界面熱失配對金屬基復合材料力學性能的影響

侯雅男，楊昆明，劉 悅，范同祥

上海交通大學金屬基復合材料國家重點實驗室,上海 200240

金屬基復合材料（metal matrix composites，MMCs）由于具有優于金屬基體的比強度、比剛度、比模量和耐磨性等力學性能，以及更優的導電導熱、耐腐蝕、耐輻照和抗氧化等功能特性[1-4]，被廣泛應用于航空航天、電子信息和軌道交通等領域[5-6]。研究表明，通過改變基體組份及增強相的種類、含量、尺寸和分布可實現對金屬基復合材料綜合性能的柔性設計和調控[4,7]。

作為連接增強相和金屬基體的紐帶，界面結構和性能對金屬基復合材料綜合性能起著決定性作用[8-10]。由于增強相和金屬基體存在較大的熱膨脹系數（coefficient of thermal expansion，CTE）差異，使得復合材料在制備冷卻過程中不可避免地產生熱失配應力[11-12]。研究表明，熱失配應力的產生可顯著影響金屬基復合材料的界面結構和性能，并最終影響其綜合性能[13-14]。當熱失配應力超過基體的屈服強度時，近界面處金屬基體將發生微塑性變形，以形成不同類型金屬缺陷的方式對熱失配應力進行釋放；遠離界面處的熱失配應力未超過基體屈服強度，以熱殘余應力的方式保留在金屬基體中。在此過程，發生塑性變形的區域常被稱為塑性區，含有熱殘余應力的區域則被稱為彈性區。研究發現，塑性區內金屬缺陷的存在對復合材料的力學性能可起到顯著強化作用[15]，同時還能影響復合材料的導電導熱性能[16-17]。除此之外，彈性區內熱殘余應力被證實同樣可影響復合材料的力學性能[14]。因此，深入研究和理解界面熱失配對金屬基復合材料力學性能的影響規律和機制，對進一步實現金屬基復合材料界面結構設計和優化以及金屬基復合材料的制備工藝選定具有重要的指導意義。本文從金屬基復合材料界面熱失配的實驗和模擬研究出發，圍繞界面熱失配缺陷和界面熱殘余應力，詳細闡述了界面熱失配對金屬基復合材料力學性能的影響規律和機制，并基于現有的界面熱失配實驗和模擬結果，對未來金屬基復合材料界面熱失配研究進行了展望。

1 界面熱失配缺陷

對于金屬基復合材料，在制備降溫過程中由于增強相和金屬基體熱膨脹系數差異引起的界面熱失配應力（σCTE）可通過式（1）計算[5]。

式中：E是彈性模量；α是熱膨脹系數；T2和T1分別是金屬基復合材料制備加工溫度和最終冷卻溫度；下標m 和p 分別代表金屬基體和增強相。通常，界面熱失配應力會超過金屬基體的屈服強度[18-19]并引起近界面處金屬基體發生微塑性變形產生塑性區，如圖1 中B 區域，其中rp為塑性區半徑，a為增強相的半徑。因此，部分界面熱失配應力會以不同類型金屬形變缺陷的形式進行釋放。未被釋放的界面失配應力將以熱殘余應力的形式存在于彈性區，如圖1 中C 區域。大量微觀結構表征發現[20-22]，塑性區的金屬缺陷類型主要為位錯和納米孿晶。

圖1 金屬基復合材料界面熱失配示意圖Fig.1 Schematic diagram of the interfacial thermal mismatch for MMCs

1.1 界面熱失配位錯

對于微米尺寸增強相強化的金屬基復合材料，界面熱失配應力主要以位錯的形式進行釋放[23-25]。Vogelsang 等[23]采用粉末冶金法制備了晶須狀和板條狀兩種形貌碳化硅（SiC）增強6061 鋁（Al）復合材料，通過透射電子顯微鏡（transmission electron microscopy，TEM）對降溫過程中復合材料的熱失配缺陷進行了原位觀察。結果發現，在晶須狀SiC/6061Al 復合材料中，相對于6061Al 基體的位錯密度（8×1012m-2），SiC/6061Al 界面附近的熱失配位錯密度高出近一個數量級（約為1014m-2），且SiC/6061Al 界面是高密度位錯的主要產生源；對于板條狀SiC/6061Al 復合材料，其界面處的位錯密度是晶須狀SiC/6061Al 的5 倍左右。Kim 等[24]利用透射電子顯微鏡觀察和對比了不同體積分數、不同顆粒尺寸的SiC/Al 和碳化鈦（TiC）/Al 復合材料界面處的熱失配位錯。結果發現，在這兩種復合材料中，界面熱失配位錯密度均在1013～1014m-2范圍內變化，SiC 和TiC 顆粒體積分數的增加會引起界面熱失配位錯密度的顯著提高，且界面熱失配位錯密度隨顆粒尺寸的減小而增加。研究者還發現熱失配位錯在界面附近呈現非均勻分布。Chawla和Metzger[26]通過透射電子顯微鏡觀察鎢（W）/銅（Cu）復合材料界面處的熱失配位錯，發現位錯密度在7×1011m-2到4×1012m-2之間變化，且位錯密度隨遠離界面距離的增加而降低。Kim 等[24]通過統計SiC（顆粒，SiCp）/Al 和TiC（顆粒，TiCp）/Al 復合材料界面處的熱失配位錯分布，得到了類似的位錯密度呈梯度變化的規律，如圖2 所示，其中r為離金屬基體圓心的距離，r/a代表距離圓心距離與增強相半徑比值。

圖2 SiC（顆粒）/Al 和碳化鈦（TiC）顆粒/Al 復合材料界面處的熱失配位錯隨遠離界面距離的變化規律[24]Fig.2 Interfacial thermal mismatch dislocations with the distance away from the interface of the SiC particles (SiCp)/Al and TiC particles (TiCp)/Al composites[24]

在熱失配位錯的理論模型研究方面，Arsenault和Shi[27]假設SiC 顆粒增強相是平行六面體，且界面熱失配位錯從復合材料界面處沖出，如圖3（a）所示，其中t1、t2、t3分別為棱柱基體的長、寬、高。通過棱柱位錯沖出模型得到整個金屬基體平均位錯密度（ρCTE），如式（2）所示。

圖3 棱柱位錯沖出模型[27]（a）和考慮球狀顆粒的位錯沖出模型示意圖[28]（b）Fig.3 Schematic diagram of the prismatic dislocation punching model[27] (a) and the dislocation punching model considering the spherical particle reinforcements[28] (b)

式中：B是與增強相形狀有關的幾何常數，取值范圍4（纖維狀）～12（顆粒）；εCTE是界面熱失配應變；f是增強相體積分數；b是位錯伯氏矢量；t為增強相最小邊長。

由式（2）可知，ρCTE與顆粒增強相的半徑成反比，即顆粒增強相的半徑越小，金屬基體中的平均熱失配位錯密度越高。在增強相半徑不變的條件下，增強相體積分數越大，熱失配位錯密度越大。需要指出的是，此位錯沖出模型認為界面熱失配應變全部以位錯的形式釋放，且計算得到的ρCTE為整個基體的平均位錯密度，并未考慮基體塑性區范圍的影響。在此基礎上，Taya 等[28]假定顆粒增強相為球狀，并用增強相/基體界面上的棱形位錯環來表述熱失配應力，如圖3（b）所示。當熱失配應力超出基體屈服強度時，位錯環將以一定的沖出距離向基體中移動，從而在基體中形成位錯沖孔區，即塑性區。同時，研究者通過此位錯沖出模型得出，增強相體積分數的增加和尺寸的減少均會引起塑性區內平均位錯密度的大幅增加。

在Taya 等[28]提出的位錯沖出模型基礎上，Shibata 等[29]繼續考慮了基體塑性變形過程中由于能量耗散所引起的位錯沖出阻力，進一步完善了熱失配位錯沖出模型。該模型在幾何上確定了位錯沖出距離的上限，即，其中rp為位錯沖孔距離（即塑性區半徑），a是顆粒增強相半徑，f為增強相體積分數，位錯沖孔距離可通過式（3）～式（5）計算。

式中：A和P分別是計算位錯沖孔距離的中間參數；τym是基體的剪切屈服強度；λ和μ分別為拉梅第一參數和拉梅第二參數（剪切模量），下標m 和p分別代表金屬基體和增強相，且=λp-λm，=μp-μm；vm是金屬基體泊松比；εCTE是界面熱失配應變。在此基礎上，塑性區內的平均位錯密度如式（6）所示。

由此可知，位錯沖出模型主要通過界面處位錯的沖出運動來計算塑性區內的沖出范圍和平均位錯密度，最終得到增強相形貌、含量、尺寸、模量以及溫差等參數與位錯密度和分布之間的關系。然而，盡管現有熱失配位錯模型充分考慮了位錯的沖出行為，但金屬基復合材料中增強相間的相互作用、塑性變形區的相互疊加和位錯間的相互纏結等影響因素仍未被考慮。因此，在現有研究基礎上進一步完善位錯沖出模型，有利于更精準描述金屬基復合材料界面熱失配位錯的沖出行為以及計算位錯密度。

1.2 界面熱失配孿晶

當金屬基復合材料增強相尺寸為微米尺度時，界面熱失配缺陷主要表現為位錯。然而，隨著金屬基復合材料制備技術的不斷發展以及增強相尺寸的不斷減小，界面熱失配孿晶也被發現[20,30]。Yang等[20]利用壓力滲透法制備了30 nm、220 nm 兩種尺寸且體積分數高達30%的SiC（顆粒，SiCp）/Al 復合材料，經透射電子顯微觀察發現，SiC/Al界面附近的缺陷主要為線形和鋸齒狀孿晶、畸變區和弗蘭克不全位錯，如圖4（a）和（b）所示，并未發現全位錯或位錯纏結等形貌。這說明高含量納米增強相的加入改變了降溫過程中近界面處Al 基體的塑性變形行為，使得界面熱失配缺陷由位錯轉變為納米孿晶。董蓉樺[30]利用擠壓鑄造法制備了SiC 納米晶須（SiCnw）增強Al 基復合材料，發現當SiC 體積分數小于30%時，熱失配應力以位錯的形式進行釋放如圖4（c）和（d）所示；當SiC體積分數達到30%時，Al 基體中的缺陷形式發生變化，主要轉變為幾個納米尺度的層錯和微孿晶，如圖4（e）和（f）。研究者認為，層錯和微孿晶的產生機制與納米孿晶Al 薄膜[31-32]中孿晶的形成機制類似。由于納米增強相具有極大的比表面積，當高含量納米增強相加入Al 基體后，增強相/基體界面面積將大幅增加，從而將Al 基體分割成由高密度界面分隔開的微小區域。對于每一個微小區域，產生不全位錯的臨界剪切應力值小于產生全位錯的臨界剪切應力，因此界面熱失配應力將優先以層錯或微孿晶的形式釋放。不僅如此，研究者[30]通過理論計算表明，當SiC 納米晶須直徑大于183 nm時，SiC/Al 的界面熱失配應力釋放形式僅為位錯，當SiC 尺寸小于183 nm 且體積分數超過臨界體積分數時，界面熱失配應力釋放形式將轉變為孿晶。

圖4 SiC/Al 復合材料透射電子顯微形貌：（a）SiC（顆粒）/Al 復合材料線形和鋸齒狀缺陷[20]；（b）SiC（顆粒）/Al 復合材料界面處線形缺陷[20]；（c）SiC（納米晶須，20%）/Al 復合材料透射電子顯微形貌[30]；（d）SiC（納米晶須，25%）/Al復合材料透射電子顯微形貌[30]；（e）SiC（納米晶須，30%）/Al 復合材料單孿晶[30]；（f）SiC（納米晶須，30%）/Al 復合材料雙重孿晶[30]Fig.4 TEM images of the SiC/Al composites: (a) linear and zigzag shape defects in the SiCp/Al composites[20];(b) linear morphology defects at the SiCp/Al interface[20];(c) SiCnw/Al (20%) composites[30];(d) SiCnw/Al (25%) composites[30];(e) single twins in the SiCnw/Al(30%) composites[30];(f) twofold twins in the SiCnw/Al (30%) composites[30]

由以上闡述可知，金屬基復合材料界面熱失配缺陷類型與增強相尺寸和含量密切相關。表1 給出了SiC/Al 復合材料熱失配缺陷類型與增強相尺寸及質量分數的關系[20-22,33-35]?？梢钥闯?，只有當SiC尺寸在200 nm 以下且體積分數達到30%時，復合材料的熱失配缺陷才會轉化為孿晶。此外，由于SiC 納米晶須增強相的比表面積相對于SiC 顆粒更大，對應復合材料中的界面密度更高，因此在相同體積分數下將更有利于熱失配孿晶的產生。

表1 SiC 顆粒尺寸和質量分數對SiC/Al 復合材料熱失配缺陷類型的影響[20-22,33-35]Table 1 Effects of SiC particle size and mass fraction on the interfacial thermal mismatch defects of SiC/Al composites[20-22,33-35]

2 界面熱失配缺陷對力學性能的影響

2.1 界面熱失配位錯對力學性能的影響

金屬基復合材料力學性能強化機制主要包括載荷傳遞、細晶強化、奧羅萬強化和位錯強化等[36-38]，其中位錯強化又包括熱失配位錯強化和幾何必須位錯強化。有關界面熱失配位錯對金屬基復合材料強度的影響可用經典Taylor 公式（式（7））表示[14,39]。

式中：ΔσCTE表示熱失配位錯對屈服強度的強化作用，γ表示Taylor 系數，μ表示剪切模量，b表示位錯伯氏矢量，ρCTE表示基體熱失配區的平均位錯密度。由此可知，熱失配位錯引起金屬基復合材料屈服強度的增加值與熱失配位錯密度的平方成正比。

Kouzeli 和Mortensen[40]利用壓力滲透方法制備了Al2O3（顆粒）/Al 復合材料，發現當熱失配位錯密度從5×1012m-2增加到5×1013m-2時，復合材料屈服強度從73 MPa 提高到148 MPa。Li[41]研究了納米SiC 顆粒增強Al 基納米復合材料中不同強化機制對屈服強度的貢獻，發現隨著SiC 顆粒體積分數的逐漸增加，各種強化機制對屈服強度貢獻的占比發生變化，結果如圖5 所示。當SiC 體積分數增加至10%時，熱失配位錯的強化占比高達50%。類似地，Sanaty 等[42]在研究Al2O3（顆粒）/鎂（Mg）復合材料的強化機制時發現，當Al2O3顆粒尺寸為1 μm 時，熱失配位錯強化占比為26%，而當Al2O3顆粒尺寸小于30 nm 時，熱失配位錯強化機制占比顯著增加。對于體積分數為4%、顆粒尺寸為30 nm 的Al2O3/Mg 復合材料，熱失配位錯強化占比增加至43%。除可影響復合材料的屈服強化外，熱失配位錯還能顯著影響復合材料的失效應變和顯微硬度。Song 等[43]利用納米壓痕技術研究了不同時效條件下SiC（顆粒）/Al 復合材料界面處的硬度分布，研究發現，通過硬度測得的熱失配密度分布范圍與透射電子顯微觀察下的分布一致，因此認為復合材料的失效應變隨熱失配位錯分布范圍的減小而降低。涂凱等[44]發現由于熱失配位錯間的相互作用，Al2O3（顆粒）/7075Al 復合材料的顯微硬度可得到顯著提高。

圖5 納米SiC（顆粒）/Al 復合材料中SiC 體積分數對強化機制的影響[41]Fig.5 Effect of SiC volume fraction on the strengthening mechanisms of the SiCp/Al nanocomposites[41]

研究者通過將熱失配位錯沖出模型嵌入到有限元方法（finite element method，FEM）中進行復合材料的力學性能分析[45-47]。在有限元模型中，每個顆粒周圍都存在著熱失配應力所導致的塑性區，如圖6（a）所示。每個顆粒及其周圍的基體都被看為軸對稱的單胞模型，如圖6（b）所示，其中基體被劃分為塑性區（B 區域）和彈性區（C 區域），塑性區內有著高密度的熱失配位錯?；谟邢拊Ｐ?，Suh[45]等通過考慮熱失配位錯建立了金屬基復合材料屈服強度與增強相體積分數和尺寸間的耦合方程。結果表明，顆粒越小，強化效果越好，體積分數越大，尺寸效應越明顯。Shao 等[46]對比了SiC（顆粒）/Al 不同強化機制的有限元模型與實驗結果（如圖6（c））。研究表明，當只考慮界面載荷傳遞時，盡管經典塑性模型能較好描述復合材料的彈性變形行為，但卻不能預測顆粒尺寸對復合材料屈服強度的影響；當只考慮界面熱失配位錯時，有限元模型能較好地擬合小應變條件下（＜0.5%）的拉伸應力-應變曲線，但卻不能擬合復合材料的加工硬化行為；描述塑性應變梯度的泰勒模型非局部理論（Taylor-based nonlocal theory，TNT）[47]雖然實現了復合材料塑性加工硬化行為的描述，但仍不能擬合小應變時的實驗結果[48]。因此，同時引入了熱失配位錯和泰勒模型非局部理論的改進有限元模型最后實現對金屬基復合材料力學性能的準確描述。

圖6 SiC（顆粒）/Al 復合材料有限元模型與實驗結果[45-47]：（a）有限元模型中基體顆粒及塑性區分布；（b）軸對稱單顆粒模型中區域分布；（c）15%SiC（顆粒，體積分數）/A356 復合材料應力-應變模擬和實驗結果Fig.6 Finite element method and the corresponding experimental results of the SiCp/Al composites[45-47]: (a) particle distribution and plastic zone in the matrix in FEM;(b) plastic zone distribution in the axisymmetric single particle model;(c) the stress-strain simulation and experimental results of the SiCp/Al composites

由以上研究可知，界面熱失配位錯不僅可顯著影響金屬基復合材料的屈服強度，還能影響其失效應變和硬度等力學性能，且強化效果與增強相的含量和尺寸密切相關。同時考慮熱失配位錯和塑性應變梯度的有限元模型能較好描述金屬基復合材料在彈性和塑性變形階段的力學響應行為。因此，綜合考慮不同尺度材料力學行為的模型有利于實現對金屬基復合材料力學性能的描述和預測，并有助于建立金屬基復合材料增強相特征參數、界面微觀結構與力學性能間的內在關聯性。

2.2 界面熱失配孿晶對力學性能的影響

不同于線缺陷位錯，孿晶屬于二維面缺陷。大量研究表明，孿晶的存在不僅可顯著提高金屬材料的強度，也可改善其塑性[49-51]。這主要在于孿晶在阻礙位錯運動的同時，也能為位錯的產生提供形核位點，從而提高對位錯的儲存能力。目前有關金屬基復合材料熱失配孿晶對力學性能的影響研究主要集中在實驗方面，相關理論模型研究還鮮有報道。

董蓉樺[30]發現界面熱失配孿晶的出現使得體積分數為30%的SiC 納米線增強Al 基復合材料屈服強度提高了80%以上，且塑性也得到顯著改善。Guo 等[52]利用放電等離子燒結和高應變率熱軋工藝制備了均勻分散碳納米管（carbon nanotubes，CNTs）增強Al 基復合材料。透射電子顯微觀察發現，CNTs/Al 界面附近含有高密度層錯和微孿晶，如圖7 所示，并隨著碳納米管體積分數從0.50%增加到1.00%，Al 基體中的層錯密度顯著增加。拉伸力學性能測試發現，復合材料抗拉強度和延展性隨著微孿晶密度的增加同步增加，且孿晶強化是CNTs/Al 復合材料的主要強化方式。Li 等[53]利用球磨、放電等離子燒結和熱擠壓法制備了石墨烯納米片（graphene nanoplatelets，GNPs）增強的Al 基復合材料。通過透射電子顯微觀察發現，界面附近的Al 基體中存在著層錯。通過對GNPs/Al 復合材料強化分析證實了復合材料界面處的層錯有利于屈服強度和抗拉強度的提高。不僅如此，Li 等[54]采用連鑄和連軋的方法制備了GNPs/Al 復合材料，同樣發現鋁基體中存在高密度層錯，且層錯的存在使復合材料抗拉強度比純Al 提高了約36.8%。

圖7 1.0% CNTs/Al 復合材料透射電鏡顯微形貌（a）及CNTs/Al 復合材料和純Al 的拉伸性能曲線（b）[52]Fig.7 TEM image of the 1.0% CNTs/Al composites (a) and the tensile curves of CNTs/Al composites and pure Al (b)[52]

孿晶不僅可提高金屬材料的強度，還有利于金屬材料熱穩定性[55]、抗蠕變[56]和抗疲勞性能[57]的提升。因此，研究含界面熱失配孿晶的金屬基復合材料的近服役力學性能對其工程化基礎應用具有顯著的指導意義。另一方面，由于組成孿晶的晶體沿孿晶面呈鏡像對稱關系，孿晶面對孿晶晶體中電子和聲子的散射效應遠低于位錯，所以納米孿晶金屬通常還具有高導電和高導熱特性[58]。由此可推測，若在金屬基復合材料中引入高密度納米孿晶將有利于提高其導電導熱性能，這對解決傳統金屬基復合材料強度-導電或強度-導熱性能的倒置關系意義重大。

3 熱殘余應力對力學性能的影響

由圖1 可知，金屬基復合材料界面熱失配應力除在塑性區以產生金屬缺陷的形式釋放外，在遠離界面的彈性區將以熱殘余應力的形式保留。研究表明，熱殘余應力對金屬基復合材料的彈性模量[59-60]、屈服強度[14,18,59,61-62]、耐磨性[62]、顯微硬度[12]、屈服面[61,63]、延展性[64]、疲勞性能[65-66]和尺寸穩定性[67]等均起到顯著作用。目前，在實驗和理論模型方面有關熱殘余應力對金屬基復合材料力學性能的影響均有報道。

Chatterjee 等[62]研究了Al2O3（顆粒）/6061Al和SiC（顆粒）/6061Al 復合材料的耐磨性和拉伸性能。X 射線衍射結果表明，SiC（顆粒）/6061Al復合材料中具有較高的熱殘余應力。納米壓痕結果和拉伸性能表明，SiC（顆粒）/6061Al 中的高熱殘余應力使其極限拉應力和屈服應力要高于Al2O3（顆粒）/6061Al 復合材料，但是耐磨性較差。Fudger 等[64]采用中子衍射方法測量了Al2O3（顆粒）/AA6061 復合材料中的熱殘余應力，發現界面熱殘余壓應力可顯著提高復合材料的延展性。Xiao 等[67]通過熱膨脹儀測量了復合材料在連續加熱冷卻循環中的熱應變，發現回火過程中熱殘余應力的釋放有效提高了TiC 顆粒增強鋼基復合材料的尺寸穩定性。

Ho 和Saigal[59]利用有限元方法研究了SiC（顆粒）/Al 復合材料在鑄造過程中熱殘余應力對力學性能的影響，發現熱殘余應力使復合材料的表觀彈性模量降低、屈服強度提高，如圖8（a）所示。Cao 等[14]在泰勒模型非局部理論的基礎上引入熱殘余應力，通過與SiC（顆粒）/A356 復合材料的實驗數據對比發現，考慮了熱殘余應力的泰勒模型非局部理論模型更能準確描述復合材料的力學響應行為，且熱殘余應力的引入顯著提高了復合材料的屈服強度和流變應力，如圖8（b）所示?；谖⒂^力學的彈塑性模型，Liu 和Sun[61]研究了雙軸加載下顆粒增強金屬基復合材料中熱殘余應力對屈服面的影響，結果顯示，無熱殘余應力的屈服面是理想狀態下各向同性硬化，如圖8（c）所示，而考慮熱殘余應力復合材料產生的包辛格效應，整體屈服面更接近實際的硬化行為。Tevatia 和Srivastava[65]建立了基于微觀結構特征的裂紋擴展疲勞壽命預測模型，較好描述了在高應變和低應變下熱殘余應力對Al2O3（顆粒）/AA6061 復合材料循環軟化和硬化時的影響。結果發現，熱殘余應力的加入使Al2O3（顆粒）/AA6061 復合材料的整體疲勞性能降低，如圖8（d）所示。

圖8 熱殘余應力對金屬基復合材料力學性能的影響：（a）20% SiC（顆粒）/A356 復合材料應力-應變曲線[59]；（b）理論模型預測15% SiC（顆粒）/A356 復合材料拉伸應力應變曲線[14]；（c）有無殘余應力情況下的屈服面[61]；（d）殘余熱應力對Al2O3（顆粒）/AA6061 復合材料低周疲勞裂紋擴展壽命的影響[65]Fig.8 Effect of the thermal residual stress on the mechanical properties of the metal matrix composites: (a) stress-strain curves of 20%SiCp/A356 composites[59];(b) tensile stress-strain curves of 15% SiCp/A356 composites predicted by theoretical model[14];(c) initial yield surface with and without residual stress[61];(d) influence of residual thermal stress on the low cycle fatigue crack growth life of Al2O3/AA6061 composites[65]

由以上闡述可知，金屬基復合材料界面熱殘余應力同樣可對其力學性能起到顯著影響。如何實現熱殘余應力的精準測試，并建立熱殘余應力與金屬基復合材料增強相特征參數、界面微觀結構和力學性能的關聯性是目前研究的難點。因此，借助于先進應力應變測試手段并結合多尺度材料力學分析模型對未來金屬基復合材料熱殘余應力展開研究十分必要。

4 結論與展望

金屬基復合材料由于增強相和金屬基體熱膨脹系數的差異，在降溫過程中會產生界面熱失配應力，部分熱失配應力通過近界面處基體塑性變形形成熱失配缺陷的形式進行釋放，而未釋放的部分將以熱殘余應力的形式保留。界面熱失配缺陷類型主要為位錯和孿晶，二者的形成主要取決于增強相的含量和尺寸。實驗和理論研究均證實，界面熱失配位錯和孿晶都能顯著提高金屬基復合材料的力學性能，且強化效應與增強相的含量、尺寸、形狀、模量以及位錯或孿晶密度、分布等密切相關。界面熱殘余應力對復合材料的力學性能尤其是塑性變形階段的加工硬化能力具有顯著影響。

盡管目前有關金屬基復合材料界面熱失配位錯和孿晶的研究已取得一定進展，但現有研究大多集中在傳統顆粒增強的復合材料，對于新型納米金屬基復合材料，如納米碳（石墨烯、碳納米管等）強化復合材料的研究還處于起步階段。借助于納米碳優異的本征力學和功能特性，若能通過對納米碳增強相內在特征參數和制備工藝的設計實現對界面熱失配缺陷的調控，則 有望進一步實現金屬基復合材料的結構-功能一體化。另一方面，當前對金屬基復合材料的性能評估只局限于宏觀力學性能，有關熱失配缺陷對復合材料宏觀性能（導電導熱）以及微觀性能（界面力學、界面電學和力學等）影響的研究還十分匱乏。不僅如此，對復合材料力學行為的理論分析也局限于單一的力學模型，缺乏統一有效多尺度的力學模型研究熱失配缺陷對復合材料力學行為的影響規律。因此，除需研究熱失配缺陷對復合材料宏觀性能的影響外，搭建先進的界面性能測試平臺、精準測試不同微觀結構復合材料的界面性能、以及發展多尺度理論力學模型對進一步研究界面熱失配缺陷對復合材料性能的影響以及指導優化復合材料的制備工藝至關重要。