D0I:10.13374/i.issnl00It03.2008.0L.002 第30卷第1期 北京科技大学学报 Vol.30 No.1 2008年1月 Journal of University of Science and Technology Beijing Jan.2008 Si对无压浸渗SiC,/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A8Mg基体中添加Si对无压浸渗SiC,/A1复合材料显微组织和热导率的影响.结果表明，Si能够改善A1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，A1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SiCp/Al复合材料；无压浸渗：显微组织：热导率 分类号TB333 Effect of Si on the microstructure and thermal conductivity of pressureless infil- trated SiCp/Al composites MA Qiang.HE Xinbo,REN Shubin,QU Xuanhui School of Materials Science and Engineering.University of Science and Technology Beijing.Beijing 100083,China ABSTRACT The effects of the amount of Si added to Al-8Mg alloy on the microstructure and thermal conductivity of pressureless infiltrated SiCp/Al composites were investigated.The results show that Si addition to matrix can reduce the porosity of the infiltrated composites by the improvement of SiC/Al wettability.suppress the SiC/Al interfacial reaction and increase the relative density of the infiltrated composites.Without Si addition to Al-8Mg alloy.the composites ex hibited a lower thermal conductivity and relative densi- ty because of poor wettability and severe interfacial reaction.With increasing the Si content to 12%,the interfacial reaction was sup- pressed and the thermal conductivity of the composites is the maximum.With further increasing Si content,the thermal conductivity of the composites decreased because the thermal conductivity of matrix itself decreased. KEY WORDS SiCp/Al composites:pressureless infiltration:microstructure:thermal conductivity 高体积分数碳化硅颗粒增强铝基复合材料 温下易发生反应，生成的A14C3在潮湿的条件下即 (SiC,Al)综合了SiC及Al的优良性能，具有高比 发生水解，降低了材料的可靠性，严重限制了其发 强度、良好的导热性、低热膨胀系数等特点，在电子 展，以往的研究表明一，在合金基体中添加S1可 封装、航空航天、军事、汽车等领域具有广泛的应用 以改变反应的热力学参数，从而抑制该反应的发生， 前景[山.但因其机械加工特别困难，发展其先进的 然而，关于Si对无压浸渗SiCp/Al复合材料的显微 制备工艺，始终是研究的热点问题之一，20世纪90 组织和性能的影响规律还鲜有报道，本文采用注射 年代，美国Lanxide公司，发明了无压浸渗技术2)， 成型无压浸渗工艺制备了体积分数为55%SiC,/ 为高体分比SiC,/Al复合材料的制备开辟了新的途 Al复合材料，通过XRD,SEM和TEM等手段，研究 径).经过近10年的发展，该技术已经取得了一定 Si含量对SiC,/Al复合材料显微组织和热导率的影 进展，如确定基体Mg合金化以及氮气气氛为浸渗 响规律 工艺的必备条件等).但同时，由于SiC与A1高 1实验 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(Na-50404012) 1.1复合材料的制备 作者简介：马强(1982-)，男，硕士研究生；何新波(1970-)男， 实验用SC预制型采用陶瓷粉末注射成型方法 教授，博士 制备8].其中SiC颗粒采用绿色aSiC,纯度为
Si 对无压浸渗 SiCp／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 Al－8Mg 基体中添加 Si 对无压浸渗 SiCp／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 SiCp／Al 复合材料；无压浸渗；显微组织；热导率 分类号 TB333 Effect of Si on the microstructure and thermal conductivity of pressureless infiltrated SiCp／Al composites MA QiangHE XinboREN ShubinQU Xuanhui School of Materials Science and EngineeringUniversity of Science and Technology BeijingBeijing100083China ABSTRACT T he effects of the amount of Si added to Al－8Mg alloy on the microstructure and thermal conductivity of pressureless infiltrated SiCp／Al composites were investigated．T he results show that Si addition to matrix can reduce the porosity of the infiltrated composites by the improvement of SiC／Al wettabilitysuppress the SiC／Al interfacial reaction and increase the relative density of the infiltrated composites．Without Si addition to Al－8Mg alloythe composites exhibited a lower thermal conductivity and relative density because of poor wettability and severe interfacial reaction．With increasing the Si content to12％the interfacial reaction was suppressed and the thermal conductivity of the composites is the maximum．With further increasing Si contentthe thermal conductivity of the composites decreased because the thermal conductivity of matrix itself decreased． KEY WORDS SiCp／Al composites；pressureless infiltration；microstructure；thermal conductivity 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 （SiCp／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 Lanxide 公司发明了无压浸渗技术［2］ 为高体分比 SiCp／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 Mg 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 Al4C3 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 SiCp／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％ SiCp／ Al 复合材料通过 XRD、SEM 和 TEM 等手段研究 Si 含量对 SiCp／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 α－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．1 Jan．2008 DOI:10．13374／j．issn1001－053x．2008．01．002
,46 北京科技大学学报 第30卷 98.5%.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7m的粉末按质量比3： 2结果与讨论 2混合，注射成型粉末装载量为55%（体积分数）， 2.1显微形貌与XRD分析 脱脂后粘结剂全部去除后预制型总孔隙度约为 图1为采用不同Si添加量的基体合金制备的 45%.脱脂过程在空气中进行. SiC,/Al复合材料光学组织及相应的TEM照片，可 实验用铝合金成分如表1所示，无压浸渗在可 以看出：SiC颗粒在A1基体中分布均匀，从图1(a) 控气氛的水平管式炉中进行，将铝合金块置于SiC 的金相照片中可以看到，基体不含Si时，SiC颗粒受 预制型上方，一起置于炉中，浸渗采用高纯氨气，以 到A1液的严重侵蚀，颗粒表面呈不规则圆角状，材 10℃mmin的速率升温至1000℃，保温90min,炉冷. 料气孔较多，孔隙率约为12%；随着基体中$i含量 表1铝合金成分（质量分数） 的提高，SiC颗粒被侵蚀程度逐渐减轻，SiC的形状 Table 1 Composition of aluminum alloys % 逐渐变的较为规则；当Si含量超过6%时，材料中已 序号Al Mg Si序号AMgSi 观察不到明显的孔隙，此时复合材料残留孔隙度约 1 92 8 0 380 8 12 为2%.从图1A、B、C和D相应的复合材料界面的 2 86 8 6 4 74 8 18 透射组织也可以看出：随着Si含量的增加，SiC被 1.2分析测试 Al侵蚀的程度减轻，基体中不添加Si时，SiC与Al 复合材料密度利用阿基米德原理采用排水法测 反应严重，界面附近有大量的针尖状的Al4C3生成， 量，热导率采用激光脉冲法测得，显微形貌观察分别 SiC表面呈金字塔形状；随着Si质量分数增加到 在光学显微镜(0M)和LE01450型扫描电镜下进 6%,虽然观察不到Al4C3,但是界面仍然呈锯齿状， 行，在JE0LJEM200型电子显微镜下进行界面的 说明界面反应存在；当Sⅰ质量分数超过12%时， TEM分析，采用Cu靶对复合材料成分进行X射线 SiC/Al界面变得清晰平直，说明SiC与Al的界面反 衍射分析(XRD) 应受到抑制，值得注意的是，在图1(d)中，SC界面 (a) 15m. 0.2 um 15m 02m 15m 0.24m 15m 0.2m 图1不同Si含量下siCp/A1复合材料的光学组织及TEM照片，质量分数：(a)0:(b)6%;(c)12%;()18% Fig-1 Optical microstructures and TEM images of the interface of the SiCp/Al composites with different amounts of Si:(a)0:(b)6%:(e) 12%:(d)18%in mass fraction
98∙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7μm 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） Table1 Composition of aluminum alloys ％ 序号 Al Mg Si 1 92 8 0 2 86 8 6 序号 Al Mg Si 3 80 8 12 4 74 8 18 1∙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 JEM200型电子显微镜下进行界面的 TEM 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 SiCp／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 Al4C3 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 Al4C3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 SiCp／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 TEM images of the interface of the SiCp／Al composites with 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
第1期 马强等：Si对无压浸渗SiC,/1复合材料显微组织与热导率的影响 47 略显弯曲，分析认为由于原始SC粉在生产、储运以 增加S的活度可以从热力学角度抑制反应的发生 及生坯脱脂等过程中不可避免地会发生部分氧化行 此外，从图中还可以看出，反应的△G随着温度的升 为，局部生成的SO2在浸渗过程中与A1液发生了 高而降低，说明升高温度能够加速界面反应的进行 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 .50 是在局部区域才有所发生， -100 -900℃ -150 -1000℃ -一1100℃ 18%Si -200 …1200℃ -250 12%Si -300 0.050.100.150.200.250.300.350.40 6%Si 图3不同温度下反应△G与&的关系 ★入 0%Si Fig.3 Curves of AG to asi at different temperatures 30 35 40 45 50 55 20() SiC与A1之间的界面反应以如下的步骤进 ★一AlC;△一AiC:▲一A;■一Si 行町，首先SiC粒子与熔融Al液接触后会发生溶 解： 图2 SiCp/Al复合材料XRD谱 SiC()Si++C- (3) Fig.2 X-ray diffraction pattern of the SiCp/Al composites 生成的Si和C-向AI液中扩散.由于C在A液 图2为对复合材料XRD分析的结果，基体中 中的溶解度很低，C浓度很快达到饱和，过程(3)始 不添加Si时Al4C3相的峰值较为明显，添加质量分 终保持动态的平衡，由于瞬间的能量起伏很容易使 数6%的Si后Al4C3峰值减弱，当Si质量分数超过 C4-与AI3+离子结合： 12%后Al4C3相消失，这一结果与TEM结果是一 4A13++3C4-=Al4C3() (4) 致的，说明Si的添加可以控制SiC与Al的化学反 结晶成A4C3,结果降低了A液中C4-的浓度，破坏 应的程度.当Si质量分数超过12%时，可以完全抑 了式(2)的平衡，从而促进了SC的进一步溶解， 制Al与SiC之间的界面反应 Al4C3不断生成.当基体中添加一定量的Si以后， 2.2Si对SiC一Al界面反应的抑制机理 增加了Si在Al液中的活度，破坏了热力学平衡条 对复合材料微观组织和XRD分析的结果证明 件，进而抑制了反应(1)的发生.许多研究者1014] 了SiC与A1在一定条件下发生了化学反应，并生成 从理论上对抑制SiC与Al之间的界面反应所需要 了AlC3,反应的方程式为： 的临界$i含量进行了预测，所得结果如图4所示· 4Ald)+3SiC()3Si(+Al4C3() (1) 即理论上随着温度的升高，平衡S含量增大·但具 上述反应的吉布斯自由能表达式为： 22 Narciso △G=△G(Al4C3)-3△G(SiC)+RTIn 20 18 Isaikin Lee (2) 16 其中，△G°(A4C3)和△G(SiC)分别为两种碳化物 14 Lloyd 的标准生成吉布斯自由能，cs:和a1分别为Si、A1在 10 本文 A1Si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s的增 6 大而增大.图3为忽略Al的活度，反应温度和：对 6007008009001000110012001300 温度℃ △G的影响，从图3中可以看出：一定温度条件下， 当s:=0时，△G<0;随着的提高，反应的△G逐 图4平衡S含量与温度的关系 渐升高；当c超过一定的值时，△G变为正值.说明 Fig-4 Effect of temperature on equilibrium Si content
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 SiO2 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 SiCp／Al 复合材料 XRD 谱 Fig．2 X－ray diffraction pattern of the SiCp／Al composites 图2为对复合材料 XRD 分析的结果．基体中 不添加 Si 时 Al4C3 相的峰值较为明显添加质量分 数6％的 Si 后 Al4C3 峰值减弱当 Si 质量分数超过 12％后 Al4C3 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 Al4C3反应的方程式为： 4Al（l）＋3SiC（s） 3Si（s）＋Al4C3（s） （1） 上述反应的吉布斯自由能表达式为： ΔG＝ΔG ○－ f （Al4C3）－3ΔG ○－ f （SiC）＋ RTln α3 Si α4 Al （2） 其中ΔG ○－ f （Al4C3）和ΔG ○－ f （SiC）分别为两种碳化物 的标准生成吉布斯自由能αSi和 αAl分别为 Si、Al 在 Al－Si 二元合金系中的活度．式（2）表明反应的 ΔG 与反应温度和 Si 的活度有关且ΔG 随αSi的增 大而增大．图3为忽略 Al 的活度反应温度和αSi对 ΔG 的影响．从图3中可以看出：一定温度条件下 当αSi＝0时ΔG＜0；随着αSi的提高反应的ΔG 逐 渐升高；当 αSi超过一定的值时ΔG 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ΔG 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ΔG 与αSi的关系 Fig．3 Curves of ΔG to αSi at different temperatures SiC 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 equilibrium Si content 结晶成 Al4C3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 Al4C3 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 第1期 马 强等： Si 对无压浸渗 SiCp／Al 复合材料显微组织与热导率的影响 ·47·
.48 北京科技大学学报 第30卷 体变化关系，不同研究者得出的结果不同，这可能是 热导率2，可，这两方面因素决定了基体中没有$1 由于计算时所采用的热力学数据不同，而且计算过 时，复合材料热导率很低，仅为65WmK-1. 程中考虑的因素也有很大差异.本实验结果与Lee Si能够降低Al合金液的黏度，根据文献[10]， 的理论预测结果比较吻合（如图4所示），这主要是 900℃时添加质量分数5%的Si便能够使纯A1的黏 由于Lee在计算时充分考虑了Al活度对结果的影 度从0.91×10-3Pas降低到0.85×10-3Pas.因 响，因此更加接近实际值. 此当添加质量分数6%的$i时，合金液的黏度大大 2.3Si对复合材料热导率的影响 降低，合金对SC的润湿性得以提高，因此浸渗更加 热导率以及相对密度随$ⅰ含量的变化关系如 完全，复合材料的残留孔隙度很低，界面反应受到一 图5所示.基体不含Si时热导率和相对密度都比较 定抑制，使得复合材料相对密度和热导率都大幅提 低；当添加质量分数6%的$i以后，复合材料相对密 高 度和热导率大幅提高，相对密度达98%；Si质量分 进一步增加Si质量分数到12%时，复合材料相 数增加到12%时，热导率略有提高，从117Wm-1. 对密度变化较小，孔隙度对热导率的影响可以忽略 K-增加到123Wm1K-1;继续增加Si质量分数 不计.此时界面反应也随着Sⅰ含量的增加而变得 到18%，热导率降低到100Wm-1K-1 微弱直至消失，实验结果表明，随着S质量分数从 135 100 6%增加到12%，复合材料热导率略有上升·Si对 120 图TC 界面反应的抑制使得热导率的升高值大于基体因Sⅰ RD 含量的增多导致复合材料热导率降低值，因此复合 105 材料的热导率在Si质量分数为12%时取得最大值. % 90 此后，由于界面反应已经被抑制，继续增加S量，降 低了基体热导率，导致复合材料热导率也随之降低 85 3结论 45L 80 0 5 12 18 (1)向A8Mg合金中添加Si,不仅能够降低 Si质量分数% 合金液高温下的黏度，促进自发浸渗，减少孔隙度， 图5热导率(TC)和相对密度(RD)与Si含量的关系 而且还可以有效抑制界面反应的发生， Fig.5 Effects of the amount of Si added to Al-8Mg alloy on the (2)合金中不含Si时，复合材料相对密度及热 thermal conductivity (TC)and relative density (RD)of the compos- 导率较低，主要是由SC与基体合金润湿性较差和 ites 界面反应严重造成的.，A8Mg合金中添加Si能够 根据Hasselman理论预测模型15]，复合材料热 提高复合材料相对密度和热导率，1000℃条件下， 导率与基体热导率和复合材料孔隙度的关系可以表 Si质量分数超过12%时，反应被完全抑制，热导率 示为： 最高 1-Va Ke-Km 2+0.5Vd (5) 参考文献 式中，K。为复合材料热导率，Km为基体热导率，Va [Lloyol D J.Particle reinforced aluminum and magnesium matrix composites.Int Mater Rev,1994,39:1 为复合材料孔隙度，K。与Km呈线性增长的关系， [2]Agha M K.Rocazella M A.burke JT.The fabrication of metal 随V:的增大而减小.基体Al8Mg合金的热导率 matrix composites by a pressureless infiltration technique.J 随$i添加量的增大而减小，复合材料孔隙的出现可 Mater Sci,1992,26:447 能源于多方面的因素，如浸渗过程陷入气泡、润湿性 [3]Ye B.He X B.Ren S B.et al.SiCp/Al composites with high 差以及AI液与SC冷却收缩不一致造成的缩孔等. volume fraction prepared by pressureless infiltration.Univ Sci 对于基体不含Si的情况，由于SiC/Al界面润 Technol Beijing.06.28(3):269 (叶斌，何新波，任淑彬，等.无压浸渗法制备高体分比SC 湿性较差，导致浸渗后残留大量气孔，根据式(5)，降 A1.北京科技大学学报，2006,28(3)：269) 低了复合材料热导率.此外，由前面的分析可知，由 [4]Pech-Canul M I.Katz R N,Makhlouf MM.Optimum condi- 于此时界面反应也比较严重，反应产物Al4C3不仅 tions for prssureless infitltration of SiCp performs by aluminum al- 能够严重降低材料力学性能，而且根据反应的程度 loys.Mater Process Technol.2000,108:68 还能不同程度（达20%~30%）地降低复合材料的 (下转第62页)
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（TC）和相对密度（RD）与 Si 含量的关系 Fig．5 Effects of the amount of Si added to Al－8Mg alloy on the thermal conductivity （TC） and relative density （RD） of the composites 根据 Hasselman 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： Kc＝ Km 1－ V d 2＋0∙5V d （5） 式中Kc 为复合材料热导率Km 为基体热导率V d 为复合材料孔隙度．Kc 与 Km 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 Al4C3 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［25］．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∙85×10－3 Pa·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－8Mg 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 matrix composites．Int Mater Rev199439：1 ［2］ Agha M KRocazella M Aburke J T．The fabrication of metal matrix composites by a pressureless infiltration technique． J Mater Sci199226：447 ［3］ Ye BHe X BRen S Bet al．SiCp／Al composites with high volume fraction prepared by pressureless infiltration．J Univ Sci Technol Beijing200628（3）：269 （叶斌何新波任淑彬等．无压浸渗法制备高体分比 SiCp／ Al．北京科技大学学报200628（3）：269） ［4］ Pech-Canul M IKatz R NMakhlouf M M．Optimum conditions for prssureless infitltration of SiCp performs by aluminum alloys．J Mater Process Technol2000108：68 （下转第62页） ·48· 北 京 科 技 大 学 学 报 第30卷
.62. 北京科技大学学报 第30卷 (倪文，邹一民，陈德平。利用天然粉石英制作耐高温硅酸钙保 lation Materials.Beijing:China Petrochemical Press,2005: 温材料的研究.矿物岩石，1998,18(1)：28) 210 [8]Ni W.The characteristics and developmental trends of xonotlite- (邹宁宇，鹿成滨，张德信.绝热材料应用技术.北京：中国石 type calcium silicate thermal insulation materials.Ado Mater 化出版社，2005：210) 1nd,2002,(11):32 [11]Lee O J.Lee K H.Yim T J.et al.Determination of mesopore (倪文·硅钙石型硅酸钙保温材料的特点与发展趋势·新材料 size of aerogels from thermal conductivity measurements.Non 产业，2002，(11)：32) Cryst Solid,2002,298(2/3).287 [9]Yang HL.Ni W,Sun CC,et al.Development of xonotlite silica [12]Ni W.Liu F M.Song C Y.A discussion on several mineralogi- aerogel nanoporous super insulation sheets.Aerosp Mater Tech- cal and petrological issues in the material study and processing nol,2006(2):20 Bull Mineral Petrol Geochem.1999.18(4):290 (杨海龙，倪文，孙陈诚，等。硅酸钙复合纳米孔超级绝热板材 (倪文，刘风梅，宋存义·材料研究与制备过程中的几个矿物 的研制.宇航材料工艺，2006(2)：20) 学岩石学问题.矿物岩石地球化学通报，1999,18(4)：290) [10]Zou N Y.Lu C B.Zhang DX.Application Technique of Insu- (上接第48页) single crystals.J Mater Sci,1993.28,5301 [5]Lee JC.Ahn J P.Shim J H.Control of the interface in SiC/Al [10]Lee J C.Byun J Y.Park S B.Prediction of SiC contents to sup- composites.Scripta Mater,1999,41:895 press the formation of AlCs in the SiCp/Al composite.Acta [6]Rodriguez M.Pech-Canual M I.Parras E.Effect of Mg loss on Mater,1998.46(5):1771 the kinetics of pressureless infiltration in the processing of Al-Si- [11]Narciso J.Garcia Cordovilla C.Lous E.Reactivity of thermally Mg/SiCp composites.Mater Lett,2003.57:2081 oxidized and unoxidized SiC particulates with aluminium-silicon [7]Zhang Q,Wu G H.Jiang L T.Thermal expansion and dimen- alloys.Mater Sci Eng B.1992.15:148 sional stability of Al-Si matrix composite reinforced with high [12]Lloyd D J.Lagace H,Meleod A.Microstructural aspects of alu- content SiC.Mater Chem Phys.2003.2:780 minium"silicon carbide particulate composites produced by a cast- [8]Ren S B.Ye B.Qu X H.et al.Preparation and properties of SiCp ing method.Mater Sci Eng A.1989.107:73 Al composite parts with complex shape.Chin J Nonferrous Met, [13]Iseki T,Kameda T,Maruyama T.Interfacial reaction between 2005,15,1722 SiC and aluminium during joining.J Mater Sci.1984.19:1692 (任淑彬，叶斌，曲选辉，等.复杂形状SC/A复合材料零件的 [14]Hasselman D P.Johnson L F.Effective thermal conductivity of 制备与性能.中国有色金属学报，2005,15：1722) composites with interfacial thermal barrier resistance.Compos [9]Viala J C.Bosselet F,Laureat V.Mechanism and kinetics of the Mater,1987,21,508 chemical interaction between liquid aluminum and silicon"carbide
（倪文邹一民陈德平．利用天然粉石英制作耐高温硅酸钙保 温材料的研究．矿物岩石199818（1）：28） ［8］ Ni W．The characteristics and developmental trends of xonotlitetype calcium silicate thermal insulation materials． A dv Mater Ind2002（11）：32 （倪文．硅钙石型硅酸钙保温材料的特点与发展趋势．新材料 产业2002（11）：32） ［9］ Yang H LNi WSun C Cet al．Development of xonotlite-silica aerogel nanoporous super insulation sheets．Aerosp Mater Technol2006（2）：20 （杨海龙倪文孙陈诚等．硅酸钙复合纳米孔超级绝热板材 的研制．宇航材料工艺2006（2）：20） ［10］ Zou N YLu C BZhang D X．Application Technique of Insulation Materials．Beijing：China Petrochemical Press2005： 210 （邹宁宇鹿成滨张德信．绝热材料应用技术．北京：中国石 化出版社2005：210） ［11］ Lee O JLee K HYim T Jet al．Determination of mesopore size of aerogels from thermal conductivity measurements．J Non Cryst Solids2002298（2／3）：287 ［12］ Ni WLiu F MSong C Y．A discussion on several mineralogical and petrological issues in the material study and processing． Bull Mineral Petrol Geochem199918（4）：290 （倪文刘凤梅宋存义．材料研究与制备过程中的几个矿物 学岩石学问题．矿物岩石地球化学通报199918（4）：290） （上接第48页） ［5］ Lee J CAhn J PShim J H．Control of the interface in SiC／Al composites．Scripta Mater199941：895 ［6］ Rodriguez MPech-Canual M IParras E．Effect of Mg loss on the kinetics of pressureless infiltration in the processing of Al－Si－ Mg／SiCp composites．Mater Lett200357：2081 ［7］ Zhang QWu G HJiang L T．Thermal expansion and dimensional stability of Al－Si matrix composite reinforced with high content SiC．Mater Chem Phys20032：780 ［8］ Ren S BYe BQu X Het al．Preparation and properties of SiCp／ Al composite parts with complex shape．Chin J Nonferrous Met 200515：1722 （任淑彬叶斌曲选辉等．复杂形状 SiCp／Al 复合材料零件的 制备与性能．中国有色金属学报200515：1722） ［9］ Viala J CBosselet FLaureat V．Mechanism and kinetics of the chemical interaction between liquid aluminum and silicon-carbide single crystals．J Mater Sci199328：5301 ［10］ Lee J CByun J YPark S B．Prediction of SiC contents to suppress the formation of Al4C3 in the SiCp／Al composite． Acta Mater199846（5）：1771 ［11］ Narciso JGarcia Cordovilla CLous E．Reactivity of thermally oxidized and unoxidized SiC particulates with aluminium-silicon alloys．Mater Sci Eng B199215：148 ［12］ Lloyd D JLagace HMcleod A．Microstructural aspects of aluminium-silicon carbide particulate composites produced by a casting method．Mater Sci Eng A1989107：73 ［13］ Iseki TKameda TMaruyama T．Interfacial reaction between SiC and aluminium during joining．J Mater Sci198419：1692 ［14］ Hasselman D PJohnson L F．Effective thermal conductivity of composites with interfacial thermal barrier resistance．J Compos Mater198721：508 ·62· 北 京 科 技 大 学 学 报 第30卷
