Al-14Si复合材料显微组织与性能

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Al-50Si复合材料的制备及组织性能研究

Al-50Si复合材料的制备及组织性能研究Al-50Si复合材料的制备及组织性能研究摘要：Al-50Si复合材料具有良好的力学性能和高温性能，因此在航空航天、汽车制造、电子工业等领域具有重要应用价值。

本文采用粉末冶金法制备Al-50Si复合材料，并通过金相显微镜、能谱仪和拉伸试验等手段研究其组织和力学性能。

研究结果表明，经过调整冷压参数和烧结工艺，可以得到具有良好力学性能和致密组织的Al-50Si复合材料。

1. 引言Al-50Si复合材料由于其低密度、高比强度和良好的高温性能，被广泛应用于航空航天、汽车制造和电子工业等领域。

在制备过程中，通过粉末冶金法可以得到具有高强度和良好组织性能的复合材料。

因此，研究Al-50Si复合材料的制备及其组织性能具有重要的实际意义。

2. 实验方法2.1 材料的制备本实验采用粉末冶金法制备Al-50Si复合材料。

研究中使用的原始材料为粉末状的Al和Si，按照一定比例混合后进行球磨处理。

2.2 冷压成型经过球磨处理的Al和Si粉末混合物被填充入模具中，进行冷压成型。

冷压参数包括冷压压力、保压时间等。

2.3 烧结工艺冷压成型后的样品放入烧结炉中进行烧结。

烧结工艺参数包括烧结温度和烧结时间等。

3. 实验结果与讨论3.1 组织观察通过金相显微镜观察Al-50Si复合材料的组织结构。

结果显示，经过优化的冷压参数和烧结工艺可以得到均匀细小的Al和Si相分布，形成致密的复合材料。

3.2 化学成分分析通过能谱仪进行元素分析，结果显示Al-50Si复合材料中的元素含量符合预期的比例，不存在明显的化学成分偏差。

3.3 力学性能测试采用拉伸试验对Al-50Si复合材料进行力学性能测试。

结果显示，经过优化制备工艺的复合材料具有良好的拉伸强度和伸长率。

其力学性能明显优于单一金属材料。

4. 结论本研究通过粉末冶金法制备Al-50Si复合材料，并通过金相显微镜、能谱仪和拉伸试验等手段对其组织和力学性能进行了研究。

SLM制造铝合金的显微组织和性能

SLM制造铝合⾦的显微组织和性能本⽂综述了增材制造Al合⾦的现状，主要聚焦显微组织表征以及机械性能。

在AM制造铝合⾦时存在的显微组织和缺陷的形成从冶⾦学的⾓度进⾏了分析，同时对发展的⾼性能铝合⾦也进⾏了讨论。

1.1 机械性能1.1.1 微观结构特性和加⼯条件的影响众所周知，硅在材料可铸性和Al-Si合⾦的机械性能⽅⾯起着重要作⽤。

在传统的凝固合⾦中，硅相的针状或板状形状在拉伸加载和塑性变形的早期阶段导致局部剪切，并迅速导致裂纹和断裂的产⽣和扩展。

然⽽，在L-PBF中，在共晶区域和熔池中形成的球形硅纳⽶尺⼨相可以抵抗局部剪切⼒。

这导致裂纹产⽣和扩展受到抑制，并提⾼了延展性和强度。

相关⽂献表明，与传统铸造材料相⽐，这提⾼了AM亚共晶Al-Si合⾦的拉伸性能。

此外，除了共晶硅颗粒和初⽣铝晶粒的微观结构细化之外，L-PBF结构的这些⾼拉伸性能还归因于硅在铝基体中的⾮平衡溶解度。

与亚共晶合⾦类似，过共晶合⾦的强度也通过细化初⽣硅和共晶硅相来提⾼。

此外，与传统铸造相⽐，Al-Si L-PBF部件在垂直构建⽅向与⽔平⽅向的微观结构存在差异，导致各向异性特征。

使⽤后期处理不容易控制这种各向异性的拉伸强度和延展性的各向异性。

相⽐之下，虽然在L-PBF中可以看到Al-Si合⾦的各向异性特性，但在不同的制造条件下可以获得良好的拉伸性能。

并且⼤多数⽂献都指出，这两种材料中的Al-Si合⾦的拉伸强度⽅向基本相同。

另外还观察到改变扫描策略，如改变填充样式和轮廓，会显著改变纹理并提⾼拉伸性能，这主要是由于裂纹扩展路径的改变。

值得注意的是，L-PBF样品还具有良好的韧性，但这种影响对构建和扫描⽅向等加⼯参数⾮常敏感。

⼤多数研究⼈员注意到，L-PBF样品的疲劳性能⽐铸造样品差。

已发现拉伸残余应⼒、孔隙和未熔化的颗粒的存在是造成这种情况的可能原因。

此外，已经观察到断裂最常发⽣在熔池边界的热影响区(HAZ)。

HAZ的⼤⼩很⼤程度上取决于L-PBF加⼯参数，这为调整HAZ和熔池中的热梯度提供了⼀种现成的⽅法。

《热变形SiC_p增强2024铝基复合材料的显微组织与力学性能》范文

《热变形SiC_p增强2024铝基复合材料的显微组织与力学性能》篇一一、引言随着现代工业技术的不断发展，金属基复合材料（MMCs）因其卓越的物理和机械性能，已成为众多工程领域中的关键材料。

在众多金属基复合材料中，SiC_p增强铝基复合材料以其高强度、良好的耐热性和抗腐蚀性等特性，被广泛应用于航空、汽车和电子等工业领域。

本文将针对热变形SiC_p增强2024铝基复合材料的显微组织和力学性能进行深入研究和分析。

二、热变形SiC_p增强2024铝基复合材料的制备本实验选用的2024铝基复合材料是以2024铝合金为基体，加入SiC颗粒（SiC_p）作为增强相。

通过混合、熔炼、铸造和热处理等工艺过程，制备出SiC_p增强2024铝基复合材料。

其中，热变形工艺对材料的显微组织和力学性能具有重要影响。

三、显微组织分析1. 显微组织结构通过光学显微镜和电子显微镜对热变形SiC_p增强2024铝基复合材料的显微组织进行观察，发现材料中SiC颗粒均匀分布在铝基体中，形成了良好的界面结合。

此外，热变形过程中，铝基体发生了显著的塑性变形，晶粒得到了细化。

2. 晶粒形态与尺寸热变形后，2024铝基体的晶粒形态发生了显著变化，由原始的粗大晶粒转变为细小且均匀的晶粒。

SiC颗粒的加入对晶粒细化起到了促进作用，有助于提高材料的力学性能。

四、力学性能分析1. 硬度实验结果表明，热变形SiC_p增强2024铝基复合材料的硬度较未增强的2024铝合金有显著提高。

这主要归因于SiC颗粒的加入和热变形过程中晶粒的细化。

2. 抗拉强度与延伸率与未增强的2024铝合金相比，热变形SiC_p增强2024铝基复合材料的抗拉强度得到了显著提高。

同时，材料的延伸率也有所提高，这表明材料在保持高强度的同时，还具有良好的塑性。

3. 疲劳性能在循环载荷作用下，热变形SiC_p增强2024铝基复合材料表现出优异的疲劳性能。

这主要归因于SiC颗粒的加入和铝基体的塑性变形，使得材料在循环载荷下具有较好的能量吸收和分散能力。

复合变质Al-30%Si合金组织及加工性能研究

摘要高硅铝合金具有耐磨、耐热、热膨胀系数小、尺寸稳定性好、焊接性能优良等诸多优点，是制造发动机气缸、活塞以及电子封装等零部件的重要材料，广泛应用于航空航天、机械、汽车、电子等领域。

但未变质处理合金组织中粗大、无规则多边形板块初晶硅和长针状共晶硅，严重割裂了基体的连续性，使合金组织分布不均匀，导致合金力学性能显著降低，加工性能恶化。

因此，改善合金组织，提高合金综合性能是高硅铝合金获得广泛应用的前提。

复合变质和热处理作为合金强化的有效手段有着广阔的研究领域和应用前景。

本文采用金相显微镜、XRD衍射仪、拉伸实验、硬度测量等检测分析方法，研究了Sr、B和RE复合变质对Al-30%Si合金的组织和力学性能的影响。

采用精密平面磨床、测力仪、扫描电镜、粗糙度测量等实验方法和手段，通过改变磨削参数工件移动速度V w和磨削深度a p，以磨削力、磨削力比、磨削比能、表面粗糙度、表面形貌为评价指标，研究了复合变质和热处理对Al-30%Si合金磨削加工性能的影响，并对合金磨削机理进行了初步探讨。

研究结果如下：（1）Sr、B和RE复合变质显著改善合金组织。

枝晶尺寸和二次枝晶间距减小，分布密集的柱状枝晶转变为等轴晶，呈均匀分布；针状和长条状共晶硅变为较为短小的针状或短杆状，甚至颗粒状，均匀弥散分布在基体中；初晶硅由尖角粗大板块状变成五星瓣状或分隔成细小的颗粒状，且棱角钝化。

当B和Sr的含量分别保持0.036%和0.044%不变，RE含量为0.8%时，合金组织最为理想。

（2）复合变质合金抗拉强度显著提高，与未变质相比提高55%，当RE含量为0.8%时，合金抗拉强度达到最高值90.1MPa。

当RE含量为0.8%时，合金伸长率与未变质相比增加66%。

当RE加入量为0.8%时，合金塑性最好。

（3）磨削力和磨削力比均随a p和V w增大而增大，磨削比能随a p和V w增大而减小，且V w对磨削力的影响比a p大；在相同磨削参数下，复合变质后的铝硅合金磨削力和磨削力比减小，磨削比能增加，当RE加入量为0.8%时，整体磨削力、磨削力比最小，磨削比能最大。

高频磁场制备复合材料组织及性能研究

中图分类号：Ｇ１６１Ｔ３．文献标识码：Ａ文章编号：０３８４（０１０ — ０７０１０ — ３５２１）１０８— ５
ＤＯＩ１．６￣ｉｎ１０ — ３５０．１１：０３９．ｓ．３８４．１０．６９ｓ０２１０
ｄａｉｎｕｅｅｔｉｏｉｉｎｏｈｃｏｔｅｕｒｆ —２ＦｅｃｕｒｔｏｎｄｒａｃｒａｎｃｎｄｔｎｔｅｍｉｒｓｍｔｅｏｏＡ１％ｏｍｐｓｔｒｎｖｓｉａｅ．Ｉｗａｎｎｄｂｙｔｎｖｓｉａｉｎｏｉｗｅｅｉｅｔｇｔｄｔｓｆｕｈｅｉｅｔｇｔｏｅ
部组织与表层组织明显不同，层的显微硬度比基材要高２３；且，验材料形成了很好的过渡层，初生相和表－倍并试使基材得到很好的结合。
关键词：合材料；频磁场；微硬度复高显
（．ｂｉｃａｉａｎｅｔｃｌｓａｃｎｅｉｎＩｓｉｔ，ｕａ４０７Ｃｉａ２ＣｌｇｆｔｒａｓＳｉｎｅａｄ１ＨｕｅＭｅｈｎｃｌｄＥｌｃｒａｅｒｈａｄＤｓｇｔｕｅＷｈｎａｉＲｅｎｔ３００，ｈｎ；．ｏｌｅｏｅｉｌｃｅｃｎｅＭａＥｎｉｅｒｎ，ａｈｎｉｅｓｔｏｃｅｃｎｅｈｏｏｙ，ｈｎ４０７ＣｉａｇｎｅｉｇＨｕｚｏｇＵｎｖｒｉｆｉｎｅａｄＴｃｎｌｇＷｕａ３０４，ｈｎ）ｙＳ

细晶1420铝锂合金超塑性能试验研究

６５０５００２００１３０
３５２３６０３２０２５２
３１０２７５２７８２５０
２０５２００２３０１７０
温度和应变速率是影响铝锂合金超塑性的重要参数，大多数铝锂合金的超塑变形温度在４５０。Ｃ～５３０℃之间，应变速率在１×１０．４Ｓ＿１～８×１０ｑＳ－１范围内［５－６｜。细晶１４２０铝锂合金在不同变形条件下的超塑拉伸试件照片如图３所示。从图３ａ中可以看出，在１×１０＿４Ｓ＿１应变速率条件下超塑变形时，细晶１４２０铝锂合金超塑拉伸延伸率对温度比较敏感，随温度的升高，延伸率急剧下降，当变形温度升到５２０℃时，延伸率只有１３０％，这是因为变形温度升高，晶粒长大严重，促使超塑性指标下降。
２．１超塑拉伸延伸率结合铝锂合金材料的超塑性变形温度和应变速
率条件，分别在４６０℃、４８０℃、５００℃、５２０℃４个温度点和ｌ×１０－４ｓ～、５×１０叫ｓ～、１×１０＿３Ｓ～、５×１０＿Ｓ－１４个应变速率点相互组合的试验条件下，进行叵应变速率超塑拉伸试验，各试验点超塑性拉伸延伸率如表２所示。超塑拉伸试验结果表明，细晶１４２０铝锂合金的最佳超塑性变形温度为４６０＂Ｃ，应变速率为１Ｘ１０州ｓ＿¨，在该条件下获得的最大超塑拉伸延伸率为６５０％。
（海军驻阎良地区航空军代表室，西安７１００８９）
郭和平张西涛
李志强李琪
摘要：文章以采用双级时效制度和转向轧制工艺制备的细晶１４２０铝锂合金为研究对象，通过恒应变速率超塑拉
伸试验，研究了合金的单轴超塑拉伸性能。结果表明，在４６０℃～５２０℃温度条件下和１×１０“Ｓ１～５×１０“Ｓ＿１应
变速率范围内，细晶１４２０铝锂合金表现出良好的超塑性，在温度４６０＂Ｃ、应变速率１×１０１Ｓ＿１条件下，延伸率达

《Ti-Al层状复合材料的微观组织、力学性能和成形行为研究》

《Ti-Al层状复合材料的微观组织、力学性能和成形行为研究》篇一Ti-Al层状复合材料的微观组织、力学性能和成形行为研究一、引言近年来，随着科技的不断进步和工业需求的增长，新型的层状复合材料受到了越来越多的关注。

Ti/Al层状复合材料因其兼具了钛和铝的优异性能，具有广泛的应用前景。

本文将就Ti/Al层状复合材料的微观组织、力学性能以及成形行为进行深入的研究和分析。

二、Ti/Al层状复合材料的微观组织研究微观组织是材料性能的基础，对于Ti/Al层状复合材料来说，其微观组织的特征主要表现在各个相的结构、大小、形状及分布情况等方面。

该类材料中钛与铝相互融合，形成了多层复合的结构。

每个层次的微小细节对于整体的性能具有至关重要的影响。

研究方法主要利用扫描电子显微镜（SEM）和高分辨透射电子显微镜（HRTEM）进行观察和分析。

研究发现，随着材料中Ti和Al含量的变化，微观组织也相应发生变化。

特别是在层与层之间的界面处，这种变化更为明显。

这种特殊的微观结构为后续的力学性能和成形行为研究提供了基础。

三、Ti/Al层状复合材料的力学性能研究力学性能是材料在各种条件下所表现出的抵抗外界力作用的性质和能力，对于评估材料的适用性和安全性至关重要。

对于Ti/Al层状复合材料来说，其主要的力学性能包括硬度、强度、韧性等。

研究发现，Ti/Al层状复合材料具有较高的硬度和强度，同时韧性也相对较好。

这主要得益于其特殊的层状结构以及各元素之间的相互作用。

此外，该材料的抗疲劳性能和抗冲击性能也表现出色，这使其在许多领域具有广泛的应用前景。

四、Ti/Al层状复合材料的成形行为研究成形行为是材料在加工过程中所表现出的行为特性，对于材料的加工和应用具有重要影响。

针对Ti/Al层状复合材料，其成形行为的研究主要关注其加工过程中的变形行为、流动性和成形后的精度等方面。

研究发现，Ti/Al层状复合材料在加工过程中表现出良好的可塑性，易于加工成各种形状和尺寸的零件。

SiC／Al复合材料的组织与力学性能研究

ＳｉＣ／Ａｌ复合材料的组织与力学性能研究作者：万春锋来源：《佛山陶瓷》2008年第04期摘要采用无压浸渗法制备了SiC/Al复合材料，研究不同颗粒大小的复合材料的抗弯强度、金相组织和断裂机理。

结果表明：颗粒尺寸为20μm的 SiC/Al复合材料抗弯强度最高；小颗粒复合材料的断裂以沿晶断裂为主，局部有韧性撕裂的特征，而大颗粒还伴有穿晶解理特征。

关键词SiC/Al复合材料，无压浸渗，抗弯强度，断裂机理1 引言SiC/Al复合材料由于具有比强度高、比刚度高、耐磨性好、耐疲劳、高弹性模量等优异性能，广泛应用于航空航天、军事武器、汽车、电子、体育器材等领域[1]。

但是对于高体积比SiC/Al复合材料的制备工艺，技术尚不成熟，对制备工艺与组织性能之间关系的研究也不充分。

因此，本文采用无压浸渗法制备SiC/Al复合材料，并对其进行组织、强度和断口分析，以便为SiC/Al复合材料的力学性能设计提供科学依据。

2实验方法2.1 试验材料本试验选用SiC粉料，粒度大小分别为7、20、40和63μm；选用淀粉作为造孔剂，酚醛树脂作为粘结剂；浸渗用的铝为工业纯铝。

2.2 试验方案（1）试样的制备：取一定量的SiC粉末和淀粉（5%），放入混料坩埚中搅拌均匀，然后再加入适量的酚醛树脂（2～5%），再次搅拌均匀，将混匀的原料称量后倒入钢模模具中，利用万能材料试验机，低速加压压制成毛坯。

将毛坯在空气电阻炉中加热至120℃，并保温1.5h进行烘干处理，得到预制体。

然后将预制体与适量纯Al放入坩埚里，在真空炉（真空度为15Pa左右）中以1150℃、保温2h的工艺条件下进行纯铝的无压浸渗，工艺曲线如图1所示。

制备过程中，造孔剂在400℃左右燃尽，留下间隙，形成气孔。

（2）组织与性能检测：用阿基米德排水法测量复合材料的密度与气孔率；采用三点弯曲法在电液伺服压力试验机上测定SiC/Al复合材料的弯曲强度，试样跨距20mm，加载速度0.5mm/min；采用光学显微镜观察无压浸渗法制备SiC/Al复合材料的组织结构；采用扫描电子显微镜分析复合材料的力学试验后的微观断口形貌。

Al-50Si复合材料的制备及组织性能研究

Al-50Si复合材料的制备及组织性能研究Al-Si复合材料因其优异物理和机械性能特点(受热膨胀低、工件质轻、比强度高和表面耐磨),在于航天结构件应用领域、电子类产品封装领域、精密仪器加工行业广泛使用,目前已成为材料界创新领域的一个重要投入点。

该课题以颗粒增强材料强度理论作为实验研究基础,以Si颗粒和6061铝合金粉末为原料,采用冷压烧结法+热挤压、真空热压法制备了此复合材料。

在材料测定相关技术(光学显微镜、SEM及XRD)下观察了材料内部微观形态并测试鉴定了物相。

通过测定复合材料的性能指标(硬度、致密度、抗拉强度、膨胀系数等),根据实验数据系统研究了工艺参数(混粉方式、温度,压制力)在制备材料时对其微观结构和外在性能变化规律;尝试了不同粉体处理方法及改变烧结过程对坯料施加的参数并对其影响进行了深入研究,利用粉末冶金烧结原理分析了Al-Si复合材料的制备过程和机理,确定了材料制备工艺方法和详细参数。

试验表明:采用球磨混料方式既能显著改善Al-Si混合粉末的几何特性和烧结工艺特性,烧结后的材料组织和物理机械性能得到明显提高。

采用冷压烧结法制备的Al-50Si复合材料的热膨胀系数较低,达到9.8×10-6K-1;但其组织疏松(致密度为85.67%);其强度低和硬度差,坯料须受二次成型改善其组织。

通过热挤压后,Al-50Si复合材料的物理机械性能明显提高:材料的抗拉强度提高54%,致密度提高了14%,硬度提高了25%,但膨胀系数却略微升高;同时,复合材料内部微观组织得到明显改善;增强体Si颗粒的偏聚明显减弱,弥散均匀分布在铝基体中;材料内部的孔洞和缺陷明显降低。

采用真空热压法与经过热挤压处理后的Al-50Si复合材料相比,材料的力学性能虽略低于热挤压的复合材料,但生产工序简单并且避免了周期性鱼鳞裂纹和尾缩的缺陷,材料的利用率得到了大大的提高。

真空热压烧结过程中,随着热压设备压力从2×107Pa到6×107Pa过程中,材料的性能稳步提升,当压力达到8×107Pa附近时,样品的物理、机械性能提升停止并呈下降趋势。

《SiC_p增强2024铝基复合材料薄板的制备、显微组织与力学性能研究》

《SiC_p增强2024铝基复合材料薄板的制备、显微组织与力学性能研究》篇一一、引言随着科技的发展，铝基复合材料以其轻质、高强度、优异的加工性能和良好的抗腐蚀性等特性，在航空、汽车、电子等领域得到了广泛的应用。

近年来，SiC_p（硅碳复合材料）增强铝基复合材料因其出色的力学性能和物理性能，成为了研究的热点。

本文将重点研究SiC_p增强2024铝基复合材料薄板的制备工艺、显微组织及力学性能，为该类型材料的进一步应用提供理论支持。

二、材料制备1. 材料选择本文选择2024铝合金作为基体材料，SiC_p作为增强材料。

SiC_p具有高强度、高硬度、热稳定性好等优点，能够显著提高铝基复合材料的力学性能。

2. 制备工艺采用搅拌铸造法结合热压工艺制备SiC_p增强2024铝基复合材料薄板。

首先，将SiC_p颗粒与2024铝合金熔液进行搅拌铸造，使颗粒均匀分布在熔液中。

然后，将熔液进行热压处理，使颗粒与基体紧密结合，形成复合材料薄板。

三、显微组织研究1. 显微组织观察采用光学显微镜和扫描电子显微镜对复合材料薄板的显微组织进行观察。

结果表明，SiC_p颗粒在铝基体中分布均匀，颗粒与基体之间结合紧密，无明显缺陷。

2. 物相分析通过X射线衍射技术对复合材料薄板进行物相分析。

结果表明，复合材料主要由α-Al基体和SiC_p增强相组成，无其他杂质相。

四、力学性能研究1. 硬度测试对复合材料薄板进行硬度测试，结果显示其硬度较未增强的2024铝合金有了显著提高。

这主要是由于SiC_p的高硬度特性及其与基体的良好结合。

2. 拉伸性能测试对复合材料薄板进行拉伸性能测试，结果显示其抗拉强度、屈服强度和延伸率均有所提高。

这表明SiC_p的加入不仅提高了材料的硬度，还改善了材料的塑性和韧性。

3. 疲劳性能测试对复合材料薄板进行疲劳性能测试，结果显示其具有较好的抗疲劳性能，能够承受多次循环加载而不发生明显损伤。

这归因于SiC_p的加入提高了材料的耐磨性和抗裂纹扩展能力。

SiC颗粒增强Al基复合材料拉伸性能与断裂机理的研究

第33卷第9期1999年9月西安交通大学学报JOURNAL OF XI c AN JIAOTONG UN IVERSITYVol.33l9Sep.1999SiC颗粒增强Al基复合材料拉伸性能与断裂机理的研究程羽,郭生武,郭成,朱建民,陈金德(西安交通大学,710049,西安)摘要:研究了颗粒增强铝基复合材料的室温拉伸性能与断裂机理.结果表明,由于材料变形的区域化及残余应力的存在,使应用传统的测量均匀材料强度的方法来测量颗粒增强金属基复合材料(PRMM Cs)强度会产生一定的误差.断口分析显示,PRM MCs的断裂也属于MNG断裂模式.关键词:复合材料;力学性能;断裂中国图书资料分类法分类号:TG304Tensile and Fracture Properties of Al Matrix CompositesReinforced by SiC ParticlesCheng Yu,Guo Shengw u,G uo Cheng,Zhu J ianmin,Chen J inde(Xi c an Jiaotong U niversity,Xi c an710049,C hi na)Abstract:Ex am ined are the tensile and fracture properties of aluminum alloy matrix composites rein-forced by SiC particles at room temperature.T est results show that particles reinforced metal m atrix composites(PRM MCs)exhibit a progressive transition from local plastic flow to bulk flow.T herm al residual stresses were induced by the difference in the coefficient of thermal expansion.Deviations are found for the conventional0.2%(proof)yield stress for the PRM MCs.Fractography shows that frac-ture evolution entails a process of microvoid nucleation,grow th and coalescence for the PRMM Cs. Keywords:composites;mechanical p rop erties;f ractur e颗粒增强金属基复合材料(PRM MCs)由于具有重量轻,比强度、比刚度高和优良的耐磨性等一系列优点,被普遍认为是一种较理想的结构材料,将在航空工业、汽车工业上得到广泛的应用[1,2].为了更好地利用这类具有突出优点的新材料,需要明确该材料的室温机械性能和断裂机理.有关这方面的研究目前尚无令人满意的结果[3,4].本文对一种SiC颗粒增强金属基复合材料的室温拉伸性能和断裂机理进行了实验研究,揭示了影响PRM MCs室温强度的因素和导致材料断裂韧性较低的原因.这些研究深化了对PRMM Cs断裂行为的认识,为合理使用该材料提供了一定的理论依据.收稿日期:1998O09O16.作者简介:程羽,男,1962年9月生,机械工程学院模具与塑性加工研究所,讲师.基金项目:西安交通大学科学研究基金资助项目;机械结构强度与振动国家重点实验室开放研究基金资助项目.1 试验材料、设备和试验方法试验所用材料为PM 法制备的A-l Cu -Mg 基复合材料(相当于2014Al),基体成分如表1所示.增强体采用SiC 颗粒,名义尺寸为10L m,体积分数为15%.为进行比较,制备了相应基体成分的Al 合金试样.表1 基体的化学成分质量分数 %Cu M g F e Si Al 4.50.6<0.45<0.1其余试样采用正挤压,挤压温度为520e ,挤压速度为0.035mm/s,毛坯表面施加石墨润滑剂,挤压比R =12,凹模锥角A =120b .毛坯挤压后按GB7963-87加工成标准拉伸试样,尺寸如图1所示.图1 拉伸试样形状与尺寸室温拉伸试验在Instron1195万能材料试验机上进行,拉伸速度为1mm/m in,由函数记录系统自动记录拉伸O 位移曲线,以获得PRM MCs 与相应基体材料的室温拉伸性能.拉伸后的断口分析在AM-RAY-1000B 型扫描电镜上进行.2 试验结果与分析2.1 PRMMCs 的室温拉伸力学性能试验所得PRM MCs 及相应基体合金的室温拉伸应力O 应变曲线如图2所示,2种材料的弹性模量、屈服强度、极限抗拉强度和延伸率见表2.从图2可看出,PRMM Cs 的弹性模量明显高于相应基体的弹性模量,增加程度达到29.2%.这主要由于在PRM MCs 的基体中存在着大量的刚性第二相,大大提高了PRM MCs 的刚性.但PRM MCs表2 PRMM Cs 与基体合金的力学性能材料E /GPa R 0.2/M P a R b /M Pa E f /%PRM M Cs 112203.7320.8 4.2基体79.3290.2471.410.69图2 PRM M Cs 与基体合金的室温拉伸应力O 应变曲线的屈服强度约比基体低29.8%,在文献[5,6]关于2014Al+Al 2O 3复合材料与2124Al+SiCp 复合材料的研究中也发现了相同的趋势,这与人们一般认为PRM MCs 应该表现出强化特征的观点正好相反.对此现象可作如下解释:在PRMM Cs 中由于存在着大量不规则的增强体,使得增强体周围产生高的局部应力,基体应力分布的不均匀,必然导致塑性屈服的不同时性,屈服将首先在增强体附近高局部应力处发生,因此当施加的应变尚小于使相应基体合金(无增强体)发生整体屈服时,材料就已偏离了弹性应力O 应变关系,故表现为PRMM Cs 的整体屈服强度降低.这也说明,用传统的R 0.2来表示PRM MCs 的屈服强度存在着不真实性.另外,由于增强体与基体之间的热膨胀系数有较大的差别,使基体中存在着残余拉应力,该应力与外加拉伸应力相叠加,也必然导致拉伸屈服强度的降低.表3列出了PRMM Cs 拉伸与压缩的机械性能,从表中可看出,拉伸与压缩的弹性模量基本一致,但压缩屈服强度却高出15.2%,因此从屈服强度来看,PRM MCs 更适用于构件受压的场合.PRM MCs 抗拉强度较低的原因,是由于在变形表3 PRMM Cs 的拉伸和压缩力学性能项目E /G Pa R 0.2/M Pa 拉伸变形112203.795第9期程羽,等:SiC 颗粒增强Al 基复合材料拉伸性能与断裂机理的研究过程中产生了大量损伤(颗粒断裂或剥离),使得有效承载面积减小所致.2.2 PRMMCs 断裂机理的分析拉伸断裂试样的断口形貌如图3所示.从图3a 中可看出,PRM MCs 断裂平面垂直于拉伸轴,没有颈缩现象产生,这与其拉伸塑性变形量很小相一致,拉伸断裂呈宏观脆性解理断裂特征.图3b 为相应基体合金的断口形貌,其断口与拉伸轴呈45e ,且有颈缩出现,显示材料呈宏观韧性断裂特征.(a)P RM M Cs (b)基体合金图3 拉伸断裂试样的宏观形貌图4为PRMMCs 的微观断口形貌图.由图可见,断口中存在着大量的韧窝(见图4a),因此从微观上来看,PRM MCs 呈现韧性断裂特征.其韧窝的形成方式主要有2种:一种是大韧窝,这种韧窝的尺寸和形状都与增强体颗粒有关,韧窝内既发现完整的颗粒(意味着由颗粒的剥离引起韧窝),也有断裂的颗粒(见图4b 、c),断裂的颗粒一般尺寸较大,其断裂平面垂直于拉伸轴,表明在拉伸变形过程中,大尺寸增强体颗粒的断裂机率较大,这主要是由于颗粒愈大,增强体周围的残余拉应力及增强体中所含裂纹的机率也愈大,因此在拉应力的作用下容易沿拉应力垂直方向发生断裂.第二种韧窝存在于增强体颗粒之间的基体上,在撕裂棱上分布着轮廓清晰、尺寸较小的小韧窝,大小一般在3L m 以下(见图4a).从以上断口分析可以看出,PRMMCs 的断裂过程为:空洞首先在增强体颗粒处形核,形成方式主要为颗粒的断裂或剥离(取决于界面强度和增强体强度),形成原因是增强体颗粒处存在着残余拉应力、刚性体与塑性体变形不协调以及外加应力的共同作用.空洞形成后,在随后的变形过程中进一步长大,但尺寸长大很少(见图4a,b),最后变形被局限在大空洞之间的基体内,并在基体中形成小空洞,这些小空洞继续长大、聚集,直至试样最终断裂.因此,PRM MCs 的断裂也是属于一种空洞形成、长大、聚集的断裂模式及M NG 断裂模式,只是由于变形被严重地局部化,大大加速了基体空洞形成、长大和聚集的过程,从而导致了材料塑性变形能力的极大降低.(a)断口微观形貌(b)颗粒剥离 (c)颗粒断裂图4 PRM M Cs 的断口微观形貌图96西安交通大学学报第33卷为了进行比较,本文还研究了相应基体合金的断口,见图5.从图中可看出,其断口韧窝的大小比较均匀且尺寸较大,有些韧窝内还有小夹杂存在,显然为典型的韧性断裂,也属于M NG 的断裂模式,只是其空洞扩展期较PRMM Cs 长,且变形所受第二相约束较少,导致变形比较均匀,所有这些必然表现为基体合金宏观塑性变形量远大于PRMMCs.图5 基体合金断口表面3 结论(1)室温拉伸试验显示,2014Al+SiCp 复合材料的弹性模量高于其相应基体合金的弹性模量,但强度和塑性均低于相应基体试样.主要原因是变形的区域化,基体中存在着残余拉应力以及颗粒的损伤,使得应用传统的测量均匀材料强度的方法来测量PRMMCs 的强度会产生一定误差.(2)断口分析显示,该材料的断裂属于MNG 断裂模式.空洞首先在增强体颗粒处形成,形成方式有颗粒剥离和颗粒断裂2种.空洞形成后有少量的长大,随后在颗粒之间的基体处,由于变形的严重局部化,使小空洞快速形成、长大,最终聚集断裂.参考文献:[1] Ibrahim I A.Particulate reinfor ced metal matrix compo Osites-a review.J M ater Sci,1991,26(1):1137~1156.[2] 桂满昌.颗粒增强铝基复合材料在汽车上的应用.机械工程材料,1996,20(5):30~33.[3] David L ,M cdanel S.Analysis of str ess -strain,fracture,and ductility behavior of aluminum matrix composites containing discontinuous silicon car bide reinfor cement.M atall T rans,1985,16A(5):1105~1115.[4] Zheng W M ,Lesperance G,Suery M.Effect of thermo -mechanical pr ocessing on the microstructure and mechan-ical properties of A-l M g/SiC and A-l M g/A l 2O 3composite Par t 3.F racture M echanisms of t he Composites,M ater Sci &Eng,1996,214A(1):104~114.[5] R edani M ,gariboldi E.Damage and ductility of particu -late and short -fiber A-l A l 2O 3composites.Acta M ater,1996,44(8):3070~3088.[6] P rangnell P B,Downes T ,Stobbs W M.T he deforma -tion of discontinuously reinforced MM Cs O Ñ,the initial yielding behav iour.A cta Mater,1994,42(10):3425~3436.(编辑葛赵青)(上接第93页)时,工件的收缩及翘曲变形较大,随着扫描间距的增大,变形程度明显减小;不同扫描方式下工件的变形有明显的区别.因此,在扫描加工过程中,综合考虑加工精度与加工效率,合理配置各个加工参数,可以使得光固化快速加工实现高效、高精度的目标.在实际加工过程中,选择扫描速度及扫描间距曲线中较平坦的部分(如扫描速度在800~1500mm/s,扫描间距为0.1~0.2mm),扫描方式采用变形较小的X O Y 或XYSTA 方式时,可以获得较小的零件变形.参考文献:[1] 王素琴,曹瑞军,段玉岗.激光快速成型中的光化学过程与应用.见:卢秉恒,唐一平,王平编.RP 技术与快速模具制造.西安:陕西科技出版社,1998.176~180.[2] 石利英,毕常青.传感技术.上海:同济大学出版社,1995.[3] 张如一,陆耀桢.实验应力分析.北京:机械工业出版社,1984.[4] [美]柯林斯E A ,贝勒司J,毕尔梅耶F W.聚合物科学实验.王盈康,曹维孝译.北京:科学出版社,1983.(编辑葛赵青)97第9期程羽,等:SiC 颗粒增强Al 基复合材料拉伸性能与断裂机理的研究。

Al复合材料的微观组织与力学性能[0]

万方数据．９０６．稀有金属材料与工程第３５卷Ｘ射线衍射分析结果。

可以看出生成相为Ａ１３ｚｒ和明，在该反应中释放出大量的热量。

ａ—Ａ１２０３。

根据ＺｒＯＣｌ２的化学特性，ＺｒＯＣｌ２在锯熔体中进行的反应如下：２ＺｒＯＣＩ２地马ＺｒＣｌ４＋Ｚｒ０２（１）ｏ３ＺｒＣｌ４＋１３Ａ！（１）—＿３Ａ１３ｚｒ＋４ＡＩＣｌ３国（２）皇≯ｏ目圈１磁场下Ａ１．ＺｒＯＣｌ２体系反应生成簸合材科的微观组织Ｆｉｇ．１ＭｉｃｒｏｓｔｒｕｃｔｕｒｅｏｆｃｏｍｐｏｓｉｔｅｓｓｙｎｔｈｅｓｉｚｅｄｉｎｔｈｅｓｙｓｔｅｍＡｌ—ＺｒＯＣｌ２ｉｎｍａｇｎｅｔｉｃｆｉｅｌｄ厶逭蚤’磊皇２０／（ｏ’图２Ａ１一ＺｒＯＣｌ２体系反成生成复合材料的ＸＲＤ图谱Ｆｉｇ＋２ＸＲＤｐａｔｔｅｒｎｏｆｃｏｍｐｏｓｉｔｅｓｆｏｒｍｅｄｉｎＡｌ—ＺｒＯＣｌ２ｒｅａｃｔｉｖｅｓｙｓｔｅｍ３Ｚｒ０２＋１３Ａｔ（１）一３Ａ１３ｚｒ＋２Ａ１２０３（３）将反应（１）＋（２）＋（３），褥总反应方程：３ＺｒＯＣｌ２十１３Ａ１（１）———◆３Ａ１３Ｚｒ十Ａ１２０３＋２ＡＩＣｌ３（ｇ）（４）幂｜ｊ震文献【４】的数据计算了反应式（３）的反应生成焓厶Ｆ和反应Ｇｉｂｂｓ自由能厶Ｇｏ，采用标准生成焓厶码９８时，相应的计算式可表示如一Ｆ：公舻＝１３７２２。

９７—５ｌ。

８８Ｔ＋１８．９４×ｌＯ。

３严△Ｇｏ—ｌ０６６０２．８＋７４．６４Ｔ令△伊＝Ｏ，缛，’＿１４２８．４Ｋ反应Ｇｉｂｂｓ自由能厶酽和反应生成焓厶酽随温度变化的曲线如图３所示。

由图３可知，在丁＜１４２８．４Ｋ时，该反应Ｇｉｂｂｓ自由能△Ｇｏ为负德，说明在热力学上该反应是可以进行的；而反应生成焓△铲穰大则说Ｔｅｍｐｅｒａｔｕｒｅ／Ｋ圈３Ｇｉｂｂｓ垂凌裁厶妒与热效应△铲髓瀑度戆交纯Ｆｉｇ．３ＳｔａｎｄａｒｄＧｉｂｂｓｆｒｅｅｅｎｅｒｇｙ（ｚ５Ｇｏ）ａｎｄｅｎｔｈａｌｐｙ（△铲）ｔｈｅｆｕｎｃｔｉｏｎｓｏｆｔｅｍｐｅｒａｔｕｒｅ３．２磁场对反应过程的影响当打开脉冲信号发生器，根据法拉第电磁感应定律霹知，螺线管线鬻中魄金震熔俸内会感生一定强度、且快速变化的脉冲涡流庙，涡流如和磁场曰之间相互作用产生洛仑兹磁力：ｆ＝Ｊｅｘ嚣（５）它是一个体积力，根据麦克斯韦方程：Ｖ×Ｂ＝甄ａｒｅ得到：，一去陋肛丢珊２］对其进行体积分，再用高斯定理整理后，得到：ｄｖ＝爿２ｂｃｏｓ０－争卜㈤式中ｂ为沿磁场方目的零位矢量，ｎ为积分瑟元的外法向单位矢量，０为矢量ｂ与ｎ的夹角。

《航空材料学报》2023年第43卷目录索引

《航空材料学报》2023年第43卷目录索引航空装备激光增材制造技术发展及路线图……………………王天元　黄　帅　周　标　郑　涛　张国栋　郭绍庆（1 − 1）航空装备电弧熔丝增材制造技术发展及路线规划图……………………………郑　涛　郭绍庆　张国栋　施瀚超（1 − 18）航空装备电子束增材制造技术发展及路线图……………………………张国栋　许乔郅　郑　涛　郭绍庆　熊华平（1 − 28）军用飞机金属零件激光增材修复技术的研究进展…徐进军　张　浩　高德晰　湛　阳　江　茫　高　昆　曾全胜（1 − 39）石墨烯增强铝基复合材料制备技术及强化机制研究进展……………刘文义　胡小会　李亚鹏　唐　玲　张　会（1 − 51）航空渗碳齿轮钢的迭代发展…………………………………………………………郑　医　何培刚　李　宁　孙振淋（1 − 60）NiCoCrAlY/YSZ梯度涂层热力学性能的有限元模拟…王士峰　夏明岗　刘　明　王　玉　王　斌　白　宇　王海斗（1 − 70）激光类型对SiC/SiC复合材料孔加工的影响………杨金华　黄望全　冯晓星　刘　虎　艾莹珺　周怡然　焦　健（1 − 80）有机玻璃基底AZO/Ag/AZO复合薄膜的制备与性能………徐清源　张运生　陈　琛　冯海兵　黄　鹏　祖成奎（1 − 87）ZrO2纳米颗粒含量对AZ91D镁合金微弧氧化膜耐蚀性的影响………………孟令飞　张春华　张　松　张　伟（1 − 98）不同扫描速度下激光熔覆修复TC4合金表面性能………………………………………崔　静　王宬轩　杨广峰（1 − 105）高温热暴露对Al2O3/Al2O3陶瓷基复合材料性能影响…杨　瑞　陈易诚　邓杨芳　孙世杰　赵文青　杨金华　焦　健（2 − 1）定向凝固合金涡轮叶片服役后组织研究…………………………王乾坤　王　威　迟庆新　曹铁山　程从前　赵　杰（2 − 9）抽拉速率对定向凝固DZ4125合金温度场及晶粒竞争生长的影响…………………………………………………………刘国怀　张相龙　耿小奇　徐　莽　王　晔　王昭东　郭景杰（2 − 17）热处理对P、B微合金化GH4169合金组织与蠕变性能的影响………………田淞文　王　欣　刘丽荣　田素贵（2 − 25）冷轧变形量和热处理状态对GH4169合金板材组织及硬度的影响…田　伟　伏　宇　刘砚飞　何爱杰　钟　燕　石照夏（2 − 33）Ti-Al-V-Zr合金的团簇式设计及铸态组织和力学性能…………………………刘毓涵　朱智浩　张　爽　董　闯（2 − 42）压力对Ti2AlNb合金扩散焊接头组织与性能的影响…………………卜志强　马秀萍　李　然　吴家云　李金富（2 − 51）喷射成形TiC p/ZA35复合材料热挤压工艺的ANN优化和组织研究…刘敬福　叶建军　周祥春　庄伟彬　王　一（2 − 59）孔隙率对五元陶瓷体系材料热导率的影响……………………陈宇慧　姜鹏洋　张若琳　孙家祥　张百强　张永海（2 − 66）石墨烯/PLA吸波复合材料等效传热性能分析…………………………刘文君　韩海涛　鲁　芹　高俊杰　聂榕序（2 − 75）高温退火处理对ZnO压电涂层结构和性能的影响…乔廷强　张翔宇　杨　兵　张　冰　金圣展　张　俊　王　川（2 − 83）三维编织C f/Al复合材料T型件振动疲劳性能………………苏新宇　蔡长春　余　欢　陈　新　彭辉权　徐志锋（2 − 90）DD6单晶高温合金模拟薄壁试样超高频振动疲劳………………………………………………高至远　陈皓晖　陈　新　仲朝锋　张　悦　胡江坤　许　巍　何玉怀（2 − 98）基于瞬间液相连接成形泡沫铝三明治的弯曲失效行为………………张均闪　马浩源　安钰坤　曹梦真　杨瑞起（2 − 107）热塑性复合材料增材制造工艺与装备研究进展…………………………………………………………………谢　为（3 − 1）气体阻隔用聚氨酯材料研究进展……………………………………………………关振威　张立国　王智勇　贺　辉（3 − 12）利用引晶技术制备大尺寸镍基单晶涡轮导向叶片……………………………………肖久寒　姜卫国　李凯文　韩东宇　王　栋　王　迪　王　华　陈立佳　楼琅洪（3 − 22）Fe含量对Al-Mg-Si合金微观组织和力学性能的影响…刘　惠　付祎磊　陈宗强　王海龙　程利强　周志宇　张景亮（3 − 32）喷丸表面完整性对K4169合金高温疲劳性能的影响……………………………赵辛雨　田　凯　罗学昆　王　欣（3 − 42）应变速率对TC17和TC4钛合金锻件力学性能的影响………………陈钰浩　闵小华　张海洋　戴进财　周轶群（3 − 49）基于数字图像相关方法的SiC f/SiC陶瓷基复合材料力学行为表征…罗雅煊　董亚丽　李　露　郑瑞晓　顾轶卓　杨景兴（3 − 60）SiC f/Si3N4复合材料界面层优化……………………………………………………邓杨芳　陈　旭　王童童　范晓孟（3 − 72）非等温树脂传递模塑成型仿真建模及应用…………………………………………………赵　亮　高胜晖　段跃新（3 − 79）环境温度对聚碳酸酯力学性能的影响…………………………葛　勇　郑　静　许雪婷　王　韬　孙琦伟　颜　悦（3 − 87）新型国产T800碳纤维复合材料制孔特性……………董慧民　王　赫　孟繁星　耿大喜　李跃腾　钱黄海　苏正涛（3 − 94）国产三维五向M55JC f/Al复合材料的显微组织和弯曲性能…金　乐　蔡长春　余　欢　徐志锋　王振军　李　阳（3 − 105）装配预紧力对复合材料连接件疲劳行为的影响……………………………………………………刘学术　王学尧（3 − 116）层级孔喷涂粉末构筑及新一代长寿命热障涂层材料的研究进展…郭芳威　张瑞吉　邢　辰　蔡黄越　余亚丽　赵晓峰（4 − 1）铂铝黏结层体系EB-PVD热障涂层的热循环行为………………………………………………贺文燮　甄　真　王　鑫　彭　超　牟仁德　何利民　黄光宏　许振华（4 − 17）氧化钇含量对YSZ热障涂层抗CMAS腐蚀性能的影响……王　晶　陆　杰　赵晓峰　陈小龙　黄轶男　张　晗（4 − 25）二硅化钼改性硅酸镱环境障涂层体系抗热震行为及机理……………………………………梁锐辉　钟　鑫　洪　督　黄利平　吴一鸣　赵芳霞　牛亚然　张振忠　郑学斌（4 − 37）NiCoCrAlYTa/Ag/Mo复合自润滑涂层的制备及其高低温循环摩擦学性能…………………………………………………………郝恩康　陈　杰　刘　光　崔　烺　王晓霞　魏连坤　安宇龙（4 − 45）面向高速切削的钛合金Ti-6Al-4V动态本构模型：综述…………………………………姜紫薇　杨　东　陈建彬（4 − 55）SiC f/TC17复合材料制备方法对界面反应层生长动力学的影响…王敏涓　李　虎　李四清　王　宝　黄　旭　黄　浩（4 − 68）7050-T7651铝合金厚板显微组织及力学性能不均匀性……王经涛　孙　宁　黄同瑊　程志远　郭富安　郭丰佳（4 − 76）Ti元素对激光金属沉积Nb-Mo-Ta-W高熵合金缺陷的影响…李青宇　梁景怡　陈珉芮　杨志海　彭　航　李涤尘（4 − 86）激光冲击/机械喷丸复合强化对TC4钛合金外物损伤疲劳性能的影响…………………………………………………………………田　凯　帅仕祥　罗学昆　王　欣　马世成　许春玲（4 − 94）Al基含能微单元的一体化制备和燃烧性能…………刘庆东　吴祝骏　李苗苗　徐一锋　辛喜鹏　徐济进　宋雪峰（4 − 102）2.5D机织复合材料悬臂梁振动疲劳实验与有限元模拟……………………………………………邓杨芳　王雅娜（4 − 111）自粘型聚硼硅氧烷复合材料性能………………………………商旭静　薛志博　沈尔明　王　刚　滕佰秋　朱崇伟（4 − 122）石墨烯与导电聚合物PSS∶PEDOT共包覆对LiCoO2材料高电压电化学性能的影响………………………………………………………王继贤　彭思侃　王　晨　南文争　刘明良　燕绍九　戴圣龙（4 − 129）航空增材制造技术中的跨尺度力学研究进展……………………………於之杰　徐碧涵　王向盈　孙启星　王艳飞（5 − 1）SiC/AZ31反贝壳结构复合材料的拉伸性能……………………………何　博　罗　茜　常　超　赵　科　刘金铃（5 − 10）SiC p/2024Al复合材料板材的显微组织、力学性能及加工硬化行为…薛鹏鹏　曹富翔　邓坤坤　聂凯波　刘　力（5 − 20）包覆氧化镁碳纳米管增强AZ91复合材料摩擦磨损性能……袁秋红　周国华　廖　琳　王　槟　张　磊　肖　汕（5 − 29）TC17和TC4合金锻件的动态响应及绝热剪切行为……………………陈钰浩　闵小华　张海洋　戴进财　周轶群（5 − 39）Mg-Sn共晶合金的凝固组织演化及晶体生长机理…………………………………………唐　玲　刘文义　王永善（5 − 50）DD6单晶高温合金非对称循环载荷低周疲劳性能及断裂机制…………………………………………………………李　维　赵春玲　张　鑫　王　强　李　璞　方　向　彭文雅（5 − 58）一种无机盐铝涂层涂覆镍基粉末高温合金的高温氧化组织分析…………………………………………………………李佳琳　杨　杰　穆春辉　姜国杰　刘光旭　王晓峰　邹金文（5 − 67）Al填料改性PIP-2D SiC f/SiC复合材料力学性能和电磁屏蔽性能…雷　强　段士昌　豆永青　李　倩　李候俊　田佳豪（5 − 76）航空发动机复合材料声衬声学模型构建及吸声性能仿真………………………………………………杨智勇　侯　鹏　蒋文革　杨　磊　左小彪　耿东兵　朱中正　李　华（5 − 84）含孔纤维增强铝合金层板拉伸损伤失效行为的声发射分析………………………………………………………郑颖骁　张　劢　胡可军　段刘阳　韩文钦　石庆贺　朱福先（5 − 97）基于面胞-内胞建模的三维编织复合材料冰球撞击分析方法及验证…………………………………………………………………赵子豪　刘璐璐　徐凯龙　罗　刚　赵振华　陈　伟（5 − 106）连续SiC纤维增强钛基复合材料应用及研究进展……………王敏涓　黄　浩　王　宝　韩　波　杨平华　黄　旭（6 − 1）石墨烯增强钛基复合材料界面调控及强韧化机理研究进展……………………弭光宝　陈　航　李培杰　曹春晓（6 − 20）制备工艺对多孔Ti6Al4V微观结构和性能的影响…戴志伟　吴亚东　朱伟健　王泽铭　苏　磊　彭　康　王红洁（6 − 36）航空电磁超材料研究进展及发展建议…………………………………………………………………景　致　张　健（6 − 44）热处理对GH2132合金组织与性能影响的研究进展………………………………………………赵　振　张十庆　李　方　王　宏　何钦生　邹兴政　王兆英　白雨松（6 − 52）固溶方式对Al-Zn-Mg-Cu合金组织及性能的影响………………………………………………王经涛　孙　宁　余　浪　李星辉　麻　芳　王永红　程志远　郭丰佳（6 − 65）NiCrAl-NiC封严涂层在硫氯酸盐中的热腐蚀行为…………徐　飞　刘　天　杨国昊　谭　勇　孙海静　孙　杰（6 − 73）基于物理模型的BaZrO3钙钛矿机器学习力场……………………………………………赵　亮　牛宏伟　荆宇航（6 − 80）Fe3+掺杂LaNiO3钙钛矿陶瓷的制备及其吸波性能………………………………于　嫚　周影影　应楷睿　谢　辉（6 − 90）碳含量对PIP-RMI工艺制备SiC nf/SiC复合材料力学性能的影响………………………朱明明　易舒政　陈建军（6 − 98）不同缘条宽度复合材料C型柱轴向压缩吸能特性……………………牟浩蕾　刘兴炎　刘　冰　解　江　冯振宇（6 − 107）高温合金异形件表面薄膜热电偶研制取得突破性进展…罗炳威　曹丽莉　罗　飞　牟仁德　王长亮　陈　柳　孙　坤　徐　毅　刘　松　周海涛　马可欣　田青云　史继源（6 − 117）。

磨球级配对MA-SPS原位合成AL13FE4-AL复合材料的组织结构及力学性能的..

第51卷2015年2月V ol.51No.2ACTA METALLURGICA SINICA 第2期Feb.2015磨球级配对MA-SPS 原位合成Al 13Fe 4/Al 复合材料的组织结构及力学性能的优化*胡娜薛丽红顾健李和平严有为(华中科技大学材料成形与模具技术国家重点实验室,武汉430074)摘要采用机械合金化-放电等离子体烧结(MA-SPS)技术原位合成近全致密的Al 13Fe 4/Al 复合材料.在MA 过程中采用磨球级配对材料的组织结构和性能进行了优化.利用XRD,SEM,TEM,显微硬度计和力学性能测试系统等手段对粉末及烧结试样的组织结构和性能进行了分析表征.结果表明,相同MA 时间下,采用磨球级配可有效提高球磨效果,其粉末粒径分布更均匀,固溶度也得到很大的提高.SPS 烧结后,复合材料的组织由a -Al 和金属间化合物Al 13Fe 42相构成.金属间化合物Al 13Fe 4相的形态分为大颗粒(1~2m m)、超细颗粒(0.1~1.0m m)和纳米颗粒(20nm)3种,其中大颗粒和超细颗粒Al 13Fe 4由未固溶的Fe 与Al 直接反应原位生成,纳米颗粒Al 13Fe 4是Fe 从过饱和Al(Fe)固溶体中析出生成.采用磨球级配处理的Al-10Fe 合金含有更多大颗粒a -Al 和超细颗粒Al 13Fe 4,因此它具有更优的综合力学性能,显微硬度为227HV ,抗压强度为845.8MPa,最大塑性变形量为13.6%.关键词机械合金化,放电等离子烧结,原位合成,Al 13Fe 4/Al 复合材料,级配中图法分类号TG146.2文献标识码A 文章编号0412-1961(2015)02-0216-07OPTIMIZATION OF GRADING ON MICROSTRUCTUREAND MECHANICAL PROPERTIES OF Al 13Fe 4/Al COM-POSITES IN SITU SYNTHESIZED BY MECHANICALALLOYING AND SPARK PLASMA SINTERINGHU Na,XUE Lihong,GU Jian,LI Heping,YAN YouweiState Key Laboratory of Material Processing and Die &Mold Technology,Huazhong University of Science andTechnology,Wuhan 430074Correspondent:XUE Lihong,professor,Tel:(027)87543876,E-mail:***************Manuscript received 2014-05-27,in revised form 2014-09-21ABSTRACT Al-Fe alloys are widely applied in automobile,aerospace,military industry and other fields owingto their high specific strength,high specific stiffness and good stability of the microstructure originating from thelow diffusivity of Fe in Al.However,conventional casting method leads to inferior mechanical properties of Al-Fealloys due to the coarse grain microstructure,which cannot meet application requirements.In this work,fullydensed Al 13Fe 4/Al composites were fabricated by combination of mechanical alloying and spark plasma sintering(MA-SPS)approaches.Effect of gradation of grinding balls on microstructure and properties of composites was in-vestigated by means of XRD,SEM,TEM,hardness and compressive test.The results showed that the size of pow-ders became more uniform by ball gradation in MA treatment,and solid solubility was greatly enhanded as well.Furthermore,the Al-Fe powder after MA using a single grinding ball size showed the microstructure of tiny whiteFe particles on the surface of each particle,while no white Fe particles were observed for the one with ball grada-tion,which confirmed that ball gradation was more beneficial to the mixture and solid solution of Al and Fe,result-ing in more homogeneously distributed powders with smaller particle sizes of 10μm.The composites after SPS*收到初稿日期:2014-05-27,收到修改稿日期:2014-09-21作者简介:胡娜,女,1990年生,硕士生DOI:10.11900/0412.1961.2014.00283第216-222页pp.216-222第2期contained a -Al phase and intermetallic compound Al 13Fe 4.Three types of Al 13Fe 4were observed:large particles (1~2μm),ultrafine particles (0.1~1.0μm)and nano-particles (about 20nm).The large particles and ultrafine Al 13Fe 4formed by the reaction between undissolved Fe particles and the Al melt while nano-particles of Al 13Fe 4originatedfrom the precipitation of supersaturated Al(Fe)solid solutions.The sintered sample with ball gradation after SPSshowed optimized microstructure with coarser a -Al particles and ultrafine Al 13Fe 4particles,resulting in good com-prehensive properties with 227HV in microhardness,845.8MPa in compressive strength and 13.6%in plastic de-formation.The combination of large quantities of coarse a -Al particles and ultrafine Al 13Fe 4particles were consid-ered as the reason for high strength and high toughness of Al-Fe alloy.KEY WORDS mechanical alloying,spark plasma sintering,in situ synthesis,Al 13Fe 4/Al composite,gradation作为轻质高强结构材料,Al-Fe 合金在汽车、航空航天和军工等领域有着广泛的应用前景,引起了材料研究者们的广泛关注[1~3].Gilman 和Das [4]研究了Al-Fe 合金系,计划以该合金作为Ti-6Al-4N 的替代材料,以期降低航天器件的生产成本,发挥Al-Fe 合金在航天工业中的作用.Al-Fe 合金具有如下特点:(1)Al 和Fe 是地壳中储量最为丰富的2种金属元素,来源广、成本低;(2)Al 的密度小(2.69g/cm 3)、延展性好,合金具有低的弹性模量、高的比强度和比刚度;(3)过渡族金属Fe 在Al 中的扩散系数低,合金组织结构稳定性高;(4)增强相原位合成,与基体相容性好,界面结合强度高[5].但是,传统铸造法制备的Al-Fe 合金组织粗大,性能较差,其强度远远不能满足应用需求.为了提高性能,研究人员[6~14]从细化组织的角度出发,尝试采用各种方法制备Al-Fe 合金.Huang 等[6,7]、Zou 等[8]及Krasnowski 和Kulik [9]用机械合金化(mechanical alloying,MA)法均制备了纳米晶铝铁金属间化合物.Stolyarov 等[10]用大塑性变形(severe plastic deformation,SPD)法得到了晶粒尺寸为325~450nm 的超细晶粒组织,屈服强度为250MPa,伸长率高达5.8%.Lee 等[11]用摩擦搅拌处理(friction stir processing,FSP)法制备出了Al-Fe 原位纳米复合材料,其弹性模量为91GPa,抗拉强度为217MPa.Nayaka 等[12]用快速凝固(rapid solidified processing,RSP)法获得的Al-10Fe 合金,显微硬度高达3.57GPa.Mukai 等[13]和Sasaki 等[14]采用电子束物理气相沉积(electron beam-physical vapor deposi-tion,EB-PVD)法,成功制备出了块体纳米Al-Fe 合金,抗拉强度高达1000MPa.这些研究工作对超细晶Al-Fe 合金的发展和应用起到了积极的推动作用,但由于工艺复杂、难以操控、生产效率低等原因,使其离工业化应用还有一定距离.机械合金化是一种制备超细粉末材料和非平衡材料的常用工艺[15,16],而放电等离子烧结(spark plasma sintering,SPS)技术能在较短的烧结时间和较低的烧结温度下制备出组织均匀、晶粒细小的高致密度块体材料[17~20].因此,将这2种工艺结合起来制备超细晶/纳米晶块体材料在近年来倍受重视.Sasaki 等[2]首先采用MA-SPS 技术制备出了纳米晶Al-5Fe (原子分数,%,下同)合金,室温下抗压强度高达1GPa,塑性应变达30%,其大塑性变形归因于粗大a -Al 颗粒的变形.本课题组前期工作[21,22]也采用MA-SPS 技术制备出了Al-10Fe 合金,其室温下强度高达1130.9MPa,但塑性变形几乎为零,极大地限制了其工程应用.近期,本课题组通过调整MA 的工艺参数,对Al-10Fe 合金的组织结构进行了优化,可使Al-10Fe 合金的最大塑性变形量达到13.6%,强度略有降低而塑性大大提高,其综合力学性能明显改善.因此,本工作旨在探讨MA 关键工艺参数,即磨球级配对MA-SPS 原位合成Al 13Fe 4/Al 复合材料的组织结构及性能的改善,以期获得高强高韧Al-Fe 合金,使其在汽车和航空航天等领域的应用成为可能.1实验方法实验所用原料为Al 粉(质量分数为99.9%,晶粒尺寸<45μm)和Fe 粉(质量分数为99.8%,晶粒尺寸<45μm).根据化学计量比Al-10Fe 称取Al 和Fe 粉,采用QM-3SP4行星式高能球磨机将Al 粉和Fe 粉在真空环境下球磨80h.球磨机转速300r/min,球料比20∶1,过程控制剂采用无水乙醇,添加量为4%(质量分数),球磨介质为不锈钢球,其中大球直径10mm,小球直径6mm,级配为1∶3.球磨在室温进行,每5h 停机一次,停机冷却0.5h,依此循环.为了对比分析,亦采用单一尺寸磨球(磨球直径10mm)对Al-10Fe 粉末进行相同时间的球磨.为了便于分析和表述,原始Al-10Fe 粉末、采用单一尺寸磨球球磨处理和采用磨球级配球磨处理的Al-10Fe 粉末分别记为P0,P1,P2.将MA 后的粉末装入直径为15mm 的石墨模具中,在SPS-3.20MK Ⅱ型放电等离子烧结装置中进胡娜等:磨球级配对MA-SPS 原位合成Al 13Fe 4/Al 复合材料的组织结构及力学性能的优化217金属学报第51卷行真空烧结,得到直径15mm,长5mm圆柱型试样.SPS工艺参数为:升温速率60℃/min,烧结温度550℃,保温时间5min,外加轴向压力80MPa.采用单一尺寸磨球MA处理和采用磨球级配MA处理的粉末经SPS烧结后的试样分别记为S1和S2.采用XRD-7000S型X射线衍射仪(XRD)对粉末和烧结体进行物相分析,利用X'Pert HighScorePlus软件,根据Scherrer公式[23]估算晶粒尺寸和微观应变;用Quanta200型扫描电子显微镜(SEM)及其自带的背散射成像(EBSD)系统观察粉末和烧结体的微观组织,并用JEM-2100F型透射电子显微镜(TEM)进一步对烧结体的显微组织结构进行深入观察和分析,利用能谱仪(EDS)对烧结体中的微观组织进行元素分析;采用HV-1000型显微硬度计测量烧结体硬度,载荷2.942N,加载时间15s,取10个测试点的平均值作为其硬度值;采用AG-100KN型力学性能测试系统测试烧结试的压缩力学性能,压缩试样尺寸为2mm×2mm×4mm.2实验结果图1是未经SPS烧结Al-10Fe粉末的EBSD像.由图1a可见,球磨前,有2种颗粒存在,经EDS检测,白色的为Fe颗粒;灰色的是Al颗粒.Al,Fe颗粒相互独立分布.经过80h球磨后,在P1和P2样品中未发现有单独的Fe颗粒存在,而且颗粒尺寸变小,这是因为Al粉和Fe粉经反复的塑性变形、冷焊和断裂后,Fe颗粒嵌入固溶到Al颗粒中,但是在P1样品中,可以观察到每个颗粒的表面上有细小的白亮Fe颗粒存在,而P2样品中未观察到此现象,表明采用磨球级配MA处理更有利于Al和Fe的混合和固溶,而且颗粒尺寸更小、分布更均匀,平均颗粒尺寸约为10μm.图2是未经SPS烧结Al-10Fe粉末的XRD谱.经过MA处理的P1和P22个样品中均未观察到新的衍射峰,表明球磨过程中,Al和Fe未形成Al-Fe金属间化合物或生成的量过少,XRD未能检测到.对比试样P0,P1和P2的XRD谱可见,衍射峰的强度逐渐降低且宽化,衍射峰的位置向右偏移,表明经过MA处理,Fe原子溶入到Al晶格中,形成了Al(Fe)固溶体,由于Fe的原子半径(0.124nm)小于Al的原子半径(0.143nm),Fe在Al基体中的固溶会导致Al晶格常数减小,导致衍射峰向高角度移动.利用Scherrer公式和Vegard公式[24]计算出晶粒尺寸、晶格应变、晶格常数及Fe在Al中的固溶度,其变化曲线如图3所示.由图可见,对于采用磨球级配球磨的粉末,其晶粒尺寸(9.75nm)和晶格常数最小而晶格应变和固溶度(质量分数为6.9%,原子分数为3.7%)最大,这是因为采用磨球级配可增强球磨效果,从而使晶粒尺寸降低,同时,球磨效果的增强使Al基体形成了大量的位错,有利于Fe在Al中的固溶,从而引起固溶度和晶格应变的增加.图4是采用单一磨球和磨球级配MA处理后的Al-10Fe粉末经SPS烧结后样品的XRD谱.除了a-Al峰外,还产生了新的物相,经分析为金属间化图1未经放电等离子烧结(SPS)Al-10Fe粉末的EBSD像Fig.1EBSD images of Al-10Fe powders P0(a),P1(b)and P2(c)before spark plasma sintering(SPS)(P0—the original powder,P1—MA treatment witha single grinding ball size,P2—MA treatment withball gradation;MA—mechanicalalloying)218第2期合物Al 13Fe 4.图5是采用单一磨球和磨球级配处理的Al-10Fe 烧结试样的EBSD 像.试样中均未观察到孔洞,即获得了近全致密Al 基复合材料,而且2组试样的显微组织相似,均由黑色相A,呈颗粒状的白色相B 以及灰色相C 组成.其中B 相尺寸为1~2μm,弥散分布在基体中.由于C 相尺寸太小,这里仅分别对A 和B 相进行EDS 能谱分析,其结果见表1.可以看出,黑色相A 中Al 含量高于98%,为a -Al 相;白色颗粒B 相含有Al 和Fe 元素,且Al 和Fe 原子比接近13∶4,结合图4可知,该白色颗粒为Al 13Fe 4相.其中a -Al 相形貌表明,该相是在烧结过程中粉末颗粒表面融化形成,由于烧结温度为550℃,而Al-Fe 系共图2未经SPS 烧结Al-10Fe 粉末的XRD 谱Fig.2XRD spectra of Al-10Fe powders before SPS图3未经SPS 烧结Al-10Fe 粉末的晶粒尺寸、晶格应变、晶格常数和固溶度的变化Fig.3Grain size,lattice parameter (a)and lattice strain,solid solubility (b)of Al-10Fe powders before SPS图4经SPS 烧结后Al-10Fe 试样的XRD 谱Fig.4XRD spectra of Al-10Fe powders after SPS (S1—with a single grinding ball size,S2—with gradation)图5经SPS 烧结后Al-10Fe 粉末的EBSD 像Fig.5EBSD images of Al-10Fe powders S1(a)and S2(b)after SPS２０３０４０５０６０７０８０９０Ｉｎｔｅｎｓｉｔｙ　／　ａ．ｕ．２q ／　（ｏ）Ｐ０Ｐ１Ｐ２（１１１）Ａｌ（２００）Ａｌ（１１０）Ｆｅ（２２０）Ａｌ（２００）Ｆｅ（３１１）Ａｌ（２２２）Ａｌ（２１１）Ｆｅ　　Ｉｎｔｅｎｓｉｔｙ　／　ａ．ｕ．２q ／　（ｏ）表1经SPS 烧结后Al-10Fe 粉末的EDS 结果Table 1EDS results of Al-10Fe powders after SPS corre-sponding to positions in Fig.5a Sample S1S2Phase a -Al+Al 13Fe 4a -Al+Al 13Fe 4Atomic fraction of Fe /%A0.171.85B 22.1823.94２４６８１０．４０２．４０３．４０４．４０５．４０６　Ｐ２Ｐ１Ｌａｔｔｉｃｅ　ｐａｒａｍｅｔｅｒ　／　ｎｍＧｒａｉｎ　ｓｉｚｅ　／　ｎｍＰ０Ｓａｍｐｌｅ　０００００１Ｓｏｌｉｄ　ｓｏｌｕｂｉｌｉｔｙ　／　％Ｌａｔｔｉｃｅ　ｓｔｒａｉｎ　／　％Ｓａｍｐｌｅ胡娜等:磨球级配对MA-SPS 原位合成Al 13Fe 4/Al 复合材料的组织结构及力学性能的优化219金属学报第51卷晶点为620℃[25],在SPS 开始阶段,颗粒外表面的电流密度瞬间达到很高,产生很高的Joul 热,使外表面层温度达到共晶点而熔化,冷却后沿颗粒表面形成a -Al 相,这一现象及其形成机理也与文献[2,3]一致.与采用单一尺寸磨球MA 处理的试样S1相比,采用磨球级配处理的试样S2中黑色a -Al 相尺寸较大、数量较多而白色微米级颗粒Al 13Fe 4相数量较少.3分析讨论图6a 和b 分别是采用单一尺寸磨球和磨球级配处理的试样S1和S2对应的TEM 明场像.由图6a 可见,S1的C 区组织由短棒状和椭圆形超细颗粒(尺寸为0.1~1.0μm)、黑色纳米颗粒(尺寸小于100nm)和白色a -Al 基体组成.由文献[21]可知,S1中短棒状和椭圆形超细颗粒以及黑色纳米颗粒都是Al 13Fe 4相.由图6b 可见,S2的C 区组织也是由a -Al 相和Al 13Fe 4相构成,但Al 13Fe 4相是以交错分布的短棒状超细颗粒(0.1~1.0μm)和纳米颗粒(20nm)形态存在.图6c 和d 分别是其白色基体和短棒状颗粒的选区衍射花样,表明白色基体为a -Al 相,黑色短棒状颗粒为Al 13Fe 4相,且S2的超细颗粒Al 13Fe 4相多于试样S1.由以上分析可知,Al 13Fe 4相以3种形态弥散分布在a -Al 基体中:粗大的颗粒相(1~2μm),椭圆形或短棒状超细颗粒(0.1~1.0μm)以及纳米颗粒(约20nm).其中,纳米颗粒Al 13Fe 4相由Fe 从过饱和Al(Fe)固溶体中析出生成[2,3],另外2种形态的Al 13Fe 4相可能是未固溶的Fe 在SPS 过程中直接与Al 原位反应生成的.以采用磨球级配处理的Al-10Fe 为例,对直接原位反应的Al 13Fe 4相的量进行了统计,通过下式可计算出未固溶的Fe 与Al 原位生成的Al 13Fe 4相的体积分数V [26]:V =M Al ×13+M Fe ×4M Fe ×4⋅ρρAl 13Fe 4⋅(M -S )(1)式中,M Al 和M Fe 分别是Al 和Fe 的相对原子质量,ρ是图6经SPS 烧结后Al-10Fe 粉末TEM 像和SAED 谱Fig.6Bright field TEM images (a,b)and SAED patterns (c,d)of Al-10Fe powders S1(a,c)and S2(b,d)220第2期烧结体的密度(Al-10Fe 烧结体密度为3.147g/cm 3),ρAl 13Fe 4是Al 13Fe 4的密度[27],M 是Fe 在初始粉末中质量分数,S 是Fe 在Al 中经过80h 机械合金化后的固溶度(质量分数),经计算结果为25.1%.另外,使用软件IPWIN Application 直接对大颗粒、超细颗粒Al 13Fe 4进行统计,其体积分数为25.6%,统计结果与理论计算结果(25.1%)吻合,充分证明大颗粒和超细颗粒Al 13Fe 4是未固溶到Al 晶格中的Fe 直接与Al 反应原位生成的.图7所示是经SPS 烧结后Al-10Fe 试样的压缩应力-应变曲线.由图可知,试样S1的应力-应变曲线没有屈服平台,可认为没有塑性或者塑性很差,而试样S2的应力-应变曲线有一个明显的屈服平台,且塑性应变高达13.6%,其塑性得到明显改善.同时对制备的试样进行硬度测试,其结果如表2所示.可以看出,与试样S1相比,试样S2的硬度和抗压强度减小,而塑性应变显著增加.材料的性能取决于组织结构,经统计计算和实验验证,采用单一尺寸磨球和磨球级配处理的烧结试样S1和S2生成了总含量相同的Al 13Fe 4相,但试样S2中大颗粒Al 13Fe 4相的数量少,而短棒状超细颗粒Al 13Fe 4相多,另试样S2中分布着更多的大颗粒a -Al 相(图5),由文献[2]报道可知,大颗粒a -Al 相有利于改善材料的塑性.因此,在大颗粒a -Al 和超细增强相Al 13Fe 4颗粒的共同作用下,试样的塑性得到了提高.4结论(1)采用磨球级配可有效增强球磨效果,采用磨球级配机械合金化处理的Al-10Fe 粉末的晶粒尺寸为9.75nm,固溶度为6.9%,远高于其极限平衡固溶度.(2)采用放电等离子烧结技术获得了近全致密Al 13Fe 4/Al 复合材料,该复合材料的组织由a -Al 和Al 13Fe 42相构成,Al 13Fe 4相以大颗粒(1~2μm)、椭圆形或短棒状超细颗粒(0.1~1.0μm)和纳米颗粒(20nm)3种形态存在,大颗粒和超细颗粒Al 13Fe 4由未固溶的Fe 与Al 直接反应原位生成,纳米颗粒Al 13Fe 4是Fe 从过饱和Al(Fe)固溶体中析出生成.经磨球级配处理的烧结试样中含有较多的大颗粒α-Al 相和超细颗粒Al 13Fe 4相.(3)采用磨球级配处理的烧结试样塑性明显得到提高,最大塑性应变达13.6%.参考文献[1]Krasnowski M,Kulik T.Intermetallics ,2010;18:47[2]Sasaki T T,Mukai T,Hono K.Scr Mater ,2007;57:189[3]Sasaki T T,Ohkubo T,Hono K.Acta Mater ,2009;57:3529[4]Gilman P S,Das S K.Met Powder Rep ,1989;44:616[5]Koch C C.Mater Sci Eng ,1998;A244:39[6]Huang B,Ishihara K N,Shingu P H.Mater Sci Eng ,1997;A231:72[7]Huang B,Ishihara K N,Shingu P H.Trans Nonferrous Met Soc ,1999;9:747[8]Zou Y ,Sajib S,Kusabirakib K.Mater Res Bull ,2002;37:123[9]Krasnowski M,Kulik T.Mater Chem Phys ,2009;116:631[10]Stolyarov V V ,Soshnikova E P,Brodova I G.Phys Met Metall ,2002;93:567[11]Lee I S,Kao P W,Ho N J.Intermetallics ,2008;16:1104[12]Nayaka S S,Murty B S,Pabi S K.Bull Mater Sci ,2008;31:449[13]Mukai T,Suresh S,Kita K.Acta Mater ,2003;51:4197[14]Sasaki,Kita K,Nagahora J.Mater Trans ,2001;42:1561[15]Kim Y W,Griffith W M.Dispersion Strengthened Aluminum Al-loys .Warrendale,PA:TMS,1988:157[16]Massalski T B,Okamoto H.Binary Alloy Phase Diagrams .Mate-rials Park,OH:AMS,1996:147[17]Yue M,Zhang J X,Liu X B,Xiao Y F.J Magn Magn Mater ,2004;2:271[18]Xie G,Ohashi,O,Yoshida T,Song M,Mitsuishi K,Yasuda H,Fu-ruya K,Noda T.Mater Trans ,2001;42:1846[19]Olevsky E,Froyen L.Scr Mater ,2006;55:1175[20]Kim C K,Lee H S,Shin S Y ,Lewis D B.J Alloys Compd ,2008;453:1[21]Gu J,Gu S S,Xue L H,Wu S S,Yan Y W.Mater Sci Eng ,2012;A558:684图7经SPS 烧结后Al-10Fe 粉末的压缩应力-应变曲线Fig.7Compressive stress-strain curves of Al-10Fe pow-ders after SPS (σ—stress,ε—strain)０２４６８１０１２１４０２００４００６００８００１０００１２００　e ／　％s　／　ＭＰａＳ１Ｓ２表2经SPS 烧结后Al-10Fe 粉末的力学性能Table 2Mechanical properties of Al-10Fe powders after SPS Sample S1S2Vickers hardness HV 297227Compressive strength s max /MPa 1130.9845.8Plastic deformation e /%-13.6胡娜等:磨球级配对MA-SPS 原位合成Al 13Fe 4/Al 复合材料的组织结构及力学性能的优化221金属学报第51卷[22]Gu J,Gu S S,Xue L H,Wu S S,Yan Y W.Acta Metall Sin,2013;49:435(顾健,古飒飒,薛丽红,吴树森,严有为.金属学报,2013;49: 435)[23]Guo J L,Sheng Y N.J Inn Mong Norm Univ,2009;38:357(郭金玲,沈岳年.内蒙古师范大学学报,2009;38:357)[24]Pearson W B.A Handbook of Lattice Spacings and Structures ofMetals and Alloys.Berlin:Pergamon,1967:1[25]Murray J L.Mater Res Soc Symp Proc,1983;19:249[26]Yan Y W,Chen Z,Fu Z Y.Acta Mater Compos Sin,2005;22(2):6(严有为,陈哲,傅正义.复合材料学报,2005;22(2):6)[27]Villars P,Calvert L D.Pearson's Handbook of CrystallographicData for Intermetallic Phases.2nd Ed.,Materials Park,OH:AMS, 1991:1(责任编辑:罗艳芬)222。

si-al复合材料文献总结

热导率的影响情况
影响热导率的主要因素
热膨胀系数的影响情况
放电等离子体烧结制备复合材料
Si含量对热膨胀系数的影响
Si的热膨胀系数（4.1x10-6K-1）比Al的热膨胀系数（23.6x10-6K-1）小很多。实验值最低可达到 9.2x10-6K-1 Si含量为60%时复合材料热膨胀系数为 9.8x10-6K-1 与半导体热膨胀系数相似
压制压力超过720MPa，脆性相Si内部出现微裂纹，缺陷甚至颗粒已经发生解理、破碎。1000℃高温烧结缺陷也无法完全恢复。新的解理面对声子和自由电子的散射相当严重，导致界面热阻增加。
热导率的影响情况
②粉末冶金液相烧结制备过程中烧结温度和时间对热导率的影响
１)提高烧结温度可以促进氧化铝膜的破裂,改善体系的润湿性。促进液态Al
新型网状结构Sip/Al复合材料的制备及组织性能研究
文献总结
主要内容：
英文文献翻译 Effect of Si content on microstructure and properties of Si/Al composites（Si含量对Si／Al复合材料组织和性能的影响）中文文献阅读 Si/Al 电子封装材料粉末冶金制备工艺研究 Sip/Al 复合材料中的界面和硅相形貌的演变界面及 Si元素含量对 Si-Al复合材料导热性能的影响
热导率的影响情况
①粉末冶金液相烧结制备过程中压制压力对材料热导率的影响
720MPa附近出现峰值
热导率的影响情况
结果分析:
700℃低温烧结：
材料内部空隙率随着压制压力的增大而降低，增强了热导率。
1000℃高温烧结：
孔隙率变化不大，但Si-Al界面结合状态改善，大的压制压力下形成适当的冶金结合形态。

SiAl复合材料微观组织及力学性...

郑州大学硕士学位论文原位合成Mg<,2>Si/Al复合材料微观组织及力学性能研究姓名：***申请学位级别：硕士专业：凝聚态物理指导教师：***20070526别为Ｍ９２Ｓｉ含量：２０％、１５％、１０％；熔体保温时间分别为：２０ｍｉｎ、１５ｍｉｎ、１０ｒａｉｎ；别为熔体浇注温度分别为：７８０＂（２、７６５＂１２、７５０＂Ｃ。

严格控制正交试验方案中的试验参数，复合材料的熔铸工艺如第二章所述，试验结果示于表３－１中。

可以看出，１＃－－３＃样品Ｍ９２Ｓｉ的平均尺寸较大，４＃－－６＃样品Ｍ９２Ｓｉ的平均尺寸次之，而８＃－－９＃样品Ｍ９２Ｓｉ的平均尺寸最小，约２６ｐｍ。

经离差分析，可以得出，对初生Ｍ９２Ｓｉ的平均尺寸影响最大的因素是Ｍ９２Ｓｉ的质量分数，其次是浇铸温度和保温时问。

能减小Ｍ９２Ｓｉ颗粒平均尺寸最优化工艺分别为：Ａ３８２Ｃ２，即１０％Ｍ９２Ｓｉ含量，在７６５＂Ｃ保温１５分钟后浇铸可以获得较好的组织。

试验样品的金相组织如图３．１ａ所示，可以看出，组织中分布着黑色枝晶和块状物，白色球状物及灰色基体。

样品的ＸＲＤ分析结果（图３．１ｂ）表明黑色枝晶和块状物为Ｍ９２Ｓｉ颗粒，白色球状物为ａ．Ａｌ基体，灰色为共晶组织。

（ｂ》瑚瑚挚”兰２∞芒’∞＇∞∞图３．１１５％Ｍ９２Ｓｉ／Ａｌ复合材料的显微组织（ａ）和ＸＲＤ分析结果（ｂ）Ｆｉｇ．３．１Ｍｉｃｒｏｓｔｒｕｅｔｕｒｅ（ａ）ａｎｄＸＲＤ（ｂ）ｏｆｌ５％Ｍ９２Ｓｉ／ＡＩｃｏｍｐｏｓｉｔｅｓ图３．２示出了不同Ｍ９２Ｓｉ含量、不同保温时间和不同浇铸温度下Ｍ９２Ｓｉ／ＡＩ复合材料的显微组织。

在不同保温时间和浇铸温度条件下，复合材料中Ｍ９２Ｓｉ的含量越高，其平均尺寸和体积分数越大，反之越小，而且，初晶Ｍ９２Ｓｉ的形貌由粗大的树枝晶逐渐转变为非枝晶状或颗粒状。

在Ｍ９２Ｓｉ含量相同的情况下，对于２０％Ｍ９２Ｓｉ／ＡＩ过共晶复合材料（图３．２ａ－ｃ），熔体在７５０℃保温１０分钟时，初晶Ｍ９２Ｓｉ颗粒的尺寸较大，并呈现出发达的树枝晶和不规则的汉字体状（图３．２ａ）：熔体在７６５＂Ｃ左右保温１５分钟时，初晶ＭｇｚＳｉ颗粒的平均尺寸相对较小，其形貌也发生了明显的变化，即由发达的枝状晶逐渐熔断或裂解为相对较小的枝状晶或多边形块状（图３．２ｂ）；而熔体７８０９Ｃ左右保温２０分钟时，初晶Ｍ９２Ｓｉ的平均尺寸较大，树枝晶又出现长大的趋势，块状初晶Ｍ９２Ｓｉ也有合并增大的倾向（图３．２ｃ）。

高性能SiC增强Al基复合材料的显微组织和热性能

第 23 卷第 4 期中国有色金属学报 2013 年 4 月 V ol.23 No.4 The Chinese Journal of Nonferrous Metals Apr. 2013 文章编号：10040609(2013)04104007高性能 SiC 增强 Al 基复合材料的显微组织和热性能刘玫潭 1,2 ，蔡旭升 1, 2 ，李国强 1,2(1. 华南理工大学发光材料与器件国家重点实验室，广州 510640；2. 华南理工大学材料科学与工程学院，广州 510640)摘要：采用模压成型和无压浸渗工艺制备了高体积分数 SiC 增强 Al 基复合材料(AlSiC)，对其物相和显微结构进行研究。

结果表明：用上述方法制备的AlSiC复合材料组织致密，两种粒径的SiC颗粒均匀分布于Al基质中，界面结合强度高；SiC 增强颗粒与 Al 基质界面反应控制良好，未出现 Al4C3 等脆性相。

分析指出：Al 合金中 Si 元素的存在有利于防止脆性相Al4C3 的形成，Mg元素的加入提高了Al基体和SiC增强体之间的润湿性。

所获得复合材料的平均热膨胀系数为9.31×10 −6 K −1 ，热导率为238 W/(m∙K)，密度为2.97 g/cm 3 ，表现出了良好的性能，完全满足高性能电子封装材料的要求。

关键词：AlSiC；显微结构；物相；界面；热膨胀系数中图分类号：TG146 文献标志码：AMicrostructure and thermal properties ofhighperformance SiC reinforced Al matrix compositeLIU Meitan 1,2 , CAI Xusheng 1, 2 , LI Guoqiang 1,2(1.State Key Laboratory of Luminescent Materials and Devices,South China University of Technology,Guangzhou 510640,China;2.School of Materials Science and Engineering, South China University of Technology, Guangzhou 510640,China)Abstract: The SiC reinforced Al matrix composite (AlSiC) with high SiC volume fraction was prepared by combination of compression molding for SiC preform and pressureless infiltration. The microstructure and phase of AlSiC composite were studied. The results show that the AlSiC composite fabricated by abovementioned methods is free of porosity, the SiC particles with two sizes are distributed uniformly, and the high interfacial bonding strength is achieved. Moreover, the interfacial reaction is well controlled so that some harm phases especially Al4C3 fragility phase are absence from interfacial reaction products. The physical mechanism behind those experimental phenomena was analyzed in detail. The existence of silicon in the aluminum alloy prevents the formation of Al4C3 fragility phase and the addition of magnesium to the aluminum alloy significantly improves the wetting property of SiC with aluminum. The thermal expansion coefficient of AlSiC composite is9.31×10 −6 K −1 , the thermal conductivity is238W/(m∙K), and the density is 2.97 g/cm 3 .The AlSiC composite exhibits excellent properties and can fully meets the requirements of highend electronic packaging materials.Key words: AlSiC;microstructure;phase;interface;thermal expansion coefficient随着微电子器件向高性能、轻量化和小型化方向发展，微电子对封装材料提出越来越苛刻的要求，传统的封装材料包括硅基板、金属基板和陶瓷基板等。

超硬铝合金的微观组织和力学性能的研究_李秀华

超硬铝合⾦的微观组织和⼒学性能的研究_李秀华⽂章编号:10071385(2005)05001503超硬铝合⾦的微观组织和⼒学性能的研究李秀华1,2　陈⽴佳2　张凌云1(1.沈阳航空⼯业学院航空宇航学院,辽宁沈阳　110034;2.沈阳⼯业⼤学,辽宁沈阳　110023)摘　要:超硬铝合⾦是飞机制造业中⼴泛应⽤的⼀种结构材料,但⽬前对于国产和进⼝超硬铝合⾦板材的组织与性能之间的差异尚不清楚。

为此,针对国产7B04超硬铝合⾦板材以及具有相同化学成分的俄罗斯进⼝B95ПЧ超硬铝合⾦板材分别进⾏了微观组织观察、室温拉伸性能测试,确定了国产7B04和俄罗斯进⼝B95ПЧ超硬铝合⾦板材的室温抗拉强度、屈服强度、断裂延伸率,并主要针对国产7B04和俄罗斯进⼝B95ПЧ超硬铝合⾦板材在⼯业状态下的微观组织、室温⼒学性能进⾏了⽐较。

关键词:超硬铝合⾦;微观组织;⼒学性能中图分类号:TG113⽂献标识码:A超硬铝合⾦通常为A l-Zn-M g-Cu系合⾦,是⼀种可热处理强化的铝合⾦[1,2]。

它具有⽐强度⾼、断裂韧性好、⼯艺性能优良等特点⽽被⼴泛应⽤作结构材料[3]。

本课题采⽤国产7B04与俄罗斯进⼝B95ПЧ两种超硬铝合⾦板材,在相同的试验条件下对其进⾏拉伸性能测试、显微组织观察,并对其显微组织和⼒学性能进⾏对⽐,确定两种板材⼒学性能的优劣。

1　试验材料和⽅法1.1　试验材料所⽤试验材料为国产⼯业状态和时效状态7B04超硬铝合⾦板材以及俄罗斯进⼝⼯业状态B95ПЧ超硬铝合⾦板材,其相应的化学成分为(重量百分⽐):5.7%Zn,2.3%M g,1.43%Cu,0.2%C r,0.2%M n,余量A l。

1.2　试验⽅法及设备本试验可⼤致分为:显微组织观察、拉伸性能试验以及两者的差别。

1.2.1　显微组织观察显微组织分析是研究材料内部组织最重要的⽅法,⼀般要分三个步骤进⾏:抛光所截取试样的表⾯,采⽤适当的腐蚀剂显⽰表⾯微观组织,⽤显微镜观察和研究试样表⾯的微观组织。

Si对无压浸渗SiC_p_Al复合材料显微组织与热导率的影响

Si 对无压浸渗SiC p /Al 复合材料显微组织与热导率的影响马强何新波任淑彬曲选辉北京科技大学材料科学与工程学院,北京100083摘要研究了A l -8M g 基体中添加Si 对无压浸渗SiC p /Al 复合材料显微组织和热导率的影响.结果表明,Si 能够改善Al 与SiC 的润湿性,减少复合材料孔隙度,抑制界面反应,提高相对密度.不含Si 时,Al 与SiC 界面反应严重,并且润湿性较差,导致复合材料的热导率和相对密度较低;当基体中添加质量分数12%的Si 时,界面反应受到完全抑制,热导率取得最大值;进一步提高基体中Si 含量,由于铝基体的热导率随Si 含量的增加而降低,导致复合材料的热导率也随之降低.关键词 SiC p /A l 复合材料;无压浸渗;显微组织;热导率分类号 T B333Effect of Si on the microstructure and thermal conductivity of pressureless infil trated SiC p /Al compositesM A Qiang ,H E X inbo,REN Shubin,Q U X uanhuiS chool of M ateri als S cience and Engi n eering,Universi ty of Science and Technology Beijing,Beijing 100083,ChinaABSTRAC T T he effects of the amount of Si added to Al-8M g allo y on the microstructure and ther mal conductiv ity of pressur eless infiltrated SiC p /Al composites w er e investig ated.T he results show t hat Si addition to matrix can reduce the porosity of the infiltrated composites by the improv ement of SiC/Al w ettability ,suppress the SiC/Al interfacial r eaction and increase t he relative density of the infiltrated composites.Without Si addition to Al-8M g alloy,the co mposites ex hibited a low er thermal conductivity and r elative densi ty because of poor wettability and severe interfacial r eaction.With increasing the Si content to 12%,the interfacial react ion was sup pressed and the ther mal conductiv ity of the composites is the max imum.W ith furt her increasing Si cont ent,the ther mal conductivity of the composites decr eased because the t hermal conductivity of matrix itself decreased.KEY WORDS SiC p /Al composites;pressur eless infiltration;microstructur e;thermal conductivit y收稿日期:2006 10 30 修回日期:2007 03 08基金项目:国家自然科学基金资助项目(No.50404012)作者简介:马强(1982 ),男,硕士研究生;何新波(1970 ),男,教授,博士高体积分数碳化硅颗粒增强铝基复合材料(SiC p /Al)综合了SiC 及Al 的优良性能,具有高比强度、良好的导热性、低热膨胀系数等特点,在电子封装、航空航天、军事、汽车等领域具有广泛的应用前景[1].但因其机械加工特别困难,发展其先进的制备工艺,始终是研究的热点问题之一.20世纪90年代,美国Lanx ide 公司,发明了无压浸渗技术[2],为高体分比SiC p /Al 复合材料的制备开辟了新的途径[3].经过近10年的发展,该技术已经取得了一定进展,如确定基体M g 合金化以及氮气气氛为浸渗工艺的必备条件等[4-6].但同时,由于SiC 与Al 高温下易发生反应,生成的Al 4C 3在潮湿的条件下即发生水解,降低了材料的可靠性,严重限制了其发展.以往的研究表明[4-7],在合金基体中添加Si 可以改变反应的热力学参数,从而抑制该反应的发生.然而,关于Si 对无压浸渗SiC p /Al 复合材料的显微组织和性能的影响规律还鲜有报道.本文采用注射成型-无压浸渗工艺制备了体积分数为55%SiC p /Al 复合材料,通过XRD 、SEM 和TEM 等手段,研究Si 含量对SiC p /Al 复合材料显微组织和热导率的影响规律.1 实验1 1 复合材料的制备实验用SiC 预制型采用陶瓷粉末注射成型方法制备[8].其中SiC 颗粒采用绿色 -SiC,纯度为第30卷第1期2008年1月北京科技大学学报Journal of University of Science and Technology Beijing Vol.30No.1Jan.200898 5%.为提高注射成型装载量,采用双粒度混合粉末,即平均粒径为14和7 m 的粉末按质量比3 2混合.注射成型粉末装载量为55%(体积分数),脱脂后粘结剂全部去除后预制型总孔隙度约为45%.脱脂过程在空气中进行.实验用铝合金成分如表1所示.无压浸渗在可控气氛的水平管式炉中进行.将铝合金块置于SiC 预制型上方,一起置于炉中.浸渗采用高纯氮气,以10!∀min -1的速率升温至1000!,保温90min,炉冷.表1 铝合金成分(质量分数)Table 1 Compositi on of alumi num alloys%序号Al M g Si 1928028686序号Al M g Si 3808124748181 2 分析测试复合材料密度利用阿基米德原理采用排水法测量,热导率采用激光脉冲法测得,显微形貌观察分别在光学显微镜(OM )和LEO1450型扫描电镜下进行,在JEOL JEM 200型电子显微镜下进行界面的T EM 分析,采用Cu 靶对复合材料成分进行X 射线衍射分析(XRD).2 结果与讨论2 1 显微形貌与XRD 分析图1为采用不同Si 添加量的基体合金制备的SiC p /Al 复合材料光学组织及相应的TEM 照片.可以看出:SiC 颗粒在Al 基体中分布均匀.从图1(a)的金相照片中可以看到,基体不含Si 时,SiC 颗粒受到Al 液的严重侵蚀,颗粒表面呈不规则圆角状,材料气孔较多,孔隙率约为12%;随着基体中Si 含量的提高,SiC 颗粒被侵蚀程度逐渐减轻,SiC 的形状逐渐变的较为规则;当Si 含量超过6%时,材料中已观察不到明显的孔隙,此时复合材料残留孔隙度约为2%.从图1A 、B 、C 和D 相应的复合材料界面的透射组织也可以看出:随着Si 含量的增加,SiC 被Al 侵蚀的程度减轻.基体中不添加Si 时,SiC 与Al 反应严重,界面附近有大量的针尖状的Al 4C 3生成,SiC 表面呈金字塔形状;随着Si 质量分数增加到6%,虽然观察不到Al 4C 3,但是界面仍然呈锯齿状,说明界面反应存在;当Si 质量分数超过12%时,SiC/Al 界面变得清晰平直,说明SiC 与Al 的界面反应受到抑制.值得注意的是,在图1(d)中,SiC 界面图1 不同Si 含量下SiC p /Al 复合材料的光学组织及TEM 照片.质量分数:(a)0;(b)6%;(c)12%;(d)18%Fig.1 Optical microstructures and T EM images of the interface of the SiC p /Al composi tes w ith different amounts of Si:(a)0;(b)6%;(c)12%;(d)18%in mass fraction∀46∀北京科技大学学报第30卷略显弯曲,分析认为由于原始SiC 粉在生产、储运以及生坯脱脂等过程中不可避免地会发生部分氧化行为,局部生成的SiO 2在浸渗过程中与Al 液发生了一定程度的化学反应.从图2的XRD 分析可以看出,添加质量分数12%的Si 和18%的Si 对X 射线衍射峰强没有明显影响,说明这种反应非常微小,只是在局部区域才有所发生.图2 SiC p /Al 复合材料XRD 谱Fig.2 X -ray diffraction pattern of the SiC p /Al composites图2为对复合材料XRD 分析的结果.基体中不添加Si 时Al 4C 3相的峰值较为明显,添加质量分数6%的Si 后Al 4C 3峰值减弱,当Si 质量分数超过12%后Al 4C 3相消失.这一结果与TEM 结果是一致的,说明Si 的添加可以控制SiC 与Al 的化学反应的程度.当Si 质量分数超过12%时,可以完全抑制Al 与SiC 之间的界面反应.2 2 Si 对SiC -Al 界面反应的抑制机理对复合材料微观组织和XRD 分析的结果证明了SiC 与Al 在一定条件下发生了化学反应,并生成了Al 4C 3,反应的方程式为:4Al (l)+3SiC (s)3Si (s)+Al 4C 3(s)(1)上述反应的吉布斯自由能表达式为: G =G f (Al 4C 3)-3 Gf (SiC)+RT ln 3Si4Al(2)其中,Gf (Al 4C 3)和G f (SiC)分别为两种碳化物的标准生成吉布斯自由能, Si 和 Al 分别为Si 、Al 在Al-Si 二元合金系中的活度.式(2)表明,反应的 G 与反应温度和Si 的活度有关,且 G 随 Si 的增大而增大.图3为忽略Al 的活度,反应温度和 Si 对 G 的影响.从图3中可以看出:一定温度条件下,当 Si =0时, G <0;随着 Si 的提高,反应的 G 逐渐升高;当 Si 超过一定的值时, G 变为正值.说明增加Si 的活度可以从热力学角度抑制反应的发生.此外,从图中还可以看出,反应的 G 随着温度的升高而降低,说明升高温度能够加速界面反应的进行.图3 不同温度下反应 G 与 Si 的关系Fig.3 Curves of G to Si at different temperaturesSiC 与Al 之间的界面反应以如下的步骤进行[9].首先SiC 粒子与熔融Al 液接触后会发生溶解:SiC (s)Si 4++C 4-(3)生成的Si 4+和C 4-向Al 液中扩散.由于C 在Al 液中的溶解度很低,C 浓度很快达到饱和,过程(3)始终保持动态的平衡.由于瞬间的能量起伏很容易使C 4-与Al 3+离子结合:图4 平衡Si 含量与温度的关系Fig.4 Effect of temperature on equilibri um Si content结晶成Al 4C 3,结果降低了Al 液中C 4-的浓度,破坏了式(2)的平衡,从而促进了SiC 的进一步溶解,Al 4C 3不断生成.当基体中添加一定量的Si 以后,增加了Si 在Al 液中的活度,破坏了热力学平衡条件,进而抑制了反应(1)的发生.许多研究者[10-14]从理论上对抑制SiC 与Al 之间的界面反应所需要的临界Si 含量进行了预测,所得结果如图4所示.即理论上随着温度的升高,平衡Si 含量增大.但具∀47∀第1期马强等:Si 对无压浸渗SiC p /Al 复合材料显微组织与热导率的影响体变化关系,不同研究者得出的结果不同,这可能是由于计算时所采用的热力学数据不同,而且计算过程中考虑的因素也有很大差异.本实验结果与Lee 的理论预测结果比较吻合(如图4所示),这主要是由于Lee 在计算时充分考虑了Al 活度对结果的影响,因此更加接近实际值.2 3 Si 对复合材料热导率的影响热导率以及相对密度随Si 含量的变化关系如图5所示.基体不含Si 时热导率和相对密度都比较低;当添加质量分数6%的Si 以后,复合材料相对密度和热导率大幅提高,相对密度达98%;Si 质量分数增加到12%时,热导率略有提高,从117W ∀m -1∀K -1增加到123W ∀m -1K -1;继续增加Si 质量分数到18%,热导率降低到100W ∀m -1K -1.图5 热导率(T C)和相对密度(RD)与Si 含量的关系Fig.5 Effects of the amount of Si added to Al-8M g alloy on th e thermal conductivity (T C)an d relative density (RD)of the compos ites根据H asselman 理论预测模型[15],复合材料热导率与基体热导率和复合材料孔隙度的关系可以表示为:K c =K m1-V d 2+0 5V d(5)式中,K c 为复合材料热导率,K m 为基体热导率,V d 为复合材料孔隙度.K c 与K m 呈线性增长的关系,随V d 的增大而减小.基体Al-8Mg 合金的热导率随Si 添加量的增大而减小.复合材料孔隙的出现可能源于多方面的因素,如浸渗过程陷入气泡、润湿性差以及Al 液与SiC 冷却收缩不一致造成的缩孔等.对于基体不含Si 的情况,由于SiC/Al 界面润湿性较差,导致浸渗后残留大量气孔,根据式(5),降低了复合材料热导率.此外,由前面的分析可知,由于此时界面反应也比较严重,反应产物Al 4C 3不仅能够严重降低材料力学性能,而且根据反应的程度还能不同程度(达20%~30%)地降低复合材料的热导率[2,5].这两方面因素决定了基体中没有Si 时,复合材料热导率很低,仅为65W ∀m -1K -1.Si 能够降低Al 合金液的黏度,根据文献[10],900!时添加质量分数5%的Si 便能够使纯Al 的黏度从0 91#10-3Pa ∀s 降低到0 85#10-3Pa ∀s.因此当添加质量分数6%的Si 时,合金液的黏度大大降低,合金对SiC 的润湿性得以提高,因此浸渗更加完全,复合材料的残留孔隙度很低,界面反应受到一定抑制,使得复合材料相对密度和热导率都大幅提高.进一步增加Si 质量分数到12%时,复合材料相对密度变化较小,孔隙度对热导率的影响可以忽略不计.此时界面反应也随着Si 含量的增加而变得微弱直至消失.实验结果表明,随着Si 质量分数从6%增加到12%,复合材料热导率略有上升.Si 对界面反应的抑制使得热导率的升高值大于基体因Si 含量的增多导致复合材料热导率降低值,因此复合材料的热导率在Si 质量分数为12%时取得最大值.此后,由于界面反应已经被抑制,继续增加Si 量,降低了基体热导率,导致复合材料热导率也随之降低.3 结论(1)向Al-8Mg 合金中添加Si,不仅能够降低合金液高温下的黏度,促进自发浸渗,减少孔隙度,而且还可以有效抑制界面反应的发生.(2)合金中不含Si 时,复合材料相对密度及热导率较低.主要是由SiC 与基体合金润湿性较差和界面反应严重造成的.Al-8M g 合金中添加Si 能够提高复合材料相对密度和热导率,1000!条件下,Si 质量分数超过12%时,反应被完全抑制,热导率最高.参考文献[1] Lloyol D J.Particle reinforced aluminum and magnesium matri xcomposites.In t M ater Rev ,1994,39:1[2] Agha M K,Rocaz ella M A,burke J T.The fabrication of metalmatrix composites by a pressureless infi ltration technique.J M ater S ci ,1992,26:447[3] Ye B,He X B,Ren S B,et 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