重大潘复生院士团队：钛增强镁基复合材料的微观组织与力学性能

导论：目前，镁基复合材料(mmc)凭借其在室温和高温下的高力学性能，取得了许多可喜的进展。虽然复合材料中常用的增强材料是陶瓷颗粒，但它们通常通过显著降低延性来提高屈服和极限应力。硬金属相，特别是钛(Ti)被引入作为制造复合材料的备选相。它熔点高，杨氏模量高，塑性好，与Mg基体的相互溶解度低，热膨胀系数比陶瓷颗粒更接近Mg金属。在镁合金基体中提供高的极限应力和延性是非常可取的。然而，钛基复合材料的制备还面临着许多关键的挑战，如Ti的均匀性、较低的回收率、Mg与Ti之间界面结合强度的优化等。同时，不同的制备方法对钛基复合材料的显微组织、力学性能和界面强度有不同的影响。因此，本文着重研究了不同工艺制备ti增强复合材料的显微组织特征和力学性能。对影响强化机理的因素进行了系统的比较和讨论。对钛基复合材料今后的研究方向、关键问题和发展前景进行了展望。

镁(Mg)合金作为最轻的金属结构材料，在汽车运输、航空航天、电子产品等领域有着良好的应用前景，随着人们对节能减排的日益关注，镁(Mg)合金得到了迅速的发展。然而，由于镁合金的性能有限，如相对较低的延展性、较低的弹性模量、较差的蠕变和耐腐蚀性能等，严重限制了镁合金的广泛应用。为了解决这些问题，我们利用合金元素或增强体的引入来改善镁合金的力学性能。特别是对镁基复合材料的制备进行了大量的研究。

在之前的研究中已经达成共识，通过不同的制备方法，通过加入增强材料可以显著提高复合材料在室温和高温下的力学性能。陶瓷颗粒、纤维、晶须等多种增强材料已成功地应用于复合材料中。其中常用的增强体有SiC、Al2O3、AlN、TiB2、Y2O3等。然而，由于Mg基体和增强体之间的显著刚度差异，它们往往以牺牲延性为代价来提高屈服和极限应力。为了达到高强度和高延展性的平衡，引入了硬质金属颗粒，如镍(Ni)、铜(Cu)、钼(Mo)和钛(Ti)等来增强Mg基体。它们通常具有较高的熔点、较高的杨氏模量、较高的塑性，与基体的相互溶解度较低，与Mg金属的热膨胀系数比陶瓷颗粒更接近。值得注意的是，在硬金属元素中，Cu和Ni倾向于与Mg形成金属间化合物，如Mg2Cu和Mg2Ni，这阻止了它们作为硬金属颗粒来强化Mg基体。Mo与Mg基质没有界面反应，但其与Mg的润湿性和晶粒细化作用尚未得到广泛报道。Ti与Mg呈潜在的相干晶格关系。它在镁合金中具有被忽视的最终固溶性，并且比陶瓷颗粒具有更强的变形能力，是制备金属增强复合材料的理想选择。

迄今为止，人们一直致力于在镁合金中引入金属钛以获得高强度和延展性。Ti增强复合材料的力学性能受多种因素的影响，包括晶粒尺寸、金属间相、Ti的均匀性、Ti与Mg界面结合强度等，但在不同的制备方法下，某些因素可能起主导作用。因此，本文首先介绍了钛的优势和挑战作为背景。然后详细收集了钛基复合材料的显微组织特征和力学性能，并根据不同的制造工艺进行了讨论。重庆大学潘复生院士团队联合广东省科学院新材料研究所、西南技术工程研究院等重点研究了Ti增强镁合金的组织演变与强化机制和力学性能之间的关系。对钛基复合材料的研究方向、关键问题和发展前景进行了展望。

Ti增强MMCs可以通过多种方法成功制备，如搅拌铸造、粉末冶金、喷雾沉积技术（DMD）、物理气相沉积、搅拌摩擦加工和累积滚压粘合等。描述，众所周知，影响钛增强镁复合材料的力学性能和微观结构的因素在不同的铸造方法下会有所不同。因此，它们也面临着不同的挑战和未来的发展方向。搅拌铸造钛增强镁复合材料面临的关键挑战主要集中在以下四个方面。第一个是镁基体中钛含量及其回收率的限制，限制了其进一步提高力学性能。一方面，应通过试验优化搅拌铸造工艺。非常需要可靠的铸造参数。另一方面，应从理论上模拟计算搅拌速度、时间和温度对钛颗粒在镁熔体中沉降速度和粘度的影响，以更好地指导铸造过程的操作。一旦提高了钛颗粒的回收率和数量，第二个重要方面就是提高钛颗粒的均匀性。需要开发具有高分散效率的新型搅拌装置。由于 Ti 对 Mg 合金晶粒尺寸的影响仍远未达成共识，下一个重要的研究领域是揭示 Ti 晶粒细化的机制。最后，由于搅拌铸造过程中的高温，容易发生严重的界面反应。因此，如何形成有利于界面强度的界面产物以及如何优化界面产物的形貌，是值得系统探索的。

链接：

https://www.sciencedirect.com/science/article/pii/S2213956722001621

目前，DMD钛基复合材料中使用的基体比较单一，以纯Mg为主。然而，纯Mg的力学性能还不够好，不能满足使用要求。需要研究如何选择机械性能更好的基体加入Ti颗粒，如商用AZ系列和AM系列。同时，虽然在Mg和Ti的界面上发现了一些化学反应，但目前还没有对其热力学形成机理进行详细的描述。此外，这三种方法(搅拌铸造、PM和喷雾沉积)制备的mmc的Mg-Ti界面均存在界面反应。需要努力区分它们在Mg-Ti界面上的化学反应的差异，如反应强度和反应产物的类型，这对调整微结构和力学性能起着至关重要的作用。

与搅拌铸造相比，通过 PM 制备的 Ti 增强 MMCs 的晶粒尺寸要小得多，并且颗粒分散相对更均匀。然而，通过 PM 制造的 MMC 是机械压实的，这一特性使得它们的界面强度和颗粒分布尤为关键。在界面优化方面，目前的研究还处于试错阶段。未来的重点应该放在界面反应的设计上。例如，基于热力学和动力学计算，它可以是预测反应产物和设计 Ti 和 Mg 基体之间界面相的有效方法。还可以根据合金成分和反应条件模拟出具有更好润湿性和更高强度的界面相。高含量Ti颗粒的聚集仍是阻碍力学性能改善的主要障碍之一，是亟待突破的瓶颈。优化 PM 参数和 Ti/陶瓷颗粒的杂化可能是未来获得更好的 Ti 颗粒分布的潜在方法。

图1 搅拌铸造机原理图

图2所示(a) Al-12.5Ti中间合金的OM [117] (b) AZ91-0.8Ti的铸态组织[118]。

图3所示(a) 20 vol.% TC4/AZ91复合材料不同取样位置及(b-d)上、中、下位置光学显微图[124]

图4所示，研究了铸态和固溶Mg-Gd-Y-Zn合金的平均晶粒尺寸

图5所示，铸态(a) Mg94Zn2.5Y2.5Mn1和(b) Mg93.5Zn2.5Y2.5Mn1Ti0.5的SEM图像，(c)共晶相和(d)块状LPSO相的EDS分析，(e)块状LPSO相的TEM显微图和选区电子衍射(SAED)图，(f)不同Ti含量的Mg94Zn2.5Y2.5Mn1的XRD图[94]。

图6所示，(a) Mg-5Al-5RE-0.5Mn (AME505)-TiP复合材料的光学组织和SEM图像，(c) Ti和AM50界面的TEM表征[52,128]。

图7 PM过程示意图

图8 (a) HAADF图像和(b-f)挤压AZ31+15在at% Ti复合材料

图9 Mg和Ti颗粒研磨(a) 8小时和(b) Mg和Ti颗粒研磨(c) 16小时和(d) 32小时(200转/分)的SEM显微图[139]

图10 (a)纯Mg-3%Ti复合材料，(b)挤压Mg-3%Ti复合材料的光学显微结构[138]

图11 (a) 9Ti/AZ31复合材料中Mg和Ti界面的TEM和(b-d) HRTEM图

图12 (a)用于制备复合材料的喷雾沉积方法示意图[144]和(b)新加坡国立大学[25]中使用的DMD装置示意图

图13 (a) Mg+(5.6Ti+2.5Al2O3)复合材料和(b) Mg+(5.6Ti+2.5Al2O3)BM的SEM显微图，(c) Mg+(5.6Ti+2.5Al2O3)复合材料中纳米Al2O3的存在，(d) Mg+(5.6Ti+2.5Al2O3)BM中的纳米Al2O3颗粒，(e)接收Ti颗粒，(f)球磨5.6Ti+2.5Al2O3颗粒，(g)粒径与颗粒量的比值和(f)粒径与颗粒长径比的分布图[149]

图14 PVD工艺示意图说明

图15 Mg-12%Ti等温处理(a) 300℃32 h， (b) 350℃30 min， (C) 350℃470 h后的透射电子显微图(TEM)[161]

图16 FSP技术原理图

图17 (a-d) 2vol的TEM表征at%Ti/AZ31B MMCs和Ti粒子SAED图

图18 累积辊粘接原理图说明

图19 三金属Al/Mg/Ti层合材料的显微组织(a) 0循环，(b) 1循环，(c) 2循环，(d) 3循环，(e) 4循环，(f) 5循环[177]

图20 (a)室温下含Ti镁合金的抗拉强度和伸长率分布图 (b)抗拉强度和Ti含量分布图

制备Ti增强复合材料的方法有很多，如搅拌铸造、粉末冶金、喷射沉积技术(DMD)、物理气相沉积、搅拌摩擦加工和累积滚压键合等。基于以上描述，Ti增强Mg复合材料的力学性能和组织的影响因素在不同的铸造方法下是不同的。因此，他们也有不同的挑战和未来的发展方向。

综上所述，这篇综述专门针对较少被关注但非常重要的钛增强镁基复合材料进行综述，希望能激发更多的关注和研究，以实现兼具优异强度和延展性的钛增强镁基复合材料。