反应涂层SiC_p_6013Al复合材料的热学性能
抗氧化纳米涂层SiC涂层的碳碳在1773 K和1873 K应用复合材料
磷酸铝氧化保护涂层碳化硅涂层预涂的碳/碳复合材料在1773K和1873K的应用Hao Wei, Huang Jianfeng *, Cao Liyun, Yin Lixiong, Ouyang Haibo, Yang Liuqing, Fei Jie, Zhang Yongliang摘要：方石英–磷酸铝(Cristobalite–AlPO4)涂层通过脉冲电弧放电沉积法沉积在碳化硅预涂碳/碳复合材料（SiC—C/C）。
对多层涂层的相组成、微观结构抗氧化性能进行了研究。
结果表明，脉冲电弧放电沉积是制备致密而均匀的磷酸铝涂层在SiC—C/C复合材料的有效途径。
AlPO4/SiC多层涂层可以有效保护C/C 复合材料，在空气中，1773K下氧化160h质量损失0.70%，损失率是1.14×10-3g cm-2h-1,1873K下氧化100h质量损失1.8%，损失率是4.48×10-3g cm-2h-1。
1.引言C/C复合材料被认为是一种很有前景的候选材料用于高推力比涡轮发动机因其优异的高温机械性能[1,2]。
然而，C/C复合材料在723K以上的氧化限制了其在含氧环境的应用[3,4]。
因此，发展高温陶瓷涂层来提高C/C复合材料的抗氧化能力[5]。
在C/C基质上SiC陶瓷涂层通常作为最好的粘结层由于其良好的物理和化学相容性[6]。
然而，SiC和C/C基质的热膨胀系数之间的不匹配导致SiC层存在微裂纹[7,8]，单SiC层不能提供有效氧化保护。
为了解决这些问题，多层涂层[9,10]已开发并具有良好的氧化性。
在目前的工作中，为了密封粘结层SiC涂层的裂缝和缺陷用AlPO4涂层，通过一种简单、经济的技术AlPO4涂层能够致密且无裂缝，一个新的脉冲电弧放电沉积发制备AlPO4包裹黏固SiC层随着周期性沉积和电弧放电烧结工艺。
对多层涂层的相组成、微观结构抗氧化性能进行了研究。
2.实验把块体2D-C/C复合材料切断成小试样（10mm×10mm×10mm）作为基质，密度是1.75 g/cm3 。
sic芯片材料参数 -回复
sic芯片材料参数-回复sic芯片材料参数是指使用硅化碳化硅（SiC）作为主要材料制造的芯片所需要考虑的一系列技术参数。
在本文中，将逐步回答关于sic芯片材料参数的问题，包括SiC的物理性质、制造过程及其在芯片应用中的优势和限制。
一、SiC的物理性质硅化碳化硅（SiC）是一种具有优异性能的化合物材料，其特点是具有高熔点、高热导率、高耐高温性、高电子迁移率以及优异的化学稳定性。
这些特性使得SiC成为一种理想的芯片材料。
1. 熔点：SiC的熔点非常高，约为2730，比传统的硅（Si）材料的熔点高了近1000，这使得SiC芯片能够在更高温度下工作，从而满足一些特殊应用的需求，如高温电子设备、航空航天等。
2. 热导率：SiC具有良好的热导率，其比热导率约为硅的三倍以上。
这种高热导率使得SiC芯片能够更快地散热，降低芯片温度，提高了芯片的可靠性和稳定性。
3. 耐高温性：SiC能够在高温环境中稳定工作，其最高使用温度可达到600以上，这远远高于传统硅芯片的极限。
因此，SiC芯片适用于一些高温应用领域，如化工、电力等。
4. 电子迁移率：SiC具有很高的电子迁移率，约为硅的数倍。
电子迁移率的提高可以提高芯片的响应速度和工作频率，从而满足高速计算和通信等应用领域的需求。
二、SiC芯片的制造过程制造SiC芯片主要使用两种技术：通用SiC材料的外延生长和SiC单晶的离子外延法。
1. 通用SiC材料的外延生长：这种方法通过在硅衬底上生长SiC晶体，实现对整个硅衬底的覆盖。
通过控制外延生长条件，可以获得具有不同晶体结构和性质的SiC薄膜。
通用SiC材料的外延生长技术较为成熟，可以实现对大面积芯片的生产。
2. SiC单晶的离子外延法：这种方法通过将SiC晶体种植到硅衬底上，再以离子束的方式使其融合并形成SiC薄膜。
该方法可获得单晶SiC材料，具有更高的电子迁移率和更好的导电性能。
三、SiC在芯片应用中的优势相比传统的硅芯片，SiC芯片具有以下优势：1. 耐高温性：SiC芯片能够在高温环境中稳定工作，适用于一些高温应用领域，如汽车电子、航空航天等。
SiCp增强高强耐热铝基复合材料的高温摩擦磨损行为
ａｌ ｄ ｓｇ ａｉｎ ｂ ｌ ｙ（ｅ ｉｎ ｔ ｙＸＧＬ３ ａ ｄ ｃ ｍｐ ｓ ｅ ｄ ｓｇ ａｉｎ ｂ ｉ ／ ＧＦ３ ｗｈ ｎｃ ｍｐ ｒｄ ｗｉ ｏ ｏ ． ） ｎ ｏ ｏ ｉ ｓ（ｅ ｉｎ ｔ ｙ ＳＣｐ Ｘ ． ） ｅ ｏ ａｅ ｔ ｔ ｏ ｈ
ＺＬ ９ ａｌｙ １ ｌ ．Ｍｏ ｅ ｖ ｒｔ ｅ ｅ ｃ ｌ ｎ ｎ ｉ ａ ｂｌｙ ｏ ＣｐＸＧ Ｌ３ ｃ ｍ ｐ ｓｔ ｓ ｗａ ｅ ｒ ｓ ｎ ｅ Ｏ ｏ ｒ ｏ ｅ ｈ ｘ ｅｌ ｔａ ｔ ｗｅ ｒａ ｉｔ ｆＳｉ ／ ｅ － ｉ － ｏ ｏ ｉ ｓ ｒ ｐｅ ｅ ｔｄ ｅ ｗｈ ｎｔ ｓｉｇ ａ ｏ ｄｔ ｎｏ ｌｖ ｔ ｄ ｔ ｍｐ ｒｔ ｒ 。 ｉｈ ｌａ ｎ ｉｈ Ｓｉ ｏ ｔ ｎ ． ｉ ｈ ａ ｅ ｅ ｔ ｔｃ ｎ ｉｏ ｆｅｅ ａ ｅ ｅ ｎ ｉ ｅ ａ ｕ ｅ ｈｇ － ｄ ａ ｄ ｈｇ Ｃｐ ｃ ｎｅ ｔ Ｔｈｒ ｔ ｅ ｗｅ ｒ ｏ ｄ ｍ ｅ ｈ ｎｓ ｃ ａ ｉｍ ｏ ｈ ｃ ｍ ｐ ｓｔ ｓ ｗａ ｄ ｍｉａ ｅ ｂ ｘ ｅ ｉ ｅ ｔ ｔ ｍ ｐ ｒ ｔ ｒ ａ ｄ ｆ ｔｅ ｏ ｏ ｉ ｓ ｏ ｎ ｔｄ ｙ ｅ ｐ ｒ ｅ ｍ ｎ ｅ ｅ ａｕ ｅ ｎ Ｓｉ ｃ ｔ ｎ ： Ｃｐ ｏｎｅ ｔ
SiC颗粒增强6013铝基复合材料时效析出行为及力学性能
第50 卷第 6 期2023年6 月Vol.50，No.6Jun. 2023湖南大学学报（自然科学版）Journal of Hunan University（Natural Sciences）SiC颗粒增强6013铝基复合材料时效析出行为及力学性能傅定发 †，彭克成，陈爽，刘海洋，滕杰，蒋福林，张辉（湖南大学材料科学与工程学院，湖南长沙 410082）摘要：采用球磨-冷等静压-热等静压-热挤压工艺制备组织均匀、颗粒分散良好的15%质量比 SiC p/6013Al复合材料，并利用扫描电子显微镜、透射电子显微镜和室温力学性能测试等研究不同人工时效温度下SiC p/6013Al复合材料的析出行为和力学性能. 结果表明，复合材料析出行为受热扩散控制，温度升高导致沉淀相析出加速；复合材料中的主要强化相为Mg2Si，而且SiC颗粒能显著增强强度，但也导致复合材料的塑性快速下降；相比基体6013铝合金，15%质量比SiC p/6013Al复合材料能在更低温度、更短时间内达到峰时效，经过人工时效处理后的最高硬度为180 HV0.2，抗拉强度为522 MPa.关键词：析出强化；力学性能；Al-Mg-Si-Cu合金；颗粒增强铝基复合材料；人工时效中图分类号：TG166.3 文献标志码：AAging Precipitation Behavior and Mechanical Properties of 6013 Al MatrixComposites Reinforced by SiC ParticlesFU Dingfa†，PENG Kecheng，CHEN Shuang，LIU Haiyang，TENG Jie，JIANG Fulin，ZHANG Hui （College of Materials Science and Engineering， Hunan University， Changsha 410082， China）Abstract：SiC p/6013Al composites with a uniform structure and good particle dispersion were prepared by ball milling，cold isostatic pressing，hot isostatic pressing and hot extrusion process. Using transmission electron microscopy， scanning electron microscopy， and room temperature mechanical performance testing， the precipitation behavior and mechanical properties of 15% SiC p/6013Al composites under different artificial aging temperatures after solution treatment were studied. The results show that the precipitation behavior of the composites is controlled by thermal diffusion， and the precipitation accelerates when the temperature increases. The main strengthening phase of the composites is Mg2Si， while SiC particles can significantly enhance the strength of the composites， but also lead to a rapid decline in the plasticity of the composites. Compared with 6013 aluminum alloy matrix， 15% SiC p/6013Al composites can reach peak aging at a lower temperature and in a shorter time. After artificial aging treatment， the maximum hardness is 180 HV0.2 and the tensile strength is 522 MPa.Key words：precipitation strengthening；mechanical properties；Al-Mg-Si-Cu alloy；particle reinforced∗收稿日期：2022-03-08基金项目：湖南省高新技术产业科技创新引领计划（2022GK4051）， Hunan Provincial Science and Technology Innovation Leading Plan for High and New Technology Industries （2022GK4051）作者简介：傅定发（1969—），男，湖南浏阳人，湖南大学教授† 通信联系人，E-mail：*********************文章编号：1674-2974（2023）06-0137-07DOI：10.16339/ki.hdxbzkb.2023301湖南大学学报（自然科学版）2023 年aluminum based composites； artificial aging6013铝（Al-Mg-Si-Cu）合金是一类具备优良性能和广泛应用前景的可热处理强化铝合金，相比于其他6×××系铝合金（如6061铝合金、6063铝合金），该合金含有更多Cu元素，基体中除了强化相Mg2Si 外，还存在部分CuAl2作为次要强化相.因此，具有更高的屈服、抗拉强度，同时还能保持良好的耐腐蚀性、断裂韧性、抗疲劳性能以及可焊接性［1］，在现代军工、航天航空工业获得较多的实际应用［2］.为了适应现代工业生产对材料综合性能越来越严苛的要求，颗粒增强铝基复合材料被认为是一种性价比很高的研究材料，不仅有较高的比强度和比模量，还有比基体材料更好的耐高温性能和耐磨性能，现已作为轻量化结构材料广泛地应用于航空航天，在车辆结构中也具有良好的应用前景.粉末冶金是颗粒增强铝基复合材料常用的一种制备工艺，能够制备组织良好且性能优异的复合材料，但仍存在如脱气困难、高温导致组织粗化等缺陷. 在复合材料制备后，常需要通过后续的变形或者热处理工艺来改善组织、优化性能.因此，对铝合金基体和复合材料的热处理工艺和时效析出行为的研究有重要意义.铝合金在热处理过程中，随着固溶温度的升高，基体中合金元素的固溶度也会增大，经过高温固溶、快速冷却的铝基复合材料，可通过人工时效使细小的弥散析出相从过饱和的固溶体中析出，产生时效硬化的效果［3］.其强化效果主要受析出相的分布情况、形态、尺度和数量的影响［4］，最终影响铝合金及复合材料本身的力学性能.通过优化固溶制度，提高基体的固溶过饱和程度，选择最佳人工时效温度和时间以加强时效强化的效果，进一步优化合金和复合材料的综合性能.6013铝合金含有Cu元素导致与其他6系铝合金的时效脱溶顺序存在一定差别，通常为：过饱和固溶体→GP区（Mg和Si元素的溶质团簇［5］）→共格过渡相β"→半共格过渡相β'→稳定相β（Mg2Si）［6-7］.β'相有较高的强化效果，能够对位错起到明显的钉扎作用，从而明显提高力学性能［8］. 复合材料因为加入了一定含量的增强体颗粒，所以时效析出过程发生了一定改变. 一般来说，陶瓷颗粒加入基体后不会改变基体的析出序列，但是会加速时效析出的过程，使得材料能够以更低的人工时效温度或者人工时效时间达到峰时效［9］.目前，国内对6013铝合金的研究主要集中在合金化设计、应力应变对组织性能的影响等方面，对以6013铝合金为基体的复合材料的研究主要集中在力学性能和制备工艺方面［10-13］. 为研究SiC颗粒增强体对6013铝合金时效析出行为以及力学性能的影响和作用，并且通过提高复合材料的组织均匀性以提高其力学性能，在参考了对粉末冶金坯料消除缺陷提高致密化的工艺后，本文采用球磨-冷等静压-热等静压-热挤压的工艺，制备了组织致密且均匀、颗粒分散性较好的15%质量比SiC p/6013Al复合材料，主要研究SiC颗粒对6013铝合金在热处理过程中时效析出行为的影响，为SiC p/6013Al复合材料在工业上的应用提供理论指导.1 实验材料及方法本实验试样为SiC p/6013Al热挤压板材，其中6013铝合金基体的主要成分为Al-0.60%Si-0.80%Mg-0.60%Cu-0.20%Mn-0.25%Zn-0.15%Ti-0.10%Cr（质量分数），SiC的质量分数为15%. SiC p/6013Al复合材料的制备工艺流程示意图如图1所示. 将上述成分的6013铝合金粉末与SiC粉末在行星式球磨机内混料，二者的平均粒径分别为7 μm和0.7 μm，球磨转速为160 r/min，时间1.5 h，球料之间的质量比为9∶4. 待粉体充分混合后，先通过冷等静压工艺预制成坯体后，再使用热等静压工艺对预坯成型，其热压条件控制为温度560 ℃，压力为75 MPa，时间为4 h. 通过热等静压得到直径 85 mm，高250 mm的圆柱体坯料，在XJ−2500 挤压机上进行热挤压，得到截面尺寸为10 mm×50 mm的板材，挤压速度为0.6 mm/s，挤压系数为13，出口温度为460 ℃.完成挤压后，将复合材料板材置于高温炉内进图1 SiC p/6013Al复合材料的制备工艺流程示意图Fig.1 Schematic diagram of the preparation process ofSiC p/6013Al composite138第 6 期傅定发等：SiC颗粒增强6013铝基复合材料时效析出行为及力学性能行540 ℃条件下2 h固溶处理，随后将其快速浸入水中淬火. 对固溶处理后的样品分别在120 ℃、150 ℃、180 ℃和210 ℃条件下进行人工时效. 利用上海励盾仪器仪表检测技术有限公司生产的HV-1000BZ型维氏硬度计测量其维氏硬度，施加载荷为1.96 N，保荷时间15 s，每个试样测试5个点并取平均值. 基于典型的四点探针法对人工时效保温过程中试样的电阻率进行测量，并使用K型热电偶记录样品的温度变化，频次设置为1次/s，原位电阻率计算采用在线测试方法. 利用Instron-3382型电子万能试验机测试其拉伸力学性能，复合材料的拉伸试样沿挤压方向选取，拉伸速度为 1 mm/min.为研究增强体颗粒对6013铝合金时效析出行为以及显微组织的影响，本文使用SEM、EDS、TEM对不同热处理状态下SiC p/6013Al复合材料的组织形貌与成分进行分析. 利用 FEI Quanta 200 型扫描电子显微镜对原始组织、热处理后组织进行观察，并对拉伸断口进行分析. 另外选取人工时效处理后的样品，将厚度磨至 80 μm，并使用微型冲孔器冲出ϕ3 mm 的圆片，使用硝酸和酒精的体积比为3∶7的电解液并在 Gatan 691 型离子减薄仪减薄后在 FEITecnai G2 F20 型 TEM 下进行显微组织观察分析.2 结果与分析2.1 热处理对SiCp/6013Al复合材料显微组织的影响未经过热处理的挤压态SiC p/6013Al复合材料的SEM形貌图如图2所示. 由图2（a）可知，经过冷等静压→热等静压→热挤压制备的SiC p/6013Al复合材料致密性较好，增强体颗粒分布均匀，基体内基本看不到（如孔洞、裂缝）缺陷部分，未出现SiC严重团聚的现象. 固溶处理中温度升高后合金中的元素固溶度提高，快速冷却后成为过饱和固溶体，因此，经过固溶处理的基体中的Mg2Si数量明显减少. 在后续进行人工时效时，随着保温时间的增加，固溶的合金元素会逐渐析出，作为沉淀相分散在基体中，从而对位错运动造成阻碍，表现为材料强度提高［14］.图3为挤压态SiC p/6013Al复合材料的EDS下SiC p/6013Al内的元素分布. 根据图3中元素分布结果可以确认复合材料中组织的物相组成，除深灰色多边形颗粒为SiC外，基体中主要分布着亮白色米粒状组织，主要由Al-Mn-Fe组成，是Al-Mg-Si合金中常见的杂质相（FeMnSi）Al6；黑色不规则多角形片状组织主要由Mg-Si组成，为Al-Mg-Si合金中主要的增强相的Mg2Si.为了研究不同时效状态下复合材料析出相的尺寸和形态，选取了150 ℃/8 h、180 ℃/1 h和210 ℃/24 h 3种不同热处理状态的复合材料进行TEM实验.不同时效态下SiC p/6013Al的TEM图像如图4所示.图4中黑色多边形为SiC颗粒，可以清晰地观察到基体和SiC颗粒的界面处没有任何反应层生成. 这说明材料在560 ℃热等静压和540 ℃固溶处理的过程中没有在SiC增强体颗粒和铝合金基体的结合界面处生成Al4C3脆性相；同时，也可以看到在增强体颗粒周围存在较多的位错线堆积. 这是因为其与基体的热膨胀系数存在较大的差别，因此，在制备过程和热处理过程中存在较大的热错配应力，从而产生大量位错线，而这些位错的存在能起到明显的强化作用，提高复合材料的强度.（a）二次电子像（b）背散射电子像图2 SiC p/6013Al复合材料的SEM形貌图Fig.2 SEM image of SiC p/6013Al composite图3 EDS下SiC p/6013Al内的元素分布Fig.3 Distribution of elements in SiC p/6013Al under EDS139湖南大学学报（自然科学版）2023 年析出相强化是Al-Mg-Si-Cu 合金的主要强化机制［15］，以此合金为基体的复合材料的硬度与纳米析出相的类型、尺寸、数量及分布状态也存在一定的关系. 在150 ℃/8 h 和180 ℃/1 h 的时效条件下，并没有观察到针状的β"相存在，因为此时处于峰值时效状态，析出相小而弥散地分布在基体中，此倍数下未能观察到β".除了SiC 增强体颗粒以外，在210 ℃/24 h 过时效态的TEM 图像中，能清晰地观察到板条状的析出相存在. 原本的析出相在高温人工时效的过程中快速形核并且粗化，在基体中形成尺寸较大的第二相. 原本应该是针状的β"析出相，在高温时效下逐渐长大并粗化，形成了板条状的形态. 而这些尺寸粗大的析出相并不能起到很好的强化作用，反而导致复合材料的力学性能出现一定程度的削弱.2.2 时效过程中硬度和原位电阻率的演变图5为540 ℃/2 h 固溶处理后SiC p /6013Al 在人工时效的过程中硬度和电阻率随保温时间的变化曲线.由图5（a ）可知，未进行热处理的挤压态SiC p /6013Al 硬度约为120 HV 0.2，相比于传统的6013铝合金，硬度提高了约43%. 当对固溶态的复合材料进行人工时效处理后，可以发现其硬度均出现了明显的提高，并在实验条件内观察到明显的单时效峰. 此外，随着时效温度的提高，复合材料达到硬度峰值的保温时间更短，说明SiC p /6013Al 的沉淀强化和基体6013铝合金一样受到热扩散控制. 在时效析出的早期阶段，人工时效温度越高，沉淀相析出越快，表现（a ）固溶处理后进行150 ℃/8 h的人工时效处理（b ）固溶处理后进行180 ℃/1 h的人工时效处理（c ）固溶处理后进行210 ℃/24 h 的人工时效处理图4 不同时效态下SiC p /6013Al 的TEM 图像Fig.4 TEM image of SiC p /6013Al under different agingconditions（a ）时效-硬度曲线（b ）人工时效中试样电阻率的变化曲线（c ）人工时效中试样电阻率斜率的变化曲线图5 固溶处理后SiC p /6013Al 在人工时效的过程中硬度和电阻率随保温时间的变化曲线Fig.5 In the artificial aging process ， the hardness and resistivity of SiC p /6013Al after solution treatment with the change of hold⁃ing time curve140第 6 期傅定发等：SiC颗粒增强6013铝基复合材料时效析出行为及力学性能为材料的硬度达到峰值所需的保温时间更短. 此外，在较高的人工时效温度下（如210 ℃条件），当保温时间超过峰时效后，复合材料的硬度快速下降，即出现过时效现象.根据图5（a）的结果，SiC p/6013Al的最佳时效工艺为150 ℃/8 h，峰值硬度为180 HV0.2. 与6013铝合金的时效析出行为［16］对比可以发现，当时效温度相同时，复合材料达到峰时效所需的保温时间更短，而且硬度提升幅度更大. 在复合材料中，SiC颗粒的引入能够显著增加基体中的晶界面积，在热处理过程中能提供大量非均匀形核点位，有利于强化相的析出与沉淀. 此外，由于SiC颗粒的热膨胀系数和6013铝合金基体之间存在较大的差异，在时效过程中由于热错配应力导致SiC颗粒周围产生大量位错，同样会导致基体内的界面增加. 二者共同的作用，导致复合材料的峰时效在相同温度下比基体合金提前，表现为时效析出行为加快.合金材料的电阻率主要受固溶原子、析出粒子和位错等变形缺陷所影响［17-18］. 对于6×××系铝合金，在等温时效过程中，其基体会经历过饱和固溶体的分解、析出相形核及长大3个过程. 时效初期，当过饱和固溶体分解时，基体的电阻率呈现快速下降的趋势. 之后一段时间内析出相开始形核并生长，而均匀细小的析出相本身不会对析出相产生大幅度的影响，但此时基体中的过饱和固溶原子在分解，因此其原位电阻率在时效后期呈现缓慢下降的趋势. 此外，人工时效过程也能起到一定的消除位错的作用，会导致材料电阻率的下降（低温人工时效处理对晶内位错的消除作用较小）. 图5（b）为人工时效中试样电阻率的变化曲线，图5（c）为人工时效中试样电阻率斜率的变化曲线，并以此表示时效过程中试样内过饱和固溶体的分解速度. 在120 ℃进行人工时效时，SiC p/6013Al复合材料试样的电阻率没有发生特别显著的变化，只是在时效后期出现了略微下降；当时效温度升高到150 ℃时，试样的电阻率开始出现明显的下降趋势；当时效温度升高到180 ℃时，复合材料的电阻率下降幅度更大，根据其电阻率变化导数，在前3 000 s其电阻率快速下降，正好对应图5（a）中试样硬度快速上升的阶段，而在5 000 s左右时下降速率逐渐平稳，此时复合材料的硬度开始下降；当时效温度为210 ℃时，电阻率的斜率反而低于180 ℃的条件，说明过高的人工时效温度在一定程度上导致材料软化，且抑制了过饱和固溶体的分解. 综合硬度和电阻率在不同温度下随保温时间的演变情况来看，可以认为SiC颗粒的加入加快了6013铝合金的时效析出行为.2.3 人工时效对拉伸性能的影响以及拉伸断口分析根据图5（a）中SiC p/6013Al时效-硬度曲线，参照峰时效和过时效的热处理工艺，以此为基础进行8组不同时效状态下复合材料的拉伸实验，获得如图6所示的不同时效工艺下SiC p/6013Al的拉伸曲线以及对应的强度和延伸率.由图6可知，不论是挤压态还是时效态，SiC p/ 6013Al 复合材料的屈服强度和抗拉强度均高于6013铝合金，同时SiC p/6013Al复合材料的延伸率出现大幅度下降. 说明SiC一方面能有效地转移并承担基体中的应力，提高材料的强度；但另一方面SiC 本身硬而脆的性质，降低了材料的塑性.作为典型的可热处理强化的6013铝合金，在经（a）拉伸曲线（b）抗拉强度、屈服强度及延伸率图6 不同时效工艺下SiC p/6013Al的拉伸曲线以及对应的强度和延伸率Fig.6 Tensile curves and corresponding strength and elongation of SiC p/6013Al under different aging processes141湖南大学学报（自然科学版）2023 年过固溶处理后，再对其进行人工时效可以在一定程度上显著提升其屈服强度和抗拉强度. 由图6（a）可知，SiC p/6013Al复合材料在断裂之前基本没有经历剧烈的塑性变形阶段，并且应力-应变曲线没有一段达到强度峰值后下降的过程，复合材料的延伸率没有超过5%，说明在加入SiC颗粒后，复合材料的断裂表现为脆性断裂，达到最大抗拉强度前就已经发生断裂，较差的塑性是制约复合材料强度提升的主要原因. 时效态SiC p/6013Al相较于热处理前，抗拉强度的强化效果达到30%~45%，其中综合性能最好的点出现在150 ℃/8 h，与复合材料的硬度曲线的峰值对应. 当复合材料的人工时效温度为210 ℃时，其屈服强度和抗拉强度虽然都高于挤压态，但相比于其他3种人工时效温度，其强度已经处于较低的水平. 由图6（b）可知，在人工时效早期，试样的延伸率略微降低，但是如果继续增加保温时间，过时效状态下试样的延伸率出现一定程度的回升. 如在时效温度210 ℃、保温时间24 h的条件下，试样已经是过时效态，相较于时效峰的性能，复合材料的硬度和强度都发生明显的下降，但是塑性却出现一定的回升，其延伸率已经接近挤压态的数值.对比上述拉伸结果，不同的热处理条件对材料的性能起着重要作用. 这主要是因为6013铝合金基体在时效过程中在不同阶段的析出相的尺寸和形貌的差别，不同的时效析出相对材料的性能有很大的影响. SiC p/6013Al合金在150 ℃时效处理8 h后抗拉强度达522 MPa，延伸率下降. SiC p/6013Al拉伸性能的改变可归因于随着时效时间的延长，在铝合金基体中产生数量更多的共格过渡相β"相. 当时效温度升高到 210 °C 时，此时复合材料已经进入过时效状态，析出相尺寸发生粗化，导致复合材料强度下降.为了进一步分析人工时效对复合材料拉伸性能及断裂机理的影响，对拉伸试样的断口进行SEM分析. 图7为SiC p/6013Al原始态、峰时效和过时效拉伸断口形貌. 当 SiC增强体颗粒加入铝合金基体后，合金的断口的形貌特征和断裂特性都发生了一定程度的变化. 由图7（a）可知，断口表面除了一些细小的韧窝和少许的撕裂棱外，还有许多颗粒脱落后遗留下来的孔洞，整个断口表现出脆性断裂特征. 复合材料在拉伸过程中的变形主要以铝基体的塑性变形为主，同时部分增强体颗粒从铝基体中被拔出发生脱落. 这是由于SiC的加入，阻碍了变形过程中产生的位错运动，发生的第二相强化在提高强度的同时降低了塑性. 复合材料的断口呈现出脆性断裂的特征，主要是因为界面的破裂和SiC的脱落.通过对比图7（b）和图7（c），经过不同条件的时效处理后，复合材料的断口组织相比于挤压态没有发生明显的改变，韧窝的形态仍然保持浅而小的状态，可以说明人工时效对复合材料断口形貌的影响并不明显，时效虽然可以提高其强度，但是断裂行为仍以脆性断裂为主.挤压态的复合材料拉伸断口处的背散射电子扫描图像和EDS元素组成如图7（d）所示，可见，拉伸断口表面分布着许多白色颗粒相，根据元素分布的情况判断其为脆性的AlMnFe相. 同时，根据Si元素的分布情况也可以发现，一些尺寸较大的SiC颗粒大多分布于拉伸断口的孔洞内，推测这些尺寸较大的SiC 颗粒周围在拉伸的过程中成为裂纹源，最终导致复合材料过早断裂失效，表现出较低的韧性，断裂表现出脆性断裂的特性.3 结论本文对通过球磨-冷等静压-热等静压-热挤压工艺制备的15%质量比SiC p/6013Al复合材料的微观组织、时效析出行为和力学性能进行了研究，主要结论如下：1）经过冷等静压→热等静压→热挤压工艺制备的15% 质量比SiC p/6013Al复合材料致密性较好，增强体颗粒分布均匀，基体内基本看不到缺陷部分（如（a）原始态（b）峰时效态（c）过时效态（d）断口处的背散射电子扫描图像和EDS元素组成图7 SiC p/6013Al原始态、峰时效和过时效拉伸断口形貌Fig. 7 The fracture morphology of SiC p/6013Al in original state，peak-aged and over-aged tensile142第 6 期傅定发等：SiC颗粒增强6013铝基复合材料时效析出行为及力学性能孔洞、裂缝），也没有出现SiC严重团聚的部分，因此具有较为优良的力学性能.2）结合原位电阻率及时效-硬度测试结果，SiC 颗粒增强体能够起到加速6013合金基体固溶处理后沉淀相析出的作用. 这是因为其显著增加了基体中的晶界面积，在时效析出过程中能提供大量非均匀形核点位，利于强化相的析出与沉淀；SiC p/6013Al 复合材料的最佳人工时效工艺为150 ℃/8 h，峰时效硬度为180 HV0.2.3）SiC颗粒增强体能显著提高6013铝合金基体的强度，复合材料的主要析出强化相为Mg2Si. SiC颗粒增强体在增加复合材料强度的同时，也降低了复合材料的塑性，导致基体的断裂从韧性断裂转变为脆性断裂；SiC p/6013Al复合材料经过人工时效后的最佳抗拉强度为522 MPa，此时延伸率为4.5%.参考文献［1］薛学功. 6013铝合金性能与组织的研究［D］.长沙：中南大学，2003：14-16.XUE X G. Study on properties and microstructure of 6013aluminum alloy［D］. Changsha：Central South University，2003：14-16. （in Chinese）［2］何立子，张晓博，崔建忠．Cu、Mg、Si、La对低成分AI-Cu-Mg-Si合金强度的影响［J］．轻合金加工技术，1999，27（12）：37-39．HE L Z，ZHANG X B，CUI J Z．Effects of Cu，Mg，Si，La onstrength of microalloyed Al-Cu-Mg-Si alloys［J］．Light AlloyFabrication Technology，1999，27（12）：37-39．（in Chinese）［3］SHYONG J，DERBY B．The deformation characteristics of SiC particulate-reinforced aluminium alloy 6061［J］. 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铝合金6013密度
铝合金6013密度全文共四篇示例，供读者参考第一篇示例：铝合金6013是一种高强度、耐腐蚀的铝合金材料，具有优异的物理性能和机械性能。
密度是一个重要的物理性能指标，它是指单位体积的质量。
本文将详细介绍铝合金6013的密度及其相关知识。
一、铝合金6013的密度铝合金6013的密度一般在2.77-2.83g/cm³之间，具体数值会受到合金成分、工艺参数等因素的影响而有所变化。
与一般的铝合金相比，铝合金6013的密度略高一些，但依然比许多其他金属轻，是一种相对轻质的金属材料。
1. 高强度：铝合金6013具有较高的强度，尤其在高温环境下表现出色，适合用于高压容器、航空航天器件等领域。
2. 良好的可加工性：铝合金6013具有良好的可塑性和可加工性，便于进行各种成形加工，如拉伸、压制、锻造等。
3. 耐腐蚀性好：铝合金6013具有良好的耐腐蚀性能，能够抵抗大气、水、油等介质的侵蚀，适用于各种恶劣环境下的使用。
4. 密度适中：铝合金6013的密度适中，既具备轻质的优点，又能够满足一定的结构强度要求，是一种理想的结构材料。
5. 易于焊接：铝合金6013易于焊接，可以采用各种焊接方法，如氩弧焊、气保焊等，方便进行组装和维修。
由于铝合金6013具有优异的物理性能和机械性能，被广泛应用于各个领域：1. 航空航天：铝合金6013因其高强度、轻质等特点，常用于制造飞机机身、引擎外壳、襟翼等部件。
2. 汽车制造：铝合金6013常被用于汽车车身、零部件制造，可提高汽车的轻量化程度和燃油效率。
3. 建筑工程：铝合金6013也广泛应用于建筑工程领域，如铝合金门窗、幕墙等结构件的制造。
4. 电子电气：铝合金6013的导电性能良好，可用于制造电线、电缆等电气设备。
铝合金6013是一种优秀的金属材料，具有高强度、耐腐蚀、轻质等优点，被广泛应用于各个领域。
其密度适中，既具备轻质的优点，又能够满足一定的结构强度要求，是一种理想的结构材料。
可用于空间的SiCp／Al复合材料热物理性能研究
粒粒径的复合材料均分为铸态 ， 根据 Ａ— ｉ ｌｓ 合金的规 范 ， ２ ２Ａ 为基体 的复合材料试样 固溶 ， 以 ０４ １ 在盐浴
炉温度 为 ４ ５ ９ ℃下加 热 时间均 为 １ ， 冷 。然后 再 在 ｈ水
１Ｏ ６ ℃的条件 下 时效 １ｈ ０。 ２２测 试方 法 ．
法制备了体积分数为 ４ ％颗粒粒径分别 为 １１ ５ ０ ｍ、 ｘ
个 临界压力 ， 低于临界压力 ， 无法获得优质铸件 。通 过挤压铸造 ，可 以获得高体积分数 的 Ｓ ｐＡ 复合 ｉ ／１ Ｃ
材料 。
采用 挤压 铸 造法 ，在 相 同 的压铸 工 艺 条件 下 分 别 制 备 出颗 粒 粒 径 分 别 为 １ １ ２ １ 的 ＳＣ ／１ ０ ｍ、０ ｍ ｘ ｘ ｉｐＡ 复合材 料 ， 料 的原始 组织 如 图 １ 材 所示 。 种不 同颗 两
言
一
籁
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图 ４ ＳＣ ／ １ 合材 料 的热 循 环 尺 寸 稳 定 性 ｉ ｐＡ 复
６ ４
／－ ｒＰ‘ ￣ ｏ‘ Ｃ
载
人
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天
第 １ 卷 ８
式 中 Ｏ为热扩 散 率 ； ｔ ｐ为材 料密度 ；Ｃ为 比热容 。
３２２ ＳＣ ／１ ．． ｉｐＡ 复合材 料 的热膨 胀性 能
图 ３为不 同粒 径 的 ＳＣ ／ １ ｉｐＡ 复合 材 料 热 膨 胀 系 数 。 图 中可 以看 出 ， 从 在相 同的热处 理状 态下 均表 现 出颗粒 粒 径 为 １１ 的复 合材 料 热 膨胀 系数 高于 颗 ０ｍ ｘ 粒 粒径 为 ２ １ 的复合 材料 。 ０ｍ ｘ
面用金相砂纸磨光 ，测试温度为 ２℃、０ 、０ ￣ ， ５ ５￣ １０Ｃ Ｃ 升温速度 ５ ／ ｉ。 ％ ｒ ｎ 激光导热综合测试仪测量材料的 ａ
碳化硅增强铝基材料
碳化硅增强铝基材料一、概述碳化硅增强铝基材料（SiCp/Al）是一种新型的复合材料，由铝基体和碳化硅颗粒组成。
其具有优异的力学性能、高温稳定性和耐腐蚀性，广泛应用于航空航天、汽车制造、船舶建造等领域。
二、制备方法1. 熔融浸渍法：将铝合金浸入含有碳化硅颗粒的熔体中，使其浸渍到一定深度后取出冷却即可得到SiCp/Al复合材料。
2. 热压法：将铝合金与碳化硅颗粒混合后，在高温高压下进行热压成型，制备出具有均匀分布的SiCp/Al复合材料。
3. 溶胶-凝胶法：将铝溶液与碳化硅颗粒混合后，在特定条件下进行溶胶-凝胶反应，形成SiCp/Al复合材料。
三、性能表现1. 强度：SiCp/Al复合材料具有较高的强度和刚度，可用于制造高强度零部件。
2. 韧性：SiCp/Al复合材料具有较好的韧性和抗裂性能，可有效防止零件在使用中发生断裂。
3. 耐磨性：SiCp/Al复合材料具有较好的耐磨性，在高速运动和重载条件下仍能保持较长寿命。
4. 耐腐蚀性：SiCp/Al复合材料具有良好的耐腐蚀性，可用于制造耐腐蚀零部件。
四、应用领域1. 航空航天领域：SiCp/Al复合材料可用于制造飞机、导弹等高强度、高速度零部件。
2. 汽车制造领域：SiCp/Al复合材料可用于制造汽车发动机缸体、变速箱壳体等高强度零部件，提高汽车整体性能。
3. 船舶建造领域：SiCp/Al复合材料可用于制造船舶结构零部件，提高船舶的耐久性和安全性。
五、未来发展趋势1. 提高制备工艺水平，实现规模化生产。
2. 开发新型碳化硅增强铝基材料，提高性能表现。
3. 拓展应用领域，开发更多高性能、高强度的SiCp/Al复合材料。
热处理对粉末触变成形SiC_p-6061Al基复合材料组织和力学性能的影响及其强韧化机理研究
热处理对粉末触变成形SiC_p-6061Al基复合材料组织和力学性能的影响及其强韧化机理研究热处理对粉末触变成形SiC_p/6061Al基复合材料组织和力学性能的影响及其强韧化机理研究摘要：随着科学技术的不断发展，以及对轻质高强度复合材料需求的增加，粉末触变成形技术得到广泛应用，成为一种重要的制备复合材料的方法。
本研究以SiC颗粒增强的6061铝合金为基体材料，通过热处理对其组织和力学性能进行调控，并研究了其强韧化机理。
关键词：粉末触变成形；SiC_p/6061Al基复合材料；热处理；组织；力学性能；强韧化机理1. 引言粉末触变成形技术作为一种新兴的复合材料制备方法，具有高效、高精度、低耗能的特点。
SiC颗粒增强的6061铝合金作为一种常见的复合材料，在航空、汽车等领域广泛应用。
热处理是调控材料性能的常用方法之一，通过热处理可以改变复合材料的组织结构和力学性能。
因此，本研究旨在通过热处理对粉末触变成形SiC_p/6061Al基复合材料的组织和力学性能进行调控，并研究其强韧化机理。
2. 实验方法2.1 材料制备采用粉末冶金法制备SiC颗粒增强的6061铝基复合材料。
首先将SiC和6061铝粉末按照一定比例混合，然后进行球磨混合。
混合粉末通过压制成型，得到圆柱形试样。
试样在惰性气体氛围下进行烧结，最终制备得到复合材料试样。
2.2 热处理制备的复合材料试样进行热处理，热处理工艺参数为：温度为500℃、保温时间为2小时。
热处理后的试样冷却至室温。
3. 结果和讨论3.1 组织表征通过扫描电子显微镜（SEM）对热处理前后的材料组织进行观察。
结果显示，热处理后材料内部的SiC颗粒分布更加均匀，并形成了良好的界面结合。
这种均匀分布的SiC颗粒有助于增强材料的织构。
此外，热处理还引起了材料内部显微组织的重排，晶界得到清晰定义，晶粒尺寸得到细化。
3.2 力学性能测试对热处理前后的材料进行拉伸测试和硬度测试。
结果显示，热处理后的材料表现出更好的力学性能。
电子外观结构件用6013铝合金板材热处理工艺研究
充分，淬火后基体的过饱和程度越高，时效过程中 第二相析出的驱动力也越大，合金强度越高；同 时，提高固溶温度和延长固溶时间会显著增加合金 中的再结晶分数，这会降低合金的力学性能。因 此，当固溶温度为 535 ℃时，合金固溶不够充分， 强度较低。 提高固溶温度至 560 ℃时，合金元素 的固溶度迅速增加，强度提高 20 MPa 以上。继续 提高固溶温度至 570 ℃，此时合金中元素的固溶度 增加较小，而再结晶分数增长较快，导致合金强度 增幅较小，在 10 MPa 以内。与提高固溶温度对合 金力学性能的影响类似，当固溶时间在 40 min 内 时，固溶时间的延长可显著提高合金的强度，而进 一步延长固溶时间，合金的强度则增加较小。延伸 率随固溶温度和固溶时间的变化与合金强度的变化 不同，在固溶度和再结晶分数的共同作用下，合金 的延伸率随着固溶温度升高和固溶时间的延长略有 减小，但变化较小，在 2%范围内，这可能是由于 再结晶分数的增加导致合金断裂类型的改变所引起 的。
0 前言
6×××系铝合金由于具有强度高、导热性良 好、可切削性能和化学抛光效果好等优点，是制造 电子产品外观结构件的理想材料，广泛用于消费电 子外壳如笔记本电脑、手机、电视等。其中 6013 铝合金是当今世界上最先进的铝合金之一，相较于 6061-T6 合金，6013-T6 铝合金强度高出约 25%， 甚至可以媲美 7×××系铝合金的强度[1- 。 3] 另外， 6013 合 金 还 具 有 更 加 优 秀 的 钻 削 性 能 ， 极 易 排 屑，可用于钻削更复杂的零部件并显著降低钻削加 工成本。为此，6013 合金被当作新一代的理想材 料，以满足电子产品外观结构件市场对高强度、轻 量化和易加工的进一步需求。
碳化硅铝基复合材料
碳化硅铝基复合材料
碳化硅铝基复合材料（SiC-Al composites）是一种新型的结构材料，它具有高强度、高模量、高热稳定性和低热膨胀系数等优良特性，因此在航空、航天、化工等领域中得到
了广泛的应用。
碳化硅铝基复合材料主要由碳化硅（SiC）粉末、铝（Al）粉末、以及其他添加剂如增塑剂、增强剂等组成。
这些材料经过混合，然后在高温下进行烧结或热压制成具有复合性
能的材料。
其中碳化硅作为主要的增强相，因其具有高硬度、高热稳定性、耐腐蚀性等优
良物理化学特性，可以增强材料的耐热性和强度；铝则作为基体相，具有良好的可加工性
和导热性，可以提高材料的可加工性和传热性能。
碳化硅铝基复合材料具有很多优良特性，如高强度、高刚度、高耐热性、低热膨胀系数、耐腐蚀性好等。
其中，其高强度和高刚度主要是由于其增强相碳化硅的独特物理化学
特性，而其耐热性和低热膨胀系数则是由于其铝基体的质地和热处理工艺所决定的。
近年来，随着碳化硅铝基复合材料技术的不断发展，其应用范围也在不断扩大。
例如，在航空航天领域中，碳化硅铝基复合材料可以用于制造先进的高温结构材料和推进器材料；在化工领域中，它可以被用于制造耐高温、耐腐蚀的管道和设备。
尽管碳化硅铝基复合材料具有很多优良特性，但同时也存在一些局限性。
例如，其制
造工艺较为复杂，以及成本较高等。
另外，在碳化硅铝基复合材料的制备过程中，如果控
制不好工艺参数，容易出现气孔等缺陷，进而影响其性能。
综上所述，碳化硅铝基复合材料是一种应用前景广阔的材料，具有很多优良特性。
今后，随着科学技术的不断发展，碳化硅铝基复合材料的制备和应用将会得到进一步的提高
和拓展。
铝碳化硅介绍
一铝碳化硅简介铝碳化硅AlSiC（SICP/Al或Al/SiC、SiC/Al），是铝基碳化硅颗粒增强复合材料的简称，是一种颗粒增强金属基复合材料，采用Al合金作基体，按设计要求，以一定形式、比例和分布状态，用SiC颗粒作增强体，构成有明显界面的多组相复合材料，兼具单一金属不具备的综合优越性能，充分结合了陶瓷和金属铝的不同优势，实现了封装轻便化、高密度化等要求。
二材料性能AlSiC密度在2.95~3.1g/cm3之间，热膨胀系数（CTE）6.5~9ppm/℃，具有可调的体积分数，提高碳化硅体积分数可以使材料的热膨胀系数显著降低。
同时，铝碳化硅还具有高的热导率和比刚度，表面能够镀镍、金、银、铜，具有良好的铝碳化硅复合材料的比刚度是所有电子材料中最高的：是铝的3倍，铜的25倍，另外铝碳化硅的抗震性好，因此是恶劣环境（震动较大，如航天、汽车等领域）下的首选材料。
铝碳化硅复合材料已成为航空航天、国防、功率模块和其他电子元器件所需求的新型封装材料。
用于航空航天微波、功率放大模块等电子器件及模块的封装壳体或底座。
一方面AlSiC（铝基碳化硅）的热膨胀系数与半导体芯片和陶瓷基片实现良好的匹配，能够防止疲劳失效的产生,甚至可以将功率芯片直接安装到AlSiC（铝基碳化硅）基板上；另一方面AlSiC（铝基碳化硅）的热导率是可伐合金的十倍，芯片产生的热量可以及时散发。
这样，整个元器件的可靠性和稳定性大大提高。
■热膨胀系数等性能可通过改变其组成而加以调整，因此产品可按用户的具体要求而灵活地设计，能够真正地做到量体裁衣，这是传统的金属材料或陶瓷材料无法作到的。
■密度与铝相当，比铜和Kovar轻得多，还不到Cu/W的五分之一，特别适合于便携式器件、航空航天和其他对重量敏感领域的应用。
■比刚度（刚度除以密度）是所有电子材料中最高的：是铝的3倍，是铜的25倍，另外AlSiC（铝基碳化硅）的抗震性比陶瓷好，因此是恶劣环境（震动较大，如航天、汽车等领域）下的首选材料。
6013铝合金热处理
6013铝合金热处理热处理是指通过控制材料的加热和冷却过程，改变其组织结构和性能的一种工艺方法。
在铝合金材料中，热处理可以显著地改善其力学性能和耐腐蚀性。
其中，6013铝合金是一种常用的铝合金材料之一，具有良好的可焊性和机械性能，广泛应用于航空航天、汽车制造、建筑等领域。
6013铝合金的热处理过程主要包括固溶处理和时效处理两个阶段。
固溶处理是指将合金加热至固溶温度，保持一定时间后迅速冷却。
固溶处理的目的是溶解合金中的析出相，使合金处于均匀固溶状态。
固溶温度一般在480℃至520℃之间，保温时间取决于合金的厚度和成分。
经过固溶处理后，合金的晶粒尺寸得到细化，晶界的强化作用增强，提高了合金的抗拉强度和硬度。
时效处理是指在固溶处理后，将合金再次加热至一定温度，保持一定时间后冷却。
时效处理可以进一步调整合金的组织结构，获得更好的力学性能。
时效处理温度一般在150℃至200℃之间，保温时间根据合金的要求而定。
时效处理可以使合金中析出出现，形成弥散的颗粒状结构，进一步提高合金的抗拉强度和硬度，同时保持较好的塑性和韧性。
6013铝合金的热处理过程需要严格控制温度和时间，以确保处理效果。
过高的温度和时间会导致合金的过度溶解和粗化晶粒，降低力学性能；而过低的温度和时间则无法实现合金的充分固溶和析出。
因此，在实际操作中，需要根据合金的具体要求和工艺条件，确定合适的处理参数。
除了固溶处理和时效处理，还有一些其他的热处理方法可以应用于6013铝合金。
例如，退火处理可以通过加热和缓慢冷却来消除合金中的应力和组织缺陷，提高材料的塑性和韧性。
再结晶处理可以通过加热和快速冷却来改变材料的晶粒结构，获得细小均匀的晶粒。
这些热处理方法的选择取决于合金的具体应用和性能要求。
6013铝合金的热处理是一种重要的工艺方法，可以改善合金的力学性能和耐腐蚀性。
通过合适的固溶处理和时效处理，可以使合金达到最佳的组织结构和性能。
在实际应用中，需要严格控制处理参数，确保处理效果的稳定和可靠。
6013热处理工艺
6013热处理工艺
6013热处理工艺是一种常用的金属热处理工艺，主要应用于碳钢和低合金钢材的热处理过程中。
该工艺通常包括以下几个步骤：
1. 加热：将待处理的钢材加热至适当的温度区间，一般为800-900摄氏度。
加热的时间取决于材料的尺寸和种类。
2. 保温：在加热到目标温度后，保持一定的时间使材料达到均匀的温度分布。
这一步骤的目的是让材料内部的组织结构发生改变。
3. 冷却：将材料从加热状态迅速冷却，可以通过水淬、油淬或空冷等方式进行。
不同的冷却速率将导致不同的组织结构和性能。
4. 回火：在冷却后的材料再次加热至较低的温度，保温一段时间，然后进行适当的冷却。
回火的目的是消除由于快速冷却引起的内部应力，并使材料获得一定的韧性和强度。
6013热处理工艺主要用于改善钢材的力学性能，如提高材料的硬度、强度和耐磨性等。
这种工艺常用于制造汽车零部件、机械零件、工程结构等领域，以满足不同应用对材料性能的要求。
热控涂层常用材料 -回复
热控涂层常用材料-回复热控涂层是一种常见的功能性涂层，用于控制物体表面的温度。
这种涂层能够有效地吸收或反射热量，从而实现热量的调节和控制。
在热控涂层中，常用的材料有金属颗粒、陶瓷颗粒、聚合物及其复合材料等。
本文将逐步介绍热控涂层常用材料的特性及其在不同领域的应用。
首先，金属颗粒是热控涂层中常用的一种材料。
金属颗粒具有良好的热导性和热辐射特性，能够快速吸收和释放热量。
常见的金属颗粒材料包括铜、铝和银等，它们通过涂层的形式覆盖在物体表面，能够有效地吸收包括可见光和红外线在内的热辐射，并将其转化为热能。
这种材料适用于需要快速吸收和释放热量的应用，如太阳能集热器、电子器件散热等。
其次，陶瓷颗粒也是常见的热控涂层材料之一。
陶瓷颗粒具有优异的抗高温性能和稳定的热辐射特性，能够在高温环境下有效地吸收和排放热能。
其中，氧化铝和碳化硅是常用的陶瓷颗粒材料，它们具有良好的耐腐蚀性和热稳定性，适用于高温热控涂层的应用，如航空发动机的涡轮叶片和燃烧室等。
另外，聚合物材料及其复合材料也是热控涂层常用的材料之一。
聚合物具有较低的热导率和良好的柔韧性，能够在物体表面形成一层隔热层，起到热绝缘的作用。
而聚合物复合材料通过在聚合物基体中加入填料或纤维增强材料，提高了涂层的力学性能和热导性能。
常见的聚合物复合材料包括碳纤维复合材料和陶瓷填料增强的热塑性聚合物等，这些材料适用于需要同时具备耐高温和隔热性能的应用，如航空航天器件和汽车引擎部件等。
除了上述常见的材料外，还有一些特殊的材料也被广泛应用于热控涂层中。
例如，微孔结构材料能够在涂层中形成很多微小的孔隙，通过空气的导热和对流传热来控制热量的传递。
纳米材料是指具有纳米尺度结构和特性的材料，它们具有独特的光学和热学性质，能够在热控涂层中实现更精确的温度调节。
液晶材料是一种特殊的有机材料，能够通过外加电场或温度的变化来改变其结构和光学性质，具有很大的潜力用于热控涂层。
总之，热控涂层是一种能够调控物体表面温度的功能性涂层。
氧化铝涂层热反射
氧化铝涂层热反射
氧化铝涂层具有优秀的热反射性能。
氧化铝的熔点很高，是一种耐高温的氧化物。
由于其机械强度高、热稳定性好以及膨胀系数小等优点，氧化铝被广泛应用于陶瓷涂层中。
它可以明显提高涂层的硬度、结合强度，降低膨胀系数，还能提高烧结后陶瓷涂层的光泽。
此外，氧化铝涂层的热反射性能也是一大亮点。
它能有效地反射热量，因此具有良好的隔热效果。
这一特性使得氧化铝涂层在需要热防护的领域有广泛的应用，如炉体、发动机、燃烧器等高温设备的外表面防护。
然而，氧化铝是以离子键形式存在的，如果掺杂过量的AlO3，可能会使得
涂层的适宜烧结温度过高。
因此，在实际应用中，需要根据具体需求和条件，合理选择氧化铝的添加量以及涂层的制备工艺，以获得最佳的性能表现。
如需更多关于氧化铝涂层热反射的相关信息，建议查阅相关资料或咨询材料科学专家。
6013铝合金热变形行为研究
6013铝合金热变形行为研究
甘卫平;王义仁;陈铁平;杨伏良;刘泓
【期刊名称】《材料导报》
【年(卷),期】2006(020)005
【摘要】以6013铝合金为试验材料,采用热压缩镦粗法,在Gleeble-1500热模拟试验机上进行等温热压缩试验.结果表明:随变形速率增加和变形温度降低,合金的流变应力增加.随变形程度增加,流变应力先迅速增加到一峰值,然后缓慢下降到渐趋平稳,呈现明显动态再结晶特征.该合金的流变应力行为可用包含Arrhenius项的Zener-Hollomon参数来描述,其变形激活能Q为145.75kJ/mol.
【总页数】3页(P111-113)
【作者】甘卫平;王义仁;陈铁平;杨伏良;刘泓
【作者单位】中南大学材料科学与工程学院,长沙,410083;中南大学材料科学与工程学院,长沙,410083;经阁铝业科技股份有限公司,长沙,410205;中南大学材料科学与工程学院,长沙,410083;中南大学材料科学与工程学院,长沙,410083
【正文语种】中文
【中图分类】TS91
【相关文献】
1.类6013铝合金热处理制度的研究 [J], 何立子;张晓博;崔建忠
2.6013铝合金挤压型材性能的研究 [J], 薛学功;章四琪
3.电子外观结构件用6013铝合金板材热处理工艺研究 [J], 李飞龙;赖仕祯;宋丰轩;
尹昌波
4.汽车保险杠用6013P铝合金挤压型材工艺研究 [J], 崔雷
5.基于响应面法的6013铝合金单模光纤激光焊接工艺及性能研究 [J], 王程昊;张本顺;赵昀;李启明;刘雨;沈言
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SiC增强铝基复合材料的力学性能
SiC增强铝基复合材料的力学性能惠鹏飞;刘慧玲;李靖;王景升【摘要】采用半固态搅拌铸造法制备了SiC颗粒增强铝基复合材料,研究了加入不同质量分数SiC和Mg的(Al基体、Al-4 wt.％SiC、Al-4 wt.％高温氧化SiC,Mg 的质量分数从0～4 wt.％以1wt.％的含量递增)铝基复合材料的微观结构和力学性能,研究结果表明:经过高温氧化的SiC颗粒能够防止铝液对SiC颗粒的侵蚀,SiC颗粒表面没有发现孔洞.在Al-4 wt.％高温氧化SiC-3 wt.％Mg铝基复合材料中形成了Si和MgAl2O4,其屈服强度、抗拉伸强度和硬度最大,但当Mg的质量分数超过3 wt.％时,其屈服强度和抗拉伸强度降低,这主要是由于过量Mg的加入,会使复合材料中SiC颗粒表面的SiO2与Mg反应后继续与铝液进行反应,这将削弱SiC颗粒与基体的界面结合强度.【期刊名称】《甘肃科学学报》【年(卷),期】2014(026)006【总页数】4页(P82-85)【关键词】铝基复合材料;界面反应;显微组织;力学性能【作者】惠鹏飞;刘慧玲;李靖;王景升【作者单位】兰州理工大学省部共建有色金属先进加工与再利用国家重点实验室,甘肃兰州 730050;兰州理工大学理学院,甘肃兰州 730050;兰州理工大学理学院,甘肃兰州 730050;兰州理工大学理学院,甘肃兰州 730050;兰州理工大学理学院,甘肃兰州 730050【正文语种】中文【中图分类】TG115.5铝基复合材料被广泛应用于航空航天和汽车制造等行业,其中含有增强相的铝基复合材料因其在力学和摩擦等性能方面优于基体合金而体现出了巨大的工业价值[1-4].在不同类型的铝基复合材料之中,颗粒增强铝基复合材料的工业成本远低于其他类型,另外,颗粒增强铝基复合材料的物理性能一般各向同性,用铸造法制备的颗粒增强铝基复合材料不仅成本最低,并且有优异的摩擦性能[5-8].复合材料的硬度和韧性主要取决于基体合金的结构以及增强相颗粒的尺寸、分布情况和界面结合强度[9],此外,铸造缺陷可能会加剧增强体颗粒的团聚现象[10],Tan等[11]的研究表明,SiC 颗粒增强铝基复合材料的强度和韧性等多个力学性能高于Al2O3颗粒增强的铝基复合材料.SiC颗粒增强铝基复合材料的一个困难是SiC颗粒与熔融态的铝液之间不能进行很好的润湿,SiC颗粒常常与铝液发生反应,降低复合材料的力学性能.研究在铝液中加入Mg和经高温处理的SiC颗粒,改善两相的润湿性,可有效抑制有害界面反应的发生,提高界面结合强度,增强复合材料的硬度﹑抗拉强度和屈服强度.1 实验方案1.1 材料的制备以纯铝作为基体,金属镁为活性元素,SiC颗粒作为增强体,采用半固态搅拌铸造法制备铝基复合材料,三组复合材料是:(1)纯铝+ (0,1,2,3,4) wt.%镁(A组:记为试样A1,A2,A3,A4,A5);(2)纯铝+4wt.% SiC(26μm) +(0,1,2,3,4) wt.%镁(B组:记为试样B1,B2,B3,B4,B5);(3)纯铝+4wt.% 高温氧化SiC(26 μm) +(0,1,2,3,4) wt.%镁(C组:记为试样C1,C2,C3,C4,C5).首先,将纯铝和镁加入到经过预热的坩埚中并放入电阻炉中熔化,熔化温度为680 ℃,熔化后进行除渣,再将炉内温度降到600 ℃并保持10 min左右,使金属处于半固态,将增强相经过搅拌加入到其中,为了铝液与增强相更好的进行润湿,将温度缓慢上升到680 ℃,保温一段时间后,迅速在钢模中进行浇铸.1.2 材料的表征在光学显微镜上对铸态微观组织进行观察,用配备有能谱仪的QUANTA FEG450型扫描电镜分析铸态组织中的物相,D8ADVENCE型X射线衍射仪分析样品的物相组成,试样的硬度在布氏硬度计上检测,载荷为306 N,加载时间为30 s,拉伸测试在(AG-10TA) 试验机上进行,拉伸应变速度为1 mm·min-1.2 结果与分析2.1 显微组织分析图1为铸态复合材料C4的SEM像和EDX谱.由图1可以看出,试样C4铸态组织中SiC颗粒分布比较均匀,没有出现明显的团聚现象,说明SiC颗粒经高温氧化后表面生成的SiO2晶体与铝液中的Mg、Al元素发生界面反应,生成MgAl2O4和Si,这一反应促使了SiC颗粒与铝液的润湿,并提高了SiC颗粒的分散性,在两相区搅拌后使结晶面以枝晶界面向前推进,液相中的SiC颗粒被迅速包围或吞并,最终得到均匀组织.SiC颗粒是SiC结晶块经粉碎而得,其表面吸附空气中的众多微气泡,阻止SiC/Al液接触和润湿,显然,Mg与SiC表面吸附气体有强烈反应倾向,Mg偏聚在SiC/Al液相界,从而能有效破坏SiC颗粒面上微气泡,改善两相润湿性.SiC颗粒表面没有发现孔洞,说明高温氧化后的SiC颗粒能够防止铝液对SiC颗粒的侵蚀[7].大部分SiC颗粒呈沿晶界分布特征,少数颗粒分布于晶粒内部.凝固过程中,随着a(A1)枝晶的长大,大部分SiC颗粒被固/液界面推移至晶界,只有少数SiC颗粒在熔体中起到非自发生核质点的作用,在凝固过程中作为a(A1)枝晶的形核质点,呈晶内分布特征[12,13].图1 铸态复合材料C4的SEM像和EDX谱Fig.1 SEM micrographs and EDX spectra of the composite C4 in the as cast condition铸态复合材料C4的XRD谱如图2所示.图2 铸态复合材料C4的XRD谱 Fig.2 XRD pattern of the composite C4 in the as cast condition由图1(b)和图2可以看出,试样C4中存在Si和MgAl2O4相,这表明,在复合材料中,界面发生了化学反应:Mg+2Al+ 2SiO2MgAl2O4+2Si,它有助于SiC颗粒与铝合金的进一步润湿,从而形成最佳的界面结合,其中晶体结构的MgAl2O4在非晶氧化层表面形成,一直生长至内层SiC表面,但没有出现Al4C3和Si[14],说明SiC颗粒高温氧化后表面生成的稳定的较为致密的SiO2晶层能有效抑制铝合金熔液中的Al元素发生有害界面反应:4Al+3SiCAl4C3+3Si,由于Al4C3在潮湿环境中稳定性差,会使增强体表面受损伤,从而直接影响复合材料的力学性能.2.2 力学性能分析三组复合材料的硬度如图3所示.图3 A,B,C三组铸态材料的布氏硬度曲线Fig.3 Brinell hardness curves of the composites A,B,C in the as cast conditionB组和C组材料的硬度明显高于A组,在硬度试验中,SiC颗粒可以增加压头与基体接触的有效面积,并且SiCp /Al高强度的界面有力地支撑颗粒对压头的抵抗作用,所以 SiC颗粒的加入可提高复合材料的硬度.C组材料的硬度要大于B组的,随着Mg含量的增加,硬度先增加后减小,当Mg含量为3wt.%时,加入高温处理SiC的复合材料的硬度最大,因为高强度界面越多,硬度也就越高.图4为A,B,C三组材料的屈服强度和抗拉伸强度.由图4中可以看出,三组材料中,无论屈服强度还是抗拉伸强度,B组和C组材料都要明显高于A组.它说明颗粒与基体铝合金的热力学不协调性使得复合材料内部产生大量的位错,同时由于位错的缠结、割阶和增殖使得位错的密度大量增加,对外就表现为强度和硬度的增加.SiC颗粒的加入提高了复合材料的屈服强度和抗拉伸强度.当对B组和C组中含有相同质量分数Mg的试样进行比较发现,C组相比B组材料展示出了更好的力学性能.这是由于SiC颗粒高温氧化后表面生成的SiO2晶体与铝液中的Mg、Al元素发生界面反应,生成MgAl2O4和Si,促使SiC颗粒与铝液润湿,从而使合金的晶粒得到细化,提高界面结合力,并提高了SiC颗粒的分散性.图4 A,B,C三组铸态材料的强度曲线Fig.4 Strength of the composites A, B, Cin the as cast condition另外,从图4我们可以看到,随着基体合金中Mg的质量分数增加到3 wt.%时(即试样C4),铝基复合材料的屈服强度和抗拉伸强度都达到了最大值,但当C组中Mg的质量分数超过3 wt.%时,材料的屈服强度和抗拉伸强度都被降低.这说明在基体合金中Mg的质量分数合适时会强化SiC颗粒与基体的界面结合,使复合材料受力时SiC/Al界面能更有效进行载荷传递.但是如果将过度的Mg加入到复合材料中,一旦当氧化层被反应消耗后,SiC颗粒将继续与铝合金熔液中的Al元素反应.这可能降低SiC颗粒与基体合金的界面结合强度.MgAl2O4的数量和尺寸大小与基体合金中的Mg含量有关,调节SiC颗粒的氧化程度和基体合金中Mg的含量,可以在一定程度上对SiC/Al 基复合材料的界面反应和产物进行控制.3 结论采用半固态搅拌铸造法制备了SiC颗粒增强铝基复合材料,SiC颗粒在基体合金中分布比较均匀,SiC颗粒表面没有出现孔洞.高温氧化SiC颗粒后表面生成的SiO2晶层与Al反应生成的Si和MgAl2O4有助于SiC颗粒与铝合金的进一步润湿,从而形成最佳的界面结合,并且能有效抑制SiC颗粒与铝合金熔液中的Al元素发生的有害界面反应.在基体合金中加入适量的Mg能使复合材料的硬度、屈服强度和抗拉伸强度提高.参考文献:【相关文献】[1] Ravi K R,Pillai R M,Pai B C,et al.Separation of Matrix Alloy and Reinforcement from Aluminum Metal Matrix Composites Scrap by Salt Flux Addition[J].Indian Academy of Sciences,2007,30(4):393-398.[2] Qu J,Xu H B,Feng Z L,et al.Improving the Tribological Characteristics of Aluminum 6061 Alloy by Surface Compositing with Sub-micro-size Ceramic Particles Via Friction Stir Processing[J].Wear,2011,271:1 940-1 945.[3] Zhang H W,Kus J L,Kus A L.Improvement of the Bonding Interface in HybridFiber/particle Preform Reinforced Al Matrix 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6013铝合金热处理
6013铝合金热处理
6013铝合金是一种常用的铝合金材料，通常具有较高的强度
和良好的耐腐蚀性能。
热处理是一种常用的工艺，可通过控制材料的加热和冷却过程来改善其性能和特性。
6013铝合金在热处理过程中通常采用时效强化方法。
该方法
涉及将材料加热至其合金元素形成固溶体的温度，然后迅速冷却以保持固溶体结构。
接下来，材料经过适当的时效处理，即在较低温度下长时间保持，使固溶体内部产生一些小的固相颗粒，从而增加材料的强度和硬度。
6013铝合金的热处理温度和时间可以根据具体需求和材料的
特性进行调整。
通常，加热温度在450°C-500°C之间，时效时间在1小时至数小时不等。
热处理后，材料的强度和硬度会得到明显提高，同时保持一定的塑性和韧性。
需要注意的是，热处理过程中需要严格控制温度和时间，以避免产生不均匀的结构和过度固相化现象。
此外，热处理后的材料可能会有一定的尺寸变化，因此在设计时需要考虑这一因素。
总的来说，6013铝合金的热处理可以显著提高其力学性能和
耐腐蚀性能，使其更适用于各种工程应用中。
6013铝合金熔点
6013铝合金熔点一、什么是6013铝合金6013铝合金是一种常用的铝合金材料，其主要成分是铝和其他合金元素。
铝具有优异的特性，如轻巧、耐腐蚀、导热性好等，因此被广泛应用于航空航天、汽车制造、建筑等领域。
相比于纯铝，铝合金更具有强度和硬度。
二、铝合金的熔点铝合金的熔点是指在高温下，铝合金从固态转变为液态的温度。
铝合金的熔点受到合金元素的影响，不同的合金元素添加量会导致熔点的变化。
三、6013铝合金的熔点6013铝合金的熔点取决于其成分和热处理情况。
一般来说，6013铝合金的熔点在550℃至650℃之间。
熔点的确切数值会因为生产厂家和合金配方的差异而有所不同。
四、影响6013铝合金熔点的因素1. 合金元素合金元素的含量和种类会影响6013铝合金的熔点。
不同的合金元素具有不同的化学性质，可能会降低或提高铝合金的熔点。
2. 热处理热处理是指通过加热和冷却来改变材料的性质和微结构。
不同的热处理方法可能会使6013铝合金的熔点发生变化。
3. 原材料质量原材料的质量也会影响6013铝合金的熔点。
质量较高的原材料可能具有更稳定的化学成分，从而使熔点的波动范围较小。
五、6013铝合金的熔点应用6013铝合金的熔点使其非常适合用于需要耐高温的应用。
以下是一些常见的应用领域：1. 航空航天航空航天领域对材料要求较高，需要材料具有轻量化、高强度和耐高温性能。
6013铝合金由于其较高的熔点，被广泛应用于飞机、卫星等航空航天器件上。
2. 汽车制造汽车发动机和传动系统需要耐高温的材料。
6013铝合金的高熔点使其成为制造汽车零部件的理想选择，如缸体、活塞等。
3. 建筑建筑行业对于材料的强度和耐腐蚀性能有着严格要求。
6013铝合金的高熔点使其在建筑中应用广泛，如门窗、屋面板等。
六、结论6013铝合金的熔点是指铝合金从固态转变为液态的温度，在550℃至650℃之间。
合金元素、热处理和原材料质量都会对熔点产生影响。
6013铝合金的高熔点使其在航空航天、汽车制造和建筑等领域中得到广泛应用。
大塑性变形(SPD)超细晶6013铝合金后时效特性及其微观结构表征
大塑性变形（SPD）超细晶6013铝合金后时效特性及其微观结构表征近年来,随着中国工业化的发展,交通、电子信息等行业对于铝合金材料的需求呈上升的趋势。
其中,汽车轻量化是铝合金在工业生产上最为广泛的应用。
另外,研究高强度高韧性的铝合金新材料,以满足航空航天、兵器等军事工业的需要也是铝合金未来发展的主要方向。
大塑性变形(SPD)技术中的等通道转角挤压技术(ECAP)可以有效地制备超细晶材料,进而显著地提高6000系铝合金的力学性能,被认为是制备块状超细晶材料极具前景的方法。
但是仅通过SPD技术并不能完全发挥6000系铝合金的强化潜力,因此,将SPD技术与时效处理相结合,进一步研究ECAP后时效处理对6000系铝合金性能的影响具有十分重要的意义。
本文以6013(Al-Mg-Si-Cu)铝合金为研究对象,对不同室温ECAP道次的试样进行后时效处理,并选用显微硬度实验、拉伸实验和电导率实验来表征其性能。
并通过差示扫描量热法(DSC)、X射线衍射(XRD)、扫描电子显微镜(SEM)和透射电子显微镜(TEM)分析6013铝合金经ECAP后时效处理后材料的微观结构变化,探讨微观结构对性能的影响,并进一步对其强韧化机制变化作出预测。
所得结果总结如下:(1)DSC分析表明,室温一道次ECAP试样在110℃下进行后时效时,析出相主要为GP区,在191℃下时效时,有β″相出现。
室温二道次试样在两种温度下进行后时效时,析出相主要为大量的GP区和少量的β″相,室温三道次试样在两种温度的后时效过程中,析出相主要为大量的GP区和β″相以及少量的β′相。
(2)XRD实验结果证实,ECAP道次的增加提高了材料在后时效过程中析出相出现的速度和数量。
同道次条件下,后时效温度的提高会加速析出相出现的产生。
同时效时间条件下,随ECAP道次的增加,同道次材料在不同时效温度下晶粒尺寸差距逐渐降低。
高温时效在加速应变降低的同时也在加剧应变降低的程度。
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试验研究特种铸造及有色合金 2000年第6期反应涂层SiC p /6013Al 复合材料的热学性能3中南工业大学 谢盛辉33 陈康华 刘红卫 刘允中摘 要 为制备高S iC 含量的S iC p /6013Al 复合材料,把(S iC +T i )的混合粉末压坯浸入熔化的铝液中,通过反应引发自蔓延反应。
反应产物在S iC 颗粒表面原位形成涂层,改善了S iC p /6013Al 界面的润湿性。
S iC 颗粒在800℃自重沉降30min ,除去上面部分铝液,可制备高S iC 含量的复合材料。
研究了自蔓延反应机理及复合材料的热膨胀系数、导热系数及其与自蔓延反应之间的关系。
并与用离心渗铸法制备的同种材料作比较,发现自蔓延反应对材料的热膨胀系数影响不大,但由于S iC 颗粒表面的反应物涂层热阻较大,剧烈的自蔓延反应会损害材料的导热性能。
如果反应程度控制适当,可以制备低膨胀、高导热的S iC p /6013Al 复合材料。
关键词:自蔓延反应 SiCp/6013Al 复合材料 热膨胀系数 导热系数中图分类号: TG 113.12;TG 249.9 文献标识码:A 文章编号:1001-2449(2000)06-0023-033 国家“九五”攻关项目(95-Y S -005)33 谢盛辉,男,1974年出生,硕士研究生,湖南长沙中南工业大学粉末冶金研究所(410083)收稿日期:2000-06-13 修回日期:2000-08-15 由于SiC p /6013Al 复合材料制造工艺简单、原材料价格便宜、密度小;且具有可调的线膨胀系数(与电子元件的CET 匹配)和良好的导热性能,其在电子封装材料领域的应用日益受到人们的重视。
一般的电子元件材料和传统的电子封装材料,如Si ,G e ,Al 2O 3,K ovar ,Inv or 等,CET 都比较小(3.0×10-6～8.0×10-6/K )[1,2],所以要求SiC p /6013Al 复合材料的CET 也较小,即要求复合材料具有高SiC p 含量(一般大于40%)。
目前,SiC p /6013Al 复合材料的制备方法很多,主要有粉末冶金法、搅拌铸造法、渗透法、压力铸造法和喷射沉积法等。
但这些方法制备高SiC p 含量的SiC p /6013Al 复合材料都存在一些问题[3,4]。
本试验采用铝浴自蔓延反应,在SiC p 表面形成一层原位反应物涂层,改善了SiC p 与Al 基体界面的润湿性[5]。
利用SiC 颗粒自重沉降制备高SiC p 含量的SiC p /6013Al 复合材料,并与采用离心渗铸法制备的同种材料作比较,考察了自蔓延反应对复合材料的热学性能与组织结构,以寻求理想的制备工艺。
1 试验方法将200μm 的SiC 粉末与35μm 的T i 粉以质量比3∶1混合均匀,模压成型。
将压坯浸入950℃的Al 熔体中,通过Al 浴加热在压坯内部引发自蔓延反应。
反应产物在SiC p 表面原位形成涂层。
搅拌均匀,使SiC p 在800℃的Al 液中于重力作用下沉降30min ,除去上面的铝液,得1#试样。
压坯反应后在950℃的Al 熔体中保温90min ,使界面反应加剧,再在800℃的Al 液中于重力作用下沉降30min ,除去上面的铝液,得2#试样。
3#试样采用离心渗铸法制备。
将25g ,200μm 的SiC p 装入石墨坩埚中,上面加入800℃的Al 熔体,在自制的铸造机上离心渗铸1.5min ,渗铸压强为240kPa 。
用腐蚀法测得1#和2#试样的SiC 体积分数均为50%,3#试样为48%。
用X 2ray 扫描分析(SiC p +T i )混合粉末压坯。
CTE 在D L 21500热膨胀仪上测定,热扩散率采用JR 22激光导热仪测定。
AlB 2的形态呈规则十四面体结构;中温熔炼时,片状与十四面体形态共存。
AlB 2化合物的不同形态是硼原子的扩散机制与界面生长各向异性机制相互作用的结果。
参 考 文 献1 S igw orth G K,G uz owski M M.G rain Refinement of Hypoeutectic Al 2S i Alloys.AFS T ransactions ,1985,172:907～9102 M ohanty P S ,G ruzleski J E.G rain Redinement M echanisms of Hypoeutectic Al 2S i Alloys.Acta mater ,1996,44:3749～37523 Schumacher P ,G reer A L.New S tudied of Nucleation M echanisms in Alum inumAlloys :Im plications for G rain Refinement Practice.M aterial Science and T ech 2nology ,1998,14:394～3984 M ccartney D G,G rain Refining of Alum inum and its Alloys Using Inoculants.International M aterials Reviews ,1989,34:247～2505 G eoffrey ,S igw orth K.The G rain Refining of Alum inum and Relationships in theAl 2T i 2B System.M et.T rans.A ,1984,15A :277～2806 Tsugio H ,N obuhiro M.Synthesis of high Boron Alum inum Alloy and Im prove 2ment of its Fluidity.Light M etals (in Japanese ),1993,43:3～97 崔忠圻.金属学与热处理.北京:机械工业出版社,1988.(编辑:陈渭臣)322 试验结果及分析2.1 自蔓延反应对显微组织的影响由(SiC p +T i )混合粉末压坯的X 2ray 衍射如图1示,自蔓延反应的主要产物有T i 5Si 3,T iC 和Al 3T i 。
对SiC p 表面涂层进行能谱分析发现,涂层主要由T i ,Si ,Al 元素组成。
T i 与SiC p 反应,在SiC p 表面形成一层连续的T i 5Si 3产物和弥散的T iC 颗粒[6]。
反应机理是T i 与渗入的Al 熔体先反应(T i +Al →Al 3T i ),放出的热量激发了SiC 与T i 的反应(3SiC +8T i →T i 5Si 3+3T iC ),在SiC 颗粒表面形成一层原位反应物涂层如图2示,从而改善了SiC 颗粒与Al 基体的润湿性,使SiC 颗粒在Al 基体中分布均匀,如图3所示[7]。
从图3可看出,用离心渗铸法制备的试样由于未发生自蔓延反应,SiC p 表面没有涂层,1#试样反应轻微,涂层很薄。
随着反应程度加剧,涂层增厚。
由于反应产物T i 5Si 3溶于Al 基体中[7],反应程度越剧烈,溶入基体的反应产物也越多,所以2#试样的SiC p 表面明显呈锯齿状。
由于反应沿着某些固定的方向进行,有些大颗粒甚至裂变成几个小颗粒[7]。
图1 S iC p 2T i 混合粉末压坯反应后的X 2ray衍射图a.1#试样b.2#试样c.3#试样图2 S iC p /6013Al 复合材料中S iC 颗粒的形貌 ×400a.1#试样b.2#试样图3 S iC p /6013Al 复合材料中S iC p 的分布 ×502.2 自蔓延反应对热膨胀系数的影响试样在不同温度下的平均线膨胀系数见表1。
由表1看出,在室温至400℃的范围内,试样的热膨胀系数是比较小的。
S.Lemieux 等人指出[8],SiC p /6013Al 复合材料的CTE 理论预测模型(K erner 模型[9])在高温条件下与试验结果吻合。
在室温至400℃范围内,K erner 模型的CTE 预测值为13.64×10-6/K,这与1#和2#试样的试验结果(13.8×10-6和13.5×10-6/K )相近,3#试样的SiC p 含量略少,所以其CTE 比1#和2#试样大。
由表1可知,2#试样的CTE 比1#试样的略小。
这种微小的差别是由于自蔓延反应产物部分溶入基体,增大了基体的弹性模量,从而降低了复合材料的CTE [8,9]。
但改变幅度小于5%,可见,自蔓延反应对复合材料的热膨胀系数的影响是很小的。
表1 试样在各温度范围内的平均线膨胀系数 (10-6・K -1)室温～100℃室温～200℃室温～300℃室温～400℃1#9.4511.612.813.82#9.2811.512.613.53#10.412.213.113.92.3 自蔓延反应对导热性能的影响试样的热扩散率与导热系数如表2所示。
其中导热系数由下式给出。
λ=418.6×α×c p ×ρ(1)42式中 α———热扩散率,cm2/s c p———比定压热容,J/(g・K)ρ———试样的密度,g/cm3λ———导热系数,W/(m・K)从自蔓延反应产物来看,T i5Si3,T iC和Al3T i的传热性能较差,如λTiC=37W/(m・K)[10]。
它们溶入基体则会降低基体的导热系数,留在SiC p表面则会增大SiC p/ 6013Al界面的热阻。
但自蔓延反应产物的量远少于Al基体中第二相的量,其对基体导热性能的影响是有限的,在引用热导模型进行理论推导时,可假定基体的导热系数不随自蔓延反应程度而变。
据D.P.H.Hassel2 man等人的热导理论推导模型[11～14],在SiC p/6013Al复合材料中:λc=λm[2(λp/λm-λp/rh c-1)φp+λp/λm+2λp/rh c+2]/ [(1-λp/λm+λp/rh c)φp+λp/λm+2λp/rh c+2](2)式中,λ,r,h,φ分别表示导热系数、SiC p半径、SiC p/ 6013Al界面传热系数和SiC颗粒的体积分数,下标c,p, m分别表示复合材料、SiC颗粒和基体。
表2 试样在室温下的热扩散率和导热系数试样热扩散率/cm2・s-1导热系数/W・(m・K)-11#0.681612#0.421003#0.68161 1#试样界面反应弱,界面传热系数可近似为无穷大。
以λc1=161W/(m・K),λm=180W/(m・K),α=100μm,φp1=0.5代入(2)式中得λp=141.4W/(m・K)。