Cu-CrAlC复合材料的制备工艺研究毕业论文

1、核准通过，归档资料。未经允许，请勿外传！9JWKffwvG#tYM*Jg&6a*CZ7H$dq8KqqfHVZFedswSyXTy#&QA9wkxFyeQ!djs#XuyUP2kNXpRWXmA&UE9aQGn8xp$R# the mixed vacuum sintering; density of the composite; hardness; conductivity; plastic deformation; microstructure.第1章 绪 论1.1 引言铜及其合金的导热、导电、耐腐蚀、接合性、可加工延展等性能优异，且价格适中，是传统的高导电、高导热材料 HYPERLINK

2、l c1 16。作为一种不可缺少的基础材料，它广泛应用于电子电器工业，以及电力仪表军工等行业 HYPERLINK l c1 1,2。但这类材料一般较软，不适合高强度制品应用。因此，铜基复合材料这一类具有优良综合性能的新型结构功能一体化材料成为非常重要的研究对象 HYPERLINK l c2 2。铜基复合材料既有紫铜的优良导电性，又有一定的强度和耐磨性 HYPERLINK l c1 16，在各类领域都有广泛应用。因此，研制高导电率、高强度 HYPERLINK l c1 7,8的铜基复合材料是发挥铜的优良性能和开发其应用领域的一种有效方法 HYPERLINK l c1 1。为了达到高强度而又不过分

3、影响其导电性的目的，关于铜基复合材料的增强材料 HYPERLINK l c1 9,10，近年来，一类具有层状结构的三元碳化物 HYPERLINK l c3 3或氮化物的新型结构陶瓷受到了材料科学工作者的广泛重视。这些化合物可以用统一的分子式 Mn+1AXn HYPERLINK l c3 3来表示，这里 M 一般1在接近密堆的 M 原子层中插入纯 A 原子层，X 原子填入由 M 组成的八面体间隙内。或者可描述为 T6X 八面体与 A 原子层在垂直 a 轴方向周期堆垛。在这些结构中，主要的区别是分隔 A 原子层的 M 原子层数不同。在 211 相中，M 原子层数为 2；在 312 相中，M 原子层

4、数为 3；在 413 相中，M 原子层数为 4。在 Mn+1AXn相中，M-A 键具有非常明显的金属键的特征，而M-X键主要是共价键和离子键,所以它们同时具有金属和陶瓷的优良性能。M为早期的过渡金属元素，A 主要为第 III 和 IV 族元素，X 为 C 或 N 元素，n=1、2、3。自 1967 年 Ti3SiC2等 Mn+1AXn相化合物 HYPERLINK l c1 16被发现以来，已知的 Mn+1AXn相化合物已有50 多种。像金属一样,在常温下有很好的导热性能、导电性能、抗热震性、较高的弹性模量和剪切模量 HYPERLINK l c1 13，由于具有较低的硬度，可以像金属和石墨一样进

5、行机械加工,在高温下具有塑性；同时，它又具有陶瓷材料的性能,比如高屈服强度、高熔点、高热稳定性和良好的抗氧化性能和耐腐蚀性；更为特别地是,具有非同寻常的耐磨性和自润滑性 HYPERLINK l c3 36。Mn+1AXn化合物独特的结构特点赋予其优异的综合性能,从而使其具有广阔的应用前景。1.2 铜基复合材料铜基复合材料是由纯铜作为基体材料，其他不同性质的材料为增强材料，通过物理或化学的方法，在宏观上组成具有新性能的材料 HYPERLINK l c4 4。各种材料在性能上互相取长补短，产生协同效应，使复合材料的综合性能优于原组成材料而满足各种不同的要求 HYPERLINK l c1 1114。

6、增强材料主要有玻璃纤维、碳纤维、硼纤维、芳纶纤维、碳化硅纤维、石棉纤维、晶须、金属丝和硬质细粒等 HYPERLINK l c12 15。铜基复合材料是一种混合物 HYPERLINK l c12 11,15。在很多领域都发挥了很大的作用，代替了很多传统的材料。按其结构特点 HYPERLINK l c5 5,6又分为：纤维增强铜基复合材料。将各种纤维增强体置于基体材料内复合而成。如纤维增强铜等。夹层铜基复合材料。由性质不同的表面材料和铜芯组合而成。通常面材强度高、薄；芯材质轻、强度低，但具有一定刚度和厚度。分为实心夹层和蜂窝夹层两种。细粒铜基复合材料。将硬质细粒均匀分布于基体中，如弥散强化铜合金、

7、金属陶瓷等。混杂铜基复合材料。由两种或两种以上增强相材料混杂于铜基体相中构成。与普通单增强相复合材料比，其冲击强度、疲劳强度和断裂韧性显著提高，并具有特殊的热膨胀性能。分为层内混杂、层间混杂、夹芯混杂、层内/层间混杂和超混杂铜基复合材料 HYPERLINK l c2 26,7,11,15。现阶段，铜基复合材料大多具有高导电、高导热、高强度和高耐磨性等性质 HYPERLINK l c2 2。1.3 Cu/Cr2AlC复合材料Cu/Cr2AlC复合材料是一种陶瓷增强型铜基复合材料，其中Cr2AlC为增强材料。前面也提到了Cr2AlC之类三元层状碳化物，由于其兼具了金属和陶瓷材料的诸多优异性能而引起

8、了越来越多研究者的关注 HYPERLINK l c1 16，它们被称为413相、312相或211相,可用化学式Mn+1AXn (记为MAX，其中M为过渡族金属，A主要为A和IVA族原子，X是C或N原子)表示，作为MAX体系的一员，Cr2AlC具有良好的弹性性能，而且Cr2AlC在氧化过程中可形成抗氧化的A12O3和Cr2O3保护层，可以预期它在较宽温度范围内具有优良的抗氧化性能,甚至比Ti3SiC2更优异，能够承受更为恶劣的氧化环境以及具有更长的氧化寿命，这说明Cr2AlC是一种潜在的有用的新材料，作为复合成分更具有开发潜力。Cu作为复合材料的金属基体，与Cr2AlC的性质有相似之处，二者复合

9、可以得到兼有二者相关的高性能复合材料。按所用的基体金属的不同，金属基复合材料的使用温度范围为3501200 HYPERLINK l c1 1214。Cu/Cr2AlC复合材料除此之外，其特点在力学方面表现为横向及剪切强度较高，韧性及疲劳等综合力学性能较好，同时还具有较高的导热、导电、耐磨、热膨胀系数小、阻尼性好、不吸湿、不老化和无污染等优点 HYPERLINK l c7 79,11,15。它与传统材料相比，还具有比强度高、质量轻、比模量高、抗疲劳性能好及减振性能好等诸多优点。Cu/Cr2AlC复合材料的各个组成材料在性能上起协同作用，具有单一材料无法比拟的优越综合性能。1.4 铜基复合材料的制

10、备1.4.1铜基复合材料制备方法经过多年的发展，铜基复合材料的制备工艺取得了很大的进步。以颗粒增强型铜基复合材料的制备为例，从铜基体在制备过程中所处状态来看，总体上可分类为固态法、液态法和原位自生复合法等 HYPERLINK l c1 13,5,1214。下面简单介绍一些主要的制备方法： 固态法粉末冶金法 HYPERLINK l c1 1,36,1214是较常用的一种固态法。由于铜和大多数陶瓷材料在物理性能和化学性能上的差别较大，二者之间的润湿性比较差，然而采用液态法制备铜基复合材料时，易发生颗粒的团聚。所以采用粉末冶金法将纯铜粉与增强材料颗粒按照一定配比均匀混合后，再经过冷压、烧结、复压或热

11、压等多种工序，最后制得致密的铜基复合材料。这种方法生产工艺相对成熟，材料性能较好，但工序多，工艺较复杂，成本高，生产效率低。近年来，机械合金化法(MA)已成功制备出保持高热导、高导电性能的高强度铜基合金，包括Cu/Mo、Cu/C、Cu/Al2O3、Cu/ZrO2和Cu/TiB2等。.液态溶体搅拌法这也是一种简单常用的制备方法，分为液态法和半固态搅拌法两种 HYPERLINK l c1 16。液态法是将固态颗粒逐步混合于液态金属中，并保持机械搅拌作用。而半固态法则是利用带有一定量固相的半固体溶体在高速切应力作用下粘度会降低的现象，使固态颗粒逐步夹入熔体中，而溶体中的固相可起到阻止固态颗粒上浮或下

12、沉的作用。此类方法的设备和工艺相对简单，可以制成铸锭，同时采用常规二次加工方法可制成工件或型材。但制件过程中容易形成气孔、夹杂和增强体分布不均匀等现象。. 原位自生复合法原位自生复合法 HYPERLINK l c1 16是指在基体金属的内部，通过加入反应元素或反应气体，并在液态金属内部进行反应，产生一些微小固态增强相(常见的有 TiC、TiB2、Al2O3等)。可以通过控制其工艺参数获得所需的增强物的含量和分布情况。原位自生复合法制备的铜基复合材料中的增强物并非外加的，而是在较高温度下金属基体中的不同元素反应生成的化合物。这种铜基复合材料的基体金属铜与增强体之间具有良好的相溶性，且结合牢固，特

13、别是当增强体与铜基体之间具有共格或半共格关系时，它能非常有效地传递应力，以致界面上不会生成有害的反应产物，增强体表面无污染，可避免与基体润湿不良的问题；增强体的尺寸与分布易于控制；材料的强度、弹性模量等性能易大幅度调整，因此具有较优异的综合力学性能。该法克服了其他制备工艺中常出现的问题，如基体与增强体浸润不良，界面反应，增强体分布不均以及微小增强体极难与金属进行复合等。.机械合金化。机械合金化 HYPERLINK l c1 13,5是将不同金属粉末和硬质粒子封装在高能球磨机中做长时间研磨，使得金属原料能够达到原子级水平的紧密结合，同时将硬质粒子均匀地嵌入金属颗粒中。娄燕 HYPERLINK l

14、 c1 16等将0.5 m的SiC粉末和610 m的电解铜粉混合，在高能球磨机中按转速400 r/min,球料比5:1，球磨时间为9h混合均匀，并将得到的Cu/SiC复合粉末，以压制烧结热轧冷轧退火的工艺流程制备出了Cu/SiC复合材料。机械合金化法合成超微细难熔金属化合物（如NbC、TiC、MoC、NbB、TiB、ZrN），可使难熔金属化合物颗粒细化到纳米级。在高温条件下，这种超细的增强颗粒可有效抑制基体相的再结晶与晶粒长大。此外，粉末系统的储能很高，有利于降低其成型致密化温度。机械合金化法制备铜基复合材料具有工艺简单、成本相对较低的特点。缺点是耗能大，材料在制备过程中容易混入杂质。.机械混

15、合法机械混合法 HYPERLINK l c1 13是将2种金属粉末以一定的比例装于球磨罐中，密封后以一定的旋转速度进行混料。这种混料方式，除了能使粉末混合均匀外，还兼有高能球磨能进一步粉碎添加相并控制粉末粒度的作用。混料前一般要在球磨罐中通入保护气体（如惰性气体），以防止粉末的氧化。有时为了防止粉末在混料过程中的粘结，还需加入适当的润滑剂。用这种方法制备铜基复合粉末，工艺参数容易控制，成本也比较低。.液相反应原位生成法液相反应原位生成工艺 HYPERLINK l c1 16是将2种或2种以上的金属液流以涡流状相对喷射，产生化学反应后形成弥散相，弥散相粒子一般在50nm左右。由于第二相增强相是在

16、凝固的过程中原位形成的，避免了表面污染和氧化，而且没有人工复合材料中存在的界面润湿及化学反应，这样提高了材料的完整性，发挥了铜基体导电和第二相增强相的强化作用。液相反应原位生成法可方便地通过控制过程的工艺参数和反应元素的加入量来调节基体组织中的颗粒含量、尺寸和分布，且易于同连续铸造等技术相结合，成型方便，成本相对低廉。.固相反应生成法即自蔓延高温合成法 HYPERLINK l c1 16，其反应有两种基本模式：从局部引燃粉体，反应以燃烧波方式传播的自蔓延模式；迅速加热粉体直接合成，反应在整个粉体内部同时发生的整体反应模式。固相反应生成法的优点在于过程简单，产品出度高，容易获得复杂相或亚稳定相，

17、应用范围广，缺点是产品的致密度低，不能严格控制反应过程和产品性能。.反应喷射沉积法反应喷射沉积法 HYPERLINK l c1 16是在液相反应和喷射沉积工艺的基础上发展起来的一种制备铜基复合材料的有效方法。主要分为喷雾沉积法和反应低压等离子喷射沉积法。其基本原理是液态金属铜通过特殊的喷嘴，在保护气氛（如氮气、氩气等）中雾化成细小的金属流，同时将颗粒喷入熔融的金属射流中，使液固两相混合并共同沉积到经预处理的衬底上，最终凝固得到铜基复合材料。反应喷射沉积法的优点主要是：.晶粒细小，无宏观偏析，颗粒均匀分布于基体中；.一次性快速复合成坯料，生产工艺简单，效率低。1.4.2 铜基复合材料制备中存在的

18、问题铜基复合材料作为一种新型材料，已经引起国内众多学者的关注，但是在研究过程中还是存在着许多问题，有待继续研究和解决 HYPERLINK l c5 5。总的来说，有以下几点：增强相的选择。向铜基体中引入第二相是为了提高某一方面的性能，但通常往往会降低另一方面的性能。因此，力求使引入的增强相，既提高了铜基复合材料的某些性能，又不降低另一些性能。粉末的粒度。目前，制备铜基复合材料的原料多为粉末，粉末粒度对制备铜基复合材料至关重要。一般从理论上说，粉末越细，强化效果越好，因此如何制得超细粉末也是制备铜基复合材料的关键。致密性。由于铜烧结时难以致密化，影响了铜基复合材料的性能。因此，选择哪种方法，如何

19、通过控制工艺参数提高致密度，值得研究。产业化。目前，铜基复合材料的制备研究还主要停留在试验室阶段，产业化进程缓慢。因此，如何尽快产业化，也是一个迫切需要解决的问题。铜基复合材料强度高，导电、导热性好，在汽车、微电子等高技术领域有着广泛的应用前景 HYPERLINK l c1 1。今后，广大材料研究人员应不断完善和优化现有的铜基复合材料的制备工艺，探索有针对性的应用范围，大力开发新型的具有较高性能价格比、工艺简单、适合大规模生产并且适合我国工业现状的铜基复合材料制备技术 HYPERLINK l c1 36。1.5. 本论的主要研究内容本文以Cr2AlC为增强材料，纯铜作基体，通过真空烧结制得了C

20、u/Cr2AlC复合材料。本文的主要研究内容有：（1）Cr2AlC含量对复合材料的密度、显微硬度、塑性形变及电阻率的影响。（2）烧结温度对复合材料的密度、显微硬度、塑性形变及电阻率的影响。（3）通过SEM和EDS分析了复合材料结构和成分。第2章 试验方法2.1 试验材料平均颗粒尺寸为0.074 m（200目）的Cr2AlC粉末和纯度为99.9%的市售纯铜粉（200目）。氯化钠（99.5%NaCl）、氯化钾（99.5%KCl）、氯化钡（99.5%BaCl2）、机油、无水乙醇（99.9%C2H5OH）、盐酸氯化铁溶液（4% FeCl3）、高效金相抛光剂（金刚石和摩擦剂）、蒸馏水。2.2 试验仪器及

21、用具数显式工程陶瓷压缩强度测试仪；总功率9kW的大盐浴井式炉；VSF-223型真空烧结炉（如图2.1所示）；日本奥林巴斯株式会OLYMPUS金相显微镜及照相设备；HVS-1000型显微硬度计；镶嵌机；金相抛光机；真空抽虑机；真空干燥机；TOPCON公司LS780型扫描电子显微镜 HYPERLINK l c7 7。试验中，还使用到电子称（精度为0.01g）、小圆柱压制模具（10 mm）、研钵、烧杯、玻璃棒、秒表、滤纸、称量纸、量筒、药勺、镊子、游标卡尺、白线、砂纸等。 2.3 试验方案试验方案如表2.1所示。每组3个试样，以便后续分别处理、观察和测试。表中温度为真空烧结温度，保温2h。表2.1

22、试验方案变量组号Cr2AlC添加量（wt%）烧结温度（）107002570031070041570050800658007108008158002.4. 试验步骤本文的主要试验步骤如图2.2所示。制粉制坯真空烧结形貌观察性能测试图2.2 主要试验步骤示意图2.4.1 制粉按2Cr/1.2Al/C的配比称取一定量的Cr粉、Al粉和C粉分别过筛（200目）后研磨混合均匀，取混合物约60 g备用，再按质量分数比称取NaCl和KCl干燥后研磨混合均匀，这种复合盐共需约60 g，作为助溶剂。将上述原料及助溶剂研磨混合均匀，在数显式工程陶瓷压缩强度测试仪上，用50 KN压力常温压制成10 mm,高约15

23、mm的小圆柱后置于烘箱备用。最后按质量分数20%、30%和50%分别称取NaCl、KCl和BaCl2共500g，烘烤干燥作为融盐。将融盐倒入坩埚，在井式大盐浴炉中加热熔融后，再加入压制后的试样。在1050 温度下保温3 h，随炉冷却后取出击碎并研磨成粉，再用蒸馏水清洗，尽量减少盐类杂质，此外还可以进一步提纯，烤干后可得Cr2AlC粉末。2.4.2 制坯取一定量的Cr2AlC粉末过筛（200目）后，称取5.75 g备用。再取一定量的纯铜粉过筛（200目），称取70.4 g备用。将称好的铜粉和Cr2AlC粉末混合，在研钵中研磨均匀，然后压制成10 mm，高约34 mm的小圆柱坯体。由于Cr2AlC

24、陶瓷粉颗粒坚硬，排斥力较大，但加入大量纯铜粉后，较软的铜与陶瓷粉混合，起到连接作用，易于成型操作，所以采用Cr2AlC和纯铜的粉体混合物。再将上述混合物和纯铜粉分别在数显式工程陶瓷压缩强度测试仪上压制成预成型坯体。2.4.3 真空烧结在VSF-223型真空烧结炉（如图2.1所示）内对上述坯体进行真空烧结。真空烧结炉内温度变化曲线如下图2.3所示，图2.3 真空烧结炉内温度变化曲线具体操作流程如下：装料抽真空设置程序加热保温随炉真空冷却放气取出试样700真空烧结也同图2.3所示温度变化类似，只需改变加热时间和保温温度。2.5. 金相试样的制备及组织观察试样在镶嵌机上进行镶嵌，以方便制作金相试样。

25、分别用320、400、600、800、1000各号砂纸依次磨试样表面，再用高效金相抛光剂对各试样进行抛光。洗净表面后，滴上盐酸氯化铁溶液，待腐蚀约10秒后冲洗并用棉球擦净表面，吹干后到金相显微镜上观察组织情况。若有明显组织即可到带有照相设备的显微镜观察并取区域照相。再在扫描电子显微镜上对以上处理后的试样进行组织观察，并用EDS作能谱图，再进行面分析、点分析。2.6. 性能测试方法采用如下方法测定试样的密度、硬度、电阻率和塑性形变。2.6.1 密度的测试和计算根据纯铜（理论密度为8.9 g/cm3）和Cr2AlC（理论密度为5.7 g/cm3）的理论密度可直接计算出复合材料的理论密度。由于烧结后

26、体积膨胀等，试样有轻微变形，形状不规则，所以采用悬挂称量排水法 HYPERLINK l c7 7（根据阿基米德原理，如图2.3所示）测定实际密度。图2.5 悬挂称量排水法测实际密度具体操作如下：先称量试样干重m，再测量其真实体积v。干重除以真实体积可得到试样实际密度，即真实体积v的方法为：将烧杯中装有蒸馏水，放在电子称上去零后，将悬挂试样置于水中完全浸没，待稳定后读数，即可视为真实体积。用实际密度除以理论密度就可得到相对密度。2.6.2 显微硬度的测试试样经镶嵌、磨制表面和抛光后，再在HVS-1000型显微硬度计测出显微维氏硬度。操作要点如下：选载荷 打点 观察 测量 读出结果2.6.3 电阻

27、率的测试和计算粗磨试样表面后，采用四点探针法测定Cu/Cr2AlC复合材料各试样的电阻率。2.6.4 压缩率的测试和计算测出压缩前试样高度H1，然后在数显式工程陶瓷压缩强度测试仪上选用49.95KN的力压缩试样，再测量压缩后试样高度H2。根据以下公式计算出压缩率。2.7. 本章小结本章详细介绍了进行该课题试验过程中的试验装置、试验仪器以及试验材料的处理工艺以及真空烧结的工艺，还有所得试样的金相制作、组织观察、照相及所用仪器，性能检测方法和所用仪器。第3章 试验结果及分析讨论3.1 密度计算出的Cu/Cr2AlC复合材料的理论密度、试验测得复合材料烧结前后的实际密度以及计算的相对密度如表3.1所

28、示。表3.1 各组Cu/Cr2AlC复合材料试样的密度性能组号理论密度0(g/cm3)烧结前密度1 (g/cm3)相对密度K1(%)烧结后密度2 (g/cm3)相对密度K2(%)18.907.9288.998.1191.1228.747.8389.598.0291.7638.587.6188.697.8291.1448.427.4188.007.5789.9058.907.9088.768.3493.7168.747.8189.368.1493.1478.587.6388.937.8991.9688.427.3687.417.6190.38由表3.1作800烧结前后密度随Cr2AlC含量变化曲

29、线如图3.1所示。图3.1 Cu/Cr2AlC的密度随Cr2AlC的含量变化曲线由表3.1和图3.1可知，Cu/Cr2AlC复合材料的密度都低于纯铜的密度，并且在相同烧结温度下，随陶瓷增强剂Cr2AlC质量分数的增加而减小，原因在于Cr2AlC的理论密度远小于纯铜的密度，Cr2AlC含量越多，复合材料的密度越小。由表3.1可知，复合材料烧结后的相对密度高于烧结前的相对密度。因为在真空烧结时，粉体颗粒间产生连接作用，即发生冶金结合，而其孔隙中含有的气体，从气孔中逸出，使得烧结制品气孔率降低，从而提高了烧结制品的致密度。将700 和800 烧结后复合材料的密度随Cr2AlC含量变化的曲线作于同一图

30、中，见图3.2。图3.2 温度对Cu/Cr2AlC真空烧结后密度的影响由图3.2可知，在800 温度下真空烧结后测得的实际密度大于在700 温度下真空烧结后的实际密度。但这种差异随着增强剂的质量分数的增大而变得不明显。因为粘度随着温度的升高而变大，颗粒间产生连接即冶金结合作用在高温下表现得更突出，留在气孔或孔隙中的空气或其他气体更易于扩散，滞留气体更少，气孔率更低。由于上述多个方面的原因，可见温度对致密度的影响较大，与700 温度下真空烧结的复合材料相比，在800 温度下真空烧结后更加致密，所以采用较高的烧结温度更容易将复合材料烧结得更为致密。3.2 显微结构图3.3为各组试样在金相显微镜下观

31、察到显微组织。 (a) （b）(c) (d)(e) (f)(g) (h) 图3.3 加入不同质量分数的Cr2AlC的Cu/Cr2AlC复合材料试样的显微组织,(a)5%Cr2AlC+Cu 700烧结400; (b)10%Cr2AlC+Cu 700烧结400;(c)15%Cr2AlC+Cu 700烧结400;(d)5%Cr2AlC+Cu 800烧结400;(e)10%Cr2AlC+Cu 800烧结400;(f)15%Cr2AlC+Cu 800烧结400;(g)纯铜700，400; (h)纯铜800，400.如图3.3所示，可以看出复合材料的组织中存在三个不同的区域：初步估计，有明显晶界组织结合的

32、区域代表着铜相，未被腐蚀而呈块状或大团块的区域表示Cr2AlC相，而黑暗的区域反映出孔隙。显微照片表明Cu相和Cr2AlC相互相结合且增强材料在基体分布开来，但也明显的仅包含一个单相的孤立区域，比如那些大团状物。随着试样中Cr2AlC含量增加，块状物也增多。从纯铜的显微图片可以看出，组织结构明显，不含其它相，且高温烧结的组织晶粒比低温更细小致密。而通过在700 温度下烧结后的各试样显微组织与在800 温度下烧结后试样的显微组织的比较，也不难看出，在700 温度下烧结后，组织较后者稀疏多孔，而在800 温度下烧结得到组织晶粒更加细密。由于真空烧结，纯铜和Cr2AlC冶金结合产生连接作用。从图片中

33、的二者分布情况来看，Cr2AlC分布于纯铜中形成复合材料，可以作为第二相起到强化作用。因为加入的第二相Cr2AlC陶瓷微粒热稳定性高，呈弥散分布，能够钉扎位错、晶界、亚晶界，使材料能在接近铜熔点的温度下工作，并且提高了强度。由于Cu/Cr2AlC复合材料是由粉末原料制成的，所以在处理过程中，有可能部分脱落，或者导热不匹配，造成烧结不均，而后形成空洞。此外，由于纯铜（热膨胀系数为16.5106 / K）和Cr2AlC陶瓷（热膨胀系数为7.510-6 /K）之间的热膨胀系数值存在较大差异，故必须考虑Cu/Cr2AlC复合材料的热膨胀系数的影响。热膨胀系数差异的存在，可能会导致的冷却循环过程中应力的

34、产生。当该应力在各界面处的值超过其临界应力值时，粘合的构成相之间可能发生应力集中现象，导致引发微孔。再则，由于它们之间接合不佳并且两种组分是刚性的，所以也可能因此产生裂纹。由于应力集中导致微孔产生，裂纹扩展，最后才形成图示孔隙。3.3 电阻率试验中采用四点探针法测得Cu/Cr2AlC复合材料的电阻率如表3.2所示。电阻率随Cr2AlC质量分数的变化曲线如图3.4所示。表3.2 Cu/Cr2AlC复合材料的电阻率（mcm）性能 组号5678电阻率（mcm）0.01150.0150.2650.4165图3 .4 Cu/Cr2AlC的电阻率随Cr2AlC含量变化曲线从表3.2和图3.4可以看出，Cu

35、/Cr2AlC复合材料的电阻率在0.010.42 mcm范围内，高于纯铜。电阻率随Cr2AlC质量分数增大而逐渐提高。电阻率起初缓慢提高，当Cr2AlC陶瓷超过一定量以后，电阻率快速增大。这说明增强剂的含量大大影响了复合材料的电阻率。Cr2AlC加入越多，导电性越低。因为Cr2AlC导电性低于纯铜。3.4 显微硬度试验测得Cu/Cr2AlC复合材料的显微硬度如表3.3所示。Cu/Cr2AlC复合材料的显微硬度随Cr2AlC含量变化曲线见图3.5。表3.3 Cu/Cr2AlC复合材料的显微硬度（HV）性质 组号12345678显微硬度（HV）699811413173102116138由表3.3可

36、知，Cu/Cr2AlC复合材料的显微硬度在98138 HV范围内，略高于纯铜的硬度(显微硬度低于80 HV)，但远低于Cr2AlC陶瓷的硬度(显微硬度大于1000 HV)，有一定的增强效果。显微硬度随Cr2AlC质量分数增大而逐渐增大。因为Cr2AlC陶瓷的显微硬度比纯铜的大。图3.5 Cu/Cr2AlC显微硬度随Cr2AlC含量变化曲线从图3.5可看出在700 温度下烧结后试样显微硬度低于在800温度下烧结试样的显微硬度。因为800 烧结后，复合材料的密度较高。3.5 压缩塑性对材料密度及显微硬度的影响试验测得各试验试样的压缩率、硬度变化和相对密度如表3.4、表3.5和表3.6所示，图3.6

37、、图3.7和图3.8为压缩率、压缩前后硬度以及压缩前后密度随Cr2AlC含量变化曲线。表3.4 Cu/Cr2AlC复合材料试样的压缩率组号 项目压缩前试样高h1(mm)压缩后试样高h2(mm)压缩率（%）12.681.5841.0424.322.9431.9434.523.5621.2449.387.8416.4153.121.9236.4663.322.3628.9273.422.7419.8883.432.9414.53图3.6 Cu/Cr2AlC的压缩率随Cr2AlC含量变化曲线由表3.4和图3.6可以看出，在同一烧结温度下，随着增强剂Cr2AlC含量的增加，Cu/Cr2AlC复合材料的

38、压缩率逐渐降低，则塑性降低；而加入等量Cr2AlC时，随烧结温度的增大，压缩率增大，则塑性也增大。塑性变化的原因有试样本身强度不同、压缩后孔隙减少或者消失，强度高、气孔少，塑性则低。Cr2AlC较硬，增加它的含量则可提高强度。气孔多，压缩量就大，压缩率也大。表3.5 Cu/Cr2AlC复合材料试样硬度变化性能 组号12345678压缩前显微硬度（HV）699811413173102116138压缩后显微硬度（HV）117128139197119130147201图3.7 压缩前后各试验试样硬度变化由表3.5和图3.6可以看出，在相同烧结温度下，随着增强剂Cr2AlC含量的增加，压缩后显微硬度增

39、大，在等量加入Cr2AlC的试样中，随烧结温度的提高，显微硬度增大。压缩前的显微硬度小于压缩后，是因为压缩产生了加工硬化作用和时效强化效果提高了硬度。表3.6 Cu/Cr2AlC复合材料试样压缩后的致密度性能编号压缩前密度1（g/cm3）压缩后密度2（g/cm3）理论密度0（g/cm3）压缩后相对密度K2(%)压缩前相对密度K1(%)58.348.658.9097.1993.7168.148.268.7494.9593.1477.897.998.5893.1291.9687.617.788.4292.4090.38图3.8 压缩前后各试验试样密度变化由表3.6和图3.8可知，压缩后试样的密度和

40、相对密度比压缩前的均增大，原因在于压缩加工后气孔或孔隙减少，体积变小。且随着Cr2AlC的含量增大，相对密度逐渐减小。这是因为Cr2AlC较硬，压缩变形量小。从表中还可得知700 真空烧结试样比800 真空烧结的相对密度小，后者更接近理论密度，而孔隙或气孔也更少。3.6 复合材料组织在扫描电镜下的形貌图3.9是各试样在扫描电镜下观察到的组织结构。a b c de fg h 图3.9 各试样在扫描电镜下的显微结构a-纯铜在800 ,2 h真空烧结试样在扫描电镜下500倍组织；b-纯铜在700 ,2 h真空烧结试样在扫描电镜下500倍组织；c-5%Cr2AlC+Cu 800 ,2 h真空烧结试样在

41、扫描电镜下400倍组织；d-5%Cr2AlC+Cu 700 ,2 h真空烧结试样在扫描电镜下400倍组织；e-10%Cr2AlC+Cu 800 ,2 h真空烧结试样在扫描电镜下400倍组织；f-10%Cr2AlC+Cu 700 ,2 h真空烧结试样在扫描电镜下400倍组织；如图3.9所示，通过各试样的扫描电镜下显微结构的比较，可以看出Cr2AlC/Cu复合材料中的Cr2AlC与Cu紧密连接，前者分散在铜基体中。说明在烧结过程中，Cr2AlC与Cu由于连接作用，产生冶金结合。而其中的孔隙，则来自于气体排出不完全烧结。在扫描电镜下放大400倍的亚显微组织也可以看出，800 真空烧结试样较700 真

42、空烧结试样更致密。3.7 Cr2AlC在复合材料中的分布3.7.1 面分析图3.10为各试样能谱面分析的结果，其中Cr与Cu两种元素在各试样表面的分布情况。a a1 a2b b1 b2c c1 c2d d1 d2e e1 e2f f1 f2 图3.10 面分析中Cr与Cu两种元素在试样表面分布a-5%Cr2AlC+Cu 700 ；b-10%Cr2AlC+Cu 700 ；c-15%Cr2AlC+Cu 700 ；d-5%Cr2AlC+Cu 800 ；e-10%Cr2AlC+Cu 800 ；f-15%Cr2AlC+Cu 800 ；图a1f1为Cr元素分布； 图a2f2为Cu元素分布由图3.10可以看

43、出在选定区域内，各元素的成分分布。也可以看出其占用大致的定性分量。其中基体铜元素最多，Cr元素较少，分散于铜基体中。3.7.2 点分析图3.11是8号试样组织中深色块状组织组成物的能谱点分析位置和图谱。表3.7是该点定量分析结果。a）能谱分析位置 b）能谱分析图谱图3.11 spectrum8点分析位置和图谱表3.7 点spectrum8元素含量ElementWeight%Atomic%C K11.3432.4Al K15.219.33Cr K71.6347.28Cu K1.830.99Totals100由表3.7和图3.11b）可见，图3.11a）中点spectrum8处，主要元素为Cr、A

44、l、C，Cu元素极少，而Cr元素最多。Cr、Al、C原子量之比约为2：1.2：1，说明它处于Cr2AlC增强体的区域。图3.12是8号试样组织中基体组织的能谱点分析位置和图谱。表3.8是该点定量分析结果。a）能谱分析位置 b）能谱分析图谱图3.12 点spectrum10能谱图表3.8 点spectrum10元素含量ElementWeight%Atomic%Cu K100100Totals100由表3.8和图3.12b）可知，图3.12a）中点spectrum10处全为铜元素，没有分布增强剂的元素。表明此处是铜基体。3.8 本章小结本章记录了测量和计算出的Cu/Cr2AlC复合材料的密度、显微

45、硬度、电阻率和塑性变形性能（压缩率、压缩后的致密度和显微硬度），以及对它的各种显微组织的观察和照相的结果，并对它们进行了深入分析，最后是SEM分析的结果。第4章 结论本论文采用真空烧结获得了Cu/Cr2AlC复合材料。研究了烧结温度、Cr2AlC含量对复合材料性能的影响。测定了复合材料的实际密度、显微硬度、电阻率等性能，观察了复合材料的组织，分析了复合材料中元素的分布等。试验结果表明：（1）复合材料的实际密度在7.578.34 g/cm3范围内，在相同烧结温度下，随着Cr2AlC含量的增加，Cu/Cr2AlC复合材料的密度逐渐减小。（2）复合材料的显微硬度在98138 HV范围内，高于纯铜（显

46、微硬度小于80 HV），但低于Cr2AlC陶瓷（显微硬度大于1000 HV），在相同烧结温度下，随着Cr2AlC含量的增加，Cu/Cr2AlC复合材料的显微硬度逐渐增大，有一定的增强效果。（3）复合材料的电阻率为0.010.42 mcm范围内，高于纯铜。在相同烧结温度下，随着Cr2AlC含量的增加，电阻率逐渐提高。（4）复合材料的压缩率在14 %41.04 %范围内，塑性变形能提高复合材料的相对密度和硬度。（5）在复合材料中，Cr2AlC相呈块状分布在铜基体中。（6）在Cr2AlC含量相同时，800 烧结的复合材料各项性能都优于700 烧结的复合材料。（7）Cr2AlC质量分数为10 %，800 烧结的Cu/Cr2AlC复合材料综合性能最好。总结与体会粉末真空烧结Cu/Cr2AlC复合材料关键在于制粉、制坯和真空烧结。制粉时，应尽量提高Cr2AlC粉末纯度，与Cu粉混合