哈工大材料表面与界面复习题库

1、1.液体原子结构的主要特征。(1)液体结构中近邻原子数一般为511个(呈统计分布)，平均为6个，与固态晶体密排结构的12个最近邻原子数相比差别很大；(2)在液体原子的自由密堆结构中存在五种间隙，四面体间隙占了主要地位。(3)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。6 .液体表面能的产生原因。在液体的内部任何分子周围的吸引力是平衡的，可是在液体表面层的分子却不相同。因为表面层的分子，一方面受到液体内层的邻近分子的吸引，另一方面受到液面外部气体分子的吸引，而且前者的作用要比后者大。因此在液体表面层中， 每个分子都受到一个垂直于液面并指向液体内部的不平衡力。这种吸引力使表面上的

2、分子趋向于挤入液体内部，促成液体的最小表面积。要使液体的表面积增大就必须要反抗液体内部分子的吸引力而做功，从而增加分子的位能。所以说，分子在表面层比在液体内部有较大的位能，这种位能就是液体的表面能。7 .液体表面张力的概念和影响因素。液体表面层的原子或分子受到内部原子或分子的吸引，趋向于挤入液体内部， 使液体表面积缩小，因此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。液体表面的这种作用力被称为液体的表面张力。液体的表面张力大小受很多因素的影响。如果不考虑液体内部其它组元向液体表面的偏聚和液体外部组元在液体表面的吸附，液体表面张力大小主要受物质本身结构、所接触的介质和温度的影响。(1)

3、液体的表面张力来源于液体内部原子或分子间的吸引力，因此液体内部原子或分子间的结合能的大小直接影响到液体的表面张力的大小。一般来说，液体中原子或分子间的结合能越大，表面张力越大。具有金属键原子结合的物质的表面张力最大； 其次由大到小依次 为：离子键结合的物质、极性共价键结合的物质、非极性共价键结合的物质。(2)液体的表面张力的产生是由于处于表面层的原子或分子一方面受到液体内部原子或 分子的吸引，另一方面受到液体外部原子或分子的吸引。当液体处在不同介质环境时，液体表面的原子或分子与不同物质接触所受的作用力不同，因此导致液体表面张力的不同。一般来说，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

4、高，液体的表面张力越小； 反之，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低，液体的表面张力越大。(3)液体的表面张力还与温度有关。 温度升高，液体的密度降低， 液体内部原子或分子 间的作用力降低，因此液体内部原子或分子对表面层的原子或分子吸引力减弱，导致液体的表面张力下降。丫=做1T/Tc)n举例：水的表面张力随温度的升高而下降的趋势。这一变化规律可以从两个方面进行解释：一方面，随温度升高，水的体积膨胀，内部分子间距离增大，导致水中内部分子对表面 分子的吸引力降低； 另一方面，随温度升高，蒸汽压提高，气相中的分子对水表面分子的吸 引力增大。8 .固体表面能的影响因素。影响固体表面能的

5、主要因素有： 固体原子间的结合能、固体表面原子的晶面取向和温度。(1)由于表面能的大小主要取决于形成固体新表面所消耗的断键功，因此原子间的结 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。(2)由于固体晶体结构是各向异性的，不同晶面的原子面密度不同，所以形成单位面 积的新表面需要断开原子键的数量不同，导致所形成的表面能不同。一般来说，固体表面原子面密度越高，形成单位面积的新表面需要断开原子键的数量越小，表面能越低。（3）与液体一样，固体的表面能随温度的升高而下降，并且固体表面能随温度升高而 下降的速度大于液体。9 .计算并讨论立方晶系（100）、（110）和（111）面的

6、表面能大小。采用近邻断键模型”来计算固体晶体的表面能。假设：第一，每个原子只与其最近邻的原子成键（最近邻原子数即为该晶体结构的配位数），并且只考虑最近邻原子间的结合能；第二，原子间的结合能不随温度变化。对于具有任意晶体结构的固态晶体，某一晶面hkl的表面能（丫 Shkl）可以用下式计算：丫 Shkl = NhklZ（Ua/2）其中Nhkl为hkl晶面单位面积的原子数，Z为晶体沿hkl晶面断开形成新表面时hkl晶面上每个原子需要断裂的键数。（a）单胞结构（b）001晶面011晶面（d）111晶面晶面附他Mam711Va寿IOIII啦2-JlUa 百III"忑3/3VJL'a面心

7、立方:（a）单胞结构（b）001晶面（c）011晶面（d）111晶面晶询滴用Z产|皿tooij74不foil)近51次表面erNIU4代J2收0体心立方取晶面倒叫MmZ他叫142?而Eoin在 ! £T2ini. 五741 t次表面）1 f再次次而）£T再次即 次表面10 .固体晶体表面形状的形成原则和确定方法。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。当固态球状晶体加热后，固

8、体晶体会变为多面体， 其原因就是这样的多面体的总表面自由能最低。因此，固体表面的平衡形状为多面体。假设三个图形白面积均为1cm2,正八边形的边长约为0.46cm。假设该二维晶体（10）晶面的表面能为2.5M0-5j/cm, （11）晶面的表面能为11 25 10-5J/cm,则可以通过计算得到：图 所示的二维晶体总表面自由能为：Ga = 4 125 ¥0-5 = 10-4J；图（b）所示的二维晶体总表面自由能为 ：Gb = 4水X2.25M0-5 = 9 W-5J;图 所示的二维晶体总表面自由能为：Gc = 4 /46 2.5 10-5 + 4 伏46 2.25 10-5= 8.74

9、 10-5J。对比计算结果可以看出，图（c）所示的八边形具有最低的总表面自由能。(a)(b)(c)按照Wuff提出的晶体平衡形状的半经验规律，OA/OB = 丫(10) / 丫(11)再根据两个四边形的公共部分所组成的八边形的面积应该为1cm2,就可以最终确定该八边形的尺寸。计算结果表明，该八边形 (10)边的长度为0.32cm, (11)边的长度为0.59cm,如图(b)所 示。按照这样的八边形计算得到的总表面自由能为G = 4 0.32 2.5 10-5 + 4 059 2.25 10-5 = 8.51 105J。这样的八边形的表面自由能低于正八边形表面自由能(8.74M05J),是该晶体

10、以(10)和(11)晶面组成表面的最稳定的平衡形状。11.对比分析固体表面物理吸附和化学吸附的主要特点。物理吸附：(1)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。这种现象为物理吸附。(2)如果被吸附物质深入到固体体相内部，则称为吸收。(3)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。(4)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。(5)物理吸附速度一般较快。(6)物理吸附往往容易脱附，是可逆的。化学吸附：(1)通过电子转移或电子对共用形成化学键或

11、生成表面配位化合物等方式产生的吸附 为化学吸附。(2)化学吸附的作用力是化学键力，吸附力较大，吸附热与化学反应热相似。(3)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，因此化学吸附 有选择性。(4)化学吸附需要一定的活化能，所以吸附速度较慢。(5)化学吸附一般不发生脱附，所以是不可逆的。吸附性质物理吸附化学吸附吸附力范德华力化学键力吸附热小，近于液化热大，近于反应热选择性无有吸附速度快，不需活化能慢，需活化能可逆性可逆不可逆12 .固体表面吸附Langmuri等温式的基本假设、推导过程和物理含义。基本假设：(1)固体表面是均匀的，表面各个位置发生吸附时吸附热都相等。(2)固体表

12、面存在一定的活化位置，每个活化位置只能吸附一个分子(原子) 。(3)吸附只发生在固体的空白表面上，并且是单分子层吸附。(4)被吸附分子(原子)间没有相互作用力。(5)当吸附在固体表面的分子(原子)热运动足够大时，又可发生脱附。(6)吸附速率和脱附速率相等时，达到动态平衡假设固体表面有 S个吸附位，其中已被吸附了Si个，还有So个未被吸附，则：固体表面已被吸附的面积分数为：0 = SS固体表面未被吸附的面积分数为：1-。=S/s气体的吸附速率Vi与气体的压力p和未被吸附面积分数(1-0成正比：Vi = k1 p(1- 0 )已吸附分子(原子)的脱附速率V2与已被吸附面积分数(。成正比：V2 =

13、k2 0式中ki和k2为比例常数，在恒温下吸附与脱附达到平衡时，有：Vi = V2即：kip(1- 0 ) = k。,0 =g/(k2 + kip)令：吸W寸系数 b = ki/k2,则：0 = bp/(1 + bp)Langmuri等温式描述了固体表面已被吸附的面积分数(0 )与气体平衡压力(p)之间的关系。13 .固体表面吸附质超点阵的概念及表示方法对有吸附粒子的金属表面进行的电子衍射结果表明，除了竞速表面原子的衍射斑点外，还出现了吸附粒子所造成的衍射斑点，说明被吸附粒子在金属表面形成了规律排列的二维点阵。这种由被吸附粒子在金属表面形成的二维点阵称为超点阵。可用Wood标注法说明超点阵与金

14、属表面点阵之间的关系。如果金属表面点阵的基矢为ai和a2,超点阵的基矢为asi和as2,则超点阵单元基矢的标注为(asi/ai Xas2/a2)。留靠-?格注法的一般知律超点阵表示方法：图中给出的四种超点阵标注分别为：(i XI). (2 >2)、C(2X2)和(3 M)。其中C表示在超点阵单元中心多出一个吸附原子。一个超点阵图样的Wood完整标注还应包括吸附剂和吸附质的种类和表面覆盖率。例如:Ni(iii)-C(2 a)-O(i/4)表示氧在金属馍的(iii)表面吸附时，当表面覆盖率达到。=i/4时，得到的超点阵图样为 C(2X2)O14 .讨论液体在固体表面的润湿与铺展现象。(看书和

15、PPT)(i)润湿现象及润湿角液体在固体表面上铺展的现象，称为润湿。能被水润湿的物质叫亲水物质，如玻璃，石英。不能被水润湿的物质叫疏水物质，如石蜡，石墨。润湿与不润湿不是截然分开的，可用润湿角进行定量描述。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一气界面作切线，切线与固-液界面的夹角为润 湿角。润湿角大小与润湿程度的关系：出90 0：润湿e>90 °：不润湿住0 0：完全润湿T=i80o：完全不润湿润湿角公式：s-g= '-s-l+ 二l-g Cos -所以cos 日=(5-g<5s-l) /5-g当Q-g三时，cos9>0,氏90 o

16、, os-g与j差越大，润湿性越好。当 Gs-g< Qs-l 时,cos0<0, 0>90 ? Os-g 5 Gs-l 差越大，不润湿程度越大。以上方程的使用条件：ns-g os-105bg, 5也为固体的表面能（2）液体在固体表面的铺展润湿作用可以从分子间作用力来分析：液体分子间相互吸引力 一一内聚力，液固分子间吸引力粘附力。内聚力 >粘附力：不润湿内聚力粘附力：润湿内聚功Wc表征了相同液体表面间吸引强度；粘附功Wa表征了不同液体或固体与液体之间的吸引强度。一种液体滴在另一种与其不相溶的液体或固体表面上，可能发生两种情况： 第一，液滴在另一液体或固体表面不铺展而成为凸

17、镜或液滴，这时表明液滴本身内聚功大于该液体对另一液体或固体的粘附功。第二，液滴在另一液体或固体表面铺展开而形成一层薄膜，这时表明液滴的本身内聚功小于该液体对另一液体或固体的粘附功。一种液体能否在另一种与其不相溶的液体或固体表明上铺展，可用粘附功和内聚功之差来表示：S= Wa-Wc=ga + ob gab 2<y b =GA CTb Oab s铺展系数S>0时，B在A表面上会自动铺展开，S值越大，铺展越容易S<0时，B在A表面上不铺展，负值越大，铺展越难S>0是铺展的基本条件，这时 OA- OB-OAB>0对液相在固相表面的铺展：OA= Qs-g OB=6-g OA

18、B=Gi-s,所以CTs-gds仃1-g >0,所以法-g5s >3-g。这时润湿角方法已经不能再适用。铺展是润湿的最高标准 15.分析晶界结构模型。多晶体中各晶粒之间的交界 一一晶界。多晶体的性能与晶内晶体结构有关，也与晶界结构有关。目前对大角晶界提出的晶界结构模型有： 1）晶界是由非晶体粘合物构成 2）岛状模型：小岛内原子排列整齐 3）晶界点缺陷模型：晶界有大量空位间隙原子 4）晶界结构位错模型 5） 重合位置点阵多晶体晶界一般为大角晶界。大角晶界的结构模型很多，其中重合位置点阵晶界 （Coincident-site Lattice , CSL）模型比较成熟。相邻两晶粒旋转时，

19、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。此时，晶界上的某些原子为两晶粒共有，类似于挛晶，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，用“汇表示重合点阵占晶体点阵的多少一一重合数。 E= （CSL单胞体积）/（晶体点阵单胞体积）重合位置点阵表示：晶面指数、旋转角度、重合数。16.晶界原子偏聚的产生原因和影响因素。（a）偏聚现象：晶界上溶质元素浓度高于晶内（10-1000倍）（b）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 向晶界附近偏聚，使系统能量降低。（c）正吸附与反吸附：正吸附：使晶界表面张力降低的溶质原子

20、向晶界偏聚，如钢中C, P。反吸附：使晶界表面张力增加的溶质原子远离晶界，如钢中 Alo（d）偏聚与偏析：偏聚：固态扩散造成为平衡态 平衡偏聚偏析：液态凝固时形成，为非平衡态（e）影响因素：晶界能；杂质原子与基体原子尺寸差；浓度；第三种元素一一共同偏聚；晶界结构。（f）作用不利影响：Ca在A12O3晶界偏聚：Kic下降;Ca在Si3N4晶界偏聚：。下降;P在Fe晶界偏聚：Kq 下降;O在Fe晶界偏聚：Tc上升有利影响：C在Mo晶界偏聚：塑性增加；P在2.25Cr-Mo晶界偏聚：抗拉强度增加;F在MgO晶界 偏聚：熔点下降，热压烧结性能增加 17.讨论晶界位向角与晶界能的关系。晶界的能量为单位面

21、积自由能，包含表面张力和成分偏聚的影响。dF = dA 八内：i dA式中：Hi元素化学，ri -H元素界面与内部浓度差从图2-17可以看出，在小角晶界范围内，晶界能（ E）随晶界位向角（0）的增加而迅 速增大。大角晶界界面能与位向角基本无关，但在共格挛晶（ 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。18 .固一固界面能和界面应变能的产生原因、大小分析及对界面形状的影响。界面能：两相表面能产生界面能。 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。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， 原子所处的位置要 偏离其平衡

22、位置，产生额外应变能。 非共格界面没有这样的应变能。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。当只考虑界面应变能时，新相为盘状时界面能量最低，球状是界面能量最高。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。19 .金属表面热渗镀的特点与分类。特点：（1）靠热扩散形成表面强化层，结合力很强（2）热渗镀材料的选择范围很宽分类：（1）固溶法：粉末包渗法、流化床法。粉末包渗法：把工件埋入装有渗层金属粉末的容器里，进行加热扩散。为防止粉末烧结使工件表面难于清理，在粉末中要加入防粘结粉末（如川2。3）。为加速渗入过程，在粉末中加入活化剂（助渗

23、剂），通过化学反应使渗层金属变成活性金属原子。（2）液渗法：热浸法，融溶法，盐溶法热渗法：将工件直接浸入某一液态金属中，形成合金镀层，继续加热使镀层扩散形成合 金层。例如：钢热浸铝。(3)气渗法：加热工件到渗剂原子在基体中能显著扩散的温度，通入含有渗剂金属卤化物(MC12)的氢气，在工件表面发生如下反应：MCl 2+ A - ACl 2+ M(A 为基体金属)MCI2+H2 - 2HCl + M反应生成的活性金属原子M渗入工件表面。(4)离子轰击渗镀法：通过在低真空下气体辉光放电使渗剂金属变成等离子态。离子活性比原子高，再加上 电场的作用，所以此方法渗速高，质量好。(5)复合渗：利用各种方法，

24、将工件表面形一固相涂层，然后加热扩散。镀层工艺和加热工艺多种 多样。如.金属表面热渗镀的渗镀元素与基底元素有限固溶并有中间化合物形成的渗层组织分析。攫留履察国金属放在B元素的粉末中接触加热(b) A 8合金系相图M B在A表面层中的浓度分布 3)灌层组织该图表示在二元系中渗剂金属B向基体金属A渗入的过程及形成渗层的平衡组织特点。当将金属A放在B的粉末中，在温度 T进行渗镀时，B则溶入A中形成a固溶体 此时B 在A中的浓度分布如图1 4 (c)曲线1所示。随后B原子不断溶入和扩散，使表面的浓 度逐渐增加，渗层厚度也增加，当B在A中的浓度达到该温度下的饱和平衡浓度时Ca时，则b的浓度分布如图1 4

25、 (c)曲线2所示，这时，由于浓度起伏，在a固溶体的外表面层中可能出现浓度为 Ci极小的高浓度区。当B原子由外围渗剂进一步渗入时，就可能生成AnBm化合物新相，其浓度处于Ci极小和Ci极大之间。随着渗镀过程的继续进行，渗层最外层浓度达到Ci极大，如图14 (c)曲线3所示。同样，在此层内又可能出现达到ce的浓度起伏，并从中形成新相3,渗镀结束时的B原子浓度分布如图1 4 (c)曲线4所示，渗层的组织由 表及里依次为 3 ->AnBm> >A，如图1 4 (d)所示。21.金属表面热喷涂的技术特点。1）取材广泛2）可用于各种基体3）基体保持较低温度4）工效高，比电镀快5）工件大

26、小不受限制，可进行局部喷涂，工件或整体均可6）涂层厚度易控制7）满足各种性能需要：耐磨、耐蚀、高温氧化、隔热、高温强度、密封、减磨（润滑） 耐辐射、导电、绝缘等。22.激光表面改性的特点。由于加热速度极快，基体温度不受影响加热层深几个 wm,这样薄层熔化需要能量几个 J/cm2,三束能量很高，可以在表面产生106108K/cm的稳定梯度，表明迅速熔化，此温度梯度又使熔化部分以10“1011K/s速度冷却，S-L界面推移速度为每秒几米。激光表面改性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： 改变表面成分：合金化、熔覆；改变表面结构：表面相变硬化。 表面形成亚稳

27、组织，产生特种性能。23 .激光表面涂覆层的组织特点。与激光熔凝相似，只是熔化对象不同。激光涂覆的组织特点为：1）晶粒细小（快冷所致）。2）稀释度很低时，界面出元素不扩散。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。3）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，产生裂纹。解决办法：预热基体，涂覆后热处理。4）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。2

28、4 .制备纳米晶材料时要注意哪些问题。1）控制经历尺寸并保证其均匀性：要求制备过程中，获得的原子团簇尺寸要小，且尺 寸分布区间窄，并尽量控制原子团簇之间的合并长大。对金属来说，采用低的先驱体材料汽化速率（低蒸发速率），惰性气体压力要低，采用轻的惰性气体，这有利于获得较小的原子 团簇，加快气体对流速度，也可达到相同效果。2）保持界面清洁：原子团簇经收集后，应在超真空条件下，进行低压和高压收缩，这 可以保证原子团簇表面及后续形成的界面最大程度的清洁，使纳米材料的气体残留量降到最低。3）降低孔隙率：尽管纳米材料的孔隙率相对较低，粉末成团导致类似气孔缺陷，但孔 的形成可能是原子团簇聚集形成的孔状缺陷，

29、在不明显增大晶粒尺寸的情况下，适当提高压缩条件下的温度和压力，可避免缺陷。4）提高稳定性：纳米晶材料的晶粒长大行为与扩散有关，其长大速率与普通材料相比 较慢，稳定性搞，关键在于避免晶界污染，保证晶粒尺寸小而均匀，通过合理的掺杂和生长 化合物，提高材料的稳定性。5）注重多元纳米材料、纳米复合材料的研究：不同类型、尺寸、形态的纳米相可经过 反应，包覆和混合来合成具有纳米尺度、结构和性质的多元材料，对纳米复合材料的研究，目前集中在单相金属和陶瓷。25 .金属基复合材料界面的分类和结合机制。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三种类型。第一类界面的特征为金属基体和增强体之间

30、既不反应也不互相溶解，界面相对比较平 整。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，或在相同条件下不同组成的物质可以构成不同类型的界面。回一自二类型三金属基体和增强体既不反应金属基体和增强体不反应但金属基体和增强体

31、之间发生也小互相溶解互相溶解反应生成界囿反应物Cu-WCu-Cr 合金-WCu-Ti 合金-WCu-Al 2O3Nb-WTi-Al 2O3Ag-Al 2O3Ni-CTi-BAl-B（表向涂BN）Ni-WTi-SiCAl-不锈钢Al-SiO 2Al-BAl-C(在一定温度卜.)Al-SiCMg-Al 18B4O33W界面的结合力有三类：机械结合力，物理结合力和化学结合力。 机械结合力就是摩擦力， 它决定于增强体的比表面、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。物理结合力包括范德华力和氢键。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。根据上面的三种结合力，

32、 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。(1)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大关系，界面越粗糙，机械结合越强。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。既无溶解又不互相反应的第一类界面属这种结合。 (2)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

33、。金属基复合材料中以这种方式结合的界面较少。(3)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(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。一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。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。(4)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。对于制备高性能金属基复合材料、控制界面反应程度到形成合适的界面

34、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。26 .纤维增强金属基复合材料界面残余应力的计算。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5-5 ( a)为在T1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T2温度时，

35、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5-5 (c)所示。(c) Ti温度，界面约束(a) T i温度(b) T2温度，界面自由由图1可以很显然得到以下计算公式:其中:淅、dm = (T2-T1)如 ldf = (T2-T1)“f ldc = (T2-T1)oc l得和光分别为基体、纤维和复合材料的热膨胀系数。从上面(5.

36、(7)(5.(8)(5.(9)3个公式可以得到基体、纤维和复合材料的自由膨胀应变轩、f和分别为:(5.10)(5.11)(5.12)切=(T2-T1) cm f = (T2-T1)of & = (T2-T1)c对比图5-5 (b)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：3 = (sc- f ) Ef =(叼-c )Em(5.13)其中：q为界面热错配应力，Ef和Em分别为纤维和基体的弹性模量。将公式(5.10) , (5.11)和(5.12)带入(5.13),则得到复合材料热膨胀系数出的计算公式：

37、Ofc= (cm Em + af Ef ) / ( Em + Ef )(54)而将公式(5.14)带入公式(5.13),便可得到金属基复合材料中的界面热错配应力为：b = (T2-T1) ( Cm -Of) Em Ef /(Em + Ef)(5.15)从公式(5.15)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。公式(5.15)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 27.金属基复合材料纤维临界长径比的计算。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

38、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，而只有那些长径比大于该临界值的短纤维在复合材料断裂是才有 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临界长径比，一般用入表不。从临界长径比的定义和物理意义可以得到计算短纤维增强金属复合材料增强相的临界长径比计算方法。假设在短纤维增强金属复合材料中有一根长度为1,直径为d的圆柱状短纤维，如图5-16所示。在平行于纤维轴向的外载荷P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。如果用表示基体的剪切屈服强度，则两端能传递