Interface structure regulation and thermal expansion coefficient of tungsten-coated diamond/copper composites
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摘要:
采用磁控溅射法在金刚石表面镀制了300 nm的钨包覆层，研究了热处理参数对金刚石表面钨包覆层物相转变的影响。采用压力熔渗法将热处理后的钨包覆金刚石与铜制备成复合材料，并系统研究了钨包覆层物相演变对金刚石/铜复合材料热膨胀系数的影响。结果表明，在900℃时W包覆层与金刚石颗粒开始反应形成W2C；随着热处理温度的升高，金刚石颗粒中的C原子逐渐与W、W2C反应形成WC相；在
1200 ℃时，金刚石表面C原子在高温下趋向于石墨化。钨包覆层的物相演变显著影响着金刚石/铜复合材料的界面结合，进而影响其热膨胀系数。随着W相逐渐转变为相应的碳化物相(W2C、WC)时，复合材料的界面间隙逐渐消失，金刚石体积分数增大，复合材料的热膨胀系数呈先减后增变化，与Turner、Kerner模型计算结果的变化趋势一致，当复合材料的界面结构为Diamond/WC/W2C/Cu时，其热膨胀系数低至6.35 × 10−6 K−1 (50℃)。良好的界面结合及界面层的低热膨胀系数和高弹性模量对提高载荷传递效率和降低复合材料的热膨胀系数起到了关键作用，为金刚石/铜复合材料热膨胀性能的优化及界面碳化物层的选择提供了理论依据。Abstract:Tungsten (W) coating with thickness of 300 nm was deposited on the diamond surface by magnetron sputtering, and the influence of heat treatment parameters on the phase transformation of the W coating on the diamond surface was studied. The W-coated diamond particles after heat treatment were then prepared into Cu matrix composites by pressure infiltration. The influence of the phase evolution of the W coatings on the thermal expansion coefficient of the Diamond/Cu composite was studied systematically. The results show that the W coatings on the diamond particles begin to react with the diamond to form W2C at 900℃. As the heat treatment temperature increases, the C atoms in the diamond particles gradually react with W and W2C to form WC phase. Noteworthy, the C atoms on the diamond surface tend to graphite at high temperature of
1200 ℃. The evolution of the tungsten-coating phase significantly influences the interface bonding of the diamond/Cu composites, and subsequently impacting its coefficient of thermal expansion. As the W phase gradually transforms into the corresponding carbide phases (W2C, WC), the interface gap in the composite diminishes, leading to an increase in the effective volume fraction of diamond. Consequently, the coefficient of thermal expansion exhibits a fluctuating trend with initial decrease followed by an increase, consistent with variations predicted by Turner and Kerner models. In cases where the interface structure of the composites is Diamond/WC/W2C/Cu, its coefficient of thermal expansion can be as low as 6.35×10−6 K−1 (50℃). Good interface bonding and the low thermal expansion coefficient and high elastic modulus of the interface layer play a critical role in enhancing load transfer efficiency and reducing the coefficient of thermal expansion for the composite. This work provides a theoretical basis for optimizing the coefficient of thermal expansion of diamond/copper composite and the selection of the interface carbide layer. -
纤维金属层板(Fiber Metal Laminates，FMLs)是由薄金属和纤维增强复合材料组成的一种新型复合材料[1]，与传统复合材料层板相比，具有比强度高、抗疲劳性能好、抗冲击性能优异、耐腐蚀和安全性高等特点[2-5]，正是由于复合材料具有这些优点，使其在航空航天、船舶建造和汽车轻量化等方面备受青睐[6]。FMLs具有优良的抗疲劳特性和较高的比强度和比刚度性能，增强了金属合金组件的承载能力和抗冲击性能[7-8]。无论是飞机还是汽车所采用的纤维金属层板在服役过程中可能会遭受砂石、弹丸等冲击，或在检修过程中工具的掉落冲击，从而使结构受到不同程度的损伤，影响飞机或汽车的服役状态。随着复合材料产业的不断发展，树脂基纤维金属层板的种类越来越多。一直以来树脂基纤维金属层板都是以热固性树脂为主，但是热固性树脂存在成型时间长、过程难以控制、污染环境和难以回收再利用等缺点[9-10]。而热塑性树脂基纤维金属层板机械性能满足工业结构的应用需求，其材料制备过程中更加清洁，几乎没有污染物产生并且成型周期短、生产效率高[11]，越来越的的学者开始研究与推广热塑性复合材料的应用。
纤维金属层板受到高速冲击时因动能较大，纤维金属层板往往被冲击物穿透，损伤易于观察和分析[12]。低速冲击时的冲击能量较小，纤维金属层板受到冲击后的表面可视损伤不明显，但在内部已经形成细微裂纹和分层等损伤[13-16]，极大的降低了纤维金属层板的力学性能。因此研究纤维金属层板的低速冲击损伤是十分有必要的。而不同金属层板对纤维金属层板的冲击性能有较大影响。Nakatani Hayato [17]研究了钛合金层板的FMLs的抗冲击性能，但由于钛合金层板的低延展性和高强度的特点，使得钛合金的FMLs的抗冲击性能并不优秀。Liu [18]研究了不同的金属层板对GLARE的抗冲击性能的影响，结果表明基于2024-T3铝板的GLARE在受到冲击载荷后的变形和分层要比采用更高强度和刚度的7475-T6要严重。但是由于7475-T6铝板的脆性的特点使其吸收的能量要比2024-T3小，所以2024-T3铝板有更好的抗冲击性能。
纤维金属层板的结构设计同样对层板的抗冲击性能有较大影响。不同的铺层方式将很大程度上影响损伤面积、分层区域和最大载荷等。Sayed[19]将纤维层设置为单向铺层、角度铺层、交叉铺层以及准各项同性铺层，冲击结果显示准各项同性铺层方式的纤维金属层板的抗冲击性能最好，角度铺层和交叉铺层的抗冲击性能次之，单向铺层的抗冲击性能最差，对于提高层板抗冲击性能的预浸带铺层方式设计提供了基础；Sadighi[20]研究了FMLs中的金属铺层厚度对FMLs抗冲击性能的影响，结果表明增加金属铺层厚度可提高FMLs抗冲击性能，但导致其重量增加，因此对FMLs进行厚度优化设计；Ankush P Sharma [21]研究了金属层厚度分布对纤维金属层压板低速冲击响应的影响，结果表明，在20 J冲击能量下4/3 FMLs的损伤程度最高，2/1 FMLs的损伤程度最低，在接近穿孔阈值的冲击能量水平下几种FMLs的损伤程度差异不大；付珊珊 [22]研究了功能梯度蜂窝夹层板的抗低速冲击性能。实验结果表明，在20 J、50 J和100 J，同等质量的功能梯度夹层板比传统夹层板吸能分别提升7.54%、5.33%和8.65%；万云[23]研究了插入不锈钢丝网和铝合金丝网对复合材料层板抗冲击性能的影响。研究结果表明，层板延性显著提高使得混合结构可以吸收更多的冲击能量。在FMLs的层间结构设计中，添加金属层可以提升层板的整体抗冲击性能。
而对纤维金属层板的基体进行改性处理也会影响层板的抗冲击性能。赵昌葆[24]将不同质量分数的石墨烯纳米片利用超声分散技术分散于环氧树脂中。王森[25]使用单层纳米氧化石墨烯、纳米二氧化硅和陶瓷粉对环氧树脂进行改性处理，通过落锤冲击试验来研究不同粒子改性基体的抗冲击性能，粒子改性可以显著提升CFRP层板的抗冲击性能，纳米粒子比微米粒子的提升效果更加明显。对预浸带表面喷涂微观粒子可以有效的提升层板的抗冲击性能，且与添加的粒子尺寸及分散性相关。
上述研究内容均通过结构设计来提升层板的抗冲击性能，但并未涉及小尺寸波纹结构设计及在层间添加微观粒子二者结合的作用下冲击性能的提升。本文采用不同波纹高度差的夹芯铝板并在层间填充粒子来制备波纹夹芯热塑性碳纤维金属层板。并对层板进行落锤冲击试验机对层板进行低速冲击试验，根据表面可视损伤、载荷曲线、凹坑深度和吸收能量等数据综合分析层板的抗冲击性能。本实验旨在通过宏微观叠层结构设计一种抗冲击性能优异的碳纤维金属层板。
1. 实验材料及方法
1.1 实验材料
所用预浸带为聚酰胺6单向热塑性碳纤维预浸带，由T300碳纤维与聚酰胺6组成；使用的铝板类型为6061；选用的铝板厚度为0.5 mm和0.6 mm，纳米纤维素为2.5%浓度的针叶木凝胶。
1.2 波纹设计及波纹板制备
以0.3 mm高度差为例，考虑到铝板在模压后会有回弹，所以模具高度差要稍大于设计尺寸，故波纹为半径为2 mm，圆心角为54°的圆弧相切而成，模具设计高度差为0.44 mm，波纹样条见图1。其余高度差所选圆心角如表1所示。
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图 1 高度差0.3 mm的波纹样条示意图Figure 1. Corrugated spline diagram with height difference of 0.3 mm表 1 波纹高度差与圆心角关系Table 1. Relationship between ripple height difference and central angleCorrugated height difference/mm Central angle /(°) 0.1 40 0.2 46 0.3 54 波纹板制备：将双面打磨0.5 mm的铝板放于波纹模具中再将模具整体放于WAW-600微机控制电液伺服万能试验机，在450 kN的压力下保压10 min，保压完成后取出铝板，具体制备如图2所示。
1.3 预浸带表面改性处理
将纳米纤维素悬浊液制备：将适量的纳米纤维素凝胶倒入含有蒸馏水的烧杯中，之后放置于超声波清洗仪不断震荡并且不断用玻璃棒搅拌。将悬浊液均匀喷于预浸带表面，后烘干备用。
碳纤维粉及短切碳纤维悬浊液制备：将碳纤维粉末及短切碳纤维放于盛有无水乙醇的烧杯中，之后放置于超声波清洗仪不断震荡并且不断用玻璃棒搅拌。将分散完全的碳纤维粉末酒精悬浊液倒入方形容器中，将裁剪后的预浸带放置于悬浊液中约5 s，取出后烘干备用。
1.4 层板制备
将预浸带裁剪为100×100 mm，将已改性与未改性的预浸带分别按顺序铺层，与经过打磨、酸碱洗和阳极氧化后的铝板贴合，铺层顺序为[Al0.6/90/0/90/0/0/Alb0.5 /0/0/90/0/90/ Al0.6]，下标为铝板厚度，上标b为波纹铝板，整个层板厚度为3 mm，层板的结构示意图见图3。将铺设好的层板放于模压模具中，将模具放于加热炉中，图4为模压过程中的压力温度折线图。
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图 3 波纹夹芯碳纤维金属层板示意图Figure 3. Corrugated sandwich carbon fiber metal laminates schematic diagram1.5 拉剪试验
在电子万能试验机 Inspekt table 100上对不同界面处理的添加微观粒子的碳纤维金属复合层板进行拉剪试验，如图5所示。试样根据GB/T 7124-2008《胶粘剂拉伸剪切强度的测定》[26]制备。
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图 5 三种微粒不同质量分数改性处理的拉剪试验Figure 5. Tensile shear test of three kinds of particles modified with different mass fractions1.6 落锤冲击试验
在Instron
9400 落锤实验机上进行落锤冲击实验，冲击落锤的质量为11.2 kg,冲头是直径为20 mm的半球形。该试验仪器可满足多种冲击条件而且可防止冲击试验过程中产生二次冲击。冲击实验前把冲击试样放在下方夹具上，如图6所示，通过软件调节落锤高度来控制冲击能量。冲击结束后落锤反弹，设备气动装置控制落锤防止产生二次冲击影响冲击实验。最后通过电脑获取冲击过程中的接触力、冲击能量、位移和速度随时间的变化曲线。2. 结果与讨论
2.1 不同质量分数的微粒对层板拉剪强度的影响
图7为添加不同质量分数的短切碳纤维(Chopped Carbon Fibers, CCF)、碳纤维粉(Carbon Fibers Powder, CFP)和纳米纤维素(Cellulose Nano Fiber, CNF)的拉剪强度。从图7可以看出随着三种微粒的质量分数的增加拉剪强度均呈现先上升后下降的趋势。在添加短切碳纤维的层板中，随着添加短切碳纤维质量分数的增加，由于短切碳纤维的加入提高了树脂基体的强度，碳纤维金属层板的拉剪强度呈现上升的趋势，达到了最大值44 MPa。但是当添加短切碳纤维质量分数增加到0.4%时，其层板拉剪强度骤降至30 MPa。这主要是因为添加的短切碳纤维过量，使短切碳纤维在界面处发生团聚，降低了树脂基体的强度。对于添加碳纤维粉的层板的拉剪强度也呈现相互相似的趋势，但添加碳纤维粉的拉剪强度在浓度为0.3wt%和0.4wt%时略高于添加短切碳纤维的拉剪强度，其最大值为浓度为0.3wt%时的46 MPa。添加纳米纤维素的拉剪强度改善效果最为明显，而其拉剪强度也表现出了先上升后下降的趋势。当添加纳米纤维素浓度为0.3wt%时拉剪强度达到最大值47 MPa，当增加纳米纤维素浓度达到0.4wt%时拉剪强度骤降至35 MPa。之所以纳米纤维素的改善效果最好，主要与其尺寸和数量有关，短切碳纤维的直径为7 μm，长度为1 mm，而纳米纤维素的直径仅为20~50 nm，长度约为1~5 μm，单位面积上纳米纤维素的数量是短切碳纤维的几十倍甚至上百倍，从而纳米纤维素改善树脂基体的效果更好。从图中可以看出当微粒的浓度为0.3wt%时，其拉剪强度最高，预浸带与铝板的结合强度最高所以后续实验中添加三种微粒的度均为0.3wt%。
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图 7 三种微粒不同质量分数改性处理的拉剪强度Figure 7. Tensile shear strength of three kinds of particles with different mass fraction modification treatments2.2 波纹层板冲击
2.2.1 波纹层板冲击损伤
表2和表3分别为不同高度差的波纹夹芯碳纤维金属层板在不同冲击能量下的正背面局部损伤视图和不同高度差的波纹夹芯碳纤维金属层板在不同冲击能量下的内部损伤视图。这些图片可以清晰、直观的反映出受到冲击后碳纤维金属层板的损伤情况。当低速冲击能量为15 J时，从表2可以看出在冲击点正面产生了一个圆形永久性凹坑损伤，凹坑直径大约为3 mm，在冲击点背面出现鼓包和小段裂痕。在15 J冲击能量下层板背面没有出现明显开裂现象。从表3可以看出，
表 2 不同高度差的波纹夹芯碳纤维金属层板在不同冲击能量下的正背面局部损伤视图Table 2. Front and back local damage views of corrugated sandwich carbon fiber metal laminates with different height differences under different impact energiesImpact energy Face 0 mm 0.1 mm 0.2 mm 0.3 mm 15 J Front face 
Back face 
30 J Front face 
Back face 
50 J Front face 
Back face 
表 3 不同高度差的波纹夹芯碳纤维金属层板在不同冲击能量下的内部损伤视图Table 3. Internal damage view of corrugated sandwich carbon fiber metal laminates with different height difference under different impact energiesImpact energy 0 mm 0.1 mm 0.2 mm 0.3 mm 15 J 
30 J 
50 J 
Notes：The yellow part represents the matrix cracking, and the red part represents the delamination. 当冲击能量为15 J时，各层板的损伤主要发生在下侧的复合材料层。三种波纹板层板的损伤程度相近，均出现基体损伤和界面分层损伤，中间层厚度0 mm层板的损伤最为严重，不仅发生了基体损伤和界面分层损伤还发生了纤维断裂损伤，层板中的纤维出现断裂损伤会极大削弱层板性能。当低速冲击能量为30 J时，从表2可以看出在冲击点正面的永久凹坑损伤加重，凹坑直径约为6 mm，层板冲击点正面均没有明显裂纹损伤。损伤全部发生在冲击点背面，这主要是因为受到冲击载荷时层板背部承受拉应力和弯曲应力。从表2中可以看出0 mm的层板的鼓包最大，直径达到14 mm，“十”字形裂痕长度最长，0.3 mm层板的鼓包和裂痕长度次之。0.2 mm层板的鼓包最小，直径约为7 mm，产生一道轻微裂痕。从表3可以看出四种层板中内部复合材料层均发生了严重的破坏。在0 mm层板内部损伤最为严重，两层复合材料层均完全断裂，以及背面铝板和下侧复合材料层发生大面积分层损伤。0.3 mm层板内部损伤也比较严重，下侧复合材料层完全断裂和分层损伤，上侧复合材料层发生基体断裂损伤和少量纤维断裂损伤，而且背面铝板受拉伸载荷的影响发生局部拉伸变薄。0.1 mm和0.2 mm层板的损伤主要发生在下侧复合材料层，下侧复合材料层完全断裂发生大面积基体断裂损伤、纤维断裂损伤和分层损伤，0.2 mm层板上侧复合材料层发生少量基体损伤。
当低速冲击能量为50 J时，从表2和表3可以看出四种层板均发生了严重破坏。在表2中低速冲击在冲击点正面产生的永久凹坑进一步加重但并没有产生明显裂痕。冲击点背面产生的鼓包直径可达15-18 mm且均产生“十”字形裂纹。从表3中可以看出层板内部损伤十分严重，两层复合材料层全部出现断裂，下侧铝板均出现裂纹，中间层铝板也接近断裂。
加入波纹板可以提高层板的抗冲击性能，冲击能量为15 J时，较低的冲击能量对层板的破坏有限，加入波纹板对提高层板的抗冲击性能不明显。当冲击能量提高到30 J时，0.1 mm和0.2 mm层板的损伤程度明显要低，波纹板中拱形结构的变形阻力更高，提高了冲头与层板的接触力，加速了冲头的能量耗散，0.3 mm层板的改善效果较差，主要因为在单位宽度上波纹结构的数量要少于另外两种。冲击能量提高至50 J，层板受到较高的冲击能量时，由于层板中的拱形结构较小，吸收的能量有限，波纹板改善层板抗冲击性能的作用较小。
2.2.2 接触力-时间曲线分析
图8为不同波纹夹芯碳纤维金属层板在15 J、30 J和50 J冲击能量下的接触力-时间曲线。在曲线的上升阶段和极值阶段，曲线是在不断震荡中上升的。这主要是由于冲头与层板接触时，层板表面受到较高的冲击能量，导致纤维产生压缩应力瞬时超过纤维强度，致使层板正面冲击区域出现少量纤维断裂，断裂的纤维使层板的承载能力下降，进而导致接触力下降。但是随着冲击的继续进行，冲击载荷传递到整个层板，所以接触力继续快速增加，当出现新的损伤时，接触力又有一定下降，随着冲击的进行接触力继续增加，直到达到最大接触力附近。从图8我们可以看出，当冲击能量不断增大时，峰值接触力也在不断增大。当冲击能量为15 J时，0.2 mm和0.3 mm两种层板的峰值接触力达到4 kN要明显高于另外两种层板的峰值接触力，高出大约500 N左右。当冲击能量为30 J时，四种层板的峰值接触力出现明显分层现象，从上往下依次为0.2 mm、0.3 mm、0.1 mm和0 mm层板。当冲击能量达到50 J时，四种层板的接触力-时间曲线几乎一致没有明显区别。0.2 mm和0.3 mm两种层板的峰值接触力要高于0 mm和0.1 mm两种层板，在15 J以及30 J冲击能量下，0.2 mm层板的峰值接触力较大。因为0.1 mm层板中的波纹结构较小，变形阻力较低，对峰值接触力的提升较小。0.2 m层板的波纹结构明显，变形阻力较大，提高了层板的峰值接触力。当冲击能量达到50 J时，冲击能量较高，波纹结构对提高层板的抗冲击性能有限，导致四种层板的接触力—时间曲线几乎一致。
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图 8 不同波纹夹芯碳纤维金属层板在15 J、30 J和50 J冲击能量下的接触力-时间曲线Figure 8. Contact force-time curves of different corrugated sandwich carbon fiber metal laminates under 15 J, 30 J and 50 J impact energies2.2.3 层板冲击凹坑深度
郑晓霞[27]认为层板受冲击后的凹坑深度相较于损伤面积可以更好的反应层板的抗冲击性能，冲击后的凹坑深度可以反映层板抵抗变形的能力，所以采用凹坑深度来分析层板的抗冲击性能更为合适。图9为三种冲击能量下的不同波纹夹芯层板冲击后的凹坑深度对比柱状图。当冲击能量为15 J时0.2 mm层板的凹坑深度最小为5.9 mm，0层板的凹坑深度最大为6.7 mm，0.2 mm波纹板的加入使层板的凹坑深度降低了大约11.9%。当冲击能量为30 J和50 J时，最小凹坑深度均为0.2 mm层板，最大凹坑深度为0层板，0.2 mm波纹板的加入使凹坑深度分别下降12.5%和5.1%。可以看出在15 J和30 J冲击能量下0.2 mm波纹板的加入可以很大程度的降低冲击后层板凹坑深度，当冲击能量增加至50 J，0.2 mm波纹板的加入对冲击后层板的凹坑深度的改善效果有所下降。在三种冲击能量下0.2 mm层板的凹坑深度最小，表示该层板的抗冲击性能比其余三种层板的性能好。碳纤维金属层板中铝板的塑性变形是抑制层板变形的主要形式，碳纤维属于脆性材料，抑制层板变形的能量较差。通过改变碳纤维金属层板芯部铝板的结构可以提高整个层板的韧性和支撑效果，进而使得整个层板抵抗变形的能力得到增强。
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图 9 三种冲击能量下不同波纹夹芯层板受冲击载荷后的凹坑深度Figure 9. Pit depth of different corrugated sandwich laminates after impact load under three kinds of impact energies2.2.4 能量-时间曲线分析
图10为四种层板在15 J、30 J和50 J冲击能量下层板吸能曲线。当冲击能量为15 J时，各层板吸能曲线有较为明显的差距，0 mm和0.1 mm层板的吸能曲线几乎一致，在4 ms以前0.3 mm层板和0.2 mm层板的吸能曲线较为接近，但在4 ms之后0.3 mm层板吸能曲线明显放缓。0.2 mm层板吸收的能量最多。当冲击能量为30 J时，0.2 mm和0.3 mm层板的吸能曲线一致而且吸能最多。当冲击能量为50 J时，四种层板的吸能曲线在冲击过程中有一定差异，但是最终层板吸收的冲击能量几乎一致。在15 J和30 J冲击能量下，0.2 mm层板吸能效果较好，因为芯部波纹板的加入，当层板受到冲击载荷时芯部波纹板通过波纹结构的变形吸收部分冲击能量。在50 J冲击能量下，由于冲击能量较高，单层波纹结构对层板吸收能量的贡献有限，即使改变波纹结构也没有比较优势，可考虑增加层数及厚度抵抗更高能量的冲击。
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图 10 三种冲击能量下不同层板的吸能曲线Figure 10. Energy absorption curves of different laminates under three kinds of impact energies2.3 添加微观粒子层板冲击
2.3.1 微观粒子层板冲击损伤
表4为短切碳纤维(CCF)、碳纤维粉末(CFP)和纳米纤维素(CNF)改性处理的碳纤维金属层板和无处理(NMO)碳纤维金属层板在不同冲击能量下的正背面局部损伤视图。当冲击能量为15 J时，在冲击点正面四种层板均产生一个圆形凹坑。CFP、CCF和CNF三种层板在冲击点背面出现鼓包和小段裂痕，而在NMO层板背面出现大段“十”字形裂痕。当冲击能量为30 J时，四种层板在冲击点正面产生的圆形凹坑面积扩大，没有明显裂纹损伤。而在冲击点背面NMO和CCF层板出现“一”字形裂纹，CCF和CNF层板仅出现裂痕没有出现裂纹。当冲击能量为50 J时，四种层板的冲击点正面的凹坑进一步扩大，而且NMO、CCF和CFP在冲击点正面产生裂纹。当提高层板的抗冲击性能时，层板冲击
表 4 短切碳纤维(CCF)、碳纤维粉末(CFP)和纳米纤维素(CNF)改性处理的碳纤维金属层板和无处理(NMO)碳纤维金属层板在不同冲击能量下的正背面局部损伤视图Table 4. Front and back local damage views of chopped carbon fiber ( CCF ), carbon fiber powder ( CFP ) and nanocellulose( CNF ) modified carbon fiber metal laminates and untreated ( NMO ) carbon fiber metal laminates under different impact energiesImpact energy Face NMO CCF CFP CNF 15 J Front face 
Back face 
30 J
Front face
Back face 
50 J Front face 
Back face 
后的损伤程度会得到改善。以30 J冲击能量后层板的破坏情况为例，添加CFP后层板冲击点背面的裂纹有所减小，添加CCF和CNF后层板冲击点背面没有出现裂纹仅出现裂痕，而CNF层板的裂痕要比CCF层板要小。通过对预浸带表面进行改性处理，可以提高层板的抗冲击性能，添加CNF的效果最佳。
2.3.2 接触力-时间曲线分析
图11为短切碳纤维(CCF)、碳纤维粉末(CFP)和纳米纤维素(CNF)改性处理的碳纤维金属层板和无处理(NMO)碳纤维金属层板在15 J、30 J和50 J冲击能量下的接触力—时间曲线。当冲击能量为15 J时，在0~2 ms时间段内四条接触力－时间曲线几乎重合，之后表现出一定的差异性。SCF层板在2.3 ms接触力出现巨大波动，层板在此时发生较为严重的损伤，可能是短切碳纤维发生团聚，使得基体力学性能降低。CNF和PCF层板的接触力较为接近，CNF层板的接触力略高。在冲击持续时间方面，CNF层板的冲击时间最短，其余三种持续时间比较接近。当冲击能量为30 J时，四条曲线的差异性比较明显，SCF曲线在1.5 ms时有一次较为明显的震荡以及接触力达到最大值接触力有一次明显下降，PCF曲线在2 ms时接触力有一次明显下降，接触力的明显降低主要与层板的损伤有关。NMO层板的接触力较其余三种较低且冲击持续时间最长。CNF层板的接触力在整个冲击过程中没有出现明显突降。当冲击能量为50 J时，四种层板的接触力曲线之间的差距较小，但CNF层板的接触力略高于其余三种。从图11中曲线可以看出，预浸带表面处理后会影响层板的抗冲击性能。在15 J、30 J和50 J冲击能量下，四种层板中峰值接触力排序大概如下，CNF层板的峰值接触力最大，其次为SCF和PCF，峰值接触力最小的为NMO层板。
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图 11 不同冲击能量下不同微粒改性层板的冲头与层板接触力-时间曲线Figure 11. Contact force-time curves of punch and laminate of different particle modified laminates under different impact energies在预浸带表面分别添加SCF、PCF和CNF可以提高层板的界面性能。当层板受到冲击载荷时，较高的界面强度可以使层板分层变得更加困难，提高层板的抗冲击性能。当界面处的树脂开裂时，SCF和CNF可以延缓裂纹扩展，降低冲头对层板的破坏，因为CNF尺寸小、质量轻，单位体积的树脂中含有的CNF的数目要多，所以添加CNF的层板的抗冲击性能更好。SCF可以改变裂纹扩展方向，缓解冲头所带来的破坏，从而提升层板的承载能力。
2.3.3 层板冲击凹坑深度
图12为CCF、CFP和CNF改性处理层板和NMO层板在15 J、30 J和50 J冲击能量下的凹坑深度对比柱状图。当冲击能量为15 J时，CNF层板位移最小为5.2 mm，NMO位移最大为5.4 mm，降低了约3.7%。当冲击能量为30 J时，CNF层板位移最小为7.0 mm，NMO层板位移最大为7.6 mm，降低了约7.9%。当冲击能量为50 J时，四种层板之间的差异不再明显，四种层板的位移均为10.4 mm。
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图 12 三种冲击能量下不同微粒改性层板的受冲击载荷后的凹坑深度Figure 12. Pit depth of different particle modified laminates under three kinds of impact energy after impact load当冲击能量为15 J和30 J时。从上面的分析以及图12可以看出CNF层板的冲头位移最小，也就表示该层板的抗冲击性能要好于其余三种层板的抗冲击性能。CCF和CFP层板的冲头位移次之，NMO层板的冲头位移最大，即未改性层板的抗冲击性能最差。对预浸带表面喷涂CNF可以较大程度的改善碳纤维金属层板的抗冲击性能，而对预浸带表面添加CCF和CFP对碳纤维金属层板的抗冲击性能的影响较小。在预浸带表面添加微粒可以一定程度提高整个层板的抗冲击性能。CCF和CNF在一定程度上可以延缓层间裂纹扩展，提高层板的抗分层能力，从而导致层板的凹坑变小。CFP可以改变裂纹扩展方向，缓解冲头所带来的破坏，从而提升层板的承载能力。当冲击能量为50 J时，当冲击能量较高时，层板的破坏较大，而通过添加微粒所提高的层板抗冲击性能就无法体现出来，导致四条曲线重合。
2.3.4 能量-时间曲线分析
图13为CCF、CFP和CNF改性处理层板和NMO层板在15 J、30 J和50 J冲击能量下的吸收能量-时间曲线。冲击能量与时间的关系如图13(a)中以CNF层板冲击能量-时间曲线为例所示。E为是冲头所携带的动能全部被层板吸收，此时冲头速度为零。在冲击结束时可以估算弹性吸能(冲击过程中未被层板吸收的能量E1)和被吸收的能量(冲击过程中被层板吸收和耗散的能量ΔE)。
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图 13 不同冲击能量不同微粒改性层板的吸收能量-时间曲线Figure 13. Absorption energy-time curves of different particle modified laminates with different impact energies当冲击能量为15 J时，吸收能量-时间曲线如图13(a)所示，四种层板对冲头动能的吸收速率大致相同，在3.6 ms层板吸收能量达到最大值。在反弹阶段，CFP和CNF两种层板的能量反弹速率更快。冲击结束后，NMO、CFP和CCF三种层板反弹的能量为2.5 J，CNF层板反弹的能量为3 J。当冲击能量为30 J时，吸收能量-时间曲线如图13(b)所示，CNF和PCF层板对冲头动能的吸收速率要高于另外两种层板，这主要是CNF和CCF抗冲击刚度要大于另两种层板。在冲击结束后，NMO层板反弹的能量最低约1.7 J，CNF层板反弹的能量最高约2.5 J。当冲击能量为50 J时，四种层板的吸收能量—时间曲线大致相同。
添加CFP和CNF后，当层板受到冲击时层间界面的CFP和CNF会以断裂或者从树脂中拔出的形式提高层板界面抵抗开裂的能力以及层板的抗冲击刚度。而当添加CCF的层板受到冲击载荷时，CCF可以通过改变微裂纹的扩展方向来提升层板界面的抗开裂能力。
2.4 添加微观粒子的波纹层板冲击
2.4.1 微观粒子的波纹层板冲击损伤
表5为添加纳米纤维素的波纹层合在不同冲击能量下的正背面局部损伤视图。当冲击能量为15 J时，在冲击点正面两种层板均产生一个圆形凹坑。添加纳米纤维素的波纹层板在冲击点背面出现鼓包，无添加纳米纤维素的层板小段裂痕、。当冲击能量为30 J时，两种层板在冲击点正面产生的圆形凹坑面积扩大，没有明显裂纹损伤。而在冲击点背面两种层板均出现鼓包，且无添加纳米纤维的层板鼓包更加明显。当冲击能量为50 J时，两种层板的冲击点正面的凹坑进一步扩大。冲击点背面损伤十分严重，下侧和中间层铝板以及复合材料层全部破裂，添加纳米纤维素的波纹层板破坏程度较小。
表 5 添加微观粒子的波纹层板冲击损伤视图Table 5. Impact damage view of corrugated laminates with microscopic particles addedImpact energy 0.2 mm
(Front face)0.2 mm
(Back face)0.2 mm+CNF
(Front face)0.2 mm+CNF
(Back face)15 J 
30 J 
50 J 
冲击后层板表面损伤情况与层板的抗冲击性能是相关的，当提高层板的抗冲击性能时，层板冲击后的损伤程度会得到改善。三种冲击能量下，均为添加纳米纤维素的波纹层板的破坏程度小，说明在芯部添加波纹层板的基础上在预浸带表面添加纳米纤维素对层板的整体抗冲击性能有明显提升。
2.4.2 接触力—时间曲线分析
图14为添加纳米纤维素的层间波纹碳纤维金属层板在15 J、30 J和50 J冲击能量下的接触力—时间曲线。当冲击能量为15 J时，由于能量较小，层板的接触力区别不明显，但添加纳米纤维素的波纹层板略微高于无添加的层板，总体阶段近乎相同，但在2~4 s时无添加纳米纤维素的层板波动明显。当冲击能量为30 J时，曲线趋势近乎一致，添加纳米纤维素的层间波纹碳纤维金属层板的接触力上升阶段高于波纹层板，而只添加波纹板的层板的接触力下降过程比添加纳米纤维素的波纹层板的下降过程时间长，层板的吸能更小。能量为50 J时，两种层板的接触力上升阶段趋势相近，但添加纳米纤维素的层间波纹碳纤维金属层板的接触力峰值最高，在即将到达最大接触力时区别更明显且无明显的下降抖动 ，破坏程度更小。
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图 14 不同冲击能量波纹层板与微粒改性波纹层板的接触力-时间曲线Figure 14. Contact force-time curves of corrugated laminates with different impact energies and particle modified corrugated laminates从图14可以看出，预浸带表面处理并添加波纹夹芯板后会影响层板的抗冲击性能。在15 J、30 J和50 J冲击能量下，添加纳米纤维素的层间波纹碳纤维金属层板的峰值接触力最大，其中在30 J和50 J的情况下更为明显。在预浸带表面分别添加纳米纤维素可以提高层板的界面性能。当层板受到冲击载荷时，较高的界面强度可以使层板分层变得更加困难，提高层板的抗冲击性能。当界面处的树脂开裂时，纳米纤维素可以延缓裂纹扩展，降低冲头对层板的破坏，而波纹铝板，可以对层板的整体起到增韧支撑效果，通过波纹变形来抵抗冲击，提升层板的总体抗冲击性能。
2.4.3 层板冲击凹坑深度
图15为三种冲击能量下的两种层板冲击后的凹坑深度对比柱状图。当冲击能量为15 J时添加纳米纤维素的波纹层板的凹坑深度最小为4.7 mm，仅波纹层板的凹坑深度最大为5.9 mm，纳米纤维素的加入使层板的凹坑深度降低了大约20%。当冲击能量为30 J和50 J时，纳米纤维素与0.2波纹板的组合加入使凹坑深度分别下降23%和15%。可以看出在15 J和30 J冲击能量下纳米纤维素的加入降低冲击后层板凹坑深度，当冲击能量增加至50 J，纳米纤维素的加入对冲击后层板的凹坑深度的改善效果有所下降。在三种冲击能量下纳米纤维素与波纹板的组合的凹坑深度最小，表示该层板的抗冲击性能比其余三种层板的性能好。碳纤维金属层板中铝板的塑性变形是抑制层板变形的主要形式，碳纤维属于脆性材料，抑制层板变形的能量较差。通过改变碳纤维金属层板芯部铝板的结构可以提高整个层板的韧性和支撑效果，当界面处的树脂开裂时，纳米纤维素可以延缓裂纹扩展，降低冲头对层板的破坏，进而使得整个层板抵抗变形的能力得到增强。
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图 15 不同冲击能量下波纹层板与微粒改性波纹层板的凹坑高度Figure 15. Pit height of corrugated laminates and particle modified corrugated laminates under different impact energies2.4.4 能量—时间曲线分析
图16为两种层板在15 J、30 J和50 J冲击能量下层板吸能曲线，三种冲击能量下两种层板的吸能曲线趋势几乎一致均为添加纳米纤维素的波纹层板高于无添加纳米纤维素的波纹层板。当冲击能量为15 J时，添加纳米纤维素的波纹层板的整体趋势略高于无添加的波纹层板，但在上升过程中二者曲线斜率近乎平行，添加纳米纤维素的波纹层板的更先到冲击能量的最大值。当冲击能量为30 J时，3 ms前两者的能量上升曲线重合，3 ms后添加纳米纤维素的波纹层板的能量上升速度高于无添加的波纹层板，最终的吸收的能量高于无添加的波纹层板。当冲击能量为50 J时，添加纳米纤维素的波纹层板的上升速度高于无添加的波纹层板，最终吸收的能量高于无添加的波纹层板。在三种冲击能量下，添加纳米纤维素的波纹层板层板吸能效果较好，且在30 J条件下效果更明显，15 J由于能量较小，都能达到15 J的能量，仅到达速度有所区别，50 J由于能量较大，层板均被破坏，但添加纳米纤维素的波纹层板最终上升能量也高于无添加的波纹层板。
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图 16 不同冲击能量不同微粒改性波纹层板的接触力-时间曲线Figure 16. Contact force-time curves of corrugated laminates modified by different particles under different impact energies2.4.5 波纹结构与基体改性对冲击性能的提升分析
通过芯部波纹铝板的加入及预浸带表面添加纳米纤维素两者结合的方式，显著的提升了层板的抗冲击性能。当层板受到冲击载荷时芯部波纹铝板通过波纹结构的变形吸收部分冲击能量，在表3中的内部损伤视图中有着明显表现，但是当冲击能量过大导致波纹结构破坏时，层板的破坏更加严重。而纳米纤维素在喷涂预浸带表烘干后，会在预浸带表面形成密集的水凝膜，在制备后，预浸带间存在水凝膜，并与预浸带紧密结合，通过改变裂纹扩展的方式提高层板的冲击性能，两者提升层板冲击图性能的机理不同但是，二者相辅相成，可以显著提升层板的抗冲击性能。图17为在芯部添加波纹铝板及添加纳米纤维素后层板抗冲击性能提升示意图。
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图 17 在芯部添加波纹铝板及添加纳米纤维素后层板抗冲击性能提升示意图Figure 17. Schematic diagram of improving the impact resistance of the laminate after adding corrugated aluminum plate and adding nanocellulose to the core3. 结 论
(1)在层板芯部添加波纹铝板，15 J和30 J冲击能量下，高度差0.2 mm的层板表现出最好的抗冲击性能，层板表面可视损伤和内部损伤程度最低，层板峰值载荷在30 J冲击能量下达到6 kN较平板的5.1 kN提升了17.6%，同时也表现出了更好的吸能特性。在50 J冲击能量下，冲击后各种的冲击响应和损伤情况并无明显区别。在层板芯部添加波纹铝板可以对碳纤维金属层板芯部起到增韧和支撑效果并在一定程度上可以提高碳纤维金属层板的抗冲击性能。
(2)对预浸带表面涂覆短切碳纤维(Chopped Carbon Fibers , CCF)、碳纤维粉(Carbon Fibers Powder , CFP)和纳米纤维素(Cellulose Nano Fiber , CNF)所制备的碳纤维金属层板层间界面强度得到提升。当层板受到冲击载荷后，裂纹萌生在冲击点下侧界面结合处，随着层板挠度和变形的增加，裂纹逐渐扩展，添加CFP可以提升基体强度，抑制裂纹扩展。而添加CCF和CNF会改变裂纹扩展方向，提高层板的抗冲击性能。在层间界面处添加CFP、SCF和CNF可以增强基体强度，提升界面结合能力，从而提高层板的抗冲击性能。
(3)在层板芯部添加高度差为0.2 mm波纹铝板并在预浸带表面涂覆纳米纤维素所制备的碳纤维金属层板的总体抗冲击性能相较于仅添加波纹铝板跟仅添加纳米纤维素有着明显提升，芯部铝板的波纹抵抗了冲击形变，对层板起到支撑与增韧的作用，预浸带表面喷涂的纳米纤维素，在制备过程中形成薄膜，提升了层板的界面强度与基体强度，改变裂纹扩展方向，二者机理相结合使得抗冲击性能得到显著提升。
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图 1 经不同热处理温度的钨包覆金刚石的(a)XRD和(b)Raman图谱
Figure 1. (a) X-ray diffraction (XRD) and (b) Raman spectra of tungsten-coated diamond with different heat treatment temperatures
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图 2 钨包覆金刚石的截面SEM图：(a)低倍二次电子图，(b)高倍二次电子图，(c)高倍背散射电子图
Figure 2. SEM cross-section of tungsten-coated diamond: (a) low magnification secondary electron image, (b) high magnification secondary electron image, (c) high magnification back scattered electron image
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图 3 不同温度热处理下金刚石表面钨包覆层的物相演变过程
Figure 3. Phase evolution of tungsten coating on diamond surface under different temperature heat treatment
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图 4 钨包覆金刚石经不同热处理后制备成铜基复合材料的界面结构：(a) Untreated，(b) 900°C for 3 h，(c)
1000 °C for 3 h，(d)1100 °C for 3 hFigure 4. Interface structure of copper matrix composites prepared by tungsten-coated diamond after different heat treatments: (a) Untreated, (b) 900°C for 3 h, (c)
1000 °C for 3 h, (d)1100 °C for 3 h![]()
图 5 钨包覆金刚石经不同热处理后制备成铜基复合材料的断面结构：(a, a1, a2)Untreated, (b, b1, b2)900°C for 3 h, (c, c1, c2)
1000 °C for 3 h, (d, d1, d2)1100 °C for 3 h, 其中a1, b1, c1, d1为二次电子图；a2, b2, c2, d2为背散射电子图Figure 5. Fracture structure of copper matrix composites prepared by tungsten-coated diamond after different heat treatments: (a, a1, a2)Untreated, (b, b1, b2)900°C for 3 h, (c, c1, c2)
1000 °C for 3 h, (d, d1, d2)1100 °C for 3 h, where a1, b1, c1 and d1 are secondary electron images; a2, b2, c2 and d2 are back scattered electron images![]()
图 6 钨包覆金刚石经
1100 °C热处理3 h后制备成铜基复合材料的界面EDS分析：(a)高倍二次电子图，(b)高倍背散射电子图Figure 6. EDS analysis of the interfaces of copper matrix composite prepared by tungsten-coated diamond after annealing at
1100 °C for 3 h: (a) high magnification secondary electron image, (b) high magnification back scattered electron image![]()
图 7 不同界面物相的金刚石/铜复合材的热膨胀系数
Figure 7. Thermal expansion coefficient of diamond/copper composites with different interfacial phases
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图 8 不同界面物相的金刚石/铜复合材料的实测与理论热膨胀系数
Figure 8. Measured and theoretical thermal expansion coefficients of diamond/copper composites with different interfacial phases
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图 9 钨包覆金刚石经
1200 °C热处理3 h后制备成铜基复合材料的界面结构：(a)测热膨胀性能之前，(b)测热膨胀性能之后Figure 9. Interface structures of copper matrix composite prepared by tungsten-coated diamond after annealing at
1200 °C for 3 h: (a) before measuring thermal expansion, (b) after measuring thermal expansion![]()
图 10 不同界面物相的金刚石/铜复合材料的实测与已发表文献对比
Figure 10. Coefficients of thermal expansion of diamond/copper composites with different interfacial phases and comparison with published literature
表 1 钨包覆金刚石在900°C ~
1200 °C热处理后的物相组成和相含量及相厚度变化Table 1 The phase composition, phase content and thickness changes of tungsten-coated diamond after thermal treatment at 900°C ~
1200 °CThermal treatment Phase composition of coatings b Coatings thickness (nm) a Phase content (wt.%) b Phase thickness (nm) Untreated W 300 100 300 900°C for 3 h W-W2C 317±12 65.4±2.1--34.6±1.5 185±7--132±5 1000 °C for 3 hW-W2C-WC 339±19 39.1±1.1--41.2±2.4--19.7±1.7 117±3--146±9--76±7 1100 °C for 3 hW2C-WC 385±10 22.5±1.5--77.5±1.3 77±5-308±5 1200 °C for 3 hWC-
Graphite396
/100
/396
/Notes：a represents quantitative analysis based on XRD, b represents calculated thickness 
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表 2 不同物相的金刚石/铜复合材料的实测致密度与金刚石等效体积分数
Table 2 Measured equivalent volume fraction of diamond and density of diamond/copper composites with different phases
Untreated 900℃ for 3 h 1000 ℃for 3 h1100 ℃for 3 h1100 ℃for 4 h1200 ℃for 3 hDensity 94.3% 96.6% 96.8% 98.6% 99.6% 99.4% volume fraction of diamond 57.3% 59.7% 59.8% 61.6% 62.6% 62.4% Note: diamond volume fraction is obtained by dividing the measured volume of diamond extracted from the composite by the measured volume of the composite
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目的
金刚石/铜复合材料在理论上因具有高导热、低热膨胀系数等优异性能被认为是最有潜力的新一代电子封装材料，有望解决电子元器件散热和热应力聚积的难题问题。然而金刚石与铜不润湿，制备的复合材料热膨胀系数大，难以满足电子封装的要求。因此本文采用磁控溅射法在金刚石与铜基体之间引入界面层，通过界面结构(物相)的调控来实现复合材料热膨胀系数的优化，并阐明界面结构对复合材料热膨胀系数的影响机制。
方法首先采用磁控溅射法在金刚石表面镀制了300 nm的钨包覆层。随后将钨包覆的金刚石颗粒进行真空热处理，热处理温度为900°C ~ 1200°C，热处理时间为1 h ~ 4.5 h，升降温速率均为5°C/min，利用高温条件促使C、W原子扩散并发生化学反应，实现包覆层物相调控。采用拉曼光谱对热处理后的金刚石表面石墨化程度进行了分析，并利用X射线衍射仪对热处理的钨包覆金刚石颗粒进行物相的定量化分析。然后，采用压力熔渗法将热处理后的钨包覆金刚石颗粒与铜制备成复合材料，其原理是利用毛细管作用和外力辅助下将铜液浸渗到金刚石颗粒之间，制备复合材料的熔渗温度为1200°C，保温时间为15 min，熔渗压力为4 MPa。通过电化学抛光法(电流密度1 A/cm、电压26 V、电解液为稀硝酸)或皮秒激光切割技术获得复合材料的界面，并采用场发射扫描电镜对复合材料的界面微观形貌及断口组织进行观察。最后，采用热分析仪对复合材料样品进行热膨胀系数的测定，其工作参数为：空气条件，温度范围为50°C ~ 500°C，升温速率为5°C/min。
结果(1)热处理参数对金刚石表面钨包覆层物相转变的影响：经900°C热处理后，金刚石表面的包覆层由大量的金属W相和少量的WC相组成，其中WC相的含量为34.6 wt.%。当热处理温度升高至1000°C时，包覆层中的WC相更多，相对含量增加至41.2 wt.%，同时也含有少量WC相，相对含量为19.7 wt.%。当热处理温度继续升高至1100°C时，金属W相的特消失，此时金刚石颗粒表面的包覆层由WC和WC相组成，相对含量分别为77.5 wt.%和22.5wt.%。进一步升高热处理温度至1200°C，WC相的消失，包覆层由WC相和少量石墨相组成。该石墨相得到了Raman光谱的进一步确认，钨包覆的金刚石颗粒经1200°C热处理后，其金刚石表面检测到了D、2D和G峰，表明金刚石表面形成sp2型的石墨碳。(2)钨包覆层物相演变对金刚石/铜复合材料界面结构的影响：当金刚石表面的包覆层由大量的金属W相组成时，金刚石/铜复合材料界面存在明显间隙，界面结构为金刚石/间隙/铜；当金刚石表面的包覆层由钨的碳化物组成时，金刚石/铜复合材料的界面结合良好，界面结构为金刚石/碳化物/铜；当金刚石表面的包覆层由碳化钨和少量石墨组成时，金刚石/铜复合材料的界面结合也非常良好，界面结构为金刚石/石墨/碳化钨/铜。(3)不同界面结构的金刚石/铜复合材料热膨胀系数的变化：随着包覆层中的W相逐渐转变为相应的碳化物相(WC、WC)时，复合材料的热膨胀系数呈现出先减少后增大的变化趋势，与Turner、Kerner模型计算结果的变化趋势一致，当复合材料的界面结构为Diamond/WC/WC/Cu时，优化后的热膨胀系数可降至6.35 ⋅ 10 K (50°C)。
结论(1)通过改变热处理工艺可精细调控钨包覆层的物相组成，但温度不易超过1200°C，否则金刚石表面会形成石墨层。(2)钨包覆层物相演变显著影响着金刚石/铜复合材料的界面结合状态，界面结构由碳化物(WC、WC)物相组成的金刚石/铜复合材料具有良好的界面结合。(3)不同界面结构的金刚石/铜复合材料的结合状态对其热膨胀系数有显著影响，随着W相逐渐转变为相应的碳化物相(WC、WC)时，复合材料的热膨胀系数呈现出先减少后增大的变化趋势，与Turner、Kerner模型计算结果的变化趋势一致，界面结构为Diamond/WC/WC/Cu的复合材料，其热膨胀系数低至6.35 ⋅ 10 K (50℃)。良好的界面结合及界面层的低热膨胀系数和高弹性模量对提高载荷传递效率和降低复合材料的热膨胀系数起到了关键作用，为金刚石/铜复合材料热膨胀性能的优化及界面碳化物层的选择提供了理论依据。
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随着电子信息技术的快速发展，高性能电子元器件与电子封装材料之间的有效散热和降低热应力已成为当前电子封装材料亟需解决的关键问题。而金刚石/铜复合材料在理论上因具有高导热、低热膨胀系数等优异性能，被认为是最有潜力的新一代电子封装材料，由于金刚石与铜基体不润湿、界面结合差，导致复合材料热性能较差，严重阻碍了它的实际应用。
目前，为了降低金刚石/铜复合材料的热膨胀系数，大多数研究人员致力于金刚石体积分数的调节和铜基体合金化形成界面碳化物种类和分布等方面的研究，普遍认为制备高体积分数的金刚石和引入碳化物界面的复合材料可获得较低的热膨胀系数。然而对于金刚石表面金属化的界面物相演变是如何影响金刚石复合材料的热膨胀系数目前仍不清楚。特别是可以与金刚石反应形成多种物相结构的包覆层，如碳化铬(Cr7C3, Cr3C2)和碳化钨(W2C, WC)。为此本文通过磁控溅射法在金刚石表面镀制了300 nm的钨包覆层，随后进行热处理调控，得到了由W-W2C、W-W2C-WC、W2C-WC、WC等物相组成的包覆层并进行了定量处理与演变过程的揭示，最后采用压力熔渗法将不同物相包覆的金刚石颗粒与铜基体制备成复合材料，得到了界面结合良好的复合材料，其中界面结构为Diamond/WC/W2C/Cu的复合材料(1100°C for 4 h样品)具有较低的热膨胀系数，50°C时为6.35 × 10-6 K-1，能够满足当前电子封装材料的应用。最后结合理论分析，发现复合材料的热膨胀系数不仅与材料本征热膨胀系数、体积分数、体积模量、剪切模量及法线应力和剪切应力有关，而实际上也与复合材料界面结构(界面结合)有关，本文的实验结果已经证实，因此界面结构与它们共同决定了复合材料的热膨胀系数。
不同界面物相的金刚石/铜复合材料的界面结构及实测与理论热膨胀系数变化规律
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