（材料学专业论文）高含量sicpal复合材料的制备及其热学与力学性能.pdf

abs tract i n o r d e r t o f a b r i c a t e s i c p / a l c o m p o s i t e w i t h h i g h s i c c o n t e n t , a n e w m e t h o d , r e a c t i v e i n f i l t r a t i o n p r o c e s s i n g , i s p u t f o r w a r d a n d s t u d i e d , w h i c h i s c o m b i n e d b y p r e s s u r e l e s s i n f i l t r a t i o n a n d p r e s s u r e i n f i l t r a t i o n . t h e m e t h o d a i m s t o d e g a s s i c p r e f o r m a n d i m p r o v e t h e w e t t a b i l i t y b e t w e e n s i c p a rt i c l e s a n d a l m e l t b y r e a c t i o n . t h e i n f i l t r a t i o n p r o c e s s i s r e l a t e d t o t h e i n f i l t r a t i o n t e m p e r a t u r e , p r e s s u r e a p p l i e d a n d t h e d i m e n s i o n o f s i c p a rt i c l e s . t h e r e a c t i o n s a r e e s p e c i a l l y u s e f u l t o t h e i n f i l t r a t i o n . i n f i l t r a t i o n m e c h a n i s m a n d d y n a m i c s a r e s t u d i e d i n t h i s p a p e r a n d t h e r e s u l t s s h o w t h a t t h e r e i s a c r i t i c a l i n f i l t r a t i o n p r e s s u r e w h e n t h e a l m e l t i n f i l t r a t e s i n t o s i c p r e f o r m . t h e i n f i l t r a t i o n c a n n o t b e o b t a i n e d w h e n t h e p r e s s u r e a p p l i e d i s b e l o w t h e c r i t i c a l p r e s s u r e , w h i c h r i s e s w i t h t h e d i m i n u t i o n o f s i c p a rt i c l e s s i z e s . t h e t h e r m a l p r o p e r t i e s o f t h e s i c p / a l c o m p o s i t e w i t h h i g h s i c c o n t e n t f a b r i c a t e d b y r e a c t i v e i n f i l t r a t i o n p r o c e s s i n g a r e i n v e s t i g a t e d . t h e c o e f f i c i e n t o f t h e r m a l e x p a n s i o n ( c t e ) i s c h i e fl y d e t e r m i n e d b y t h e s i c c o n t e n t , a n d t h e i n t e r f a c e r e a c t i o n s h a v e l i t t l e e f f e c t o n t h e c o m p o s i t e s c t e . t h e t h e r m a l c o n d u c t i v i t y i s r e l a t e d t o t h e d i me n s i o n o f s i c p a rt i c l e s a n d s i c / a l i n t e r f a c e s . wh e n t h e s i z e s o f s i c p a rt i c l e s g r o w , t h e c o m p o s i t e s t h e r m a l c o n d u c t i v i t y f a c t o r i n c r e a s e s . t h e i n t e r f a c e r e a c t i o n s h a v e d e t r i me n t a l e f f e c t o n t h e t h e r ma l c o n d u c t i v i t y f a c t o r o f c o m p o s i t e b e c a u s e o f t h e l o w h e a t t r a n s f e r r a t e i n t h e i n t e r f a c e s . s t i l l s l i g h t r e a c t i o n s c a n l e a d t o h i g h t h e r m a l c o n d u c t i v i t y . t h e m e c h a n i c a l p r o p e rt i e s o f t h e s i c p / a l c o m p o s i t e w i t h h i g h s i c c o n t e n t f a b r i c a t e d b y r e a c t i v e i n f i l t r a t i o n p r o c e s s i n g a r e a l s o s t u d i e d . t h e r e s u l t s s h o w : t h e c o m p o s i t e s s t r e n g t h i s c l o s e l y r e l a t e d t o i n t e r f a c e s r e a c t i o n s , d i m e n s i o n o f s i c p a rt i c l e s a n d t h e s t r e n g t h o f a l a l l o y m a t r i x . t h e s t r e n g t h o f c o m p o s i t e s r i s e s w i t h d i mi n u t i o n o f s i c p a rt i c l e s s i z e s a n d a l l e v i a t i o n o f i n t e r f a c e r e a c t i o n s ; t h a t l a r g e s i c p a rt i c l e s mi x e d w i t h f i n e o n e s i s b e n e f i c i a l t o t h e c o m p o s i t e s s t r e n g t h ; h e a t t r e a t m e n t s t r e n g t h e n s t h e a l m a t r i x a n d p u r i f i e s t h e s i c / a l i n t e r f a c e , t h e r e f o r r a i s e s t h e m e c h a n i c a l p r o p e r t i e s . s i c p / a l c o m p o s it e w i t h l o w c t e , h i g h t h e r m a l c o n d u c t i v i t y , h i g h s t r e n g t h a n d h i g h s i c c o n t e n t i s f a b r i c a t e d t h r o u g h r e a c t i v e i n f i l t r a t i o n . i t s s t r e n g t h a n d s i c c o n t e n t r e a c h 5 1 9 mp a a n d 6 3 . 2 v o 1 % r e s p e c t i v e l y ; i t s t h e r m a l c o n d u c t i v i t y f a c t o r r e a c h e s ( 1 6 4 - 2 0 0 ) w/ ( m k ) w h e n t h e c t e s f a l l b e t w e e n ( 8 .3 6 - 1 1 . 1 ) x 1 0 -6 / k . k e y w o r d s : s i c p / a l c o m p o s it e w it h h i g h s i c c o n t e n t ; r e a c t i v e i n f i lt r a t i o n ; i n t e r f a c e r e a c t i o n ; c t e ; t h e r m a l c o n d u c t i v i t y f a c t o r ; s t r e n g t h 产 、 卜. 中南大 学硕士学位论文 第一章 文献综述 s ic 产l 复 合 材 料由 于 其比 强 度、 比 刚 度高 、 耐 磨 损、 耐 疲劳 等 优 异的 性 能， 而且具有成本低、材料各向同性及可二次加工等特点， 可广泛应用于航空 航天、 军事武器、汽车、电子、体育器材等领域。 世界各国 对这种材料的开发 应用进行了广泛的研究，从材料的制备工艺、组织结构、力学行为及断裂韧性 等方面做了许多基础性的工作，取得了 显著的成绩。 在美国和日 本等国，该类 材料的 制备工艺和性能研究已日 趋成熟， 在电子、 军事领域开始得到实际应用。 但该材料由于其断裂韧性较低，在用作结构材料时有一定的局限性。近年 来 ， 人 们 开 始 把目 光 转向 高 含 量s ic a l 复 合 材 料， 探 索 其 作 为 功 能 材 料 在电 子 封 装 、 光 学 仪 器 等 领 域的 应 用。 与 低 含 量s ic / a l 复 合 材 料 相比 ， 高 含量 s ic 拜l 复 合 材 料 的 突出 优 点 是 热 膨 胀 系 数 很 小 ， 可 达 到 其 它常 用电 子 材 料的 水平，而且导热系数高，甚至超过了纯 a l 的导热性能，尺寸稳定性好，这为 其 在 电 子 封 装 、 光 学 仪 器 等 方 面的 应 用 提 供了 前 提。 但 是 对于 高 含 量s ic 产1 复合材料的制备工艺，文献报道比较少， 技术上不成熟，对制备工艺与组织性 能之间关系的研究也不充分。 1 .1 s ic 产1 复 合 材 料 的 制 备 方 法 由 于s i c 与a l 的 润 湿 性 差 ， s i c 产l 复 合 材 料 应 用 的 瓶 颈即 在 于 它 的 制 备 过程。寻求一种低成本、高效率的制备方法，制备出组织性能符合特定要求的 复合材料一直是广大材料工作者的 研究重点。现有的制备工艺多种多样，总结 归纳起来主要有粉末冶金法、 搅拌铸造法、喷射沉积法、原位反应法、 熔渗法 等 。 其 中 目 前 只 有 熔 渗 法 能 制 备 高 含 量s i c p / a l 复 合 材 料。 下 面 对 一 般的s ic 产1 复合材料的制备工艺进行简扼介绍，并重点评述他人在熔渗法上所做的工作。 l l i 粉末冶金法 粉 末 冶 金 法 1 是 最 早 应 用 于 生 产s ic ) a i 复 合 材 料 的 方 法 之 一 ， 因 为 它 解 决了 搅拌铸造时，由于二者润湿性不好 s i c很难加入a l 熔体中的问题。粉末 冶金法的工艺过程如图 1 - 1 所示。先把 s i c颗粒与a l 粉混合均匀，经压实、 烧结而制成复合材料。粉末冶金法不受基体与第二相的限制，可准确调节 s i c 颗粒的含量。 通过改进s i c颗粒与a i 粉的粒度搭配，可制备s i c含量较高、 分布均匀的材料。而且用这种方法制备的材料一次成形，少切削加工，克服了 1 第一章 文献综述 s ic 乃1 复 合 材 料 难 加 工 的 缺 点 。 但s ic 含 量 还 是 会 受 到 这 种 制 备 方 法 的 约 束 ， 当s i c含量过高时，复合材料就会出现各种组织缺陷甚至完全不能成形。一般 认为，用粉末冶金法制备的复合材料 s i c含量不能超过 4 0 - 5 0 %。此外，工艺 复杂、成本高也制约了粉末冶金法的大规模应用，a l 粉表面稳定的氧化膜也 会对烧结态材料的组织结构和物理机械性能产生不利的影响。 黝x w!,ii : 。 a cm ee r ru s io n ti s c t e 达到4 .5 - 6 .8 x 1 0 - / k . 文 献 3 1 报 道 了 无 压 熔 渗 制 备s i c a l 和a 12 0 , 拜l- 3 w t % m g 复 合 材 料， 发 现 在 氮气气氛下， 在 7 0 0 的低温下即能自 发完全熔渗。 熔渗驱动力与 n : 和 m g 的反应( 1 1 2 十 m g -m g ,n 2 ) 有关， 这与文献 2 9 的结论是一致的。复合材料的抗 拉强度、抗压强度和延伸率随熔渗温度的升高而减小，这主要是由于有害的界 面反应引 起的。 无压熔渗法( l a n x i d e 法) 3 2 1 的工艺示意图 如图1 - 9 所示。 gr o wt h b a r n e r c o mo o s rte ma t n xg r o wt h fe i nt or c ee c e r a mi c co mo o ne ni 图1 - 9 : 无压熔渗法( l a n x i d e 法) 的工艺示意图 熔渗法的主要优点是可以制备 s i c含量很高的复合材料;而且压力熔渗 法制备的复合材料孔隙度很低。其主要缺点是 s i c颗粒易破碎、聚集以及预 成形坯在压力下的变形压缩。成本高也制约了它的发展。离心铸造法虽然成本 不高，但特殊的装置决定了所制样品形状尺寸的 特殊性， 难以在工业上推广应 用。而且增强相粒子的偏析使复合材料成分不均匀，造成沿熔渗方向性能的差异。 1 i 第一章 文献综述 无压熔渗法虽然降低了成本，但浸渗效果比不上压力熔渗，孔隙度相对较高， 商业化、工业化大规模生产不现实。 1 .2 s i c 产1 复 合 材 料 的 组 织 性 能 研 究 1 .2 . 1 s ic 产l 复 合 材 料的 热学 性能 研 究 1 .2 . 1 .1 s i c ) a i 复 合 材 料 的 线 膨 胀 系 数( c t e ) 很多文献 3 3 ,3 4 , 3 5 , 3 6 ,3 7 , 3 8 研究了颗粒增强金属基复合材料的热膨胀 行为，并从理论上建立模型对其进行了 描述，而且还通过试验制备出了 c t e 很 低 的 复 合 材 料. 但s i c 拜i 复 合 材 料 的 热 膨 胀 行 为 极 其 复 杂 ，目 前 还 不能 准 确定量给出 c t e与各相关参数之间的关系。热膨胀使材料内部产生复杂的应 力，反过来这些复杂的应力分布又将约束和抑制进一步的膨胀，并有可能使材 料发生一定的弹塑性变形 3 3 ) 。于是，复合材料中 s i c颗粒的形状、含量、 延性相是否连续分布、界面结合状况、残余应力、孔洞以及颗粒的断裂行为都 会影响到复合材料的热膨胀行为。 关于增强相的 形状对c t e的影响有不同的观点。 文献 3 9 用有限单元 法 分 析了s ic v a 1 复 合 材 料 的 热 膨 胀 行 为 ， 认 为 增 强 相 的 形 状 对c t e 的 贡 献 不 大，而c t e 与复合材料的体弹性模量直接相关。但s .l e m i e u x等人 ( 4 0 ) 则认为增强相颗粒的形状是影响c t e的主要因素之一。由于增强相与基体的 翻200100 c o a t l l c l a n l o f t u a r ma i e c p a mi o n 叮 1 0 一/ 3 一 : 丈一 a lu m inum- - - - - - - 一 e x po rlm aa t - 二 barrllum 一 资 丈一 二 一 _ _ _ _ _ 二 titanium , stainlas. staal 不 硕 1 - - 二 一二 二 二 二 二 一 a lum lna - - - - 一 二 冬又丫又 二 二 二 三 二 厅 二 二 二 ，二 二 二 二 1二 二 二 二 。slllc_o丫 i二 : p a r w . 抽 vol-. f odl o n ( %i 图1 - 1 0 : s i c颗粒的尺寸与复合材料c t e 的关系 c t e相差很大，所以增强相的体积分数很大程度上决定了复合材料的 c t e . 1 2 . 中南大学硕 i s 学位论文 ( 4 1 ) 。图1 - 1 0 是s i c含量与c t e的关系曲 线。此外， s i c颗粒的尺寸也会影 响c t e的大小。s ic颗粒越大，一定温度下的c t e也越大 4 2 ) 0 延性相是否连续分布也是影响 c t e的一个重要因素 ( 3 9 ) 。因为随着温度 的升高，延性相与脆性相都会膨胀。但延性相的 c t e一般比较大，且更容易 塑性变形。当延性相属于不连续相时，其变形受到周围 c t e很小的脆性相的 约束。 1 2-一. 一 i a1 - cu ma t rix p h a s e 9甲。州匕 5u .5 一0 .6 0 .7 。 一: 。 一9 v o l u me f r a c ti o n o f s i c 图1 - 1 1 :在延性相和脆性相分别连续分布时 复合材料的c t e 与s i c百分含量的关系 如果延性相属于连续相时， 就没有这种约束， 所以后者的c t e比前者要大 ( 如 图1 - 1 1 ) 。 此外， s i c / a l 界面的 结 合强 度也 会 影响到 复 合材料的c t e 3 3 1 ， 强 的界面结合力能约束粒子附近基体的塑性变形。颗粒/ 基体的结合越紧密，则 这种约束越强，基体的塑性变形量将越小。 残余热应力显著影响复合材料的c t e 。 文献 3 9 计算了5 0 0 冷却至室 温时残余应力场，并考虑其对 c t e的影响。当延性相连续时，残余热应力会 增大复合材料的c t e ，而当脆性的s i c颗粒连续时，残余热应力对 c t e基本 上没有影响 ( 如图 1 - 1 2 ) 。 对于前一 种情况，两相热膨胀差异导致的 热应力使 基体 整 个变形， 释放了 能 量， 在其内 部 产生的静 拉 应力小于 3 0 0 ( 。 。 为基体 的屈服应力) ，而对于后一种情况，由于变形受到限制，基体的塑性变形很小， 其内 部 的 静 拉 应力 甚 至 超 过了7 a 0 s ic颗粒的破碎也会引起复合材料的c t e变化。图 1 - 1 3是文献 3 9 )的 第一章 文献综述 理论预测结果。其假设所有的颗粒均有一垂直于拉应力方向的裂纹，并在拉应 力作用下断裂。在沿着拉应力的轴向上， 的c 丁 e ，而在横向上却基本上没有变化。 1 2 .5 、 、一 s i c颗粒的断裂显著增大了复合材料 这是因为在轴向方向，颗粒的断裂 w/ o r e s i d u a l s tr e s s e s w/ r e s i d u a l s tr e s s e s 住 9甲0巴匕 c o n t i n u o u s b r i t t l e p h a s e 一一 v o l u me f r a c ti o n o f s i c 图1 - 1 2 : 在延性相和脆性相分别连续分布的 情况 f 有无残余应力时的c t e 与s ic含量的关系 为其在轴向的伸缩提供了自由 度， 而横向的受力情况却没有改变。 实际情况下， s i c颗粒只存在部分断裂，且断裂的方向 也不一样， 所以情况变得更复杂，但 总体上会增大复合材料的c t e ，而且能使复合材料c t e的各向异性提供了可能。 9、言t)匕 p e r f e c t火 - 一 一 - 一f r a c t u r e d p a rt i c l e s 5 -u .0 0 . 2 0 . 4 0 . 6 0 . 8 v o l u me f r a c ti o n o f s i c 图1 - 1 3 -在假设所有的s i c颗粒 均破碎时c t e与s i c体积分数的函数关系 1 4 . 中南人学硕 i s 学位论文 至于复合材料的孔隙度对c t e影响也存在一定的争议。有人认为 4 3 ) , 孔洞在加热时不会产生热应力，这是因为这种 “ 孔洞掺入体”的刚度为零。 因此，孔洞会不可避免地显著降低材料的刚度，但这些孔洞 ( 不管其尺寸、形 状和体积分数)的存在，将不会影响 c t e值。但文献 ( 4 4 ) 认为孔洞应作为 c t e为零的第三相看待，会降低材料的 c t e 。但会损害材料的导热性能，一 般情况下应尽量避免。 虽然影响 c t e的因素很多，但有许多理论模型给出了很好的近似描述。 t u n e : 模型 4 4 ) 假设复合材料在热应力下发生均匀的应变，每一相的尺寸变 化都是同步的，即忽视了剪切应变的影响，其表达式如下: a , = a心k v + a , 心k m 咋k v + 嵘k m ( 1 - z ) 其中。 、 v , k分别表示c t e 、 增强相体积分数和体弹性模量， 下标c , p , m分别表示复合材料、增强相和基体。 t u n e : 模型考虑的因素比较少，比较简单，但与试验值相差比较大，一般 偏低。 k e rn e r 模型 ( 4 5 ) 把复合材料看作球形颗粒被基体均匀包围的模型，受各 向同 性的热应力作用推导出的表达式如式 ( 1 - 3 )所示。 a , 一 咖 二 十 ， ; 十 v p v . (a , - a m )x 疏 k v - k m + v v 不j k p k _l a c:m ( 1 -3 ) 其中g m 表示基体的剪切弹性模量。 k e rn e : 模型与试验结果更接近，特别是在高温情况下，与试验结果吻合得 比较好 ( 4 0 ) 。 s c h a p e ry模型 4 6 考虑了 应力的 交 互 作用并引 用了 极限 热塑 性理 论， 表 达式如下: 。 。一 。 ， 、 (a 功 一 。 ， (y ( 1 - 4) 其中k,一 k 。 + i v v ,i i7 ; - k + 反 vm 内 r k m + ;-g . 。 由 于 只能 给出k 。 的 上、 下限 ， 所以s c h a p e ry模型 只能 给定c t e的 范围。 文献 ( 3 4 )用几种系列的颗粒增强金属基复合材料验证了该模型。值得注意的 是， s c h a p e ry模型的 上限表达式刚 好与k e rn e r 模型吻合。 1 5 . 第一章 文献综述 1 .2 . 1 .2 s i c d a l 复 合 材 料 的 导 热 性 能 复合材料的导热系数是对组织结构非常敏感的参数。它与基体和增强相的 导热性能以及增强相的含量直接相关。基体和增强相的导热性能好，则复合材 料的 热学性能也会相应提高。 所以 减少基体的合金元素和选择导热性能好的材 料作增强相会有助于材料热学性能的改善。当增强相的导热性能优于基体时， 复 合材 料的k , 随 增强 相 体积分 数的 提高 而增大， 反 之则随 增强相体积分 数的 提 高 而 减 小 。 对 于s i c 产1 复 合 材 料 而言 ， s ic 的 导 热 性 能 通 常 不 如a l 基 体( 高 纯 s i c的导热系数可达 4 9 0 w / m k ，大于 a l 基体) ， 所以复合材料的导热性能 随s i c含量的提高而减小，如图1 - 1 4 所示 ( 4 1 ) . p r e d i c t i o n e . p a d m a 呼 一6 0 61.6 0i i 6 0 63盛60 6 3 一21 2 4.l yi t he r ma l c o n d u c t i v i t y ( w / .k ) 0 2 0 4 0 6 0 8 0 1 0 0 p a r l i c l e v o l u me f r a c t i o n ( %1 图卜 1 4 : s i c / a i 复合材料的导热系数随s ic体积含量的变化规律 如果s i c / a i 界面的结合达到理想状态，即界面热阻为零，则s i c的尺寸 对复合材料的导热性能是没有影响的。可实际上s i c / a l 界面不可能达到理想 状态，而且一般情况下，界面还是材料内部热阻的主要来源。界面越多，复合 材料的导热性能就下降。所以，细颗粒的s i c会较粗颗粒更有害于材料的热学 性能 4 7 , 4 8 ) 。对于引起界面热阻的原因，文献报道比较少。许多研究者 4 7 ,4 8 ,4 9 , 5 0 1 就界面 热阻 对材料导热性能的影响做了 大量的 工作。界面热阻对 复 合 材 料 导 热 系 数 的 影 响 可 通 过 无 量 纲 量k p / a h 。 来 控 制( 其中k p 是s i c 颗 粒 的导热系数， a 是s i c 颗粒的平均直径， h 。 是界面热导率) ，它的值与k p / k h 有 关， 图1 - 1 5 给出 了k p / k h = 1 0 , k p / a h 。 从0 - - - 时 材 料 导 热 系 数 与 增 强 相 体 积 分 数 的 关 系 。 文 献( 5 1 以 高 纯s i c p / a l 复 合 材 料 为 例 ， 考 虑 界 面 热 阻 的 负 面影响，得出结论:当s i c颗粒尺寸大于 l o p 。 时，能很好地利用增强相的 1 6 中南人学硕 卜 学位论文 11 k i / o a i 一- 11. .兄、.名卜卜11卜0弓nou .o j嘴泛比山h卜山，一卜咤一目比 0 . 0 0 . v ol ume 0. 2 0. 3 f r a c t io n ,介 图1 - 1 5 :复合材料相对导 热系数与 增强相体积分数的关系 高导热来改善复合材料的热学性能，但s i c 颗粒的最小尺寸不应小于2 . 5 1i m , 否则会严重降低复合材料的导热系数，甚至使其低于基体。 复合材料的孔隙度会降低其导热性能。但文献 4 4 )表明，5 % 的孔隙度仅 使复合材料的导热系数减少 7 . 5 % ，所以，低的孔隙度对复合材料的导热性能 并无大碍。文献 ( 4 7 , 4 8 ) 把孔隙看作绝热的颗粒，则 5 % 的孔隙度只使复合材 料的导热系数下降了3 % ，与上述结果基本吻合。 对颗粒增强金属基复合材料的导热系数的预测模型很多。最早 r a y l e i g h ( 5 2 ) m a x w e l l ( 5 3 ) 和 b r u g g e m a n ( 5 4 分别提出了自己的模型，分别如式 ( 1 - 5 ) . ( 1 - 6 ) . ( 1 - 7 )所示: 、 = 、 11+2 v,x(-kj(2k+1)l (1-k1-vpx 1+k) ( 1 一5 ) 凡 一 人 12 味 “ ， 一 1沁十 、 ， / 礼 + 2 j/ k 1 一 礼 呱凡* ; ， / 礼 十 2 ( 卜 6 ) ， 一 : 映 f 3v,-j;-7a- a - /( 1 一7 ) 其 中人 为 材 料 的 导 热 系 数 ， k =入 . / 入 。 。 由于上述三个模型都未考虑界面热阻的影响，所以其结果比试验值偏大， 只适合于增强相颗粒很少且界面结合良 好的情况。 a g a i r 等 人 ( 5 5 ) 在 此 基 础 上 加以 发 展， 引 进两 个 试 验 常数c 、 和c ， 来 概 括 1 7 . 第一章 文献综述 颗粒对基体的第二相结构及界面状况的影响，得表达式如下: 、 二 c 2p / c , a m 了 (c ,a m ) ( 1- 8 ) a g a i r 的 模型很好地预测了复合材料的导热系数。 d . p . h . h a s s e l m a n 等 人( 4 7 , 4 8 , 4 9 ) 引 进 参 数h , ( 界 面 导 热 率) 来 描 述 界 面的影响，更加直观，得出的表达式如下: 凡 一 “ ， 2 ( z p / “ ， 一 “ ; / a k 一 1)v,十 、 ; / 人十 2 a p / a k + z j /(1 一 “ ， “ 。 + “ ; / a k 兀 十 、 ， / 、 。 、 2 a p / 。 、 + 2 1( 1-9 ) 对 于s ic a l 复 合 材 料， 利 用( 1 - 9 ) 式 能 有效 地 预 测 其导 热 性能。 1 .2 .2 s ic a l 复 合 材 料的 力 学 性 能 研 究 1 .2 .2 . 1 s i c w a i 复 合 材 料 的 弹 性 模 量 高 弹 性 模 量 是s i c a l 复 合 材 料 的 一 个 显 著 性 能 特 点 。 弹 性 模 量 对s i c的 含量十分敏感，随着颗粒的增多， 弹性模量显著增大，而且在高温下 ( 5 0 0 0c ) 仍能保持较高的数值 5 6 ) 。含 7 0 % s i c颗粒的复合材料弹性模量达到 2 6 5 g p a (4 4 j 。 弹 性 模 量与 增 强 相的 尺 寸、 分 布 和 增强 相的 类型 无关 1 5 ,5 7 ) . 文献 ( 5 8 , 5 9 报道了界面对弹性模量的影响。1 1 0 0铝基复合材料界面干 净、无反应物，弹性模量较低;7 0 7 5铝基复合材料界面以带状形式存在，界 面带是以 铝多晶体结构组成，材料弹性模量较高。 6 0 6 1铝基复合材料中发生 适度的界面反应可以使复合材料的弹性模量高于未发生界面反应的情况。 界面对弹性模量的影响是由界面传递载荷的机制引起的。复合材料在弹性 变形过程中， 结合良 好的界面有效地完成了载荷从基体向增强体的传递，使得 作用于基体的有效应力降低 6 0 ) 。载荷传递机制是复合材料弹性变形过程的 重要强化机制。弹性模量的剪切滞后模型 ( 6 1 就是以基体与增强相之间界面 剪切力把载荷从基体传递到增强相为依据建立的。 e s h e l b y模型尽管忽略了 具 体的载荷传递机理，但也是根据材料变形过程中基体与增强体弹性一塑性变 形 不匹 配， 从 而使 应力从 基体 传递 到增强体 而建立的 6 2 ) . e s h e l b y 模型可准 确预测颗粒增强复 合材料的弹性模量 5 6 , 6 1 ) . 另 一 个常 用的 弹性模量预 测模型是 h a l p i n -t s a i 模型 6 1 ) ， 它是由 混合 准则修正而来。表达式如下: e c = e m 冥 卜p+i ( 1 - 1 0 ) 1 8 . 中南大学硕 1: 学位论文 h a l p i n -t s a i 模型能与 试验数据很好地吻合 ( 5 6 , 6 3 ) . 1 .2 .2 .2 s i c a l 复 合 材 料 的 强 度 和 断 裂 韧 性 关 于s ic w a i 复 合 材 料的 强 度， 文 献 2 5 ,5 6 , 5 7 , 6 3 报 道比 较多 。 影 响强 度的因素多而复杂，其中最主要的因素是基体的强度。基体强度高，复合材料 的强度也相应提高。热处理工艺能改善材料的组织结构，也能一定程度上提高 复合材料的强度 5 7 ) 。一般而言，提高 s i c含量会增加复合材料的屈服强度 ( 5 6 ) 。但提高的幅度随 s i c含量的增加而减小。而文献 ( 1 5 )中，由于界面 发生了剧烈的自蔓燃反应，复合材料的强度反而比基体的强度还低。 e s h e l b y ( 6 4 从残余应力出 发， 建立模型预测复合材料的强度， 预测结果 表明抗压强度大于抗拉强度， 这与试验结果吻合; 但理论值相对于试验值偏小， 这种偏差是由 基体中高位错密度 ( 模型未考虑位错的影响)引起的。 s ic a l 复 合 材 料 可 能的 强 化 机 制 有: ( 1 ) 奥罗 万 机 制; ( 2 ) 晶 粒 和 亚 结 构强化;( 3 ) 位错强化;( 4 ) 加工硬化。究竟是哪种机制起主导作用，与材料 的 制 备 过 程、 热 处 理 工 艺、 s i c颗 粒 尺寸 等因 素 有 关。 对s i c 产1 复 合 材 料的 断裂机理，目 前的认识还有限。一般认为高的界面结合强度会有利于载荷从基 体向 增强相传递， 但在动载荷下， 弱界面结合反而能抑制疲劳裂纹的扩展。 s i c 颗粒的尺寸与分布是影响材料断裂韧性的主要因素， 但它们之间缺乏定量的关 系。文献 ( 6 3 ) 报道，低屈服应力的基体有助于复合材料断裂韧性的提高 ( 如 表1 - 2 所示) ， 但这方面的证据还很不充分，有待进一步研究。 表1 - 2 : 1 5 % v o s ic p 增 强 不同a l 基 体 复 合 材 料 的 断 裂 韧 性 基体成分断裂 韧性k ,c ( m n / m - 3/2 ) 1 3 . 5 一 1 5 . 5 2 5 . 9 -3 7 . 5 1 6 刀一 1 8 刀 值得注意的是，关于复合材料机械性能方面的报道，大部分局限于s i c含 量 较 低( 9 9 . 9 %) b . 6 0 1 3 a i 合金， 其成分为: c u 1 . 0 %, m g 1 . 0 % , m n 0 .6 % , s i 0 . 8 %, c r 0 . 2 %，a 1 余量。 加热除气 pima it 全 j一 i c预成形坯 三 力 ( 无压)熔渗 呀 一 一 州 争 图2 - 2 : 高 含 量s i c 拜1 复 合 材 料 制 备 工 艺 流 程图 . 2 5 . 第二章 研究内容与方案 增强相: s i c颗粒， 其平均粒度为: 2 0 0 u m , 8 0 u m , 4 5 11 m, 2 5 u m , 1 7 11 m , 1 4 um, 5um, 2 . 5 um t i 粉:一2 0 0目 2 . 复合材料制备工艺流程 复合材料制备工艺流程如图2 -2 所示。 3 . 复合材料制备工装 本研究采用的复合材料制备工装根据所施加的外力不同而有所区别。 - 3 , 2 - 4 , 2 - 5 分别是离心熔渗法、 无压熔渗法及压力熔渗法所用工装。 图2 -3 :离心熔渗法工装简图 1 . 钢模，2 . s i c颗粒预成形坯，3 . a l 熔体， 4 . 保温材料，5 . 石墨模， 6 . 转盘， 7 . 转轴，8 . 平衡物 电阻炉 石墨绍i f s 混合物压块 铝熔体 图 2 鱿; a l h 石卫反 尸-一 s i c 日成形坯 图2 -4 :无压熔渗法工装简图 图2 - 5 : 压力熔渗法工装简图 2 6 . 中南大学硕士学位论文 4 . 熔渗样品尺寸 采用熔渗法制备的样品 尺寸为:(h 4 6 x 8 1 2 m m ， 其高 度随预成形坯中s i c 颗粒的粒度、重量而有别。 5 . 复合材料的加工及热处理制度 复合材料所需样品采用线切割加工。对样品采用 t 6热处理:固溶温度为 5 1 6 5 2 0 0c，固溶时m为4 h ;时效温度为1 7 0 -1 7 4 0c ，时效时m为2 4 h . 2 .3 .2 试验方法 1 . 金相分析 材料经过制样、粗磨、细磨、抛光后在光学显微镜 ( 型号 mc f 3 a)下观 察其组织形貌。 样品 未腐蚀，因为本研究重点关 注 s i c颗粒和s i c / a 1 界面， 而没有腐蚀的情况下s i c颗粒及其边界最清晰，所有照片均在无腐蚀的情况下 拍摄。在金相显微镜下主要观察s i c颗粒的形貌、分布以及界面结合状况。 2热膨胀系数的测定 将材料切割成 5 x5 x1 5 m m的样品，磨平两个端面，在d l - 1 5 0 0热膨胀仪 上测定 0 1 0 0 0c , 0 2 0 0 0c , 0. 3 0 0 0c , 0 4 0 0 0c 温度范围内的平均线膨胀 系数。 其测量误差为士 5 %. 3 . 导热性能测量 导热性能测试的样品尺寸为b 1 0 x3 m m ，两面磨平。导热系数和热扩散率 采用j r - 2 激光导热仪测定。测量误差为士5 %. 4 . 抗弯强度测试 抗弯强度所用样品尺寸为5 x 5 x 3 5 m m ， 采用线切割加工。 然后在3 6 0 # 和 5 0 0 # 水砂纸上把四 个面磨平，打掉四 边的棱角。 在l j 3 0 0 a 型机械式拉力实验 机上测定材料的抗弯强度，夹具跨距为2 5 m. 5 . 断口 扫描电 镜分析 在k y k y a m r y l 0 0 0 b型扫描电 镜上对复合材料的断口 进行观察和照相。 分析断口形貌及 s i c颗粒的断裂方式。 . 2 7 . 第三章 高含量s i c ,j a l 复合材料的发应熔渗法制备工艺研究 第 三 章 高 含 量s ic n / a l 复 合 材 料 的反应熔渗法制备工艺研究 3 . 1引言 为 了 制 备 高 含 量s ic a l 复 合 材 料， 必 须 寻 求 一 种 低 成 本 的 高 效 制 备 方 法 。 粉 末 冶 金 法 和 搅 拌 铸 造 法 都 只 能 制 备 低 含 量s i c p / a l 复 合 材 料( 1 0 0 0 c 0 1 0 0 , 0 变化幅 度较大 0 a 1 4 q+ 3 s i ( 3 - 2 ) 同时由 于s i 在a 1 中的高溶解度，s i c的溶解反应亦随温度的升高而越来越迅 速地进行。由化学反应和溶解反应引起的两相间物质转移使得系统界面能下 降，接触角8 减小，使熔渗过程更易于进行。 3 . 2 .2外界压力的影响 不同s ic粒度下外力大小与s i c体积百分含量的关系如图3 - 3 所示。从图 中可看出，随着外界压力的增大，熔渗效果也越好。有些较细的s i c颗粒在低 漪m公50叨 喇和众心属教，的 2 0 0 . 0 0 e 0 0 熔 渗 外 界 压 力800( % p a ) 1 0 0 0 1 2 0 0 图3 - 3 : 熔渗外力大小与s i c体积百分含量的关系 . 3 1 第三章 高含量s ic j a 】 复合材料的发应熔渗法制备工艺 研究 离心力下不能渗入， 但提高外力后，渗透就比较完全。从表3 - 1 可知， 在熔渗 温度为8 0 0 时， 2 2 0 k p a 的压力不能使a l 渗入4 5 p m的s i c压坯。而在6 4 0 k p a 时能渗入( 如1 4 # 样) 。 但是同样压力和s i c粒度下的7 #样品渗入不完全， 熔渗完后的压坯底部周围还有部分松散的粉末，这从密度也可以反映出 ( p = 2 . 8 9 5 g / c m ) 。 其金 相显 微组 织有许多 孔洞 存在。 从 后文的 熔渗机理与 动力学 分析可得，只要达到一定的压力，熔渗完成的时间很短。所以 7 #样可能是因 为离心熔渗时a l 熔体甩出， 降低了熔渗外界压力。 但2 5 p m的粉末压坯在6 4 0 k p a还是不能渗入。只有当压力提高到 1 0 7 0 k p a时，渗透才能顺利进行。而 当 s i c颗粒再减少到 1 7 p m 时，这一压力又不够了。在 7 0 0 0c - 8 0 0 时的渗 透临界外力如表 3 - 2 所示。 表3 - 2 :温度为7 0 0 c - 8 0 0 时 熔渗所需临界外力 -一yn -yn- yn一- 熔 渗 外 力( k p a ) 8 0 v m 4 5pm 2 5pm 1 7 pm y 一能渗入 2 2 0 6 4 0 1 0 7 0 n 一不能渗入 此外，随着熔渗压力的提高，s i c预成型坯的致密性也会有所提高。在熔 渗开始时， s i c颗粒被外界压力压缩， 使预成型坯进一步密排，所以也会提高 复合材料的密度。 如4