哈工大材料表面与界面期末复习资料19版.pdf

目目 录录 1.固体界面定义、特征 3 2.固体界面特点 3 3.刚性球模型，假设及应用 3 4.液体原子结构主要特征 3 5.液体表面张力 3 6.液体表面能影响因素 4 7.固体表面能影响因素 4 8.固体晶体表面平衡形状及其形成原则 4 9.固体表面的物理吸附和化学吸附特点 4 10.固体表面吸附物质结构特点 5 11.固液界面的润湿角和临界表面张力 6 12.固固界面的结构 7 13.晶界的能量 7 14.晶界原子的偏聚 8 15.晶界特征 8 16.异相界面结构：共格，非共格，半共格 9 17.界面能、界面应变能和新相形成的关系 9 18.金属材料改性原理 10 19.钢的平衡及非平衡组织，马氏体强化原理 10 20.铝合金固溶与时效强化原理 10 21.金属晶粒细化的方法 11 22.变形强化容量概念，变形强化的意义 11 23.金属合金化的原理和作用 12 24.复合强化的概念和金属基复合材料的分类 12 25.复合强化的机理 13 26.感应加热特点，钢的感应加热表面淬火原理 13 27.激光表面改性特点 14 28.钢的表面渗碳的目的，原理和工艺特点 14 29.铝的表面阳极氧化原理 14 30.金属表面热渗镀基本过程及镀层形成条件 15 31.根据相图说明金属表面渗镀层的组织特点 16 32.热喷涂的技术原理，涂层与基体的结合强度 17 33.激光涂覆的组织特点 18 34.金属基复合材料界面的种类 3 种 19 35.金属基复合材料界面的结合机制 19 36.金属基复合材料的界面热应力的产生条件和计算方法 20 37.增强相的临界长径比及利用临界长度测量界面强度的原理 22 38.铝基复合材料中典型体系的热力学相容性 3 种 C B SiC 23 39.界面反应的动力学相容性（基体与增强体生成化合物时的动力学相容性） 24 40.固体表面能计算方法：001，011 都要会算，答题时图要画出来 26 41.固体表面能测量方法：不考纯计算，考论述 27 42.根据相图说明金属表面热渗镀层组织特点， 会给出上面的相图， 自己画下面的 相图，再描述过程 28 43.弯曲液面的附加压力，Young-Laplace 方程 29 19 春考试试题回忆版 30 1.固体界面定义、特征 定义：固态界面被定义为几个原子层，分离开亲密接触的两个固体，并且性 能异于它分开的体材料 特征： 2.固体界面特点 特点： 3.刚性球模型，假设及应用 刚性球模型：排斥作用明显是短程的，然而吸引作用有点长程。强的排斥作 用使得通常把原子称为“刚性球” 最近邻假设：最近邻假设： 每个原子只与最近邻的原子成键每个原子只与最近邻的原子成键 只考虑最近邻原子的结合能只考虑最近邻原子的结合能 原子原子间间的结合能不随温度变化的结合能不随温度变化 应用： 4.液体原子结构主要特征 基本假设：基本假设： 组成液体的原子（或分子）组成液体的原子（或分子）分布均匀，连贯，无规则分布均匀，连贯，无规则 液体中没有晶态区域和能容纳液体中没有晶态区域和能容纳其他原子或分子的孔洞其他原子或分子的孔洞 液体的结构主要由原子间形成的排斥力所决定液体的结构主要由原子间形成的排斥力所决定 主要特征：主要特征： 液体结构中近邻原子数一般为液体结构中近邻原子数一般为 511 个（呈统计分布） ，平均为个（呈统计分布） ，平均为 6 个，与个，与 固态晶体密排结构的固态晶体密排结构的 12 个最近邻原子数相比差别很大个最近邻原子数相比差别很大 在液体原子的自由密堆结构中，四面体间隙占了主要地位在液体原子的自由密堆结构中，四面体间隙占了主要地位 液体原子结构在几个原子直径范围内是短程有序的，而长程是液体原子结构在几个原子直径范围内是短程有序的，而长程是无序的无序的 5.液体表面张力 定义：在液体表面的切线方向始终存在一种使液体表面积缩小的力定义：在液体表面的切线方向始终存在一种使液体表面积缩小的力 影响因素：主要受物质本身结构、所接触的介质和温度的影响影响因素：主要受物质本身结构、所接触的介质和温度的影响 液体物质本身结构：液体物质本身结构：液体中原子或分子间的结合能越大，表面张力越大液体中原子或分子间的结合能越大，表面张力越大 所接触的介质：介质物质的原子或分子与液体表面的原子或分子结合能所接触的介质：介质物质的原子或分子与液体表面的原子或分子结合能 越高，液体的表面张力越小越高，液体的表面张力越小 温度：温度升高，液体的表面张力下降温度：温度升高，液体的表面张力下降 6.液体表面能影响因素 没找到 7.固体表面能影响因素 影响因素：固体原子间的结合能、固体表面原子的晶面取向和温度 固体原子间的结合能：原子间的结合能越高，断开相同结合键需要消耗的能 量越高，所形成的固体表面能越高 固体表面原子的晶面取向：固体表面原子密度越高，形成单位面积的新表面 需要断开的原子键的数量越小，表面能越低 温度：固体的表面能随温度的升高而下降，并且下降速度大于液体 8.固体晶体表面平衡形状及其形成原则 固体晶体的表面平衡形状一方面取决于所形成的总表面积大小，但更重要的 是决定于构成表面的晶面表面能大小。一般情况下，固体晶体的表面由那些 表面能较低的低指数晶面组成，从而形成多面体形状 固体晶体平衡形状（多面体）形成的原则是固体总表面自由能最低 固体晶体表面的小面化固体晶体表面的小面化 固体晶体断裂的宏观表面可以被分解为平行于晶体密排面的若干个小固体晶体断裂的宏观表面可以被分解为平行于晶体密排面的若干个小 平面与连接这些小平面的连接面组成，使形成的总表面自由能最低。这平面与连接这些小平面的连接面组成，使形成的总表面自由能最低。这 就是固体晶体的小面化就是固体晶体的小面化 9.固体表面的物理吸附和化学吸附特点 物理吸附：物理吸附： 固体表面的分子或原子具有不均匀力场，当气体分子（原子）接近固体固体表面的分子或原子具有不均匀力场，当气体分子（原子）接近固体 表面时， 将受到固体表面分子 （原子） 的吸引力， 在固体表面形成富集。表面时， 将受到固体表面分子 （原子） 的吸引力， 在固体表面形成富集。 这种现象为物理吸附这种现象为物理吸附 如果被吸附物质深入到固体体相内部，则称为吸收如果被吸附物质深入到固体体相内部，则称为吸收 物理吸附的作用力是范德华力，可以看作是气体冷凝形成的液膜，因此物理吸附的作用力是范德华力，可以看作是气体冷凝形成的液膜，因此 物理吸附热的数值与液化热相似物理吸附热的数值与液化热相似 因为范德华力存在于任何分子之间，因此物理吸附没有选择性因为范德华力存在于任何分子之间，因此物理吸附没有选择性 物理吸附速度一般较快物理吸附速度一般较快 物理吸附往往容易脱附，是可逆的物理吸附往往容易脱附，是可逆的 化学吸附：化学吸附： 通过电子转移或电子对共用形成化学键或生成表面配位化合物等方式通过电子转移或电子对共用形成化学键或生成表面配位化合物等方式 产生的吸附为化学吸附产生的吸附为化学吸附 化学吸附的化学吸附的作用力是化作用力是化学键力，吸附力较大，吸附热与化学反应热相似学键力，吸附力较大，吸附热与化学反应热相似 只有固只有固-液体系满足化学反应的热力学条件时，化学吸附才能发生，因此液体系满足化学反应的热力学条件时，化学吸附才能发生，因此 化学吸附有选择性化学吸附有选择性 化学吸附需要一定的活化能，所以吸附速度较慢化学吸附需要一定的活化能，所以吸附速度较慢 化学吸附一般不发生脱附，所以是不可逆的化学吸附一般不发生脱附，所以是不可逆的 10.固体表面吸附物质结构特点 固体表面的吸附粒子之间的相互作用力可以是排斥力，也可以是吸引力。因 此吸附质的结构分为岛状结构和有序化结构 岛状结构： 当吸附粒子之间的引力很强，而吸附粒子与吸附剂表面原子之间的吸附 键又相对较弱时，吸附粒子将通过表面扩散在某一部位发生偏聚，形成 岛状结构 固体表面上一些不挥发的污染物可以是岛状结构初始偏聚的核心 整个固体表面可以存在多个岛状结构，岛状结构内部的被吸附粒子排列 是有序的，岛状结构之间的固体表面没有吸附粒子 随表面覆盖率增加，岛状结构逐渐长大，直至岛外表面全部变为岛状结 构，单层吸附达到饱和，吸附过程终止 岛状结构的出现将引起表面吸附热以及表面物理与化学性能的改变 有序化结构 当被吸附粒子之间的作用力为斥力时，虽然粒子间的排斥作用力一般较 小，但却导致了吸附粒子排列的有序性，形成有序化超结构 11.固液界面的润湿角和临界表面张力 润湿角定义： 当固液气三相接触达到平衡时， 从三相接触的公共点沿液-气界 面作切线，切线与固-液界面的夹角为润湿角 润湿角公式(Young 方程)：s-g=s-l+l-gcos 润湿过程的三种类型：润湿过程的三种类型： 黏附润湿：液体直接接触固体，使固黏附润湿：液体直接接触固体，使固-气界面和液气界面和液-气界面变为固气界面变为固-液界面液界面 的过程的过程 浸湿：将固体直接浸入液体，使固浸湿：将固体直接浸入液体，使固-气界面变为固气界面变为固-液界面的过程液界面的过程 铺展润湿铺展润湿：液体在固体表面自行铺展，使固液体在固体表面自行铺展，使固-气界面变为固气界面变为固-液界面和液液界面和液- 气界面的过程气界面的过程 三种润湿发生的条件三种润湿发生的条件： 黏附润湿黏附润湿：Wa=s-g-s-l+l-g0 浸湿浸湿：A=s-g-s-l0 铺展润湿铺展润湿：S=s-g-s-l-l-g0 评价润湿能力的三种方法评价润湿能力的三种方法：s-g=s-l+l-gcos 润湿角公式润湿角公式：cos=(s-g-s-l)/l-g；适用范围适用范围：s-g-s-lc；特特 点：定量性不好，但所有参数容易得到点：定量性不好，但所有参数容易得到 铺展系数计算公式铺展系数计算公式：S=s-g-s-l-l-g；适用范围适用范围：s-g-s-ll-g 临界表面张力临界表面张力 概念概念：对于某一低能表面的固体对于某一低能表面的固体，当液体的表面张力当液体的表面张力达到达到 c时时，可完全可完全 润湿润湿该固体该固体，则则 c成为该固体被完全润湿的临界表面张力成为该固体被完全润湿的临界表面张力 应用：可以利用临界表面张力计算液体在固体表面的润湿角应用：可以利用临界表面张力计算液体在固体表面的润湿角 12.固固界面的结构 分为同相界面和异相界面 同相界面：具有不同晶体取向或者有过渡层分开的两个同相晶体组成的 界面，如晶界、孪晶和层错 异相界面：具有不同成分或晶体结构的两个晶体所组成的界面，分为完 全共格界面、半共格界面和非共格界面 大角大角晶界结构模型：晶界结构模型： 晶界是由非晶体粘合物构成晶界是由非晶体粘合物构成 岛状模型：小岛内原子排列整齐岛状模型：小岛内原子排列整齐 晶界点缺陷模型：晶界有大量空位间隙原子晶界点缺陷模型：晶界有大量空位间隙原子 晶界结构位错模型晶界结构位错模型 重合位置点阵重合位置点阵 小角晶界：相邻两晶粒间位向差小于 15，分为倾斜晶界和扭转晶界 晶界自由度： 二维晶界有两个自由度：两晶粒间夹角（位向角）和晶界与一个晶粒间 夹角（方向角） 三维晶界有五个自由度：位向角：3 个，方向角：2 个 重合位置点阵：重合位置点阵：相邻两晶粒旋转时，到某一角度，两晶体中的某些原子位置相邻两晶粒旋转时，到某一角度，两晶体中的某些原子位置 对称（重合） ，这种点阵为重合位置点阵对称（重合） ，这种点阵为重合位置点阵（CSL） 。此时，晶界上的某些原子。此时，晶界上的某些原子 为两晶粒共有，类似于孪晶，晶界上由排列紊乱部分和无规则部分组成为两晶粒共有，类似于孪晶，晶界上由排列紊乱部分和无规则部分组成 为了定量表示重合位置点阵的数值为了定量表示重合位置点阵的数值， 用用 “” 号表重合点阵占晶体点阵多号表重合点阵占晶体点阵多 少少重合数重合数 =（CSL 单胞体积单胞体积）/（晶体点阵晶体点阵单胞体积单胞体积） 重合位置点阵表示：晶面指数、旋转角度、重合数重合位置点阵表示：晶面指数、旋转角度、重合数 13.晶界的能量 晶界的能量为单位面积自由能，包含表面张力和成分偏聚的影响 式中：ii 元素化学势，ii 元素界面与内部浓度差 从图可以看出： 在小角晶界范围内，晶界能（E）随晶界位向角（）增加而迅速增大 大角晶界界面能与位向角基本无关，但在共格孪晶（t）和重合位置 点阵（a 和 b）出现时，晶界能有一个明显的下降 14.晶界原子的偏聚 偏聚现象：晶界上溶质元素浓度高于晶内（偏聚现象：晶界上溶质元素浓度高于晶内（10-1000 倍）倍） 偏聚动力：晶界处结构复杂、能量高，溶质元素在偏聚动力：晶界处结构复杂、能量高，溶质元素在晶内产生畸变能。溶质从晶内产生畸变能。溶质从 晶内向晶界附近偏聚，使晶内向晶界附近偏聚，使系统能量降低系统能量降低 正偏聚与反偏聚：正偏聚与反偏聚： 正偏聚：使晶界表面张力降低的溶质原子向晶界偏聚，如钢中正偏聚：使晶界表面张力降低的溶质原子向晶界偏聚，如钢中 C，P 反偏聚：使晶界表面张力增加的溶质原子远离晶界，如钢中反偏聚：使晶界表面张力增加的溶质原子远离晶界，如钢中 Al 偏聚与偏析：偏聚与偏析： 偏聚：固态扩散造成偏聚：固态扩散造成，为平衡态为平衡态 偏析：液态凝固时形成，为非平衡态偏析：液态凝固时形成，为非平衡态 影响因素：影响因素： 晶界能晶界能； 杂质原子与基体原子尺寸差杂质原子与基体原子尺寸差； 浓度浓度； 第三种元素第三种元素共同偏聚共同偏聚； 晶界结构晶界结构 15.晶界特征 晶粒长大和晶界平直化都能减小晶界面积，降低晶界总能量，是自发过程 室温晶界强化，高温晶界弱化 +=dAiidAdF 晶界处原子扩散比晶内快 固态相变过程中，新相易于在晶界处优先形核。原始晶粒越细，晶界越多， 新相形核率越高 晶界熔点较低，在加热过程中，因温度过高，容易导致“过烧” 与晶内相比，晶界腐蚀速度快 16.异相界面结构：共格，非共格，半共格 完全共格界面：界面上的原子同时位于两相晶格的结点上，即两相界面上的 原子排列完全匹配，界面上的原子为两相所共有 半共格界面：界面上的两相原子部分地保持匹配，界面上产生一些位错 非共格界面：界面上的两相原子没有任何匹配关系，界面由不规则排列的很 薄的过渡层所构成 错配度：若以 a 表示相界面一相沿平行于界面的晶向上的原子间距，a 表 示两相在此晶向上的原子间距之差，则错配度 定义为：a/a 小于 0.05 时，两相可以构成完全共格界面； 介于 0.05 和 0.25 之间时，两相可以构成半共格界面； 大于 0.25 时，两相只能形成非共格界面 17.界面能、界面应变能和新相形成的关系 界面能界面能： 两相表面可以产生界面能。对于确定两相界面组成的界面，总界面能的两相表面可以产生界面能。对于确定两相界面组成的界面，总界面能的 大小主要取决于界面面积。因此相界面应该为球状大小主要取决于界面面积。因此相界面应该为球状 界面应变能界面应变能： 两相共格界面处，由于界面原子同时受到两相的制约，原子所处的位置两相共格界面处，由于界面原子同时受到两相的制约，原子所处的位置 要偏离其平衡位置，产生额外应变能。非共格界面没有这样的应变能要偏离其平衡位置，产生额外应变能。非共格界面没有这样的应变能 与新相形成的关系：与新相形成的关系： 固态相变时，因新相和母相的比容不同，新相形成时的体积变化将受到固态相变时，因新相和母相的比容不同，新相形成时的体积变化将受到 周围母相的约束而产生应变能周围母相的约束而产生应变能 当只考虑界面应变能时，新相为盘状时界面能量最低，球状时界面能量当只考虑界面应变能时，新相为盘状时界面能量最低，球状时界面能量 最高最高 母相中形成新相时，新相的形状取决于界面能和界面应变能的对比母相中形成新相时，新相的形状取决于界面能和界面应变能的对比 18.金属材料改性原理 整体改性： 不改变整体成分：相变强化、晶粒细化、变形强化 改变整体成分：合金化、复合强化 表面改性： 不改变表面成分：表面相变硬化、表面晶粒细化、表面残余应力控制 改变表面成分；表面合金化、表面复合强化、表面涂层处理 19.钢的平衡及非平衡组织，马氏体强化原理 平衡相：铁素体+渗碳体 平衡组织： 亚共析钢：铁素体+珠光体 共析钢：珠光体 过共析钢：珠光体+渗碳体 非平衡相：马氏体 非平衡组织： 低碳钢：板条状马氏体 中碳钢：板条状马氏体+片状马氏体 高碳钢：片状马氏体 马氏体强化机理： 固溶强化： 过饱和间隙碳原子-晶格畸变-应力场-与位错交互作用-阻碍位 错运动 相变强化：相变切变特性-晶体内部晶体缺陷密度提高-阻碍位错运动 时效强化：碳原子偏聚-碳化物弥散析出-钉扎位错-阻碍位错运动 20.铝合金固溶与时效强化原理 固溶强化： 合金元素存在状态：全部合金元素过饱和固溶在基体相中 固溶强化机理：合金元素与铝原子尺寸差-晶格畸变-应力场-与位错交互 作用-阻碍位错运动 影响固溶强化效果的因素： 合金元素与铝原子尺寸相差越大，固溶强化效果越大 合金元素的过饱和程度越大，固溶强化效果越大 时效强化： 合金元素存在状态： 以平衡溶解度固溶在基体相中 形成第二相化合物 时效强化机理： 形成的第二相与位错交互作用-阻碍位错运动 第二相与基体共格-形成应变场-与位错交互作用-阻碍位错运动 影响时效强化效果的因素： 第二相的尺寸越小，含量越多，分布越均匀，时效强化效果越大 第二相与基体共格，时效强化效果越大 第二相的形状对强化效果有影响 21.金属晶粒细化的方法 提高凝固效率，增加过冷度，提高形核率，从而细化晶粒 强塑性变形，随后退火热处理，产生细小再结晶晶粒 物理气相沉积法、化学气相沉积法、等离子体沉积法、机械合金化法、等径 角挤压法、高压扭转法等晶粒细化工艺方法 22.变形强化容量概念，变形强化的意义 变形强化容量： 金属材料在拉伸变形过程中首先发生均匀变形，当产生颈缩后，塑性变 形主要集中在颈缩区附近，因此，金属的总塑性变形包括均匀变形 b和 集中变形 n两部分 由于金属材料具有变形强化效果，哪里有变形，哪里就得到强化，难于 继续产生变形，变形就转移到其他地方，如此反复交替进行，就达到了 均匀变形的效果。当变形达到 b后，由于变形强化跟不上变形的发展， 于是从均匀变形转变到集中变形，导致形成颈缩 因此，b除了代表材料均匀变形能力的大小外，还反映了金属利用变形 获得强化的可能性大小，所以被称为变形强化容量 b越大，金属利用变形获得强化的可能性越大 变形强化意义： 变形强化与塑性变形相结合，保证了金属材料在截面上的均匀变形，得 到均匀一致的冷变形制品 变形强化性能使金属制件在工作中具有适当的抗偶然过载的能力，保证 了机器的安全工作 变形强化是生产上强化金属的重要手段，所有金属材料都可以通过塑性 变形得到强化。生产上常用喷丸、冷挤压、冷拉拔和冷轧制等方法对金 属材料进行变形强化 变形强化可以降低低碳钢的塑性，改善其切削加工性能 23.金属合金化的原理和作用 原理：合金元素可以通过以下几方面作用机理改善合金的性能 固溶在基体金属中，起到固溶强化效果 形成合金化合物，提高合金的强度、硬度、耐磨性和耐热性 在合金表面形成致密的氧化膜，提高合金的耐腐蚀性能 改变合金中各相的电极电位，提高合金耐电化学腐蚀性能 改变合金相变热力学和动力学参数，控制合金组织结构和性能 目的： 提高合金的强度和硬度 提高合金的耐高温性能 提高合金的耐腐蚀性能 提高合金的热加工性能 24.复合强化的概念和金属基复合材料的分类 复合强化概念： 将稳定的第二相（一般为陶瓷相）以一定方式加入到金属中，加入的第 二相具有较好的高温稳定性，所以在金属加热时，第二相不发生改变， 强化效果不降低。 强化效果主要取决于加入第二相的含量、 尺寸、 形状、 分布，而热处理对强化效果影响不大 金属基复合材料分类： 按增强材料分类：连续纤维增强，非连续增强体增强（短纤维、晶须和 颗粒增强） 按基体材料分类：铝基复合材料，铜基复合材料，钛基复合材料，镁基 复合材料，钢基复合材料 25.复合强化的机理 复合强化：混合定律，c=mVm+fVf 第二相强化：阻碍位错运动，切过机制，绕过机制 位错强化：基体位错产生，两相热膨胀系数差 细晶强化：增强相促进基体形核，阻碍晶粒长大 26.感应加热特点，钢的感应加热表面淬火原理 感应加热特点： 表面晶粒细，硬度高。感应淬火得到很细小的马氏体组织，其硬度也比 普通淬火高 2-3HRC，且心部基本上保持了处理前的组织和性能 加热速度快，加热时间短，一般只需几秒至几十秒即可完成。工件不容 易产生氧化脱碳，淬火变形也很小 热效率高，生产率高，生产环境好，易实现机械化，自动化 淬硬层深度易于控制，通过控制电流频率来控制淬硬层深度 设备投资大、维修困难，需根据零件实际制作感应器，适用于批量生产 与整体热处理相比，工艺简单，变形小，是强化材料表面的重要手段， 特别适合于要求表面具有较高硬度和耐磨性、心部具有一定强度的零件 表面淬火原理： 工件放在由薄壁紫铜管绕成的感应器中，当感应器通入一定频率的交流 电时，在感应器的内部和周围同时产生与电流频率相同的交变磁场，受 电流交变磁场的作用， 工件内就会产生频率相同、 方向相反的感应电流， 这种电流在工件内具有集肤效应（涡流强度集中在工件表面，内层逐渐 减小） ，而且钢本身的电阻在感应电流作用下产生热效应，使工件在几秒 钟内快速加热到淬火温度（高频淬火的温度为 Ac3 以上 100-200） ，随 后冷却，达到表面淬火的目的 27.激光表面改性特点 由于加热速度极快，基体温度不受影响由于加热速度极快，基体温度不受影响 加热层深加热层深很小，很小，表面产生很大的温度梯度，冷却速度极快表面产生很大的温度梯度，冷却速度极快 可提高表面抗蚀性和耐磨性，还可用于半导体技术和催化剂技术可提高表面抗蚀性和耐磨性，还可用于半导体技术和催化剂技术 激光表面改性包括：激光表面改性包括： 改变表面成分：合金化、熔覆改变表面成分：合金化、熔覆 改改变表面结构：表面相变硬化变表面结构：表面相变硬化 表面形成亚稳组织，产生特种性表面形成亚稳组织，产生特种性能能 28.钢的表面渗碳的目的，原理和工艺特点 渗碳：为了增加低碳钢或低合金钢表层的碳含量，获得一定碳含量的梯度， 将钢件在碳的活性介质中加热并保温，使碳原子渗入表层的一种表面化学热 处理工艺 渗碳目的： 提高渗层硬度和耐磨性 提高零件接触疲劳强度，提高抗擦伤能力 提高零件抗氧化、耐高温性能 提高零件抗蚀性 渗碳原理及工艺特点： 钢的渗碳是在一定成分的化学介质中进行的，这种使钢渗碳的含碳介质 称为渗碳剂。根据渗碳剂的不同，可分为固体渗碳、液体渗碳和气体渗 碳三种。渗碳处理包括渗碳剂的分解、碳原子的吸收和扩散三个基本过 程，主要渗碳成分为 CO 和 CH4，它们在渗碳温度下发生分解，产生活 性高、 渗入能力很强的活性碳原子C。 产生活性碳原子C的反应分别为 2COC+CO2 2CO2C+O2 CO+H2C+H2O CH4C+2H2 29.铝的表面阳极氧化原理 铝阳极氧化的原理实质上就是水电解的原理，当电流通过时，在阴极上放出 氢气；在阳极上，析出的氧不仅是分子态的氧，还包括原子氧和离子氧，通 常在反应中以分子氧表示。作为阳极的铝被其上析出的氧所氧化，形成无水 的氧化铝膜，生成的氧并不是全部与铝作用，一部分以气态的形式析出 30.金属表面热渗镀基本过程及镀层形成条件 热渗镀：热渗镀：用加热扩散的方法把一种或几种元素渗入基体金属的表面，可得到用加热扩散的方法把一种或几种元素渗入基体金属的表面，可得到 一扩散合金层，同时表面上还会残留一扩散合金层，同时表面上还会残留很薄的覆层很薄的覆层 特点：特点： 靠热扩散形成表面强化层，结合力很强靠热扩散形成表面强化层，结合力很强 热渗镀材料的选择范围很宽热渗镀材料的选择范围很宽 分类：分类： 固溶法固溶法 （粉末包渗法） ： 把工件埋入（粉末包渗法） ： 把工件埋入装有渗层金属粉末的容器里进行加热装有渗层金属粉末的容器里进行加热 扩散扩散 液渗法：将工件直接浸入某一液态金属中，液渗法：将工件直接浸入某一液态金属中，形成合金镀层，继续加热使形成合金镀层，继续加热使 镀层扩散形成合金层镀层扩散形成合金层 气渗法：加热工件到渗剂原子气渗法：加热工件到渗剂原子在气体中能显著扩散的温度，通入含有在气体中能显著扩散的温度，通入含有渗渗 剂金属卤化物剂金属卤化物 MCl2的的氢气，在工件表面发生化学反应，反应生成的活氢气，在工件表面发生化学反应，反应生成的活 性金属原子性金属原子M渗入工件表面渗入工件表面 离子袭击渗镀法：通过在低真空下气体辉光放电使渗剂金属变成等离子离子袭击渗镀法：通过在低真空下气体辉光放电使渗剂金属变成等离子 态，实现渗镀态，实现渗镀 复合渗：利用各种方法，在工件表面形成固相涂层，然后加热扩散复合渗：利用各种方法，在工件表面形成固相涂层，然后加热扩散 热渗镀方法的基本过程为： 介质中发生化学反应，提供界面反应所需要的反应物 反应物扩散到金属表面外扩散 反应物粒子被金属表面吸附，发生界面反应 界面反应产生的活性原子被金属表面吸附并向内部扩散内扩散 以上四步中：第和步速度较快，不会成为控制步骤，第和步哪一步 能成为控制步骤，可根据渗层深度（x）与时间（t）的关系来判定 如果 x 与 t 之间为抛物线关系：x=K，则扩散阻力较大，第步为控制步 骤。如果 x 与 t 关系为线性，则内扩散速度较快，第步为控制步骤 一般来说，过程初期金属表面渗剂浓度较低，界面反应（第步）为控制步 骤，到一定程度渗剂元素在金属表面浓度达一定值，内扩散成为控制步骤 镀层形成条件： 渗入元素必须能与基体金属形成固溶体或金属间化合物 影响固溶体或金属间化合物形成的重要因素有： 原子相对大小、 原子 间的化学亲和力、点阵类型 渗入元素与基体之间必须保持紧密接触，或者说渗入元素可以在界面处 被吸附 必须保持一定的温度，使原子获得足够的扩散动力 生成活性原子的化学反应必须满足一定的热力学条件，渗剂活性原子一 般是依靠化学反应来提供的 31.根据相图说明金属表面渗镀层的组织特点 有无限固溶体相图的渗层组织有无限固溶体相图的渗层组织： 渗层组织为单渗层组织为单相相二元固溶体组织，由表到里浓度逐渐变化二元固溶体组织，由表到里浓度逐渐变化+ 有限固溶并有中间化合物形成的渗层组织有限固溶并有中间化合物形成的渗层组织： B 溶入溶入 A 的表面的表面形成形成 固溶体固溶体，开始阶段如图开始阶段如图 2-18 中曲线中曲线所示所示；随随 着着 B 原子的不断溶入和扩散，表面浓度不断增加，原子的不断溶入和扩散，表面浓度不断增加，当当 B 在在 A 中的浓度中的浓度 达到该温度下达到该温度下 相的饱和浓度相的饱和浓度 C时时，B 的浓度曲的浓度曲线如线如曲线曲线所示所示；当当 B 原子进一步渗入，表面的浓度达到原子进一步渗入，表面的浓度达到 C1甚至甚至 C2时，表面形成化合物相时，表面形成化合物相 AnBm，如曲线如曲线所示所示；B 再进一步扩散再进一步扩散，表面浓度进一步升高表面浓度进一步升高，出现出现 相，最终曲线如图所示相，最终曲线如图所示 由外向内分别是由外向内分别是：AnBmA 渗层中各相的相对厚度渗层中各相的相对厚度由各相的形核和转变的难易程度决定，一般是成由各相的形核和转变的难易程度决定，一般是成 长快的较厚长快的较厚 32.热喷涂的技术原理，涂层与基体的结合强度 热喷涂技术特点：热喷涂技术特点： 取材广泛取材广泛 可用于各种基体可用于各种基体 基体保持较低温度基体保持较低温度 工效高，比电镀快工效高，比电镀快 工件大小不受限制，工件大小不受限制，可进行局部喷涂，工件或整体均可可进行局部喷涂，工件或整体均可 涂层厚度易于控制涂层厚度易于控制 满足各种性能需要满足各种性能需要 热喷涂原理： （以粉末喷涂为例） 粒子流特点：加热加速形成粒子流撞击基体冷却凝固形成涂 层 微粉的熔点（与粒度有关）比体型材料的熔点低。由于粉末粒度不均， 喷涂火焰不均，所以粉末被加热的程度不同 熔化的液滴在高速气流中进一步变小、雾化。用 Web 准数（We）表示被 雾化的难易程度。We=gd（Vc-Ve）/ 式中：g：气体密度；d：液滴直径；Vc：气体流速；Ve：液滴流速；： 液体表面能 通常，We=6-10。液体粒度增大，We 提高，不易雾化 相对速度（Vc-Ve）是雾化的动力。使某液滴雾化所需最小相对速度与以 下因素有关： We（与粒度有关）和 提高， （Vc-Ve）提高 g和 d 提高， （Vc-Ve）下降 雾化粒子冷却即凝固需要的时间 t1与下列因素有关： d、 粒子、T 粒子(成正比) 、Tm（成反比） 结晶需要时间 t2与下列因素有关： 与结晶热成正比 与粒子表面积成反比 t1+t2为粒子从冷却到凝固的时间。t1+t2很短，对基体热影响范围很小。 一般热影响区不超过几十 m 小于临界尺寸（dmin）的粒子会被吹到工件上的气体卷走，而无法到达工 件表面。临界尺寸与距离（l）成正比，与粒子速度和密度成反比 粒子与基体的结合强度： 机械结合： 与基体毛化程度有关毛化处理，与粒子与基体润湿性关系很大 化学结合： 动力： 基体预热 喷涂粉末高的熔化潜热 粉末自身发生放热反应（Al/Ni） 条件：基体表面充分活化，不能有氧化膜 作用：对溶解度极低的涂层可实现牢固结合 基体预热最低温度与体系有关。 氧化物陶瓷粒子比较稳定， 预热温度 较高 陶瓷涂层残余应力较高，结合强度低于金属涂层 反应速度喷涂粒子与基体发生物理接触， 与原子数、 原子自振频 率、活化能有关 粒子速度很高时， 粒子与基体距离达到晶格常数范围， 发生键结合 冶金结合，结合力提高 33.激光涂覆的组织特点 将某种具有特殊性能的粉末材料将某种具有特殊性能的粉末材料以最小的稀释度用激光火焰涂在基体表面，以最小的稀释度用激光火焰涂在基体表面， 从而获得特殊的表面性能的表面改性方法从而获得特殊的表面性能的表面改性方法称称为激光表面涂覆为激光表面涂覆 晶粒细小（快冷所致）晶粒细小（快冷所致） 稀释度很低时， 界面稀释度很低时， 界面处处元素不扩散。 稀释度较大时， 涂层一侧发生液态扩散，元素不扩散。 稀释度较大时， 涂层一侧发生液态扩散， 扩散距离较大；基体一侧，固态扩散，扩散距离很小扩散距离较大；基体一侧，固态扩散，扩散距离很小 由于涂层凝固收缩受到基体阻碍，冷却后得到的涂层内有残余应力。另外，由于涂层凝固收缩受到基体阻碍，冷却后得到的涂层内有残余应力。另外， 涂层与基体热膨胀系数不同涂层与基体热膨胀系数不同，产生裂纹。解决办法：预热基体，涂覆后热处产生裂纹。解决办法：预热基体，涂覆后热处 理理 气孔：高温液相吸收空气中气体，凝固冷却后过饱和析出，凝固收缩形成气气孔：高温液相吸收空气中气体，凝固冷却后过饱和析出，凝固收缩形成气 孔。这种气孔细小，可用保护孔。这种气孔细小，可用保护气氛进行防止。基体与涂层界面大气孔和搭接气氛进行防止。基体与涂层界面大气孔和搭接 涂层过程产生的大气孔，可以通过控制涂覆参数和搭接度解决涂层过程产生的大气孔，可以通过控制涂覆参数和搭接度解决 34.金属基复合材料界面的种类 3 种 第一类界面的特征为金属基体和增强体之间既不反应也不互相溶解， 界面相第一类界面的特征为金属基体和增强体之间既不反应也不互相溶解， 界面相 对比较平整对比较平整 Cu-Al2O3 Ag-Al2O3 Cu-W 第二类界面的特征为金属基体和增强体之间彼此不发生界面化学反应， 但浸第二类界面的特征为金属基体和增强体之间彼此不发生界面化学反应， 但浸 润性好，能发生界面相互溶解扩散，基体中的合金元素和杂质可能在界面上润性好，能发生界面相互溶解扩散，基体中的合金元素和杂质可能在界面上 富集或贫化，形成犬牙交错的溶解扩散界面富集或贫化，形成犬牙交错的溶解扩散界面 Nb-W Ni-W Ni-C 第三类界面的特征为金属基体和增强体之间彼此发生界面化第三类界面的特征为金属基体和增强体之间彼此发生界面化学反应， 生成新学反应， 生成新 的化合物，形成界面层的化合物，形成界面层 Ti-B Ti-Al2O3 Ti-SiC 35.金属基复合材料界面的结合机制 金属基复合材料中的界面结合基本可分为四类，即：机械结合；共格和半共金属基复合材料中的界面结合基本可分为四类，即：机械结合；共格和半共 格原子结合；扩散结合；化学结合格原子结合；扩散结合；化学结合 机械结合：机械结合： 基体与增强体之间纯粹靠机械结合力连接的结合形式称为机械结基体与增强体之间纯粹靠机械结合力连接的结合形式称为机械结 合。它主要依靠增强材料粗糙表面的机械“锚固”力和基体的收缩应力来包合。它主要依靠增强材料粗糙表面的机械“锚固”力和基体的收缩应力来包 紧增强材料产生摩擦力而结合。 结合强度的大小与纤维表面的粗糙程度有很紧增强材料产生摩擦力而结合。 结合强度的大小与纤维表面的粗糙程度有很 大关系，界面越粗糙，机械结合越强大关系，界面越粗糙，机械结合越强 共格和半共格原子结合： 共格和半共格原子结合是指增强体与基体以共格共格和半共格原子结合： 共格和半共格原子结合是指增强体与基体以共格和和 半共格方式直接原子结合，界面平直，无界面反应产物和析出物存在半共格方式直接原子结合，界面平直，无界面反应产物和析出物存在 扩散结合：扩散结合是基体与增强体之间发生润湿，并伴随一定程度的相互扩散结合：扩散结合是基体与增强体之间发生润湿，并伴随一定程度的相互 溶解溶解(也可能基体和增强物之一溶解于另一种中也可能基体和增强物之一溶解于另一种中)而产生的一种结合。而产生的一种结合。一一般增般增 强材料与基体具有一定润湿性，在浸润后产生局部的互溶才有一定结合力。强材料与基体具有一定润湿性，在浸润后产生局部的互溶才有一定结合力。 如果互相溶解严重，以至于损伤了增强材料，则会改变增强材如果互相溶解严重，以至于损伤了增强材料，则会改变增强材料料的结构，削的结构，削 弱增强材料的性能，从而降低复合材料的性能弱增强材料的性能，从而降低复合材料的性能 化学结合：它是基体与增强体之间发生化学反应，在界面上形成化合物而产化学结合：它是基体与增强体之间发生化学反应，在界面上形成化合物而产 生的一种结合形式，由反应产生的化学键提供结合力。对于制备高性能金属生的一种结合形式，由反应产生的化学键提供结合力。对于制备高性能金属 基复合材基复合材料、控制界面反应程度到形成合适的界面结合强度极为重要。即使料、控制界面反应程度到形成合适的界面结合强度极为重要。即使 界面反应末造成增强体的损伤和形成明显的界面脆性相、 只造成强界面结合界面反应末造成增强体的损伤和形成明显的界面脆性相、 只造成强界面结合 也是十分有害的，这对连续纤维增强复合材料尤为重要。一般情况下，金属也是十分有害的，这对连续纤维增强复合材料尤为重要。一般情况下，金属 基复基复合材料是以界面的化学结合为主、 有时也有两种或两种以上界面结合方合材料是以界面的化学结合为主、 有时也有两种或两种以上界面结合方 式并存的现象式并存的现象 36.金属基复合材料的界面热应力的产生条件和计算方法 产生条件：产生条件： 增强相与基体之间的界面结合良好增强相与基体之间的界面结合良好 温度变化温度变化 增强相与基体间热膨胀系数的差异增强相与基体间热膨胀系数的差异 计算方法：计算方法： （以长纤维增强金属基复合材料为例）（以长纤维增强金属基复合材料为例） 假设复合材料中界面结合强度足够高，以至在界面热错配应假设复合材料中界面结合强度足够高，以至在界面热错配应力作用下不力作用下不 发生滑动和开裂。图发生滑动和开裂。图 5-5(a)为在为在 T1温度下复合材料处于原始状态温度下复合材料处于原始状态(热错热错 配应力为零配应力为零)的示意图。当该复合材料被加热到的示意图。当该复合材料被加热到 T2温度时，如果纤维与温度时，如果纤维与 基体间无相互约束，则纤维与基体将发生自由膨胀，结果如图基体间无相互约束，则纤维与基体将发生自由膨胀，结果如图 5-5(b)所所 示。但实际上复合示。但实际上复合材料中纤维与基体之间是相互约束的，并且我们前面材料中纤维与基体之间是相互约束的，并且我们前面 已经假设界面不发生滑动和开裂，所以界面约束的作用结果是纤维受基已经假设界面不发生滑动和开裂，所以界面约束的作用结果是纤维受基 体的拉伸作用而比自由膨胀时的膨胀量有所增加；而基体受纤维的压缩体的拉伸作用而比自由膨胀时的膨胀量有所增加；而基体受纤维的压缩 应力作用而比自由膨胀时的膨胀量有所减小，结果如图应力作用而比自由膨胀时的膨胀量有所减小，结果如图 5-5(c)所示所示 由图由图 1 可以很显然得到以下计算公式：可以很显然得到以下计算公式： dm=(T2-T1)ml (5.7) df=(T2-T1)fl (5.8) dc=(T2-T1)cl (5.9) 其中其中：m、f和和 c分别为基体分别为基体、纤维和复合材料的热膨胀系数纤维和复合材料的热膨胀系数。从上面从上面 3 个公式可以得到基体个公式可以得到基体、纤维和复合材料的自由膨胀应变纤维和复合材料的自由膨胀应变 m、f和和 c分分 别为：别为： m=(T2-T1)m (5.10) f=(T2-T1)f (5.11) c=(T2-T1)c (5.12) 对比图对比图 5-5(b)和和(c)可以得到，复合材料中界面热错配应力的产生是由于可以得到，复合材料中界面热错配应力的产生是由于 在界面约束条件下基体少膨胀和纤维多膨胀引发的弹性应变对应的应在界面约束条件下基体少膨胀和纤维多膨胀引发的弹性应变对应的应 力，力，其值应该为：其值应该为： i=(c-f)Ef=(m-c)Em (5.13) 其中其中：i为界面热错配应力为界面热错配应力， Ef和和 Em分别为纤维和基体的弹性模量分别为纤维和基体的弹性模量。将将 公式公式(5.10)，(5.11)和和(5.12)带入带入(5.13)，则得到复合材料热膨胀系数则得到复合材料热膨胀系数 c的的 计算公式：计算公式： c=(mEm+fEf)/(Em+Ef) (5.14) 而将公式而将公式(5.14)带入公式带入公式(5.13)，便可得到金属基复合材料中的界面热错，便可得到金属基复合材料中的界面热错 配应力为：配应力为： i=(T2-T1)(m-f)EmEf/(Em+Ef) (5.15) 从公式从公式(5.15)可以看出， 金属基复合材料中可以看出， 金属基复合材料中的界面热错配应力随基体与增的界面热错配应力随基体与增 强体热膨胀系数差和温差的增加而提高。 公式强体热膨胀系数差和温差的增加而提高。 公式(5.15)对于金属基复合材料对于金属基复合材料 体系设计和实际应用具有重要的理论意义与实际价值体系设计和实际应用具有重要的理论意义与实际价值 37.增强相的临界长径比及利用临界长度测量界面强度的原理 临界长径比：临界长径比： 对于一个给定的短纤维增强的金属基复合材料体系，短纤维若能在复合对于一个给定的短纤维增强的金属基复合材料体系，短纤维若能在复合 材料断裂时发生破断，其长径比需要大于某一个临界值。也就是说，长材料断裂时发生破断，其长径比需要大于某一个临界值。也就是说，长 径比低于该临界值的短纤维在复合材料断裂时不可能发生破断，而只有径比低于该临界值的短纤维在复合材料断裂时不可能发生破断，而只有 那些长径比大于该临界值的短纤维在复合材料断裂那些长径比大于该临界值的短纤维在复合材料断裂时时才有可能发生破才有可能发生破 断。我们称该临界值为短纤维增强金属复合材料增强相的断。我们称该临界值为短纤维增强金属复合材料增强相的临界长径比，临界长径比， 一般用一般用 表示表示 利用临界长度测量界面强度：利用临界长度测量界面强度： 假设在短纤维增强金属复合材料中有一根长度为假设在短纤维增强金属复合材料中有一根长度为 l，直径为，直径为 d 的圆柱状的圆柱状 短纤维，如图短纤维，如图 5-16 所示。在平行于纤维轴向的外载荷所示。在平行于纤维轴向的外载荷 P 的作用下，该短的作用下，该短 纤维通过界面载荷传递最有可能断裂的部位是其轴向的中间部位。假设纤维通过界面载荷传递最有可能断裂的部位是其轴向的中间部位。假设 该复合材料纤维与基体界面结合强度足够高，那么单位界面面积能够传该复合材料纤维与基体界面结合强度足够高，那么单位界面面积能够传 递给纤维的最大载荷就取决于基体的剪切屈服强度递给纤维的最大载荷就取决于基体的剪切屈服强度。如果用如果用 s表示基体表示基体 的剪切屈服强度， 则两端能传递给纤维中部的最大载荷的剪切屈服强度， 则两端能传递给纤维中部的最大载荷(Pmax)应该是从纤应该是从纤 维中部到维中部到一端的侧表面积与一端的侧表面积与 s的乘积的乘积，因此有因此有： Pmax=(1/2)lds (5.26) 这时纤维承受的最大应力这时纤维承受的最大应力(max)为为： max=Pmax/Sf=2ls/d (5.27) 其中其中 Sf为纤维的横截面积为纤维的横截面积 只有当最大应力只有当最大应力(max)达到纤维的断裂强度达到纤维的断裂强度(f)时时，纤维才有可能发生断纤维才有可能发生断 裂裂。因此纤维发生断裂的临界状态是因此纤维发生断裂的临界状态是 max=f，这时纤维的长度达到临界这时纤维的长度达到临界 长度长度(lc)，因此有：，因此有： f=2lcs/d (5.28) 所以纤维临界长径比为：所以纤维临界长径比为： =lc/d=f/2s (5.29) 从短纤维增强金属复合材料增强相的临界长径比的计算公式可以看