第四章 复合材料的界面

nullnull第四章 复合材料的界面材料学院 徐彤null第一节 复合材料界面的基本概念SiC纤维增强复合材料界面SEMnull一 复合材料界面的定义界面定义：异种材料接触处出现的物理参数和化 学参数的不一致或不连续性nullnull大角度晶界：为原子呈不 规则 编码规则下载淘宝规则下载天猫规则下载麻将竞赛规则pdf麻将竞赛规则pdf 排列的一过渡层。大多数晶粒之间的晶界都属于大角度晶界nullnull复合材料的界面 基体与增强物之间化学成分有显著变化的、构成彼此结合的、能起载荷传递作用的微小区域 复合材料中，基体和增强体之间某种材料特征出现不连续的区域叫界面 1 定义nullExperimental HRTEM image of the MgAl2O4/Al interface in the [1 1 0] projectionExperimental HRTEM image of the MgAl2O4/Al interface in the [1 1 0] projectionnull一般情况 界面产生于复合材料的制造过程，由不同化学成分的增强体和基体组成复合材料时，它们中的某些组元通过互相扩散， 溶解， 化学反应形成新相。 另一种情况 为了增进基体对增强体的润湿， 在增强体 表 关于同志近三年现实表现材料材料类招标技术评分表图表与交易pdf视力表打印pdf用图表说话 pdf 面预先设置了各种涂层， 在制造后它们被保留下来， 成为界面相复合材料界面的产生界面是增强体和基体相连接的“纽带”，也是应力及其他信息传递的“桥梁”null基体和增强体的部分原始接触面 基体与增强物相互作用生成的反应产物，此产物与基体及增强物的接触面 基体和增强物的互扩散层 增强物上的表面涂层 基体和增强物上的氧化物及它们的反应产物之间的接触面等2 复合材料界面的组成和特点组成null化学成分变化显著 组成复杂 除了基体、增强物及涂层中的元素外，还有基体中的合金元素和杂质、由环境带来的杂质。这些成分或以原始状态存在，或重新组合成新的化合物 相结构明显变化 与基体和增强体都不同，很复杂 是一个区域 复合材料的界面虽然很小，但它是有尺寸的，约几个纳米到几个微米，是一个区域或一个带、或一层，它的厚度呈不均匀分布状态。这种界面与金属的晶界不同，它是一个过渡区域。该区域的材料结构与性能应该不同于组分材料中的任意一个，故称为界面相或界面层 因此，界面上的化学成分和相结构是很复杂的特点null(1)传递效应 　界面能传递力，即将外力传递给增强物，起到基体和增强物之间的桥梁作用 (2)阻断效应 　 结合适当的界面有阻止裂纹扩展、中断材料破坏、减缓应力集中的作用二 复合材料界面的作用null(3)不连续效应 在界面上产生物理性能的不连续性和界面摩擦出现的现象，如抗电性、电感应性、磁性、耐热性、尺寸稳定性等 (4)散射和吸收效应　光波、声波、热弹性波、冲击波等在界面产生散射和吸收，如透光性、隔热性、隔音性、耐机械冲击及耐热冲击性等null(5)诱导效应 　 一种物质(通常是增强物)的表面结构使另一种(通常是聚合物基体)与之接触的物质的结构由于诱导作用而发生改变，由此产生一些现象，如强的弹性、低的膨胀性、耐冲击性和耐热性等null界面上产生的这些效应，是任何一种单体材料所没有的特性，它对复合材料具有重要作用在粒子弥散强化金属中，微形粒子阻止晶格位错，从而提高复合材料强度在纤维增强塑料中，纤维与基体界面阻止裂纹进一步扩展null在任何复合材料中，界面和改善界面性能的表面处理方法是关于这种复合材料是否有使用价值、能否推广使用的一个极重要的问题。 界面效应既与界面结合状态、形态和物理--化学性质等有关，也与界面两侧组分材料的浸润性、相容性、扩散性等密切相联。null三 复合材料的界面结合的类型null机械咬合，再加上热膨胀系数不同，基体收缩抱住纤维。纤维表面的粗糙度有助于基体的嵌合。 纯粹的机械结合是不存在的， 基体和增强体之间总有弱的范德华力存在，故机械结合更确切的说是机械结合占优势的一种结合1 机械结合粗糙表面能实现力的传递，但横向负载是不行的null硼纤维B纤维/Al复合材料， B纤维表面为玉米棒状，高温时Al变软，经外力压实填充硼纤维的粗糙面W纤维/Al， 对光滑W纤维表面通过腐蚀， 使表面粗糙，再涂一层石墨以防止和Al反应， 采用真空液态渗Al方法得W纤维/Al复合材料， 主要也是机械结合界面有人对W纤维/Al复合材料纵向拉伸后，在试样中萃取钨纤维， 发现许多颈缩，表明机械互锁界面保证了由基体向纤维传递载荷， 从而使纤维发挥了增强作用null2 扩散 固溶结合在复合材料制造过程中基体与增强体之间首先发生润湿，然后相互溶解。润湿作用通常是主要的， 而溶解是次要的。因为高温下原子扩散时间很短nullnull3 反应结合基体和增强体间发生化学反应， 在界面形成一个新的化合物而产生的一种结合。这是一种最重要，最复杂的结合null界面反应层对抗拉强度的影响B纤维/Ti基复合材料 制造温度：980℃ 接触时间：1秒 反应厚度500埃在Ⅰ区 由于反应物薄，对纤维破坏不大 在Ⅱ区 超过临界厚度时，TiB2本身是脆性，首先被破坏 在Ⅲ区 纤维已不起作用nullnull450℃处理温度强度反应增强界面强度反应层过多C纤维/Al基复合材料碳/铝复合材料典型界面微观结构图快速冷却（23 ℃ /min) (b)慢速冷却（6.5 ℃ /min) Al4C3null4 交换反应结合当增强体或基体成分中含有两种或两种以上元素时，除发生界面反应外，在增强体、基体与反应物之间还会发生元素交换， 所产生的结合称为交换反应结合B纤维/钛合金（Ti-8Al-1V-1Mo)首先, B、Ti界面发生反应Ti（Al）+B→ （ Ti Al） B2再发生交换反应（ Ti Al） B2+ Ti → Ti B2+ Ti（Al）电子探针分析证实界面最终反应产物是Ti B2。 界面附近Al达14%， 是置换反映排出的（在基体中Al只有8%）null5 混合结合由增强体和金属基体组成的复合材料时，某些金属基体表面存在致密的氧化膜，氧化膜常常逐渐被某种 工艺 钢结构制作工艺流程车尿素生产工艺流程自动玻璃钢生产工艺2工艺纪律检查制度q345焊接工艺规程 或化学反应破坏， 使增强体与基体之间的界面从非化学结合向化学结合过渡， 在过渡过程中，界面既存在机械结合又存在化学结合， 称为混合结合nullBf(25%)/Al系制造温度550℃（热压扩散方法），在此温度下，压力下，Bf与Al合金基体的接触时间约0.5小时研究表明，将Bf(25%)/Al系复合材料在550℃加热0.5hr、 5hr 、 12hr 、 165hr后， 拉伸强度分别为593MPa 、 524MPa 、 442MPa 、 317MPa当t↑, 复合材料σb↓这是因为t↑，铝的氧化膜逐渐破坏， B/Al之间的机械结合逐渐被破坏， B与Al 之间的化学反应导致B纤维的强度下降， 进而导致复合材料的σb 下降null基体和增强物通过界面结合在一起，构成复合材料整体，界面结合的状态和强度对复合材料的性能有重要影响 因此，对于各种复合材料都要求有合适的界面结合强度四 复合材料的界面结合强度null界面的结合强度一般是以分子间力、表面张力(表面自由能)等表示的，而实际上有许多因素影响着界面结合强度1 影响界面强度的因素表面的几何形状、分布状况、纹理结构 表面吸附气体和蒸气程度 表面吸水情况，杂质存在 表面元素扩散和化学反应 表面层的力学特性，润湿速度null①纤维表面晶体大小对界面粘合强度的影响1970年美空军研究所用Raman光谱测定了碳纤维表面晶体的大小，并测定了由相应纤维制成的复合材料的剪切强度 碳纤维复合材料的界面粘合强度随纤维表面晶体尺寸的增加而下降，这与纤维模量高，碳纤维复合材料的剪切强度下降的结果是一致的。这是由于石墨化程度的提高，晶体晶面的增大以及模量的上升，导致表面更为光滑，更为惰性，与树脂粘附性和反应性变差，所以界面粘合强度下降 null②纤维的比表面对复合材料界面粘合强度的影响 纤维的比表面对界面粘合强度的贡献，一般评价是肯定的。认为比表面大，表面能高，粘合的物理界面大，所以对粘合强度的贡献大。但是粘合过程是复杂的，评价比表面和表面反应性对界面粘合的贡献，仅凭这么粗略的实验结果难以作出正确的结论，比如还有有效比表面观点和Scolar修正观点等，都尚需进一步深入细致的研讨才行null1963年Zismam提出树脂与增强剂之间的浸润性对复合材料的性能影响极大，如果完全浸润，树脂在界面上物理吸附所产生的粘合强度远比树脂本身内聚力大，但实际上由于表面吸附有气体以及其他物质的污染，因此不能完全地浸润，而留下空隙，成为应力集中和表面腐蚀之源，使材料强度下降③浸润性对界面粘合强度的影响null表面反应性是对界面粘合强度有贡献的一个因素，比如玻璃纤维增强的复合材料，添加偶联剂之所以能使界面粘合性能得以很大改善，主要是由于表面反应性得以改善的结果。碳纤维增强复合材料也是如此，碳纤维的表面反应性大小直接关系到界面粘合强度 ④表面反应性对界面粘合强度的影响null 界面残余应力的产生，是由于树脂和纤维热膨胀系数不同所产生的热应力和固化过程体积收缩所产生的化学应力所致。由于界面存在有预应力，因此试样破坏所需要的外力就相应地下降，这就是复合材料界面粘合强度受残余应力影响的道理 ⑤残余应力对界面粘合强度的影响null因此常借整体材料的力学性能来表征界面性能，如层间剪切强度(ILSS)就是研究界面粘结的良好办法 再能配合断裂形貌分析等即可对界面的其他性能作较深入的研究2 界面结合强度表征由于界面区相对于整体材料所占比重甚微，及界面的复杂性。欲单独对某一性能进行度量有很大困难null 以C/Al复合材料为例： 不良结合——纤维大量拔出，长度很长，呈刷子状－ 结合适中——纤维拔出，有一定长度 结合稍强——出现不规律断面，拔出纤维很短 结合太强——平断口 提出弱界面和强界面的概念 界面结合的强弱与性能要求有关。如疲劳强度来说，希望强一点，因为在交变应力作用下，容易发生界面松脱现象。 在韧性要求时，应采用弱界面结合上海交通大学提出直观法评定结合强度null五种单向复合材料断口形貌null由于复合材料的破坏形式随作用力的类型、原材料结构组成不同而异，故破坏可开始在基体或增强剂，也可开始在界面null在研究和 设计 领导形象设计圆作业设计ao工艺污水处理厂设计附属工程施工组织设计清扫机器人结构设计 界面时，不应只追求界面粘结而应考虑到最优化和最佳综合性能通过力学分析可看出，界面性能较差的材料大多呈剪切破坏，且在材料的断面可观察到脱粘、纤维拔出、纤维应力松弛等现象 但界面间粘结过强的材料呈脆性也降低了材料的复合性能 界面最佳态　　即这时的复合材料具有最大断裂能和一定的韧性null在某些应用中，如果要求能量吸收或纤维应力很大时，控制界面的部分脱粘也许是所期望的，用淀粉或明胶作为增强玻璃纤维表面浸润剂的E粗纱已用于制备具有高冲击强度的避弹衣。复合材料制防弹衣null由于界面尺寸很小且不均匀、化学成分及结构复杂、力学环境复杂、对于界面的结合强度、界面的厚度、界面的应力状态尚无直接的、准确的定量分析方法 对于界面结合状态、形态、结构以及它对复合材料性能的影响尚没有适当的试验方法，通常需要借助拉曼光谱、电子质谱、红外扫描、x衍射等试验逐步摸索和统一认识null对于成分和相结构也很难作出全面的分析。因此，这今为止，对复合材料界面的认识还是很不充分的，不能以一个通用的模型来建立完整的理论 尽管存在很大的困难，但由于界面的重要性，所以吸引着大量研究者致力于认识界面的工作，以便掌根其规律null1. 界面区的位错分布 由于基体与纤维的热膨胀差别，在基体中以及增强相上出 现位错 2. 界面处的残余应力 残余应力可能产生有益的一面，甚至在界面处若产生一定 的塑性变形有可能也是有利的，但产生裂纹是不利的 3. 界面反应物 反应物只有少数是形成一定的厚度，一般情况下是局部的 反应物 4. 界面引起金属的偏聚现象 导致基体中成分的变化五 复合材料的界面其他特点表征null第二节 复合材料的界面设计原则界面粘结强度是衡量复合材料中增强体与基体间界面结合状态的一个指标 界面粘结强度对复合材料整体力学性能的影响很大，界面粘结过高或过弱都是不利的 因此，人们很重视开展复合材料界面微区的研究和优化设计，以便制得具有最佳综合性能的复合材料null影响复合材料界面效应的因素及其与复合材料性能的关系null界面层的作用首先是把施加在整体上的力，由基体通过界面层传递到增强材料组元，这就需要有足够的界面粘接强度，粘接过程中，两相表面能相互润湿是首要的条件 界面层的另一作用是在一定的应力条件下能够脱粘，以及使增强纤维从基体拔出并发生摩擦。这样就可以借助脱粘增大表面能、拔出功和摩擦功等形式来吸收外加载荷的能量以达到提高其抗破坏能力结构复合材料界面的主要作用从以上两方面综合考虑，则要求界面具有最佳粘接状态null设计复合材料时，仅仅考虑到复合材料具有粘接适度的界面层还不够，还要考虑究竟什么性质的界面层最为合适null①界面层的模量应介于增强材料与基体材料之间，最好形成梯度过渡。这是从力学的角度来看，将会产生好的效果 ②另一种观点是界面层的模量低于增强材料与基体，最好是一种类似橡胶的弹性体，在受力时有较大的形变。按照可形变层理论，则可以将集中于界面的应力点迅速分散，从而提高整体的力学性能。对结构复合材料界面性质的两种观点null前面的两种观点都有一定的实验支持，但是尚未得到定论。然而无论如何，若界面层的模量高于增强材料和基体的模量，将会产生不良的效果，这是大家都公认的观点实验表明，金属基复合材料由于容易发生界面反应，生成脆性大的界面反应层，在低应力条件下，界面就会破坏，从而降低复合材料的整体性能纤维增强复合材料与界面相关的增韧（断裂韧性）理论纤维增强复合材料与界面相关的增韧（断裂韧性）理论纤维-基体脱粘 脱粘后的摩擦 应力再分配 纤维拔出null ①纤维-基体脱粘脱粘韧性 脱粘长度承担断裂应力的纤维贮存的应变能除以复合材料横截面积f 纤维。V 体积分数，E 杨氏模量， σf:断裂应力，ld 脱粘长度。②脱粘后的摩擦②脱粘后的摩擦纤维脱粘后，与基体相对运动，摩擦功等于摩擦剪切应力乘以位移差值 摩擦韧性：tf 为界面处的摩擦剪切强度 d 纤维直径 ld与应变差的乘积约为位移差④纤维拔出④纤维拔出纤维从基体中完全拔出 对大部分热固性树脂基体的连续纤维复合材料来说，纤维拔出是断裂韧性的一个重要来源 拔出导致的韧性正比于摩擦韧性③应力再分配纤维断裂，引发贮存在纤维内的应变能的再分配单纤维拔出试验单纤维拔出试验高分子复合材料界面表征null纤维补强陶瓷基复合材料可能具有的几种消耗能量的机制A纤维拔出 B界面解离 C纤维拉断复合材料增韧方法复合材料增韧方法依靠复合材料组元固有性质的提高 基体增韧、纤维混杂等 纤维-基体界面合适的控制 纤维局部的或全部涂层（弱边界层），改变破坏模式，提高内能吸收能力 间歇结合概念 界面涂层技术 增加韧性一般会降低强度，因此要注意精细的平衡！间歇结合概念间歇结合概念如果一个复合材料中弱的和强的结合区无规则地排布，那么高强度和高韧性可同时获得 纤维表面间歇的不均匀涂层，可以抑制界面发生连续和突发的裂纹扩展纤维涂层技术：增加界面能量吸收纤维涂层技术：增加界面能量吸收在纤维表面完全涂上热塑性聚合物，可以显著提高韧性 这些聚合物实际上是粘稠液体，提高纤维拔出时的摩擦功 聚合物在界面形成微观韧化层，释放固化过程中基体残余应力? null俄歇电子谱仪(AES) 电子探针(EP) x光电子能谱仪(XPS) 扫描二次离子质谱仪(SSIMS) 电子能量损失谱仪(EELS) x射线反射谱仪(GAXP) 透射电镜(TEM)和扫描电镜(SEM)界面层的形貌、厚度、结构的观察手段null一、聚合物基复合材料界面设计1 聚合物基复合材料界面结合null当液态聚合物浸润一个粗糙表面时所形成的机械结合交互扩散理论交互扩散理论两种聚合物表面可能通过一个表面上的聚合物分子向另一个表面的分子网络扩散形成粘接。粘接强度取决于界面上分子缠结的数量和所包含的分子数目 溶剂和增塑剂的存在有助于相互扩散，并且扩散的程度依赖于参与扩散的分子的结构、组分以及分子流动性null当一个表面携有正电荷，而另一个表面携有净负电荷时，两个表面之间会产生吸引力，界面强度取决于电荷密度 粘合功静电理论静电力作用半径比分子力作用半径大3-4数量级，因而静电力导致的粘合功大于分子力粘合功null化学键是在增强材料表面的化学基团与基体中相容化学基团之间形成的 键合的强度取决于化学键的数量和类型，而界面的破坏必然包括化学键的断裂 化学键结合 表面氧化处理、表面偶联剂化学处理等化学键结合null粗糙表面紧密接触后如果能发生机械连锁，就形成机械粘着 取决于表面粗糙度。提高表面粗糙度还可以提高比表面积，增加有效粘接面机械粘着null聚合物基复合材料的设计中，首先应考虑如何改善增强材料与基体间的浸润性2 聚合物基复合材料界面设计浸润不良将会在界面产生空隙，易使应力集中而使复合材料发生开裂对碳纤维表面上涂覆惰性涂层和能与基体树脂发生反应或聚合的涂层，比较后发现，惰性涂层效果较好，后一种活性涂层由于降低了相界面的浸润性而效果不良null选择合适的偶联剂也很重要，所选处理增强材料表面的偶联剂应既含有能与增强材料起化学作用的官能团，又含有与聚合物基体起化学作用的官能团。玻璃纤维使用硅烷作为偶联剂可使复合材料的性能大大改善碳纤维经氧化处理或等离子体处理以及适当的涂层都可以收到很好的效果。null二、金属基复合材料界面设计1 金属基复合材料界面结构金属基复合材料在较高的温度下制备，金属基体和增强体在高温下复合时容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扩散、固溶、相变等null有界面反应的界面微观结构 多数金属基复合材料在制备过程中，会发生不同程度的界面反应，轻微的界面反应有利于基体和增强体的浸润和结合；过量的界面反应造成界面产生大量的脆性相和增强体的损伤，非常有害 界面反应常在局部区域中发生，形成颗粒、棒状、片状的反应物，只有严重的界面反应才能形成界面反应层nullnull界面有析出相的微观结构 基体为合金时，由于增强体表面有吸附作用， 基体金属中合金元素会在增强体表面富集，合金元素和基体金属发生反应，生成金属化合物析出相碳/铝（含镁）复合材料界面析出物形貌条状或块状Mg17Al12null增强体和基体直接进行原子结合的界面微观结构 这种情况很少，一般都有反应物出现 多出现在自生增强体金属基复合材料null其它类型的界面结构金属基复合材料在高温制备过程中，会发生扩散、吸附、偏聚。另外，基体和增强体热膨胀系数不同， 冷却时产生热应力， 界面产生大量位错碳化硅颗粒增强铝基复合材料界面处的高密度位错区null金属基复合材料的特点是容易发生界面反应而生成脆性界面 若基体为合金，则还易出现某元素在界面上富集的现象2 金属基复合材料界面设计null对增强材料进行表面处理 在增强材料组元上预先涂层以改善增强材料与基体的浸润性，同时涂层还应起到防止发生反应的阻挡层作用 选择金属元素 改变基体的合金成分，造成某一元素在界面上富集形成阻挡层来控制界面反应金属基复合材料的界面控制研究的主要方面null在碳纤维增强A1复合材料中，在碳纤维上涂Ti--B涂层；在碳纤维增强Mg复合材料中采用SiO2作涂层；在硼纤维增强A1复合材料中用SiC涂层等都是在增强材料表面预先涂层的例子在C/A1复合材料中，常用含Ti的Al合金，由于Ti的富集形成一层松散的钛化物阻挡层，可大大提高复合材料的拉伸强度和抗冲击性null三 陶瓷基复合材料界面设计1 陶瓷基复合材料界面结合机械粘结（无反应界面） 若基体与增强体之间不发生反应或控制它们之间发生反应，那么当从高温冷却下来时，陶瓷的收缩大于增强体，由于收缩而产生的径向压应力 r 与界面剪应力有关： ＝  r 　　式中，是摩擦系数，一般为0.1~0.6 　　null基体在高温时呈现为液体(或粘性体)，它也可渗入或浸入纤维表面的缝隙等缺陷处，冷却后形成机械结合 这种界面上增强（韧）体与基体直接结合形成原子键合共格界面或半共格界面，有时也形成非共格界面。 这种界面结合强度较高，对提高复合材料强度有力nullnull多数陶瓷基复合材料中增强材料与基体之间不发生化学反应，或不发生激烈的化学反应 有时，有些陶瓷基复合材料的增强材料与其基体的化学成分相同SiC晶须或SiC纤维增强SiC陶瓷，这种复合材料也希望建立一个合适的界面，即合适的粘接强度、界面层模量和厚度以提高其韧性null化学粘结 高温下原子的活性增大，原子的扩散速度较室温大的多，由于增强体与陶瓷基体的原子扩散，在界面上更易形成固溶体和化合物。 增强体与基体之间的界面是具有一定厚度的界面反应区，它与基体和增强体都能较好的结合，但通常是脆性的Al2O3f/SiO2系中会发生反应形成强的化学键结合null2 陶瓷基复合材料界面设计对于陶瓷基复合材料来讲，界面粘结性能影响陶瓷基体和复合材料的断裂行为 对于陶瓷基复合材料的界面来说，一方面应强到足以传递轴向载荷 另一方面，陶瓷基复合材料的界面要弱到足以沿界面发生裂纹及裂纹偏转直到纤维的拔出。 因此，陶瓷基复合材料界面要有一个最佳的界面强度。null强的界面粘结 往往导致脆性破坏，裂纹可以在复合材料的任一部位形成，并迅速扩展至复合材料的横截面，导致平面断裂，强的界面结合不产生额外的能量消耗强界面结合null若界面结合较弱，当基体中的裂纹扩展至纤维时，将导致界面脱粘，其后裂纹发生偏转、裂纹搭桥、纤维断裂以致最后纤维拔出裂纹的偏转、搭桥、断裂以致最后纤维拔出等，这些过程都要吸收能量，从而提高复合材料的断裂韧性，避免了突然的脆性失效null为获得最佳的界面结合强度，我们常常希望完全避免界面间的化学反应或尽量降低界面间的化学反应程度和范围 在实际应用中，除选择纤维和基体在加工和使用期间能形成稳定的热力学界面外，最常用的方法就是在与基体复合之前，往增强材料表面上沉积一层薄的涂层null莫来石纤维增强玻璃基体复合材料的断裂行为差异莫来石纤维上未涂BN涂层莫来石纤维上涂有BN涂层若纤维未涂BN涂层，则复合材料的断面呈现为脆性的平面断裂：而经CVD沉积0.2um的BN涂层后，断面上可见到大量的纤维拔出null第三节 复合材料界面理论人们一直非常重视界面的研究，并有大量的文献报道，但由于材料的多样化及界面的复杂性，至今尚无一个普通性的理论来说明复合材料的界面行为null复合材料在制备过程中，只要涉及到液相与固相的相互作用，必然就有液相与固相的浸润问题一 浸润性制备聚合物基复合材料 一般是把聚合物(液态树脂)均匀地浸渍或涂刷在增强材料上。 树脂对增强材料的浸润性是指树脂能否均匀地分布在增强材科的周围，这是树脂与增强材料能否形成良好粘结的重要前提1 浸润性的概念null制备金属基复合材料 液态金属对增强材料的浸润性，则直接影响到界面粘结强度浸润性 是表示液体在固体表面上铺展的程度 好的浸润性 意味着液体(基体)将在增强材料上铺展开来，并覆盖整个增强材料表面null一滴液体滴落在固体表面时，原来固--气接触界面将被液--固界面和液--气界面所代替，用LG 、SG 、SL分别代表液--气、固--气和固--液的比表面能或表面张力(即单位面积的能量)按照热力学条件，只有体系自由能减少时，液体才能铺展开来，即null铺展系数SC(Spreading Coefficient)被定义为只有当铺展系数SC＞0时，才能发生浸润null 　　根据力平衡，可得式中称为接触角null不完全浸润不浸润 ＝0o 液体完全浸润固体  ＞90o常认为不发生液体浸润 0o＜  ＜90o 不完全浸润(或称部分浸润)，随角度下降，浸润的程度增加由可知浸润的程度null温 度 Al2O3—Al系统θ与温度的关系 —— 温度↑，θ↓ 时 间 Ge在SiC的θ与接触时间的关系 —— 时间↑，θ↓ 合 金 元 素 气 氛 表 面 粗 糙 度2 影响浸润性的因素null3 影响浸润性的方法基体合金化：（以Al2O3/Al为例） （1）加入2%的锂时，θ↓↓ 当Li＝2%时，解决润湿问题 当Li >3.5%时，性能下降，原因是反应过分 （2）加入Mg 当Mg>4%时，浸润。Mg富集优先氧化与 Al2O3形成MgO· Al2O3尖晶石。 ——此时认 为Al的不浸润是由Al2O3所致 （3）加入冰晶石 由于冰晶石能溶Al2O3，所以润湿问题解决null表面处理：对纤维涂上一层物质 （1）镀金属： 例如：碳纤维电镀一层Cr、Cu （2）化学沉积 例如：SiC、B4C、TiC、TiB2等null涂Ti – B工艺流程及熔融浸渍法TiCl4和BCl3进入反应室； 载气氩气把Zn蒸汽也带入反应室，使Ti，B或钛硼化合物沉积在碳纤维上 TiCl4 ＋ Zn → ZnCl2 ＋Ti BCl3 ＋ Ti → TiCl2 ＋Bnull浸润性仅仅表示了液体与固体发生接触时的情况，而并不能表示界面的粘结性能。一种体系的两个组元可能有极好的浸润性，但它们之间的结合可能很弱，如范德华物理键合形式 因此良好的浸润性，只是两个组元间可达到良好粘结的必要条件，并非充分条件null界面的粘结强度直接影响着复合材料的力学性能以及其它物理、化学性能，如耐热性、耐蚀性、耐磨性等。 因此自50年代以来，复合材料的界面粘结机理一直是人们致力研究的内容。二 界面粘结null粘结(或称粘合、粘着、粘接)是指不同种类的两种材料相互接触并结合在一起的一种现象 当基体浸润增强材料后，紧接着便发生基体与增强材料的粘结(Bonding)null对于一个给定的复合材料体系 同时可能会有不同的粘结机理(如机械粘结、静电粘结等)起作用，而且在不同的生产过程中或复合材料的使用期间，粘结机理还会发生变化，如由静电粘结变成反应粘结体系不同 粘结的种类或机理不同，这主要取决于基体与增强材料的种类以及表面活性剂(或称偶联剂)的类型等null界面反应理论 浸润理论 可变形层理论 约束层理论 静电作用理论 机械作用理论界面粘结机理null 机械作用理论 当两个表面相互接触后，由于表面粗糙不平将发生机械互锁（interlocking)。很显然表面越粗糙，互锁作用越强，因此机械粘结作用越有效机械作用理论（mechanical bonding）null 静电作用理论 当复合材料的基体及增强材料的表面带有异性电荷时，在基体与增强材料之间将发生静电吸引力。静电相互作用的距离很短，仅在原子尺度量级内静电作用力才有效。因此表面的污染等将大大减弱这种粘结作用静电作用理论(electrostatic bonding)null 化学作用理论 化学作用是指增强材料表面的化学基与基体表面的相容基(标有R面)之间的化学粘结化学作用理论(chemical bonding) R、X分别代表相容的官能团null 化学作用理论最成功的应用是偶联剂用于增强材料表面与聚合物基体的粘结。如硅烷偶联剂具有两种性质不同的官能团，一端为亲玻璃纤维的官能团，一端为亲树脂的官能团，将玻璃纤维与树脂粘结起来，在界面上形成共价键结合null 界面反应或界面扩散理论 复合材料的基体与增强材料间可以发生原子或分子的互扩散或发生反应，从而形成反应结合或互扩散结合。对于聚合物来说，这种粘结机理可看作为分子链的缠结聚合物的扩散粘结（reaction bonding）null聚合物的粘结作用正如它的自粘作用一样是由于长链分子及其各链段的扩散作用所致。而对于金属和陶瓷基复合材料，两组元的互扩散可产生完全不同于任一原组元成分及结构的界面层null界面层的性能也与复合材料组元不同，对于金属基复合材料，这种界面层常常是AB、AB2、A3B类型的脆性的金属间化合物；对于金属基和陶瓷基复合材料，形成界面层的主要原因之一是由于它们的生产制备过程不可避免地涉及到高温。在高温下，扩散极易进行，扩散系数D随温度呈指数关系增加，按照Arrhenius方程null Q一扩散激活能 D０一常数 R一气体常数 T一温度 温度明显影响着扩散系数，互扩散层的程度即反应层的厚度x取决于时间t和温度，可近似表示为k一反应速度常数，与扩散系数有关。复合材料在使用过程中，尤其在高温使用时，界面会发生变化并可形成界面层，此外先前形成的界面层也会继续增长并形成复杂的多层界面null上述理论有一定的实验支持，但也有矛盾之处如静电粘结理论的最有力证明是观察聚合物薄膜从各种表面剥离时所发现的电子发射现象，由电子发射速度算出剥离功大小与计算的粘结功值和实际结果相当吻合静电粘结理论不能解释非线性聚合物之间具有较高的粘结强度这一现象null每一种粘结理论都有它的局限性，这是因为界面相是一个结构复杂而具有多重行为的相！