
| 3.1 引言 |
| 3.2 助熔剂法实验步骤 |
| 3.3 实验结果与讨论 |
| 3.3.1 铝源对产物结构和形貌的影响 |
| 3.3.2 反应温度对产物形貌的影响 |
| 3.3.3 反应物配比对产物结构和形貌的影响 |
| 3.3.4 混合物料的热重分析 |
| 3.4 本章小结 |
| 第四章 溶胶摄胶法制备硼酸铝晶须及形貌研究 |
| 4.1 引言 |
| 4.2 溶胶-凝胶法实验步骤 |
| 4.3 实验结果与讨论 |
| 4.3.1 反应温度对产物结构和形貌的影响 |
| 4.3.2 反应物配比对产物结构和形貌的影响 |
| 4.3.3 干凝胶TG-DSC分析 |
| 4.4 本章小结 |
| 结论 |
| 参考文献 |
| 攻读硕士学位期间发表的学术论文 |
| 致谢 |
（6）碳纤维增强低膨胀LAS微晶玻璃的制备和性能研究（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和意义 |
| 1.2 LAS微晶玻璃的结构与性质 |
| 1.2.1 β-锂辉石固溶体的结构与性质 |
| 1.2.2 锂霞石的结构与性质 |
| 1.3 LAS微晶玻璃的研究现状 |
| 1.3.1 LAS系微晶玻璃的制备 |
| 1.3.2 LAS微晶玻璃的研究现状 |
| 1.3.3 纤维增强LAS微晶玻璃 |
| 1.4 B掺杂LAS复合材料 |
| 1.5 本文的研究内容 |
| 第2章 试验材料与研究方法 |
| 2.1 试验原料、试剂及设备 |
| 2.1.1 试验原料、试剂 |
| 2.1.2 试验设备 |
| 2.2 试验内容 |
| 2.2.1 LAS凝胶先驱体的制备 |
| 2.2.2 LAS凝胶先驱体的热处理 |
| 2.2.3 料浆浸渍法制备碳纤维布 |
| 2.3 材料分析测试表征 |
| 2.3.1 X射线衍射分析(XRD) |
| 2.3.2 扫描电子显微镜(SEM) |
| 2.3.3 差热-热重分析(DTA-TG) |
| 2.3.4 傅里叶红外光谱分析(FT-IR) |
| 2.4 材料性能测试 |
| 2.4.1 密度及孔隙率 |
| 2.4.2 抗弯强度 |
| 2.4.3 弹性模量 |
| 2.4.4 断裂韧性 |
| 2.4.5 断裂功 |
| 2.4.6 热膨胀系数 |
| 第3章 成分配比对Cf/LAS复合材料性能影响 |
| 3.1 不同成分配比的LAS复合材料表征 |
| 3.1.1 锂辉石与锂霞石不同成分比例XRD物相分析 |
| 3.1.2 锂辉石与锂霞石不同成分比例红外光谱分析 |
| 3.1.3 复合材料断口形貌分析 |
| 3.2 锂辉石与锂霞石不同成分比例复合材料室温性能分析 |
| 3.2.1 锂辉石与锂霞石不同成分比例密度及显孔率 |
| 3.2.2 锂辉石与锂霞石不同成分比例对力学性能的影响 |
| 3.3 锂辉石与锂霞石不同成分比例复合材料高温性能分析 |
| 3.3.1 锂辉石与锂霞石不同成分热稳定性分析 |
| 3.3.2 锂辉石与锂霞石不同成分比例热膨胀系数分析 |
| 3.3.3 锂辉石与锂霞石不同成分比例对高温力学性能影响 |
| 3.4 本章小结 |
| 第4章 烧结温度对Cf/LAS复合材料性能的影响 |
| 4.1 不同烧结温度的复合材料表征 |
| 4.1.1 不同烧结温度复合材料XRD物相分析 |
| 4.1.2 不同烧结温度复合材料红外光谱分析 |
| 4.1.3 不同烧结温度复合材料表面及断口形貌分析 |
| 4.2 不同烧结温度复合材料热膨胀系数 |
| 4.2.1 不同烧结温度复合材料热膨胀系数分析 |
| 4.3 烧结温度复合材料室温性能影响 |
| 4.3.1 烧结温度对密度及显孔率的影响 |
| 4.3.2 烧结温度对室温力学性能的影响 |
| 4.4 烧结温度对复合材料高温抗弯强度的影响 |
| 4.5 不同配比复合材料高温测试后形貌分析 |
| 4.6 本章小结 |
| 第5章 B_4C含量对C_f/LAS复合材料性能影响 |
| 5.1 添加不同比例B_4C的7H-1X复合材料组织结构 |
| 5.1.1 不同比例B_4C的7H-1X复合材料XRD物相分析 |
| 5.1.2 不同比例B_4C的7H-1X复合材料红外分析 |
| 5.1.3 不同比例B_4C的7H-1X复合材料形貌分析 |
| 5.3 碳化硼含量对复合材料室温性能影响 |
| 5.3.1 密度及显孔率 |
| 5.3.2 室温力学性能 |
| 5.4 B_4C含量对复合材料高温性能影响 |
| 5.4.1 热稳定性 |
| 5.4.2 热膨胀性质 |
| 5.4.3 高温力学性能 |
| 5.4.4 高温测试后的XRD |
| 5.5 本章小结 |
| 结论 |
| 参考文献 |
| 致谢 |
（7）HIP、SPS分别制备SiC、TiC颗粒增强铝基复合材料及其性能研究（论文提纲范文）
| 摘要 |
| Abstract |
| 1 绪论 |
| 1.1 研究意义及内容 |
| 1.2 制动盘材料研究概况 |
| 1.3 颗粒增强铝基复合材料研究概况 |
| 1.4 颗粒增强铝基复合材料干摩擦磨损研究现状 |
| 2 材料的制备与研究方法 |
| 2.1 颗粒增强铝基复合材料的制备 |
| 2.2 材料性能的分析测试方法 |
| 2.3 研究内容及技术路线 |
| 3 HIP制备SiC颗粒增强2024铝基复合材料 |
| 3.1 HIP制备SiC颗粒增强2024铝基复合材料的成分组织形貌分析 |
| 3.2 SiC颗粒增强铝基复合材料的物理及力学性能分析 |
| 3.3 SiC增强2024铝基复合材料的摩擦磨损性能分析 |
| 3.4 固溶时效热处理对SiC颗粒增强2024铝基复合材料性能的影响 |
| 3.5 小结 |
| 4 SPS制备TiC颗粒增强铝基复合材料 |
| 4.1 双粒度TiC增强铝基复合材料的形貌特征及组织成分 |
| 4.2 双粒度TiC增强铝基复合材料的物理及力学性能分析 |
| 4.3 双粒度TiC颗粒增强铝基复合材料的摩擦磨损性能 |
| 4.4 小结 |
| 5 颗粒增强铝基复合材料的摩擦机理及表征 |
| 5.1 SiC增强2024铝基复合材料磨损机理及表征 |
| 5.2 TiC颗粒增强铝基复合材料的摩擦机理及表征 |
| 5.3 小结 |
| 6 结论 |
| 参考文献 |
| 致谢 |
（8）锂霞石应用研究综述（论文提纲范文）
| 1 锂霞石在陶瓷材料领域应用进展 |
| 1.1 氧化铝-锂霞石复合陶瓷 |
| 1.2 莫来石-锂霞石复合陶瓷 |
| 1.3 碳化硅-锂霞石复合陶瓷 |
| 1.4 锂霞石陶瓷涂层 |
| 2 锂霞石在金属材料领域应用进展 |
| 2.1 铝-锂霞石复合材料 |
| 2.2 铜-锂霞石复合材料 |
| 3 锂霞石在微晶玻璃领域应用进展 |
| 4 锂霞石在其他领域的应用进展 |
| 4.1 Li离子发射体 |
| 4.2 湿度传感器 |
| 4.3 复合焊料玻璃 |
| 4.4 其他 |
| 5 结论 |
（9）霞石烧结法的工艺研究（论文提纲范文）
| 摘要 |
| ABSTRACT |
| 第一章 文献综述 |
| 1.1 铝的概述 |
| 1.2 铝的冶炼方法 |
| 1.3 霞石概述 |
| 1.4 霞石在工业上的应用 |
| 1.5 本课题研究方法、内容与意义 |
| 第二章 氧化铝提取过程的原理分析 |
| 2.1 霞石碱石灰烧结过程的原理分析 |
| 2.2 熟料溶出过程的原理 |
| 2.3 铝酸钠溶液脱硅过程的原理 |
| 2.4 铝酸钠溶液碳酸化分解机理 |
| 2.5 本章小结 |
| 第三章 烧结溶出试验 |
| 3.1 试验所用原料与仪器 |
| 3.2 烧成条件试验 |
| 3.3 溶出条件试验 |
| 3.4 各工艺矿样烧成溶出性能的研究 |
| 3.5 燃料煤灰对生料烧成溶出性能影响的研究 |
| 3.6 混合补碱方案的烧成溶出试验以及两种补碱方式的对比研究 |
| 3.7 溶出熟料的自然沉降性能 |
| 3.8 本章小结 |
| 第四章 脱硅试验 |
| 4.1 概述 |
| 4.2 脱硅试验 |
| 4.3 脱硅试验结论 |
| 4.4 本章小结 |
| 第五章 脱硅后液的碳分过程 |
| 第六章 结论 |
| 致谢 |
| 参考文献 |
| 附录A 硕士期间发表论文 |
（10）低热膨胀铝基复合材料的研究进展（论文提纲范文）
| 1 高体积分数SiCp/Al复合材料 |
| 2 β-锂霞石颗粒增强铝基复合材料 |
| 3 钨酸锆颗粒增强铝基复合材料 |
| 4 准晶颗粒增强铝基复合材料 |
| 5 展 望 |
四、含锂霞石颗粒和硼酸铝晶须的铝基复合材料（论文参考文献）
- [1]低膨胀β-锂霞石基复合材料的研究现状与进展[J]. 薛耀辉,蒋军彪,张辉,文昌秀,苏宗锋,崔晓霞,郭海涛. 材料导报, 2020(05)
- [2]锂霞石复合玻璃钎料连接碳化硅陶瓷接头的应力缓释机理[J]. 林盼盼,于凯凯,林铁松,何鹏,刘守相,徐李刚,龙伟民,鲍丽,马佳. 硅酸盐学报, 2020(03)
- [3]低膨胀高机械强度玻璃基复合材料的制备与性能研究[D]. 文昌秀. 中国科学院大学(中国科学院西安光学精密机械研究所), 2019(05)
- [4]锂霞石辅助钎焊C/C复合材料与Nb工艺及机理研究[D]. 齐宝鑫. 哈尔滨工业大学, 2019(02)
- [5]硼酸铝晶须的制备与表征[D]. 张天一. 大连交通大学, 2018(04)
- [6]碳纤维增强低膨胀LAS微晶玻璃的制备和性能研究[D]. 张巍. 哈尔滨工业大学, 2018(01)
- [7]HIP、SPS分别制备SiC、TiC颗粒增强铝基复合材料及其性能研究[D]. 王大鹏. 山东科技大学, 2018(03)
- [8]锂霞石应用研究综述[J]. 张巍. 矿物学报, 2016(01)
- [9]霞石烧结法的工艺研究[D]. 刘康. 昆明理工大学, 2008(02)
- [10]低热膨胀铝基复合材料的研究进展[J]. 佟林松,樊建中,肖伯律. 稀有金属, 2008(03)