碳纤维增强铝基(Cf/Al)复合材料由于轻质、高比强度、高比模量和低热膨胀系数，以及良好的导热、导电等性能，在航空、航天以及民用等领域有着广泛的应用前景[1,2,3,4]。然而，在Cf/Al复合材料的制备工艺研究过程中，发现2个主要问题影响其进一步发展和应用。首先，在Al基体向碳纤维增强体熔渗过程中，由于Al基体与碳纤维的润湿性较差，导致Al基体难以充分浸渗到碳纤维束中；其次碳纤维与Al基体在高温下容易发生反应，生成针刺状脆性反应物Al4C3，碳纤维与Al基体的反应不仅损伤碳纤维表面，导致碳纤维强度劣化，而且生成的脆性反应物Al4C3在外载荷作用下容易发生破坏并形成裂纹源[5,6,7,8]。为了解决上述问题，在碳纤维表面形成界面层是有效方法之一。对碳纤维表面进行界面层涂覆，界面层不仅可以有效改善碳纤维与Al基体之间的界面润湿性，而且还可抑制碳纤维与Al基体之间的化学反应[9,10,11,12]。

Singh等[9]制备了短碳纤维增强铝基复合材料，为了抑制碳纤维与Al基体之间发生的界面反应，在碳纤维表面通过化学镀的方法制备了Cu界面层；Zhang等[10]通过化学镀的方法在碳纤维布表面制备了Ni/P界面层，并将其应用于碳纤维增强铝基复合材料制备中，结果发现，Ni/P界面层能够很好地促进Al熔体向碳纤维束中浸渗。Hajjari等[11]研究发现，在碳纤维表面涂覆Ni界面层能显著提高铝基复合材料的力学性能，这是因为Ni界面层能够促进碳纤维与Al熔体之间的润湿性，而且抑制Al与碳纤维之间的界面反应。Tang等[12]研究发现，Al2O3界面层对碳纤维与Al基体之间的界面反应也能起到很好的抑制作用。从上述研究可以看到，无论是对制备工艺改善，还是对材料性能提升，碳纤维表面界面层都能起到明显的积极作用。

在碳纤维表面制备界面层的主要方法包括电镀和化学镀。一些研究通过化学镀在碳纤维表面制备了Cu界面层，并将其用于碳纤维增强铝基复合材料的制备中[9,13,14]。相比于化学镀，电镀过程简单，界面层制备周期短，电镀液可较长时间使用，能够更好地应用于工业化生产中[15]。通过电镀对碳纤维表面进行界面层涂覆的一个主要问题是碳纤维单丝直径小(平均直径7 μm左右)、比表面积大，在电镀液中碳纤维束丝容易聚集在一起，对外部的电场起到屏蔽作用，使得碳纤维束丝内部的纤维难以被均匀镀上界面层，出现所谓的“黑心”问题[16]。

本工作通过对电镀过程中的工艺条件和工艺参数优化，有效地解决了电镀过程中因碳纤维束丝聚集而出现的“黑心”问题。基于该电镀工艺，在碳纤维表面制备了Cu界面层，并通过真空压力浸渗法制备了碳纤维增强铝基复合材料。对微观组织结构、力学性能和断口形貌进行了测试分析和表征，并结合断口形貌分析了界面层对碳纤维增强铝基复合材料力学性能的影响机理。

实验中采用T300碳纤维作为增强体，该碳纤维每束含单丝约3000根，单丝平均直径约为7 μm，碳纤维密度为1.76 g/cm3，工业纯Al (纯度>99%)作为Al基体。由于商业碳纤维表面往往有一层胶体材料，为了使碳纤维束丝具有较好的分散性和导电性，在电镀前首先对碳纤维表面进行预氧化脱胶处理。将脱胶预氧化处理的碳纤维放入电镀槽的电镀液中进行界面层涂覆。

电镀装置是通过对传统电镀设备加装了一个超声振荡分散装置，在超声振荡的辅助下，碳纤维束丝在电镀液中变得较为松散；同时，由于超声波的振荡作用，可以较好地改善电镀过程中由于Cu2+的消耗而引起的电镀液浓度的不均匀性。图1为改进后的电镀装置示意图。

与传统的电镀装置相比，将传统的电镀槽改进成超声振荡电镀槽。电镀液的成分主要包括硫酸铜(CuSO4·5H2O)、硫酸(H2SO4)、氯化铜(CuCl2)、聚二硫二丙烷磺酸钠(C6H12O6S4Na2)和乳化剂(OP-10)。电镀液的调配是将相应的化学纯试剂溶于去离子水中，充分搅拌使试剂能够完全溶解。将处理好的碳纤维作为阴极并置于2个阳极极板中间，首先通过超声振荡使碳纤维分散在电镀液中，使得碳纤维与电镀液充分接触，其次将碳纤维阴极和Cu板阳极与恒流源相连。电镀工艺参数为：电流密度0.8 A/dm2，温度25 ℃，电镀时间8 min。电镀结束后，将电镀的碳纤维在去离子水中反复清洗干净，然后烘干备用。

采用真空压力浸渗法制备了Cf/Al复合材料，该方法不仅能够避免碳纤维在高温环境下的氧化问题，而且能够使Al熔体在短时间内充分浸渗到碳纤维增强体中[17,18]。制备工艺示意图如图2所示。首先将镀有Cu界面层的碳纤维(体积分数为8%)与Al叠层铺设在石墨磨具中，然后将模具放入高温真空炉中，在真空条件下进行压力浸渗，其浸渗条件为：真空度为10-2Pa，670 ℃加压15 MPa并保温20 min。浸渗完毕后，撤除压力并随炉冷却至室温。

采用QUANTA 450扫描电镜(SEM)和XRD-6000 X射线衍射仪(XRD)对材料的微观组织形貌、物相等进行观察与测试分析，采用SEM配备的能谱仪(EDS)分析元素在复合材料中的分布。根据ASTM D3552-12测试标准，将得到的复合材料加工成“骨头”状试件，利用8500万能力学试验机测量拉伸强度。采用标距与试样拉伸行程比值作为试样伸长率，对同样大小试样在相同规范下的延伸率进行半定量比较分析[19]。

图3是除胶前后碳纤维表面的微观形貌。未经脱胶处理的碳纤维原始形貌如图3a所示，可见碳纤维表面平整光滑，表面成像灰暗，对比度不高，表明碳纤维的导电性较差；而脱胶处理的碳纤维表面变得比较粗糙，碳纤维轮廓清晰且呈现出明显的沟槽状条纹，如图3b所示。对于石墨化程度较低的T300碳纤维而言，其表面C原子间往往以非极性共价键相连，石墨微晶呈现乱层结构。特别是对于未脱胶处理的碳纤维，其比表面积小，表面呈现一定的化学惰性和憎液性，由于液体的表面张力作用，与电镀液的表面润湿性较差，不利于界面层涂覆，而且光滑的碳纤维表面也不利于与界面层形成较高的结合力。因此，碳纤维的表面性质在很大程度上影响着界面层质量。脱胶预氧化处理后，碳纤维的比表面积将会增大，碳纤维表面能增高，从而可能引进极性官能团，有利于增强碳纤维与界面层之间的结合力。此外，由于在电镀过程中，采用超声辅助振荡，加速了离子在碳纤维束中的扩散。因此采用改进型工艺，可以很好地解决在电镀过程中因碳纤维束丝聚集而出现内部束丝界面层涂覆不均匀导致的“黑心”问题，如图3c和d所示。从图3d中可以看到，整个碳纤维束中的束丝被均匀地涂覆了Cu界面层。

图4为碳纤维表面镀Cu后的微观形貌。由图4a可以看出，获得的Cu界面层表面光滑致密，没有观察到镀Cu后碳纤维的黏连现象和裸露的碳纤维。从图4b的横截面可以看到，界面层厚度均匀(约为1 μm)且与碳纤维结合紧密。一方面是因为改进的电镀工艺能够使碳纤维均匀分散在电镀液中，与电镀液充分接触。另一方面是由于电镀液中添加剂的作用， CuCl2在电镀液中能够电离出Cl-，Cl-可抑制电镀过程中阳极发生钝化。由于在电镀过程中阳极会发生一些副反应生成O2，O2与Cu2+生成Cu2O，并吸附在阳极极板表面，使阳极Cu溶解速率变缓，从而发生钝化，这种钝化会减少阴极碳纤维周围Cu2+浓度，对电镀过程与界面层质量都有一定影响[15]。C6H12O6S4Na2能够抑制Cu晶粒长大，在电镀过程中阴极界面层表面部分区域会有H2析出，H2的析出降低了该区域的电流效率，减少Cu2+还原，在没有H2析出的区域Cu2+的还原正常，因而在碳纤维表面形成凹凸不平的界面层，凸的界面层较凹的界面层活性高，在这些活性高的位置Cu2+形核沉积速率也会加快，从而导致Cu晶粒长大，C6H12O6S4Na2能够率先吸附到凸的界面层面上，减缓Cu2+在凸的界面层上的沉积速率，使得Cu晶粒细化[20]。OP-10能够减少极板与电镀液之间的界面张力，从而降低了极板与电镀液之间的电阻。

图5为Cf/Al复合材料的微观形貌。从图5a中可以看出，复合材料中Al基体与碳纤维结合良好，没有看到碳纤维束和Al基体的分层或分离现象。观察图5b可以看到，Al熔体充分浸渗到碳纤维中，形成了致密的微观结构，没有观察到明显的孔隙和碳纤维损伤。在该条件下制备的铝基复合材料密度为2.62 g/cm3。能够形成致密的Cf/Al复合材料主要原因来自于2个方面：一方面是由于在真空和外压的驱动下，Al熔体能够快速且充分地进入到碳纤维束中；另一方面，由于碳纤维表面Cu界面层的存在，Cu与Al之间有着较低的界面能，能够减少碳纤维与Al之间的润湿角，使Al熔体与碳纤维充分接触并浸渗到碳纤维束丝中[21,22,23]。

图6是Cf/Al复合材料的XRD谱。与纯Al相比，可以看出复合材料中除了有C和Al等物质外，还有金属间化合物Al2Cu生成，然而在复合材料中没有检测到碳纤维与Al的反应产物Al4C3，这与Cu界面层的存在有关。研究发现，Cu界面层能够抑制碳纤维与Al基体的反应，不是由于Cu界面层能够在碳纤维与Al基体之间形成一个屏障保护碳纤维，而是因为Cu扩散到碳纤维周围的Al基体中，在碳纤维的界面处形成固溶体和金属间化合物，这些固溶体与金属间化合物能够抑制碳纤维表面C的扩散，从而抑制Al4C3生成[24]。

图7为Cf/Al复合材料横截面微观形貌和Cu元素EDS面扫描分析结果。从图7a中可以看到，碳纤维周围的Cu界面层几乎消失。Cu界面层的消失也从Cu元素的面扫描结果得到了验证(图7b)，在图7b中可以看到，尽管围绕碳纤维的表面Cu元素较为富集，但是并没有观察到清晰的Cu界面层轮廓，这主要是跟Cu与Al的互扩散有关。在加热过程中，Cu和Al原子在热激活下相互扩散，由于Al的含量远高于Cu含量，且Cu在Al液中的扩散系数大于Al在Cu固相中的扩散系数，因此Cu界面层更容易扩散到Al基体中，并形成了固溶体和金属间化合物[25,26]。

图8为纯Al和Cf/Al复合材料的拉伸工程应力-应变曲线。与工业纯Al相比，Cf/Al复合材料的塑性变形能力较弱，但其拉伸强度大幅提高。工业纯Al (密度2.70 g/cm3)平均拉伸强度为59.1 MPa，而Cf/Al复合材料(密度2.62 g/cm3)的拉伸强度为144.9 MPa, Cf/Al复合材料的拉伸强度较工业纯Al提高了143%。由于在Cf/Al复合材料中Al熔体充分浸渗到碳纤维束中，Al基体与碳纤维结合良好，并且在复合材料中Al基体与碳纤维没有出现严重的界面反应，碳纤维起到了很好的增强作用。

图9为Cf/Al复合材料的断口形貌。从图9a中可以看出，在拉应力作用下，复合材料的Al基体和碳纤维层之间没有明显的分离现象。在碳纤维- Al基体复合区域，Cu界面层的引入显著改善了Al基体与碳纤维的润湿性，Al熔体能充分浸渗到碳纤维束中间并形成了致密的基体。同时可观察到断裂过程中形成的微裂纹分布于碳纤维束间，材料断口呈台阶状，断口局部区域较为平整。结合图8中Cf/Al复合材料的工程应力-应变曲线可以看到，当应力低于110 MPa时，工程应力-应变几乎呈线性关系，表明在该阶段，碳纤维-Al基体界面结合完整且具有较高的界面结合强度；当应力高于110 MPa时，材料发生了屈服现象，该屈服现象的出现主要是由Al基体的塑性变形引起。在屈服段，工程应力-应变不再是线性关系，但应力仍然随着应变的增加而稳定地持续增加，这表明此阶段很有可能伴随着部分碳纤维-Al基体的脱黏，脱黏后的碳纤维将会在Al基体中滑动或拔出。此外，当微裂纹在碳纤维附近形核生成后，在应力的持续作用下，裂纹不断地扩展和传播，此时通过碳纤维的滑移和碳纤维的架桥，裂纹扩展被抑制或裂纹被阻挡在界面处和基体中。而工业纯Al材料，当发生屈服后，出现了典型的流应变现象，此时应变不断增大，而拉伸应力几乎保持不变。Cf/Al复合材料在屈服后的拉伸阶段中，没有出现明显的应力阶跃现象，这是由于碳纤维与Al基体具有良好的界面结合。从图9b中可以观察到明显的碳纤维束断裂。对于碳纤维本身来说，由于碳纤维的强度和模量均远高于Al基体部分，因此，在Al基体的塑性变形过程中，碳纤维完全可以承受从基体转移到碳纤维的载荷，在载荷连续增大的过程中，碳纤维从部分断裂到全部断裂，最后直至材料完全失效。另一方面，在载荷作用下，Al基体的塑性变形也能吸收大量的外力做功，阻碍裂纹扩展，减少应力在碳纤维周围的凝集，塑性变形使得应力重新再分配，从而使得复合材料达到较高的强度。

(1) 采用电镀工艺结合超声辅助振荡分散法，在碳纤维表面制备了均匀、光滑、连续的Cu界面层，该方法可以消除常规电镀工艺在电镀过程中碳纤维束丝内部出现的“黑心”问题，从而显著改善了碳纤维与Al基体的润湿性和抑制了Al基体对碳纤维的反应腐蚀，为制备Cf/Al复合材料提供了一个有效的技术途径。

(2) 通过真空压力浸渗法成功制备了Cf/Al复合材料，微观组织结构观察表明，所获得的复合材料中碳纤维分散良好、基体致密、Al熔体能很好地浸渗到碳纤维束丝中并形成良好的碳纤维-Al基体结合界面，无明显的碳纤维腐蚀。

(3) 力学性能测试表明，碳纤维的引入可以显著提升材料的拉伸强度。与工业纯Al相比，引入8% (体积分数)的碳纤维，材料的拉伸强度可以提高143%；断口分析表明，在拉应力作用下，复合材料的Al基体和碳纤维层之间没有明显的分离现象。在碳纤维-Al基体复合区域，碳纤维在Al基体中发生了滑移或拔出，因此在碳纤维的滑移和拔出过程中裂纹扩展被抑制，从而使得复合材料达到较高的强度。