（材料加工工程专业论文）原位颗粒增强镁基复合材料的制备及性能研究.pdf

摘要 摘要 本报告采用真空烧结获得含细小陶瓷颗粒的烧结块，利用重熔稀释法制备了 原位t i c 、t i b 2 以及t i b 2 + t i c 颗粒增强的镁基复合材料，并对复合材料的组织 和性能进行了研究。 采用a l 、t i 和b 4 c 粉来烧结获得所需的t i c 和t i b 2 陶瓷颗粒在热力学上是 可行的；a l 粉主要起介质作用。真空碳管炉制备了含亚微米级t i c 和r i b 2 颗粒 的烧结块，分析表明，复合材料母体的颗粒尺寸在l o o n m l l u n 之间。采用重熔 稀释法将复合材料母体熔于合金基体中，通过搅拌制得原位t i c 、t i b 2 以及 t i b 2 + t i c 颗粒增强的镁基复合材料；结果表明，t i c 、t i b 2 以及t i b 2 + t i c 陶瓷 颗粒在a z 9 1 基体中分布均匀，大部分陶瓷颗粒的尺度在亚微米级。 沉降观察表明，镁基复合材料中的t i c 和t i b 2 颗粒由于和基体问的比重差 异存在明显的沉降现象；通过适当改善工艺可以减轻颗粒的沉降，结果表明，熔 化温度高予9 0 0 ，保温时间3 0 - - 4 5 m i n ，搅拌时间3 0 - - 6 0 r a i n ，浇注温度低于 7 0 0 时，则颗粒沉降情况将会有所缓解 利用x r d 、s e m 及e d s 等对原位t i c 、z i b 2 和t i b 2 + i i c 颗粒增强的镁基 复合材料的组织分析表明，陶瓷颗粒主要存在于基体中，而且尺寸细小、分布较 均匀。( t i b 2 + t i c ) r c m g 复合材料由于颗粒的弥散强化，可以较大程度的提高复合 材料的显微硬度等力学性能。 和纯镁相比，由于位错密度提高，在应力作用下发生位错缠结、塞积， t i c e q g 复合材料的阻尼性能有所下降：而通过热处理可以消除材料内应力，降 低位错密度，相应提高t i c d m g 复合材料的阻尼性能；热处理可以提高复合材 料的阻尼性能。 利用熔盐反应制得的t i b 2 颗粒研究了体积分数为0 , 8 的t i b 2 颗粒对 t i b 2 ：m g 复合材料的组织的细化作用，结果表明晶粒度由约1 0 0 1 a m 降为约5 0 1 a m ； 室温下复合材料的阻尼具有强烈的应变振幅效应，在测试的应变振幅范围内阻尼 出现了极值，这种现象与原位t i b 2 颗粒对位错的钉扎以及细化颗粒导致晶界增 多有关。t i b 2 的加入强化了a z 9 1 合金的阻尼在1 0 0 1 5 0 c 的峰值，且随着应变 频率的增加，峰值出现的温度下降，峰阻尼值也同时下降，但下降幅度不大，颗 粒的细化作用增加了晶界对阻尼的影响。 关键词：镁基复合材料，原位制备，陶瓷颗粒，t i c ，t i b 2 ，性能，阻尼 a b s t r a c t i nt h i s r e p o r t ，m a g n e s i u mm a t r i xc o m p o s i t e s r e i n f o r c e d b yi n s i t ut i c ， t i b 2a n dt i b 2 + t i cp a r t i c u l a t e sw e r ef a b r i c a t e du t i l i z i n gr e m e l t i n ga n dd i l u t i o n t e c h n i q u e t h ep a r t i c u l a t e sw e r es y n t h e s i z e db ys i n t e r i n gp r o c e s s a n dt h e n t h em i c r o s t r u c t u r e sa n dp h y s i c a lp r o p e r t i e so ft h em g - b a s e dc o m p o s i t e sw e r e s t u d i e d t h ec a l c u l a t i o no f t h e r m o d y n a m i c s s h o w e dt h a tt h e t i b 2 a n dt i c p a r t i c u l a t e si nt h em a s t e ra l l o yc o u l db eo b t a i n e db ys i n t e r i n g i nt h es i n t e r i n g ， t h et i t a n i u ma n db 4 cp o w d e r st o o kp a r ti nt h er e a c t i o nb u ta l u m i n u mo n l y w o r k e da sak i n do fm e d i u m t h es e mp a t t e r nr e v e a l e dt h a tt h es i z eo ft h e c e r a m i c p a r t i c u l a t e s i nt h es i n t e rw a so n l y l o o n m l p m t h em a s t e r w a s r e m e l t e di nt h em o l t e nm a g n e s i u ma l l o y , a n dt h e nt h em e l t sw a sc a s ti n t om e t a l m o u l da f t e rs t i r r i n g t h em i c r o s t r u c t u r e so ft h em m c ss h o w e dt h a tt h et i c t i b 2a n dt i b 2 + t i cp a r t i c u l a t e s ，w h i c hw e r ef i n ea n dt h e i rs i z e sv a r i e df r o m l o o u mt o l i _ t m ，w e r ed i s t r i b u t e du n i f o r m l yi nt h em a t r i x b e c a u s eo ft h ed e n s i t yd i f f e r e n c eb e t w e e n p a r t i c u l a t e sa n dm a g n e s i u m ，t h e s e d i m e n t a t i o no fc e r a m i cp a r t i c u l a t e sw a si n v o l v e di nm g b a s e d c o m p o s i t e s ，b u t t h es e d i m e n t a t i o nc o u l db ec o n t r o l l e db ya p p r o p r i a t et e c h n i q u e t h er e s u l t s s h o w e dt h ef o l l o w i n gm e a s u r e m e n tw a sh e l p f u lt ot h ep r o b l e m ，h o l d i n gt h e m e l t i n ga t8 0 0 1 2f o r3 0 - 4 5 m i n ，t h e ns t i r r i n gf o r3 0 - 6 0 m i n ，f i n a l l yp o u r i n g i ta ta t e m p e r a t u r el o w e rt h a n7 0 0 b yx r d ，s e ma n de d s ，t h es t r u c t u r ea n a l y s i so fm a g n e s i u mm a t r i x c o m p o s i t e s i ns i t us t r e n g t h e n e dw i t ht i c 、t i b 2a n dt i b 2 + t i c p a r t i c u l a t es h o w e d ， f i n ec e r a m i c s p a r t i c u l a t e sm a i n l yd i s p e r s e du n i f o r m l y i nt h em a t r i x d u et o s t r e n g t h e n i n gd i s p e r s e d l y , t h em e c h a n i c a lp r o p e r t i e si n c l u d i n gm i c r o h a r d n e s s o ft h em a g n e s i u mm a t r i x c o m p o s i t e sh a v eb e e ni m p r o v e d t oag r e a te x t e n t u n d e rt h ea c t i o no fs t r e s sh i g h d e n s i t yd i s l o c a t i o n st e n d t oe n t w i s ta n ds t u f f , w h i c hl e a d st ol o w e rd a m p i n gc a p a b i l i t yt h a nt h a to fp u r em a g n e s i u m n l e i n t e r n a ls t r e s sa n dt h ed e n s i t yo fd i s l o c a t i o nh a v eb e e nd i m i n i s h e db yt h e r m a l t r e a t m e n t ，w h i c h f u r t h e ri n c r e a s e st h e d a m p i n gc a p a b i l i t y o f t i c p m g i i c o m p o s i t e s t h er e f i n e m e n to f0 8 v o l u m e p e r c e n tt i b 2p a r t i c u l a t e t o t i b 2 m g c o m p o s i t e ，w h i c h w a sm a d e b y f l u x a s s i s t e d s y n t h e s i sm e t h o d ，h a s b e e n r e s e a r c h e d t h er e s u l t ss h o w e dt h es i z eo f g r a i nr e d u c e df r o m 】o o p mt o5 0 p m t h ed a m p i n gv a l u ew a s d e p e n d e n ts t r o n g l yo ns t r a i na m p l i t u d ea n dt h e r ew a s a p e a ki nt h em e a s u r e m e n tr a n g eo f s t r a i na m p l i t u d e ，w h i c hw a s p r o b a b l yr e l a t e d t ot h ep i n i n ge f f e c ta n dr e f i n e m e n to ft i b 2p a r t i c u l a t e t h ee x i s t e n c eo ft i b 2 p a r t i c u l a t e i n t r o d u c e dap e a ki n10 0 - 15 0 ci nt h e d a m p i n gc u r v ea n dn e w c h a r a c t e r i s t i c s t h e e m e r g i n gt e m p e r a t u r eo fp e a kd e c r e a s e dw i t ht h e s t r a i n f r e q u e n c yi n c r e a s i n g ，a n dt h ev a l u eo fp e a kr e d u c e ds l i g h t l y i na d d i t i o n ，t h e r e f i n e m e n to f p a r t i c u l a t es t r e n g t h e n e dt h ec o n t r i b u t i o no fg r a i nb o u n d a r y t ot h e d a m p i n gc a p a b i l i t y k e y w o r d s ：m a g n e s i u mm a t r i xc o m p o s i t e ，i ns i t us y n t h e s i s ，c e r a m i cp a r t i c u l a t e t i c ，t i b 2 ，p r o p e r t i e s ，d a m p i n gc a p a b i l i t y i i i 第1 章绪论 1 1 本课题的意义 第1 章绪论 镁及其合金是密度最小的工程结构材料，而且具有许多优异性能【l “。镁及 其合金在汽车工业、航空工业、电子通讯工业等新必高新抄术领域较传统金属 材料和铝基复合材料具有更大的研究及应用价值【引。但是镁及其合金的强度低一 耐腐蚀性能差，限制了镁及其合金的广泛的应用。材料的复合化可以大幅度的 提高材料的力学性能例如抗拉强度、疲劳强度等所以镁基复合材料有很犬的 发展潜力。自二十世纪八十年代末，镁基复合材料成为了金属基复合材料领域 的新兴研究热点之- - 5 - t o 。 现有的镁基复合材料的制各工艺均倾向于传统的外加增强体的方法。如熔 体浸渗法；熔体搅拌法；粉末冶金泫。采用外加颗粒增强体制备的镁基复合材 料，外加增强体与基体合金之间界面结合比较差，力学性能不高，且制备工艺 较复杂，成本高。近年来，一种新型制备方法原位合成法倍受关注。原位 制各复合材料可以在基体内部生成了相对均匀分散的增强体，从而得到更优异 的性能。 1 2 镁、镁合金及其复合材料 镁合金是一种能够满足各种行业要求、发展前景极为乐观的轻质合金材料。 与其它材料相比，镁合金具有以下几个突出的优点1 2 】： ( 1 ) 重量轻镁合金的密度小( 1 7 如1 9 5 9 ，c m 3 ) ，只有铝的2 ，3 ，钢的7l ，4 和 锌的1 ，4 。在同等刚性条件下，l k g 镁合金的坚固程度与1 8 k g 铝和2 1 k g 钢相当： 雨同样复杂的零部件，镁合金的重量要轻得多。 ( 2 ) 比弹性模基高。镁合金的比弹性模量与高强度铝合金、合金钢大致相同。 由于铸件的截面刚度随其厚度的立方比增加，因此用镁合金制造刚性好的整体 构件十分有利。它除了能减轻重量外，还可以减少零件数日和大蔹的铆接、焊 接和组合装配等工序 ( 3 ) 吸振性能高。镁具有极好的滞弹吸振性能，可吸收振动与噪音，对于用 作设备机壳减少噪音传递、提高防冲击十分有利。其抗冲击性是塑料的2 0 倍。 第l 章绪论 ( 4 ) 良好的铸造性能。镁合金的充型能力高，镁合金铸件的壁厚可小于 0 6 m m 。 ( 5 ) 良好的切削加工性。镁的良好切削加工性能表现在：允t ：较高的切削速 度，减少切削加工时间；切削掉一定量金属所需的功率镁合金约为铝合金的1 2 ， 铸铁的1 1 3 ，低碳钢的1 6 ；具有优良的表面光洁度。 ( 6 ) 再生性好。废旧镁台金铸件可再熔化，并作为a z 9 1 d 、m s 0 或a m 6 0 的二次材料进行铸造。可回收再用是非常重要的，这符合环保要求的特点。 ( 7 ) 高电磁扰屏障。镁合金具有良好的阻隔电磁波功能。 此外，镁合金还具有高的散热性、抗疲劳性和较低的裂纹倾向等特点。 节约资源和减少污染是当今社会可持续发展战略的要求。在这一背景下， 镁合金以其高比强度、良好的减震性和切削加工性以及尺寸稳定性而成为非常 重要的现代工业材料。目前镁合金铸件被广泛应用于汽车制造、航空航天、光 学仪器和计算机制造业等领域。近几年来，镁合金更是以其散热性佳、回收性 好、抗电磁干扰及屏蔽能力强等特点，被誉为2 l 世纪的绿色工程材料”。 然而，镁合金存在强度不高、弹性模量低、热膨胀系数大等问题，且因为镁 合金在高温下容易燃烧而使其成型十分困难，限制了镁合金的应用和良好性能的 发挥。因此，许多材料工作者试图通过复合材料的方法，采用陶瓷颗粒或纤维寒 增强镁合金，以提高其强度、弹性模量和耐磨性，减小热膨胀系数。 镁基复合材料有连续纤维增强和非连续增强镁萋复合材料两类。连续纤维 增强镁基复合材料主要是以硼、碳或碳化硅纤维作为增强相。虽然可显著提高材 料的强度和模量，但由于制造工艺复杂、技术难度很大，价搔昂贵，加上材料各 向异性等原因，限制了其应用。非连续增强的镁基复合材料，特别是颗粒增强镁 基复合材料，制备工艺相对简单，性能均一性好，具有较好的发展前景。但是褶 对于已经得到广泛研究和应用的颗粒增强铝基复合材料，对颗粒增强镁基复合材 料的材料体系、制各技术及性能等方面的研究较少。目前，镁基复合材料中的增 强相颗粒主要为外加方式，其增强相分布不均匀、与基体界面不相容等问题使其 性能一直难以突破。此外由于镁合金容易燃烧、外加增强相与合金液不润湿，传 统的复合技术在制备镁合金复合材料时尤其困难，需要采用特殊的设备和复合工 艺，目前已有的制备方法仅限于压力浸渗、挤压铸造等特殊工艺，制备工艺相当 复杂和困难，复合材料的生产成本很高，难以得到实际应用。 原位合成技术是近年来发展起来的制备金属基复合材料的一个新方向。该 一2 一 第1 章绪论 方法是通过合金与反应物发生一定合成反应，在合金基体中原位合成所需的增 强相。原位合成增强相与基体具有良好的界面相容性及良好的界面结构，使金 属基复合材料具有优异而稳定的性能，从根本上解决了金属基复合材料制备和 性能的关键问题。同时，可以利用现有的传统设备简捷、低成本、高效地制备 出金属基复合材料，并可直接制备形状复杂、大尺寸的构件，被认为是最有前 途实现复合材料产业化的工艺技术之一。 我国是镁资源大国，镁资源约占全球总鼓的7 0 ，原镁产量居世界首位，占 全球的l 3 。因此可以为镁在航空航天中的应用提供丰富的原料，同时通过对镁 合金化和复合化处理提高材料的各项性能指标，加大对镁的研究，解决镁变形难、 易腐蚀、高温蠕变的缺点。可以预见，随着对镁和镁含金及其复合材料研究的进 一步深入，其在航空航天等领域中的应用将会越来越广泛。 1 3 原位镁基复合材料的制各方法 经过十几年的发展，原位法已经有了很大的进展。根据增强体颗粒生成方 式的不同，原位法可分为原位凝固自生法和原位反应合成法【5 】口 1 3 1 原位凝固自生法 原位凝固自生复合材料主要是利用合金凝固过程中的相交规律，形成第二 相( 增强相) 粒子，从而达到增强的目的。如传统的a 1 m d s i 台金中，一直利用 m g a s i 时效析出相作为强化相，但一旦形成大尺寸形状不规则的颗粒，合金机 械性能将严重下降。通过控制其中的离m g 、s i 含量，使m 9 2 s i 颗粒在凝固过 程中原位生成，可制备出强化效果显著的a i m 9 2 s i 基体的m 9 2 s i 颗粒增强复台 材料。但原位凝固自生复合材料制各过程一般需要应用定向凝固方法，因而制 备工艺较复杂。 1 3 2 原位反应合成法 原位反应法即我们通常所说的原位合成法，其基本原理是通过化学反应来 生成颗粒细小、热力学稳定的增强体( 陶瓷) 颗粒。主要方法有x d “法、v l s 法、 自蔓延高温合成( s h s ) 法、接触反应法、固一液反应法、混合盐反应法、直接氧 化法等。 一3 一 第1 章绪论 ( 1 ) x d 7 “法【1 1 】 该技术是由m a r t i n m a r i e t t a 实验室发明的，它是将两个固态反应元素粉末和 金属基体粉术均匀混合，压实除气后将压坯快速加热到基体金属的熔点以上温 度，两固态元素粉末在熔体介质中产生放热化学反应而生成增强体颗粒，然后 将熔体进彳亍铸造、挤压等加工即可得到颗粒增强m m c s 。 其实该方法所用反应剂粉末不只限于元素态粉术，也可利用含增强体元素 的化合物粉末和合金粉末。后来在该法的基础上，还开发出了一种x d “一重 熔稀释方法【1 2 】，即先用x d “法制各增强体含量高的母体复合材料，然后重熔 并加入适量基体金属进行稀释，铸造后即可得到所需成分的m m c s 。 ( 2 ) v l s 法1 1 3 该技术是由k o c z a k 等人发明的颗粒增强m m c s 制备方法，其原理是将含 碳( 或含氮) 气体通入高温金属( 或合金j 熔体中，利用气体分解出的碳( 或氮) 与熔 体中的增强相元素如n 发生快速化学反应，生成热力学稳定的增强体颗粒t i c 、 t i n 等。其反应原理可表示为( 以原位t i c 颗粒为例，其中m 指金属基体元素如 m g 等) c h 4 ( g ) 一【c 】+ 2 h 2 ( g ) t i m + 【c 卜+ t i c + m 为保证上述两个过程的顺利进行，一般要求有较高的熔体温度和尽可能大 的气液两相接触面积由于受反应气体的限制。增强体种类一般为t i c 、t i n 、 a i n 、t i ( c n ) 。另外气体的导入可能会产生气孔等缺陷。因此一般需对铸锭进 行热挤压等后续加工。 ( 3 ) 自蔓延高温合成法【1 1 6 】 自蔓延高温合成法( 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 ，s h s ) 法是前 苏联学者m e r z h a n o v 等提出的一种材料合成新方法，其是基于放热化学反应的 基本原理，利用外部提供必要的能量诱发局部放热化学反应( 点燃) ，形成化学 反应前沿( 燃烧波) ，然后反应利用自身放出的热量继续向前传播( 自蔓延) ，直到 一4 一 第l 章绪论 燃烧波蔓延至整个体系，最后合成所需的材料。它具有节能、速度快、产物纯 度高等突出的优点，因而该方法一提出，便引起了广泛的兴趣。然而该方法有 一最大的缺点，即产物结构疏松。对此，m i y a m o t o 等提出了s h s 加压法，在 s h s 过程完成后的瞬间施加外压使产物致密化。因为s h s 反应的温度受基体比 例的限制，通常只能制备金属陶瓷基复合材料。 ( 4 ) 接触反应：去 接触反应法是将c ( 或b ) 和t i 等多种元素的粉末预制块用钟罩加入到一定温 度的基体合金熔体中，使反应元素间发生热爆反应，生成t i c ( 或t i b 2 ) 等增强体 颗粒，搅拌后浇注成形即可得到颗粒增强m m c s 。 ( 5 ) 固液反应法【1 7 1 该方法是将固态c ( 或b ) 元素粉末直接加入到高温合金熔体中，使c ( 或b ) 与合金熔件中个别增强相元素直接反应丙生成增强相颗粒如髓c f 或t i b , ) 。另外 还可利用还原反应原理，将不稳定的化合物粉末加入到合金熔体中，使熔体中 元素组元与化合物反应而生成更稳定的增强相粒子。 ( 6 ) 混合盐反应法i l s - 1 9 】 该工艺是由l o n d o ns c a n d i n a v i a nm e t a l l u r g y 公司根据a l 台金细化晶粒工艺 提出的一种生产m m c s 的新技术。它是将含t i o nk z t i f 6 ) 或b ( k b f 4 ) 的盐类混 合后加入到高温基体金属熔体中，所加盐中n 和b 被金属还原出来而在金属熔 体中反应形成n b 2 增强体颗粒扒除剐产物后即可浇注得到原位t i b 2 颗粒增强 删c s 。 ( 7 ) 直接氧化法捌 这是由美国l a n x i d e 公司开发的一种金属液直接氧化合成氧化物增强体颗 粒的方法。其具体过程是将金属液暴露予空气中，使其表面生成氧化膜，里层 金属再通过氧化膜层逐渐向表层扩散继续被氧化，如此反复，最终形成颗粒增 强的金属基复合材料在该方法的基础上，结合喷射沉积工艺，还发展了一种 反应喷射沉积法。它是在氧化气氛中。将金属滴分散成大量细小液滴而使其表 面氧化，而这些带氧化膜的液滴在沉积过程中，因相互碰撞而使氧化膜破裂分 第1 章绪论 散，同时内部金属液迅速冷却凝固，从而形成具有弥散分布的颗粒增强金属基 复合材料。 ( 8 ) 高能球磨法【2 1 1 在球麽过程中，粉末颗粒被强烈塑性交形，产生应力和应变，颗粒内产生大 量的缺陷，这显著降低了元素的扩散激活能，使得组元问在室温下可显著进行 原子或离子扩散；颗粒不断冷焊、断裂，组织细化，形成了无数的扩散反应偶， 同时扩散距离也大大绾短。应力、应交、缺陷和大量纳米晶界、相界产生，搜 系统储能很高，达十几e i m o l ，粉末活性被大大提高；在球与粉末颗粒碰撞瞬 间造成界面处的扩散，而且还可以诱发此处的多相化学反应。 对于镁基复合材料的制备，不是所有的原位法都可以采用。镁很容易发生 氧化，且生成的氧化膜不够致密，因此不能采用直接氧化等方法。本文采用的 方法为重熔稀释法，即首先制备铝复合材料母体，然后将母体重新熔解到镁台 金熔体中，制备原位啊b 2 、t i c 、( t i b 2 + t i c ) 颗粒增强的镁基复合材料。 1 4 镁基复合材料的组织结构 金属基复合材料宏观力学性能的好坏取决于基体和增强相之间的界面结合 状况，为了获得高强度的材料，其界面结构的优化和稳定是基体和增强材料性 能能否充分发挥，获得最佳综合性能的关键。 镁不能形成稳尾的碳化物，也就是说碳化物在镁中可以稳定存在，因此碳 化物是镁基复合材料的合适增强物。但由于增强物的形态、萋体材料的成分不 同，复合材料的界面具有不同的显微特征。 1 4 1 s i c o b v l g 复合材料组织 s i c 颗粒增强镁基复合材料主要有s i c p z m 5 、s i c p a z 8 0 、s i c p a z 8 1 、s i c p m g a l 8 、s i c p m g z n 6 、s i c p m g r e 3 等。s i c 颗粒和镁合金基体不发生界面反应， 界面化学相容性较好。 吴桢干f 2 2 】研究了真空压力浸溃法制备s i c 颗粒增强铸造镁合金z m 5 复合材 料的界面显微特征。复合材料界面上由于铝元素的偏聚而形成了块状和细针状 的7 ( m g t t a l l 2 ) 相，但其与基体间不存在确切的位向关系，这可能与z m 5 中 - 6 一 第1 章绪论 铝含量较低有关。另外。在少数界面上观察到s i c 颗粒表面的氧和液态的镁反 应生成的微晶m g o 。 蔡叶等【2 4 】利用搅熔铸造法制备了s i c p a z 8 0 和s i c p a z 8 1 复合材料。该 复合材料界面光滑无反应层。界面处生成菸晶t 相，y 相在s i c 表面形核且具 有确定的位向关系： i 0 1 s i c 陋l j t 及l o m ) s i c ( 1 t 0 ) t ，t 相与s i c 颗粒界面为 半共格界面。而对于s i c p a z 8 1 复合材料，存在另一种取向关系：1 2 i l o i s i c 1 1 0 0 i c 妣n 8 及( o 0 0 1 ) s i c ( 0 0 1 ) c u s z n 8 ，由于a z s l 含较多的z n 和c u ，在凝固的过程 中z i l 和c u 被推挤到固液界面的前沿，导致c u 5 z n 8 在s i c 表面形核。 k n b r a s z e y f i s k a l 2 5 】认为s i c 颗粒增强纯镁界面结合稳定、强度离且无沉 淀物；s i c 颗粒增强m g a l s 和m g z n 6 界面特征与纯镁相似。无3 s i c + 4 a i = a 1 4 c 3 + 3 s i 反应发生；s i c 颗粒增强m g r i 3 界面具有好的润湿性，但大量羽毛形状的 c e ，s i 2 相的出现弱化了界面结合强度 i n e m l 2 6 - 2 7 1 研究了搅爆铸造法制备的s i c p z c m 6 3 0 、s i c p z c 7 1 复合材料的 界面。在界面处存在明显的原予扩散，m g 、c u 等扩散进入s i c 晶格，形成有 序结构，从而强化界面结合。在界面处，作者发现与s i c 颗粒具有确定位商关 系的共晶相m g ( z n c u ) 2 。其尺寸在3 0 5 0 0 n m 之间，同时还观察到s i c 表面吸附 的s i 0 2 与镁反应形成块状的m 9 2 s i 析出相，其与s i c 颗粒无取向关系。 1 4 2 s i c m g 复合材料组织 郝元恺等【2 8 1 用镀膜法和座滴法研究了s i c 晶须与纯镁的物理润湿性和界面 化学相容性。研究表明s i c 晶须与纯镁的物理润湿性较好，且两者不发生化学 反应，化学相容性好。 挤压铸造法制备的s i c 晶须增强a z 9 l 复合材料的界面处发现共晶产物 m g l t a l l 2 在s i c 晶须表面形核 2 9 l ，但无反应产物m 9 2 s i ( s i c + 2 m g = m 9 2 s i + c ) 和 a 1 4 c 3 ( 3 s i c + 4 a i = a 1 4 c 3 + 3 s i ) ，说明与s i c 晶须与镁基体具有良好的化学相容性。 但在预制件中添加磷酸铝粘合剂的复合材料中，作者发现有界面反应存在i 3 0 - 3 1 1 ： a i ( p 0 3 ) 3 + 9 m g = 9 m g o + a i + 3 p ，而且反应产物m g o 与基体具有特定的位向关系： i l l m e o 1 l l s i c w ， m g o s i c w 。 陈玉喜【3 2 1 研究了挤压铸造法制备的s i c 晶须增强m b l 5 复合材料的界面显 微结构，发现在界面处s i c 晶须表面粗糙不平，附着许多纳米颗粒，经高分辨 电子显微确定为m g o ，且s i c 和m g o 具有取向关系：【1 1 0 。i 。 1 1 0 m s o 、 ( 1 1 ls i c ( 1 1 1 ) m g o 。m g o 的析出是因为镁极易氧化，在复合材料的制备过程中 - 7 - 第l 章绪论 液态的镁与s i c 晶须表面吸附的氧发生反应而成。 1 4 3 c i ，m g 复合材料组织 碳纤维在高温下易与镁发生反应。碳纤维石墨化程度较低时，在碳纤维和 基体界面处发现平行或垂直于纤维轴方向生长的细小晶粒层，其主要是镁基体 的亚晶和m g l 7 a 1 1 2 共晶相。髓着碳纤维的石墨化程度的增加，界面平直光滑， 仅发现少量与镁基体具有确定位向关系的块状或针状的m g l 7 a l l 2 拭晶相f 3 3 1 。 镁与石墨有良好的化学相容性 3 3 1 ，石墨纤维结晶较完善，自由能低而处于 热力学稳定状态，纤维表面光滑，空骧率低，一般不与镁发生化学反应由于 石墨纤维和镁基体的热膨胀系数的差异使得界面处形成大量的孪晶和位错。在 石墨增强的镁基复合材料中，铝易在界面处馆聚。最大偏聚量为基体含量的两 倍 3 , * - 3 6 l ，原因之一可能是由于锚在镁中的扩散速度较低使得其在界面处偏聚。另 一解释是因为铝和石墨纤维在高温下发生化学反应：4 a i + 3 c = a 1 4 c 3 , 该反应在高 温下是一自发的过程。上海交通大学陈煜采用真空压力漫浈法制备的石墨纤维 增强的z m 5 镁合金界面上，纤维和基体结合良好，无微观孔洞存在1 3 5 1 。界面有 块状或针状的y 相，t 相的析出与镁基体具有一定的位向关系，即 【0 0 1 t 0 1 1 2 m g ，( 1 1 0 ) t ( o 0 0 1 ) m g ，( 1 1 0 ) ，( 0 1 1 0 ) m g 1 4 4 b 4 c p m g 复合材料组织 镁与b , c 颡粒不发生界面化学反应，二者具有良好的化学相容性，但b t c 颗粒本身在5 0 0 c 以上易发生氧化生成玻璃态的b 2 0 3 鲫，而镁和b 2 0 3 发生化 学反应：4 m g + b 2 0 3 = 3 m g o ( s ) + m g b 2 ( s ) ，3 mg + b 2 0 3 = 3 m g o ( s ) + 2 b ( s ) 。挤压法 制各的( s i c w + b 4 c ) m b l 5 复合材料界面处高分辨电子显微镜显示m g o 和 m g b 2 共生在s i c 。表面上，而且与s i c 。具有确定的取向关系【3 8 1 。 1 4 5 a 1 2 0 3 肌g 复合材料组织 在早期，a h 0 3 纤维增强镁基复合材料研究得较多，但近期有关报道甚少。 由于在高的制备温度下，a 1 2 0 3 不可避免的会和液态的镁发生化学反应： - - 8 一 第】章绪论 3 m g + a 1 2 0 3 2 3 m g o + 2 a 1 ，3 m g + 4 a 1 2 0 3 = 3 m g a h 0 4 + 2 a 1 ，从而在界面处生成m g o 和尖晶石m g a l 2 0 4 【3 9 】，而且a 1 2 0 3 纤维表面的空涸层引起的毛细作用可促使界 面反应层厚度增加，使复合材料力学性能严重损伤。 挤压铸造法制备a 1 2 0 3 短纤维增强a z 9 1 镁基复合材料的界面上发现m g o 和m g l 7 a i l 2 共晶颗粒( “，m g o 的产生是镁基体和a h 0 3 增强物发生化学反应的 结果。a 1 2 0 3 短纤维增强m s r 镁基复合材料的界面上同样有细小的m g o 析出 1 4 0 ! 。 1 5 镁基复合材料阻尼性能的研究现状 由于镁的活性比较大，会和许多物质发生反应，制备镁基复合材料比较困 难，所以早期人们对镁阻尼的研究主要集中在镁合金上，对镁基复合材料的阻 尼性能研究很少。g o d d a r d 等【1 】在1 9 8 6 年制餐了石墨纤维增强的镁基复合材料， 首先研究了材料的阻尼性能，试验表明该材料具有好的阻尼性能。但他们并没 有对其作深入的讨论。e d w a r d 等【4 2 】在1 9 8 6 年研究了无方向性的石墨纤维增强 的镁基复合材料的阻尼性能，他们认为复合材料的阻尼性能和镁合金a z 9 1 c 的 z e n e r 曲线相似，但是复合材料的阻尼测量值高于a z 9 1 c 的z e n e r 曲线。2 0 世 纪9 0 年代，随着对环保、能源问题的关注和镁基复合材料制各技术的迅速发展， 人们对镁基复合材料阻尼的研究逐渐多了起来，主要讨论了以下几个因素对镁 基复合材料阻尼性能的影响。 1 5 1 镁基复合材料的阻尼性能和应变振幅的关系 镁基复台材料的阻尼和应变振幅的相关性可以分为两个阶段，在低应变阶 段，阻尼和应变振幅没有相关性。而在高应变阶段，阻尼和应变振幅存在一定 的相关性，随着应变振幅的增加，材料的阻尼性能迅速增加 4 3 4 5 1 。而且镁基复 合材料的阻尼性能q d 在增强物较少时随应变振幅增大丽较快增长，增强物多 时则仅有很小增加 4 6 4 7 1 。镁基复合材料的阻尼性能和应变振幅的关系还依赖于 温度的变化。复合材料的阻尼性能q - 在室温时几乎不随频率变化，在高湿时， q “强烈依赖予频率并表现为低频阻尼大于高频阻尼的特征【嘲。 1 5 2 镁基复合材料的阻尼性能和温度的关系 镁基复合材料的阻尼会随温度的增加而提高，在一定温度范围内会出现阻 第1 章绪论 尼峰4 9 5 ”。( s i c w + b 4 c 。) z k 6 0 a 复合材料在温度低于5 0 时其阻尼小于相应 的镁合金，但随温度的增加，阻尼增加，当温度高于5 0 ( 2 时复合材料的阻尼高 于相应的镁合金，并且在1 4 0 c 年i 3 1 0 ( 2 都有阻尼峰出现【5 2 l 。 1 5 3 镁基复合材料的阻尼性能和增强体类型、数量及其尺寸的关系 在金属基体中加入增强相可以提高复合材料的阻尼，和颗粒或晶须相比 连续纤维可以较大程度的提高复合材料的阻尼。短切碳纤维、碳化硅晶须、硼 酸铝晶须增强镁基复合材料的内耗振幅谱的变化趋势相同，都有较高的背景 内耗，但整体的高度、峰位却不相同，在实验范围内短切碳纤维增强的复合材 料的阻尼q o 最高，达到了1 2 i 0 - 2 的水平，基本保持与基体相当1 5 l 】。m a y e n c o u r t c 和s c h a l l e r r 【s 3 1 制备的m g w 2 s i 纤维增强的m g - s i 距共晶合金的阻尼也比基 体合金高出1 0 - 1 0 0 倍。连续的t 3 0 0 碳纤维对阻尼性能的提高效果也强于不连 续的m 4 0 石墨纤维唧】。镁基复合材料的阻尼性能和增强体的数量也有一定关 系，随增强体数量的增加，复合材料的阻尼降低，因为增强体对基体的割裂程 度增加。当增强物体积分数相当时，细小弥散的晶须的加入比粗大的碳纤维更 有效地降低了位错的可动距离，使启动位错所需应力增加，而且增强物越细、 模量越高，在i 茼应变阶段阻尼相对降低越多1 5 ”。但也有人提出了相反的看法， n a r a s i m a l us r i k a n t h 和m a n o jg u p t a 5 5 - 5 6 1 对比了不同粒度的s i c 对镁复合材料 阻尼性能的影响，他们认为颗粒的加入会降低镁的阻尼性能，但不同粒度的颗 粒对材料阻尼性能的降低不同，粒度小的增强颗粒对复合材料阻尼性能的降低 比较小。t r o j a n o v a z 等垆的研究进一步证实了这种观点，他们制备的纳米z r 0 2 颗粒增强的微米结构的镁和石墨增强的纳米结构的镁都具有高的阻尼性能。 1 5 4 镁基复合材料的阻尼性能和热处理的关系 对镁基复合材料进行热处理，发现退火和循环热处理都可以提高挤压态复 合材料的阻尼值，而且热处理过程中裂纹的形成对提高复合材料的阻尼性能也 有帮助 4 5 , 4 7 。 1 5 5 镁基复合材料的阻尼机制 一般认为，材料阻尼产生的机理可以分为五种类型 5 8 - 6 1 1 ：1 点阵中原子有 序排列引起的阻尼。这里主要指固溶体中孤立的间隙原子、替代原子，这些原 第1 章绪论 子在固溶体中趋向无序排列，当有外加应力时，这些原子要发生重新分布，产 生有序排列。在重新排列过程中，原子在受外力作用时存在着应力感生有序的 倾向，对应与应力产生的应变有驰豫现象，是应变落后于应力导致能量损耗； 2 与位错有关的阻尼。解释位错阻尼的的只要是g r a n a t o 和l u c k e 位错钉扎模型。 材料中位错除了被一些不可动的点缺陷钉扎外，还被一些可以脱开的点缺陷钉 扎着。l n 表示强钉间距，l c 表示弱钉间距。在外加交变应力不太大时，位错段 l c 象弦一样作“弓出”的往复运动，在运动过程产生阻尼现象。当外加应力增 加到脱钉应力时，弱钉可被位错抛脱，即发生雪崩式的脱钉过程，继续增加应 力，位错段l n 继续弓出，应力去除时位错段l n 作弹性收缩，最后重新被钉扎。 在脱钉与缩回的过程中，位错的运动情况不同，对应的应力一应变曲线包含一 个滞后曲线，因而产生阻尼：3 与晶界有关的阻尼。晶界具有粘滞行为，并且 在切应力的作用下产生驰豫现象，产生阻尼麸格界面也可1 2 卫引起阻尼，其主 要与热弹性马氏体相变及孪晶结构有关；4 磁弹性阻尼。磁弹性阻尼是铁磁材 料中磁性与力学的耦合引起的，磁弹性阻尼一般分宏观涡流、微观涡流与静滞 后性三类；5 热弹性阻尼。固体受熟膨胀，会引起附加的伸长应变，由于热扩 散是一驰豫过程，附加的非弹性应变落后与应力，因此产生驰豫型阻尼。 对于实际的金属材料，由于材料种类和载荷条件不同，有可能某种阻尼机 制起主要作用，也可能几种阻尼机制共同起作用，对镁基复合材料来讲，主要 可以用位错阻尼和晶界阻尼来解释。大量的研究袭明m 成，砬】，在金属基复合材 料中由于增强物与基体的热膨胀系数相差较大，在复合材料冷却到室温或热处 理以后，由于增强体和基体热膨胀系数的不同会导致内应力。在很多情况下， 应变导致的残余热应力会产生位错，在复合材料的结合界蔼附近的基体台盒中 位错数量大大增加了。高的位错密度，位错网络的严重缠结，以及大量高强度、 高硬度增强物的存在，较大地程度的限制了位错的运动位错密度的增大将提 高复合材料的阻尼性能，镁基复合材料中的位错线在较小外加应力的作用下， 作往复的弦共振运动，产生弛豫型的位错阻尼。另一方面，加入的增强物叉成 为了位错线的新的钉扎点，大量增强物的加入，减小了位错的钉扎长度，这又 将减小复合材料的阻尼性能。这些相反的效果，使得镁基复合材料的低温阻尼 性能比镁合金略有增加，但提高程度不大。张荻等【跏还认为当镁基复合材料中 增强相增多时，材料的阻尼性能会随增强相的增加而下降。复合材料中由于增 强物的加入，使得单位长度位错线上的强钉扎点数量增加，位错在较小应变下 第1 章绪论 运动比较困难，复合材料在低应变振