第六章金属基复合材料的界面及其表征

2020/6/12,1,第6章金属基复合材料的界面及其优化设计,江苏大学材料科学与工程学院,2020/6/12,2,6.1界面的概念金属基复合材料中增强体与金属基体接触构成的界面，是一层具有一定厚度（纳米以上）、结构随基体和增强体而异的、与基体有明显差别的新相界面相（界面层）。它是增强相和基体相连接的“纽带”，也是应力及其他信息传递的桥梁。界面是金属基复合材料极为重要的微结构，其结构与性能直接影响金属基复合材料的性能。,2020/6/12,3,金属基复合材料的基体一般是金属合金，此种复合材料的制备需在接近或超过金属基体熔点的高温下进行。金属基体与增强体在高温复合时易发生不同程度的界面反应；金属基体在冷却、凝固、热处理过程中还会发生元素偏聚、扩散、固溶、相变等。这些均使金属基复合材料界面区的结构十分复杂。在金属基复合材料界面区出现材料物理性质（如弹性模量、热膨胀系数、导热率、热力学参数）和化学性质等的不连续性，使增强体与基体金属形成了热力学不平衡的体系。因此，界面的结构和性能对金属基复合材料中应力和应变的分布，导热、导电及热膨胀性能，载荷传递，断裂过程都起着决定性作用。,6.2界面的特征,2020/6/12,4,根据上面的三种结合力，金属基复合材料中的界面结合可以分为六种,界面的结合力有三类,化学结合力就是化学键，它在金属基复合材料中有重要作用,物理结合力包括范德华力和氢键，它存在于所有复合材料中，在聚合物基复合材料中占有很重要的地位。,机械结合力就是摩擦力，它决定于增强物的比表面和粗糙度以及基体的收缩，比表面和粗糙度越大，基体收缩越大、摩擦力也越大。机械结合力存在于所有复合材料中。,6.2.1界面的结合机制,2020/6/12,5,2020/6/12,6,6.2.2界面分类及界面模型,6.2.2.1界面分类上述几种金属基复合材料界面（机械结合、溶解与润湿结合、交换反应结合、氧化物结合和混合结合）可以分成I、三种类型：I型界面表示增强体与基体金属既不溶解也不反应（包括机械结合和氧化物结合）；型界面表示增强体与基体金属之间可以溶解，但不反应（包括溶解与润湿结合）；型界面表示增强体与基体之间发生反应并形成化合物（包括交换反应结合和混合结合）。见表6-1所示。,2020/6/12,7,表6-1中伪型（pseudo-classsystem）界面的含义是：热力学指出，该种体系的增强体与基体之间应该发生化学反应，但基体金属的氧化膜阻止反应的进行。反应能否进行，取决于氧化膜的完整程度，当氧化膜尚完整时，属于型界面；当工艺过程中温度过高或保温时间过长而使基体氧化膜破坏时，组分之间将发生化学反应，变为型界面。具有伪I型界面特征的复合材料系在工艺上宜采用固态法（如热压、粉末冶金、扩散结合），而不宜采用液态浸渗法，以免变为型界面而损伤增强体。,表6-1金属基复合材料体系的界面类型,注：表示伪型界面；该体系在低温下生成Ni4V；当两组元溶解度极低时划为类。,2020/6/12,8,Petrasek和Weeton对W/Cu复合材料界面的研究结果表明，在基体铜中加入不同合金元素，会出现四种不同的界面情况,Wf/Cu（Cr、Nb）系。合金元素（Cr、Nb）向W丝中扩散、溶解并合金化，形成W（Cr、Nb）固溶体。此种情况对复合材料性能影响不大,Wf/Cu（Co、Al、Ni）系。由于基体中的合金元素（Co、Al、Ni）向W丝中扩散导致其再结晶温度下降，使W丝外表面晶粒因再结晶而粗大，结果导致W丝变脆。,Wf/Cu系。在W丝周围未发生W与Cu的相互溶解，也未发生相互间的化学反应。,Wf/Cu（Ti、Zr）系。W与合金元素Ti与Zr均发生反应，并形成化合物。使复合材料的强度和塑性均下降。,2020/6/12,9,6.2.2.2界面模型,在早期的研究中，将复合材料界面抽象为：界面处无反应、无溶解，界面厚度为零，复合材料性能与界面无关；稍后，则假设界面强度大于基体强度，这是所谓的强界面理论。强界面理论认为：基体最弱，基体产生的塑性变形将使纤维至纤维的载荷传递得以实现。复合材料的强度受增强体强度的控制。预测复合材料力学性能的混合物定律是根据强界面理论导出的。由上述可见，对于不同类型的界面，应当有与之相应的不同模型。,2020/6/12,10,（1）I型复合材料的界面模型Cooper和Kelly（1968）提出，I型界面模型是界面存在机械互锁，且界面性能与增强体和基体均不相同；复合材料性能受界面性能的影响，影响程度取决于界面性能与基体、纤维性能差异程度的大小；I型界面模型包括机械结合和氧化物结合两种界面类型。,图6-1型界面控制,2020/6/12,11,（2）、型复合材料的界面理论模型、型界面模型认为复合材料的界面具有既不同于基体也不同于增强体的性能，它是有一定厚度的界面带，界面带可能是由于元素扩散、溶解造成，也可能是由于反应造成。、型界面控制复合材料的10类性能，即基体拉伸强度；复合材料性能的因素(m)；纤维拉伸强度(f)；反应物拉伸强度(r)；基体/反应物界面拉伸强度(mi)；纤维/反应物界面拉伸强度(fi)；基体剪切强度(m)；纤维剪切强度(fi)；反应物剪切强度(r)；基体/反应物界面剪切强度(mi)和纤维/反应界面剪切强度(fi)，见图6-2所示。,2020/6/12,12,由上述研究结果可见，在、型界面的复合材料中，反应物裂纹是否对复合材料性能发生影响，取决于反应物的厚度。影响反应物临界厚度的因素如下。基体的弹性极限。纤维的塑性。,图62、型界面控制复合材料性能的各项强度所对应的应力方向,2020/6/12,13,图6-3当纤维具有一定程度塑性时，反应物裂纹尖端产生的应力集中使纤维发生塑性变形,图6-4当纤维是脆性时，反应物裂纹产生的应力集中使纤维断裂,例如不锈钢丝增强铝复合材料系中，由于纤维是韧性的，反应物裂纹尖端产生的应力集中使纤维发生塑性变形（产生了滑移带），见图6-3所示。又例如，碳纤维增强铝复合材料系中，纤维是脆性的，反应物裂纹产生的应力集中使纤维断裂，见图6-4所示。可见后者的界面反应物临界厚度小于前者。,2020/6/12,14,6.2.3界面的物理化学特性,6.2.3.1润湿现象不同的液滴放到不同的固体表面上，有时液滴会立即铺展开来覆盖固体的表面，这一现象称为润湿现象或浸润；有时液体仍然团聚成球状不铺开，这一现象称为润湿不好或不浸润。液态基体在制造条件下能润湿固态增强物是制造性能良好的金属基复合材料的必要条件。在固体表面上液滴保持力学平衡时杨氏方程式成立（见图6-5）。,图6-5液体对固体表面的浸润情况,2020/6/12,15,式中：SV、SL、LV分别为液汽、固汽、表面张力和固液界面张力；液体对固体的浸润角或接触角。若SV90,液体不能润湿固体。当180时，固体表面完全涌被液体润湿，液体呈球状。若LVSV-SL，则1cos0,LV，则液体在固体表面完全浸润时仍未达到平衡而铺展开来。,SV-SL=LVcos,cos,（6-3）,(6-4),2020/6/12,16,液体对固体吸引力的大小用液体对固体的粘着功Wa来表示，粘着功是指将一平方厘米的固一液界面拉开所需要作的功，液体对固体的吸引力越大时，粘着功也越大。粘着功可表示为：,Wa=LV+SV-SL(6-5),Wa=LV+LVcos=LV(1+cos)(6-6),液体自身的吸引力大小用液体的内聚能Wc来衡量，内聚能是指将一平方厘米截面的液体拉开时所需作的功。内聚能与界面张力之间的关系式为:,Wc2LV(6-7),或,2020/6/12,17,对于金属基复合材料可以来取下列措施来改善金属基体对增强物的润湿性。1）改变增强物的表面状态和结构以增大SV；2)改变金属基体的化学成分以降低SL；3)改变温度；4)改变环境气氛；5）提高液相压力；6)某些物理方法。,只有当粘着功Wa大于内聚能Wc时，液体才能对固体浸润。Wa与Wc之差定义为液体在固体表面的铺开系数S，S为正值时，即S0时，发生浸润现象。,SWa-Wc=(SV-SL)-LV(6-8),2020/6/12,18,1.铝碳系2.铝硼系3.铝碳化硅系4.铝氧化铝系5.铝铁系,1.钛硼系2.钛碳化硅系3.钛碳系,ClicktoaddTextClicktoaddTextClicktoaddText,6.2.3.2基体与增强物之间的化学相容性1、热力学相容性决定热力学相容性的关键因素是温度，热力学相容性温度比较直观的可由相图得到。但比较实用的相图很少，所以具体的复合材料体系中的相容性问题往往只能通过实验得到解决。下面以几种常用的金属基复合材料为例说明。,（1）铝及铝合金复合材料,（2）钛及钛合金基复合材料,(3)镍和镍合金基复合材料,(4)镁和镁合金基复合材料,1.镍钨系2.镍钼系3.镍碳化硅系4.镍氮化钛系5.镍金属碳化物系6.镍碳系,1.镁碳系2.镁硼系,2020/6/12,19,复合材料在热暴露过程中拉伸强度与时间关系的曲线类型如图6-6所示。若干金属基复合材料体系的相容性情况归纳在表6-2中。,图6-6复合材料强度与热暴露时间的关系,2020/6/12,20,表6-2金属基复合材料体系的相容性,2020/6/12,21,2、动力学相容性及界面反应的控制由于绝大多数有前景的复合材料体系在热力学上不相容，人们致力于减慢基体与增强物之间相互作用速度的研究，达到动力学相容性，得到有实际应用价值的金属基复合材料。复合材料各组分之间发生相互作用可能有两种情况（1）基体与增强物之间不生成化合物，只生成固溶体（2）基体和增强物之间生成化合物,2020/6/12,22,图6-7Ti-B复合材料的反应动力学曲线,2020/6/12,23,6.2.3.3典型金属基复合材料体系的动力学特点设置动力学障碍包括两个方面：提高反应扩散的激活能，降低扩散系数(反应速度常数)。1、铝碳系前面已经指出，根据碳纤维的结构及基体的成分，两者发生明显作用的温度为400500。纤维的石墨化程度高，作用温度也高，未经石墨化处理的纤维则在较低温度下开始与基体发生明显作用。图6-8是纤维种类、温度与生成的反应产物A14C3量之间的关系。,2020/6/12,24,T()(b),T()(a),图6-8复合丝中Al4C3的量与温度的半径（a）；复合丝拉伸强度和温度的关系（b）,表6-3若干体系中计算得到的化合物层的临界厚度,表6-3若干体系中计算得到的化合物层的临界厚度,2020/6/12,25,在碳纤维上涂覆金属，特别是能与碳容易生成碳化物的金属，能起一定的扩散阻挡层作用，例如Ti、Nb、Ta、Hf、Zr等。这些金属的密度都很大，并且为了比较有效地起动力学阻碍作用，涂层必须有一定的厚度，这最终将增加复合材料的密度。,T()(a),T()(b),图6-8复合丝中Al4C3的量与温度的半径（a）；复合丝拉伸强度和温度的关系（b）,2020/6/12,26,图6-9中绘出了各种涂层的效果，这些化合物涂层虽然能对碳纤维起保护作用，但不能被液态铝润湿。为了改善润湿性能，必须对涂覆化合物层后的碳纤维进行二次涂覆处理。例如在SiC层外面再涂金属Cr层，可以得到很好的效果。,2020/6/12,27,图6-9碳纤维上的不同涂层寻碳纤维及C/Al复合材料性能的影响,2020/6/12,28,Ce和Zr的加入可以提高复合材料力学性能的高温强度保持率，间接地说明了这两种元素都在一定的程度上能够减慢界面反应。a.复合材料中Al4C3的含量，1纤维原涂层，2纤维涂Cr，3纤维涂SiC，4纤维涂SiC+Cr；b.c.C/Al复合材料的拉伸强度剪切强度，1纤维原涂层，2纤维涂Cr，3纤维涂SiC，4纤维涂SiC+Cr；d.各种涂层对碳纤维性能的影响,温度（）（a）,温度()(a),图6-10合金元素钛对碳/铝复合材料性能的影响，a-T300碳纤维；b-M40石墨纤维,2020/6/12,29,2、铝硼系如前所述，铝与硼在热力学不相容，根据基体的成分不同，反应产物或为A1B2或为A1B12。但铝硼复合材料是最早研究成功和正式使用的金属基复合材料。减慢铝硼的反应速度、减少硼化物生成量的有力措施，是在硼纤维上涂覆扩散阻挡层。SiC、B4C和BN是三种有效的化合物涂层，它们可用化学气相沉积法得到。硼纤维与碳纤维不同，它是直径较祖的、95150m的单丝，对这种纤维进行表面涂覆处理比碳纤维容易得多。表6-4中给出了合金元系对反应速度的影响。从表中可见，Hf是最有效的。向基体中添加合金元素来减慢反应速度的方法在实际中并未得到应用。,2020/6/12,30,3、钛硼系TiB系是到目前为止在理论上研究得比较早和比较系统的金属基复合材料体系之一。钛与硼在热力学上不相容，生成TiB2和TiB两种化合物，以TiB2为主。TiB是典型的具有第类界面的复合材料。随着温度的升高和时间的延长反应产物的量不断增加。,表6-4合金元素对铝硼系中反应速度的影响,*铝硼复合材料经热暴露处理的结果。,2020/6/12,31,如果SE为负值，则说明添加该元素可以减慢反映速度。表6-5中列出了纯钛和二元钛合金与硼的反应速度常数K及比速度常数SE.,合金元素对反应速度的影响可用比速度常数SE来衡量,（6-17）,2020/6/12,32,表6-5760时若干金属和二元钛合金与硼的K及SE,2020/6/12,33,图6-11合金元素对Ti-B系反应速度常数的影响,2020/6/12,34,4、铝碳化硅系相对而言，由于反应3SiC4AlAl4C33Si的标准自由能变化是个不大的负值（-15KJmol），因此AlSiC系是比较稳定的，620时实际上两者不作用。SiC纤维增强铝基复合材料的制造温度或者低于基体的熔点，或者虽然温度较高、但接触时间较短，因此通常不必担心生成过量有害化合物而严重损害复合材料的性能。但SiC颗粒增强铝基复合材料多在液态下制造，且接触时间也相对较长，有时还需考虑二次加工，SiC颗粒与铝基体的相互作用便不可忽略。SiC与A1的反应动力学可用下式表示：,（6-18）,式中a为材料中Si的重量含量；b基体中原有的Si重量含量；为时间。严格控制温度及向基体中添加Si都可减少反应产物的量。,2020/6/12,35,5、铝不锈钢系A1Fe系中的主要反应产物为Fe2A15，向基体中加合金元素Si、Mg、Cu、C及在钢丝上涂Cr都能减慢Fe2A15的生长速度。6、镍钨系NiW系中虽然生成成分不固定（含W17.620.0原子）、在高温不稳定(分解温度971)的化合物Ni4W，但此系中的主要问题是W在Ni中的溶解(最高可达40重量)及W在高温时的再结晶。,2020/6/12,36,6.2.4界面的稳定性金属基复合材料的主要特点在于它能在比树脂基复合材料高的温度下使用，因此对金属基复合材料的界面要求在允许的高温条件下，长时间保持稳定。如果某一种复合材料及其半成品的原始性能很好，但在较高温度下使用或在进一步加工过程中由于界面发生变化而使性能下降，则这种复合材料没有实际使用价值。金属基复合材料的界面不稳定因素有两类：物理不稳定和化学不稳定。,2020/6/12,37,6.2.4.1物理不稳定因素这种不稳定因素主要表现为基体与增强物之间在使用的高温条件下发生溶解以及溶解与再析出现象。图6-12示出了镍碳复合材料经热暴露后的形貌和表明碳石墨化的X射线衍射结果。,图6-12碳纤维镍复合材料经热处理后的微观形貌和碳纤维局部射线衍射图,2020/6/12,38,6.2.4.2化学不稳定因素化学不稳定因素主要是复合材料在制造、加工和使用过程中发生的界面化学作用，它包括界面反应、交换反应和暂稳态界面的变化几种现象。,2020/6/12,39,6.2.5界面结构及界面反应6.2.5.1有界面反应产物的界面微结构多数金属基复合材料在制备过程中发生不同程度的界面反应。轻微的界面反应能有效地改善金属基体与增强体的浸润和结合，是有利的；严重界面反应将造成增强体的损伤和形成脆性界面相等，十分有害。界面反应通常是在局部区域中发生的，形成粒状、棒状、片状的反应产物，而不是同时在增强体和基体相接触的界面上产生层状物。只有严重的界面反应才可能形成界面反应层。碳铝复合材料典型界面微结构如图6-13所示。当制备工艺参数控制合适时，界面反应轻微，界面形成少量细小的Al4C3反应物，如图(a)所示。制备时温度过高、冷却速度过慢将发生严重的界面反应，形成大量条块状Al4C3反应产物，如图(b)所示。,2020/6/12,40,图6-13碳/铝复合材料典型界面微结构图,(a)快速冷却（23/min）(b)慢速冷却（6.5/min）,a,b,2020/6/12,41,6.2.5.2有元素偏聚和析出相的界面微结构金属基复合材料的基体常选用金属合金，很少选用纯金属。基体合金中含有各种合金元素，用以强化基体合金。有些合金元素能与基体金属生成金属化合物析出相，如铝合金中加入铜、镁、锌等元素会生成细小的Al2Cu、Al2CuMg、A12MgZn等时效强化相。由于增强体表面吸附作用，基体金属中合金元素在增强体的表面富集为在界面区生成析出相创造了有利条件。在碳纤维增强铝或镁复合材料中均可发现界面上有Al2Cu、Mg17Al12化合物析出相存在。图6-14为碳镁复合材料界面析出物形貌，可清晰看到界面上条状和块状的Mg17A112析出相。,2020/6/12,42,图6-14碳/铝（含镁）复合材料界面析出物形貌,图6-15TiB2/NiAl原位复合材料HRTM,2020/6/12,43,6.2.5.3增强体与基体直接进行原子结合的界面结构由于金属基复合材料组成体系和制备方法的特点，多数金属基复合材料的界面结构比较复杂，存在不同类型的界面结构，即界面不同的区域存在增强体与基体直接原子结合的清洁、平直界面结构，有界面反应产物的界面结构，也有析出物的界面结构等。只有少数金属基复合材料(主要是自生增强体金属基复合材料)才有完全无反应产物或析出相的界面结构。增强体和基体直接原子结合的界面结构，如TiB2NiAl自生复合材料。图6-15所示为TiB2NiAl原位复合材料的界面高分辨电子显微镜图。,2020/6/12,44,6.2.5.4其他类型的界面结构金属基复合材料基体合金中不同合金元素在高温制备过程中会发生元素的扩散、吸附、和偏聚，在界面微区形成合金元素浓度梯度层。元素浓度梯度的厚度、浓度梯度的大小与元素的性质、加热过程的温度和时间有密切关系。金属基体与增强体的强度、模量、热膨胀系数有差别，在高温冷却时还会产生热应力，在界面区产生大量位锗。位错密度与金属基复合材料体系及增强体的形状有密切关系，见图6-16。,2020/6/12,45,图6-16碳化硅颗粒增强铝基复合材料界面处的高密度位错区,图6-17严重界面反应后高性能石墨纤维被侵蚀的表面形貌,2020/6/12,46,6.2.5.5金属基复合材料的界面反应如前所述，金属基复合材料制备过程中会发生不同程度的界面反应，形成复杂的界面结构。这是金属基复合材料研制、应用和发展的重要障碍，也是金属基复合材料所特有的问题。,图6-17示出严重的界面反应后面性能石墨纤维被侵蚀的表面形貌，同时反应还可能改变基体的成分。,基体合金和增强体不可避免地发生不同程度的界面反应及元素扩散作用、界面反应和反应的程度决定了界面结构和特性，主要行为有：,(3)造成增强体损伤和改变基体成分。,(2)产生脆性的界面反应产物。,增强了金属基体与增强体界面结合强度,2020/6/12,47,综上所述，可以将界面反应程度分为三类,第三类为强界面反应。,第二类为中等程度界面反应。,第一类为弱界面反应。.,2020/6/12,48,6.2.6界面对性能的影响在金属基复合材料中，界面结构和性能是影响基件和增强体性能充分发挥，形成最佳综合性能的关键因素。不同类型和用途的金属基复合材料界面的作用和最佳界面结构性能有很大差别。图6-18是纤维增强复合材料的断裂模型。,图6-18显微增强脆性基体复合材料的微观断裂模型（a）纤维“桥接”示意（b）裂纹穿过纤维，造成脆断示意,2020/6/12,49,6.2.6.1连续纤维增强金属基复合材料的低应力破坏连续纤维增强金属基复合材料存在低应力破坏现象：即在制备过程中纤维没有受损伤，纤维强度没有变化，但复合材料的抗拉强度远低于理论计算值，纤维的性能和增强作用没有充分发挥。导致低应力破坏的主要原因是（1）500加热处理所发生的界面反应使铝基体界面结合增强，强界面结合使界面失去调节应力分布、阻止裂纹扩展的作用；裂纹尖端的应力使纤维断裂，造成脆性断裂。（2）纤维在基体中分布不均匀，特别是某些纤维相互接触，使复合材料内部应力分布不均匀。（3）纤维与基体之间存在脆性界面相也是复合材料低应力破坏的原因之一。,2020/6/12,50,6.2.6.2界面对金属基复合材料力学性能的影响关于界面的结构与性能对力学性能的影响机制前面已经介绍，下面讨论对力学性能具体的影响。界面结合强度对复合材料的弯曲、拉伸、冲击和疲劳等性能有明显影响，界面结合适中的C/Al复合材料的弯曲压缩载荷高，是弱界面结合的23倍，材料的弯曲刚度也大大提高。弯曲破坏分为材料下层的拉伸破坏区和上层的压缩破坏区。在位拉伸破坏区内出现基体和纤维之间脱粘以及纤维轻微拔出现象；在压缩区具有明显的纤维受压崩断现象。可见界面结合适中，纤维不但发挥了拉伸增强作用，还充分发挥了压缩强度和刚度。出于纤维的压缩强度和刚度比其拉伸强度和刚度更大，因此对提高弯曲性能更为有利。强界面结合的复合材料弯曲性能最差，受载状态下在边缘处一旦产生裂纹，便迅速穿过界面扩展，造成材料脆性弯曲破坏。,2020/6/12,51,界面结合强度对复合材料的冲击性能影响较大。纤维从基体中拔出，纤维与基体脱粘后，不同位移造成的相对摩擦都会吸收冲击能量，并且界面结合还影响纤维和基体的变形能力。三种类型的复合材料冲击断裂过程如图6-19所示，弱界面结合的复合材料适中界面结合的复合材料强界面结合复合材料,图6-19三种复合材料的典型冲击载荷时间关系曲线1弱界面结合2适中界面结合3强界面结合,2020/6/12,52,6.2.6.3界面对金属基复合材料内微区域性能的影响界面结构和性能对复合材料内微区域特别是近界面微区域的性能有明显影响。由于金属基体和增强体的物理性能及化学性质等有很大差别，通过界面将其结合在一起，会产生性能不连续性和不稳定性。强度、模量、热膨胀系数、热导率的差别会引起残余应力和应变，形成高位错密度区等。界面特性对复合材料内性能的不均匀分布有很大的影响。复合材料内，特别是近界面微区，明显存在性能的不均匀性分布。利用超显微硬度在扫描电镜中对复合材料界面区域和基体区域的硬度分布进行测定，发现复合材料内存在微区超显微硬度分布的不均匀性，硬度的分布有一定规律，界面结构和性能对其有明显影响。超显微硬度值在界面区明显升高，越接近界面硬度值越高，并与界面结合强度和界面微结构有密切关系。当采用冷热循环处理，界面结合松弛后，近界面微区的超微硬度值与基体的硬度值趋于一致。,2020/6/12,53,6.2.7界面优化与界面反应控制的途径,如何改善金属基体与增强体的浸润性、控制界面反应，形成最佳的界面结构，是金属基复合材料,金属基复合材料制备过程中生产、应用的关键,界面优化的目标,形成能有效传递载荷、调节应力分布、阻止裂纹扩展的稳定的界面结构,解决途径,纤维等增强体的表面涂层处理、金属基体合金化及制备工艺方法和参数控制,2020/6/12,54,6.2.7.1纤维等增强体的表面涂层处理纤维表面改性及涂层处理可以有效地改善浸润性和阻止严重的界面反应。6.2.7.2金属基体合金化在液态金属中加入适当的合金元素改善金属液体与增强体的浸润性，阻止有害的界面反应，形成稳定的界面结构，是种有效、经济的优化界面及控制界面反应的方法。现有的金属基体合金多数是选用现行的金属合金。,2020/6/12,55,表6-6所示为在铝中加入0.1%-0.5%Zr的复合材料在400、600加热保温的拉伸强度。由表可见，加入0.5Zr可以有效阻止高温下碳和铝反应，形成稳定的界面，600加热1h，抗拉强度与纯铝基体复合材料的室温强度相近，显示出明显的效果。,表6-6不同合金元素含量对碳/铝复合材料拉伸性能影响,2020/6/12,56,6.2.7.3优化制备工艺方法和参数金属基复合材料界面反应程度主要取决于制备方法和工艺参数。因此优化制备工艺方法和严格控制工艺参数是优化界面结构和控制界面反应最重要的途径。由于高温下金属基体和增强体元素的化学活性均迅速增加，温度越高反应越激烈，在高温下停留时间越长反应越严重，因此在制备工艺方法和工艺参数的选择上首先考虑制备温度、高温停留时间和冷却速度。在确保复合完好的情况下，制备温度尽可能低，复合过程和复合后高温下保持时间尽可能短，在界面反应温度区冷却尽可能快，低于反应温度后冷却速度应减小，以免造成大的残余应力，影响材料性能。其他工艺参数如压力、气氛等也不可忽视，需综合考虑。,2020/6/12,57,界面组成及成分变化,界面区的位错分布,界面强度的表征,界面残余应力的测定,界面结构的高分辨观察及其原子模拟,1,2,3,4,5,界面是复合材料极其重要的组成部分,全面而确切地表征界面是控制和改善金属基复合材料的最重要基础之一。,6.3复合材料界面表征,2020/6/12,58,6.3.1界面组成及成分变化确定界面上有无新相形成是界面表征的主要内容之一。这种析出物可能是增强体与基体通过扩散反应而在界面处形成的新相,也可能是基体组元与相界处杂质元素反应在界面处优先形核而成为新相。一般情况下常用明场像或暗场像对界面附近区域形貌进行观察,通过选区衍射和X射线能谱进行微区结构和成分分析。当析出物十分细小时,可采用微衍射和电子能量损失谱来分析其结构和成分,电子能量损失谱尤其适合于对C、O等轻元素的分析。这种综合分析可以准确判知界面析出物的结构、成分和形貌特征。,2020/6/12,59,6.3.2界面区的位错分布界面区近基体侧的位错分布是界面表征的又一重点,它有助于了解复合材料的强化机制。经验表明,为了能更清晰地显示出位错分布的特征并便于定量测定位错密度,采用弱束成象效果较好。采用高压电镜对Al/SiCw复合材料界面的原位观测证明:由于两种异质材料热膨胀系数不同,在复合制备冷却中界面处形成的位错,在加热到一定温度后会自行消失,但在重新冷却下来时又会再次产生。这种复合材料中,位错密度可高达10131014m-2,是造成这类复合材料高强度的重要原因之一。,2020/6/12,60,6.3.3界面强度的表征,增强体与金属基体间界面结合强度对金属基复合材料的性能具有重要影响，因此界面强度的定量表征一直是金属基复合材料研究领域中十分活跃的课题。界面强度包括界面剪切强度和界面拉伸强度，它们是影响MMC力学性能的重要因素。目前测试MMC界面强度方法可分为三类，即宏观法、模型法和微观法。6.3.3.1宏观法该法是以复合材料的宏观性能来评价界面结合强度，包括短梁剪切(层间剪切)、横向或45偏轴拉伸、导槽剪切、圆筒扭转等对界面强度比较敏感的性能试验，如图6-20所示。,2020/6/12,61,图6-20宏观实验方法短梁剪切；(b)横向(或45)拉伸；(c)导槽剪切；(d)圆筒扭转,2020/6/12,62,6.3.3.2模型法MMC常采用三种模型法试验如图6-21所示。1.夹层平盘测试法（图6-21(a)此法所用样品是由一层基体材料与二层纤维材料结合起来形成的一种夹层平盘。2.滴球测试法（图6-21(b)该法是将用作MMC基体的金属熔化后滴在用作增强相的材料板上，固结成球状，然后分别对固体球和底板反向施力，可测界面剪切强度。3.棒杆或纤维拔出测试法（图6-21(c)将单根纤维或由纤维材料制成的棒杆复合在圆柱基体材料中，沿轴线施加拉力，将纤维拉断或从圆柱中拔出。根据剪滞模型，对理想塑性基体，界面剪切强度可表示为:,(6-19),2020/6/12,63,图6-21三种微复合材料模型法测试界面强度的示意图(a)夹层