金属基复合材料界面

华东理工大学2012－2013学年第二学期

《金属基复合材料》课程论文2013.6班级复材101 学号10103638 姓名温乐斐开课学院材料学院任课教师陈麒成绩

浅谈金属基复合材料界面特点、形成原理及控制方法

摘要

金属基复合材料都要在基体合金熔点附近的高温下制备，在制备过程中纤维、晶须、颗粒等增强体与基体将发生程度不同的相互作用和界面反应，形成各种结构的界面。界面结构和性能对金属基复合材料的性能起着决定性作用。深入研究和掌握界面反应和界面影响性能的规律，有效地控制界面的结构和性能，是获得高性能金属基复合材料的关键。本文简单讨论一下金属基复合材料的界面反应、界面对性能的影响以及控制界面反应和优化界面结构的有效途径等问题。

前言

由高性能纤维、晶须、颗粒与金属组成的金属基复合材料具有高比强度、高比模量、低热膨胀、耐热耐磨、导电导热等优异的综合性能有广阔的应用前景，是一类正在发展的重要高技术新材料。

随着金属基复合材料要求的使用性能和制备技术的发展，界面问题仍然是金属基复合材料研究发展中的重要研究方向。特别是界面精细结构及性质、界面优化设计、界面反应的控制以及界面对性能的影响规律等，尚需结合材料类型、使用性能要求深入研究。金属基复合材料的基体一般是金属、合金和金属间化合物，其既含有不同化学性质的组成元素和不同的相，同时又具有较高的熔化温度。因此，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；金属基体在冷凝、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，界面区的结构及组成明显不同于基体和增强体，其受到金属基体成分、增强体类型、复合上艺参数等多种因素的影响。

在金属基复合材料界上出现材料物理性质（如弹性模量、线胀系数、热导率、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的应力和应变的分布、导热和导电、热膨胀性能、载荷传递及断裂过程都起着决定性作用。针对不同类型的金属基复合材料，深入研究界面精细结构、界面结构和性能优化与控制途径，以及界面结构性能的稳定性等，是金属基复合材料发展中的重要内容。

图1：制备关系图

正文部分

1.金属基复合材料界面特点与形成原因

由于金属基复合材料必须在高温下制备，基体与增强体之间的界面反应：溶解、扩散、元素偏聚等很难避免，界面反应及作用的程度与基体、增强体的类型、化学、物理性质及制备工艺参数密切相关。集体和增强体一旦选定，制备过程就决定界面结构和性能，特别是制备时的温度和高温下暴露的时间（保温及冷却过程）。温度越高，停留时间越长，界面反应及作用越严重。比较好的金属基复合材料界面应该是起到良好地粘结基体与增强材料但是又不能过分发生反应，不能产生大量的化合物、气泡以及出现应力集中等不良状况。界面的结构和性能对复合材料中应力、应变分布、导热、导电、热膨胀性能、载荷的有效传递、断裂过程均起着决定性的作用。

金属基复合材料界面除了机械结合、溶解与润湿结合、反应结合、交换反应结合和混合结合外，还有氧化物结合。

（1）机械结合：基体与增强体之间仅仅依靠纯粹的粗糙表面相互嵌入（互锁）作用进行连接，成为机械结合或机械互锁。纤维的表面粗糙度有助于基体的嵌合，基体的收缩有助于对纤维箍紧。

事实上，纯粹的机械结合（即无任何化学作用）是不存在的。基体与增强体之间总会有弱的范德华力存在，故机械结合更确切地将是机械结合占优势的一种结合而大多情况下是机械结合与反应结合并存的一种混合结合。另外，机械结合只有当平行于界面施加作用力时候，其传递载荷才是有效的。陶瓷基复合材料中的界面，大多以机械结合为主。机械结合的特点：1.界面粗糙度对结合力起决定作用，因此表面刻蚀的增强体比光滑表面构成的复合材料强度大2-3倍；2.载荷平行于界面时承担的应力大，而垂直与界面时承担的应力非常小。

（2）溶解与润湿结合：在复合材料制造的过程中基体与增强体之间首先发生润湿，然后相互溶解，所形成的结合方式称为溶解与润湿结合。润湿作用通常是主要的，而溶解是次要的，因为在高温下原子的扩散时间很短。在这种情况下，组分之间的相互作用出现在电子等级上，即短程范围，这意味着这些组分将进入原子尺度的接触。

溶解与润湿结合的特点：作用力短，只有几个原子距离；增强体存在氧化物膜，使得增强体与基体不润湿，需要破坏氧化层才能使增强体与基体润湿并产生一定的结合力；在增强体表面能很小时，采用表面镀膜层处理（如CVD）使两相之间的接触角小于90°，产生润湿，产生一定的结合作用力。

（3）反应结合：基体与纤维间发生化学反应，在界面上形成一种新的化合物而产生的结合称为反应结合。这是一种最复杂、最重要的结合方式。

反应结合受扩散控制，能够发生反应的两种元素或化合物，只有通过相互接触和相互扩散才能发生某种化学反应。扩散包括反应物质在组分物质中的扩散（反应初期）和在反应物质中的扩散（反应后期）。不能笼统认为基体与纤维产生的反应都会产生反应结合，只有当反应后能产生界面结合的体系才能算是反应结合，如果反应后界面产生大量脆性化合物，造成界面弱化，这不仅不能称为反应结合，反而应称为反应阻碍结合。要实现良好的反应结合，必须选择最佳的制造工艺参数（温度、压力、时间、气氛等）来控制界面反应的程度。

（4）交换反应结合：当增强体或基体成分含有两种或两种以上元素时，除发生界面反应外，在增强体、基体与反应产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。交换反应结合的典型例子是硼纤维/钛合金复合材料系。

（5）混合结合：当由增强体和基体金属组成复合材料时，某些金属基体表面存在致密的氧化膜。此氧化膜常常逐渐被某种工艺因素或化学反应破坏，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，成为混合结合。混合结合的典型例子是硼纤维增强铝合金（6061）复合材料[B f(25%)Al]系。该复合材料一般采用热压扩散结合方式制造，制造温度约为550℃。在此温度和压力下，硼纤维与铝纤维基体的接触时间约为0.5h。经过研究发现，将B f/Al 复合材料在550℃加热0.5h、5h、12h和165h后，拉伸强度分别为593MPa、524MPa、442MPa和317MPa。以上结果表明，拉伸强度随着时间增加而减少；这是因为随着时间延续，铝的氧化膜逐渐破坏，B与Al之间出现机械结合过渡到机械结合与反应结合并存；B与Al之间的化学反应导致硼纤维的强度降低，从而引起复合材料性能下降。（6）氧化物结合：氧化物结合是指当采用的增强体是某种氧化物时，其与基体间发生反应生成另一种氧化物，所产生的结合。具有氧化物结合的体系有Al2O3f/Ni、Al2O3f/Cu、SiO2f/Al等。氧化物增强体与基体反应与否，取决于形成基体氧化物的自由能，同时，还要看气氛中氧的来源情况。一般情况下，金属基复合材料是以界面化学结合为主，有时也会有两种或两种以上界面结合方式并存的现象。另外，即使对于相同的组分、相同

的工艺制备的复合材料，对应于不同的部位其界面结构也有较大差别。

通常将金属基复合材料界面分成Ⅰ、Ⅱ、Ⅲ三种类型：

Ⅰ型界面代表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）；Ⅱ型界面代表增强体与基体金属之间可以溶解；但不反应（即溶解与润湿结合）；Ⅲ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1所示：

表1 金属基复合材料体系的界面类型

①表示伪Ⅰ型界面。

②该体系在低温时生成Ni4V。

③当两组元溶解度极低时划为Ⅰ型。

表1中伪Ⅰ型界面的含义是：按热力学分析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Ⅰ型界面；当工艺过程中温度过高或保温时间过长而使机体氧化膜破坏时，组分之间将发生化学反应，变为Ⅲ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（加热法、粉末冶金、扩散结合），而不宜采用液态浸渗法，以免变为Ⅲ型界面而损伤增强体。

2. 金属基复合材料界面微观结构

金属基复合材料界面是指金属基体与增强体之间的化学成分和物理、化学性质明显不同，构成彼此结合并能起传递载荷作用的微小区域。界面微区的厚度可以从一个原子层到几个微米。由于金属基体与增强体的类型、组分、晶体结构、化学物理性质有很大差别，以及在高温制备过程中有元素的扩散、偏聚、相互反应等，从而形成复杂的界面结构。界面区包括了基体与增强体的接触连接面、基体与增强体相互作用生成的反应产物与接触连接面、基体与增强体相互作用生成的反应产物和析出相、增强体的表面涂层作用区、元素的扩散和偏聚区、近界面的高密度位错区等。

金属基复合材料中的典型结构主要有以下几种：

（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，是十分有利的；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，形成颗粒、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。只有严重的界面反应才可能形成界面反应层。

碳（石墨）/铝复合材料是研究发展最早的性能优异的复合材料之一。碳（石墨）纤维的密度小（1.8~2.1g/cm3）、强度高（3500~7000MPa）、模量高（250~910GPa）、导热性好、线膨胀系数接近于零。用它来增强铝、镁组成的复合材料，综合性能优异。但是碳（石墨）纤维与铝基体在500℃以上会发生界面反应。有效地控制界面反应十分重要。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。制备温度过高、冷却速度过慢将会发生严重的界面反应，形成大量条状的Al4C3。

碳（石墨）/铝、碳（石墨）/镁、氧化铝/镁、硼/铝、碳化硅/铝、碳化硅/钛、硼酸铝/铝等一些主要类型的金属基复合材料，都存在界面反应的问题。它们的界面结构中一般都有界面反应产物。

（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选用金属合金，很少选用纯金属。基体合金中含有各种金属化合物析出相，如铝合金中加入铜、镁、锌等元素会生成细小的Al2Cu、Al2CuMg、Al2MgZn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。（3）增强体与集体直接进行原子结合的界面结构：增强体与基体直接进行原子结合，形成清洁、平直界面，界面上既无反应产物也无析出相。该种界面结构常见于自生增强体金属基复合材料，如TiB2/NiAl自生复合材料。

（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。元素浓度梯度层的厚度、元素浓度梯度层的大小与元素的性质、加热过程中的温度和时间有密切关系。如用电子能量损耗谱测定经加热处理的碳化钛颗粒增强钛合金复合材料中氧化钛颗粒表面，发现存在明显的碳浓度梯度。碳浓度梯度层的厚度与加热温度有关。经过800℃加热1h，碳化钛颗粒中碳浓度由50%降低到38%，其梯度层的厚度约为1000nm；而经1000℃加热1h，其梯度层厚为1500nm。

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，即使同一种复合材料也存在不同类型的界面结构，即有增强体与基体直接原子结合的清洁、平直界面结构，也有界面反应产物的界面结构，也有析出物的界面结构等。

3. 金属基复合材料界面稳定性

金属基复合材料的主要特点在于它能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，但是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得性能下降，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，即物理不稳定性和化学不稳定性。

（1）物理不稳定性：这种不稳定性因素主要表现为基体与增强体之间在使用的高温

条件下发生溶解以及溶解与再析出现象。

发生溶解的典型例子是钨丝增强镍复合材料。钨在镍中有很大的固溶度，尽管在制造时可以采取快速浸渍和快速凝固的办法来防止溶解，但是这种复合材料的使用对象是制作高温下工作的零部件（例如涡轮叶片），工作温度在1000℃以上，如不采取有力措施，将产生严重后果。例如在1100℃左右使用50h，0.25μm直径的钨丝只剩下60%。也有个别的特殊情况，溶解现象不一定造成坏的结果。例如在钨铼合金丝增强铌合金复合材料中，钨也会融入铌合金中，但由于形成很强的钨铌合金会对钨丝的损失起到补偿的作用，强度能基本保持恒定或者略有提高。

在界面上的溶解再析出过程可以使得增强体的局及形态和结构发生变化，对性能产生极大影响。原先人们以为，Ni-C系中不生成化合物，它们在化学上应是相容的，因此将它们作为一种有前景的。能在高温下应用的复合材料进行研究。但是很快发现，这种体系在较高温度（800℃以上）下碳会先溶入镍中，而后又析出，析出的碳都变成了石墨结构，同时由于碳变成石墨结构是密度增大留下了空隙，给镍提供了渗入碳纤维扩散聚集的地方，结果使得碳纤维的强度严重降低。温度越高，时间越长，碳纤维的强度损失越大。

（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。

发生界面反应时，生成化合物，绝大多数化合物较之几种金属基复合材料常用的增强体更脆，在外载荷作用下首先在化合物中产生裂纹，当化合物超过一定厚度后，复合材料的性能将由其左右而降低。此外，化合物的生成也可能对增强体本身的性能有所影响。因此这是一种十分有害的因素，务必设法消除或抑制。基体与增强体的化学反应可能发生在化合物/增强体之间的接触面上，即增强体一侧，也可以发生在基体/化合物之间的接触面上，即基体一侧，也可能在两个接触面上同时发生。在研究比较多的几种复合材料中以发生在基体一侧比较多见。

交换反应不稳定因素主要发生在当基体含有两种或两种以上元素的合金时。其过程可分为两步：第一步为增强体与合金生成化合物，此化合物中暂时包含了合金中的所有元素；第二步为根据热力学规律，增强体元素总是优先与合金中的某一元素起反应，因此原先生成的化合物中的其他元素将与邻近基体合金中的这一元素起交换反应直到达到平衡。交换反应的结果是最易与增强体反应的基体的合金元素将富集在界面层，而不易或不能与增强体反应的基体的合金元素则在邻近界面的基体中富集。有人认为，基体中不形成化合物的元素向基体中的扩散事实上控制着整个过程的速度。因此，可以选择适当的基体成分来降低交换反应的速度。多种钛合金与硼的复合材料中存在这种不稳定因素。应该指出，交换反应不稳定因素不一定有害，有时候还有益。就拿钛合金/硼复合材料来说，正是那些不易和不能与B生成化合物的元素在界面附近的富集，提供了B向基体扩散的额外的阻挡层，因此减慢了反应速度。

暂稳态界面的变化发生在具有准Ⅰ型界面的复合材料中，发生变化的主要原因是原先的氧化膜由于机械作用、球化、溶解等受到破坏，逐步向Ⅲ型界面转变，这当然也是很危险的。保持氧化膜的不破坏是消除这类不稳定因素的最有效办法。

通过上面的分析可以清楚地看到，为了得到性能良好的复合材料，必须要有一个合适的界面。对于一些复合材料应将基体与增强体之间的溶解和相互作用控制在一定的范围，对于另一些复合材料应改善基体与增强体的润湿性和结合强度。

4. 金属基复合材料的界面反应控制

金属基复合材料制备过程中如何改善金属基体与增强体的浸润性、抑制界面反应，形成理想的界面结构，是金属基复合材料生产、应用的关键。界面优化的目标是，形成能有效传递载荷、调节应力分布、阻止裂纹扩展、稳定的界面结构。

界面反应可以通过界面反应热力学和界面反应动力学来控制。

从反应热力学的角度，通过适当的基体与增强体（包括表面涂覆层）的成分，控制两者的化学位差，进行合理匹配，可以从根本上控制界面反应。例如，Ni-38W/W-0.3Ni 体系的界面化学位梯度接近零。其最简单、直观的方法是参见有关相图（相互溶解或反应），但相图不全，且基体本身就是复杂的合金，很难判断，一般还是由试验确定。根据界面反应热力学仅能初步选定基体/增强体匹配，且事实上目前有用的复合材料体系很多热力学相容性差。

从界面反应动力学角度，可以通过控制界面反应速度、反应时间来控制界面层厚度，而反应速度主要由扩散控制。可以通过调节反应时间、温度及扩散激活能来控制界面反应层的厚度。通常可以采用增强体的表面处理、金属基合金化及制备工艺方法和参数控制来实现。

（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有效地改善浸润性和阻止严重的界面反应。国内外学者进行了大量的研究。选用化学镀或电镀在增强体表面镀铜、镀银，选用化学气相沉积法在纤维表面涂覆TI-B、SiC、TiC、B4C等涂层以及C/SiC、C/SiC/Si复合涂层，选用溶胶凝胶法在纤维等增强材料表面涂覆Al2O3、SiO2、SiC、Si3N4等陶瓷涂层。涂层厚度一般在即使纳米到1μm，有明显改善浸润性和阻止界面反应的作用。其中效果较好的是Ti-B等涂层、梯度复合涂层。

在C f/Al系中，润湿性差是一个主要问题。提高制造温度至约1000℃以上虽然可以改善润湿性，但是，在高于500℃时，碳纤维与铝间就会发生有害化学反应，界面生成脆性相Al4C3,因此不宜采用提高温度的方法来改善润湿性工程中有效的改善途径是进行纤维涂层。使Ti-B共沉积于碳纤维表面，是常见的碳纤维表面处理方法。这样的涂层可促进熔融铝对碳纤维的润湿。涂层碳纤维渗透铝后，成为C f/Al预制丝。但是，Ti-B涂层在熔融铝中很不稳定，会引起纤维降级并消弱复合材料性能。进行碳纤维表面处理时，为了提高效率，可以采用多个纱线架，同时在涂层过程中，可以对纤维施加张力。首先

要去除碳纤维表面涂层的聚乙烯醇保护膜，然后净化、活化碳纤维表面，在用化学气相沉积法沉积Ti-B涂层，最后与熔融铝复合制成预制丝。Ti-B涂层的碳纤维适用于制备铝基复合材料。

（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润湿性，阻止有害的界面反应，形成稳定的界面结构，是一种有效、经济的优化界面以及控制界面反应的方法。现有的金属基体合金多数是选用工业合金。

金属基复合材料增强机制与金属合金的强化机制不同。金属合金加入合金元素主要是起固溶强化和时效强化金属作用。如在Al合金中加入Cu、Mg、Zn、Si等元素，经过固溶时效处理，在铝合金中生成细小的时效强化相，有效地提高铝合金的强度。

对金属基复合材料，特别是连续纤维增强金属基复合材料，纤维是主要承载体，金属基体主要是固结纤维和传递载荷的作用。金属基体组分选择不在于强化基体和提高基体的强度，而是着眼于获得最佳的界面结构和具有良好塑性的合适的总体性能，使得纤维的性能和增强作用得以充分发挥。因此金属基复合材料中，应尽量避免选择易参与界面反应生成界面脆性相、造成强界面结合的合金元素。如铝基复合材料基体中的Cu元素易在界面产生偏聚、形成Al2Cu脆性相，严重时脆性相将纤维“桥接”，造成复合材料低应力脆性断裂。真对金属基复合材料最佳界面结构的要求，选择加入少量能抑制界面反应，提高界面稳定性和改善增强体与金属基体浸润性的元素。

表2所示为铝中加入0.1%~0.5%Zr的复合材料在400℃、600℃加热保温的抗拉强度。可见，在铝合金中加入0.5%Zr，可明显提高界面稳定性，抑制高温下的界面反应，使复合材料在较高温度下仍能保持高的力学性能。

表2 不同Zr含量对碳/铝复合材料拉伸性能影响

总之，在基体金属中加入少量的合金元素，并应用相应的制备工艺是一种经济有效、简单可行的优化界面结构和控制界面反应的途径。

（3）优化制备工艺方法和参数：界面反应程度主要取决于制备方法和工艺参数，因此优化制备工艺和严格控制工艺参数是优化界面结构和控制界面反应的重要的途径。由于高温下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。在确复合完好的情况下，制备温度尽可能低，复合过程和复合后在高温下保持时间尽可能短，在界面反应温区冷却尽可能快，而低于反应温度后应减小冷却速度，以免造成大的残余应力影响材料性能其它工艺参数如压力、气氛等也不可忽视，需综合考虑。

界面优化和界面反应的控制与制备方法紧密联系在一起，必须考虑经济性、可操作性和有效性，对不同的金属基复合材料要有针对性地选择界面优化和控制界面反应的途径。

5.界面对金属基复合材料力学性能的影响

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很明显的影响，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2~3倍，材料的弯曲刚度也大大提高。

弯曲破坏包括材料下层的拉伸破坏区和上层的压缩破坏区。在拉伸破坏区内出现集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。由于纤维的压缩强度和刚度比其拉伸强度和刚度大，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最差，受载状态下在边缘处一旦产生裂纹，便迅速穿过界面拓展，造成材料脆性弯曲破坏。

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。实验发现，三种经典的复合材料冲击断裂过程如图2所示。

图2 三种复合材料的典型冲击载荷-时间关系曲线

1——弱界面；2——适中界面；3——强界面

①弱界面结合的复合材料虽然具有较大的冲击能量，但其冲击载荷值比较低，刚性很差，整体抗冲击性能差。

②适中界面结合的复合材料，冲击能量和最大冲击载荷都比较大。冲击能量具有韧性破坏特性、界面既能有效传递载荷，使纤维充分发挥高强、高模作用，提高抗冲击能力，又能使纤维和基体脱粘，使纤维产生大量拔出和相互摩擦，提高塑性能量吸收。

③强界面结合复合材料明显呈脆性破坏特征，冲击性能差。

界面区存在脆性析出相对复合材料的性能也有明显影响。如铝合金的时效强化相在复合材料制备中于界面处析出，甚至在两根纤维之间析出，形成连接两根纤维的脆性相，

易使复合材料发生脆性断裂。所以纤维增强铝合金时一般不选择时效强化型高强度铝合金作为基体。

6.结语

金属基复合材料的界面状况是复合材料力学性能、物理性能发挥的关键。初步研究表明，在某些材料体系中，采用工艺过程控制和基体合金化控制的方法可以从反应热力学和动力学的角度实现界面有害反应的抑制、转化以及固溶体界面的生成和功能性界面的产生。金属基复合材料的界面问题的研究解决，对确定有效的金属基复合材料的制备方法和确定金属基复合材料使用范围都是十分重要的，直接影响到金属基复合材料的迅速发展和应用。在高温下应用的金属基复合材料界面反应、界面稳定性问题更为突出，更需深入研究。

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