馮 艷，陳 超，彭超群，王日初

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鎂基復合材料的研究進展

馮 艷1, 2，陳 超1, 2，彭超群1, 2，王日初1, 2

(1. 中南大學 材料科學與工程學院，長沙 410083； 2. 電子封裝及先進功能材料湖南省重點實驗室，長沙 410083)

主要介紹鎂基復合材料常見的增強體，分析其對鎂基復合材料的顯微組織、力學性能以及物理化學性能的影響，進一步討論鎂基復合材料界面反應和界面優(yōu)化的研究現(xiàn)狀，展望鎂基復合材料的應用前景和發(fā)展方向。

鎂基復合材料；增強體；顯微組織；力學性能；界面反應

鎂的密度低、比強度和比模量高、導熱性能好、阻尼減震性能優(yōu)良，在地殼表層金屬礦藏、鹽水湖和海洋中儲量豐富，是現(xiàn)代高科技領(lǐng)域中最具發(fā)展?jié)摿Φ牟牧现籟1?2]。然而，鎂合金的耐腐蝕性能差、耐磨性能差、高溫性能差、抗蠕變性能差、強度不高，這些缺陷限制鎂合金的進一步應用[3?4]。增強體可以有效改善鎂合金的性能，鎂基復合材料具有高比強度、高比剛度和高比模量以及優(yōu)良的耐磨、耐蝕、減振、高溫性能，在航空航天、汽車、電子和運輸工業(yè)等領(lǐng)域獲得到了越來越廣泛的應用[5?9]。自20世紀80年代末以來，鎂基復合材料已成為材料領(lǐng)域的研究熱點之 一[10?12]。

鎂基復合材料的基體經(jīng)歷由純鎂到鎂合金的發(fā)展歷程，基體鎂合金主要有Mg-Al-Zn系(AZ31、AZ61、AZ91)、Mg-Zn-Cu系(ZC71)、Mg-Zn-Zr系、Mg-Li系、Mg-Mn系、Mg-RE-Zr、Mg-Al-Ca和Mg-Y-Re-Zr系等合金系[12]，基體中添加稀土元素、堿土元素生成熱穩(wěn)定性較高的第二相，可進一步提高鎂基體合金的室溫和高溫力學性能[13?15]。鎂基復合材料的制備工藝在傳統(tǒng)制備工藝基礎上，向多種制備工藝結(jié)合、引入輔助改善方法發(fā)展[1?2, 16]。增強體由原來的單一的種類和單一的尺寸，發(fā)展到多種尺寸、多種增強體混合增強以及進行表面處理，整體向著更小尺寸甚至納米級、更復雜的工藝發(fā)展，鎂基復合材料的力學、物理化學等性能越來越優(yōu)異[1?2, 6?8, 11, 17]。

增強體均勻分布、界面結(jié)合良好、基體晶粒細小是鎂基復合材料具有優(yōu)良性能的前提。選擇基體合金以及增強體的種類、尺寸和體積分數(shù)，設計合理的制備工藝，研究界面優(yōu)化處理、塑性加工和熱處理對鎂基復合材料組織和性能的影響，是鎂基復合材料的研究熱點[17?20]。鑒于此，本文作者主要分析了不同增強體增強鎂基復合材料的制備工藝、顯微組織、力學性能以及物理化學性能的研究，并介紹了鎂基復合材料的界面反應和界面優(yōu)化的研究現(xiàn)狀。

1 鎂基復合材料的增強體及其顯微組織

鎂基復合材料的增強體主要有碳化物、碳纖維、碳納米管、金屬氧化物、氮化物、硼化物以及金屬顆粒等。碳化物有SiC[7]、B4C[21]、TiC[22]等，金屬氧化物有Al2O3[23]、ZrO2[24]、MgO[25]、Y2O3[26]等，氮化物有Si3N4[27]、AlN[4]、BN，硼化物有TiB2[28]、TiB，金屬顆粒增強鎂基復合材料主要包括Cu/Mg、Ni/Mg、Ti/Mg等[11, 29?30]。增強體通常具有優(yōu)良的物理、化學性能、與基體不發(fā)生界面反應、潤濕性良好、載荷承受能力強等優(yōu)點[31]。增強體可以以不同的尺寸(微米級、亞微米級、納米級)、不同的形態(tài)(顆粒、晶須、纖維)、不同比例加入鎂基復合材料[5, 7, 18, 32?33]。幾種常見鎂基復合材料增強體的性能如表1所列。

表1 常見鎂基復合材料增強體的性能

1.1 SiC顆粒

SiC顆粒具有優(yōu)良的耐磨性能、高溫力學性能、抗沖擊和抗氧化性能，作為主要的增強相廣泛應用于鎂基復合材料中。SiC增強鎂基復合材料具有低密度、高比強度和比剛度、低熱膨脹系數(shù)、熱穩(wěn)定性好、導熱性好、良好的耐磨性能以及耐蝕性能等優(yōu)點，在航空、飛機和汽車等工業(yè)中得到廣泛應用[3, 31]。美國Dow Chemical公司在1986年制備的SiCp/AZ91鎂基復合材料，成功運用于皮帶輪等樣品零件[13]。美國TEXTRON公司用SiCP/Mg復合材料制造螺旋槳、導彈尾翼、內(nèi)部加強的汽缸等。加拿大鎂技術(shù)研究所成功開發(fā)了攪拌鑄造及擠壓鑄造SiC 顆粒增強鎂基復合材料，用于汽車的盤狀葉輪、活塞環(huán)槽、齒輪、變速箱軸承、差動軸承、撥叉、連桿和搖臂等零部件[3, 12, 34]。

SiC增強鎂基復合材料常見的制備工藝有：1) 真空浸滲法，利用陶瓷顆粒預制塊制備時造成的真空產(chǎn)生負壓，實現(xiàn)熔融基體對壓實后的陶瓷顆粒預制塊的浸漬，使得SiC顆粒在鎂基體中均勻分布。2) 攪拌鑄造法，將SiC顆粒加入基體合金熔體中，通過一定時間的攪拌使得SiC顆粒在基體熔體中分布均勻，最后澆鑄成形[35?36]。3) 擠壓鑄造法，制備時分為預制塊的制備和壓力滲透兩個階段，先將鎂合金熔融液在壓力下滲入預制塊，冷卻凝固后得到復合材料[37]。熱擠壓是改善鑄造顯微組織缺陷的有效辦法，以攪拌鑄造法制備的SiC/AZ91復合材料為例，熱擠壓可形成顆粒變形區(qū)和高能密度位錯，促進動態(tài)再結(jié)晶細化晶粒，使基體晶粒從350 μm減小到20 μm[38]。相比于傳統(tǒng)的制備工藝，真空蒸發(fā)法和超聲波分散法結(jié)合的新型制備工藝可以獲得尺寸更細小、增強體分布更均勻、增強體密度更高、性能更好的納米SiC增強鎂基復合材料。CHEN等[2]在保護氣氛下熔煉Mg-Zn鑄錠，加入1%SiC(體積分數(shù))并超聲波分散，隨后在真空爐中將1%SiC/Mg-Zn鑄錠蒸發(fā)部分鎂和鋅，達到SiC顆粒的高密度聚集而得到14%SiC/Mg-Zn納米復合材料，微觀形貌如圖1所示。由圖1(a)可知，高密度納米級SiC顆粒均勻分布在鎂基體中。高分辨TEM像(見圖1(b))顯示，SiC納米顆粒和鎂基體半共格的結(jié)合在界面形成強鍵，提高了界面結(jié)合力和穩(wěn)定性，經(jīng)過高壓扭轉(zhuǎn)后，該復合材料的晶粒得到細化。

圖1 納米級SiC增強鎂基復合材料的顯微組織[2]

SiC增強體的尺寸、數(shù)量及形態(tài)影響鎂基復合材料的顯微組織。SiC顆粒促進鎂基體非均質(zhì)形核，限制初生相晶粒生長，達到細化晶粒的效果[39]。隨著復合材料中SiC顆粒體積分數(shù)的增加，基體晶粒尺寸先變小后變大，顆?？沙蔀樾魏酥行?，細化晶粒，隨著體積分數(shù)的增加，顆粒出現(xiàn)團聚，晶粒變得粗大[40]。SiC晶須增強鎂基復合材料的致密度也與增強體的體積百分數(shù)有關(guān)，SiC晶須增強ZK60鎂合金中，隨著SiC 晶須質(zhì)量分數(shù)的增加，鎂基復合材料的致密度先增加后降低，SiC 晶須質(zhì)量分數(shù)為15.0%時，復合材料的相對密度較高，達到97.86%[32]。SiC顆粒尺寸減小，有利于異質(zhì)形核和組織穩(wěn)定，復合材料晶粒細化效果越明顯[41?42]。采用攪拌鑄造法制備微米、亞微米和納米SiC顆粒增強鎂基復合材料，并在鑄造凝固階段加載100 MPa的壓力。研究發(fā)現(xiàn)，SiC和鎂基體沒有明顯的界面反應，在熱擠壓時亞微米SiC阻礙晶界運動，從而細化晶粒，在其周圍形成高密度位錯而成為動態(tài)再結(jié)晶有效的形核中心；微米SiC附近的顆粒變形區(qū)能促進再結(jié)晶形核；納米SiC在晶界和晶粒內(nèi)都有分布，而在晶界處可以釘扎晶界運動，具有更大的強化效應[7]。納米SiC顆粒具有很高的表面能和表面張力，容易發(fā)生團聚，超聲波輔助分散能增加顆粒的表面能，降低熔體的表面能，改善潤濕性，使得納米顆粒分布更均勻[2, 16, 43]。

1.2 B4C顆粒

B4C顆粒的晶體結(jié)構(gòu)為菱面體，具有高熔點、高硬度(僅次于金剛石和立方氮化硼的)、低熱膨脹系數(shù)以及低價格等優(yōu)點，是密度最低的陶瓷材料。B4C顆粒增強鎂基復合材料具有較高的比強度和比剛度，是最具應用潛力的鎂基復合材料之一[9]。美國海軍研究所和斯坦福大學利用B4Cp/Mg-Li、Bp/Mg-Li復合材料成功制造了天線構(gòu)件[44]。B4C顆粒增強鎂基復合材料的制備方法有擠壓鑄造法、粉末冶金法、壓力浸滲法和適用于Mg-Li基體合金的箔冶金擴散焊接法 等[9, 21, 45?46]。由于B4C密度較小，與鎂基體之間的潤濕性較差，采用擠壓鑄造法和半固態(tài)攪拌鑄造法制備的復合材料，存在界面結(jié)合不好、團聚等現(xiàn)象，采用界面優(yōu)化和超聲波分散可以改善界面結(jié)合和增強體分布。

添加合金元素可以減小鎂熔體的表面張力，改善B4C與鎂基體之間潤濕性，獲得界面結(jié)合良好的B4C顆粒增強鎂基復合材料。YAO等[21]通過金屬輔助熔化滲透技術(shù)在不需要額外壓力的情況成功制備B4C顆粒增強鎂基復合材料，并通過加入少量高熔點的Ti粉來減小鎂熔體的表面張力和固液界面張力，使鎂基體熔融液有足夠的潤濕性滲入陶瓷預制塊中，得到均勻分布的B4Cp/Mg復合材料。擠壓可以改善B4C增強鎂基復合材料中增強體的分布和減小粒徑。郭顯聰?shù)萚47]采用半固態(tài)機械攪拌法制備B4Cp/AZ91復合材料，鑄態(tài)時B4C顆粒存在團聚，這是由于原始材料的團聚和鎂液凝固過程中凝固前沿對顆粒的推移效應導致的，但是擠壓后的材料表面平整光滑，沒有發(fā)生皴裂現(xiàn)象，B4C顆粒在擠壓中斷裂細化，均勻分布于基體中，基體中沒有發(fā)現(xiàn)縮松、孔洞及顆粒脫粘的現(xiàn)象。粉末冶金法制備的B4C增強鎂基復合材料中B4C呈項鏈狀分布，鎂基體中還存在MgO和MgB2相[46]。

1.3 TiC顆粒

TiC作為硬質(zhì)顆粒增強體，可有效地提高鎂基復合材料的強度和耐磨性。TiC增強鎂基復合材料可采用原位反應結(jié)合攪拌鑄造、壓力浸滲等方法制 備[48?50]。原位反應生成的TiC顆粒尺寸細小，均勻分布于鎂基體中，與基體之間界面結(jié)合良好。原位反應和半固態(tài)攪拌鑄造法制備TiCp/AZ91鎂基復合材料，通過純Al粉、純Ti粉和C顆粒的高溫自蔓延反應合成TiC-Al中間合金，將其加入到熔融鎂合金中，再半固態(tài)加工成型得到鎂基復合材料。其中，TiC顆粒是Ti粉和石墨粉在高溫環(huán)境下通過Al熔體和石墨顆粒界面擴散反應合成，尺寸小于5 μm，呈球形均勻分布于鎂基體中。TiC顆粒表面覆蓋一層Al，提高與鎂基體之間的潤濕性，不存在界面反應產(chǎn)物MgO和Al2O3，TiC顆粒和鎂基體的界面結(jié)合良好[50]。采用原位反應自發(fā)滲透技術(shù)制備的47.5%TiC/AZ91(體積分數(shù))鎂基復合材料中，細小、彌散的TiC增強相呈互穿網(wǎng)絡狀以及顆粒狀分布于鎂合金基體中，尺寸為亞微米級，部分達到納米級。鎂合金基體與TiC增強相間有良好的界面結(jié)合，且未發(fā)現(xiàn)空洞以及疏松等缺陷[22]。BALAKRISHNAN等[48]采用攪拌摩擦法制備TiC/AZ31復合材料，如圖2所示，TiC顆粒均勻分布于基體中，沒有形成團簇，在基體和TiC界面也沒有發(fā)生反應，界面結(jié)合良好。TiC顆粒之間的距離隨體積分數(shù)的增加而減小，顆粒分布在FSP區(qū)(攪拌摩擦區(qū))的變化可以忽略不計。

1.4 碳纖維和碳納米管

碳纖維因其優(yōu)良的力學性能、熱導率和熱膨脹系數(shù)成為金屬基復合材料中一種重要的增強體。碳纖維增強鎂基復合材料不僅具有鎂合金低密度、高比強度、高比剛度的特點，還具有優(yōu)良的高溫性能和熱物理性能，在航空航天、汽車等領(lǐng)域具有廣泛的應用前景[51]。碳纖維增強鎂基復合材料分為連續(xù)型和非連續(xù)型，非連續(xù)型碳纖維增強鎂基復合材料經(jīng)過合理的定向塑性變形加工可以使鎂基體中原來呈無序排列的短纖維沿著變形方向定向排列，這種組織結(jié)構(gòu)在纖維的長徑比超過臨界值時，將出現(xiàn)接近連續(xù)纖維的增強效 果[52?53]。碳纖維增強鎂基復合材料一般采用真空?壓力浸漬法[54]和擠壓鑄造法制備[55]，但碳纖維和鎂合金基體之間的潤濕性較差，在制備過程中首先要改善兩者之間的潤濕性，通常對碳纖維進行表面預處理，如涂層、酸堿溶液和有機溶液處理。經(jīng)過涂層處理和預浸漬處理制備的復合材料，碳纖維和鎂基體之間的潤濕性得以改善，界面結(jié)合更好[5, 51]。

圖2 TiC/AZ31復合材料的顯微組織[48]

圖3所示為擠壓浸滲法制備的碳纖維增強AZ31鎂基復合材料的組織形貌。從圖3(a)、(b)可以看出，未經(jīng)過涂層處理的碳纖維與鎂基體之間難以潤濕，碳纖維預制件在浸滲壓力作用下發(fā)生變形，改變了纖維束之間的原始排列。纖維束中碳纖維嚴重團聚，單絲之間很少有鎂液浸滲。從圖3(c)、(d)可以看出，經(jīng)過涂層處理的碳纖維增強鎂基復合材料中，鎂合金基體與碳纖維表面的SiO2涂層發(fā)生了界面反應，提高了纖維與鎂合金之間的潤濕能力。纖維束之間的較大空隙(見圖3(c))及纖維束中的單絲間(圖3(d))較小的間隙里鎂合金熔液都能較好地浸滲，且纖維隨機均勻分布于鎂基體中[55]。MERTENS等[56]采用預浸潤和擠壓鑄造相結(jié)合的方法制備了碳纖維增強鎂基復合材料，先將碳纖維在95 ℃過飽和的K2ZrF6溶液中浸漬2 min，在100 ℃空氣中放置1 h后干燥，利用K2ZrF6水溶液來改善熔融的Al對碳纖維的潤濕性。將預浸漬的碳纖維放入750 ℃的鋁熔體中浸漬30 s，空氣中冷卻得到預浸漬的碳纖維。再通過擠壓鑄造的方法，得到潤濕性良好的碳纖維增強鎂基復合材料。

碳納米管(CNTs)是由單層或多層石墨片卷曲而成的中空無縫管狀納米結(jié)構(gòu)，具有管徑小、長徑比大的特點[57]。碳納米管具有優(yōu)異力學、物理化學性能，彈性模量極高(=0.4~4.5 TPa)，是高性能鎂基復合材料的理想增強體[58?59]。制備復合材料的碳納米管通常需要進行除膠、粗化、敏化、活化以及鍍層預處理，使其表面粗糙化、活化，更有利于與鎂基體的界面結(jié)合，接著進行表面處理，包覆Ni、SiO2、TiO2等鍍層。目前，開發(fā)合適的鑄造工藝是該領(lǐng)域的研究重點之 一[60?62]。

關(guān)于粉末冶金法制備碳納米管增強鎂基復合材料已有較為系統(tǒng)地研究，但是均勻分散混合問題還未得到很好的解決[63?66]。通常需要輔助分散的處理工藝，通過球磨法將碳納米管與鎂粉混合，然后采用冷壓、燒結(jié)制備碳納米管增強鎂基復合材料；球磨過程中鎂顆?；旧蠜]有變化，但碳納米管易損傷，從而影響其增強效果。而且球磨時Mg顆粒之間存在黑色的CNTs團聚，CNTs分布不均勻。異丙醇(IPA)溶液分散法利用CNTs與異丙醇(IPA)溶液混合極性相近，可以均勻分散在溶液中，以此制備的鎂基復合材料僅有少量CNTs團聚在顆粒之間的間隙處，大部分CNTs以薄層形式存在于顆粒界面處，但是停止攪拌后，兩者易分層而難以獲得穩(wěn)定的分散效果。球磨法和異丙醇(IPA)溶液分散法制備的兩種復合材料都存在少量的MgO[20, 62, 67]。將CNTs 與鎂合金熔體攪拌和超聲分散后，使得CNTs 在基體中的分散均勻[43]。如何讓CNTs分散更均勻、獲得結(jié)合良好的界面和保持其在鎂基體的結(jié)構(gòu)完整性是未來研究高彈性模量CNTs增強鎂基復合材料的研究熱點[58]。

圖3 碳纖維增強鎂基復合材料的微觀形貌[55]

1.5 Al2O3顆粒

Al2O3顆粒具有高彈性模量、高理論強度、優(yōu)異的耐熱性和化學穩(wěn)定性、較低的密度，是鎂基復合材料一種常用的增強體。德國Clausthal工業(yè)大學采用Al2O3p+SiCV/Mg 復合材料制成了軸承、活塞、汽缸內(nèi)襯等汽車零件[3]。陶瓷相Al2O3很易被鎂基體腐蝕，生成不連續(xù)的MgO，經(jīng)過長時間時效處理后，界面和鎂基體內(nèi)有較多的Mg17Al12時效析出相，影響材料性能。Al2O3p和基體熱膨脹系數(shù)不同，當鎂基復合材料的溫度發(fā)生變化時，界面上將產(chǎn)生熱應力，很小的溫度變化就能產(chǎn)生超出材料屈服點的熱應力[68]，導致材料力學性能降低。因此，Al2O3顆粒增強鎂基復合材料需要進行界面優(yōu)化處理，主要方式是通過界面反應生成有益界面結(jié)合的第二相，避免有害第二相生成[68]。

Al2O3顆粒增強鎂基復合材料一般采用攪拌鑄造法、擠壓鑄造法和粉末冶金法制備[69?71]。全液態(tài)攪拌鑄造法制備的Al2O3/AZ91D復合材料中，Al2O3顆粒促進初生相-Mg在Al2O3顆粒表面非均質(zhì)形核，并阻礙-Mg相生長，材料的晶粒得到明顯細化。在Al2O3/AZ91D復合材料顯微組織中，除了鎂基體和Mg17Al12相，還檢測到Al2O3和MgO相。這是由于一部分Al2O3顆粒與鎂合金接觸并向晶內(nèi)滲透、擴散，與鎂基體發(fā)生界面反應，形成MgO或尖晶石MgAl2O4。MgAl2O4是良好的結(jié)合劑，能促進界面更好地結(jié)合[70]。盛紹頂?shù)萚69]采用快速凝固和粉末冶金相結(jié)合的方法制備Al2O3p/AZ91復合材料，發(fā)現(xiàn)Al2O3增強體在基體中均勻分布，沒有團聚現(xiàn)象，鎂基復合材料存在的相主要是-Mg、-Mg17Al12、Al2O3及少量的MgZn2。

1.6 Al18B4O33與Mg2B2O5晶須

硼酸鋁晶須(Al18B4O33W)具有較高的彈性模量和拉伸強度、較低的密度、豐富的原料來源、簡單的制備工藝以及低廉的成本，被認為是鎂基復合材料良好的增強體。Al18B4O33W/Mg復合材料與大部分晶須增強鎂基復合材料的制備工藝相同，主要方法包括熔體浸滲法、半固態(tài)攪拌熔鑄法、粉末冶金法和擠壓鑄造法[17, 72?73]。熔體浸滲法是利用壓力或者熔體的毛細現(xiàn)象的作用，使鎂合金熔體滲入Al18B4O33W預制塊中，凝固即得Al18B4O33W增強鎂基復合材料。該工藝流程簡單、成本低、界面結(jié)合良好，能減少甚至消除氣孔等鑄態(tài)缺陷。半固態(tài)攪拌鑄造法是利用槳葉旋轉(zhuǎn)產(chǎn)生的攪拌作用使鎂合金熔體產(chǎn)生渦流強制引入Al18B4O33W增強體中，混合均勻后升溫澆鑄，冷卻得到復合材料。這種制備方法能保證基體與增強體之間的界面完整性，能使增強體基本均勻分布于鎂基體中。粉末冶金法制備Al18B4O33增強鎂基復合材料一般不會發(fā)生過量的界面反應，增強體能彌散均勻分布，有利于制備高性能的Al18B4O33/Mg復合材料[72]。擠壓鑄造法制備的Al18B4O33w/MB15鎂基復合材料中，Al18B4O33晶須在鎂基體中均勻分布，基體沒有明顯缺陷，Al18B4O33晶須與鎂基體界面比較清潔平整(見圖4(a))。界面處有一層50~80 nm的MgO反應層(見圖4(b))，該反應層能有效地阻止后續(xù)的界面反應[74]。

Mg2B2O5晶須是鎂基復合材料的一種新型增強體，其性能不僅與硼酸鋁晶須相近，且更為低廉，在鎂基和鋁基復合材料上具有廣泛的應用前景[75]。Mg2B2O5w增強鎂基復合材料一般采用真空氣壓滲流法制備，通過機械攪拌、超聲分散、模壓濕法成形以及干燥燒結(jié)制備Mg2B2O5w預制塊，再通過真空氣壓滲流注入基體合金熔融液，得到的Mg2B2O5w/AD91D復合材料，Mg2B2O5w已經(jīng)破斷，較為均勻地分布于基體中，沒有明顯的方向性，界面比較干凈、平整，界面處存在厚度不均勻的MgO和MgB2相界面層[75?76]。Mg2B2O5w具有孿晶結(jié)構(gòu)，其孿生面和晶體生長方向分別為(202)和[010]，部分晶須內(nèi)還存在MgB4O7顆粒相，晶須與基體界面處還存在球狀Mg2Si相[18]。Mg2B2O5w可以大幅改善鎂基體的強度，但Mg2B2O5w與鎂基體之間存在界面反應層厚度不均勻的問題，而導致伸長率不高。通過溶膠?凝膠法制備CuO涂覆的Mg2B2O5w可以改善鎂基復合材料的界面，CuO涂層與晶須不發(fā)生反應，但會與基體生成MgCu2和MgO相，反應過程產(chǎn)生大量的熱，使得界面結(jié)合更好[77]。

圖4 Al18B4O33w/MB15鎂基復合材料的顯微組織[74]

1.7 其他增強體

TiB2具有硬度大、耐磨損、耐酸堿、導電性與穩(wěn)定性好等優(yōu)良性能，而且TiB2為密排六方結(jié)構(gòu)，與鎂的晶體結(jié)構(gòu)相同，能與鎂基體更好地結(jié)合。采用攪拌鑄造法制備的TiB2-TiC混合顆粒增強鎂基復合材料中，尺寸細小的TiB2顆粒以矩形或棱柱形均勻分布于鎂基體中[78]。SHAMEKH等[28]采用原位反應滲透技術(shù)，通過Ti粉和B4C反應合成TiC和TiB2制備(TiC-TiB2)/AZ91鎂基復合材料。研究發(fā)現(xiàn)，在Ti-B4C粉末中加入MgH2后，可以促進原位反應，還可以提高最終成型復合材料的鎂含量，通過控制MgH2的添加量調(diào)節(jié)增強體的體積分數(shù)。TiC、TiB2、少量殘余的Ti顆粒、BN和中間相均勻地分散在鎂基體中。

Mg2Si具有低密度(1.99 g/cm3)、高硬度、高屈服強度、低熱膨脹系數(shù)和相對較高的熔點，是金屬間化合物增強鎂基復合材料的常見增強體[13]。殷黎麗等[79]采用原位反應和鑄造結(jié)合的方法制備了Mg2Si/ AZ91復合材料，粗大均勻的Mg2Si在鎂基體中呈樹枝狀分布，經(jīng)過T6熱處理之后，Mg2Si演變?yōu)榧毿〉念w粒狀。

近年來，發(fā)展了多種金屬顆粒增強的鎂基復合材料，主要有Cu/Mg、Ni/Mg和Ti/Mg、(Cu、Ti)/Mg[30]、(Ti、Ni)/Mg復合材料。此外，還有研究者混合加入Ni顆粒和Y2O3混合增強鎂基復合材料[26]。金屬顆粒增強鎂基復合材料通常采用DMD法(Disintegrated melt deposition)和粉末冶金法制備[26]，并進行高能球磨和后續(xù)的熱擠壓得到致密度高、缺陷少的鎂基復合材料[30, 80?82]。金屬顆粒在鎂基體中固溶度有限，不僅能保持一定數(shù)量的金屬顆粒，還能形成第二相，界面結(jié)合要優(yōu)于傳統(tǒng)陶瓷相的。顯微組織分析表明，金屬顆粒可均勻分布于鎂基體中，與基體結(jié)合良好，但存在少量孔隙，這些金屬顆粒相對于鎂來說有更高的熔點，熔煉時可以成為形核中心，得到細小的等軸晶。金屬顆粒可與鎂基體生成第二相，如Mg2Ni和Mg2Cu，呈連續(xù)的網(wǎng)狀結(jié)構(gòu)分布于晶界處[82?83]，混合金屬顆?？梢陨蒚i3Cu、Ti2Cu3等第二相[30]，這些第二相在界面處形成而有利于結(jié)合，部分金屬顆粒可以固溶進鎂基體中，尺寸變小甚至消失[30, 80?82]。攪拌摩擦加工法制備的Mg-Al-Ni鎂基復合材料，隨著加工道次增加，Ni顆粒逐漸固溶到鎂基體晶格中，最先形成的第二相Mg2Ni和Al3Ni2相分別轉(zhuǎn)變?yōu)镸gNi2和AlNi相[80]。然而，目前有關(guān)金屬顆粒增強鎂基復合材料的研究集中在以純鎂為基體，對鎂合金為基體，以及如何改善基體性能的研究尚有欠缺。

準晶一般性質(zhì)穩(wěn)定、強度高，作為增強體制備鎂基復合材料可使復合材料的晶粒細化，強度提高，且準晶不易與鎂基體發(fā)生界面反應。楊玲等[84]采用擠壓鑄造法制備的Mg-Zn-Y準晶增強AZ91D鎂基復合材料，由-Mg基體、-Mg17Al12相以及Mg3Zn6Y準晶相組成，晶粒細小。隨著擠壓壓力增加，-Mg17Al12相以及Mg3Zn6Y準晶顆粒含量增加，-Mg由鑄態(tài)的樹枝晶向等軸晶轉(zhuǎn)變，晶粒進一步細化。

ZrO2具有優(yōu)良的耐熱和隔熱性能、力學性能、電性能、光學性能以及化學穩(wěn)定性，廣泛應用于航空航天、鋼鐵冶金、機械制造等領(lǐng)域。ZrO2常壓下存在單斜、正方和立方3種結(jié)構(gòu)，以20 nm的單斜晶ZrO2(M-ZrO2)顆粒和40 nm的正方晶ZrO2(T-ZrO2)顆粒為增強體，通過4道攪拌摩擦加工制備ZrO2顆粒增強鎂基復合材料，兩種顆粒均勻分布，與基體沒有明顯的反應，且后者比前者具有更好的細化晶粒效果和強化效果[24]。

Si3N4是一種超硬、耐磨損的陶瓷材料，具有良好的潤滑性、抗高溫氧化、抗冷熱沖擊性能，是鎂基復合材料理想的增強體。攪拌鑄造法制備的1.5%Si3N4p/ ZK60A(質(zhì)量分數(shù))納米復合材料，合理的攪拌工藝可使Si3N4均勻分布于鎂基體中，改善了納米級第二相在鎂基體中的穩(wěn)定性，細小復合材料的晶粒[27]。AlN是常用的鎂基復合材料增強體，為HCP結(jié)構(gòu)，晶格參數(shù)與鎂的接近，具有低介電常數(shù)、高電阻率以及接近硅片的熱膨脹系數(shù)等優(yōu)點，在電子封裝、電氣設備領(lǐng)域有著巨大的應用潛力[85]。采用超聲波輔助鑄造法制備的AlNp/AZ91D納米復合材料組織細小，納米AlN顆粒分散均勻。納米AlN顆粒能影響AZ91D合金的凝固過程，導致該復合材料比鎂基體合金有更多細小的片狀相，但具體的影響機制有待進一步研究[4]。

與SiC、碳纖維、碳納米管、Al2O3等增強體相比，TiB2、Mg2Si、金屬顆粒、準晶、AlN和Si3N4等增強體增強鎂基復合材料的研究剛剛起步，在性能上有很大的開發(fā)潛力，還需要開展大量系統(tǒng)的工作。

2 鎂基復合材料的性能

2.1 鎂基復合材料的力學性能

一般來說，鎂基復合材料的硬度、強度隨著增強體的體積分數(shù)增加而增加，塑性和延展性則是隨著增強體體積分數(shù)增加而降低。增強體的密度影響鎂基復合材料的比強度和比剛度，增強體引入大量的界面、位錯和第二相也是影響鎂基復合材料力學性能的重要因素。

2.1.1 顆粒增強鎂基復合材料的力學性能

顆粒增強鎂基復合材料的力學性能主要取決于顆粒的分布、尺寸和體積分數(shù)、顆粒與鎂基體界面的結(jié)合、第二相的數(shù)量和分布以及鎂基體的缺陷等[2, 45, 69]，不同的制備工藝、不同的工藝參數(shù)對材料性能的影響可歸結(jié)到從顆粒分布、界面結(jié)合、第二相數(shù)量和分布以及鎂基體缺陷來影響力學性能[9, 36, 40]。如，SiC顆?？梢愿纳奇V基復合材料的磨損性能，SiC顆粒在鎂基體中分散更均勻，材料具有更高的顯微硬度、更好的抗疲勞和抗磨損性能[86]。SiC增強鎂基復合材料趨向脆性斷裂，材料的顯微硬度、抗疲勞和摩擦性能等直接受界面結(jié)合強度的影響，鎂基復合材料界面結(jié)合良好，則界面強度大于基體撕裂強度，材料的強度得到提高。

通常來說，顆粒分布越均勻，力學性能更優(yōu)異，有關(guān)研究者致力于顆粒的均勻分布。粉末冶金法制備SiC顆粒增強鎂基復合材料時，當金屬粉末尺寸和SiC顆粒尺寸接近時，增強體可以更均勻分布，復合材料的強度和彈性模量等力學性能均能得到改善[45]?？焖倌探Y(jié)合粉末冶金方法制備的Al2O3P/AZ91鎂基復合材料，423 K溫度下抗拉強度可達277.76 MPa，伸長率為2.95%，優(yōu)良的力學性能歸功于Al2O3顆粒良好的高溫性能及其在鎂基體中彌散、均勻的分布[69]。此外，加入尺寸相近的金屬顆粒能促進陶瓷顆粒均勻分布。SANKARANARAYANAN等[11]將微米級Ti粉嵌入納米級B4C顆粒中，使得B4C顆粒在鎂基體中均勻分布，并細化晶粒。(Ti+B4C)BM/Mg復合材料相比于Mg-Ti合金有更多的再結(jié)晶晶粒和更少的孿晶，表現(xiàn)出更優(yōu)越的力學性能和延展性。(Ti+B4C)BM/Mg復合材料抗拉強度達到260 MPa，壓縮屈服強度為419 MPa，相比于Mg-Ti復合材料分別提高15%和20.7%[46]。

顆粒的尺寸有微米級、亞微米級和納米級[8, 35]。尺寸越小，強化效果越好。納米級的SiC顆粒在變形時在鎂基體中流動性較好，不會剪切割裂鎂基體，不僅可以提高鎂基體的強度，還可以在提高強度的同時保持延展性，甚至改善延展性[7]。多種尺寸顆粒以合適比例增強鎂基復合材料，可以獲得更優(yōu)異的強化效果。采用攪拌鑄造法和熱擠壓法制備不同比例的納米、微米、亞微米SiCp增強鎂基復合材料，3種尺寸的混合顆粒比單一尺寸和兩種尺寸的混合顆粒具有更優(yōu)異的力學性能。表2列出了常見顆粒增強鎂基復合材料的力學性能。表2中，a為擠壓態(tài)；b為微米顆粒增強；c為亞微米顆粒增強；d為納米顆粒增強；e為微米、納米顆粒混合增強；f為微米、亞微米顆?；旌显鰪姡籫為微米、亞微米、納米顆?；旌显鰪姡籬為熱處理態(tài)；i為鑄態(tài)；j為球磨處理。如表2所列，其中(1%納米+4%亞微米+ 10%微米SiCp(體積分數(shù)))/AZ91D的抗拉強度達到378 MPa，伸長率達到2.3%[7]。

采用多種顆?；旌显鰪娍梢垣@得混合強化效應，比單獨增強效果更理想。BHINGOLE等[25]在熔融鎂合金中添加硝酸鎂，原位反應合成MgO、Al2O3和MgAl2O4增強相，制備6.5%MgO-Al2O3-MgAl2O4/ AZ91(體積分數(shù))復合材料，其硬度為97 HV，相比于鎂基體提高了64%，拉伸強度為325 MPa，相比于鎂基體提高了43%，加工硬化值相比于鎂基體提高了115%，加工硬化速率隨著MgO-Al2O3-MgAl2O4的體積分數(shù)增加而增加。

相比于傳統(tǒng)的陶瓷顆粒增強鎂基復合材料，金屬顆粒增強鎂基復合材料具有更優(yōu)異的延展性，這得益于鎂基體與金屬顆粒良好的潤濕性、生成大量的第二相和金屬顆粒本身的韌性。因此，金屬顆粒具有顆粒強化、第二相強化雙重作用。DMD法(Disintegrated melt deposition)制備的14.2%Ni/Mg(質(zhì)量分數(shù))復合材料抗拉強度達到(463±4) MPa，伸長率為1.4%[29]。與其他增強體類似，隨著金屬顆粒的增加，金屬顆粒增強鎂基復合材料強度先增加后降低，多種金屬顆粒同時加入具有更好的強化效果[26, 29?30, 82, 89]。(5.6%Ti+ 3%Cu(質(zhì)量分數(shù)))/Mg的抗拉強度為253 MPa，而5.6% Ti/Mg(質(zhì)量分數(shù))只有190 MPa，這是由于通過機械球磨加入納米Cu顆粒，生成Mg2Cu共晶相，細化晶 粒，機械球磨形成的Ti3Cu相也有利于強度和塑性的提高[30]。

顆粒增強鎂基復合材料的力學性能隨著增強體粒徑的減小而增加，這是由于細顆粒在與鎂基體復合時引入更多的位錯，限制基體局部變形，阻礙位錯和晶界運動，還能成為形核中心細化基體晶粒，從而提高材料強度。屈服強度和抗拉強度隨著顆粒體積分數(shù)的增加而增加，這歸結(jié)于顆粒與鎂基體界面結(jié)合良好，拉伸時加載應力會從相對較軟的鎂基體傳遞到較硬的顆粒上，當顆粒的體積分數(shù)增加時，可以將更多的加載應力傳遞到顆粒上，使得材料的屈服強度和抗拉強度增加。然而，當顆粒的體積分數(shù)達到與鎂基體發(fā)生界面反應的臨界值時，會在界面生成化合物，降低界面結(jié)合強度，使材料的抗拉強度降低；顆粒增強體一般具有很高的硬度和彈性模量，隨著其體積分數(shù)增加，復合材料的硬度和彈性模量逐步增加；復合材料伸長率隨增強體體積分數(shù)的增加而降低[36]。攪拌鑄造法制備的納米SiC/AZ80復合材料，隨著納米顆粒體積分數(shù)的增加，強度、彈性模量和硬度增加。這得益于細晶強化、奧羅萬強化、基體和顆粒的熱膨脹系數(shù)失配以及載荷傳遞作用等強化機制，細晶強化可用霍爾?佩奇公式來計算，其總增強效果表達式為：

(1)

表2 顆粒增強鎂基復合材料的力學性能

晶粒尺寸越小，增強效應越好，熱膨脹系數(shù)的失配導致位錯密度增加、界面處存在殘余應力，這些可以阻礙基體變形，強化基體。奧羅萬強化機制來自與納米顆粒與位錯、晶界的交互作用。界面結(jié)合越好，載荷傳遞作用越好[35]。此外，有關(guān)文獻還提出彈性模量失配強化機制，顆粒與鎂基體在變形時由于彈性模量失配產(chǎn)生的幾何必須位錯具有一定的強化作用。其中，得益于納米尺寸的第二相、顆粒均勻分布，奧羅萬強化機制是強度和伸長率提高的主要原因。該強化效應表達式適用于其他顆粒增強鎂基復合材料[33, 90]。

制備工藝是決定顆粒增強鎂基復合材料的力學性能好壞的主要原因之一。通過鑄造法制備的顆粒增強鎂基復合材料內(nèi)部存在一定的孔洞、縮松和夾雜，硬質(zhì)顆粒破壞金屬基體的連貫性，從而降低復合材料的抗壓強度和抗彎強度。熱擠壓可消除材料內(nèi)部的縮松孔洞等鑄造缺陷，使材料的致密度提高，位錯密度增加，可使得顆粒分布更均勻，有效減少晶界處的團聚，通過動態(tài)再結(jié)晶細化基體晶粒，從而改善性能[8]。AZ91鎂合金添加B4C顆粒復合后，抗壓強度和抗彎強度較低。熱擠壓使材料的致密度提高，B4C顆粒破碎細化、均勻分布，限制部分區(qū)域內(nèi)鎂基體的變形，起到區(qū)域強化的作用，提高材料的硬度、抗壓強度和抗彎強度[47]。熱擠壓過程中會發(fā)生動態(tài)再結(jié)晶而形成新的晶界，新的晶界具有更高的強度，這些都有利于塑性流動和減小脆斷，從而提高伸長率。對于半固態(tài)攪拌法制備的鎂基復合材料，攪拌時間和溫度是影響力學性能的主要因素，適當延長攪拌時間能更有效地細化組織，在較低溫度下攪拌可以更明顯地細化復合材料的顯微組織。不同攪拌溫度下SiCp/Mg9Al納米復合材料與鑄態(tài)Mg9Al合金相比，其室溫拉伸性能有明顯提高，攪拌溫度為600 ℃的SiCp/Mg9Al納米復合材料的室溫拉伸性能最好，其屈服強度、抗拉強度和斷后伸長率分別為106 MPa、155 MPa和4%[6, 40]。增強體還可以改善鎂基復合材料的高溫力學性能，1%納米AlN(質(zhì)量分數(shù))增強AZ91D鎂基復合材料具有良好的高溫力學性能，其室溫拉伸強度為144 MPa，相比于AZ91D鎂合金，屈服強度和抗拉強度分別提高44%和18%，伸長率則降低。200 ℃時，AlN/AZ91D復合材料的屈服強度為105 MPa，其屈服強度和抗拉強度比AZ91D鎂合金提高21%和25%，伸長率也有所提高[4]。

設計合理的熱處理工藝是改善鎂基復合材料性能的有效途徑，適當?shù)臒崽幚碓诖蠓雀纳茝秃喜牧蠌姸鹊耐瑫r，還能提高延展性[8]。UGANDHARD等[87]采用熔體沉積技術(shù)和熱擠壓結(jié)合的方法制備SiC增強鎂基復合材料，通過再結(jié)晶熱處理(150 ℃保溫5 h)，SiC增強鎂基復合材料的強度和伸長率均得到提高。再結(jié)晶減小了復合材料界面處的應力，有效地延遲了復合材料在拉伸時的蝕穴現(xiàn)象，從而提高強度和伸長率。從表2所列顆粒增強鎂基復合材料的力學性能可知，以鎂合金為基體的復合材料的力學性能遠遠優(yōu)于以純鎂為基體的復合材料，擠壓態(tài)比鑄態(tài)性能更好，而熱處理態(tài)的性能要優(yōu)于擠壓態(tài)的性能。

結(jié)合多種制備工藝的優(yōu)點或增加預處理工藝可以改善鎂基復合材料的力學性能。例如，通過機械球磨和原位反應法可以制得尺寸細小、分散均勻的強化相增強鎂基復合材料，從而獲得更好的強化效果。HWANG等[91]采用機械球磨Mg粉、Ti粉和C粉原位反應合成納米TiC顆粒增強鎂基復合材料，納米TiC粒子對復合材料形變的影響很小，但是在晶界上的納米粒子可以阻止晶界的滑動，不會割裂基體，從而提高復合材料的抗拉強度和延展性，保證了材料的高韌性。LU等[92]采用機械合金化法添加鎂粉、鋁粉、鈦粉和硼粉制備鎂基復合材料，經(jīng)燒結(jié)和退火處理，在材料內(nèi)部形成強化相Ti2N和MgB12，該復合材料的抗彎強度可達900 MPa，強度提高的主要原因是微細顆粒的彌散分布以及在機械合金化帶來的極細結(jié)晶組織。JIANG等[50]將燒結(jié)的Al-TiC預制體加到鎂熔體中，再進行半固態(tài)攪拌鑄造法制備TiC/AZ91復合材料，材料的抗拉強度為214 MPa，比AZ91的提高了33.7%；硬度為83 HB，比AZ91的提高了38.3%。陳禮清等[22]采用原位反應自發(fā)滲透技術(shù)制備體積分數(shù)為47.5%(體積分數(shù)) TiC/AZ91D復合材料，研究發(fā)現(xiàn)，723 K高溫拉伸，拉伸變形速率為0.001 s?1時，TiC/AZ91D復合材料的拉伸強度為91.1 MPa，相同條件下鑄態(tài)的AZ91D鎂合金的拉伸斷裂強度只有41.1 MPa，增幅達120%。鎂基復合材料的斷裂應變較低，高低溫時均表現(xiàn)為脆性斷裂，鎂合金則由室溫下的脆性斷裂向高溫下的韌性斷裂過渡。

近年來發(fā)展的特殊制備工藝可以獲得性能更為優(yōu)異的鎂基復合材料。通過真空蒸發(fā)法制備的14%SiC/Mg-Zn(體積分數(shù))納米復合材料，室溫微觀壓縮屈服強度為410 MPa，而Mg-Zn基體僅為50 MPa。經(jīng)過高壓扭轉(zhuǎn)處理后，該復合材料的室溫微觀壓縮屈服強度達到(710±35) MPa，400 ℃微觀壓縮屈服強度為(123±17) MPa，是目前報道的耐熱鎂合金的兩倍。此外，Mg-Zn基體和納米SiC顆粒增強體之間強大的界面結(jié)合導致復合材料的彈性模量大幅增加，Mg-Zn合金的彈性模量為(44±5) GPa，而14%SiC/Mg-Zn復合材料的彈性模量增至(86±5) GPa[2]。

2.1.2 碳纖維增強鎂基復合材料的力學性能

連續(xù)型碳纖維增強鎂基復合材料具有良好的比剛度、抗熱形變性能和力學性能，非連續(xù)型碳纖維增強鎂基復合材料雖然有些性能不如連續(xù)型碳纖維增強鎂基復合材料，但它更經(jīng)濟，成形和加工都有明顯優(yōu) 勢[52?53]。通過真空滲透技術(shù)制備碳纖維增強鎂基復合材料，滲透壓力和擠壓溫度是影響性能的主要因素，填充壓力為次要影響因素。在590 ℃擠壓溫度、20 MPa滲透壓力、0.2 MPa填充壓力下，獲得碳纖維增強鎂基復合材料的抗拉強度為290 MPa，相比于AZ91D鎂合金的強度提高了81%[93]。擠壓鑄造法制備的二維碳纖維織物增強鎂基復合材料抗彎強度可達414 MPa，彈性模量可達到59.65 GPa，力學性能具有徑、軸向的對稱性，二維碳纖維織物改善了單向纖維增強復合材料性能各向異性的缺點。相比于單向復合材料而言，二維碳纖維織物增強鎂基復合材料主要是縱向纖維束的斷裂，以及橫向纖維束與基體之間界面的開裂。此時復合材料中的主要承載體已經(jīng)由單根纖維轉(zhuǎn)化為纖維束，橫向纖維束在較低載荷下就會發(fā)生開裂，導致二維織物增強復合材料的整體力學性能低于單向纖維增強復合材料[94]。對于粉末冶金法制備短碳纖維增強鎂基復合材料，涂層Ni可以改善碳纖維與鎂基體界面結(jié)合，提高力學性能，體積分數(shù)為1%短碳纖維增強鎂基復合材料的硬度為65.3 HV，壓縮屈服強度為169 MPa[5]。

2.1.3 晶須增強鎂基復合材料的力學性能

晶須可有效地提高鎂基復合材料的硬度、彈性模量和強度。表3列出了晶須增強鎂基復合材料及其基體合金的力學性能。如表3所列，室溫時Al18B4O33w/ MB15復合材料彈性模量相比于鎂基體提高49%，Al18B4O33w/MB8復合材料的屈服強度達235 MPa，抗拉強度達310 MPa[72]。鑄態(tài)Al18B4O33W/AZ91D復合材料的屈服強度達到270 MPa，最終的抗拉強度為368 MPa，伸長率為0.97%，彈性模量為71 GPa[74]。通過研究不同體積分數(shù)SiCw/AK60復合材料的力學性能發(fā)現(xiàn)，硬度、抗拉強度、伸長率隨著晶須質(zhì)量分數(shù)增加而增加，質(zhì)量分數(shù)達到 20%，室溫抗拉強度最佳，其值為204 MPa[32]。Mg2B2O5w/AZ91D復合材料的強度高于相應鎂合金的，但是晶須的加入使得伸長率大幅降低，這是由于晶須與鎂基體界面結(jié)合較差，因此，晶須增強鎂基復合材料一般需要采用界面優(yōu)化處 理[76]。經(jīng)過CuO涂層處理的Mg2B2O5w增強鎂基復合材料具有更優(yōu)異的性能，如表3所列，其抗拉強度和伸長率比Mg2B2O5w增強鎂基復合材料分別提高37.6%和35.7%。拉伸時，晶須增強鎂基復合材料的破壞形式為界面開裂和晶須拔出、斷裂，而CuO涂層可以改善界面結(jié)合，使得載荷傳遞作用更好[77]。采用恒定應力拉伸蠕變試驗研究硅酸鋁晶須增強AZ91D鎂基復合材料的蠕變行為發(fā)現(xiàn)，復合材料的蠕變主要由鎂基體決定，鎂基體的蠕變機制為粘滯位錯滑移和晶界滑移。晶須作為傳遞載荷因子，可阻礙位錯運動，提高抗蠕變性能[95]。

2.1.4 其他鎂基復合材料的力學性能

碳納米管增強鎂基復合材料的力學性能已有較為系統(tǒng)的研究。采用攪拌鑄造法制備0.5CNTs(體積分數(shù))增強Mg-Mn-Ce-Zn鎂基復合材料，抗拉強度為212.2 MPa，伸長率可達21.1%。第二相強化、細晶強化、CNTs的潤滑作用以及對裂紋的阻礙作用是鎂基復合材料強度和塑性提高的主要原因[96]。對于攪拌鑄造法制備的CNTs增強鎂基復合材料，高速攪拌存在夾雜而彈性模量普遍偏低[97]，低速攪拌有利于CNTs與鎂熔體形成宏觀上的均勻分散[98]。碳納米管增強鎂基復合材料的強度隨著碳納米管體積分數(shù)的增加而先增加后降低。隨著體積分數(shù)的增加，CNTs出現(xiàn)團聚，相比于純鎂，CNTs團聚增加脆斷的可能性，導致伸長率下降。適當?shù)那蚰タ梢约毣Я?，使CNTs分布均勻，改善碳納米管增強鎂基復合材料的性能。原位合成的CNTs能較好的嵌入鎂基體中，提高復合材料的力學性能[65]。

碳納米管增強鎂基復合材料的界面結(jié)合較差，將金屬粉末和碳納米管混合球磨以及在碳納米管上涂覆鍍層，可以很好的改善其性能。將Al粉和CNTs同時加入鎂基體中，可以同時提高強度和延展性，(1%Al+0.18%CNTs(質(zhì)量分數(shù)))增強鎂基復合材料的抗拉強度為(208±8) MPa，伸長率為(11.2±2.9)%。Al可以細化基體的晶粒，弱化織構(gòu)，鎂基體與Al粉、CNTs的熱膨脹失配和彈性模量失配可以提高強度[64]。采用擠壓滲透法制備的碳納米管增強AZ91鎂基復合材料的力學性能如表4所列。通過碳納米管和純Si粉固相反應得到的Si涂層改善了碳納米管在鎂基體中的分布，改善碳納米管與鎂基體的潤濕性，提高界面強度，復合材料的組織更均勻，拉伸強度、屈服強度和硬度等力學性能均優(yōu)于未經(jīng)Si涂層處理的碳納米管增強AZ91鎂基復合材料和AZ91鎂合金[99]。

表3 晶須增強鎂基復合材料及其基體合金的力學性能

表4 碳納米管增強AZ91鎂基復合材料的力學性能[99]

漂珠/AZ91D鎂基復合材料的硬度隨漂珠含量增加而增大；當漂珠的質(zhì)量分數(shù)為6%、平均粒徑為60 μm時，復合材料的硬度最高，為82.1 HBW；當漂珠的平均粒徑為90 μm、質(zhì)量分數(shù)為6%時，復合材料的抗壓強度最高，為348.3 MPa；斷裂方式仍是以解理斷裂為主的脆性斷裂，漂珠在復合材料斷裂過程中發(fā)生破損[100]。通過球磨法和微波燒結(jié)制備的3%、5%、10%Ni60Ti40(體積分數(shù))準晶增強鎂基復合材料，顯微硬度隨著準晶體積分數(shù)的增加而增加，10%(體積分數(shù)) Ni60Ti40/Mg復合材料的硬度為(95±5) HV，其抗壓強度為(322±10) MPa，5%Ni60Ti40/Mg的壓縮伸長率為(18.4±1.3)%。準晶分布的均勻性是影響其力學性能的主要因素[81]。

2.2 鎂基復合材料的物理化學性能

2.2.1 耐腐蝕性能

純鎂的標準電極電位負(?2.37 V vs SHE)，性質(zhì)活潑，耐腐蝕性能差。鎂基復合材料中的增強相與鎂基體形成腐蝕原電池，引起鎂基體自腐蝕速率增加，而且由于增強相的加入，在鎂基體內(nèi)部引入大量的界面、位錯、孿晶、化合物等組織特征，均與材料的腐蝕性密切相關(guān)。SiC顆粒增強AZ91鎂合金的腐蝕質(zhì)量損失和電化學測試表明，SiC的引入使得AZ91鎂合金腐蝕速率加快，并隨著SiC的體積分數(shù)增大而增大。這是由于SiC的引入使得相細化，相和相組成的微電偶腐蝕電流密度增大，同時引入更多的界面，導致腐蝕加速[101]。表面處理可顯著提高鎂基復合材料的耐腐蝕性能。ZHU等[102]采用微弧氧化法制備具有SiO2涂層的Al2O3顆粒增強鎂基復合材料(20%Al2O3- SiO2(sf)/AZ91D(體積分數(shù)))，研究其電化學腐蝕行為發(fā)現(xiàn)，復合材料的腐蝕電流密度相比鎂基體降低3個數(shù)量級，復合材料的電化學阻抗大幅度增加，說明通過微弧氧化處理后鎂基復合材料的耐腐蝕性能得到改善。研究硼酸鋁增強鎂基復合材料在SO42?溶液的腐蝕行為發(fā)現(xiàn)，經(jīng)5%Na2SO4(質(zhì)量分數(shù))溶液腐蝕后，鎂基復合材料表面生成了一層晶須增韌的腐蝕產(chǎn)物膜，增強了鎂基復合材料的耐腐蝕性能，隨著晶須體積分數(shù)的增加，鎂基復合材料的耐腐蝕性逐漸提高[103]。

研究鎂基復合材料的腐蝕行為，分析增強體對鎂基復合材料耐腐蝕性能的影響，探討增強體表面處理等提高鎂基復合材料耐蝕性的制備技術(shù)，是鎂基復合材料重要的研究領(lǐng)域。

2.2.2 熱物理性能

現(xiàn)代電子信息技術(shù)迅猛發(fā)展，電子產(chǎn)品的小型化、便攜化、多功能化、高可靠性以及低成本使用對電子封裝材料提出越來越高的要求。鎂基復合材料具有優(yōu)良的熱導率和低熱膨脹率，作為電子封裝材料具有很好的應用前景[104]。目前，針對SiC、碳纖維和碳納米管增強鎂基復合材料的熱膨脹系數(shù)、熱導率等性能研究較多。SiCp/Mg復合材料的熱膨脹系數(shù)隨顆粒尺寸的增加先降低后波動上升，因為當顆粒尺寸增加較大時，界面面積減小，對基體的約束作用減小，導致熱膨脹系數(shù)波動上升。20 ℃時，AZ71鎂合金的熱脹系數(shù)為27×10?6K?1，加入12%SiC(體積分數(shù))后，復合材料的熱脹系數(shù)為18.5×10?6K?1[105]。SiCp/AZ91D復合材料熱膨脹系數(shù)相比于SiCp/Mg小1×10?6K?1。經(jīng)過T4熱處理后的SiCp/AZ91D復合材料，殘余應力緩解、位錯密度減少以及Mg2Si相的增加，使得熱膨脹性能增加，但是熱處理后材料的致密度增加，降低了其熱膨脹性能，兩種作用下熱膨脹系數(shù)相比于鑄態(tài)沒有明顯的變化。碳纖維增強鎂基復合材料中，碳纖維織物的加入降低復合材料的熱膨脹系數(shù)，經(jīng)熱處理后，復合材料在20~200 ℃溫度范圍內(nèi)的平均熱膨脹系數(shù)僅為5.59×10?6K?1，明顯低于基體鎂合金的[94]。應用于LED燈座的CNTs增強鎂基復合材料需要良好的力學性能和熱導率，鍍鎳可改善碳納米管和鎂基體的界面結(jié)合，大幅提高鎂基復合材料的熱導率，其中加入1.0%鍍鎳CNTs(體積分數(shù))的鎂基復合材料具有優(yōu)良的熱導率和力學性能，其熱導率為120.6 W/(m?K)[5]。

2.2.3 阻尼性能

隨著科學技術(shù)的發(fā)展，在航天、航空、汽車、民用空調(diào)等領(lǐng)域需要更好地控制振動和噪聲，高阻尼材料成為研究熱點。鎂基復合材料具有優(yōu)越的阻尼性能，當應變振幅為1×10?4時，阻尼值達到0.11，而且鎂基復合材料能同時滿足高阻尼性能和高溫力學性能的需要。影響鎂基復合材料阻尼性能的因素主要包括鎂基體成分、增強體種類和含量、鎂基體相和增強相的界面、應變振幅、溫度、頻率和熱處理工藝等，機制主要是位錯型阻尼和界面型阻尼兩種。位錯型阻尼機制是因為鎂基復合材料通常具有高密度位錯，復合材料中的增強體、析出相和雜質(zhì)均對位錯具有釘扎作用，受到外力作用時，位錯線將“弓出”成弦做往復運動，達到一定值后，弦掙脫釘扎點，以“雪崩”的方式增加內(nèi)耗，以此提高鎂基復合材料的阻尼性能。界面型阻尼機制是因為增強體引入了大量的界面，位錯滑移經(jīng)過界面時，消耗能量，產(chǎn)生阻尼[106]。

由單向凝固2%Si-Mg合金(質(zhì)量分數(shù))制得的Mg2Si/Mg復合材料，其力學性能和阻尼性能分別是工業(yè)鑄造AZ63鎂合金的2倍和100倍。長碳纖維增強2%Si-Mg合金的彈性模量達到200 GPa，當應變幅度為1×10?6時，阻尼值為0.01[1]。比較連續(xù)碳纖維增強的C/ZM5鎂基復合材料和不連續(xù)石墨纖維增強的Gr/MB5鎂基復合材料的阻尼性能發(fā)現(xiàn)，兩種鎂基復合材料具有相似的阻尼行為，它們的阻尼性能都顯著地優(yōu)于鎂合金基體，C/ZM5的阻尼性能優(yōu)于Gr/MB5[107?108]。SRIKANTH等[109]用懸浮橫梁和擬合的方法研究了SiC增強鎂基復合材料的阻尼性能，材料的阻尼性能隨SiC顆粒含量的增加而增加，阻尼的增加歸結(jié)于能量損失的增加，這是由于基體與增強體界面出現(xiàn)塑性區(qū)以及位錯密度增加。退火處理和熱循環(huán)處理可提高SiC增強鎂基復合材料的阻尼性能。

2.2.4 摩擦磨損性能

鎂及鎂合金作為輕質(zhì)結(jié)構(gòu)材料在汽車和航空航天領(lǐng)域具有廣泛的應用前景，但常溫下鎂及鎂合金的耐磨性能較差，限制了使用范圍。因此人們開始研發(fā)摩擦磨損性能優(yōu)異的鎂基復合材料，應用到汽車和航空航天行業(yè)的剎車組件。設計摩擦磨損性能優(yōu)良的鎂基復合材料主要考慮增強體的種類、尺寸、形狀和體積分數(shù)等因素，具有高硬度和潤滑作用的增強體可以顯著提高摩擦磨損性能。在相同條件下，尺寸細小、形狀圓潤的增強體，顆粒、纖維、晶須增強體長徑比越大，取向垂直于磨面，復合材料的摩擦磨損性能更好。當增強體體積分數(shù)較低時，磨損性能隨著增強體體積分數(shù)的增加而增加，當體積分數(shù)較高時，變化關(guān)系尚不明確[110]。

蔣愛云等[111]采用粉末冶金法制備粒度分別為18 μm和8 μm的15%SiC/AZ91(體積分數(shù))復合材料，通過MMW?1型摩擦磨損試驗機研究該復合材料的磨損性能。結(jié)果表明，SiC(18 μm)/AZ91和SiC(8 μm)/AZ91復合材料相比于基體合金，硬度分別提高了6.83%和27.03%，摩擦因數(shù)分別提高2.33%和9.62%。SiC(8 μm)/AZ91復合材料相比于SiC(18 μm)/AZ91復合材料的摩擦表面更光整，溝槽少而明顯。這是由于SiC的加入為鎂基體支撐更多的載荷，減少了犁削式磨損，增強體尺寸越細效果越好。LU等[112]采用攪拌摩擦法制備0.3%CNTs、0.1%A12O3+0.2%CNTs、0.15%A12O3+0.15%CNTs、0.2%A12O3+0.1%CNTs和0.3%A12O3(體積分數(shù))增強鎂基復合材料，研究磨損性能。結(jié)果表明，納米A12O3增強鎂基復合材料的磨損小于碳納米管增強鎂基復合材料的，而且有更高的摩擦因數(shù)。納米A12O3和碳納米管混合增強的鎂基復合材料在改善磨損率和摩擦因數(shù)方面有混合效果，當摩擦實驗的加載應力高于1.95 MPa時，0.1%A12O3+ 0.2%CNTs(體積分數(shù))的磨損率和摩擦因數(shù)遠小于其他組合的復合材料。準晶由于其高硬度、低摩擦因數(shù)、低表面能等特性，能有效提高鎂基復合材料的耐磨性能[113?115]。采用多次循環(huán)塑性變形技術(shù)(RPW)制備的Mg-Zn-Gd準晶/AZ31復合材料，在低載荷條件下的耐磨性能研究表明，準晶的加入使得材料具有更多犁溝深度增加，剝落坑的數(shù)量和尺寸也增加，有效提高了復合材料的耐磨性能[116]。

2.2.5 儲氫性能

鎂的理論儲氫容量可達7.6%(質(zhì)量分數(shù))，作為儲氫材料被廣泛關(guān)注。然而，純鎂在高于573 K時，才表現(xiàn)出吸放氫氣的動力學性能。鎂基復合材料具有儲氫量大、資源豐富、價格低廉、吸放氫平臺好等優(yōu)良性能，可以在比較溫和的溫度下表現(xiàn)出良好的儲氫性能。在儲氫電極材料、儲氫材料電池、氫的儲存和運輸、氫的回收、分離、凈化和壓縮、氫化物熱泵空調(diào)及高性能電極材料等方面具有廣泛的應用前景[117]。

鎂基儲氫復合材料一般采用球磨法制備，在高能球磨后，顆粒被活化，鎂顆粒與增強相顆粒以及顆粒內(nèi)部的大量相界、微觀缺陷的存在是材料具有優(yōu)異氫化性能的主要原因。添加合金元素和表面處理等改性辦法可以改善鎂基復合材料的儲氫性能。例如，加入具有充裕電子空穴的過渡族元素和低溫下具有較好的儲氫性能的合金，如LaNi5等，可以改善鎂基合金的儲氫性能。典型的體系包括Mg-MgNi、Mg+L-LaN、Mg-(ZrFG)和Mg-FeTi。若在研磨過程中輔以某些有機添加劑，則對提高鎂基復合材料的儲氫性能有很大幫助[118]。近年來，隨著納米技術(shù)的發(fā)展，人們發(fā)現(xiàn)納米材料的特殊微觀結(jié)構(gòu)對鎂基合金的儲氫性能具有催化作用。相關(guān)研究表明，加入納米級增強體可以使放氫溫度降低40~50 ℃，儲氫量達到5.8%，接近純鎂的理論值。

3 鎂基復合材料的界面

在鎂基復合材料中，鎂基體和增強體之間存在大量的界面，增強體的體積分數(shù)越高、粒徑越小，界面越多。界面相的組成、界面微觀結(jié)構(gòu)、界面的結(jié)合強度等是影響復合材料的內(nèi)載荷傳遞、微區(qū)域應力分布、殘余應力、變形斷裂過程的重要因素。界面結(jié)構(gòu)和性能是影響基體和增強體性能是否充分發(fā)揮增強作用的關(guān)鍵。因此，深入研究鎂基復合材料的界面反應，優(yōu)化界面組織結(jié)構(gòu)，對提高鎂基復合材料的性能至關(guān)重要。

3.1 鎂基復合材料的界面反應

鎂基復合材料中基體與增強體之間存在不同程度的界面反應，以及元素的溶解、擴散和偏聚等，形成不同結(jié)構(gòu)和結(jié)合強度的界面。界面具有不穩(wěn)定性，主要體現(xiàn)在：

1) 熱力學不穩(wěn)定性：界面熔點較晶內(nèi)低，熱腐蝕、電化學腐蝕較晶內(nèi)敏感。

2) 力學不穩(wěn)定性：界面是變形抗力薄弱區(qū)，既可以產(chǎn)生位錯，也能吸收位錯，更是晶內(nèi)位錯運動的障礙。

3) 化學不穩(wěn)定性：界面是合金元素平衡和非平衡偏聚的活躍區(qū)，也是雜質(zhì)最有利的沉淀區(qū)。

在一定條件，界面能誘發(fā)基體和增強體之間的化學反應或者物理反應，諸如相互擴散、溶解以及形成新相。常用增強相與鎂發(fā)生的界面反應以及影響如表5所列。

攪拌鑄造法制備的SiC顆粒增強CP-Mg、AS41及AZ91鎂基復合材料的界面由于增強體與基體的反應不同而呈現(xiàn)不同特征。SiC顆粒在純Mg中很穩(wěn)定，即使在800 ℃下也無界面反應發(fā)生。SiC顆粒增強Mg-Al系合金中，顆粒與基體的界面存在明顯的界面反應，如SiCP/AZ91、SiCP/AS41復合材料界面發(fā)現(xiàn)有Mg2Si析出相，是由SiC附近的SiO2或游離出來的Si與Mg發(fā)生反應生成[120]。界面處同時還生成一種細小的界面產(chǎn)物，推測可能是由于Al和SiC反應生成的Al-C-O三元相[121]。

經(jīng)SiO2涂層處理的Al2O3顆?；駻l2O3纖維增強鎂基復合材料的性能與界面產(chǎn)物密切相關(guān)。熱力學分析表明存在MgO等界面反應物，其可能的界面反應如下：

2Mg+Al2O3→2MgO+Al (2)

2Mg+SiO2→2MgO+Si (3)

4Mg+SiO2→2MgO+Mg2Si (4)

表5 增強相與鎂發(fā)生的界面反應[119]

由于液態(tài)浸潤過程很慢，Mg有足夠的時間與SiO2反應，基體中存在均勻分布的Mg2Si，纖維表面有MgO薄層。高溫長時間熱處理后，Mg與Al2O3短纖維反應，生成MgO和Al，界面反應見式(2)。由式(2)產(chǎn)生的Al熔入基體合金，基體中Al含量增加，使得基體熔點低于熱處理溫度，局部有液相產(chǎn)生，原子擴散加快，界面反應增加，在Al2O3短纖維附近出現(xiàn)Mg17Al12共晶相[71]。

王武孝等[23]用無壓浸滲技術(shù)制備Al2O3f/Mg-9Al- 0.5Nd復合材料，浸滲溫度為650 ℃。熱力學分析表明，界面存在MgO、Mg2Si等反應物，Mg2Si相能改善復合材料的界面性質(zhì)，提高材料的力學性能。

近年來Al18B4O33晶須增強鋁基復合材料的制備工藝已日趨成熟，但是Al18B4O33晶須增強鎂基復合材料的界面處反應機制仍存在著分歧。擠壓鑄造法制備的硼酸鋁增強鎂基復合材料發(fā)生的界面反應如式(5)所示。熱力學證明，800 ℃條件下反應(5)和反應(6)都有可能發(fā)生，但是從動力學上來講，當Mg含量高于4%時，Al18B4O33/Mg復合材料的界面反應產(chǎn)物主要是MgO，因為反應(5)的吉布斯自由能Δ更低，即生成MgO比生成MgAl2O4更容易[122?123]。

Al18B4O33+33Mg→33MgO+18Al+4B (5)

4Al18B4O34w+33Mg→33MgAl2O4+6Al+16B (6)

研究表明，Al18B4O33晶須表面均勻分布的MgO薄層，可阻擋基體Mg與Al18B4O33晶須的進一步反應，進而提高復合材料的力學性能[124]。對Al18B4O33晶須增強AZ91鎂基復合材料進行熱暴露處理，發(fā)現(xiàn)有Mg17Al12相析出，該相與MgO、Al18B4O33相存在一定的晶體學位向關(guān)系[17, 73]。WANG等[125]通過HREM和SADE觀察和分析了Al18B4O33晶須增強AZ91D鎂基復合材料的界面，發(fā)現(xiàn)有MgO和少量MgB2生成。

對Mg2B2O5w增強鎂基復合材料的界面研究相對較少。利用10%溴+甲醇溶液萃取液將晶須從鎂基體中取出，相比于原始晶須，表面存在褶皺，表明基體和晶須存在界面反應，界面主要第二相為MgO和MgB2，它們的形成分別與制備過程中晶須表面吸附氧及Mg2B2O5w分解產(chǎn)物B2O3與基體中Mg的反應有 關(guān)[75?76]。真空氣壓滲流制備Mg2B2O5晶須增強AZ91D復合材料的研究發(fā)現(xiàn)，晶須表面附著的O2以及Mg2B2O5晶須分解生成的B2O3化合物，與基體Mg發(fā)生以下界面反應[126]：

2Mg+O2→2MgO (7)

4Mg+B2O3→3MgO+MgB2(8)

粉末冶金法制備的B4C顆粒增強鎂基合金中存在鏈狀分布的B4C顆粒和尺寸極小的微孔，基體與增強體界面有可能形成MgO和MgB2相。在B4C顆粒與SiCw同時增強ZK60鎂基復合材料中，B4Cp和SiCw周圍均存在MgB2相。這是因為B4C在焙燒過程中發(fā)生氧化反應(見式(8))，生成的B2O3進一步與基體鎂反應(見式(9))生成MgO和MgB2相：

B4C+4O2→2B2O3+CO2(9)

4Mg(L)+B2O3(L)→MgB2(L)+3MgO(L)(10)

在TiC顆粒增強Mg-Al復合材料中，TiC與Al反應生成Al4C3相，起到細化晶粒的效果[127]。

3.2 鎂基復合材料的界面優(yōu)化

鎂基復合材料基體與增強體之間的界面結(jié)合影響材料的性能和實際應用，可以通過界面優(yōu)化的方法來控制界面反應，提高增強體與鎂基體的潤濕性，改善界面結(jié)合，從而提高材料性能。界面優(yōu)化的方法主要包括在鎂基體中添加合金元素、增強體的表面改性以及優(yōu)化制備工藝等。SiC與鎂基體的潤濕性較好，在973~1173 K之間，與鎂基體的潤濕角為76°~83°[128]。陶瓷增強相與鎂基體的潤濕性較差，需要通過鍍層來增加潤濕性。金屬顆粒可以與鎂基體生成第二相，改善界面結(jié)合，例如Ni、Cu顆粒可以與鎂基體生成Mg2Ni、Mg2Cu第二相，改善顆粒和基體的界面結(jié)合。加入多種金屬顆?；驕示?，都可以生成有利于界面結(jié)合的第二相[29?30, 82, 89, 129]。

優(yōu)化鎂基體中增強相組成能改變界面反應，生成改善界面結(jié)合的化合物。在SiC/AZ91鎂基復合材料中加入黏結(jié)劑Al(PO3)3，該物質(zhì)在基體與增強體界面上與Mg發(fā)生化學反應生成MgO。MgO與SiC晶須間存在確定的晶體學位向關(guān)系，兩相界面有了更好的匹配，降低了界面能，提高了界面強度，從而提高材料性能。另外，鎂基體中增強體的尺寸和形貌對界面結(jié)合的影響也較大。研究碳納米管增強鎂基復合材料的界面剝離特性發(fā)現(xiàn)，界面分離長度和界面厚度越大，界面分離能釋放率就越大；影響界面剝離的主要因素為界面分離長度、界面厚度、彈性模量和泊松比，選擇合適的長徑比是獲得良好界面的前提[130]。在鎂基體中添加合金元素，可以改善基體熔體與增強體之間的浸潤性，阻止有害的界面反應，形成穩(wěn)定的界面結(jié)構(gòu)。但過量的合金元素會導致材料強度和塑性下降，而且復合材料增強機制與合金的強化機制不同，如果形成時效強化相，對復合材料的力學性能還可能有害。雖然向液態(tài)金屬添加合金元素是提高復合材料基體與增強體界面潤濕性的有效辦法，也有廣泛的應用前景，但能夠有效提高潤濕性而不與鎂基體反應生成脆性相的合金元素并不多[127]。

鎂基復合材料的增強體表面改性是界面優(yōu)化最有效的途徑之一，具體方法有增強體的氧化、氟酸鹽改性和涂層處理。涂層的引入改變界面的原始結(jié)合狀態(tài)，可以有效地阻止過度的界面反應或者適當?shù)卦黾咏缑婊瘜W反應，改善界面潤濕性，提高界面的結(jié)合強度，從而提高復合材料的塑性成形能力。界面反應程度主要取決于制備方法和工藝參數(shù)，基體和增強體在高溫下活性增加，有利于界面反應，因此優(yōu)化制備工藝、控制工藝參數(shù)(溫度、壓力、凝固過程以及冷卻速率)也可以起到界面優(yōu)化的作用。例如，制備碳纖維增強鎂基復合材料，改善潤濕性最有效的方法是碳纖維表面涂層。涂層應滿足改善潤濕性、穩(wěn)定性好、充當擴散阻擋層、足夠的強度和低密度等要求，能滿足以上要求的涂層主要有兩類：以鋅、鎳、銅和鈦為主的金屬涂層和以熱解碳、TiN、BN、SiO2和Al2O3等為非金屬涂層[127]。魯鵬等[131]采用擠壓鑄造法制備Zn涂層的碳纖維增強鎂基復合材料，并對其界面結(jié)合情況及力學和熱膨脹性能進行研究。研究結(jié)果表明，鋅涂層的引入，有效地改善了復合材料的界面結(jié)合狀態(tài)，復合材料的彎曲彈性模量達到96.34 GPa，20~200 ℃的平均熱膨脹系數(shù)為2.82×10?6K?1，明顯低于無涂層Cf/Mg復合材料和純鎂。李四年等[132]對化學氣相沉積法(CVD)制備的一維多壁碳納米管(MWNTs)進行化學鍍鎳?鋅處理，研究不同涂層對CNTs/Mg鎂基復合材料力學性能的影響，結(jié)果表明，當鍍鎳?鋅碳納米管的體積分數(shù)達到1.0%時，具有最好的抗拉強度和伸長率，分別比鎂基體合金提高124%和107%。趙慧鋒 等[133]采用含有機添加劑的正硅酸乙酯醇溶液，通過溶膠?凝膠法在碳纖維表面形成均勻的SiO2涂層，成功制備了Cf/Mg鎂基復合材料。該涂層改善了碳纖維與鎂合金基體的潤濕性，獲得碳纖維與基體結(jié)合良好的復合材料，提高了材料的阻尼性能。

4 展望

鎂基復合材料具有密度小、比強度和比剛度高、尺寸穩(wěn)定性強和阻尼性能優(yōu)良等優(yōu)點，在航空航天、汽車、電子和運輸工業(yè)等領(lǐng)域獲得了越來越廣泛的應用，受到國內(nèi)外學者的重視。然而，仍存在很多問題限制了鎂基復合材料大規(guī)模應用。增強體與鎂基體之間較弱的界面結(jié)合、不利的界面反應降低了鎂基復合材料的性能；納米增強體雖然有優(yōu)異的強化效果，但是存在團聚、難以分散均勻等問題；大部分鎂基復合材料的抗腐蝕性能差、高溫性能差等致命缺陷尚未得到很好的改善。目前，SiC、碳纖維、B4C、Al2O3和TiC等增強體增強鎂基復合材料的顯微組織和性能的研究較多，未來的研究重點應集中在開發(fā)新的制備工藝和增強體，探究增強體更合理的尺寸和組合，通過優(yōu)化制備工藝、優(yōu)化界面、設計鎂合金基體來提高鎂基復合材料的綜合性能，探討鎂基復合材料中增強體、界面和位錯的交互作用，分析強化機制，系統(tǒng)研究鎂基復合材料的熱膨脹、抗腐蝕、摩擦磨損等物理化學性能。

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Research progress on magnesium matrix composites

FENG Yan1, 2, CHEN Chao1, 2, PENG Chao-qun1, 2, WANG Ri-chu1, 2

(1. School of Materials Science and Engineering, Central South University, Changsha 410083, China; 2. Key Laboratory of Hunan Province for Electronic Packaging and Advanced Functional Materials, Changsha 410083, China)

Several common reinforcements of magnesium matrix composites were introduced. The influences of reinforcements on microstructures and properties of magnesium matrix composites were analyzed. Furthermore, the interface reaction and interface optimization of magnesium matrix composites were discussed. The application and development prospects for the magnesium matrix composites were presented.

magnesium matrix composite; reinforcement; microstructure; mechanical property; interface reaction

(編輯 王 超)

Project(2016JJ2147) supported by the National Science Foundation of Hunan Province, China; Project (2015JC3004) supported by the Science and Technology Plan projects of Hunan Province, China

2016-07-15;

2017-10-18

WANG Ri-chu; Tel: +86-731-88836638; E-mail: wrc@csu.edu.cn

10.19476/j.ysxb.1004.0609.2017.12.01

1004-0609(2017)-12-2385-23

TG146

A

湖南省自然科學基金資助項目(2016JJ2147)；湖南省創(chuàng)新人才計劃資助項目(2015JC3004)

2016-07-15；

2017-10-18

王日初，教授，博士；電話：0731-88836638; E-mail: wrc@csu.edu.cn