SiC增强铝基复合材料5篇

第一篇：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。

8(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。

10(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 体的界面附近的热残余应力场分布也不同。颗粒接近球形时，残余应力分布较均匀，且离界面越远越小；颗粒为尖角形时，残余应力分布不均匀，在尖角附近的基体中存在热应力集中和塑性应变。

结束语

SiC铝基复台材料性能优良、增强体SiCp的价格低廉，制造工艺简单，作为工程材料，在各个领域都具有广阔的应用前景及巨大的经济效益和社会效益。由于制备工艺灵活、热物理性能优异及可设计性等许多独特的优点，在航空航天、先进武器系统、光学精密仪器、电子器件、汽车工业和体育用品等领域将得到更加广泛的应用。越来越多的科技工作者正致力于SiC铝基复合材料这一领域的研究。随着科学技术的不断发展及相关领域科技工作者研究的不断深入，SiC铝基复合材料的相关研究将有很大的突破，也许不久的将来理想的模型一定会建立起来。在今后的研究中，应重视金属基复合材料的模型设计和计算机模拟分析，使材料制备能够定量描述，并建立金属基复合材料设计数据库。此外，在实验研究取得突破性进展、保证材料性能的条件下，应注重向工业化生产迈进，使其发展为一种特色产业。参考文献：

【1】平延磊，贾成厂，曲选辉，周成.SiCp/Al复合材料的研究方法现状.粉末冶金技术，2005，23（4）:296—300 【2】刘兴江，曹丽云，王建中.脉冲电场作用下SiCp增强铝基复合材料的制备.轻合金加工技术, 2002, 30（4）: 45—46 【3】许富民，齐民，朱世杰等.SiC 颗粒增强铝合金复合材料.金属学报, 2002, 38（9）: 998—1001 【4】罗彦祥.SiCp/Al复合材料断裂韧性的影响因素及思考.宁夏师范学院学报（自然科学），2007，28（6）:41—44 【5】王杏，田大垒，赵文卿.碳化硅颗粒增强铝基复合材料的热性能研究.有色金属加工，2007，36（6）:23—25 【6】于家康，梁建芳，王涛.高导热金属基复合材料的热物理性能研究.复合材料导报，1998，13（3）:48—51 【7】张建云，孙良新，洪平等.电子封装用SiCp/ZL101复合材料热膨胀性能研究.余杭材料工艺，2004（4）:32—35 【8】张强，修子扬，宋美惠.电子封装用SiCp/Al复合材料渗透法制备及渗透机制.金属功能材料，2002，9（1）:26—28 【9】李红章，张辉，陈振华.7075Al/SiCp复合材料热压缩变形的研究.长沙航空职业技术学院学报，2005，5（1）:39—42 【10】韩媛媛，武高辉，李凤珍等.颗粒形状对铝基复合材料热残余应力影响的有限元分析.哈尔滨理工大学学报，2003，8（5）:83—87

第二篇：钢铝复合散热器工艺流程

钢铝复合散热器工艺流程

选

材——钢管下料——铝型材下料——质量检验——穿管——涨管——单片焊接——质量检验——整片组装——试

压——质量检验——除油、除锈处理——烘

干——质量检验——真空灌装第一次防腐——沥

干——烘

干——真空灌装第二次防腐——沥

干——烘

干——质量检验——上罩——静电喷塑——成品检验——包装入库

产品技术说明

一、钢铝复合散热器所用材质

1.散热器所用无缝钢管符合GB/T3087-1999的规定，采用焊接钢管，符合GB/T3092-1993的规定。

2.铝翼管材料牌号为6063或6063A，符合GB/T5237-2000中有关力学性能和GB/T3190-1996中有关化学成份的规定。

二、工作压力

工作压力为1.0MPa,试验压力为工作压力的1.5 MPa。

三、钢铝复合散热器接口螺纹

1、散热器的管接口螺纹制造精度符合GB/T7307规定

2、螺纹保证大于3.5扣完整，无缺陷

四、涂层质量

我公司采用山东莱阳康丽家涂料有限公司生产的粉末，散热器外表面应在良好的预处理后采用静电喷塑，按相关标准要求，进行表面处理。表面涂层应均匀光滑，附着牢固，无漏喷或起泡。表面喷涂厚度为100-200um

六、内腔防腐

为了使散热器有更长的使用寿命，防止各种水质对散热器内壁的侵蚀，需要对散热器的内腔进行严格的前处理。

一、散热器的前处理：焊接完好的散热器，表面有油污锈迹、杂质，需要严格按照以下工艺流程进行处理：脱脂===水洗===酸洗===水洗===中和===表调（材质表面微量元素调整）====水洗===锌系磷化（附着力更好，更耐腐蚀）====水洗===钝化===水洗===烘干（将内腔的水分干燥）

二、选用国家建设部指定的散热器专用防腐涂料（天津沃必达防腐涂料）。经过时间验证，其附着力强，耐高温，耐酸碱，耐冲压。

三、采用先进的防腐工艺，真空防腐灌装机。首先，把散热器定位好，将内腔空气抽出，形成真空-0.9Mpa，自动启动，让防腐涂料沿着内壁均匀的附在内表面上，其最大的特点涂料附着均匀，消除死角，附着力强，消除气泡。它有别于人工或泵高压灌装。

四、散热器按照工艺涂装后，要进行沥干，将多余的涂料清除，防止涂料过后产生气泡。

五、沥干后，进行180ºC--200ºC高温烘干，再涂装一遍烘干，保证使得内防腐涂层厚度达到80微米以上。

六、做完散热器内腔防腐涂料涂装后，再进行表面抛光，质检，采用纯聚酯粉末，对散热器表面进行静电喷涂，高温180ºC--200ºC固化，以上工艺加工两边保证外表面光洁度。这样就得到了一个内腔、外表比较完美的散热器。

第三篇：ML758木铝复合门窗系列简介

系列简介

产品功能：此产品款按款式分为欧式和法式系列，两系列均有内平开窗、平开门、折叠门；密封、保温、隔音性能卓越；建筑室内外装饰效果好。

内平开窗：平开时能开启0°—180°范围内通风；操作上悬时，窗扇能

向内悬出150mm通风；单扇承重100kg。

平开门：平开时能开启0°—180°范围内通风及通行，单扇承重130kg。折叠门：能实现所有门扇开启折叠在一起。

产品特点：既有铝合金门窗的强度又有木门窗的装饰效果；它是采用断桥铝合金型材

与实木复合在一起的型材加工而成，门窗的主要受力结构为断桥铝合金，室外为铝合金门窗款式风格，室内展示为实木门窗款式风格。

产品应用：建筑要求配铝合金门窗，室内又要求有实木感暖色调的最佳选择应用，即别墅、会所、高档公寓、办公楼等场所室外门窗所选择应用。

配置

型材规格标配：断桥隔热铝复合实木/框厚75mm/框小面宽48mm/框大面框70mm铝型材基本壁厚1.4mm—2.0mm。

铝材颜色标配：喷涂白色/电泳香槟色

选配：喷涂色中的颜色。

木材选配：俄罗斯松木/美国红橡木/美国红樱桃木/美国黑胡桃木

木材颜色选配：实木色卡中的颜色

玻璃标配：5+12A+4+12A+5三层中空白玻

选配：中空层加装饰条/中空层加电动百叶/中空钢化玻璃/中空夹胶玻璃/

夹胶防弹玻璃/磨砂玻璃/特殊艺术玻璃。

五金： 标配德国SI平开上悬窗件/SI平开门件/SI折叠门件

胶条： 标配黑色三元乙丙胶条。

门窗套： 选配俄罗斯松木套/美国红橡实木套/美国红樱桃实木套/美国黑胡桃实木套 纱门窗： 选配铝合金SP平开纱窗/隐形纱门窗/平开安全防护纱门窗

第四篇：168铝木复合门窗合同

铝包木门窗加工制作安装合同

甲方: 三河园方房地产开发有限公司 乙方： 北京兴安幕墙装饰有限公司

根据《中华人民共和国合同法》、《中华人民共和国建筑法》和《中华人民共和国工程质量管理条例》及有关规定, 甲、乙双方就下列建设工程施工事项协商一致，订立本合同，以资共同遵守。

2合单价均不进行调整。

5．乙方就其提供的材料、配件等承担瑕疵担保责任，若有任何 2.3由于人力不可抗拒的因素而延误工期。

3.乙方施工工期应符合工程总承包单位的进度要求，并接受总承包单位的进度管理。

3.11安装时的成品保护：安装铝包木外框前必须把缠好的塑料保护带去掉，安装完成后再用塑料膜封闭保护，或采用竹胶板覆盖保护，由于保护措施不当造成的窗户破损由乙方承担。

3.12固定门窗外框的紧固件不允许外露，盖帽与型材间必须用密封胶粘牢。3.13窗型材的所有加工必须在加工厂内完成，包括铣孔、钻孔等工序，要求相同的窗型钻孔的定位和间距必须相同，不允许在现场随意进行。

3.14乙方应在甲方、监理的见证下现场抽取一组足尺门窗到甲方认可的实验室进行五性检验并出具报告，检测费已包含在合同费用中。

3.15货到现场必须经甲方、监理验收合格后方可进行安装。

3.16整窗产品型材表面处理颜色应一致，无明显色差，并符合规定颜色要求。涂装漆膜应平滑、均匀、清晰，不得有皱纹、流痕、鼓泡、裂纹、油白和杂渣等缺陷。整窗要求体现高贵典雅、精美大气的观感品质。晶相组织均匀，抗腐蚀性能良好，表面光滑细腻。窗体铝材表面不应有铝屑、毛刺、油斑或其他污渍，连接处不应有胶粘剂残留。

3.17五金件安装位置正确，装配牢固，主、配件数量齐全。装配后闭启润滑顺畅，无噪声。

3.18其他

密封胶条：均匀、牢固、接口严密，无堆皱、拉伸、脱槽等现象。

发泡密封胶：胶缝填充密实、表面光滑平整，无气孔、脱胶、断胶等现象。要求满足相关行业规范，国家、地方标准。

6.1工程付款方式：（每次付款前，乙方提供河北燕郊地税发票，工程款支付至95%时，乙方提供全额发票）

1.本合同签订后7个工作日内，甲方支付合同总价款的30%，即（小写）：378,000.00元人民币，（大写）：叁拾柒万捌仟元整。

2.本合同内的门窗验收合格后，并完成结算七个工作日内，支付至总结算价款的95%。总结算价款的5%作为工程质保金。质保期满10个工作日内付清。

3．保修款：两年质保期满，若质保期内发生维修费用，扣除维修费用后付清余款（不含利息）；

6.2工程结算：

工程整体竣工验收后，15日内乙方向甲方送交结算资料，30日内双方完成结算。结算依据工程施工图纸、合同及有关双方确认的文件，工程量以竣工图纸中各种门窗的副框外围面积（缩尺后的实际面积）结算，各种门窗的面积及樘数与施工图纸及有关文件不符，承包人需提供经监理、发包方工程部、技术部确认的变更资料。

报告申请。

3.甲方收到竣工验收报告申请后七天内组织验收，并在验收后七天内给予认可或提出修改意见。

4.经甲方组织验收，该安装工程全部或部分不符合双方约定的国家质量检验标准的，为验收不合格。乙方须对验收不合格的部分返工，费用由乙方承担，工期超过本合同约定期限的，乙方须承担违约责任。

5.验收合格之前相应物品毁损、灭失的风险由乙方承担，验收合格之后相应物品的毁损、灭失的风险由责任方承担。

1.因铝包木门窗加工安装造成工程质量不符合合同规定的，乙方负责无偿修理或返工、更换。由于修理或返工、更换造成逾期交付，乙方须向甲方支付逾期违约金，计取方法为5000元/天。

2.如因乙方原因致使工程不能按合同规定的工期不能预期交付使用的，乙方须向甲方支付逾期违约金，计取方法为5000元/天。

3.乙方应严格按照有关标准及合同要求完成本合同项下之工程，同时确保其产品质量完全符合本合同及招标文件中关于质量、规格和性能的要求，并保证产品是全新的、未使用过的。如发生乙方故意以劣充优、提供不符合本合同及招标文件中质量、规格和性能的要求的产品，乙方应就此部分产品承担双倍赔偿责任。

4.若因乙方违约或乙方采购安装的产品存在质量问题引起 1．不可抗力事件指本合同责任方无法控制、无法预见或虽然可以预见但无法避免且在本合同签署之日之后发生并使任何一方无法全部或部分履行本合同的任何事件。不可抗力包括但不限于爆炸、火灾、洪水、地震、瘟疫及其他自然灾害及战争、罢工、法律变化或因政府的有关强制性规定和要求致使双方无法继续履行本合同，以及其他重大事件或突发事件的发生。

2．如果发生不可抗力事件，受影响一方应当以最便捷的方式毫无延误地通知另二方，并在不可抗力事件发生的十五（15）天内向另二方提供该事件的详细书面报告及经当地公证机关证明不可抗力发生的有效证明，否则不应被视为存在不可抗力事件。即使在此情况下，乙方仍有责任采取必要措施促使尽快完工。受到不可抗力影响的一方应当采取所有合理行为消除不可抗力的条件及减少不可抗力对另二方的损失。不可抗力持续发生的，受影响一方应每隔7天向另二方报告一次灾害、工程、费用等情况，直到灾害结束。

3．发生不可抗力事件导致乙方不能正常施工的，工期顺延。因不可抗力发生的费用由甲、丙双方分别承担：

（一）人员伤亡由该人员所属单位负责并承担相应费用；

（二）造成乙方设备、机械的损坏及停工等损失,由乙方承担。

4．如出现不可抗力事件，应免除受影响方于不可抗力事件发生及存续期间不履行本合同之违约责任。

甲方（盖章）： 乙方（盖章）：

法定代表人 法定代表人 或委托代理人： 或委托代理人： 年 月 日 年 月 日

第五篇：碳纤维增强SiC陶瓷复合材料的研究进展(精)[范文模版]

碳纤维增强ＳｉＣ陶瓷复合材料的研究进展 邹世钦，张长瑞，周新贵，曹英斌

（国防科技大学 410073航天与材料工程学院国防科技重点实验室，湖南长沙）

摘 要： 碳纤维增强 SiC 陶瓷基复合材料具有良好的高温力学性能，是航空航天和能源等领域新的高温结构材料研究的热点之一。本文回顾了增强体碳纤维的发展，对材料的成型制备工艺，材料的抗氧化涂层研究进展和现有的一些应用做了综述，并展望了碳纤维增强 SIC 陶瓷基复合材料以后的研究重点及发展前景。关键词： 陶瓷基复合材料；碳纤维；碳化硅；陶瓷中图分类号： TQ342+.742;TQ174.75+8.2 文献标识码： A 文章编号： 1007-9815（2003）02-0015-06 前言

在航空航天工业和能源工业等领域，随着新型发动机的研制和新概念航天运载器的发展，对高温结构材料提出了更高的要求。如航空发动机 的热效率主要取决于涡轮前的进口温度，当发动机的推重比为 10 1 650时，涡轮前进口温度达℃，在这样高的温度下，传统的高温合金材料已经无法满足要求，材料研究者把目光转向了陶瓷材料，高温结构陶瓷成为了研究的热点。

SiC 陶瓷具有良好的高温强度、高温稳定性和高温抗氧化能力，但由于其分子结构的键合特点，缺乏塑性变形能力，表现为脆性，严重影响了其作为结构材料的应用。碳纤维拥有良好的高温力学性能和热性能，在惰性环境中超过 2 000℃仍能保持其力学性能不降低，用碳纤维增强 SiC 陶瓷，材料在断裂过程中通过裂纹偏转、纤维断裂和纤维拔出等机理吸收能量，既增强了材料的强度和韧性，又保持了 SiC 陶瓷良好的高温性能，是获得高性能高温结构陶瓷的极好方法。许多国家开展了碳纤维增强 SiC 陶瓷复合材料应用于高温热结构部件的研究，并且取得了丰硕的成果。

碳纤维的发展历史可以追溯到 19 1875世纪。年美国发明家爱迪生研制成功以碳丝作灯丝，1910 年钨丝研制成功，碳丝的研究停止。作为结构材料使用的碳纤维的发展始于 20 50世纪年代，1950 年美国空军基地研究所以人造丝碳化制得纤维；1958 Union Carbide 年美国公司实现人造丝制碳纤维的工业化；1958 年后，日本、英国等国开始碳纤维的研究与生产；目前日、美、英、德等几个国家有生产高性能的商品碳纤维的公司。

碳纤维根据制备原料不同，可以分为粘胶基

碳纤维、PAN 基碳纤维和沥青基碳纤维。粘胶基碳纤维由于产率低、性能差、成本高等原因己逐步被淘汰，目前主要集中在 PAN 基和沥青基两种。PAN 基碳纤维主要是高强度型，沥青基碳纤维主要是高模量型，还有高强和高模兼具的碳纤维。

目前碳纤维的开发朝两个方面发展：一是高性能化，通过设计更合理的微观结构和更先进的处理工艺来提高纤维的力学性能，外观上则表现为纤维直径减小、纤维束丝数增加，日本东丽公司的 TX1 9.实验室的碳纤维抗拉强度已经达到3GPa ；二是低成本化，由于碳纤维生产成本高，价格昂贵，在很多领域的应用受到限制，美 FORTAFIL 公司开发了Fortafil 系列纤维，在保

１

增强体碳纤维的发展

6２．４

Ｒｅａｃｔｉｏｎ Ｓｉｓｔｅｒｉｎｇ反应烧结（）[14] 层、功能层和抗冲蚀层等多层复合组成（如图 1 反应烧结通过 Si+C 反应完成。有研究表明所示）。

抗冲蚀层的功能是阻挡氧气进入材料内部，抵抗气流冲蚀。抗冲蚀层最常用的是致密的 CVD-SiC Ir Al涂层，另外、2O

3、Y 2O

3、Ta 2O

5、Si 2N 2O、ZrO 2和莫来石（3Al 2O 3・2SiO 2）等也被用来作抗冲蚀层材料[18-21]。功能层的作用是形成玻璃态可流动物质封填涂层微裂纹，阻止氧的进入。最初用作功能层的材料是 P2O 5，B 2O 3，SiO 2 等玻璃态物质，目前常用的功能层材料是能氧化形成玻璃态物质的化合物 B4C、TiB

2、Si-B、Si-W、Si-[22-27, 18] Hf、MoSi

2、Si-Zr 等。粘接层的功能粘接基体与涂层系统，减少涂层与基体间的热膨胀不匹

[28]配，粘接层材料最常用的是涂层 SiC。

Si C 900和在℃ 便有 SiC 生成，但是通常制备反应的温度在Si 的熔点1 414℃ 以上，Si 以液相或气相状态与 C 反应，最终材料中可能会有少量未与 C 反应的自由硅存在。如坂本昭（日）用SiC、Si、C 粉末与丙烯酸类树脂制成泥浆浸渍碳纤维，干燥成型后加压烧结，得到碳纤维增强

[6，15] SiC 材料。Fischedick C 等以沥青或树脂等的先驱体浸渍碳纤维预制体后裂解制得多孔 C/C 材

[16] 料，在液相或气相条件下渗 Si，得到SiC。也可通过小分子烃的 CVI C/C 工艺制备材料后渗Si，但CVI C Si C的与的反应活性不如裂解。Vogli 等将橡木加工成所要的形状后在惰性气体保护下 800℃ 碳化，随后在 1 550℃ 以上真空渗 Si 或 SiO（Si/SiO 2），得到 C/SiC 复合材料，室温 280MPa 弯曲强度 330MPa，1 300℃ 弯曲强度

[14,17]

有许多比较有效的抗氧化涂层体系。如等开发的f /SiC 材料抗氧化保护体系由Goujard C SiC/B4C/SiC 3 3 CVD 层组成，层均由工艺制备，内层 SiC120-140μm，B 4C 10-15层μm，外层 SiC40-60μm，涂层总厚度约160-200μm [29]；Franc SiC/AlN/Al等开发的2O 3 3 层体系，外层可以是 Al2O

3、H f O

2、ZrO 2 TiB等，中间层可以是

2、AlN、HfN、ZrC、Pt、Ir 等，用该涂层体系的空间飞行器部件使用温度达到 2 000℃；

近年来抗氧化涂层体系又有新的发展。

Kondo Y等以2O 3 CVD-SiC 粉末在内层上于1 500℃ 以上烧结，得到 SiC/Y2SiO 5-Y 2Si 2O 7-YxSiy 2 1 600层抗氧化保护体系，在℃ 以上仍有良好的抗氧化保护作用[20-22]。H.Fritze CO等通过高能2脉 [30]。

３

抗氧化研究进展

碳纤维增强 SiC 陶瓷复合材料拥有良好的高

温力学性能和热性能，但是在氧化性气氛中，高于 400℃ 碳纤维就会氧化，材料性能迅速降低，导致材料失效。这是影响其在氧化性气氛中长效应用的致命弱点，为此必须解决材料的抗氧化性问题。目前主要通过整体抗氧化涂层来对材料进行抗氧化保护。

抗氧化涂层要求。① 在所保护温度范围稳

冲激光（λ=10.6μm，Δt =170μs，j =3×10w ・cm）定，涂层与基体不易剥落或者分离；② 低的氧和

在碳纤维增强陶瓷基复合材料表面制备莫来石涂碳的扩散系数；③ 良好的抗冲蚀性能；④裂纹自愈合功能；等等。

为满足这些要求，典型的涂层体系由粘接 抗冲蚀层活性功能层粘接层基底材料

层，基体温度的升高不超过 100℃，所得涂层均匀、致密，在空气中的抗氧化保护温度达 1 900K [31-32]。Naslain CVI 等以工艺制备了基体与涂层融为一体的碳纤维增强抗氧化保护陶瓷材料，基体为（PyC-SiC）n BN-SiC或（）n，每层的厚度为几十 nm，在氧化性气氛中，PyC-SiC 或 BN-SiC 既是基体又是涂层，有裂纹自愈合功能，有良好的抗氧化保护性能

[33-34]。

图1 涂层体系的基本组成４

近年来的应用

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０５７１－６３３７３２３６ 碳纤维补强片材 杭州索奇先进复材公司