Gr(C)f/Mg复合材料界面研究精髓

Gr(C)f/Mg复合材料界面研究精髓 

镁基复合材料的设计和制备过程中,增强体、制备方法及工艺参数的选择是多种多样的,同时这些因素又相互作用、相互影响，共同决定复合材料的性能。研究界面微区结构、界面微区的元素分布、界面反应生成相等对指导制备和应用高性能复合材料具有重要的意义。其中界面结构和性能是决定材料性能的关键因素。

基体和增强体之间的结合状况，包括界面的形状、尺寸、成分、结构、基体与增强体之间由于过度化学反应导致的结合状况不好、增强体的种类和制备工艺等，共同影响复合材料的界面性能，复合材料达不到根据加和原则预期的性能，使得界面研究变得非常困难。界面问题就是通过界面优化，控制界面反应来获得能有效传递载荷、调节应力分布、阻止裂纹扩展的稳定的界面结构。界面反应程度对形成合适的界面结构和性能有很大的影响，按界面反应程度的不同，可将其分为以下类型：

(1)有利于基体与增强体浸润、复合和形成的界面结合；

(2)有界面反应，增强体性能不下降，形成强界面结合；

(3)有界面反应，生成大量反应产物，形成聚集的脆性相和界面反应产物脆性层，造成纤维等增强体严重损伤，材料的性能急剧下降。制备镁基复合材料过程中，应严格避免此类反应的发生。镁基复合材料的界面反应由基体和增强体的成分来决定的。陈煜等人的研究发现，无论是在横向还是纵向截面上，均未观察到碳纤维与镁基体在界面处形成碳镁化合物，纤维和基体结合良好，无微观孔洞和微裂纹。可见C和Mg之间无任何形式的化学反应，界面较为光滑，这种类型的界面在材料中占了绝大多数。

MgO是具有面心立方晶型的热力学稳定相，是碳(石墨)纤维增强镁基复合材料中普遍存在的一种界面反应物。S. Bodoardo等人在扩散粘结法制备的镁基复合材料界面处发现了MgO且越靠近试样心部，MgO的量越少。作者认为这是由于纤维表面的污染或者铸造过程中引入气体造成的。在M40(Torayca)增强镁基复合材料中也同样发现MgO，氧气来源于M40纤维的次表面的孔洞，但是这些孔洞并没有在P100(Thoenel)纤维中发现。F. Wu等人认为MgO的存在能改善纤维与基体的界面结合力。当基体镁合金含有Al元素时，会在界面处析出Mg17Al12(β相), β相的存在会影响复合材料载荷的传递和基体中残余应力的状态。纤维的表面能越高，比如与高模量的碳纤维相比，低模量的碳纤维更容易导致β相形核，复合材料中β相的析出也更多。

另外两种可能的界面反应物MgC2和Mg2C3，是非常活泼和不稳定的，这两种碳化物只存在于700~1000K的纯镁基体中。当温度高于500℃时，C会和Al发生反应生成Al4C3。在C/Mg-Al复合材料中，当镁合金中Al元素的含量0.6wt.%~19wt.%范围内，也会在界面处生成Al4C3。三元碳化物Al2MgC2在此Al含量范围内容易形成，由于一般镁合金中Al元素的含量都在这个范围内，所以有关Al2MgC2的报道也是最多的。Al2MgC2会导致复合材料变脆，在纤维表面适当的TiCxNy涂层能够在材料制备过程中阻止此碳化物的形成。还有其他对纤维表面改性的方法，如纤维表面SiO2、Al2O3等氧化涂层处理，改善Gr(C)纤维与Mg熔液的润湿性；在纤维表面涂一层热解碳，对界面反应物的形成产生很大影响；K. Zhang等人在纤维表面制作了C/SiC/SiO2复合涂层，使得复合材料的性能得到很大提高。C/Mg复合材料的界面处还存在大量的残余应力，因此出现高的位错密度。这是由于纤维的热膨胀系数(平行纤维-1.4×10-6/K，垂直纤维12×10-6/K)与基体(~27×10-6/K)差别较大，在铸造冷却过程中，纤维与基体合金之间热膨胀系数不匹配，将会在界面及近界面处产生热错配残余应力，引发基体发生塑性流变，产生高密度位错。高密度位错的存在将引起位错强化，提高复合材料的拉伸强度和刚度。Luo A.等人的研究表明增强体的引入还有细化晶粒的作用。基体合金初生相在增强体表面的非均匀形核、基体合金与增强体表面的界面热交换，以及细小间距的增强体能够限制基体晶粒过分长大，这些机制都使得镁基复合材料基体的晶粒小于合金的晶粒度。http://www.dgzhenghang.com.cn