SiC增强铝基复合材料

碳
化
硅
增
强
铝
基
复
合
材
料
班级：gj材料102
姓名：陈琨
指导老师：张小立
2012年6月6日
SiC增强铝基复合材料
摘要：SiC增强铝基复合材料能充分发挥SiC颗粒和金属基体的各自优势，而且可以进行成分设计，与基体合金相比，具有优异的机械性能和物理性能、高的比强度和比模量、良好的抗疲劳性能、低的热膨胀系数和良好的热稳定性，而且材料各向异性小，成本低廉，是一种具有广阔应用前景的先进材料，自问世以来一直受到材料科学及工程应用领域极大的重视，正在部分取代传统的金属材料而应用在航空航天、汽车、电子封装和体育器械等对材料性能要求较高的领域。

本文将综合介绍和分析影响其导热性能、热膨胀系数及热稳定性的主要因素；SiC增强铝基复合材料的研究和进展，并比较了几种该复合材料的制备工艺，包括搅拌铸造法、压力铸造法、无压渗透法、喷雾沉积法、离心铸造法和粉末冶金法等；SiC增强铝基复合材料断裂韧性的影响因素，其影响因素有增强相的尺寸、形状以及含量，热处理工艺，基体与增强相具有不同的膨胀系数，金属基体的化学成分等，并在前人研究的基础上提出了几点设想。

关键词：SiC 颗粒；铝基复合材料；研究方法；导热性；热膨胀性；断裂韧性；影响因素
前言
近年来在金属基复合材料中，以颗粒、短纤维、晶须等非连续相增强的铝基复合材料(SiC Reinforced Aluminium Matrix Composite)因其良好的可再加工性和各向同性而倍受重视。

由于其具有高的比强度、比刚度、导热性, 优良的摩擦性能，与铝合金密度相当，以及可调配的热膨胀系数等优点而成为目前国内外专家学者研究的热点之一。

而SiCp 价格低廉，来源广泛，用它作为增强相，可以改善铝基或铝合金基体的高、低温强度，提高其弹性模量，增强其耐磨性能。

所以铝基复合材料受到人们越来越广泛的关注, 国内外已对其进行了大量的研究报道。

1．SiC增强铝基复合材料的制备工艺【1】
目前生产SiCp增强铝基复合材料的方法主要有搅拌铸造法、压力铸造法、无压渗透法、喷雾沉积法、离心铸造法和粉末冶金法等。

1．1 搅拌铸造法
搅拌铸造法突出的优点是对设备要求低、工艺简单、易于实现,是制造铝基颗粒增强复合材料最常用的方法。

图1 为其示意图。

搅拌铸造法分为液相法和半固态法两类。

液相法是利用电磁或机械搅拌，在基体金属完全是液相的状态时向旋涡中逐渐投入颗粒，使其分散，待颗粒等增强物得到润湿、分散均匀后浇入金属模型中(或再进行挤压)，制成复合材料。

用搅拌铸法制备SiCp增强铝基复合材料是先将铝锭放入坩埚，待其熔化后加入镁块，急速搅拌使之形成快速流动的旋涡。

在旋涡中心投入SiCp( SiCp 的质量分数为12%—20% )，继续搅拌10—20 min(搅拌速度为950 r/ min, 熔体温度约730℃)，然后迅速倒入通水激冷的铸模，得到复合材料。

文献【2】对处于熔点以上的铝液及SiCp 施加一定时间的电脉冲，由此制得的复合材料，增强相颗粒分布均匀，基体合金晶粒细小，致密度、强度、耐磨性均较高。

半固态铸造法是金属在熔点附近，液相及非枝晶固相共存状态下，把增强物加入到剧烈搅动的含有一定组分固相粒子的金属液中，这时，即使增强物和金属液润湿不好，但由于金属液中固相粒子的作用，也可使之得到较好的分散，然后铸造成近终形复合材料。

使铝在760℃熔化后，降温至固相线与液相线之间，搅
拌熔体，并加入SiCp。

因SiCp 的加入，会使熔体的粘度上升，随着粘度的上升再适当提高温度。

待SiCp加完后，再升温至760℃，短时间急速搅拌使颗粒均匀地分布在熔体中，然后浇铸成型。

该方法制得的材料凝固组织晶粒细小、均匀，没有粗大的树枝晶，可以消除颗粒在熔体中的偏析。

由于金属温度接近固相线温度，因此能消除金属从液相到固相凝固收缩引起的收缩缺陷，以及避免熔体因剧烈翻腾而大量吸入气体，但残留在半固态金属液中的气体和夹杂物不易排除。

1．2 压力铸造法
压力铸造法被认为是适合大规模生产铝基复合材料的主要工艺之一，近年来得到了很快的发展，在颗粒、晶须或短纤维增强的实用铝基复合材料的制造中应用最多，且最为成功。

图2为压力铸造法示意图。

压力铸造法制备SiCp、晶须或短纤维增强铝基复合材料的工艺过程是首先把SiCp制成预制块，让铝或铝合金液在压力作用下渗入到预制块内制成复合材料。

将SiCp与水及粘结剂充分搅拌混合后放入模具内加压至5MPa，随后在80℃恒温箱内烘48h出模，获得具有一定强度的预制块，其孔隙度为60%。

压铸模和预制块预热至500℃，铝液加热至800℃浇注, 然后立即加压使铝液渗入预制块, 在125 MPa 的压力下保压3 min，除去压力待其自然冷却后出模。

制得的复合材料中含SiCp 的体积分数为40%。

压力铸造法制备复合材料工艺难度相对较大，主要是制备SiCp或粉末预成形坯块比较困难，强度不高，预制块在压渗过程中易崩溃，而且金属熔体不易充分
地渗入到颗粒或粉末预成形坯内，最近的研究表明，通过增大压力的方法可以实现熔铝在粉末或颗粒预成形坯中的渗透。

1．3 无压渗透法
无压渗透法是预先把增强体用适当的粘结剂粘结，做成所需形状的预制坯, 然后将预制坯放在金属模具型腔内的适当位置，浇注金属液，利用金属液体的自重压力和表面张力，使其渗透到有增强体的预制坯中，凝固后即成所要求的金属基复合材料。

这种方法主要适用于颗粒增强体和金属基材料的界面润湿性良好的金属基复合材料的制备。

图3为无压渗透法示意图。

由于此方法中的金属液体能较好地浸润增强相的表面，为获得良好的界面结合创造了条件，且工艺相对压力铸造法简单，便于操作。

但这种方法的关键是解决渗透气氛和颗粒之间润湿性的问题。

同时还存在预制坯预热临界温度不好控制，浸渗时压力和金属液温度也不易掌握等问题。

1．4 喷射沉积法
喷射沉积法是将液态金属在高压下雾化，当液态金属从漏斗中流出的同时，将增强体粒子喷入金属液流中，两相混合的雾化液滴沉积在容器中形成复合材料。

图4 为喷射沉积法示意图。

采用工业纯铝(纯度为99.9%)与平均粒度为2—3um 的SiCp，喷射沉积制得SiCp的体积分数为35% 的SiCp增强铝基复合材料。

材料中，孔隙数量少、尺寸小，SiCp 分布均匀。

此法因在喷射沉积过程中冷却速度很快，界面反应受到抑制，使SiC 和铝界面之间有害的化学反应来不及完全进行，所以强化颗粒分布均匀。

由于增强体粒子在气流推动下高速射入熔体，所以对界面的润湿性要求不高，还可以消除颗粒偏析等不良组织。

但SiCp 与基体金属是机械结合，使得材料的抗拉强度有限。

另外还有孔洞，不适宜制备近终形产品。

1．5 离心铸造法
离心铸造法是在高速旋转的SiCp 多孔预制形体中均匀浇铸金属铝熔体，使其在离心压力作用下渗入粒子的间隙，凝固后得到被SiC 粒子化的陶瓷颗粒增强铝基复合材料。

图5为离心铸造法示意图。

目前，国内外学者对用离心铸造法制备SiCp增强铝基复合材料还研究较少，但该方法可能会成为研制优质SiCp 增强铝基复合材料最有成效的技术之一。

1．6 粉末冶金法
粉末冶金法制备SiCp增强铝基复合材料是先将SiCp、铝粉和成形剂混合后压制成形，经过脱脂、烧结成为近终形成品。

在文献【3】中用粉末冶金法制备SiCp增强铝基复合材料。

按设计成分，以酒精作分散剂进行球磨。

混合14h后烘干、除气，再冷压成坯，然后在自动化热压炉中热压，压力为23MPa。

热压时，采用流动高纯氩气保护。

为了便于脱模，先在400℃保温，20min后再升温600℃。

粉末冶金法的最大优点在于成分的自由度宽。

这种方法可以很好地控制复合材料的成分，从理论上讲是可以任意的配比，而且粉末冶金工艺也比较成熟。

用粉末冶金方法制备SiC 增强铝基复合材料时，SiCp 与铝基体可以良好地融合成一体，在SiC 含量不同层间没有明显的界面。

可将不同配比的粉末填铺模具中，冷压成形后再进行热压。

当疲劳裂纹从SiCp 的高含量层向低含量层扩展时会发生偏折和分枝，从而出现裂纹延滞现象。

但国内外学者用粉末冶金法来制备SiCp 增强铝基复合材料的不太多。

其原因是烧结过程不易控制，造成材料中孔隙多，而且在后续处理过程也不易消除，工业化成本较高。

但粉末冶金法生产SiCp增强铝基复合材料的前景十分广阔，很值得探索。

粉末冶金方法的优点还体现于在其他工艺中所起的作用。

例如在电子材料的封装壳体中所使用的SiCp增强铝基复合材料。

为了与基片材料的热膨胀系数的匹配，往往需要SiC 的体积分数达60% —70% ，而且，为了得到高的密度与性能，一般需要采用压力熔浸法来制造。

但是由于SiC 的含量多，所制备的材料往往难以进行后续加工。

这就需要预先将SiCp制备成近终使形的预制坯，再将Al 熔浸入预制坯内的孔隙，形成致密的复合材料。

而预制坯的制备采用的就是粉末冶金方法。

为了精确地控制预制坯在成形与预烧结过程中尺寸的变化、预制坯的微观组织及孔隙的分布，以得到符合外观、形状、组织与性能要求的复合材料，都需要相应的粉末冶金的知识。

2. SiC增强铝基复合材料断裂韧性的影响因素【4】
不同屈服强度及应变硬化率的材料，在相同载荷条件下断裂形式可能完全不同；同种材料,复合比的变化、应力状态的改变，使裂端空穴扩展与断裂机制会发生重大改变，大量实验表明，材料在加载过程中，空穴的扩展与塑性应变的相互影响会使断裂过程变得复杂。

同时，试件在加载过程中裂端出现的塑性变形大小将不同，从而影响材料的断裂机制与断裂形式。

2.1 SiC增强铝基复合材料断裂形式
(1)正拉断，当加载过程塑性应变不大、体积应变较大的情况下，空穴的成核与扩张易于进行，启裂位置发生在裂端钝化区应力三维度有极大值处。

启裂方向为该处最大拉应力作用面方向。

(2)剪切断裂，由于启裂点的位置不同，剪切实际存在两种情况一是当加载过程塑性应变较大时，虽然在钝化区域应力三维度有较大值，存在一定数目的成核空穴，但空穴扩张程度极小，正拉断不易发生，受空穴存在的影响，剪断发生在应力三维度有极大值处，启裂方向为该处最大剪应力方向。

二是当加载过程中塑性应变很大时，的塑性变形已使材料内的空穴成核受到阻碍，应力三维度最大处也较小有空穴成核形成，再成为危险点，启裂方向为该剪应力作用方向．在危险区域出现的局部化剪切变形形成的剪切带是导致剪断旋生的主要因素。

(3)混合型断裂，在许多情况下断裂面上正拉伸断口与剪切斜断口占一定区域，启裂先发生于试件厚度中心，以空穴扩展向表面及前方发展，由于试件表面应力三维度变小、塑性变形增大．引起断裂机制改变，近表面区域为剪断，启裂方向较为复杂。

2.2 影响SiC增强铝基复合材料断裂韧度的因素分析
材料不同其屈服强度及应变硬化指数均可能不同，相同受力形式下，其断裂机制则可能不同。

屈服强度及麟硬化指数高的材料，裂端塑性变化程度小，易于正拉断；反之，屈服强度及应变硬化指数低的材料产裂端塑性变形程度大，易于剪切断裂。

复台比的不同，使裂端应力场产生了变化，用应力三维度值的大小可表示三轴应力状态的不同程度；应力三维度值高，则偏于受拉状态，材料易于正拉断；应力三维度值低，则偏于受剪状态，材料易于剪断。

具体说来影响因素有：SiCp尺寸、数量、分布、形态与表面形态、基体的化学成份、热处理状态、MMCs 的加工过程等。

(1)颗粒尺寸对复合材料断裂韧度的影响
在SiCp体积含量相同的情况下，颗粒的尺寸对断裂韧度的影响很大，颗粒过大时易产生低应力断裂，过小时易产生团聚现象。

团聚颗粒内部联接较弱，在其后的变形中会出现重排，形成较大的孔洞。

团聚颗粒周边的基体承受比无团聚颗粒附近基体更大的应力，因为团聚颗粒承载能力下降。

小颗粒SiCp重排在基体晶粒边界，部分SiCp聚集，显微孔洞在此形成，导致应力集中．当SiCp尺寸大于2um后，断裂过程中由基体断裂控制变为颗粒断裂控制。

大尺寸SiCp本身存在更多缺陷，更易在较小的应力下开裂。

在一个较为台理的尺寸范围内，尺寸越小复合材料的断裂韧度就越好，这是因为颗粒越小，颗粒间的平均距离越短，对位错运动的约束增强，颗粒通过界面以机械约束的方式，对基体变形的限制范围也越大，从而强度更高。

(2)颗粒含量对复合材料断裂韧度的影响
SiCp含量增加，在制备过挫中易引起颗粒聚集，从而造成“显微疏松”成为应力集中源，在变形时易使材料内部损伤。

造成内裂纹以致连通纹，在加工过程中聚集的颗粒之间发生相对滑动而萌生裂纹。

从另一个角度来说．高含量颗粒复合材料的基体中已存在的剪应变要人火高于低颗粒含量复台材料的基体，微裂
纹的生成能和扩展能较低因此，在制备SiCp增强铝基复台材料时应使用体积分数低的SiCp增强相颗粒。

(3)颗粒的形状对复合材料断裂韧度的影响
有限元计算结果表明，当颗粒形状由球形变为梭形时，在颗粒尖角处应力集中过大。

即使复台材料界面结合良好，颗粒尖角在外加应变水平较低时也会出现孔洞而断裂。

而经钝化处理的SiCp由于尖角处的应力集中减小，可有效提高复合材料的塑性。

(4)由于增强相的存在而造成的应力集中
基体的变形将外加应力传递到SiCp上，增强相中部的应力达到5倍于基体的应力强度，这种应力传递是通过界面剪切进行的。

Levy和Papaxian通过有限元分析指出，在由于增强体存在造成的应力集中区域附近，在加载过程中基体流动受到促进，但也有可能由于增强相和基体的不匹配，导致在增强相附近及该部位的基体较大的应力集中。

(5)由于增强相和基体热膨胀系数不同导致的热应力
复合材料从高温冷却后，热应力在界面附近基体中得到松驰井在界面附近的基体中产生大量的位错，位错密度随离开界面的距离增大而迅速减小。

经过T6处理后。

这些位错成为析出相的优先形核位置，从而在离界面一定距离的基体中形成无析出带，降低了该区的强度，基体的失效将首先发生在该处。

(6)热处理工艺对复合材料断裂韧度的影响
由于基体合金的屈服应力和加工硬化速度决定着基体承受应力的能力。

也就决定着微裂纹或空洞形核所导致的失效以及它在高度约束条件下基体的流变能力。

在复合材料中，不同的热处理工艺会使基体合金的屈服应力差异较大、应变集中状况也不同，对复合材料断裂韧度的影响极大。

热处理有利于提高复合材料的断裂韧度，其影响主要是时效作用。

加入SiCp颗粒后，其位错密度增加，时效促使其弥散相加速析出。

Lewandowski等发现Al-Zn-Mg-Cn/20前者为广泛的颗粒断裂，而后者为近SiCp/Al基体界面处的断裂。

自然时效与人为时效相比较，自然时效态由于水淬时造成的SiCp处于压应力状态比T6态更大，颗粒的断裂几率更小，人工时效比自然时效状态下的断裂韧度高，T6热处理工艺比T4热处理工艺更能提高复合材料的断裂韧度。

(7)基体的化学成份对复合材料断裂韧度的影响
据研究表明，在增强相SiCp的尺寸、含量及形状已定的情况下，基体的化学成份对复合材料的断裂韧度也有一定的影响，其实验所用样品及实验结果如表l和表2所示。

从表2中可以看出Mg-Al(SiC)的主应力口σb与Mg-AL-Ca-(Sic)的主应力σb近似，而其屈服应力σ高于Mg-Al-Ca-(SiC)的屈服应力σ，延伸应力σ低于Mg-AL-Ca-(SiC)的延伸应力σ。

由此可见，复合材料的机械性能随基体台金成份的变化而变化。

2.3 改善SiC增强铝基复合材料低强度与塑性的几点设想
影响铝基复合材料塑性的主要因素有3个：颗粒强度、界面粘结强度、基体韧性可以通过选择合适的材料制备和加工工艺，控制基体合金的特性、增强相的含量、形状、尺寸等方法来改善铝基复合材料的塑性。

(1)采用合理的制备工艺。

制备过程中减少氧化、避免SiCp偏聚及有害的界面反应、减少杂质与气体疏松、改善增强体与基体的润湿性、增大冷速使基体晶粒细小。

如选用喷射沉积法制备铝基复合材料坏料。

(2)对SiCp进行预处理，合理控制SiCp的含量、形状、尺寸。

如通过SiCp 预处理钝化尖角；选择合理的颗粒尺寸，使SiCp在制备与变形过程中既不会因尺寸过小而聚集，也不会因尺寸过大而容易断裂。

(3)尽可能建立影响SiC铝基复合材料断裂韧性的模型，如在基体合金化学成份一定的前提下建立增强相含量、形状以及尺寸对强度与韧性的影响模型，单一考虑其中的两个因素的互相影响可建立二维坐标在平面中找到一种表示；若考虑三者之间的相互影响。

则可建立三维坐标，在空间某一个区域(曲面)内利用高斯公式或格林公式加之其它的辅助方法找到一个较为理想的表示，当然其复杂性
将远远超过两个因素存在时模型的建立。

这种理论上的假设有数学依据，即可以在空问某一区域找到一个“最优值”。

3. SiC增强陆基复合材料的热性能研究【5】
SiC增强铝基复合材料，不仅导热性能好，而且热膨胀系数可以设计调节。

已经成为一种新型的电子封装材料。

本文在参考近年来已有研究成果的基础上，对碳化硅颗粒增强铝基复台材料的热物理性能进行总结，探讨工艺参数对其热性能的影响规律。

3.1 导热性
SiCp增强铝基复合材料具有较高的热导率(170一200W／(m·K))，可以把电子元器件工作时产生的热量及时散发，提高整个器件的可靠性和稳定性。

复合材料的导热率取决于各组元的导热率、体积分数、增强体的分布和尺寸(或基体／增强体界面)。

随着碳化硅颗粒的加入和体积分数的增加，复合材料的导热率近似于直线规律下降。

Hasselman研究了颗粒尺寸对SiCp增强铝基复合材料热传导率的影响，发现随颗粒尺寸的提高，复合材料的单位体积的界面面积减少。

界面热阻下降，热传导率提高。

而当颗粒尺寸小于10 mm时，复合材料的热传导率由于受到大量界面热阻的作用而低于基体舍金。

于家康等【6】模拟研究了SiC颗粒尺寸及界面热导率对SiCp增强铝基复合材料有效热导率的影响。

结果表明，当界面热导率一定、且界面厚度与颗粒尺寸之比不变时，颗粒尺寸对复合材料的热导率几乎没有影响；复台材料的热导率随界面热导率的增加而增大。

并且当界面热导率较小时增大更快。

实验中，颗粒尺寸一定时，复合材料的热导率随界面厚度的增加而减小，但其影响很小，这与模拟结果相同。

3.2 热膨胀性
研究认为，复合材料的热膨胀系数主要取决于基体合金的热膨胀系数和增强体通过基体/增强体界面对基体合金的制约程度。

一方面，铝合金的热膨胀系数随温度的升高而增大，导致复合材料的热膨胀系数也随温度的升高而增大；另一方面，随着温度的提高，复合材料中增强体/基体界面传载能力下降，增强体对
合金膨胀的制约能力降低，也导致复合材料的热膨胀系数随温度升高而增大。

SiCp增强铝基复合材料的热膨胀系数远低于铝台金，并且可以根据增强体和基体合金的情况进行调整和控制。

随SiC颗粒体积分数的增加，热膨胀系数明显降低，体积分数为20％、40％、50％时分别与Cu、Be、Ti、不锈钢的热膨胀系数相当。

此外，增强体的种类、尺寸、形状等因素也影响着复合材料的热膨胀行为。

颗粒尺寸越大，热膨胀系数越大。

这可能与SiC颗粒的氧化处理有关，颗粒越小，氧化程度越大，表面生成的SiO2越多，所得复合材料的热膨胀系数越小。

张建云【7】等人的研究指出，在温度低于200℃时，SiCp增强铝基复合材料的线膨胀系数随温度的升高有一定程度的增大，但高于200℃时增幅较大。

张强【8】等人的实验结果也表明，SiCp增强铝基复合材料的热膨胀系数随温度的上升而增大，在300℃左右达到最大，随后随着温度的上升而下降。

在200℃范围内，热膨胀系数在5.6 x10～7.5 x10¯б℃之间。

这说明SiC增强铝基复合材料的热膨胀系数较小，能与电子元件基材良好匹配。

3.3 热稳定性
SiC增强铝基复合材料作为航空航天材料和先进的电子封装材料常在高温下使用，有时还在温度变化较大的环境下使用，因此要求其具有良好的热尺寸稳定性。

但是，增强颗粒与铝基体热膨胀系数的差异，以及制造过程中(制备、热处理、二次加工等)在颗粒与基体界面附近产生的热残余应力场，都将会影响复合材料的组织结构、物理性能和机械性能，更是尺寸稳定性的主要影响因素。

因此，从工艺出发改善SiC增强铝基复合材料的热稳定性有着重要意义。

李红章等【9】对SiC增强铝基复合材料的热变形行为进行了系统研究，在变形温度为300—500℃、应变速率为0.001—1s¯1的条件下进行了高温压缩变形实验。

结果表明，变形温度和应变速率对SiCp/7075Al复合材料的流变应力有强烈影响。

流变应力随变形温度的升高、应变速率的降低而降低；随应变程度的增加而逐渐增加，出现峰值后逐渐下降。

韩媛媛等【10】利用有限元方法分析了颗粒增强铝基复合材料淬火过程中的热应力变化规律，在制备工艺、增强体体积分数、基体材料相同的条件下，讨论了颗粒形状对铝基复合材料热残余应力的影响。

淬火处理后颗粒与基体界面附近产生很大的热残余应力场，使基体产生塑性应变。

SiC颗粒形状不同，颗粒和基。