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第 15 卷第 2 期2024年4月有色金属科学与工程Nonferrous Metals Science and EngineeringVol.15，No.2Apr.2024增强体表面改性在高导热金属基复合材料中的应用蔡志勇1，2，3，文璟1，王日初*1，2，3，彭超群1，2（1.中南大学材料科学与工程学院，长沙 410083；2.湖南省电子封装与先进功能材料重点实验室，长沙 410083；3.中南大学轻质高强结构材料重点实验室，长沙410083）摘要：随着电子技术的高速发展和电子器件的更新换代，电子封装材料的性能需求越来越高。金属基复合材料，尤其是铝基和铜基复合材料具有高导热、低膨胀、高稳定性等特点，是具有广阔应用前景的电子封装材料。然而，金刚石、石墨烯、硅等增强体与基体的润湿性差，或者在高温下与基体发生有害的界面反应，限制了此类高导热金属基复合材料的开发和应用。本文简述了金属基复合材料的界面研究进展，结合影响金属基复合材料界面结合的因素，提出了几种改善界面结合的方法。增强体表面改性是改善金属基复合材料界面的重要途径之一，常用工艺有磁控溅射法、化学气相沉积法、溶胶凝胶法、化学镀法等；最后，对增强体表面改性在高热导金属基复合材料中的应用进行分析和展望。关键词：电子封装材料；金属基复合材料；铝基复合材料；铜基复合材料；增强体；界面反应；表面改性中图分类号：TB333 文献标志码：AApplication of surface modification of reinforcing phase in metal matrix composites with high thermal conductivityCAI Zhiyong1,2,3,WEN Jing1,WANG Richu*1,2,3,PENG Chaoqun1,2（1.School of Materials Science and Engineering，Central South University，Changsha 410083，China；2.Key Laboratory of Electronic Packaging and Advanced Functional Materials of Hunan Province，Changsha 410083，China；3.National Key Laboratory of Science and Technology on High-strength Structural Materials，Central South University，Changsha 410083，China）Abstract:With the rapid development of electronic technology and the upgrading of electronic devices,the requirement for electronic packaging materials is getting higher than before.Metal matrix composites,especially aluminum and copper matrix composites have the characteristics of high thermal conductivity,low expansion,and high stability,which are electronic packaging materials with broad application prospects.However,diamond,graphene,silicon,and other reinforcements have poor wettability with the matrix,or have harmful interface reaction with the matrix at high temperature,which limits the development and application of metal matrix composites with the high thermal conductivity.This paper briefly described the research progress of interface of metal matrix composites,and proposed several methods to improve the interface bonding based on the factors that affect the interface bonding of metal matrix composites.Surface modification of reinforcement is one of the most important 收稿日期：2023-02-01；修回日期：2023-04-20基金项目：国家自然科学基金资助项目（52274369）；中国博士后科学基金项目（2018M632986）；湖南省自然科学基金项目（2019JJ50766）；轻质高强结构材料国防重点实验室开放基金资助项目（JCKY201851）通信作者：王日初（1965），博士，教授，主要从事材料科学与工程方面的教学及科研工作。E-mail：文章编号：1674-9669（2024）02-0237-19 DOI：10.13264/ki.ysjskx.2024.02.011引文格式：蔡志勇，文璟，王日初，等.增强体表面改性在高导热金属基复合材料中的应用J.有色金属科学与工程，2024，15(2)：237-255.有色金属科学与工程2024 年 4 月ways to improve the interface of metal matrix composites.The common technologies include magnetron sputtering,chemical vapor deposition,sol-gel and electroless plating.Finally,the application of surface modification of reinforcement in metal matrix composites with high thermal conductivity was analyzed and prospected.Keywords:electronic packaging materials；metal matrix composites；aluminum matrix composites；copper matrix composites；reinforcement；interface reaction；surface modification随着现代电子技术的高速发展，集成电路（IC）已渗透到各行各业，电子产品被广泛应用于互联网、计算机、移动通信、汽车电子、航空卫星等领域，促进了信息通讯全球化、生产设备智能化和自动化发展1。社会产业结构的革新换代和人类生活发展的物质需求极大地推动了IC产业的发展，随着5G时代的到来，IC产品的需求呈指数式增长，IC产品的制备和封装面临的挑战也越来越大2。面对复杂的工作环境和更高的封装性能要求，单一的材料体系（金属、陶瓷）已难以满足高集成度IC芯片的封装要求，新型电子封装材料的研发已迫在眉睫。金属基复合材料（Metal Matrix Composites，MMCs）因可设计性强、加工性能良好、热膨胀系数低等优点成为电子封装材料研究的热门，尤其是以铝和铜为基体的高导热金属基复合材料，不仅具备上述优点，还具备更优异的导热性能和力学性能，是电子封装领域使用最为广泛的金属基复合材料。为了在制备过程中尽可能提高金属基复合材料的综合性能，本文研究分析了基体与增强体之间界面对金属基复合材料综合性能的作用机理，总结了几种增强体表面改性工艺在制备金属基复合材料中的实际应用，最后对表面改性工艺的应用进行分析和展望。1金属基复合材料在电子封装中的应用电子封装是将电子器件、组件、部件和微电子系统等进行组合包装，起到保护电路、固定元件、及时散热和导电等作用，保证内部系统免受外界环境因素的干扰3。电子封装材料作为整个电子系统的重要组成部分，在电学性质、物理性质、化学性质等方面必须和电子元器件保持良好的匹配，根据材料种类可将其分为陶瓷封装材料、塑料封装材料和金属封装材料4。陶瓷封装材料的膨胀系数和密度较低，常作为基板材料承载和固定电子器件，但其导热率较低，电子器件产生的热量不能及时释放，导致电子器件的稳定性下降。塑料封装材料具有轻盈便捷、抗冲击性强的特点，但其内部存在气孔等组织缺陷，在潮湿和高温的环境下，易腐蚀和损坏5。金属封装材料，如铝和铜及其合金，具有良好的导热、机加工、镀覆等性能，但是它们的热膨胀系数（Al:23.610-6/K、Cu:17.610-6/K）与 芯 片 材 料 硅（4.210-6/K）和 GaAs（5.810-6/K）相差很大，电子器件工作时热循环将产生较大的内应力，电子器件存在受应力破损或失效的风险6。W/Cu和Cu/Mo复合材料具有与半导体材料相近的热膨胀系数和较为优异的导热性能，在电子封装中常作为热沉材料，但存在密度大、可焊性差的缺点，限制了其广泛应用。综上所述，单一的材料体系已不能适应高集成电路的封装需求，直至金属基复合材料进入电子封装领域。通过在金属基体中添加一定的增强体材料（陶瓷、合金）形成金属基复合材料，其性能受基体和增强体的种类与配比、空间配置（尺寸、形貌、对称性），以及界面结合状态等因素的影响7，选取合适的制备工艺可得到性能优异的金属基复合材料，从而满足电子封装的性能需求。金属基复合材料根据基体可以划分为铝、铜、镁、锌基复合材料，其中以铝和铜为基体的高导热金属基复合材料，具有优异的热物理性能和力学性能，在电子封装领域应用最为广泛8。其增强体材料主要包括陶瓷材料Al2O3、SiC、AlN等，以及单质碳、硼以及硅等9-11；另外，一些金属或合金纤维也可以作为增强体，如FeCrSi金属纤维12-13；根据增强体的形貌可将其划分为纤维类增强体、晶须类增强体和颗粒类增强体等7。1.1铝基复合材料电子封装用铝基复合材料（Aluminum Matrix Composites，AMCs）具有高强度、高硬度、耐腐蚀、抗疲劳以及低热膨胀系数等优点，依据增强体形貌可将其分为纤维增强和颗粒增强铝基复合材料14。1.1.1纤维增强铝基复合材料纤维增强铝基复合材料的增强体一般为碳、SiC、硼等纤维材料15，具有高强度、高硬度、低密度以及耐磨等性质。纤维增强铝基复合材料的加工方法包含固态扩散法、粉末冶金法等。美国Textron公238第 15 卷 第 2 期蔡志勇，等：增强体表面改性在高导热金属基复合材料中的应用司使用固态扩散法制备了一种SiCF增强铝基复合材料14，其沿纤维方向的抗拉强度超过 1 600 MPa，弹性模量达到 250 GPa，而密度仅为 2.8 g/cm3，被广泛应用于电子封装和航空航天领域。此外，国外还利用FeCrSi金属纤维在一定条件下制成多孔预制块，然后在低压环境中将A336铝合金熔体渗入预制块，最终制成铝基复合材料12。1.1.2颗粒增强铝基复合材料在纯铝或铝合金中添加具有高强度、高模量、耐磨、耐热的颗粒，颗粒尺寸一般为微米到纳米级，能够有效提高基体强度、硬度、耐磨性和耐热性。在相同体积分数下，增强体颗粒的尺寸越小，颗粒数目越多，颗粒间距也就越小，材料的力学性能一般越高16。电子封装用铝基复合材料常用的增强体颗粒有SiC、SiO2等陶瓷以及石墨、硅等单质颗粒，制备方法有铸造法、粉末冶金法、原位合成法等。为实现复合材料与集成电路基体材料热膨胀系数相匹配，往往需要采用高体积分数的增强体与基体复合，但传统铸造工艺制备的高体积分数复合材料，增强体易团聚及分布不均匀导致颗粒偏大，使复合材料综合性能大大降低。为解决上述问题，中南大学利用快速凝固喷射沉积法，制备了高硅含量的Al/SiP复合材料17，该材料与传统熔炼铸造材料相比，增强体硅颗粒更加均匀细小，热导率、热膨胀系数和机械加工等材料性能更加符合电子封装要求。此外，在自蔓延燃烧现象的基础上，开发出金属基复合材料的原位反应技术18，与传统工艺制备的铝基复合材料相比，原位自生铝基复合材料中增强体的尺寸由微米级降到纳米级，与基体的界面结合良好，无不良的界面反应，有效改善了铝基复合材料的强度、塑性和耐磨性，但增强体的含量低、尺寸控制难、分布不均匀等问题亟待解决。1.2铜基复合材料纯铜具有优异的导电导热性能和良好的加工性能，通过与陶瓷或一些稳定单质增强体结合形成铜基复合材料，能够有效提升材料的刚度、强度、耐磨和耐腐蚀性，降低材料密度和膨胀系数19，因而在电子封装材料领域越来越受人们关注。铜基复合材料可分为纤维增强和颗粒增强铜基复合材料20。1.2.1纤维增强铜基复合材料纤维增强铜基复合材料应用最为广泛的是碳纤维增强铜基复合材料，Cu/CF复合材料作为新型的封装材料，其性能受碳纤维含量和分布的影响，具有明显的各向异性21。研究发现，Cu/CF复合材料纵向和横向的热导率以及热膨胀系数存在较大差异，沿纤维纵向的热导率显著高于横向的，而热膨胀系数明显低于横向的，因此Cu/CF复合材料的应用有一定的限制性。然而，LEI等22将碳纤维组成一种三维网络多孔体，并以此为预制坯，采用压力熔渗法将铜基体渗入预制坯，成功制成一种具有各向同性的Cu/CF复合材料。此外，DATTA等23采用粉末冶金法也成功制备出具有各向同性的碳短纤维增强铜基复合材料。1.2.2颗粒增强铜基复合材料传统颗粒增强铜基复合材料以W、Mo等低膨胀系数材料作为增强体，制成 Cu/W 和 Cu/Mo 复合材料，它们具有高导热、高导电、低膨胀的特点，应用于制备大功率集成器件、电子设备、集成电路的散热器；但是Cu/W和Cu/Mo复合材料（W、Mo体积分数50%）存在密度过大、焊接性差的显著缺点24。新型铜基复合材料采用SiC、Si、金刚石等颗粒作为增强体，不仅具有较低的密度，还保持较高的导热、导电性能和较低的热膨胀系数。Cu/SiCP复合材料的综合性能受SiC含量、尺寸和形貌等特征以及界面反应影响25。当SiC含量越高，复合材料的密度越低，硬度和抗拉强度等力学性能越优异；当SiC含量相同时，颗粒尺寸越小，复合材料的热膨胀系数越小，抗弯强度和弹性模量越大，但热导率有所降低26。Cu/SiP复合材料具有更低的密度以及良好的机加工性能，是电子封装材料的研究重点之一。然而，采用粉末热压烧结制备的Cu/SiP复合材料存在热膨胀系数和热导率与理论值相差较大的问题27，这是由于高温下Cu和Si扩散转变为Cu-Si化合物（Cu3Si、Cu5Si等）28，损耗了铜基体的延展性以及硅的稳定性和低热膨胀系数，从而降低Cu/SiP复合材料的力学和热物理性能。因此，在制备Cu/SiCP、Cu/SiP等复合材料过程中，需要考虑如何有效控制界面反应，这也是高性能电子封装铜基复合材料制备技术和基础研究的主要难点。2金属基复合材料的界面性质与制备方法金属基复合材料的基体一般为金属单质或合金，增强体可以由一种材料，也可以是多种材料组成。不同的基体与增强体之间具有不同的界面特性，表现在基体与增强体间的润湿性、吸附性，以及两者是否发生化学反应等。在制备金属基复合材料时，基体与增强体的界面特征决定了两者的界面结合状态，最终导致复合材料的综合性能出现差异。239有色金属科学与工程2024 年 4 月因此，探究复合材料的界面特性以及界面对复合材料性能的影响，对选择金属基复合材料的制备工艺，优化复合材料的使用性能具有重要意义7,11。2.1界面润湿性当液态金属接触增强体表面时，常用固-液润湿性来描述基体与增强体之间的界面特性。如图1所示，当一滴液体滴在光滑的固体上时，液滴趋于稳定后，液相表面与固相表面在相交处形成接触角，也称润湿角。此时，用SL表示固体与液滴之间的界面张力（界面能），用 LV液滴与气体之间的界面张力（表面能），固体与气体之间的界面张力（表面能）为SV，其平衡状态关系满足式（1），即杨氏方程29：LVcos=SV-SL（1）受这些界面张力的平衡调控，液滴产生了固定的形状和接触角。当=0时，液相完全润湿固相，液滴完全铺展在固体表面；而当=180时，液相完全不润湿固相。要使液相趋于覆盖固相，在液相边缘需要一定的浸润驱动力，即固相在液相中的表面能要小于固相在气体中的表面能，则 SV-SL 0，0 90，如图 2（a）所示，该固-液系统为浸润体系。反之，当90 180时，液相不能很好地浸润固相，具有图2（b）所示的形状，称之为非浸润体系。杨氏方程是基于具有化学均匀性的光滑界面推导而出的，且默认材料表面不发生任何界面反应，即该方程中的接触角只与3种界面张力（SL、LV、SV）有关，忽略了材料表面微观成分和形貌对界面润湿平衡的影响30。2.2界面反应当金属基复合材料在制备过程中不产生液相或产生极微量的液相时，固-液润湿性已不适用于描述基体与增强体的润湿体系，基体与增强体之间的界面受两者化学相容性的影响。根据基体与增强体之间的化学相容性，即两者是否发生界面反应，可将界面润湿体系分为非反应性润湿和反应性润湿31。2.2.1非反应性润湿当金属基体与增强体既不互溶也不发生化学反应时，基体与增强体之间的润湿性为非反应性润湿，界 面 结 合 为 纯 物 理 结 合，例 如 Al 与 Si、Al2O3、Ti2O332-33，Cu与C34-36，Ni-Si合金与SiC37等体系。在Al-Si体系中，只存在简单的二元共晶反应，如图3所示为铝硅二元系形成的典型共晶型平衡相图38。LIU等39运用热压烧结技术制备了Si体积分数为20%的Al/Sip复合材料，观察其显微组织，发现在Al基体与Si颗粒界面之间存在细小的Si相，如图4所示，这是由于高温下硅在铝中有一定的固溶度，冷却后析出的细小Si相沉淀在Si颗粒表面形成的。并且通过 TEM 和高分辨率透射电镜（High Resolution Transmission Electron Microscope,HRTEM）观察Al/SiP界面，如图5所示，Al基体、Si颗粒以及Si沉淀物之间界面干净光滑，Al/SiP界面结合良好。说明在 Al/SiP复合材料制备过程中，铝和硅不发生界面反应生成其他化合物，Al/SiP冷却后复合材料只存在-Al和LVSL-LVsin固体液体气体SV图1固-液体系中界面力和接触角示意图Fig.1 Schematic diagram of interfacial force and contact angle in solid-liquid system 090 90180（a）（b）图2固-液体系中液滴形状与接触角：（a）浸润体系；（b）非浸润体系Fig.2 Droplet shape and contact angle in solid-liquid system；（a）wetting system；（b）non-wetting system240第 15 卷 第 2 期蔡志勇，等：增强体表面改性在高导热金属基复合材料中的应用-Si两相。2.2.2反应性润湿在特定的环境下，复合材料的基体与增强体发生界面反应，其界面反应产物能够改变体系的润湿状态，将原本不润湿的体系转化为润湿体系，则该润湿过程为反应性润湿33。界面反应包括基体与增强体之间的化学反应和溶解反应，当基体与增强体发生氧化还原反应时，润湿体系为氧化还原润湿；当增强体溶于基体生成固溶体或金属化合物时，为溶解性润湿31。SiC作为应用最为广泛的增强体材料之一，表1所列为不同纯金属与SiC的氧化还原反应类型。第一类金属如Fe、Co、Cu等与SiC发生反应生成硅化物和碳，生成的碳以石墨的形式从基体中析出，这类金属称为石墨化金属。第二类金属如Al、V等，如熔融状态下的Al与SiC生成稳定的碳化物Al4C3，而反应生成的Si将溶入金属熔体。第三类金属与SiC发生反应，同时生成硅化物和碳化物，这类金属主要包括Ti、Cr、Mo、Zr、Ta等。溶解性润湿是指增强体在界面处溶于金属基体，生成的固溶体或金属化合物改变了金属基体的AlSi（a）500 nm-000111111-AlSi（b）100 nm-000111111-图4Si颗粒表面析出的细小Si相39Fig.4 Fine Si phase precipitated on the surface of Si particles390 10 20 30 40 50 60 70 80 90 100Si质量百分比/%（5771）（Si）（Al）12.6600.452L1 414 0 10 20 30 40 50 60 70 80 90 100Si原子百分比/%1 5001 3001 100900700500300 T/图3Al-Si二元相图38Fig.3 Al-Si binary phase diagram38AlSi（a）200 nmAlSi（b）5 nm图5Al-Si界面；（a）TEM；（b）HRTEM39Fig.5 Al-Si interface；（a）TEM；（b）HRTEM39表1不同纯金属与SiC的反应类型40-41Table 1 Reaction types of different pure metals with SiC40-41类型123反应方程式 金属+SiC硅化物+C金属+SiCSi+碳化物金属+SiC硅化物+碳化物金属Fe、Co、Ni、CuAl、V、NbTi、Cr、Mo、Zr、Hf、Ta、W241有色金属科学与工程2024 年 4 月成分，从而导致金属基体的表面张力减小，增强了金属熔体与增强体的润湿性。比如 Cu-Si 体系42，目前，Cu/SiP电子封装材料的研究进展还比较缓慢，主要原因是通过粉末冶金低温制备的Cu/SiP复合材料，Cu-Si界面存在大量孔隙，这些孔隙极大地削弱了复合材料的导热性能，以及在应力作用下成为裂纹源，引起复合材料开裂，降低了材料的力学性能27。但高温下Cu-Si体系的溶解反应又十分激烈，从Cu-Si相图可知（图6），当温度达到552 时，Cu-Si界面开始出现化合产物，随着温度以及成分比例的变化，Cu-Si的界面产物种类复杂多样，其中大部分为脆性金属化合物，溶于基体削弱了金属基体的延展性。2.3界面缺陷当金属基体与增强体的润湿性较差时，金属基体不能充分包裹增强体表面，导致在制备过程中基体与增强体之间产生界面孔隙、裂纹等界面缺陷44-46。例如，石墨烯具有优异的导热、导电和力学性能，然而在制备石墨烯增强Cu基复合材料时，受范德华力的驱动，石墨烯在制备过程中容易发生团聚，成块的石墨烯阻滞了Cu基体的流动，造成了Cu/石墨烯界面处存在孔隙等界面缺陷47，极大地削弱了复合材料的使用性能。CHEN等48采用分子级混合和放电等离子烧结（SPS）工艺制成了Cu/石墨烯纳米片（GNPs）复合材料。观察不同 GNPs 含量的 Cu 基复合材料断裂截面，发现随着GNPs含量的增加，断裂韧窝的尺寸和深度都在不断减小（图7 中白圈区域），说明复合材料的断裂韧性在逐渐下降；一些GNPs完全暴露在断裂表面(图 7 中黑圈区域)，这是由于在断裂过程中Cu/GNPs发生了界面脱黏，受应力产生的裂纹沿着Cu/GNPs 界面生长延伸，最终造成材料断裂。当GNPs 含量分别上升至 2.0%和 4.0%时，GNPs 之间的铜基体变成了薄层结构，甚至是颗粒状结构，如图 7（d）、图7（e）的放大图所示，韧窝结构基本消失，截面具有明显的脆性断裂特征，即Cu/GNPs复合材料的力学性能显著下降。Al2O3、Ti2O3、SiO2等陶瓷材料与金属基体之间也存在润湿性差的问题，因此在非反应性润湿体系中，普遍存在润湿性较差的问题32-33；另一方面，当基体与增强体发生界面反应时，若其反应产物不溶于基体，此时基体与界面反应产物之间也会出现界面缺陷。例如，上述Cu与SiC发生氧化还原润湿时，生成的碳不溶于Cu基体，以石墨的形式析出，在Cu/石墨的界面处容易滋生界面孔隙等缺陷25,41。2.4金属基复合材料的制备方法依据基体所处的状态，可将金属基复合材料的制备工艺大致分为液态制造技术、固态制造技术和表面复合技术7。2.4.1液态制造法液态制造法中常用工艺为熔炼铸造法、液态金属浸渗法、喷射沉积法等。在制备金属复合材料过程，需要考虑金属基体与增强体之间的润湿性，当基体与增强体之间具有良好的润湿性时，液态金属基体能快速润湿增强体表面，制成的金属基复合材料具有较高的制密度。反之，金属与增强体之间的润湿性较差时，液态金属在增强体表面的流动性变差，0 10 20 30 40 50 60 70 80 90 100Si原子百分比/%30.1（Si）802 L1 414 0 10 20 30 40 50 60 70 80 90100Si质量百分比/%1 5001 4001 3001 2001 1001 000900800700600500400 T/467（Cu）558 1 084.87图6Cu-Si合金相图43Fig.6 Cu-Si alloy phase diagram43242第 15 卷 第 2 期蔡志勇，等：增强体表面改性在高导热金属基复合材料中的应用阻碍了基体浸渗增强体之间的孔隙，提高了液态金属浸渗的工艺难度，也使得制备的金属复合材料存在孔隙、裂纹等组织缺陷49。此外，使用液态制造技术制备金属基复合材料，液态金属与增强体的复合需要较高的温度和较长的时间，对于反应性润湿体系，在复合过程中难以控制两者的界面反应7,49，所以液态制造技术常适用于制备非反应性润湿体系的金属基复合材料。2.4.2固态制造法对于反应性润湿体系的金属基复合材料，往往采用加工温度较低的固态制造法，主要为粉末冶金法。通过一定的加工工艺（冷压、热压、热挤压等）将金属和增强体混合粉末制备成型。粉末在外部压力下出现变形、破碎和接触面黏接，加工温度一般低于粉末的固-液相温度，粉末之间没有液相生成，此时基体与增强体的界面结合受两者化学相容性的影响，即两者是否发生界面反应和发生反应的快慢。当基体与增强体具有较高的相容性时，基体与增强体不发生界面反应也不互溶，两者的接触表面在热扩散的驱动下只发生轻微的界面扩散。随着温度的升高，基体粉末更易发生破碎、变形和黏结，即温度和压力越高，制得金属基复合材料的致密度越高。然而，当基体与增强体不相容时，两者发生互溶或界面反应，形成固溶体或者金属化合物，加剧了基体与增强体接触面的界面扩散，并随着温度和压力上升，反应越剧烈7,50。2.4.3表面复合技术表面复合技术主要包括物理气相沉积法、化学气相沉积法和热喷涂技术等。沉积的材料不仅是金属、合金，也可以是陶瓷、半导体材料，膜层的结构特性受制备工艺参数的影响，一般而言，通过化学气相沉积法制备的复合材料，基体与沉积材料发生化学反应，得到的膜层与基体结合更为紧密7,11。2.5界面对金属基复合材料性能的影响金属基复合材料的界面作为基体与增强体传递载荷的重要媒介，对金属基复合材料的力学性能以及热物理性能具有重要影响。根据金属基复合材料的界面结合状态，可以将界面分为3种类型7。如表2所列。对于非反应润湿体系，其基体与增强体既不反应也不互溶时，界面的厚度几乎为零，如图 8（a）所示，基体与增强体的结合为机械结合，界面的结合力主要来源于增强体表面与基体的摩擦力，即增强体表面越粗糙，界面结合力越强。、型界面，依据金属基体与增强体发生互溶或界面反应的程度，可分为3个类别：第1类：金属基体与增强体发生轻微的互溶或界面反应，只产生微量的界面反应产物，不损伤增强体自身性能，有利于基体与增强体之间的浸润和复合，提高了两者的界面结合力。10 m10 m10 m10 m2 m（a）（b）（c）（e）（d）2 m10 m图7纯铜和Cu/GNPs复合材料的断裂截面SEM图48：（a）纯铜；（b）0.2%GNPs；（c）0.8%GNPs；（d）2.0%GNPs；（e）4.0%GNPsFig.7 SEM images of fracture section of pure copper and Cu/GNPs Composites48：（a）Pure copper；（b）0.2%GNPs；（c）0.8%GNPs；（d）2.0%GNPs；（e）4.0%GNPs243有色金属科学与工程2024 年 4 月第2类：金属基体与增强体的互溶或界面反应适中，有一定的界面反应产物生成，但不损伤增强体的材料性能，基体与增强体的界面结合力得到极大提升，裂纹易在增强体中扩展，材料呈脆性断裂。第 3类：金属基体与增强体发生剧烈的界面反应，生成大量的固溶体或金属化合物，改变了基体的成分，也极大地损伤了增强体材料性能，复合材料的性能急剧下降，甚至低于基体性能，因此，此类界面反应需要尽可能避免。当基体与增强体发生适度溶解或反应时，如图8（b）所示，其界面反应物在基体和增强体的接触面堆积，形成具有一定厚度的界面带（界面层）结构。此时复合材料性能受其界面结构特征的影响，即界面的弹性模量、热物理性能、界面厚度等。2.5.1力学性能金属基复合材料作为一种高性能复合材料，以纯金属或合金为基体，以陶瓷、纤维等为增强体，金属基体起到固结增强体、传递和承载应力的作用，增强体则起到钉扎、阻碍位错和强化基体的作用11。当基体与增强体之间存在界面孔隙、裂纹等界面缺陷时，应力载荷在界面缺陷处发生堆积，使得孔隙和裂纹延伸最终导致材料失效断裂7,44。因此，界面缺陷的存在大大削弱了金属基复合材料的力学性能，工业制备过程中需尽量避免界面缺陷的产生。不同的界面导致金属基复合材料出现不同的屈服和断裂扩展行为，由此产生不同的力学性能。如图9（a）所示，型界面为纯物理结合界面，复合材料受界面的抗拉强度i和抗剪切强度i的影响。i主要控制了复合材料的纵向拉伸和压缩强度；i则是控制基体变形时与增强体之间的剪切强度（断裂功）。i和i越大时，说明复合材料的界面结合强度越强，基体与增强体的之间的黏着功越大，即分开单位面积金属基体与增强体所做的功，通过式（2）Dupre方程或式（3）Young-Dupre方程定义计算51：WMC=M+C-MC（2）WMC=M（1+cos)（3）式（2）中：M、C、MC分别为金属基体、增强体的表面张力以及金属基体与增强体之间的界面张力。为金属基体与增强体之间的润湿角，即当基体与增强体之间的润湿性越好时，基体与增强体之间的界面结合强度越强；反之，当基体与增强体润湿性较差时，金属基复合材料的界面结合强度较低，材料在受外载荷作用时，增强体容易从基体中脱落，导致复合材料的力学性能较差48,52表2金属基复合材料的界面类型Table 2 Interface types of metal matrix composites型界面增强体既不溶于金属基体也不发生化学反应Cu/WCu/CCu/Al2O3Al/SiC型界面增强体与金属基体互溶但不发生化学反应Cu-Cr/WNi/CNi/W型界面增强体与金属基体发生反应生成化合物Cu-Ti/WCu/SiCAl/SiO2Al/C基体界面增强体基体界面带（层）增强体（a）（b）图8基体与增强体之间的界面示意：（a）型界面；（b）和型界面 Fig.8 Schematic diagram of interface between matrix and reinforcement：（a）type-interface；（b）type-and interface244第 15 卷 第 2 期蔡志勇，等：增强体表面改性在高导热金属基复合材料中的应用如图9（b）所示，当基体与增强体发生溶解或反应生成界面带时，复合材料除了受界面自身性能（i、i）的控制外，还受界面层与基体之间的抗拉强度mi和抗剪切强度mi，以及界面层与增强体之间的抗拉强度fi和抗剪切强度fi的影响。KANG等53使用二维和三维单元有限元法对Al/SiP复合材料的界面结合行为进行了数值模拟，通过测量界面层的力学性能，即界面层的弹性模量来表征基体与增强体界面的结合强度。当界面层的弹性模量相近于金属基体时，基体中的载荷可以有效地通过界面传递到增强体中，颗粒的增强作用得以发挥，使得复合材料的抗变形能力得到增强，基体与增强体具有较高的界面结合强度。而当界面层的弹性模量小于基体的弹性模量时，在外载荷的作用下，基体与增强体间的界面层容易产生屈服变形生成裂纹，增强体颗粒在拉伸力的作用下从基体上脱黏，脱黏的界面产生类似孔洞的效果，引起材料失效53-54。此外，崔春翔等55研究纤维增强的金属基复合材料时，发现界面对材料性能的影响主要体现在层间剪切强度上，界面层的厚度大于或小于某一临界值时，都会使得界面不能很好地传递载荷，导致金属基复合材料的力学性能降低。综上所述，对于拥有、型界面的复合材料，其性能受界面反应层的强度、弹性模量、厚度的综合作用。基体与增强体之间的界面层厚度存在一定临界值，当界面层过薄时，界面化合物过少不能有效传递基体与增强体之间的载荷，基体与增强体的结合强度较差。而界面层过厚时，基体与增强体的界面结合过强，导致基体的流动性变差，复合材料的破坏机制有所改变52。当界面反应物为脆性化合物时，其强度和弹性模量与基体相差较大，基体与界面层之间易发生应力堆积，使得复合材料在界面层或基体与界面层之间产生裂纹。当界面层的强度和弹性模量与基体相近时，应力通过界面层传递到增强体一侧，导致增强体发生塑性变形，若增强体为脆性材料，受应力集中的作用，复合材料易在增强体或界面层与增强体之间产生裂纹。2.5.2热膨胀性能复合材料的热膨胀行为与其基体和增强体的自身特性有直接关系，但两者间的孔隙和界面层结构对复合材料的热膨胀性能也有着一定影响。孔隙对复合材料热膨胀行为的影响主要表现为孔隙率、开孔率以及闭孔率，如图10所示，孔隙根据是否与外界连通可分为闭孔（区域a）和开孔（区域b）。董应虎等56研究孔隙对Cu/Mo复合材料热物理性能的影响时，发现随着孔隙率的增加，Cu/Mo复合材料的热膨胀系数先增加后减小。当基体中孔隙率小于38.6%时，孔隙主要为闭孔结构，孔内气体受热膨胀产生较大的热应力，导致Cu/Mo复合材料的热膨胀系数随着孔隙的增加而增加。当基体中孔隙率基体界面增强体基体界面带（层）增强体（a）（b）iiiiiimimififi图9界面对金属基复合材料力学性能的影响：（a）型界面；（b）和型界面Fig.9 Effect of interface on mechanical properties of metal matrix composites：（a）type-interface；（b）type-and interfaceabb闭孔开孔开孔图10复合材料基体中的孔隙类别Fig.10 Pore types in composite matrix 245有色金属科学与工程2024 年 4 月大于38.6%时，孔隙主要为开孔结构，受热产生的热应力为零，不会对材料的热膨胀性能产生影响，甚至随着孔隙率的提高，Cu/Mo复合材料的热膨胀系数有所降低。除孔隙等缺陷外，基体与增强体之间的界面结构对复合材料的热膨胀性能也有不同的影响，型界面为纯物理结合界面，对材料的热膨胀性能以及导热性能影响不大，例如，牛宏伟等57在研究 SiCM/SiCF复合材料的热膨胀行为时，利用Schapery公式对SiC纤维束的热膨胀行为进行模拟，将考虑界面层以及不考虑界面层的拟合结果进行对比，结果显示界面层对纤维束的热膨胀行为影响微乎其微。当复合材料的界面为、型界面时，界面层的存在有效改善了基体与增强体的结合强度，提高了增强体对基体热膨胀的约束力。例如，邓世岐58在Cu/CF体系中添加Zr元素，发现基体中的Zr与C纤维发生反应生成了 Z