（材料学专业论文）原位合成制备Mglt2gtSiAZ31镁合金复合材料组织与性能的研究.pdf

摘要 摘要 镁合金具有诸多优良性能，使其在航天航空、汽车等交通工具行业、电子行 业等很多国民经济和军事国防领域的应用日益扩大。但在许多应用领域，由于镁 合金的绝对强度较低，达不到使用要求，限制其发展，在很多优势领域中，并没 有大规模使用镁合金。研究开发高强度镁合金材料，是扩大镁合金材料在航天航 空、军工及交通工具等领域应用的关键。现今，国内外高性能镁合金复合材料的 制备工艺主要有普通铸造法，搅拌铸造法，挤压铸造，粉末冶金法，熔体浸渗法， 大量开发的增强相被证明具有良好的强化作用，可以显著的提高镁合金材料的综 合性能。采用多次循环塑性变形方法制备高性能镁合金材料，增强相在固相反应 过程中原位形成，与基体相容性良好、界面结合强度高，可以显著提高多次循环 塑性变形方法制备的镁合金材料的力学性能。通过多次循环塑性变形制备 s i a z 31 复合胚体，原位固相反应形成m 9 2 s i a z 3l 并通过挤压成型制备得到复 合材料，本论文系统研究了复合材料的结构与力学性能，深入分析了不同塑性变 形次数以及不同m 9 2 s i 含量对m 9 2 s i a z 3l 复合材料的微观组织、力学性能的影 响；研究了复合材料的强化机制以及延伸率的影响因素，并讨论了m g + s i - - - m 9 2 s i 反应原位合成机理。 多次塑性变形后，经过固相反应与热挤压成型技术，成功制备出高性能 m 9 2 s i a z 3 1 复合材料，挤压成型后的复合材料中主要存在m 9 2 s i 与m g 基体， 舢与z n 主要以固溶形式存在于m g 基体之中，而在复合材料中存在少许m g o 相。复合材料中的m 9 2 s i 相均匀的分布于基体之中，而且界面结合良好，通过对 比不同次数塑性变形制备而得的复合材料发现随着塑性变形次数的增加，复合材 料中的m 9 2 s i 分布更加均匀，而且m 9 2 s i 的尺寸也显著下降。 多次循环塑性变形技术制备的复合材料具有优异的性能，在2 0 0 次塑性变形 之后制备的复合材料的综合性能最佳，其抗拉强度、屈服强度以及延伸率分别达 到3 6 7 m p a ，3 0 2 m p a 以及6 4 。通过对不同s i 添加量制备的复合材料的研究， 发现5 w t s i 添加量时的复合材料的综合性能最佳，其抗拉强度、屈服强度以及 延伸率分别达到3 4 5 m p a ，2 6 7 m p a 以及5 9 。 在多次循环塑性变形制备的m 9 2 s i a z 3 1 复合材料的强化主要归因于以下两 个方面：1 多次循环塑性变形与随后的挤压成型工艺引起的晶粒细化；2 第二相 的增强作用。影响m 9 2 s i a z 31 复合材料塑性的主要因素为以下三个方面：1 晶 粒细化作用；2 第二相引起的脆性；3 由于织构的出现引起的塑性下降。 通过o z a w a f l y r m w a l l ( o f w ) 以及k i s s i n g e r ( k a s ) 非等温反应法测得 m g + s i _ m 9 2 s i 反应激活能分别为2 1 2 5k j t o o l 以及2 0 9 7 k j t o o l ，而在a z 3 1 中 两种方法测得m g + s i m 9 2 s i 反应激活能分别3 9 3 4k j m o l 和4 2 6 5k j t o o l ，发现 i 北京t 业人学t 学硕i + 学位论文 在a z 3 1 中m g + s i _ m 9 2 s i 反应激活能较高，反应难度增大；经过用c o a t s r e d f e ：r n 方程计算，发现反应模型a v r a m i 方程( a 6 ) 所对应的g ( a ) = - i n ( 1 - 0 【) u 2 求出的激活 能4 1 0 3 1 d m o l ，其激活能e 值与非模型方法计算而得的e 值最接近。根据反应 机理函数的表达式可知非等温反应为形核长大控制过程。通过对固相反应产物微 观组织的观察，发现在固相反应中，m g + s i m 9 2 s i 的反应却是属于形核长大机 制，而反应后产物的微观组织在界面处呈现台阶状。 通过对复合材料延伸率的研究，发现在2 0 0 次塑性变形时制备的复合材料的 塑性最好，而在s i 添加量增加的同时，材料的延伸率一直下降。而通过对复合 材料断口的观察，发现材料断口处存在韧窝，显示出一定塑性，由于m 9 2 s i 的存 在，材料的脆性增加，使得材料的延伸率下降。 关键词镁基复合材料；多次循环塑性变形；强化机制；原位合成反应机理 l i a b s t r a c t 皇曼曼曼皇鼍曼曼曼曼毫曼! 皇曼皇曼曼曼曼皇曼曼曼曼璺n m 曼曼曼曼曼! 曼曼皇皇量曼! 曼曼! 皇曼笪蔓曼曼曼曼曼曼曼皇曼量曼曼曼曼曼曼曼蔓量 a bs t r a c t m a g n e s i u m ( m g ) a l l o y sh a v eb e e nr e c e n t l yr e c e r i v e dc o n s i d e r a b l ea t t e n t i o nd u e t o t h e i re x c e l l e n tp r o p e r t i e ss u c ha sl i g h tw e i g h t ，h i g hs p e c i f i cs t r e n g t ha n ds t i f f n e s s ， m a c h i n a b i l i t ya n dr e c y c l a b i l i t y t h e s ea d v a n t a g e sm a k em ga l l o yv e r ya t t r a c t i v ea s s t r u c t u r a lm a t e r i a l si naw i d ev a r i e t yo fa p p l i c a t i o n i np a r t i c u l a r , a sc o m p o n e n t sf o r a e r o p l a n e so rv e h i c l e s ，i nw h i c hs a v i n gw e i g h te x t r e m e l yi m p o r t a n t b u ti nm a n y p r e d o m i n a n ti n d u s t r i e s ，t h ea p p l i c a t i o no fm ga l l o yi sl i m i t e db e c a u s eo ft h el o w s t r e n g t h ，s ot or e s e a r c ha n dd e v e l o ph i g hs t r e n g t hm a g n e s i u ma l l o ym a t e r i a l si st h e k e yt ow i d e nt h ea p p l i c a t i o no fm gi na e r o p l a n ea n dv e h i c l ei n d u s t r i e s r e c e n t l y ， p l e n t yo ft e c h n i ch a v e b e e nu s e dt of a b r i c a t em g m a t r i xc o m p o s i t ei n c l u d i n gc a s t i n g ， s t i rc a s t i n g ，s q u e e z ec a s t i n g ，p o w d e rm e t a l l u r g y , a n dm e l t i n gi n f i l t r a t i o n t h em g m a t r i xc o m p o s i t ef a b r i c a t e db yr e p e a t e dp l a s t i cd e f o r m a t i o nh a se x c e l l e n tm e c h a n i c a l p r o p e r t i e sd u et og o o di n t e r f a c eb e t w e e nr e i n f o r c e m e n ta n dm gm a t r i xw h i c hw a s f o r m e db yt h ei n - s i t us o l i ds t a t er e a c t i o n t h i sa r t i c l ei n v e s t i g a t e dt h es t r u c t u r ea n d m e c h a n i c a lp r o p e r t i e so fm 9 2 s i a z 31 c o m p o s i t ef a b r i c a t e db yr e p e a t e dp l a s t i c d e f o r m a t i o n ；d i s c u s s e dt h ee f f e c to fr e p e a t e dp l a s t i cd e f o r m a t i o nt i m ea n dm 9 2 s i c o n t e n to nt h em i c r o s t r u c t u r ea n dm e c h a n i c a lp r o p e r t i e s ；i n v e s t i g a t e dt h es 仃e n g t h e n m e c h a n i s ma n df a c t o r st oi n f l u e n c ee l o n g m i o na n dd i s c u s s e dt h ei n s i t ur e a c t i o n m e c h a n i s mo fm g + s i - + m 9 2 s i m 9 2 s i a z 3 1 c o m p o s i t eh a db e e nf a b r i c a t e db yr e p e a t e dp l a s t i cd e f o r m a t i o nv i a s o l i ds t a t er e a c t i o na n dh o te x t r u s i o n t h ec o m p o s i t ec o n s i s t so fa m ga n dm 9 2 s i ，a 1 a n dz ne l e m e n t se x i s t e n ta ss o l i ds o l u t e ，a n ds l i g h tm g ow a sf o u n di nt h ec o m p o s i t e m 9 2 s ip h a s ed i s t r i b u t e di nt h ec o m p o s i t eh o m o g e n e o u s l ya n dt h ei n t e r f a c eb e t w e e n m 9 2 s ip h a s ea n dm a t r i xi sv e r yg o o d a st h ei n c r e a s eo fr e p e a t e dp l a s t i cd e f o r m a t i o n t i m e ，t h em 9 2 s id i s t r i b u t e di nt h ec o m p o s i t em o r eh o m o g e n e o u s l ya n dt h e s i z eo f m 9 2 s id e c r e a s es i g n i f i c a n t l y m 9 2 s i a z 3 1c o m p o s i t ef a b r i c a t e db yr e p e a t e dp l a s t i cd e f o r m a t i o nh a v ee x c e l l e n t p r o p e r t i e s ，a n dt h ec o m p o s i t ea f t e r2 0 0p l a s t i cd e f o r m a t i o n sh a v eg r e a t e s tp r o p e r t i e s ， t h eu l t i m a t es t r e n g t h 。y i e l ds t r e n g t ha n de l o n g m i o na l e3 6 7 m p a ，3 0 2 m p aa n d6 4 ， r e s p e c t i v e l y t h ec o m p o s i t ew i t h5 w t s ia d d i t i o nh a v et h eg r e a tp r o p e r t i e sa m o n g t h ec o m p o s i t ew i t hd i f f e r e n ts ia d d i t i o n ，a n dt h eu l t i m a t es t r e n g t h ，y i e l ds t r e n g t ha n d e l o n g a t i o na r e3 4 5 m p a ，2 6 7 m p aa n d5 9 ，r e s p e c t i v e l y f o l l o w i n gi st h es t r e n g t h e nm e c h a n i s mo fm 9 2 s i a z 3 1 c o m p o s i t ef a b r i c a t e db y r e p e a t e dp l a s t i cd e f o r m a t i o n ：g r a i nr e f i n i n gb yr e p e a t e dp l a s t i c d e f o r m a t i o na n d i i i 北京t 业人学t 学硕l j 学位论义 c o n v e n t i o n a le x t r u s i o n ；r e i n f o r c eo fm 9 2 s ir e i n f o r c e m e n t t h em a i nf a c t o r s t o i n f l u e n c et h ep l a s t i c i t yi n c l u d i n g ：g r a i nr e f i n i n g ；t h ef r a g i l ec a u s e db yr e i n f o r c e m e n t ； t h er e a s o no ft h ee x i s t e n c eo ft e x t u r e u s i n g n o n - i s o t h e r m a lm e t h o d st oc a l c u l a t et h ea c t i v a t i o n e n e r g i e s o f m g + s i - - - m 9 2 s i ，a n du s i n gc o a t s r e d f e me q u a t i o n t oe s t i m a t et h e c o n v e r s i o n f u n c t i o n t 1 1 ea c t i v a t i o ne n e r g i e si s4 1 0 3 k j m o lu s i n ga v r a m if u n c t i o n ( a 6 ) g ( a ) _ 【一i n ( 1 0 【) 】“zi s4 1 0 3 k j m 0 1 i tc a nb ec o n c l u d e dt h a tt h en o n i s o t h e r m a lr e a c t i o ni s c o n t r o l l e db yn u c l e a t i o na n dg r o w t hp r o c e s s k e y w o r d sm a g n e s i u mm a t r i xc o m p o s i t e ；r e p e a t e dp l a s t i cd e f o r m a t i o n ；s t r e n g t h e n m e c h a n i s m ；i n - s i t ur e a c t i o nm e c h a n i s m 独创性声明 本人声明所呈交的论文是我个人在导师指导下进行的研究工作及取得的研 究成果。尽我所知，除了文中特别加以标注和致谢的地方外，论文中不包含其他 人已经发表或撰写过的研究成果，也不包含为获得j ：京工业大学或其它教育机构 的学位或证书而使用过的材料。与我一同工作的同志对本研究所做的任何贡献均 已在论文中作了明确的说明并表示了谢意。 关于论文使用授权的说明 丑i 址 f 本人完全了解北京工业大学有关保留、使用学位论文的规定，即：学校有权 保留送交论文的复印件，允许论文被查阅和借阅；学校可以公布论文的全部或部 分内容，可以采用影印、缩印或其他复制手段保存论文。 ( 保密的论文在解密后应遵守此规定) 签名：巡导师签名挫日期：阻 第l 章绪论 第1 章绪论 进入2 l 世纪，很多传统金属矿产趋于枯竭 i - 2 ；加上2 0 世纪8 0 年代以来，发达 国家开始立法限制汽车尾气排放以期减少环境污染，汽车轻量化问题也越来越受 重视，在全世界日益重视节约资源，减少污染，全社会坚持走可持续发展道路的 大背景下，镁作为最轻的广泛使用的绿色结构材料，加速其开发和应用是实现社 会可持续发展的重要课题之一，镁及镁合金被誉为“2 1 世纪的绿色工程材料”【3 。7 j 。 镁合金具有诸多优良性能，使其在航天航空、汽车等交通工具行业、电子行 业等很多国民经济和军事国防领域的应用日益扩大。但在许多应用领域，由于镁 合金的绝对强度较低，达不到使用标准，限制其发展。开发并大规模生产高强度 镁合金材料，扩大镁合金材料在航天航空、汽车等交通工具行业、电子行业等需 要高强度结构材料的领域，推动社会可持续发展。 1 1 镁基复合材料 纯镁在室温下的密度为1 7 3 8 9 c m 刁，熔点为9 2 3 + 1 k 。镁合金是最轻的金属结 构材料，通常密度在1 7 5 1 8 5g c m 3 z f 日- t 引，其比强度，比刚度均很高，比弹性 模量与高强铝合金，合金钢的大致相同，同时具有良好的阻尼性能。镁及镁合金 具有密度低，比强度和比刚度高，抗冲击性好等一系列优点，但作为结构材料使 用时，由于硬度，强度及耐磨性不够理想，其应用受到极大的限制。用s i c ，a 1 2 0 3 和石墨等陶瓷颗粒增强镁合金基体，制备出镁基复合材料，可以明显地改善以上 性能。如提高抗拉性能，屈服强度，弹性模量，耐热性能，抗蠕变性能，降低热 膨胀系数等。 复合材料是将两种或两种以上不同性能、不同形态的组分材料通过复合手段 组合而成的一种多相材料【9 1 们。近年来，金属基复合材料( m e t a lm a t r i xc o m p o s i t e s ， m m c s ) 在许多领域得到了应用。金属基复合材料按增强体形式分为颗粒增强、 短纤维与晶须增强以及连续纤维增强等【l o 】。目前金属基复合材料的制备方法已 有很多，并在铁基、铜基、铝基、钛基等金属基复合材料中取得了比较大的成功。 由于镁具有熔点比较低、化学活性高、易燃、易氧化等特点，原有的许多金属基 复合材料的制备工艺都无法直接应用于镁基复合材料的制备。根据镁基复合材料 的特点，结合原有的金属基复合材料的制备工艺，材料工作者尝试了多种新的适 合制备镁基复合材料的方法与工艺，对研制、开发镁基复合材料起到了很好的促 进作用。 1 2 镁基复合材料的制备方法 n i t 业 i # mj * z 由于镁的熔点与铝相近，镁基复合材料的制备 二艺铝基复合材料相似。颗 粒、晶须、纤维增强镁基复合材料的传统制各方法主要订搅拌铸造、挤压铸造以 及粉末冶金除了这些传统的制备方法以外，近年还棚弛r 机械舍金化、熔体浸 渗、d m d 法、自蔓延高温合成法、重熔稀释法、反复塑阽变形等新型制各方法。 l2 l 普通铸造法 b r a s z c z y i l s k a 等】将最大尺寸为3 2u m 的s i c 颗粒加入熔融镁合金液，在气 体保护下用金属模具制各得到镁基复合材料。通过t e m 剥i 训备的s i c 颗粒增强 m g s a i ，m 9 6 z n ，m 9 3 r e 复合材料的界面进行观测，s i c 顿粒与基体之间具有良 好的润湿性两者之间形成有粘合作用的界面，但s i c 容易氧化形成s i 0 2 ，从 而在界面处出现s i 0 2 ，m g o 以及f e 元素等杂质，如剧1 - l 所示，这些杂质使得 合金界面性能下降。 幽】1m s j c 复台材料界面的t e m 图像咀及s 1 0z 偿竹选j zu 于衍射图谱 f i g 1 - 1t e m i m a g eo f t h ep r e c i p i t a t e s a l o n 8 t h e m s i c i n t e r f a c ea n de l e c t r o nd i f f r a c t i o np a t t e r n f r o m t h es i 0 2 l a y e r 12 2 搅拌铸造 搅拌铸造( s t i r c a s t i n g ) 是sr a y 在1 9 6 8 年丌欲的一种制备金属基复合材 料的技术。其基本原理是：利用高速旋转的搅拌器桨i i 搅动金属熔体，使其剧烈 流动，并形成以搅拌旋转轴为中心的漩涡，将颗粒卷入旋涡中，依靠旋涡的负压 抽吸作用让颗粒进入金属熔体，经过一段时蚓的搅拌，侄顺粒均匀分布于熔体中 。 合金熔液经过机械搅拌后增强相均匀分布可以通过压铸，沙型铸造以厦永 久模铸造等方式成型，搅拌铸造可咀合成增强相体积含 r 达到3 0 的镁基复合材 料。w a n g 等在气体保护下，将a h y 颗粒( 平均尺、川、于3 75i l m ) 与m g l i 台金在坩埚炉中以7 0 0r p m 的转速搅拌3 0 分钟后浇铸制成复合材料。复合材料 的增强相分布均匀，基体与增强相之间的界面结合良好，界面干净，没有反应产 物与扩散元素。对搅拌铸造的复合材料进行塑性加工，可以消除气孔，细化晶粒 以及使得增强相均匀分布，提高材料的力学性能。s r i v a t s a r l 等【l ”对搅拌铸造所得 的s i c m 9 6 z n 在6 7 2k 温度下均匀化处理4 小时后在冷水中淬火，随后通过挤 压塑性加工，制备得到的材料常温下屈服强度为3 0 7m p a ，拉伸强度达到3 7 9 m p a ，延伸率为2o ；1 5 0 下屈服强度1 6 6 m p a ，拉伸强度1 8 6 m p a ，延伸率 为1 90 。 w a n g 等l i ”用搅拌铸造_ i 击制备了s i c d a z 9 1 复合材料，将a z g | 合金加热到 7 2 0 后降到5 9 0 ，使基体合金处于半固态，将s i c 。加热到6 0 0 后加入到 半固态合金中，以1 0 0 0r p m 搅拌3 0 分钟，迅速加热到7 2 0 后在预热的钢模 中浇铸成型，复合材料经4 1 5 时效处理2 4 小时，消除了第二相m 9 17 a l l 2 的影 响。对复合材料的断裂行为进行原位s e m 观察，发现微裂纹在结合较弱的界面 处形核产生，而且微裂纹主要出现在增强相颗粒密集区域( 如图1 2 所示) ，并 得出搅拌铸造制备的s i c 口a z 9 1 复合材料的断裂机理主要受基体与颗粒的界面 控制。 图】- 2s i c a z 9 1 复合材料微裂纹产生的s e m 图像旧。 f i g1 - 2 m i c r e c r a c k s a h e a d o f t h en o t c h a t t h e “s m a l l ”s t r a i n s o f s i c n z 9 北京t 业人学t 学顾i j 学化论丈 量曼皇曼曼量曼曼曼鼍曼璺曼曼曼量皇曼曼曼量曼皇曼曼曼曼曼曼曼! 曼曼曼曼! 曼曼曼皇曼皇曼! 皇曼! ! ! ! ! ! i i i , i , 皇曼量曼曼皇皇曼曼曼 1 2 3 挤压铸造 挤压铸造法( s q u e e z ec a s t ) 是通过压机将液态金属强行压入增强材料的预制 件中以制备复合材料的一种方法。其过程是先将增强材料制成一定形状的预制 件，经干燥预热后放入模具中，浇注入熔融金属，用压头加压，液态金属在压力 下浸渗入预制件中，并在压力下凝固，制成接近最终形状和尺寸的零件，或供用 塑性成型法二次加工的锭坯。 使用这种方法，可以制备各种类型的镁基复合材料：a 1 2 0 3 e a s 2 1 l ，s i c p - 与a s 2 1 17 1 ，s i c j a z 9 1 t 1 引，s i c p ，a e 4 2 【1 9 1 ，a 1 2 0 3 r a e 4 2 t 19 1 ，a 1 2 0 3 f a m l 0 0 1 2 0 1 ， s i c w z k 6 0 l 2 ，a 1 2 0 3 d q e 2 2 l 2 引。 z h e n g 等【i 引通过液相成型法制备了s i c 晶须体积含量为2 0 的预制件，进行 挤铸之前，先将预制件与模具加热到5 0 0 ，a z 9 1 合金液加热到8 0 0 后倒入 模具，加载压力慢慢增加到1 0 0m p a ，恒定加载3m i n ，直到熔液凝固。对 s i c w a z 9 1 复合材料进行力学性能测试发现，铸态材料的屈服强度达到2 4 0m p a ， 拉伸强度为3 7 0m p a 。进行固溶处理后的复合材料屈服强度和拉伸强度虽有所下 降，但延伸率增加到1 4 0 。 y o n g 等【2 3 】对挤压铸造a 1 2 0 3 f m g 4 2 z n 1 o r e 复合材料的加载压力与加热温 度进行研究，分别将加载压力从0 1m p a 增加到1 2 0 m p a ，发现当挤压铸造的加 载压力低于6 0m p a 时，会出现微孔洞；当加载压力大于l0 0m p a 时，会出现纤 维团聚并破损，导致最终拉伸强度降低，在8 0m p a 时拉仲性能最好。设置加载 压力为8 0m p a ，将预制件的加热温度分别设为2 5 0 ，4 0 0 ，6 0 0 ，7 5 0 ， 发现在6 0 0 时材料的拉伸强度最高达到2 5 9m p a 。由此确定 a 1 2 0 3 c m g 4 2 z n 1 o r e 复合材料最佳挤压铸造工艺为：加载压力8 0m p a ，加热 温度6 0 0 。 1 2 4 粉末冶金法 粉末冶金法( p o w d e rm e t a l l u r g y ) 是最早用于制备金属基颗粒复合材料的工 艺。该方法是将预制好的纯镁粉或镁合金粉与陶瓷颗粒均匀地混合在一起，混合 粉末通过真空除气、固结成形后，再进行热压、锻造、4 ；l 书u 等冷、热塑性加工， 制成所需形状、尺寸和性能的复合材料。制备过程中基体镁或者镁合金不必经过 全熔的高温状态，因而界面反应大大减弱，且增强体颗粒在基体内分布均匀，从 而赋予镁基复合材料更高的综合性能。 粉末冶金中，可选取的塑性j j nt 方式较多，现在应用于制备镁基复合材料时 多采用挤压工艺，s i c 2 4 。2 5 1 、a 1 2 0 3 【2 6 1 、a l 纳米颗粒1 2 7 】、z r b 2 、t i c 、t i b 2 【2 8 】、 t 尚a 1 - 4 v 合金p g l 、c 6 0 【3 0 】等作为增强相的复合材料均可以采用挤压工艺。烧结 第1 审绪论 温度根据不同的复合材料而有所变化，挤压温度与挤压比都要看具体材料而定， 如表1 1 所示。 表1 1 粉末冶金中不同复合材料的制备工艺 t a b l e l - lt h ef a b r i c a t i o np r o c e s so f t h em a g n e s i u mm a t r i xc o m p o s i t eu s i n gp o w d e rm e t a l l u r g y h a s s a n 等【2 6 j 将a 1 2 0 3 陶瓷颗粒与m g 粉末用搅拌机混合，压制成预制件，预 制件5 0 0 下烧结2 小时，3 0 0 保温9 0 分钟后进行挤压，挤压比2 0 2 5 ：1 ，挤 压温度3 0 0 1 2 ，制备得到2 5 w t a 1 2 0 3 增强m g 复合材料。陶瓷相颗粒的尺寸对 性能有很大的影响，当a 1 2 0 3 尺寸为5 0i l l y l 时，复合材料的室温h v 硬度、屈服 强度和拉伸强度分别达到6 9 5 、1 9 4m p a 和2 5 0m p a ；随着陶瓷相尺寸的增加， 性能有所下降，当a 1 2 0 3 尺寸为1 岬时，复合材料的室温h v 硬度、屈服强度 和拉伸强度为5 1 2 ，1 7 2m p a 以及2 2 7m p a ，但材料的延伸率却达到1 6 8 。z h o n g 等人【3 l 】使用粉末冶金法制备了纳米a l 颗粒增强m g 复合材料，将纯镁( 粒度为 6 0 3 0 0 9 m ) 与a l 粉末( 平均尺寸1 8 n m ) 通过搅拌机混合均匀，压制成圆柱体 预制件，在5 0 0 烧结2 小时，4 0 0 保温6 0 分钟后挤压成直径为7m m 的复 合材料小棒，挤压比2 5 ：1 ，挤压温度3 5 0 。不同含量纳米a l 颗粒的复合材料 的密度与尺寸如表1 2 所示。经纳米a l 颗粒增强后，m g 基复合材料的力学性能 均显著提高，当a l 含量为o 5 时达到最佳，此时屈服强度为2 1 8m p a ，拉伸强 度为2 7 1m p a ，失效应变达到6 2 ，分别比纯镁提高了6 2 、4 3 以及3 5 。 表1 - 2 密度与晶粒尺寸的测量结果【3 l 】 t a b l el - 2r e s u l t so fd e n s i t ya n dg r a i ns i z em e a s u r e m e n t s 粉末冶金中的烧结主要有传统方式以及微波烧结两种，传统烧结是热传递由 外向内，导致粉末压制件内部的微观特征不好；而微波加热的热传递由内到外， 导致粉束压制件的表面微观结构较差。为了解决这硝利r 烧结方式存在的问题， g u p t a 等口4 提出一种新型的加热方式，示意图如图1 3 所示。由微波加热与基座 辐射加热相结合，称之为双向加热。已经用此种方法制备出高性能的c u 颗粒 3 3 1 、 y 2 0 3 颗粒口矧、纳米碳管与a 1 2 0 3 复合增强0 5 壤箍复合利料。 c u 颗粒增强复合材料的制各口，首先在氙气保护于垂箱内称量，将混合均 匀的粉末压制成预靠4 件，硕制件用新型的复合加热 武烧结，使用s i c 作为微波 吸热基座，在预制件中形成了较均匀的温度梯度，烧结后的预制件在3 5 0 下 挤压成直径为7m m 的小棒，挤压比为2 5 ：l 。c u 颗粒在复合材料中呈现连续的 列状结构，细化了基体晶粒，使基体平均晶粒从纯镁的2 7i 帅降低为1 5u m 。含 c u 06 的m g 基复合材料的弹性模量为5 97g p a ，屈服强度为2 3 7m p a 。拉伸强 度为2 8 6m p a ，分别比纯镁增加了4 0 、8 2 以及5 1 ，复合材料的性能得到 了显著的改善。 唾群暴 图l 一3 粉末冶金法中新型加热方式的示意幽 f i g 1 - 3s c h e m a t i cd i a g r a mo fe x p e r i m e n t a ls c m p 1 25 机械合金化法 机械合金化( m e c h a n i c a l a l l o y i n g ，简称m a ) 是b e n j a m i n 于二十世纪七十 年代制备氧化物弥散强化高温合金时最早采用的”“，是种非平衡惫下的粉末 固态合金化方法，其原理是通过高能球磨获得增强相。 t a n g 等口”将m g 粉末与w 1 4 a 1 8 6 粉末称量，放置在氩气保护的钢材腔里球磨， 球与粉末重量比为1 5 ：1 在室温下以5 8 0r p m 转速球麟不同时问，混合粉末在 5 0 0 m p a 下压制成长方体预制件，预制件在真空炉甲加热到7 4 0 ，随后在4 0 0 第l 辛绪论 m p a 的压力下，4 0 0 恒温保持6 0s 后挤压铸造成w 1 4 a 1 8 6 m g 复合材料。复合 材料的力学性能与球磨时间相关，球磨时间为0 5h 时，拉伸强度为3 6 0m p a ，2 h 时拉伸强度达到最大值4 5 8m p a ，随着时间的进一步增加，强度下降，延伸率 随着球磨时间的增加而持续下降。 l u 等【3 8 】将m g 、a 1 、s i 粉末在氩气保护下以2 5 0r p m 转速进行球磨，球与粉 末质量比为2 0 ：1 ，球磨后的粉末压制成型，预制件在4 5 0 温度下烧结两小时， 随后石墨润滑剂喷射，4 0 0 加热3 0 分钟后热挤压成型，挤压比为2 5 ：1 。由于 m 9 2 s i 的形成以及晶粒细化作用提高了材料的力学性能，不同m 9 2 s i 含量的复合 材料的屈服强度与球磨时间的关系如图1 4 所示，随着球磨时间的增加，材料的 强度升高。 妻 邑 鋈 菩 趸 b a l lm i l l i n gd u r a t i o n ( h o u r ) 图1 - 4 不同m 9 2 s i 含量的复合材料的屈服强度与球磨时间的关系【3 8 l f i g 1 - 4y i e l ds t r e n g t ho fm 9 2 s ir e i n f o r c e ds p e c i m e n sw i t hd i f f e r e n tb a l lm i l l i n gd u r a t i o n 1 2 6 熔体浸渗 熔体浸渗法( m e l ti n f i l t r a t i o n ) 包括压力浸渗，无压浸渗与负压浸渗。压力 浸渗是先把陶瓷颗粒增强相预制成形，然后将基体熔体倾入，在一定的压力下使 其浸渗到颗粒间隙而达到复合目的【3 9 - 4 0 。无压浸渗是熔融镁合金在惰性气体保护 下，不施加任何压力对压实后的陶瓷颗粒预制件进行浸渗，从而制各出陶瓷颗粒 增强镁基复合材料。该工艺设备简单，成本低，但陶瓷增强相与镁合金基体之间 的润湿性成了该工艺的关键技术【4 1 1 。负压浸渗靠在陶瓷颗粒预制件下造成的真 空产生的负压实现熔融镁合金对压实后的陶瓷颗粒预制块的浸渗 4 2 - 4 3 j 。 c h e n 等m 】用压力浸渗法制备了s i c w 以及b 4 c p 联合增强的z k 6 0 基复合材 料，将s i c 晶须与b 。c 颗粒混合均匀，使用合适的粘连剂制成预制件，将预制 件7 0 0 下加热2 小时，在心保护下7 3 0 高压熔渗制备z k 6 0 基复合材料。 复合材料的界面表明在s i c m g 界面上有m g o 纳米颗粒出现，而在b 4 t c 颗粒周 围则出现少许m g b 2 纳米棒，s i c 晶须与m g 的位相关系研究表明，s i c 晶须与 m g 具有两种位相关系，如图l 一5 所示， 1 1 1 s , c i i o o m 嘶，( 0 2 2 ) s c i i ( 1 1 2 0 ) ”。： 【1 1 1 g c i i 1 i2 0 1 m i ，( 0 2 2 ) s c i i ( 0 1 1 2 ) m 。该研究证实，j l , i l t l 。：上 1 1 1 眦1 1 0 0 0 1 1 ( 0 2 2 ) s 。i i ( 1 1 2 0 ) 。更容易在复合材料中出现。 。：三0 1 还。 更 l 吣i 。雌。 幽l 一5s i c 晶须与m g 之间的两种不同伉扣戈系舵s a d p 麒片i “l f i g l 一5s a d p s t a k e n f r o m t h es i c w h i s k e r sa n d m g 随着研究者的开拓创新。原位反应熔体浸渗法已纤m 镁j 复合材料的制各上 开始使用。 c h e n 等与w a n g 等删分别用原位反应浸渗洼制，卉丁1 1 c a z 9 1 d ，首先将 n 与c 粉末机械混合，固态压制成预制件，在预制忭与a z 9 1 台金进行浸渗过程 中，币与c 充分反应形成n c 颗粒。原位反应浸渗7 j ：i t l , j 笳的t i c a z 9 1 d 复合材 料的拉伸性能提高尤其是高温拉伸性能明显改善。a z 9 1 常温拉伸强度为1 7 5 m p a ，t i ( 2 a z 9 l 常温拉伸强度为2 0 3 a m f a ，提高了1 62 ：而在高温下，a z 9 1 的拉伸强度仅仅为3 4m f a ，t i c a z 9 1 拉伸强度为9 52m i ，a ，提高了1 8 0 。 l27 d m d 法 d m d 法( d i s i n t e g r a t e d m e l t d e p o s i t i o n ) 是g u p t a * 人提出的，先将基体与 增强体颗粒在氨气保护下加热熔化并过热，然后将过热处胖的镁熔体搅拌均匀t 由两个氩气喷嘴将射流均匀地喷射沉积到底部的丛扳i ；l t i l 备复合材料。 用d m d 法制备的复合材料基体与增强相之叫的辨良好，增强相在基体里 分布均匀，起到显著的晶粒细化作用，极大限度的抑：削了扎洞的产生，是一种新 型而有效的镁基复合材料的制备方法。使用该方浊l 强成功制各了y 2 0 3 颗粒 1 4 7 a 8 1 、a 1 2 0 3 颗粒 4 ”、纯铝与t i c 颗粒联合增强。删的镁j ，e 复台材料。 h a s s a n 等人在a r 气保护下，将y 2 0 3 与m gd l 7 , 4 1 ，过热时在4 6 0 1 9 m 下进 第l 帚绪论 行2 5 分钟搅拌，搅拌桨叶上包覆着z i r t e x 2 5 ( 8 6 z r 0 2 ，8 8 y 2 0 3 ，3 6 s 1 0 2 ， 1 2 k 2 0 和n a 2 0 ，0 3 无机物) ，防止将f e 元素带入到熔液之中，通过两个氩 气喷嘴，将搅拌后的熔融金属液稀释在氩气中，通过均匀喷射沉积到金属基板上， 氩气的流量控制在2 5l m i n ，随后对复合材料进行挤压加工，挤压温度为3 5 0 ，挤压比为2 0 2 5 ：1 。制备的复合材料晶粒得到明显细化，由纯镁的4 9 岬降 低到6g m 。y 2 0 3 含量为0 6 6 时，复合材料的综合性能最佳，h v 硬度达到5 6 ， 屈服强度为3 1 2m p a ，拉伸强度为3 1 8m p a ，延伸率为6 9 ，除延伸率外，其 他性能均比纯镁有大幅度的提高。h a s s a n 等人【4 9 1 对相同工艺制得的a 1 2 0 3 m g 进 行力学性能测试，结果如表3 所示，发现a 1 2 0 3 m g 的综合性能得到显著提高， 基体增强相尺寸为0 3 9 m 时综合性能最佳，h v 硬度为5 2 ，屈服强度位2 0 0m p a ， 拉伸强度位2 5 6m p a ，延伸率为8 6 。 表i - 3m g 与m g a 1 2 0 3 的室温力学性能1 4 9 l t a b l ei 一3r e s u l t so ft h er o o mt e m p e r a t u r em e c h a n i c a lp r o p e r t i e so fm ga n dm g a i 2 0 3s a m p l e s 1 2 8 自蔓延高温合成法 自蔓延高温合成技术( s e l f - p r o p a g a t i n gh i g h - t e m p e r a t u r es y n t h e s i s ，简称 s h s ) 是由前苏联科学院院士m e r z h a n o v 及其同事于1 9 6 7 年首次提出【5 1 1 。自蔓 延高温合成技术基本原理是将含有两种或两种以上物质的混合物压坯的一端进 行点火引燃使其发生化学反应，仅依靠化学反应放出的热量蔓延引起未反应的邻 近部分发生燃烧反应，直至整个坯料反应结束，其反应的生成物一般为陶瓷或金 属间化合物，尺寸可达亚微米至微米级。 j i a n g 等【5 2 】选取t i 与c 原子比为1 ：1 的t i 粉末( 平均粒度2 5 岬) 、c 粉末 ( 平均粒度3 8 “m ) 以及a 1 ( 平均粒度2 7 岬) 通过球磨混合均匀，固态成型， 压制件在真空电阻炉内8 7 3k 下加热并恒温1 5m i