金属基复合材料的发展现状及展望

金属基复合材料的发展现状及展望摘要：介绍了金属基复合材料的研究及应用现状。就算了金属基复合出来的分类性能特点，并总结了其主要应用。对于大批量生产的复合材料来讲，轧制方法复合具有比其它方法有更多的适用性和经济性，最后对金属基复合材料(MMC)的发展作出展望。关键词：金属基复合材料；发展现状；应用；前景前言现代科学的发展和技术的进步，对材料性能提出了更高的要求，往往希望材料具有某些特殊性能的同时，又具备良好的综合性能。传统的单一材料已经很难满足这种需要。因此，人们将注意力转向复合材料，复合材料是指由两种或两种以上成分不同，性质不同，有时形状也不同的相容性材料以物理方式合理的进行复合而制成的一种材料。其以最大限度的发挥各种材料的特长，并赋予单一材料所不具备的优良性能，复合材料的性能还具有可设计性的重要特征[1]。近年来，金属基复合材料的研究、开发、应用方面己经取得了非凡的发展。但是国内外关于MMCs的研究都是集中在有色金属基体复合材料的研究，其主要的应用对象为航空航天工业和特殊场合，这类复合材料虽然具有密度低、刚性好等特殊性能，但是一方面它的生产成本高，另一方面它不适用于高温、高速、高载、高磨损的恶劣工作情况，而这样的工作条件下使用的陶瓷基或金属间化合物基复合材料造价昂贵、成本过高，而对以钢铁为基体，以矿山、电力、建材、农机等一般工业为应用目标的复合材料研究比较少。目前，我国在有色金属基复合材料方面的研究己经接近国际水平，但是在工业生产及应用上存在着巨大的差距，而在黑色金属基复合材料方面的研究和应用都尚处在初步探索阶段，有必要加大对黑色金属基复合材料方面的研究，使金属基复合材料的应用扩大到工业及民用领域，以实现金属基复合材料科学技术的全面发展。金属基复合材料的分类按基体的类型，金属基复合材料可分为：铝基、镍基、钛基、镁基、铁基等；按增强体的类型，金属基复合材料可分为两大类：长纤维和非长纤维增强的金属基复合材料。非长纤维增强的复合材料包括颗粒（particulate）、短纤维（choppedfiber）和晶须（whisker）增强的复合材料；按用途分类，又可分为结构MMC、功能MMC。金属基复合材料的制备工艺金属基复合材料的复合工艺相对比较复杂和困难。这是由于金属熔点较高，需要在高温下操作；同时不少金属对增强体表面润湿性很差，甚至不润湿，加上金属在高温下很活泼，易与多种增强体发生反应。目前虽然已经研制出不少复合工艺，但各自存在一些问题。金属基复合材料的制备工艺和方法可分为：搅拌铸造法、粉末冶金法、熔体浸渗法、原位生成法、挤压铸造法和喷射成形法等搅拌铸造法搅拌铸造法（图1）制备金属基复合材料起源于1968年，由S.Ray在熔化的铝液中加入氧化铝，并通过搅拌含有陶瓷粉末的熔化状态的铝合金而来的[11]。搅拌铸造法根据铸造时加热温度的不同可分为全液态搅拌铸造（即在液相线以上液态金属中加入增强体，搅拌一定时间后冷却）、半固态搅拌铸造（在固液相温度之间加入增强体搅拌一定时间后冷却）和搅熔铸造（在固液相温度之间加入增强体，搅拌一定时间后升温至基体合金液相线温度以上，并搅拌一定时间后冷却）3种。搅拌铸造法的特点是：工艺简单，操作方便，可以生产大体积的复合材料（可到达500kg），设备投入少，生产成本低，适宜大规模生产。但加入的增强相体积分数受到制，一般不超过20%，并且搅拌后产生的负压使复合材料很容易吸气而形成气孔，同时增强颗粒与基体合金的密度不同易造成颗粒沉积和微细颗粒的团聚等现象。谭彦显[12]研究了不同铸造工艺条件下的镁基复合材料的组织结构，并对其气孔率进行测定。结果表明：搅拌温度、颗粒体积分数和颗粒大小对气孔率有影响，搅拌温度越高和增强颗粒体积分数增加气孔率上升。并认为搅熔铸造法制备的复合材料在颗粒分布及气孔含量方面均优于半固态搅拌铸造法和全液态搅拌铸造法。另外，可以针对搅拌铸造法得到的复合材料通过挤压工序使得其气孔率减少，组织细化和增强相分布更均匀。粉末冶金法粉末冶金法（图2）是指将基体金属合金与增强体粉末混合均匀后在模中冷压，除气后在真空中加热至固液两相区进行热压，最后烧结制得金属基复合材料的方法。粉末冶金法特点：可以制备出增强相非常高体积分数的金属基复合材料，并且不受基体合金种类与增强体类型的限制，通过粉末混合工艺可以使增强相在金属基体中达到分布均匀。但此工艺设备复杂、成本偏高，不易制备形状复杂的零件，而且在生产过程中存在粉末燃烧和爆炸等危险，不易进行大规模工业化生产，特别是对于制备体积偏大的金属基复合材料粉末冶金法不是一种理想的制备方法。因此粉末冶金法主要应用于实验室研究，没有得到推广。Z·Trojanova等[13]采用粉末冶金方法制备了纳米颗粒增强的镁基复合材料，较大地提高其力学性能，材料经330℃热挤压后宏观组织清晰，材料的蠕变性能也得到相应提高。郗雨林[14]研究认为采用合适的烘粉处理后，Mg粉的新旧程度对复合材料的性能无明显影响；热压工序可以使镁基复合材料的性能更趋稳定。并且采用粉末冶金法制备了SiC颗粒及晶须增强MB15镁基复合材料的试样[15]，结果表明：SiC颗粒和晶须能显著提高MB15镁合金的室温强度和弹性模量，且SiC晶须的作用比SiC颗粒更明显。原位生成法原位生成法[16]指增强材料在复合材料制造过程中，并在基体中自己生成和生长的方法，增强材料以共晶的形式从基体中凝固析出，也可与加入的相应元素发生反应、或者合金熔体中的某种组分与加入的元素或化合物之间的反应生成。前者得到定向凝固共晶复合材料，后者得到反应自生成复合材料。原位生成复合材料的特点：增强体是从金属基体中原位形核、长大的热力学稳定相，因此，增强体表面无污染，界面结合强度高。而且，原位反应产生的增强相颗粒尺寸细小、分布均匀，基体与增强材料间相容性好，界面润湿性好，不生成有害的反应物，不须对增强体进行合成、预处理和加入等工序，因此，采用该技术制备的复合材料的综合性能比较高，生产工艺简单，成本较低。从液态金属基体中原位形成增强体的工艺，可用铸造方法制备形状复杂、尺寸较大的净近成形零件。牛玉超[17]等研究认为采用石墨坩埚、电磁搅拌和铝熔体中加入镁的工艺流程，可实现Al2O3颗粒和铝熔体的有效复合，进而制备出Al2O3(P)/ZA35锌基复合材料，与基体合金ZA35相比，复合材料的耐磨性能有了明显的提高。崔峰[18]等人以Al熔液为载体，采用原位反应生成形状规则、尺寸细小的TiB2颗粒相，再将TiB2颗粒传递到ZA27合金中，形成TiB2颗粒增强的ZA27复合材料。TiB2颗粒在ZA27复合材料中，分布均匀，平均直径在3μm以下；并随着TiB2颗粒含量增加，复合材料的抗拉强度、硬度明显提高。黄赞军[19]等研究了原位反应中反应物配比中随着稀释剂铝量的增多，熔体内的自蔓燃反应启动得越慢，剧烈程度降低，但是反应产物得分布朝不均匀方向变化；熔体温度越高，反应启动得越快，而且剧烈；稀释剂镁粉的添加可以极大地缩短反应诱导时间，随着添加量的增加缩短更多。挤压铸造法尽管挤压铸造的概念可以追溯到1800年左右[20]，但是第一次挤压铸造实验出现在1931年[21]。挤压铸造法是制造金属基复合材料较理想的途径，此工艺先将增强体制成预成型体，放入固定模型内预热至一定温度，浇人金属熔体，将模具压下并加压，迅速冷却得到所需的复合材料。挤压铸造法特点：可以制备出增强相非常高体积分数（40%~50%）的金属基复合材料，由于在高压下凝固，既改善了金属熔体的浸润性，又消除了气孔等缺陷，因此，挤压铸造法是制造金属基复合材料质量较好，可以一次成型。贾玉玺[22]认为挤压加工有助于提高SiC颗粒分布的均匀性，挤压棒料中的SiC颗粒在挤压方向上定向、有序排列；挤压加工可以消除SiC/Al复合材料中的疏松、气孔等缺陷，大幅度提高复合材料的强度和塑性。然而，在制备金属基复合材料时，应该适当地控制挤压力地大小，挤压力过大会引起金属熔体产生湍流，产生内部气泡和基体氧化。也会破坏复合材料地增强相，降低其力学性能。因此，分两步的挤压铸造（低压力的渗透和基体合金高压力的凝固）成功地制备了一种SiCW/ZK51A镁基复合材料[23]。挤压铸造法的不足之处主要受到大体积产品的形状和尺寸的影响，因而，针对大体积的零件挤压铸造法适应性不高。喷射成形法喷射成形技术是英国斯旺西大学A·Singer教授于1968年首先提出的，其目的是在于从熔融金属直接制得固态成品或半成品[24]，并于1970年首次公开报道。而作为一种工程技术则是从1974年英国Ospray公司取得专利权开始的。其工艺的实质是将液体金属在高压惰性气体喷射作用下雾化成微细颗粒，然后喷射沉积在一定形状的收集基板上，得到快速凝固因而获得致密的金属半成品。喷射成形法特点：得到细小、致密、成分均匀的组织，具有快速凝固工艺的特点，生产工序简单，生产成本较低，适用于生产各种形状的预成形金属制品。Mo-guchiA等[25]用自己设计的实验结构溅射仪器溅射Mg-10%和Mg-5%Ca镁合金，溅射的同时同步注射SiC颗粒，制备了镁基复合材料。复合材料的致密度高于95%，在挤压后材料的致密度高于99%。这种方法制备的复合材料中，SiC颗粒的含量可达到18.8%复合材料的弹性模量和硬度都有较大的提高，但抗拉强度提高不明显。熔体浸渗工艺包括压力浸渗和无压浸渗。当前是利用惰性气体和机械装置作为压力媒体将金属熔体浸渗进多气孔的陶瓷预制块中，可制备体积分数高达50%的复合材料，随后采用稀释的方法降低体积分数。这种方法被广泛采用，已用于制造Toyoto发动机活塞(Al2O3/短纤维/Al合金)。东南大学的朱光明研制了Al2O3短纤维局部增强铝活塞，成果于1989年获得鉴定。最新的液相工艺是Primex无压浸渗工艺，在氮气气氛下不需施加任何压力，Al-Mg合金熔体就能良好的浸渗陶瓷粉末堆积体，可制备体积分数高达55%的复合材料，增强相可是SiC和Al2O3，颗粒尺寸可小至1μm。液态金属浸渗法是一种制备大体积分数复合材料的好方法，但是也存在缺点，如预制块的变形、微观结构不均匀、晶粒尺寸粗大和界面反应等。熔体浸渗法熔体浸渗工艺包括压力浸渗和无压浸渗。当前是利用惰性气体和机械装置作为压力媒体将金属熔体浸渗进多气孔的陶瓷预制块中，可制备体积分数高达50%的复合材料，随后采用稀释的方法降低体积分数。这种方法被广泛采用，已用于制造Toyoto发动机活塞(Al2O3/短纤维/Al合金)。东南大学的朱光明研制了Al2O3短纤维局部增强铝活塞，成果于1989年获得鉴定。最新的液相工艺是Primex无压浸渗工艺，在氮气气氛下不需施加任何压力，Al-Mg合金熔体就能良好的浸渗陶瓷粉末堆积体，可制备体积分数高达55%的复合材料，增强相可是SiC和Al2O3，颗粒尺寸可小至1μm。液态金属浸渗法是一种制备大体积分数复合材料的好方法，但是也存在缺点，如预制块的变形、微观结构不均匀、晶粒尺寸粗大和界面反应等。金属基复合材料的力学性能通常，制备复合材料的目的是为了改善其机械属性，如：抗拉强度、杨氏模量、蠕变强度和疲劳强度。抗拉强度与刚度的改善是以损失复合材料的其它性能为代价的（如：复合材料的塑性）。因此，制备金属基复合材料时应全面衡量其综合性能的利弊，有选择地进行取舍。一般来说，金属基复合材料随增强体含量的增加，其塑性下降很快。为进一步提高金属基复合材料的力学性能，改善其塑性，胡连喜[26]采用挤压变形方法来消除铸造缺陷，提高其力学性能。贾玉玺通过挤压加工消除SiC/Al复合材料中的疏松、气孔等缺陷，大幅度提高复合材料的强度和塑性。另外，李四清等[27]对复合材料固溶时效处理工艺，复合材料经α+β相区固溶时效处理后，其室温拉伸强度和塑性得到改善。采用β相区固溶时效处理，材料的持久和蠕变性能明显地改善，而拉伸性能仍保持了较高地水平。复合材料增强机理研究认为增强体分布在基体合金中，同时引入了大量的界面以及高密度位错缠结，其晶粒度与基体合金相比偏小。因此，其增强机理除第二相陶瓷的作用外，还源于基体中存在的高密度位