材料表面与界面(5-1)总结ppt课件.ppt

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1、材料的表面与界面材料的表面与界面Surfaces and Interfaces Surfaces and Interfaces in Materialsin Materials第第5章章 金属基复合材料中的界面金属基复合材料中的界面 第第5章章 金属基复合材料中的界面金属基复合材料中的界面 5.1 金属基复合材料界面的分类金属基复合材料界面的分类 5.1.1 金属基复合材料界面的分类金属基复合材料界面的分类 对于金属基复合材料，其界面比聚合物基复合材料复杂得多。金属基复合材料界面的类对于金属基复合材料，其界面比聚合物基复合材料复杂得多。金属基复合材料界面的类型取决于增强体和金属基体材料本身的特

2、性及复合工艺条件。根据增强材料与基体的型取决于增强体和金属基体材料本身的特性及复合工艺条件。根据增强材料与基体的相互作用情况，金属基复合材料的界面可以归纳为表相互作用情况，金属基复合材料的界面可以归纳为表5-1所示的三种类型。所示的三种类型。表表5-1 金属基复合材料的界面类型金属基复合材料的界面类型类型一类型一类型二类型二类型三类型三金属基体和增强体既不金属基体和增强体既不反应也不互相溶解反应也不互相溶解金属基体和增强体不反金属基体和增强体不反应但互相溶解应但互相溶解金属基体和增强体之间发生金属基体和增强体之间发生反应生成界面反应物反应生成界面反应物Cu-WCu-Al2O3Ag-Al2O3A

3、l-B(表面涂表面涂BN)Al-不锈钢不锈钢Al-BAl-SiCMg-SiCCu-Cr合金合金-WNb-WNi-CNi-WCu-Ti合金合金-WTi-Al2O3Ti-BTi-SiCAl-SiO2Al-C(在一定温度下在一定温度下)Mg-Al18B4O33w第第5章章 金属基复合材料中的界面金属基复合材料中的界面 5.1 金属基复合材料界面的分类金属基复合材料界面的分类 5.1.1 金属基复合材料界面的分类金属基复合材料界面的分类 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。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。第二类界面

4、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富集或贫化，形成犬牙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。交错的溶解扩散界面。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，生成新的化合物，形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，生成新的化合物，形成界面层。成界面层。取决于复合工艺条件、加工和使用条件，实际复合材料中的界面可能不是单一的类型，而取决于复合工

5、艺条件、加工和使用条件，实际复合材料中的界面可能不是单一的类型，而是以上三种类型的组合。是以上三种类型的组合。此外，各类界面间并没有严格的界限，在不同条件下同样组成的物质，或在相同条件下不此外，各类界面间并没有严格的界限，在不同条件下同样组成的物质，或在相同条件下不同组成的物质可以构成不同类型的界面。例如表同组成的物质可以构成不同类型的界面。例如表5-1中类型一的中类型一的Al-B复合材料体系，从复合材料体系，从热力学观点看它们是可能发生反应的，但由于氧化膜的保护作用，造成了反应的动力热力学观点看它们是可能发生反应的，但由于氧化膜的保护作用，造成了反应的动力学障碍，如果工艺参数控制恰当，不使保

6、护膜破坏可以形成第一类界面；但如果保学障碍，如果工艺参数控制恰当，不使保护膜破坏可以形成第一类界面；但如果保护膜破坏则形成第三类界面。又如在护膜破坏则形成第三类界面。又如在Cu-W复合材料中，如果基体是纯铜，形成第一复合材料中，如果基体是纯铜，形成第一类界面；如果基体是类界面；如果基体是CuCr合金，形成第二类界面；如果基体是合金，形成第二类界面；如果基体是Cu-Ti合金，则合金合金，则合金中的中的Ti将与将与W发生反应而形成第三类界面。发生反应而形成第三类界面。 第第5章章 金属基复合材料中的界面金属基复合材料中的界面 5.1 金属基复合材料界面的分类金属基复合材料界面的分类 5.1.2 界

7、面的结合机制界面的结合机制 为了使复合材料具有良好的性能，需要在增强体与基体界面上建立一定的结合力。界面结为了使复合材料具有良好的性能，需要在增强体与基体界面上建立一定的结合力。界面结合力是使基体与增强体从界面结合态脱开所需的作用于界面上的应力，它与界面的结合力是使基体与增强体从界面结合态脱开所需的作用于界面上的应力，它与界面的结合形式有关，并影响复合材料的性能。金属基复合材料中的界面结合基本可分为四类，合形式有关，并影响复合材料的性能。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。即：机械结合；共格和半共格原子结合；扩散结合；化学结合。(1

8、)机械机械结结合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合。它主要依靠增强材料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粗糙表面的机械“锚固锚固”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大关系，界面越粗糙，机械结合越强。这种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。这种结合只有当载荷应力平行于界面时才能显示较强的作用，而当应力垂直于界面时承载结合只有当载荷应力平行于界面时才能显示较强的作用，而当应力垂

9、直于界面时承载能力很小。因此，具有这类界面结合的复合材料的力学性能差，除了不大的纵向载荷能力很小。因此，具有这类界面结合的复合材料的力学性能差，除了不大的纵向载荷外，不能承受其它类型的载荷，不宜作结构材料用。事实上由于材料中总有范德华力外，不能承受其它类型的载荷，不宜作结构材料用。事实上由于材料中总有范德华力存在，纯粹的机械结合很难实现。机械结合存在于所有复合材料中。既无溶解又不互存在，纯粹的机械结合很难实现。机械结合存在于所有复合材料中。既无溶解又不互相反应的第一类界面属这种结合。相反应的第一类界面属这种结合。 第第5章章 金属基复合材料中的界面金属基复合材料中的界面 5.1 金属基复合材料

10、界面的分类金属基复合材料界面的分类 5.1.2 界面的结合机制界面的结合机制 (2)共格和半共格原子共格和半共格原子结结合合 共格和半共格原子结合是指增强体与基体以共格和半共格方式直接原子结合，界面平共格和半共格原子结合是指增强体与基体以共格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。金属基复合材料中以这种方式结合的界面较少。直，无界面反应产物和析出物存在。金属基复合材料中以这种方式结合的界面较少。在挤压铸造碳化硅晶须增强镁基在挤压铸造碳化硅晶须增强镁基(SiCw/AZ91)复合材料中，碳化硅晶须和镁合金基体之间存复合材料中，碳化硅晶须和镁合金基体之间存在一些优先晶体学位向

11、关系，具有晶体学位向关系的界面是一种半共格匹配的原子结在一些优先晶体学位向关系，具有晶体学位向关系的界面是一种半共格匹配的原子结合界面，碳化硅晶须和镁合金的低指数密排面在界面互相结合，界面能降低，导致高合界面，碳化硅晶须和镁合金的低指数密排面在界面互相结合，界面能降低，导致高界面结合强度。界面结合强度。 图图5-1 挤压铸造挤压铸造SiCw/AZ91复合材料界面的复合材料界面的HREM照片照片自生增强体金属基复合材料的自生增强体金属基复合材料的界面为增强体和基体直接原子界面为增强体和基体直接原子结合界面，界面处完全无反应结合界面，界面处完全无反应产物或析出相，如产物或析出相，如TiB2/NiA

12、l自生复合材料中，自生复合材料中，TiB2与与NiAl的界面为直接原子结合。的界面为直接原子结合。 第第5章章 金属基复合材料中的界面金属基复合材料中的界面 5.1 金属基复合材料界面的分类金属基复合材料界面的分类 5.1.2 界面的结合机制界面的结合机制 (3)扩扩散散结结合合某些复合体系的基体与增强体虽无界面反应但可发生原子的相互扩散某些复合体系的基体与增强体虽无界面反应但可发生原子的相互扩散,此作用也能提供一定此作用也能提供一定的结合力。的结合力。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而产生的一种结合。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而产

13、生的一种结合。如果互相溶解严重，以至于损伤了增强材料，则会改变增强材抖的结构，削弱增强材如果互相溶解严重，以至于损伤了增强材料，则会改变增强材抖的结构，削弱增强材料的性能，从而降低复合材料的性能。料的性能，从而降低复合材料的性能。 这种结合与表这种结合与表l中的第二类界面对应，是靠原子范围内电子的相互作用产生的。增强体与基中的第二类界面对应，是靠原子范围内电子的相互作用产生的。增强体与基体的相互作用力是极短程的，因此要求复合材料各组元的原子彼此接近到几个原子直体的相互作用力是极短程的，因此要求复合材料各组元的原子彼此接近到几个原子直径的范围内才能实现。由于增强体表面吸附的气体以及增强体表面常存

14、在氧化物膜都径的范围内才能实现。由于增强体表面吸附的气体以及增强体表面常存在氧化物膜都会妨碍这种结合的形成，这时就需要对增强体表面进行超声波法等预处理，除去吸附会妨碍这种结合的形成，这时就需要对增强体表面进行超声波法等预处理，除去吸附的气体，破坏氧化物膜，发生直接接触和局部互溶以提高界面结合力。的气体，破坏氧化物膜，发生直接接触和局部互溶以提高界面结合力。 第第5章章 金属基复合材料中的界面金属基复合材料中的界面 5.1 金属基复合材料界面的分类金属基复合材料界面的分类 5.1.2 界面的结合机制界面的结合机制 第一类：有利于基体与增强体浸润、复合和第一类：有利于基体与增强体浸润、复合和形成最

15、佳界面结合。这类界面反应轻微，形成最佳界面结合。这类界面反应轻微，纤维、晶须、颗粒等增强体无损伤和性纤维、晶须、颗粒等增强体无损伤和性能下降，不生成大量界面反应产物，界能下降，不生成大量界面反应产物，界面结合强度适中，能有效传递载荷和阻面结合强度适中，能有效传递载荷和阻止裂纹向增强体内部扩展。止裂纹向增强体内部扩展。SiC晶须增晶须增强镁基复合材料中，镁与强镁基复合材料中，镁与SiC表面的粘表面的粘结剂发生反应，形成结剂发生反应，形成MgO，提高界面结，提高界面结合强度，如图合强度，如图5-2所示。所示。 (4)化学化学结结合合 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

16、结合形式，由反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合提供结合力，它在金属基复合材料中占有重要地位，第三类界面属应产生的化学键合提供结合力，它在金属基复合材料中占有重要地位，第三类界面属这种结合形式。这种结合形式。大多数金属基复合材料，在热力学上是非平衡体系，也就是说增强材料与基体界面存在化大多数金属基复合材料，在热力学上是非平衡体系，也就是说增强材料与基体界面存在化学势梯度。这意味着增强材料与基体之间只要存在有利的动力学条件，就可能发生增学势梯度。这意味着增强材料与基体之间只要存在有利的动力学条件，就可能发生增强材料与基体之间的化学反应，

17、在界面形成新的化合物层，也就是界面层。强材料与基体之间的化学反应，在界面形成新的化合物层，也就是界面层。 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发生层状物，只有严重界面反应才可能形成界面反应层。增强体和基体相接触的界面上发生层状物，只有严重界面反应才可能形成界面反应层。根据界面反应程度对形成合适界面结构和性能的影响可将界面反应分成三类：根据界面反应程度对形成合适界面结构和性能的影响可将界面反应分成三类：图图5-2 SiCw/AZ91复合材料界面的弥散分

18、布复合材料界面的弥散分布MgO界面反应物界面反应物第第5章章 金属基复合材料中的界面金属基复合材料中的界面 5.1 金属基复合材料界面的分类金属基复合材料界面的分类 5.1.2 界面的结合机制界面的结合机制 第二类：有界面反应产物，增强体虽有损伤但性能不下降，形成强界面结合。在应力第二类：有界面反应产物，增强体虽有损伤但性能不下降，形成强界面结合。在应力作用下不发生界面脱粘，裂纹易向纤维等增强体内部扩展、呈现脆性破坏。结果造成作用下不发生界面脱粘，裂纹易向纤维等增强体内部扩展、呈现脆性破坏。结果造成纤维增强金属的低应力破坏。但对晶须、颗粒增强复合材料、这类反应则是有利的。纤维增强金属的低应力破

19、坏。但对晶须、颗粒增强复合材料、这类反应则是有利的。图图5-3(a)为挤压铸造态硼酸铝晶须增强为挤压铸造态硼酸铝晶须增强AZ91镁基复合材料中，硼酸铝晶须与镁基体发镁基复合材料中，硼酸铝晶须与镁基体发生界面反应形成界面反应产物生界面反应形成界面反应产物MgO的的TEM形貌。形貌。 第三类：严重界面反应，有大量反应产物，形成聚集的脆性相和脆性层，造成增强体第三类：严重界面反应，有大量反应产物，形成聚集的脆性相和脆性层，造成增强体严重损伤和基体成份改变，强度下降同时形成强界面结合。复合材料的性能急剧下严重损伤和基体成份改变，强度下降同时形成强界面结合。复合材料的性能急剧下降，甚至低于基体性能、这类

20、反应必须避免。图降，甚至低于基体性能、这类反应必须避免。图5-3（b）为硼酸铝晶须与镁基体在）为硼酸铝晶须与镁基体在600热暴露热暴露10小时后发生严重的界面反应，形成大量块状小时后发生严重的界面反应，形成大量块状MgO反应产物的反应产物的TEM形貌。形貌。 (a)(b)图图5-3 硼酸铝晶须增强硼酸铝晶须增强AZ91复合材料复合材料TEM界面形貌界面形貌(a)挤压铸造态，挤压铸造态，(b)6000C热暴露热暴露10小时小时第第5章章 金属基复合材料中的界面金属基复合材料中的界面 5.2 金属基复合材料界面反应热力学与动力学金属基复合材料界面反应热力学与动力学 在一般情况下金属基复合材料是在较

21、高的温度下制在一般情况下金属基复合材料是在较高的温度下制造的，因此基体和增强体之间的相互作用往往不可避免造的，因此基体和增强体之间的相互作用往往不可避免地生成严重影响复合材料性能的界面化合物层。因此也地生成严重影响复合材料性能的界面化合物层。因此也就有了界面反应的化学相容性问题。化学相容性是指组就有了界面反应的化学相容性问题。化学相容性是指组成复合材料的各组元之间有无化学反应和反应速度的快成复合材料的各组元之间有无化学反应和反应速度的快慢，它包括热力学相容性与动力学相容性。慢，它包括热力学相容性与动力学相容性。 第第5章章 金属基复合材料中的界面金属基复合材料中的界面 5.2 金属基复合材料界

22、面反应热力学与动力学金属基复合材料界面反应热力学与动力学 5.2.1 界面反界面反应应的的热热力学相容性力学相容性 决定热力学相容性的关键因素是温度。温度对热力学相容性的影响比较直观的可由相决定热力学相容性的关键因素是温度。温度对热力学相容性的影响比较直观的可由相图中得到。但是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一般图中得到。但是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一般只能通过实验来解决。下面以几种常用的金属基复合材料为例说明。只能通过实验来解决。下面以几种常用的金属基复合材料为例说明。(1)铝及铝合金基复合材料铝及铝合金基复合材料 铝铝-碳系碳系: 在

23、室温到在室温到2000K的温度范围内，的温度范围内，Al与与C反应生成反应生成Al3C4的标准生成自由能为负的标准生成自由能为负值。深入的研究表明，值。深入的研究表明，Al3C4的成分不定，成分可在不大范围内变化。的成分不定，成分可在不大范围内变化。Al与与C在低温下在低温下开始反应，但速度非常缓慢。随着温度的上升，反应越来越剧烈，生成的开始反应，但速度非常缓慢。随着温度的上升，反应越来越剧烈，生成的Al4C3量也越量也越来越多。两者明显作用的温度根据基体成分和碳的结构不同，约在来越多。两者明显作用的温度根据基体成分和碳的结构不同，约在400500之间。之间。碳在固态和液态铝中的溶解度都不大。

24、固态时的固溶度为碳在固态和液态铝中的溶解度都不大。固态时的固溶度为0.015 % (重量重量)；而在；而在800、1000、1100、1200时的溶解度分别为时的溶解度分别为0.1、0.14、0.16、0.32 % (重量重量)。 铝铝-硼系硼系: 铝铝-硼系生成三个化合物：硼系生成三个化合物：AlB2， ，AlB10， ，AlB12。他。他们们在高温都不在高温都不稳稳定，定，AlB2 和和AlB12的分解温度分的分解温度分别为别为975和和2070，但他，但他们们在室温是在室温是稳稳定的化合物；定的化合物；AlB10的的稳稳定温度定温度范范围为围为16601850。硼在。硼在铝铝中的溶解度很

25、小，固中的溶解度很小，固态时态时的最大固溶度的最大固溶度为为0.025% (重量重量)， ，730和和1300时时的溶解度分的溶解度分别为别为0.09和和2.0% (重量重量)。 。 铝铝-碳化硅系碳化硅系:Al-SiC体系按下式体系按下式进进行反行反应应： ：4Al+3SiC= Al4C3+3Si。此式的。此式的标标准自由能准自由能变变化化为为15kJ/mol，因此，反，因此，反应应的推的推动动力是不大的。温度在力是不大的。温度在620以下以下时时， ，Al实际实际上与上与SiC不不作用。向作用。向Al中添加中添加Si可以抑制在更高温度可以抑制在更高温度时时SiC与固与固态态和液和液态铝态铝

26、之之间间的反的反应应，改善相容，改善相容性，因而可以采用液性，因而可以采用液态态法来制造法来制造铝铝-碳化硅复合材料。碳化硅复合材料。铝对铝对碳化硅的碳化硅的润润湿性不好。湿性不好。第第5章章 金属基复合材料中的界面金属基复合材料中的界面 5.2 金属基复合材料界面反应热力学与动力学金属基复合材料界面反应热力学与动力学 5.2.1 界面反界面反应应的的热热力学相容性力学相容性 (2)钛钛及及钛钛合金基复合材料合金基复合材料 钛钛-硼系硼系: Ti-B系中生成两种化合物：系中生成两种化合物：-TiB2和和-TiB。因此。因此Ti与与B在热力学上是不相容的，在热力学上是不相容的，反应产物为反应产物

27、为TiB。B和和Ti的相互固溶度都很小，的相互固溶度都很小，7501300时硼在钛中的固溶度不大时硼在钛中的固溶度不大于于0.053% (重量重量)，167025的溶解度稍大于的溶解度稍大于0.13% (重量重量)。 钛钛-碳化硅系碳化硅系: Ti-SiC体系中体系中Ti与与SiC发生化学反应，生成发生化学反应，生成TiC、Ti5Si3、TiSi2及更复杂的及更复杂的化合物。因此，他们是不相容的。化合物。因此，他们是不相容的。 钛钛-碳系碳系: Ti-C系中有一稳定的可变组成的化合物系中有一稳定的可变组成的化合物TiC1-x(0 x0.05)，熔点约，熔点约3080（在（在此点含此点含C为为1

28、6.5% (重量重量)），因此），因此Ti与与C是不相容的。是不相容的。600、800、920时时C在在-Ti中的中的固溶度分别为固溶度分别为0.12、0.27、0.48% (重量重量)，而在，而在900、1400、1750时时C在在-Ti中的溶解中的溶解度分别为度分别为0.15、0.27、0.8% (重量重量)。(3)镁镁和和镁镁合金基复合材料合金基复合材料 镁镁-碳系碳系: Mg-C系中生成两种化合物系中生成两种化合物Mg2C3和和MgC2，他们在常温下稳定，但在高温下，他们在常温下稳定，但在高温下都不稳定，其分解温度分别为都不稳定，其分解温度分别为660和和600。高于。高于600时时M

29、gC2分解成分解成Mg和石墨，高和石墨，高于于660时时Mg2C3分解成分解成Mg和石墨。镁和碳是不相容的，温度高于和石墨。镁和碳是不相容的，温度高于450，两者的反应，两者的反应已经很显著。液态镁对碳的润湿性差。已经很显著。液态镁对碳的润湿性差。 镁镁-硼系硼系: 镁和硼生成若干种化合物，其中最典型的是与镁和硼生成若干种化合物，其中最典型的是与AlB2具有相同六方晶格的具有相同六方晶格的MgB2，它在小于它在小于1050稳定。此外还有稳定。此外还有MgB4、MgB6、MgB12及介于后两者之间的若干种化及介于后两者之间的若干种化合物。合物。MgB6和和MgB12的稳定温度分别为的稳定温度分别

30、为1150以下及以下及1700以上。依此从热力学上讲以上。依此从热力学上讲镁与硼是不相容的，生成若干种在常温下稳定的化合物。镁与硼是不相容的，生成若干种在常温下稳定的化合物。 由上面的分析可知，大部分金属基复合材料的基体与增强物在热力学上是不相容的。由上面的分析可知，大部分金属基复合材料的基体与增强物在热力学上是不相容的。第第5章章 金属基复合材料中的界面金属基复合材料中的界面 5.2 金属基复合材料界面反应热力学与动力学金属基复合材料界面反应热力学与动力学 5.2.2 界面反应的动力学相容性界面反应的动力学相容性 (1) 基体与增基体与增强强体之体之间间不生成化合物，只生成固溶体不生成化合物

31、，只生成固溶体 这种情况并不导致复合材料性能的急剧下降，主要的危险是增强体的溶解消耗。在假设这种情况并不导致复合材料性能的急剧下降，主要的危险是增强体的溶解消耗。在假设增强体扩散的前提下，如果金属基体中增强物的原始浓度为零，基体表面上增强体原增强体扩散的前提下，如果金属基体中增强物的原始浓度为零，基体表面上增强体原子的浓度在整个过程中保持不变，并等于其在该温度下在基体中的极限浓度，基体至子的浓度在整个过程中保持不变，并等于其在该温度下在基体中的极限浓度，基体至少是半无限物体，扩散系数与浓度无关。根据第二菲克定律：少是半无限物体，扩散系数与浓度无关。根据第二菲克定律： 式中：式中：C为为时间基体

32、与增强体接触面时间基体与增强体接触面X处扩散（增强）物的浓度；处扩散（增强）物的浓度；C0为扩散物在基体中的为扩散物在基体中的极限浓度；极限浓度；D为扩散系数。扩散系数为扩散系数。扩散系数D与温度的关系可用阿累尼乌斯型方程式表示：与温度的关系可用阿累尼乌斯型方程式表示： 式中式中A为常数；为常数；Q为半扩散激活能。根据式为半扩散激活能。根据式(1)和和(2)可以计算在一定温度下和一定时间后复可以计算在一定温度下和一定时间后复合材料中扩散带的厚度。合材料中扩散带的厚度。DXerfCC210RTQAD/exp 第第5章章 金属基复合材料中的界面金属基复合材料中的界面 5.2 金属基复合材料界面反应

33、热力学与动力学金属基复合材料界面反应热力学与动力学 5.2.2 界面反应的动力学相容性界面反应的动力学相容性 (2) 基体和增强物之间生成化合物基体和增强物之间生成化合物 基体和增强体发生化学反应、生成化合物时，如果假设化合物层均匀，则化合物层厚度基体和增强体发生化学反应、生成化合物时，如果假设化合物层均匀，则化合物层厚度X与时间与时间之间有下列抛物线关系式：之间有下列抛物线关系式： 式中：式中：n为抛物线指数，为抛物线指数，K为反应速度常数。这个关系式导出的前提是反应是由参与反应的为反应速度常数。这个关系式导出的前提是反应是由参与反应的组分通过反应层的扩散过程控制的。组分通过反应层的扩散过程

34、控制的。K与温度的关系遵循阿累尼乌斯关系式，依此上与温度的关系遵循阿累尼乌斯关系式，依此上式可以改写为：式可以改写为： 考虑到用作动力学研究的试样，在其制造过程中在界面上已经建立了一定厚度的反应层考虑到用作动力学研究的试样，在其制造过程中在界面上已经建立了一定厚度的反应层Xi，引入当量时间引入当量时间e，则上式改写为：，则上式改写为： KXnnRTQAXexpeniKXX第第5章章 金属基复合材料中的界面金属基复合材料中的界面 5.2 金属基复合材料界面反应热力学与动力学金属基复合材料界面反应热力学与动力学 5.2.2 界面反应的动力学相容性界面反应的动力学相容性 在金属基复合材料中大部分界面

35、结合是靠基体和增强体间生成的化合物，为了有效地在金属基复合材料中大部分界面结合是靠基体和增强体间生成的化合物，为了有效地传递载荷，要求整个界面连续、结合牢固，即所谓的力学连续性；为了能有效地阻断传递载荷，要求整个界面连续、结合牢固，即所谓的力学连续性；为了能有效地阻断裂纹，又要求界面不连续、结合适度。界面的结合状态和结合强度常常用化合物的数裂纹，又要求界面不连续、结合适度。界面的结合状态和结合强度常常用化合物的数量、也即化合物层的厚度来衡量。化合物数量较少，界面结合太差，它将不能有效传量、也即化合物层的厚度来衡量。化合物数量较少，界面结合太差，它将不能有效传递载荷，因而不能充分发挥增强物的作用

36、；化合物太多，界面结合过强，将改变复合递载荷，因而不能充分发挥增强物的作用；化合物太多，界面结合过强，将改变复合材料的破坏机制。为了兼顾有效传递载荷和阻止裂纹两个方面，必须要有最佳的界面材料的破坏机制。为了兼顾有效传递载荷和阻止裂纹两个方面，必须要有最佳的界面结合强度，也即最佳的化合物层厚度。对于纤维增强复合材料的计算公式为：结合强度，也即最佳的化合物层厚度。对于纤维增强复合材料的计算公式为：式中：式中：e*为化合物层的临界厚度；为化合物层的临界厚度；df为纤维直径；为纤维直径；uf为纤维的平均抗拉强度；为纤维的平均抗拉强度；Ef和和El分别分别为纤维和化合物层的弹性模量；为纤维和化合物层的弹

37、性模量；l为化合物层的为化合物层的Weibull系数，表示化合物层系数，表示化合物层中的强度中的强度分布；分布；uln为化合物层归一化了的平均抗拉强度。为化合物层归一化了的平均抗拉强度。 针对大部分界面的化学反应，所生成的化合物厚度都很大，应设置增强体和基体之间针对大部分界面的化学反应，所生成的化合物厚度都很大，应设置增强体和基体之间化学反应的障碍，降低反应速度或反应产物的生长速度，而这最有效的办法就是增强化学反应的障碍，降低反应速度或反应产物的生长速度，而这最有效的办法就是增强体的表面涂覆处理，以及添加合金元素；或者采用强化的工艺方法，减少基体与增强体的表面涂覆处理，以及添加合金元素；或者采

38、用强化的工艺方法，减少基体与增强体在高温下的接触时间，从而控制化合物的厚度低于临界值。体在高温下的接触时间，从而控制化合物的厚度低于临界值。(2) 基体和增基体和增强强物之物之间间生成化合物生成化合物112*luflnulffeEEd第第5章章 金属基复合材料中的界面金属基复合材料中的界面 5.3 金属基复合材料的残余应力金属基复合材料的残余应力 5.3.1 热残余应力的产生热残余应力的产生 复合材料中，热残余应力的产生需具备如下三个方面的条件：复合材料中，热残余应力的产生需具备如下三个方面的条件： 1、增强相与基体之间、增强相与基体之间的界面结合良好；的界面结合良好；2、温度变化；、温度变化

39、；3、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。 金属基复合材料中，一般基体合金的热膨胀系数相对较大，增强相的热膨胀系数相对较金属基复合材料中，一般基体合金的热膨胀系数相对较大，增强相的热膨胀系数相对较小，较大的热膨胀系数差异是复合材料中热残余应力产生的先决条件。通常热膨胀系小，较大的热膨胀系数差异是复合材料中热残余应力产生的先决条件。通常热膨胀系数差异越大，则热残余应力的数值越大。可以用下面的模型来描述颗粒增强复合材料数差异越大，则热残余应力的数值越大。可以用下面的模型来描述颗粒增强复合材料中热残余应力的产生：假设无限大基体中镶嵌一弹性球型粒子，模型如图中热残余应力的

40、产生：假设无限大基体中镶嵌一弹性球型粒子，模型如图5-4所示。所示。R表示整个体积球的半径，表示整个体积球的半径，r2为埋入粒子的半径，为埋入粒子的半径，r0为没有约束时粒子的半径，为没有约束时粒子的半径，rl为未受为未受约束时基体中孔洞的半径。在某一高温下有：约束时基体中孔洞的半径。在某一高温下有：r2=r1=r0。在冷却过程中，基体孔洞将。在冷却过程中，基体孔洞将向向rl位移收缩；由于颗粒的热膨胀系数小，其只能收缩到位移收缩；由于颗粒的热膨胀系数小，其只能收缩到r2位置，室温下有位置，室温下有Rr0r2rl，r0r1r2。此时，在粒子与基体的界面处将有热残余应力存在。普遍认为基体中存。此时

41、，在粒子与基体的界面处将有热残余应力存在。普遍认为基体中存在的是平均残余拉应力，增强相承受的是平均残余压应力在的是平均残余拉应力，增强相承受的是平均残余压应力图图5-4 球形夹杂产生残余应力模型球形夹杂产生残余应力模型第第5 金属基复合材料中的界面金属基复合材料中的界面 5.3 金属基复合材料的残余应力金属基复合材料的残余应力 5.3.2 界面热错配应力的计算界面热错配应力的计算对于一个给定的金属基复合材料体系，由于外部温度变化产生界面热错配应力的大小可以对于一个给定的金属基复合材料体系，由于外部温度变化产生界面热错配应力的大小可以进行理论计算。以长纤维增强金属基复合材料为例。假设复合材料中界

42、面结合强度足进行理论计算。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力作用下不发生滑动和开裂。图够高，以至在界面热错配应力作用下不发生滑动和开裂。图5-5（a）为在）为在T1温度下复温度下复合材料处于原始状态（热错配应力为零）的示意图。当该复合材料被加热到合材料处于原始状态（热错配应力为零）的示意图。当该复合材料被加热到T2温度时，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5-5（b）所）所示。但实际上复合材料中纤维与基体之间是相互约束的，并且我们前面已经假设

43、界面示。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应力作用而比自由膨胀时的膨胀量有所减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，结果如图小，结果如图5-5（c）所示。）所示。纤纤维维基基体体基基体体(a) T1温度温度纤纤维维基基体体基基体体(b) T2温度温度, 界面自由界面自由纤纤维维基基体体基基体体(c) T1温度，界面约束温度，界面约束dm

44、dcdfl图图5-5 金属基复合材料界面金属基复合材料界面 热错配应力计算示意图热错配应力计算示意图第第5章章 金属基复合材料中的界面金属基复合材料中的界面 5.3 金属基复合材料的残余应力金属基复合材料的残余应力 5.3.2 界面热错配应力的计算界面热错配应力的计算 由图由图(a)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)m l df = (T2-T1)f l dc = (T2-T1)c l 其中：其中：m、f和和c分别为基体、纤维和复合材料的热膨胀系数。从上面分别为基体、纤维和复合材料的热膨胀系数。从上面3个公式可以个公式可以得到基体、纤维和复合材料

45、的自由膨胀应变得到基体、纤维和复合材料的自由膨胀应变m、f和和c分别为：分别为： m = (T2-T1)m f = (T2-T1)f c = (T2-T1)c对比图对比图4-5（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在界面约束条）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力，其值应该为：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，其值应该为： i = (c - f ) Ef = (m -c )Em 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。将公式分别

46、为纤维和基体的弹性模量。将公式带入，则得到带入，则得到复合材料热膨胀系数复合材料热膨胀系数c的计算公式：的计算公式： c =（m Em +f Ef ）/（Em + Ef ） 可得到金属基复合材料中的界面热错配应力为：可得到金属基复合材料中的界面热错配应力为： i = (T2-T1)（m -f ）Em Ef /（Em + Ef ） 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强体热膨胀系数差和温差的增可以看出，金属基复合材料中的界面热错配应力随基体与增强体热膨胀系数差和温差的增加而提高。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加而提高。对于金属基复合材料体系设计和

47、实际应用具有重要的理论意义与实际价值。第第5章章 金属基复合材料中的界面金属基复合材料中的界面 5.3 金属基复合材料的残余应力金属基复合材料的残余应力 5.3.3 热残余应力的影响因素热残余应力的影响因素 复合材料热残余应力除受两相热膨胀系数差、温度差影响外，基体屈服强度、增强体复合材料热残余应力除受两相热膨胀系数差、温度差影响外，基体屈服强度、增强体形状及分布、增强体体积分数等因素对热应力也有较大的影响。形状及分布、增强体体积分数等因素对热应力也有较大的影响。 复合材料基体应力超过其屈服强度后，即发生塑性应变及松弛现象，因此热残余应力复合材料基体应力超过其屈服强度后，即发生塑性应变及松弛现

48、象，因此热残余应力直接与基体屈服强度有关，基体屈服强度越高则复合材料热残余应力越大。直接与基体屈服强度有关，基体屈服强度越高则复合材料热残余应力越大。 增强体尺寸及长径比影响到复合材料中的热残余应力，主要与基体中应力的松弛程度增强体尺寸及长径比影响到复合材料中的热残余应力，主要与基体中应力的松弛程度有关，当位错运动阻力较大时基体中应力的松弛程度减小，必然导致复合材料中热残有关，当位错运动阻力较大时基体中应力的松弛程度减小，必然导致复合材料中热残余应力增大。对余应力增大。对SiC短纤维增强短纤维增强Al基复合材料中纤维长径比对热残余应力影响的研究基复合材料中纤维长径比对热残余应力影响的研究结果表

49、明，纤维长径比越大则复合材料中热残余应力越大。当纤维长度及长径比较大结果表明，纤维长径比越大则复合材料中热残余应力越大。当纤维长度及长径比较大时，复合材料基体中位错沿纤维轴向的冲孔阻力增大，其结果会造成基体应力难以松时，复合材料基体中位错沿纤维轴向的冲孔阻力增大，其结果会造成基体应力难以松弛，导致复合材料热残余应力增大。另外还发现，当纤维长径比超过弛，导致复合材料热残余应力增大。另外还发现，当纤维长径比超过20后，复合材料后，复合材料中热残余应力随纤维长径比的变化不明显，说明此时已处在基体应力松弛的临界状态。中热残余应力随纤维长径比的变化不明显，说明此时已处在基体应力松弛的临界状态。 增强体分

50、布对复合材料热残余应力也产生一定影响。对于短纤维或晶须增强复合材料，增强体分布对复合材料热残余应力也产生一定影响。对于短纤维或晶须增强复合材料，无论是解析分析或有限元计算方法，通常假定增强体在基体中定向规则排列，所得出无论是解析分析或有限元计算方法，通常假定增强体在基体中定向规则排列，所得出结果具有一定局限性。在实际复合材料中，增强体有时呈混乱分布状态，此时热残余结果具有一定局限性。在实际复合材料中，增强体有时呈混乱分布状态，此时热残余应力分布情况变得比较复杂。可以采用应力分布情况变得比较复杂。可以采用Eshelby模型分析增强体平面随机混乱分布及模型分析增强体平面随机混乱分布及余弦定向布状态