CN114134302A - 一种层状镁-镁基复合材料板材及其制备方法和应用 - Google Patents

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Abstract

本发明公开了一种层状镁‑镁基复合材料板材及其制备方法和应用，通过原位反应合成含纳米级TiB2陶瓷颗粒的Al‑TiB2中间合金，加入镁合金熔体中得到TiB2/Mg复合材料，然后热轧成薄板，与纯镁板交替堆叠后进行真空热压烧结，经多道次热轧就可制备出性能优异的层状镁/镁基复合材料板材。在宏观尺度，陶瓷颗粒呈层状非均匀分布，在微观尺度，镁基复合材料层内陶瓷颗粒均匀分布。通过调控层状复合材料中TiB2颗粒含量与层间距可以灵活、精准地调控层状复合材料板材的强度和塑韧性，有望解决复合材料强韧性失配的难题，具有广阔的应用前景。

Description

一种层状镁-镁基复合材料板材及其制备方法和应用
技术领域
本发明属于镁基复合材料制备技术领域，具体涉及一种层状镁-镁基复合材料板材及其制备方法和应用。
背景技术
镁合金作为最轻的金属结构材料，由于具有低密度、高比强度/比刚度、阻尼减震、抗冲击能力强、铸造性能优异以及可回收利用等一些列优点，在全球倡导节能减排和绿色环保发展的大背景下，成为航空航天、新能源汽车、电子、通信等领域实现轻量化的首选材料。但是，镁合金的强度低、耐蚀性差等问题严重制约了其大规模应用。通过在镁合金中引入陶瓷颗粒、纤维或晶须等增强颗粒制备出颗粒增强镁基复合材料，可以大幅度提高硬度、强度、耐磨性和阻尼性能，是改善镁合金性能的理想途径，表现出广阔的发展前景。然而，增强颗粒在提高复合材料强度的同时往往造成塑韧性的急剧降低，即复合材料的强韧/塑性失配。目前的大部分技术主要通过降低增强相尺寸至纳米级来改善这一问题，比如纳米颗粒、石墨烯与碳纳米管等，由于增强相在纳米尺度，比表面积大容易团聚，很难实现均匀分布，强韧化效果有限，仍未改变这一现状。
针对金属基复合材料强韧性失配这一难题，研究人员转变原来追求增强颗粒在金属基体中均匀分布这一传统思想，开始考虑增强相非均匀分布的复合构型。现有方案中，采用一种微纳米叠层金属基复合材料的原位制备方法，首先将微纳米片状金属粉末浸渍于前驱物溶液以包覆一层前驱物薄膜，然后基于催化热解反应在金属粉末表面原位生成碳纳米管，最后对碳纳米管以及微纳米片状金属粉末进行致密化处理微纳米叠层金属基复合材料，这有利于其强化作用的充分发挥。但是，该方法需要碳纳米管，其合成过程复杂，成本高昂。现有方案中，通过球磨混粉，热压烧结，成功地在较软的相中以网状的形式引入了硬质陶瓷增强体，形成了两级网状结构钛基复合材料，进一步的提高了钛基复合材料的室温模量、强度及耐热性，充分发挥了网状结构的增强效果。目前，这种非均匀构型在镁基复合材料中鲜有报道，也没有构筑非均匀构型镁基复合材料相关技术的报道，始终无法解决复合材料强韧性的矛盾。此外，镁合金经塑性加工后得到的板材力学性能优异，可广泛应用于航空航天、新能源汽车、医疗等领域，但是，镁基复合材料变形件的加工难度大，成形困难，这严重制约了镁基复合材料板材的工业应用。
如何构筑非均匀构型的镁基复合材料板材以改善复合材料力学性能不佳的问题成了现阶段镁基复合材料领域的研究热点。基于上述目的以及现有技术的缺点，本发明开发一种高性能层状镁/镁基复合材料板材的制备方法。
发明内容
本发明所要解决的技术问题在于针对上述现有技术中的不足，提供一种层状镁-镁基复合材料板材及其制备方法和应用，复合材料板材由镁基体与含纳米级陶瓷颗粒的镁基复合材料交替堆叠组成，在宏观尺度，陶瓷颗粒呈层状非均匀分布，在微观尺度，镁基复合材料层内陶瓷颗粒均匀分布，能够通过调整纳米颗粒强化相含量与层厚等参数获得具有不同强韧性的性能组合，具有广阔的应用前景，可用于航空航天、新能源汽车、医疗等领域。
本发明采用以下技术方案：
一种层状镁-镁基复合材料板材制备方法，包括以下步骤：
S1、将纯Al熔化后加入混合均匀的氟钛酸钾K2TiF6和氟硼酸钾KBF4粉末，充分反应后浇铸得到Al-TiB2中间合金块体；
S2、将纯Mg、纯Al、Zn锭与步骤S1制得的Al-TiB2中间合金块体在氩气保护下经升温熔化和保温后，加入精炼剂剧烈搅拌，浇铸获得铸锭；
S3、对步骤S2获得的铸锭进行固溶处理，然后进行多道次热轧，道次间退火后得到厚度为0.1～1mm的复合材料板材；
S4、将步骤S3得到的复合材料板材与镁箔交替逐层堆叠10～50层，然后进行真空烧结处理，降温获得厚度为10～30mm的层状镁/镁基复合材料；
S5、将步骤S4制备的层状镁/镁基复合材料进行多道次热轧，道次间退火，得到层状镁/镁基复合材料板材。
具体的，步骤S1中，纯Al与K2TiF6和KBF4粉末反应温度为700～900℃，Al-TiB2中间合金中TiB2的含量为5～15wt.％，Al-TiB2中间合金的TiB2颗粒尺寸为50～300nm。
具体的，步骤S2中，升温熔化的温度为700～750℃，保温时间为10～30min，浇铸的温度为700～720℃，浇铸前模具的预热温度为200～350℃。
具体的，步骤S2中，精炼剂的成分为30～36wt.％的NaCl，20～28wt.％的CaF2，36～44wt.％的MgCl2。
具体的，步骤S3中，固溶处理的温度为380～420℃，保温时间为10～30h；道次间退火的温度为350～450℃，单道次压下量为10％～25％。
具体的，步骤S4中，烧结温度为530～590℃，升温速率为5～15℃/s，压力为20～50MPa，保压时间为20～60min，随炉冷至室温。
具体的，步骤S5中，道次间退火温度300～450℃，退火时间5～20min，单道次压下量为10％～25％。
本发明的另一技术方案是，层状镁-镁基复合材料板材，以质量百分比计，包括3.1％～8.9％的Al，0.1％～0.8％的Zn，0％～0.3％的Mn，0.5～2.5％的TiB2，余量为Mg。
具体的，层状镁-镁基复合材料板材的厚度为1～10mm，镁与镁基复合材料的层间距为10～100μm，总变形量为60％～80％。
本发明的另一技术方案是，一种层状镁-镁基复合材料板材在航空航天、新能源汽车或医疗领域中的应用。
与现有技术相比，本发明至少具有以下有益效果：
本发明一种层状镁-镁基复合材料板材的制备方法，首先通过原位反应合成含纳米级TiB2陶瓷颗粒的Al-TiB2中间合金，将其加入镁合金熔体中得到TiB2/Mg复合材料，然后热轧成薄板，与纯镁板堆叠成10～30mm厚度进行真空热压烧结，然后多道次热轧就可制备出性能优异的层状镁/镁基复合材料板材；制备的镁基体-陶瓷颗粒增强镁基复合材料呈层状分布的非均匀构型，其中硬区中增强颗粒均匀分布，变形时应力集中减缓，并且使用原位反应合成增强相，与基体界面结合牢固，载荷能够有效传递，有望解决复合材料强度和塑韧性失配的难题。
进一步的，反应温度在800℃～1000℃，可以通过调节反应温度来控制合成的TiB2尺寸，温度较低时可以获得小尺寸的增强颗粒，温度高合成的增强颗粒尺寸会增大；TiB2颗粒在纳米级能够减小变形时的应力集中，起到良好的强韧化效果。Al-TiB2中间合金中TiB2的含量为5～15wt.％，通过调控中间合金中TiB2的含量可以改变复合材料中TiB2的含量，但是中间合金中TiB2的含量不宜太高，太高了熔体的流动性不好，不利于浇铸。
进一步的，升温温度在700～750℃，高于纯镁的熔点，使铸锭熔化，高于750℃熔体中的烧损、氧化加剧，使得成分设计不准确而且杂质增多；保温时间在10～30min，保证加入的合金元素充分溶解，均匀分布在熔体中，时间不宜太长，会导致烧损增加。浇铸时温度降低至700～720℃，能减小氧化。模具预热可以提高金属熔体的充型能力，不会使铸件出现冷隔、浇不满、夹杂、气孔等缺陷，但温度不宜太高，太高会导致凝固速度减慢，晶粒粗大，性能不佳。
进一步的，该成分范围内的精炼剂，能够使熔体中的氧化夹杂上浮或下沉，还能去除熔体内的气体，精化熔体，提高材料的纯净度与性能。
进一步的，固溶处理温度是根据Mg-Al相图确定，在共晶温度附近，在此温度范围内保温，共晶Mg17Al12相会逐渐固溶进α-Mg相中，形成过饱和固溶体，提高后续的塑性成形能力。轧制变形后复合材料内部位错密度剧增，需要进行道次间退火，降低位错密度，提高塑性变形能力，使后续的轧制能继续进行。单道次的压下量不宜过大，过大会导致材料开裂。
进一步的，在530～590℃烧结会出现少量的液相，施加一定的压力增加元素扩散速率，长时间的保压保温是让两种板材之间充分扩散，形成良好的结合，获得结合牢固结合的层状材料。
进一步的，烧结后获得的层状镁-镁基复合材料中层间的结合需要进一步改善，因此进行多道次热轧，道次间退火，可以降低位错密度，提高塑性变形能力，使后续的轧制能继续进行。退火时间5～20min可以保证板材充分回复，提高塑性。
一种层状镁-镁基复合材料板材，通过改变复合材料中Al、Zn元素含量可以控制析出相的数量，并且在一定范围内改变TiB2颗粒含量可以获得不同硬质相含量的层状复合材料，进而去优化或者调控复合材料的强度和塑性。
进一步的，通过调控层状复合材料中TiB2颗粒含量与层间距可以灵活、精准地调控层状复合材料板材的强度和塑韧性。
本发明一种层状镁-镁基复合材料板材，层状复合材料板材的力学性能优异，可应用于航空航天、新能源汽车、医疗等领域。
综上所述，本发明制备工艺简单、参数可任意调控，无需特殊设备，适合大规模产业化生产；制备的复合材料板材具有优异的强度和塑韧性，可用于航空航天、新能源汽车、医疗等领域。
下面通过附图和实施例，对本发明的技术方案做进一步的详细描述。
附图说明
图1为本发明制备的层状镁/镁基复合材料结构示意图；
图2为本发明制备的层状镁/镁基复合材料微观组织图。
具体实施方式
下面将对本发明的技术方案进行清楚、完整地描述，显然，所描述的实施例是本发明一部分实施例，而不是全部的实施例。基于本发明中的实施例，本领域普通技术人员在没有做出创造性劳动前提下所获得的所有其他实施例，都属于本发明保护的范围。
本发明中，如果没有特别的说明，本文所提到的所有实施方式以及优选实施方法可以相互组合形成新的技术方案。
本发明中，如果没有特别的说明，本文所提到的所有技术特征以及优选特征可以相互组合形成新的技术方案。
本发明中，如果没有特别的说明，百分数(％)或者份指的是相对于组合物的重量百分数或重量份。
本发明中，如果没有特别的说明，所涉及的各组分或其优选组分可以相互组合形成新的技术方案。
本发明中，除非有其他说明，数值范围“a～b”表示a到b之间的任意实数组合的缩略表示，其中a和b都是实数。例如数值范围“6～22”表示本文中已经全部列出了“6～22”之间的全部实数，“6～22”只是这些数值组合的缩略表示。
本发明所公开的“范围”以下限和上限的形式，可以分别为一个或多个下限，和一个或多个上限。
本发明中，本文中使用的术语“和/或”是指相关联列出的项中的一个或多个的任何组合以及所有可能组合，并且包括这些组合。
本发明中，除非另有说明，各个反应或操作步骤可以顺序进行，也可以按照顺序进行。优选地，本文中的反应方法是顺序进行的。
除非另有说明，本文中所用的专业与科学术语与本领域熟练人员所熟悉的意义相同。此外，任何与所记载内容相似或均等的方法或材料也可应用于本发明中。
本发明提供了一种层状镁-镁基复合材料板材及其制备方法，通过原位反应合成含纳米级TiB2陶瓷颗粒的Al-TiB2中间合金，将其加入镁合金熔体中得到TiB2/Mg复合材料，然后热轧成薄板，与纯镁板堆叠成一定厚度进行真空热压烧结，然后多道次热轧就可制备出性能优异的层状镁/镁基复合材料板材，解决传统金属-陶瓷颗粒层状复合材料存在变形时硬区应力集中严重的问题。
本发明一种层状镁-镁基复合材料板材的制备方法，包括以下步骤：
S1、纯铝放入电阻炉中加热熔化，将混合均匀的氟钛酸钾K2TiF6和氟硼酸钾KBF4粉末倒入，充分反应后浇铸得到Al-TiB2中间合金块体；
纯铝熔化温度为800～1000℃，氟钛酸钾和氟硼酸钾混合粉末中Ti与B原子比为1:2.2；反应时间30～60min，Al-TiB2中间合金中TiB2含量在5～15wt.％，TiB2颗粒尺寸在50～300nm。
S2、将纯Mg、纯Al、Zn锭与步骤S1制得的Al-TiB2中间合金块体在氩气或JR2覆盖剂保护下升温熔化，保温一段时间加入精炼剂剧烈搅拌，去除表面浮渣，浇铸进预热好的低碳钢模具中获得铸锭；
镁合金原料的熔化温度为700～750℃，保温时间为10～30min；精炼剂的成分为30～36wt.％的NaCl，20～28wt.％的CaF2，36～44wt.％的MgCl2，浇铸温度为700～720℃，模具预热温度为200～350℃。
S3、把步骤S2的铸锭在380～420℃进行固溶处理，然后进行多道次热轧，道次间退火，得到厚度为0.1～1mm的复合材料板材；
固溶处理的保温时间为10～30h。
道次间退火温度为350～450℃，单道次压下量为10％～25％。
S4、将步骤S3得到的板材与纯镁箔表面清洗干净，两种材料交替逐层堆叠到一定厚度，然后将其放入真空热压烧结炉中升温，施加压力，烧结一定时间后降温获得层状镁/镁基复合材料；
镁箔的厚度在0.1～1mm，堆叠层数10～50层，总厚度10～30mm。
烧结温度为530～590℃，升温速率5～15℃/s，压力20～50MPa，保压时间20～60min，随炉冷至室温。
S5、将步骤S4制备的复合材料进行多道次热轧，道次间退火，最终得到性能优异的层状镁/镁基复合材料板材。
道次间退火温度300～450℃，退火时间5～20min，单道次压下量为10％～25％，总变形量为60％～80％，最终层状镁/镁基复合材料板材厚度为1～10mm，镁与镁基复合材料层间距在10～100μm。
请参阅图1，采用本发明方法制备的层状镁-镁基复合材料板材，以质量百分比计，包括3.1％～8.9％Al，0.1％～0.8％Zn，0％～0.3％Mn，0.5～1.5％TiB2，余量为Mg。
图1为层状镁-镁基复合材料板材的内部结构示意图，是有镁基体与镁基复合材料交替排布而成，其中在镁基复合材料中均匀分布着纳米TiB2增强颗粒。
请参阅图2，图2为层状镁/镁基复合材料微观组织，在镁基体层中有白色的颗粒使析出的Mg17Al12相，在镁基复合材料层中白色球状颗粒是TiB2相；由于TiB2颗粒具有高硬度使得镁基复合材料层具有较高的强度和硬度，而镁层较软，这种软硬交替的组织在变形过程中能够抑制裂纹萌生，改变裂纹的传播路径从而使复合材料的强度和韧性同时提高。
为使本发明实施例的目的、技术方案和优点更加清楚，下面将结合本发明实施例中的附图，对本发明实施例中的技术方案进行清楚、完整地描述，显然，所描述的实施例是本发明一部分实施例，而不是全部的实施例。通常在此处附图中的描述和所示的本发明实施例的组件可以通过各种不同的配置来布置和设计。因此，以下对在附图中提供的本发明的实施例的详细描述并非旨在限制要求保护的本发明的范围，而是仅仅表示本发明的选定实施例。基于本发明中的实施例，本领域普通技术人员在没有作出创造性劳动前提下所获得的所有其他实施例，都属于本发明保护的范围。
实施例1
纯铝放入电阻炉中加热至800℃熔化，将混合均匀的氟钛酸钾K2TiF6和氟硼酸钾KBF4粉末(Ti与B原子比为1:2.2)倒入，充分反应60min后浇铸得到Al-TiB2中间合金块体，Al-TiB2中间合金中TiB2含量在5wt.％，平均尺寸为50nm。将纯Mg、纯Al、Zn锭与Al-TiB2中间合金块体在氩气保护下升温至700℃熔化，保温30min后加入精炼剂(成分为3536wt.％的NaCl，27wt.％的CaF2，38wt.％的MgCl2)剧烈搅拌，去除表面浮渣，熔体温度在700℃时浇铸进预热至200℃的低碳钢模具中获得铸锭。
将复合材料铸锭进行固溶处理，固溶温度为380℃，保温时间为30h。然后进行多道次热轧，道次间退火温度350℃，单道次压下量为10％得到厚度在0.5mm的复合材料板材。复合材料板材与原始厚度为1mm的纯镁箔表面清洗干净，两种材料交替逐层堆叠到20层，总厚度15mm；然后将其放入真空热压烧结炉中以5℃/s升温至530℃，施加50MPa压力，保压时间60min后随炉冷至室温获得层状镁/镁基复合材料。
最后，将层状复合材料进行多道次热轧，道次间退火温度300℃，退火时间10min，单道次压下量为10％，总变形量在60％，层状镁-镁基复合材料板材的厚度为6mm，镁与镁基复合材料层间距在100μm。在层状镁/镁基复合材料板材中，以质量百分比计，包括8.9％Al，0.1％％Zn，0.1％Mn，0.5％TiB2，余量为Mg。
该条件下镁与镁基复合材料层间距为100μm，层间距离较大，之间的软相较多，且TiB2含量较低，制备得到的复合材料板材的塑性非常高，由于设计的Al含量较高，层状复合材料在300℃热轧会析出纳米级析出相，这保证最终的层状复合材料板材具有一定的强度。。
实施例2
纯铝放入电阻炉中加热至850℃熔化，将混合均匀的氟钛酸钾K2TiF6和氟硼酸钾KBF4粉末(Ti与B原子比为1:2.2)倒入，充分反应40min后浇铸得到Al-TiB2中间合金块体，Al-TiB2中间合金中TiB2含量在10wt.％，尺寸在
120nm。将纯Mg、纯Al、Zn锭与Al-TiB2中间合金块体在氩气保护下升温至750℃熔化，保温10min后加入精炼剂(成分为32wt.％的NaCl，24wt.％的CaF2，44wt.％的MgCl2)剧烈搅拌，去除表面浮渣，熔体温度在710℃时浇铸进预热至350℃的低碳钢模具中获得铸锭。
将复合材料铸锭进行固溶处理，固溶温度为390℃，保温时间为26h。然后进行多道次热轧，道次间退火温度380℃，单道次压下量为15％得到厚度在1mm的复合材料板材。复合材料板材与原始厚度为0.5mm的纯镁箔表面清洗干净，两种材料交替逐层堆叠到30层，总厚度20mm；然后将其放入真空热压烧结炉中以8℃/s升温至550℃，施加30MPa压力，保压时间50min后随炉冷至室温获得层状镁/镁基复合材料。
最后，将层状复合材料进行多道次热轧，道次间退火温度350℃，退火时间5min，单道次压下量为25％，总变形量在60％，层状镁-镁基复合材料板材的厚度为1mm，镁与镁基复合材料层间距在80μm。在层状镁/镁基复合材料板材中，以质量百分比计，包括6.8％Al，0.6％％Zn，0.3％Mn，1.0％TiB2，余量为Mg。
该条件下镁与镁基复合材料层间距为80μm，层间距离减小，之间的软相减小，制备得到的复合材料板材的塑性较高；TiB2含量增加，且尺寸细小，适中的Al含量，层状复合材料在350℃热轧会析出纳米级析出相，这保证最终的层状复合材料板材具有较高的强度。
实施例3
纯铝放入电阻炉中加热至900℃熔化，将混合均匀的氟钛酸钾K2TiF6和氟硼酸钾KBF4粉末(Ti与B原子比为1:2.2)倒入，充分反应50min后浇铸得到Al-TiB2中间合金块体，Al-TiB2中间合金中TiB2含量在10wt.％，尺寸在150nm。。将纯Mg、纯Al、Zn锭与Al-TiB2中间合金块体在氩气保护下升温至720℃熔化，保温10～30min后加入精炼剂(成分为34wt.％的NaCl，28wt.％的CaF2，38wt.％的MgCl2)剧烈搅拌，去除表面浮渣，熔体温度在710℃时浇铸进预热至300℃的低碳钢模具中获得铸锭。
将复合材料铸锭进行固溶处理，固溶温度为400℃，保温时间为24h。然后进行多道次热轧，道次间退火温度400℃，单道次压下量为15％得到厚度0.5mm的复合材料板材。复合材料板材与原始厚度为0.5mm的纯镁箔表面清洗干净，两种材料交替逐层堆叠到30层，总厚度15mm；然后将其放入真空热压烧结炉中以10℃/s升温至560℃，施加30MPa压力，保压时间40min后随炉冷至室温获得层状镁/镁基复合材料。
最后，将层状复合材料进行多道次热轧，道次间退火温度400℃，退火时间10min，单道次压下量为20％，总变形量在70％，层状镁-镁基复合材料板材的厚度为1.5mm，镁与镁基复合材料层间距在50μm。在层状镁/镁基复合材料板材中，以质量百分比计，包括5.6％Al，0.3％％Zn，0.2％Mn，1.5％TiB2，余量为Mg。
该条件下镁与镁基复合材料层间距为50μm，层间距离减小，之间的软相减小，制备得到的复合材料板材的塑性较高；TiB2含量最高，且尺寸细小，这保证最终的层状复合材料板材具有很高的强度。
实施例4
纯铝放入电阻炉中加热至950℃熔化，将混合均匀的氟钛酸钾K2TiF6和氟硼酸钾KBF4粉末(Ti与B原子比为1:2.2)倒入，充分反应35min后浇铸得到Al-TiB2中间合金块体，Al-TiB2中间合金中TiB2含量在15wt.％，尺寸在255nm。将纯Mg、纯Al、Zn锭与Al-TiB2中间合金块体在氩气保护下升温至745℃熔化，保温10min后加入精炼剂(成分为30wt.％的NaCl，28wt.％的CaF2，42wt.％的MgCl2)剧烈搅拌，去除表面浮渣，熔体温度在715℃时浇铸进预热至325℃的低碳钢模具中获得铸锭。
将复合材料铸锭进行固溶处理，固溶温度为410℃，保温时间为15h。然后进行多道次热轧，道次间退火温度430℃，单道次压下量为20％得到厚度在0.6mm的复合材料板材。复合材料板材与原始厚度为0.5mm的纯镁箔表面清洗干净，两种材料交替逐层堆叠到40层，总厚度20mm；然后将其放入真空热压烧结炉中以15℃/s升温至590℃，施加20MPa压力，保压时间20min后随炉冷至室温获得层状镁/镁基复合材料。
最后，将层状复合材料进行多道次热轧，道次间退火温度300℃，退火时间8min，单道次压下量为25％，总变形量在60％，层状镁-镁基复合材料板材的厚度为8mm，镁与镁基复合材料层间距在25μm。在层状镁/镁基复合材料板材中，以质量百分比计，包括3.1％Al，0.6％％Zn，0.2％Mn，1.5％TiB2，余量为Mg。
该条件下镁与镁基复合材料层间距为25μm，层间距离较小，软相数量少，TiB2含量很高，且尺寸细小；虽然Al含量较低，层状复合材料在300℃热轧会在镁基复合材料层析出纳米级析出相，TiB2增强相和纳米析出相使得镁基复合材料曾具有极高的强度和硬度，这种软-硬交替的层状组织保证层状复合材料板材具有非常高的强度与塑性。
实施例5
纯铝放入电阻炉中加热至1000℃熔化，将混合均匀的氟钛酸钾K2TiF6和氟硼酸钾KBF4粉末(Ti与B原子比为1:2.2)倒入，充分反应30min后浇铸得到Al-TiB2中间合金块体，Al-TiB2中间合金中TiB2含量在15wt.％，尺寸在300nm。将纯Mg、纯Al、Zn锭与Al-TiB2中间合金块体在氩气保护下升温至750℃熔化，保温10min后加入精炼剂(成分为33wt.％的NaCl，26wt.％的CaF2，41wt.％的MgCl2)剧烈搅拌，去除表面浮渣，熔体温度在720℃时浇铸进预热至350℃的低碳钢模具中获得铸锭。
将复合材料铸锭进行固溶处理，固溶温度为420℃，保温时间为10h。然后进行多道次热轧，道次间退火温度450℃，单道次压下量为25％得到厚度在1mm的复合材料板材。复合材料板材与原始厚度为0.1mm的纯镁箔表面清洗干净，两种材料交替逐层堆叠到50层，总厚度25mm；然后将其放入真空热压烧结炉中以15℃/s升温至590℃，施加20MPa压力，保压时间20min后随炉冷至室温获得层状镁/镁基复合材料。
最后，将层状复合材料进行多道次热轧，道次间退火温度450℃，退火时间5min，单道次压下量为25％，总变形量在80％，层状镁-镁基复合材料板材的厚度为5mm，镁与镁基复合材料层间距在10μm。在层状镁/镁基复合材料板材中，以质量百分比计，包括5.9％Al，0.8％％Zn，0.3％Mn，1.5％TiB2，余量为Mg。
该条件下镁与镁基复合材料层间距为10μm，层间距离较小，软相数量少，TiB2含量很高，且尺寸细小，获得的层状复合材料的强度显著增加；设计较高的Al含量，但层状复合材料在450℃热轧温度较高，无纳米级析出相，且晶粒尺寸增加，复合材料的塑性相比实施例4会有增加。
综上所述，本发明一种层状镁-镁基复合材料板材及其制备方法和应用，传统金属-陶瓷颗粒层状复合材料存在变形时硬区应力集中严重的问题，该发明设计了镁基体-陶瓷颗粒增强镁基复合材料呈层状分布的非均匀构型，其中硬区中增强颗粒均匀分布，变形时应力集中减缓，并且使用原位反应合成增强相，与基体界面结合牢固，载荷能够有效传递，有望解决复合材料强度和塑韧性失配的难题。此外，通过调控层状复合材料中TiB2颗粒含量、尺寸、层间距和热轧参数可以灵活、精准地调控层状复合材料板材的强度和塑韧性。尤其，层状复合材料板材的力学性能优异，可应用于航空航天、新能源汽车、医疗等领域，制备工艺简单、参数可任意调控，无需特殊设备，适合大规模产业化生产。
最后应说明的是：以上各实施例仅用以说明本发明的技术方案，而非对其限制；尽管参照前述各实施例对本发明进行了详细的说明，本领域的普通技术人员应当理解：其依然可以对前述各实施例所记载的技术方案进行修改，或者对其中部分或者全部技术特征进行等同替换；而这些修改或者替换，并不使相应技术方案的本质脱离本发明各实施例技术方案的范围。

Claims (10)

1.一种层状镁-镁基复合材料板材制备方法，其特征在于，包括以下步骤：
S1、将纯Al熔化后加入混合均匀的氟钛酸钾K2TiF6和氟硼酸钾KBF4粉末，充分反应后浇铸得到Al-TiB2中间合金块体；
S2、将纯Mg、纯Al、Zn锭与步骤S1制得的Al-TiB2中间合金块体在氩气保护下经升温熔化和保温后，加入精炼剂剧烈搅拌，浇铸获得铸锭；
S3、对步骤S2获得的铸锭进行固溶处理，然后进行多道次热轧，道次间退火后得到厚度为0.1～1mm的复合材料板材；
S4、将步骤S3得到的复合材料板材与镁箔交替逐层堆叠10～50层，然后进行真空烧结处理，降温获得厚度为10～30mm的层状镁/镁基复合材料；
S5、将步骤S4制备的层状镁/镁基复合材料进行多道次热轧，道次间退火，得到层状镁/镁基复合材料板材。
2.根据权利要求1所述的层状镁-镁基复合材料板材制备方法，其特征在于，步骤S1中，纯Al与K2TiF6和KBF4粉末的反应温度为700～900℃，Al-TiB2中间合金中TiB2的含量为5～15wt.％，Al-TiB2中间合金的TiB2颗粒尺寸为50～300nm。
3.根据权利要求1所述的层状镁-镁基复合材料板材制备方法，其特征在于，步骤S2中，升温熔化的温度为700～750℃，保温时间为10～30min，浇铸的温度为700～720℃，浇铸前模具的预热温度为200～350℃。
4.根据权利要求1所述的层状镁-镁基复合材料板材制备方法，其特征在于，步骤S2中，精炼剂的成分为30～36wt.％的NaCl，20～28wt.％的CaF2，36～44wt.％的MgCl2。
5.根据权利要求1所述的层状镁-镁基复合材料板材制备方法，其特征在于，步骤S3中，固溶处理的温度为380～420℃，保温时间为10～30h；道次间退火的温度为350～450℃，单道次压下量为10％～25％。
6.根据权利要求1所述的层状镁-镁基复合材料板材制备方法，其特征在于，步骤S4中，烧结温度为530～590℃，升温速率为5～15℃/s，压力为20～50MPa，保压时间为20～60min，随炉冷至室温。
7.根据权利要求1所述的层状镁-镁基复合材料板材制备方法，其特征在于，步骤S5中，道次间退火温度300～450℃，退火时间5～20min，单道次压下量为10％～25％。
8.根据权利要求1至7中任一项所述层状镁-镁基复合材料板材制备方法制备的层状镁-镁基复合材料板材，其特征在于，以质量百分比计，包括3.1％～8.9％的Al，0.1％～0.8％的Zn，0％～0.3％的Mn，0.5～2.5％的TiB2，余量为Mg。
9.根据权利要求8所述的层状镁-镁基复合材料板材，其特征在于，层状镁-镁基复合材料板材的厚度为1～10mm，镁与镁基复合材料的层间距为10～100μm，总变形量为60％～80％。
10.一种如权利要求8所述层状镁-镁基复合材料板材在航空航天、新能源汽车或医疗领域中的应用。
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Cited By (1)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
CN114602972A (zh) * 2022-03-10 2022-06-10 湖南工程学院 一种高塑性各向同性镁合金板材及其制备方法

Citations (3)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
CN101514437A (zh) * 2009-04-03 2009-08-26 哈尔滨工业大学 高强韧高阻尼超细晶异质镁合金层状复合板的制备方法
CN104131143A (zh) * 2013-09-11 2014-11-05 沈阳航空航天大学 一种制备镁合金超薄带材的方法
CN110195182A (zh) * 2019-04-30 2019-09-03 西安交通大学 一种双尺寸复相颗粒增强镁基复合材料及其制备方法

Patent Citations (3)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
CN101514437A (zh) * 2009-04-03 2009-08-26 哈尔滨工业大学 高强韧高阻尼超细晶异质镁合金层状复合板的制备方法
CN104131143A (zh) * 2013-09-11 2014-11-05 沈阳航空航天大学 一种制备镁合金超薄带材的方法
CN110195182A (zh) * 2019-04-30 2019-09-03 西安交通大学 一种双尺寸复相颗粒增强镁基复合材料及其制备方法

Cited By (1)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
CN114602972A (zh) * 2022-03-10 2022-06-10 湖南工程学院 一种高塑性各向同性镁合金板材及其制备方法

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