镁基复合材料的研究发展现状与展望

1、镁基复合材料的研究发展现状与展望颗粒增强镁基复合材料课程名称：金属基复合材料学生姓名：学号 : 班级 ：日期 ：2010/12/26镁基复合材料的研究发展现状与展望颗粒增强镁基复合材料摘要：镁基复合材料具有很高的比强度、比刚度以及优良的阻尼减震性能，是汽车制造、航空航天等领域的理想材料之一。本文综述了颗粒增强镁基复合材料的研究概况，镁基复合材料常用的基体合金和常用的增强相。着重介绍了其制备方法、力学以及阻尼性能，并对它的发展趋势进行了展望。关键词：镁基复合材料；制备方法；基体镁合金；颗粒增强体；性能1.前言与传统的金属材料相比，金属基复合材料具有高的比强度、比刚度、耐高温、耐磨损耐疲劳、热膨胀

2、系数小、化学稳定性和尺寸稳定性好等优异性能。金属基复合材料的增强体主要有长纤维、短纤维、颗粒和晶须等，其中颗粒增强金属基复合材料由于制备工艺简单、成本较低微观组织均匀、材料性能各向同性且可以采用传统的金属加工工艺进行二次加工等优点，已经成为金属基复合材料领域最重要的研究方向，正在向工业规模化生产和应用发展。 颗粒增强金属基复合材料的主要基体有铝、镁钛、铜和铁等，其中铝基复合材料发展最快；由于镁的密度更低(1.74 gcm3)，仅为铝的 23，具有更高的比强度、比刚度，而且具有良好的阻尼性能和电磁屏蔽等性能，镁基复合材料正成为继铝基之后的又一具有竞争力的轻金属基复合材料。镁基复合材料因其密度小，

3、且比镁合金具有更高的比强度 、比刚度、耐磨性和耐高温性能，受到航空、航 天 、汽车、机械及电子等高技术领域的重视自20世纪8O年代至现在，镁基复合材料已成为金属基复合材料的研究热点之一。颗粒增强镁基 复合材料与连续纤维增强、非连续 (短纤维、晶须等)纤维增强镁基复合材料相比，具有力学性能呈各 向同性、制备工艺简单、增强体价格低廉 、易近终成型、易机械加工等特点，是目前最有可能实现低成本、规模化商业生产的镁基复合材料。2制备方法 21粉末冶金法 粉末冶金法是把微细纯净的镁合金粉末和增颗粒均匀混合后在模具中冷压 ，然后在真空中将合体加热至合金两相区进行热压，最后加工成型得复合材料的方法 。粉末冶金

4、的特点 ：可控制增颗粒的体积分数 ，增强体在基体中分布均匀；制备温度较低 ，一般不会发生过量的界面反应。该法工艺设备较复杂，成本较高，不易制备形状复杂的零件。 2.2熔体浸渗法 包括压力浸渗、无压浸渗和负压浸渗。压力浸渗是先将增强颗粒做成预制件，加入液态镁合金后加压使熔融的镁合金浸渗到预制件中，制成复合材料采用高压浸渗，可克服增强颗粒与基体的不润湿情况，气孔、疏松等铸造缺陷也可以得到很好的弥补。无压浸渗是指熔的镁合金在惰性气体的保护下，不施加任何压力对增强颗粒预制件进行浸渗。该工艺设备简单 、成本低 ，但预制件的制备费用较高，因此不利于大规模生产。增强颗粒与基体的润湿性是无压浸渗技术的关键。负

5、压浸渗是通过预制件造成真空的负压环境使熔融的镁合金渗入到预制件中。由负压浸渗制备的SiCMg颗粒在基体中分布均匀。 2.3全液态搅拌法 在保护气氛下，将增强颗粒加入熔融的镁合金基体中，再进行机械搅拌，最后浇铸成型。此方法设备以及工序简单，成本也较低，但在搅拌的过程中容易产生气孔，另外由于增强颗粒与基体的密度不同易发生颗粒沉积和团聚的现象：铸锭凝固后可以进行热挤压 ，可以改善基体和增强颗粒间的界面完整性以及增强相在基体中的均匀分布 ，并且在挤压的过程中发生了动态再结晶，复合材料发生了明显的晶粒细化现象。2.4半固态搅熔铸造法 半固态搅熔铸造法是指将增强颗粒加入由机械搅拌的半固态基体中，待混合均匀

6、后升至熔点温度浇铸，凝固后得到镁基复合材料的方法。此方法可以避免全液态搅拌法易产生气孔和发生颗粒沉积及团聚的现象。该工艺较有利于大规模工业生产。2.5喷射沉积法 此工艺首先用高压的惰性气体流将液态镁合金雾化 ，形成熔融状态的镁合金喷射流，同时将增强颗粒喷入镁合金喷射流中，使颗粒和基体的混合体沉积到衬底上 ，凝固后得到镁基复合材料 ：该工艺所制备的复合材料颗粒在基体中分布均匀、凝固快 、界面反应较少。3.镁基复合材料常用的基体镁合金和颗粒增强体3.1常用的基体镁合金镁基复合材料要求基体组织细小、均匀，基体合金使用性能良好根据镁基复合材料的使用性能，对侧重铸造性能的镁基复合材料可选择不含Zr的铸造

7、镁合金为基体；侧重挤压性能的则一般选用变形镁合金。这些基体镁合金主要有镁铝锌系(A731、AZ61、AZ91)、镁锌锆系、镁锂系、镁锌铜系(ZC71)镁锰系、镁稀土锆系、镁钍锆系和镁钕银系等。纯镁的强度较低，不适合作为基体，一般需要添加合金元素以合金化。主要合金元素有 A1、Mn、Zn、Li、AS、Zr、Th、Ni和稀土元素等。这些合金元素在镁合金中具有固溶强化、沉淀强化和细晶强化等作用，添加少量AI、Mn、Zn、Zr、Be等可以提高强度；Mn可提高耐蚀性；Zr可细化晶粒和提高抗热裂倾向；稀土元素除具有类似zr的作用外，还可以改善铸造性能、焊接性能、耐热性以及消除应力腐蚀倾向；Li除可在很大程

8、度上降低复合材料的密度外，还可以大大改善基体镁合金的塑性。3.2常用的颗粒增强体根据镁基复合材料的使用性能、基体镁合金的种类和成分来选择所需的颗粒增强体要求增强体与基体物理、化学相容性好，应尽量避免增强体与基体合金之间的有害界面反应，并使其与基体润湿性良好，载荷承受能力强等采取适当的工艺措施使颗粒在基体内分布均匀，减少颗粒间的团聚，以改善材料受载时内部的应力分布，是保证复合材料具有 良好性能的关键之一。制备方法可分为外加颗粒和原位内生颗粒法两种。外加颗粒法制备镁基复合材料的优点是工艺简单，但易造成颗粒表面的污染，基体和颗粒表面润湿困难，导致界面强度的降低。原位内生法是增强颗粒在金属基体中通过原

9、位反应形成的，因而热力学上稳定，颗粒表面无污染，增强体与基体润湿性良好故界面结合强度高。原位增强体颗粒细小(通常为亚微米至微米级 )，因而与外加颗粒(通常为几十个微米)法相比，原位颗粒增强作用更显著。但原位反应法的缺点是反应过程往往不彻底，反应过程中的中间相(亚稳相)有时会作为有害相残留在基体中(如 MgAlTiC体系中会生成脆性相 TiAl3)。碳化物SiC颗粒SiC的硬度高，耐磨性能好，并具有抗热冲击、抗氧化等性能。镁没有稳定的碳化物，SiC在镁中热力学上是稳定的，因此，SiC常用作镁基复合材料的增强相，并且来源广泛，价格便宜，用其作为增强颗粒制备镁基复合材料具有工业化生产前景。SiC具有

10、SiC、SiC两种晶体结构，SiC为密排六方结构，但SiC有许多变体结构(即c值不同)，SiC为面心立方结构。SiC颗粒增强镁基复合材料是目前研究最多的镁基复合材料之一，其制备方式主要是外加方式。常用的制备方法除搅拌铸造法外，还有挤压铸造法、粉末冶金法 、喷射沉积法、复合铸造法以及机械合金化法。其中搅拌铸造法是制备 SiC颗粒增强镁基复合材料的一种典型工艺，已有几家公司采用搅拌铸造法成功地开发出SiC颗粒增强镁基复合材料。1986年美国 Dow Chemical公司采用搅拌铸造法制备出SiCPAZ91，并制备出皮带轮等样品零件。其优异的性能引起人们的普遍关注。而挤压铸造法是目前制备颗粒增强镁基

11、复合材料最成功的工艺之一。其 中，预制块中增强体的分布，预制块和模具的预热温度，浸渗压力大小均对复合材料的微观结构和性能有重要影响。表 1给出的是采用搅拌铸造法制备的铸态AZ91和铸态 AZ91+10 vo1SiC颗粒增强镁基复合材料的常温力学性能。从表 1可以看出与基体合金相比，复合材料的抗拉强度、延伸率下降，但弹性模量、屈服强度提高。复合材料抗拉强度减小是因为铸态复合材料颗粒团聚，并带有一定量的气孔。在拉应力作用下此处优先形成微裂纹，从而使强度降低。表 1 铸态 AZ91、铸态 SiCMg复合材料的室温性能表 2给出的是采用挤压铸造法制备的铸态AZ91和 AZ91+20 vo1SiC镁基复

12、合材料的力学性能。由表2可以看出，小颗粒(15m)增强的复合材料的屈服强度和抗拉强度均比大颗粒(52m)增强的复合材料要好。这是因为当体积分数相同时，增强相颗粒越小，粒子间距 就越小。 表 2 挤压铸造法制备的AZ91、SiCMg复合材料的室温性能 镁对 SiC具有良好的润湿性，并且SiCPMg复合材料界面光滑，无界面反应。采用铸造法制备颗粒增强镁基复合材料时，凝固过程对界面微观结构有着很大的影响，进而影响到复合材料的性能。然而到目前为止，关于颗粒增强镁基复合材料的凝固过程，尤其是关于形核过程的研究较少。镁不易形成稳定的碳化物，所以碳化物陶瓷颗粒在纯镁中是稳定的。然而，在含有铝的镁合金(如AZ

13、91)中。如果接触时间足够长 ，则会在这 镁合金中发生反应形成碳化物。如 SiC与Al会发生如下反应： 4Al+3SiCAl4C3+3Si该反应生成的Al4C3溶于水，因而降低镁基复合材料的耐蚀-性能。Al4C3的形成同时伴随Si的析出(与镁反应生成 Mg2Si)，这就改变了基体合金的化学成分。尽管 SiC颗粒增强镁基复合材料的研究很多，但多集中于制备方法、组织和性能。关于基础理论的研究较少。应进一步开展对SiC颗粒增强镁基复合材料的凝固理论研究。B4C颗粒B4C为菱面体站构，高熔点、高硬度，硬度仅次于金刚石与立方氮化硼，是密度最低的陶瓷材料，热膨胀系数相当低，价格也较便宜。B4C颗 粒增强镁

14、基复台材料的制备方法有挤压铸造法 、粉末冶金 法、压力浸渗法、和只适用于MgLi基体台金的箔冶金扩散焊接法。B4C颗粒增强镁基复合材料具有很大的应用潜力。TiC颗粒TiC为面心立方晶格，具有高熔点、高硬度及高温稳定性好等优点。TiC与镁的润湿性好于与铝的润湿性。且不和镁发生界面反应。因此，TiC是作为镁的增强相的较佳选择。TiC颗粒增强 镁基复合材料的制备方法有搅拌铸造法、机械合金化、中问台金法和高温自蔓延法等。硼化物TiB2颗粒TiB2是一种新型的工业陶瓷原料。具有硬度大，耐磨损，耐酸碱，导电性与稳定性好等优异特性，TiB2Al复合材料得到了广泛的研究。镁的晶格常数为a0.320936nm，

15、c=0.52112nm，ca =16238；TiB2的晶格常数为a0.303034nm，c =0.322953nm,ca =1066。TiB2晶格排列方式与镁的排列方式极其相似，均为密排六方结构。因此，作为增强相来说，TiB2在与镁的结合上有很大的有利之处。TiB颗粒TiB具有高硬度、高熔点、良好的导电性、抗熔融腐蚀性等，是作为镁基复合材料增强相的较佳选择。但是，遗憾的是对于TiB颗粒增强镁基复合材料的研究报道很少。有关TiB颗粒增强镁基复合材料的研究还应继续开展。氧化物颗粒氧化物弥散强化机制日益受到研究者的重视，过去研究者只限于制备小体积分数的MgO增强镁基复台材料现在已有研究者制备出大体积

16、分数MgO增强镁基复台材料。采用熔体浸渗法制备出30vo1Y2O3Mg复合材料，微观组织分析表明：Y2O3在基体中分布均匀，颗粒细小(约0.88m)，并且力学性能得到很大的提高。金属间化合物Mg2Si具有低的密度(1.99cm )、高的硬度、高的屈服强度、低的热膨胀系数和相对较高的熔点一般采用原位内生法制备Mg2Si颗粒增强镁基复合材料。制备方法包括机械合金化法（MA）、快速凝固法(RS)、铸造法和热挤压法等。与镁合金相比，Mg2Si具有较高的熔点和较好的抗高温氧化能力。Mg2Si颗粒增强镁基复合材料可能替代镁台金作耐热结构材料，但由于Mg2Si较脆，因而又限制了该复合材料的应用。采用MA法制

17、备的镁基复合材料，Mg2Si颗粒尺寸最大为22nm，并且Mg2Si在 390时也处于稳定态。具有良好的高温性能，克服了一般纳米材料不稳定的缺点，但该方法的制备工艺复杂。Rs法制备的Mg2Si颗粒增强镁基复合材料具有良好的室温强度和高温超塑性。采用铸造法制备的镁基复合材料Mg2Si颗粒粗大，力学性能较差，而经过热挤压的镁基复合材料Mg2Si晶粒细小，力学性能得到很大的提高。4.组织和性能4.1基体和增强颗粒的选择纯镁不适于直接作为镁基复合材料的基体，一般需要添加合金元素。常用的合金元素依次有铝锌、硅、锂、银、锆、锰和稀土元素等，通常根据镁基复合材料的使用性能选择基体合金。用作镁基复合材料的增强颗

18、粒主要是各种碳化物(如SiC)、氧化物(如Al2O3)、硼化物(如TiB2)以及石墨等。选择时主要考虑颗粒的形状与尺寸、颗粒与基体的物理、化学相容性等因素，尽量避免增强颗粒与基体合金之间的界面反应，同时还要考虑增强颗粒的各项力学性能、物理性能以及制备成本。 近几年有研究者尝试采用金属或合金颗粒作为镁基复合材料的增强体，取得了很好的效果。一些金属颗粒(如钛、镍和铜等)具有较高的模量和强度，且塑性较好，用作镁基复合材料的增强体，不仅可以提高材料的强度等指标，而且能够保持与基体镁相当的塑性。4.2增强颗粒对基体组织结构的影响颗粒增强镁基复合材料的晶粒与基体相比发生了明显的细化现象。颗粒对基体的细化机

19、制可能是初生-Mg相在颗粒表面非匀质形核及颗粒阻止-Mg相生长共同作用的结果。在相同的体积分数的颗粒下，颗粒越细，则能满足-Mg相非匀质形核所要求的界面特征、错配度和温度条件，可成为初生-Mg相形核衬底的颗粒数量就越多，从而对基体的细化作用也越强。由于增强颗粒与基体在力学和热力学上的不匹配，将会在界面及近界面处产生热错配残余应力，引起基体发生塑性流变，在基体中形成了高密度的位错。4.3颗粒增强镁合金的力学性能目前，对于颗粒增强金属基包括镁基复合材料的强化机制还没有一个统一而完善的理论。普遍认为，颗粒增强复合材料强化机制主要有以下几点：由于基体与增强体热膨胀系数不同导致材料内产生热残余应力以及由

20、于热残余应力释放导致基体中产生高密度位错；增强体的加入对基体变形的约束以及对基体中位错运动的阻碍产生了强化；基体向增强体的载荷传递以及晶粒细化强化等。然而由于材料的强度、韧性和断裂等力学性能与材料的原位特性有关 ，对材料中的界面、缺陷等局部缺陷很敏感，属高阶性能，往往出现协同效应，即当几个因素同时在材料中起作用时，材料的某些特性可能发生急剧变化。因此，不能简单认为复合材料的高强度是上述强化因素简单的叠加效应。由于在制备工艺、增强相种类、参数和体积分数以及基体合金等方面的不同，镁基复合材料的力学性能有一定的差异。一般来说，加入增强颗粒后材料的硬度、屈服强度和抗拉强度提高，而伸长率则有所下降。如以

21、陶瓷颗粒作为增强体，可以获得更高的硬度、屈服强度和抗拉强度，但伸长率下降较快；而以金属颗粒作为增强体的复合材料，可获得较好的塑性，这主要是因为金属颗粒本身具有较好的塑性，而且与基体镁的相容性良好。 与强度等力学性能相比，弹性模量属于低阶性能，对材料中的界面、缺陷等不敏感。按照简单的混合定律，由于所加入的陶瓷或金属颗粒增强体的弹性模量都远高于镁基体，因此所得到的镁基复合材料的弹性模量均高于基体镁或镁合金。增强体的弹性模量越大，复合材料的弹性模量也越大，而且伴随着增强体体积分数的增大，上述趋势愈加明显。4.4颗粒增强镁合金的阻尼性能阻尼性能通常又称为减振性能，是一个由时间决定的与弹性相关的物理性能

22、，通常用内耗值 Q 来表征 。在所有的金属结构材料中，镁的阻尼性能最好，其 Q 值约为 0.010.02，而铝合金、钛合金、钢等的阻尼值远远小于 0.01。因此，采用高阻尼镁合金为基体，选择合适的增强体，通过合理的设计，可望使复合材料最大 Q 值达到 0.01以上，获得高阻尼、高强度和低密度的减振材料。当温度在 75以下，纯镁的阻尼性能要优于 SiCp增强的镁基复合材料；而高于75时，复合材料的阻尼性能要好于纯镁。认为在温度较低时，镁和 SiC的本征阻尼在起作用，镁和SiC颗粒的阻尼为 0.02和0.002，根据混合定律，复合材料的阻能性能将小于纯镁基体；而当温度高于75，界面阻尼机制起主导作

23、用，使复合材料的阻尼性能高于纯镁。4.5耐磨性镁合金基体中分布着强度、硬度都较高的陶瓷增强体时，增强颗粒在磨损过程中将起到支撑载荷的作用，减少镁合金基体的粘着磨损，使镁基复合材料具有优良的耐磨性。5.颗粒增强镁基复合材料的发展趋势5.1由于在金属基体内原位生成的高硬度高弹性模量的陶瓷颗粒增强相具有表面无污染与基体相容性良好，界面结合强度高等传统复合工艺无法比拟的优点，因此，借鉴目前原位内生颗粒增强铝基复合材料较成熟的制备技术，探索高性能、低成本、容易大规模生产的原位颗粒内生半固态镁基复合材料制备技术将成为研究热点之一；5.2颗粒增强镁基复合材料热力学及动力学的计算机模拟技术将成为研究热点之一； 5.3控制陶瓷颗粒增强相与镁