CN1548572A

CN1548572A - 高强度镁基金属玻璃内生复合材料

Info

Publication number: CN1548572A
Application number: CNA031116949A
Authority: CN
Inventors: 晗麻; 麻晗; 徐坚; 马恩
Original assignee: Institute of Metal Research of CAS
Current assignee: Institute of Metal Research of CAS
Priority date: 2003-05-16
Filing date: 2003-05-16
Publication date: 2004-11-24
Anticipated expiration: 2023-05-16
Also published as: CN1242088C

Abstract

本发明提供了一类高强度镁基金属玻璃内生复合材料，其特征在于：该复合材料为含有内生韧性固溶体颗粒或枝晶的多组元Mg基非晶态合金，颗粒或枝晶为合金元素含量低于10％的富Fe、富Cr或富Nb相，尺寸范围为1～30μm，体积百分数3～30％。基体合金成分的表达式为：Mg_aCu_bY_cM_dT_eX_f，M为Zn、Ag、Co、Ni、Pd中的至少一种元素，T为La、Ce、Nd、Sm、Gd和Mm中的至少一种元素，X为Fe、Cr、Nb中的至少一种元素，a＝50～70％，b＝5～30％，c＝7～15％，d＝0～12％，e＝0.01～5％，f＝5～20％，a+b+c+d+e+f＝100％。具有本发明这种显微结构的复合材料压缩断裂强度可达到700～900MPa。

Description

高强度镁基金属玻璃内生复合材料

技术领域：

本发明涉及非晶态合金(或金属玻璃)，特别提供了一类含有内生韧性固溶体颗粒或枝晶、多组元Mg基非晶态合金为基体的复合材料。

背景技术：

与常规多晶体金属材料相比，非晶态合金(亦称金属玻璃)的主要结构特征为原子排列没有长周期性的有序度，也没有晶界。因此具有高强度、耐腐蚀、各向同性等优异的性能。在汽车、飞行器、微型机械、微电子、体育用品、精密仪器、防盗设备、能量转换、医用材料等领域具有广泛的应用前景。非晶态合金通常是将合金熔体冷却至低于它的玻璃转变温度(一般用T_g表示)，避免发生明显的晶体形核与结晶，从而凝固形成非晶态(或玻璃态)结构的合金。普通的金属与合金从液态冷却时将发生结晶。然而，有些金属或合金以足够快的冷却速率冷却时可以过冷，在室温下仍保持为极度粘滞的液相或者是玻璃相。所需的典型冷却速率大约为10⁴K/秒至10⁶K/秒。为了实现这样快的冷却速率，需要将很薄的金属薄片(例如，厚度小于100微米)或者熔化金属的小熔滴与保持在室温附近的导热基板相接触。制约非晶态材料小尺度的原因主要是由于必须以足够的速率抽取热量以抑制结晶发生。因此，以前发展的大多数非晶态合金只能够得到粉末、薄带、细丝、薄片等形态，这些粉末、薄带、细丝、薄片可通过将合金熔体喷射在快速转动的冷却铜辊上、滴落在冷却的金属锤砧之间或者是将冷却的基板快速移动通过狭窄的喷嘴等方法来获得。

金属玻璃抵抗结晶的能力是与由熔体冷却形成玻璃所需要的冷却速率相关的，这表现在制备过程中将合金熔体在低于熔化温度过冷时的热稳定性。抑制结晶发生所需要的理想冷却速率为1K/秒至10³K/秒数量级或者更低。随着临界冷却速率的降低，人们可以获得更长的制备时间，制备出具有更大横截面的部件。这样的合金在加热至玻璃转变温度以上温度时有足够的时间进行工业规模的加工处理，而不发生结晶。探索与发现这样的合金一直是人们不懈努力和追求的目标。

通常情况下合金的本征玻璃形成能力以及合金熔体的热稳定性直接依赖于合金的化学成分。合金成分的复杂化或多元化(即由多种合金元素组成)可以改进提高合金的本征非晶形成能力，降低玻璃相形成的临界冷却速率。以前的研究发现，由两种元素组成的Mg-Zn(Ga、Gd)等二元合金，Mg-Zn(Sn)-Ga、Mg-Zn-Au、Mg-Cu-Ca、Mg-TM-X(TM为Cu或Ni，X为Sn、Si、Ge、Zn、Sb、Bi或In)、Mg-TM-RE(TM为Cu或Ni，RE为稀土Y、Nd、La、Ce)、Mg-TM-AE(TM为Cu或Ni，AE为碱土Ca、Sr、Ba)等三元合金，Mg-Li(Al、Zn、Ni、Co、Ag)-Cu-Y等四元合金，Mg-Cu-Ag-Zn(Ni、Co、Pd)-Y等五元合金，在某些特定的成分范围可由熔体冷却形成非晶态合金。不同合金形成金属玻璃的临界冷却速率范围从10⁶K/秒数量级至50K/秒数量级，四元以上合金的玻璃形成临界冷却速率明显低于二元和三元合金，具有更强的玻璃形成能力。

例如，Mg₆₅Cu₂₀Zn₅Y₁₀、Mg₆₅Cu₁₅Ag₁₀Y₁₀(下标为原子百分比)合金可采用铜模浇铸形成直径为4～6mm的金属玻璃棒。

室温条件下，Mg基非晶态合金的强度要比晶体结构的Mg普通合金高1～2倍。然而，尽管Mg基非晶态合金具有很高的断裂强度(σ_f)和弹性应变极限(ε_e)，但由于形变过程中内部局域剪切带形成的高度集中，导致材料在出现明显的宏观塑性之前便发生灾难性断裂，使其应用受到限制。解决这一问题的途径之一是通过引入韧性的第二相颗粒，抑制局域剪切带的萌生，促进多重剪切带的形成，进一步增强非晶态合金基体，改善其韧性和塑性，即形成韧性的第二相颗粒弥散分布于Mg基非晶态合金基体上的复合材料。

在非晶态合金引入韧性的第二相颗粒，可采用与通常制备晶态金属基复合材料类似的方法，直接将第二相颗粒添加至合金熔体中，熔体冷却后即形成复合材料。这种方法的缺陷在于(1)不易实现第二相颗粒在基体上的均匀分布；(2)易于将第二相颗粒表面附着的氧、碳等杂质带入合金熔体，最终在材料中产生宏观缺陷或与合金中的主要元素发生反应，导致合金的非晶形成能力下降，冷却后不能够形成玻璃态；(3)第二相颗粒不易与基体合金形成良好的界面结合，材料的失效易在界面处发生。

在非晶态合金中引入韧性的第二相颗粒、形成复合材料最为理想的方法是使第二相颗粒或枝晶在合金的冷却过程中优先沉淀析出，而剩余合金熔体所具有的化学成分仍可保证在冷却至玻璃温度时冻结成为玻璃态(或非晶态)作为基体，即形成内生的韧性第二相颗粒或枝晶/非晶态合金基体的复合材料。由此形成的“内生复合材料”大大减少了杂质含量的引入，可实现第二相颗粒或枝晶与基体界面的良好结合。简化、缩短了复合材料的制备工艺过程与成本。复合材料的强度与韧、塑性与单一非晶相结构的合金相比较，均有明显的改进与提高。获得“内生复合材料”的合金成分设计应使作为沉淀析出颗粒或枝晶的主元素与基体非晶相中的主元素之间具有正的混合热，可形成稀释固溶体，但不易形成脆性的金属间化合物。

发明的技术内容：

本发明的目的在于提供一类高强度镁基金属玻璃内生复合材料，该种复合材料在保持原有镁基金属玻璃高强度、高耐蚀性的特点外，还具有良好的韧性。

本发明提供了一类高强度镁基金属玻璃内生复合材料，其特征在于：该复合材料为含有内生韧性固溶体颗粒或枝晶的多组元Mg基非晶态合金，颗粒或枝晶为合金元素含量低于10％的富Fe、富Cr或富Nb相，尺寸范围为1～30μm，体积百分数3～30％。

本发明高强度镁基金属玻璃内生复合材料中，基体合金成份的表达式可以为：Mg_aCu_bY_cX_f，其中a、b、c、f为原子百分比，X为Fe、Cr、Nb中的至少一种元素，a＝50～70％，b＝5～30％，c＝7～15％，f＝5～20％，a+b+c+f＝100％。

本发明高强度镁基金属玻璃内生复合材料中，基体合金成份的表达式可以为：Mg_aCu_bY_cM_dx_f，其中a、b、c、d、f为原子百分比，M为Zn、Ag、Co、Ni、Pd中的至少一种元素，X为Fe、Cr、Nb中的至少一种元素，a＝50～70％，b＝5～30％，c＝7～15％，d＝2～12％，f＝5～20％，a+b+c+d+f＝100％。

本发明高强度镁基金属玻璃内生复合材料中，基体合金成份的表达式可以为：Mg_aCu_bY_cT_eX_f，其中a、b、c、e、f为原子百分比，T为La、Ce、Nd、Sm、Gd、混合稀土Mm中的至少一种元素，X为Fe、Cr、Nb中的至少一种元素，a＝50～70％，b＝5～30％，c＝7～15％，e＝0.01～5％，f＝5～20％，a+b+c+e+f＝100％。

本发明高强度镁基金属玻璃内生复合材料中，基体合金成份的表达式可以为：Mg_aCu_bY_cM_dT_eX_f，其中a、b、c、d、e、f为原子百分比，M为Zn、Ag、Co、Ni、Pd中的至少一种元素，T为La、Ce、Nd、Sm、Gd、混合稀土Mm中的至少一种元素，X为Fe、Cr、Nb中的至少一种元素，a＝50～70％，b＝5～30％，c＝7～15％，d＝2～12％，e＝0.01～5％，f＝5～20％，a+b+c+d+e+f＝100％。

本发明高强度镁基金属玻璃内生复合材料中，基体合金中的氧含量最好不超过0.1％重量。

本发明高强度镁基金属玻璃内生复合材料的几何形状取决于熔体浇铸所使用的模具，为圆柱体、棱柱、薄板、多面体等形状的零部件。

本发明还提供了上述高强度镁基金属玻璃内生复合材料的制备方法，其特征在于：将给定的合金成分表达式配制合金，将合金熔体以大于100℃/秒的冷却速率冷却至室温，形成内生的韧性固溶体颗粒或枝晶弥散分布于Mg基非晶相基体上的复合材料。

按照上述方法生产的本发明铸态复合材料，其轴向压缩断裂强度可达到700～900MPa。

为了保证由熔体冷却形成玻璃相(即非晶相)，本发明提供的合金，Mg含量不能低于50％，也不能超过70％。这一范围之外的Mg含量使合金的玻璃形成能力下降，不易在较低的冷却速率下获得玻璃态的合金。合金中Cu元素的作用为提高玻璃形成能力，Cu的含量不能高于30％，否则在熔体冷却过程中易于析出金属间化合物相，形成结晶的核心，导致玻璃形成能力迅速下降。合金中Y元素的作用为提高玻璃形成能力和吸收杂质氧，Y含量不能低于7％，也不能超过15％。M(Zn、Ag、Co、Ni、Pd)元素可以增强合金的玻璃形成能力，并提供合金的韧性。T(La、Ce、Nd、Sm、Gd、Mm)元素可以增强合金的玻璃形成能力吸收杂质氧。X(Fe、Cr、Nb)元素与基体非晶相中的主元素之间具有正的混合热，可形成稀释固溶体，但不易形成金属间化合物，在熔体冷却过程中沉淀析出，形成内生的韧性固溶体相颗粒或枝晶。X元素含量不能低于5％，低于5％时复合材料中的固溶体相颗粒或枝晶体积相对量太少，对提高合金的强度与韧性没有明显的作用。固溶体相颗粒或枝晶的相对量随着X元素含量的提高而增加，材料的强度与韧性也随之提高。但X元素含量也不可大于20％，否则会导致熔体浇铸时流动性和成型性变坏，同时增大合金的比重，降低合金的比强度，影响镁合金的应用。

本发明提供的Mg基金属玻璃内生复合材料中允许存在有少量杂质，如氢、氧、氮、碳、磷等，杂质元素主要来自于起始材料、合金冶炼过程中的气氛、坩埚材料等。许多合金(如Zr基、Fe基等)的玻璃形成能力对杂质的引入极为敏感，少量的杂质存即可明显地导致合金玻璃形成能力的下降。例如，合金中的氧含量超过氧的固溶度，会析出金属氧化物相，成为结晶时非均匀形核的形核质点，从而导致过冷液体稳定性的急剧下降，最终在冷却过程中无法形成玻璃相。本发明提供合金的主要元素Mg和稀土(如Y、La、Ce、Nd、Sm、Gd、Mm等)是非常活泼的元素，与氧等气相杂质元素具有很强的亲和力，杂质元素的引入在合金的制备与铸造过程中难以避免，但只要适当控制合金成分，少量的镁氧化物和稀土氧化物的存在仍可保证合金具有较好的玻璃形成能力。尽管如此，合金中的氧含量不宜超过0.1％(重量比)。

一般地说，采用低于10²K/秒数量级的冷却速率冷却合金熔体，在固溶体第二相颗粒或枝晶沉淀析出后，剩余的合金熔体可以避免完全结晶发生，凝固后的合金中玻璃相(或非晶相)含量体积百分数不少于剩余的合金熔体的90％。一般说来，块体材料厚度差异的1个数量级代表冷却速率2个数量级的差异。例如，完全为玻璃相的厚度大约为1毫米的圆棒，其冷却速率大致相当于500K/秒。许多常见的加工技术均易于实现这样的冷却速率，诸如，将合金熔体铸入循环水冷却的铜模来生产厚度大于1毫米的非晶材料的块、板、棒或者近净形零件。本发明提供的合金可将合金熔体以大于100℃/秒的冷却速率冷却至室温，即采用普通的铜模浇铸，即可形成“内生复合材料”。内生的韧性固溶体颗粒或枝晶的尺寸范围为1～30μm。内生固溶体相的体积百分数不少于3％，剩余为非晶态相。复合材料几何形状取决于熔体浇铸所使用的模具，可为圆柱体、棱柱、薄板、多面体等形状的零部件。

附图说明：

图1为铜模浇铸获得的铸态圆棒，

a)直径为4mm、长度50mm的Mg₅₉Cu₁₈Zn₅Y₉Fe₉合金(实施例1)，

b)直径为6mm、长度53mm的Mg₅₉Cu₁₃Zn₅Ag₅Y₉Fe₉合金(实施例2)，

c)直径为8mm、长度22mm的Mg₅₇Cu₆Ni₆Zn₄Ag₄Y₉Fe₁₄合金(实施例5)；

图2为六种合金铜模浇铸圆棒横截面的X-射线衍射谱(Cu靶)，

a)Mg₅₉Cu₁₈Zn₅Y₉Fe₉(实施例1)，

b)Mg₅₉Cu₁₃Zn₅Ag₅Y₉Fe₉(实施例2)，

c)Mg₅₄Cu₁₃Zn₄Ag₄Y₈Fe₁₇(实施例3)

d)Mg₅₈Cu₇Ni₇Zn₅Ag₅Y₉Fe₉(实施例4)，

e)Mg₅₇Cu₆Ni₆Zn₄Ag₄Y₉Fe₁₄(实施例5)，

f)Mg₅₉Cu₁₃Zn₅Ag₅Y₉Cr₉(实施例6)

图3为六种合金铜模浇铸圆棒横截面的扫描电子显微相(SEM)(背散射模式)，

a)Mg₅₉Cu₁₈Zn₅Y₉Fe₉(实施例1)，

b)Mg₅₉Cu₁₃Zn₅Ag₅Y₉Fe₉(实施例2)，

c)Mg₅₄Cu₁₃Zn₄Ag₄Y₈Fe₁₇(实施例3)

d)Mg₅₈Cu₇Ni₇Zn₅Ag₅Y₉Fe₉(实施例4)，

e)Mg₅₇Cu₆Ni₆Zn₄Ag₄Y₉Fe₁₄(实施例5)，

f)Mg₅₉Cu₁₃Zn₅Ag₅Y₉Cr₉(实施例6)

图4为六种合金铜模浇铸圆棒的差示扫描量热(DSC)曲线(连续加热模式，加热速率为20K/min)，

a)Mg₅₉Cu₁₈Zn₅Y₉Fe₉(实施例1)，

b)Mg₅₉Cu₁₃Zn₅Ag₅Y₉Fe₉(实施例2)，

c)Mg₅₄Cu₁₃Zn₄Ag₄Y₈Fe₁₇(实施例3)

d)Mg₅₈Cu₇Ni₇Zn₅Ag₅Y₉Fe₉(实施例4)，

e)Mg₅₇Cu₆Ni₆Zn₄Ag₄Y₉Fe₁₄(实施例5)，

f)Mg₅₉Cu₁₃Zn₅Ag₅Y₉Cr₉(实施例6)

图5为六种合金铜模浇铸圆棒轴向压缩测试得到的应力-应变曲线，加载的应变速率为1×10^-4秒^-1。为便于观察，曲线在应变坐标上进行了相对移动。

a)Mg₅₉Cu₁₈Zn₅Y₉Fe₉(实施例1)，

b)Mg₅₉Cu₁₃Zn₅Ag₅Y₉Fe₉(实施例2)，

c)Mg₅₄Cu₁₃Zn₄Ag₄Y₈Fe₁₇(实施例3)

d)Mg₅₈Cu₇Ni₇Zn₅Ag₅Y₉Fe₉(实施例4)，

e)Mg₅₇Cu₆Ni₆Zn₄Ag₄Y₉Fe₁₄(实施例5)，

f)Mg₅₉Cu₁₃Zn₅Ag₅Y₉Cr₉(实施例6)

具体实施方式：

实施例1 Mg₅₉Cu₁₈Zn₅Y₉Fe₉合金

以市售纯金属Mg、Zn、Cu、Y、Fe元素的棒、块、锭、板等块体材料(纯度高于99.8％，重量百分比)为起始材料，首先在经过钛纯化的氩气气氛下电弧熔炼Cu-Y-Fe三元合金作为中间合金，再将Cu-Y-Fe中间合金与Mg、Zn元素材料在惰性气氛下感应熔炼成母合金锭，合金的成分(原子百分比，下同)为Mg₅₉Cu₁₈Zn₅Y₉Fe₉。母合金锭需反复熔炼数次以保证成分的均匀性。取适量母合金材料放置于带有喷嘴的石英管中，在惰性气氛下经感应加热重新熔化后将合金熔体用适当压力的惰性气体喷射到石英管下面的水冷铜模中。铜模内腔的几何形状为φ4mm×50mm(可根据需要选择不同的直径和长度或其它几何形状)。熔体冷却后形成直径4mm、长度50mm的圆棒，见图2a。圆棒横断面经机械抛光后用于扫描电子显微镜(SEM)观察(背散射模式)和X射线衍射(XRD)分析。取直径4mm、高度8mm为试样，用于轴向压缩性能测试，加载的应变速率为1×10^-4秒^-1。自铸态圆棒上取少量试样(约10～20mg)用于差示扫描量热(DSC)分析。XRD谱证实整个铸态圆棒为非晶相、α-Fe相和少量Fe₁₇Y₂相，见图2a。SEM观察显示，尺寸为1～30μm的α-Fe颗粒和枝晶弥散分布于非晶相基体上，Fe颗粒和枝晶的体积百分数约为5％，见图3a。能量色散X射线谱(EDX)分析证实，α-Fe颗粒和枝晶的成分基本为纯Fe，基体的成分为Mg₆₄Cu₂₁Zn₅Y₁₀。DSC曲线可观察到由于玻璃转变引起的放热台阶和晶化转变引起的若干放热反应，见图4a。这些结果显示，铸态圆棒形成α-Fe固溶体颗粒和枝晶弥散分布于Mg₆₄Cu₂₁Zn₅Y₁₀非晶相基体上的复合材料。由轴向压缩试验测得该复合材料的断裂强度σ_f和弹性应变极限ε_e分别为851MPa和3.6％，见图5a。复合材料的轴向压缩σ_f和ε_e数据列于表1。

实施例2 Mg₅₉Cu₁₃Zn₅Ag₅Y₉Fe₉合金

母合金配制和熔体浇铸等过程与实施例1相同。图1b)示出熔体铜模浇铸得到的直径6mm、长度53mm的圆棒。XRD、SEM、DSC分析以及轴向压缩试验过程与实施例1相同。结果显示，铸态圆棒形成尺寸为1～20μm的α-Fe颗粒弥散分布于Mg₆₄Cu₁₆Zn₅Ag₅Y₁₀非晶相基体上的复合材料，Fe颗粒的体积百分数约为5％。XRD、SEM、DSC分析和轴向压缩试验的结果分别见图2b、图3b、图4b和图5b。复合材料的轴向压缩σ_f和ε_e数据列于表1。

实施例3 Mg₅₄Cu₁₃Zn₄Ag₄Y₈Fe₁₇合金

母合金配制和熔体浇铸等过程与实施例1相同。XRD、SEM、DSC分析以及轴向压缩试验过程与实施例1相同。结果显示，铸态圆棒形成尺寸为1～20μm的α-Fe颗粒弥散分布于Mg₆₄Cu₁₇Zn₅Ag₅Y₉非晶相基体上的复合材料，Fe颗粒的体积百分数约为10％。XRD、SEM、DSC分析和轴向压缩试验的结果分别见图2c、图3c、图4c和图5c。复合材料的轴向压缩σ_f和ε_e数据列于表1。

实施例4 Mg₅₈Cu₇Ni₇Zn₅Ag₅Y₉Fe₉合金

母合金配制和熔体浇铸等过程与实施例1相同。XRD、SEM、DSC分析以及轴向压缩试验与实施例1相同。结果显示，铸态圆棒形成尺寸为1～10μm的α-Fe固溶体(95at.％Fe+5at.％Ni)颗粒弥散分布于Mg₆₄Cu₈Ni₇Zn₅Ag₆Y₁₀非晶相基体上的复合材料，富Fe颗粒的体积百分数约为5％。XRD、SEM、DSC分析和轴向压缩试验的结果分别见图2d、图3d、图4d和图5d。复合材料的轴向压缩σ_f和ε_e数据列于表1。

实施例5 Mg₅₇Cu₆Ni₆Zn₄Ag₄Y₉Fe₁₄合金

母合金配制和熔体浇铸等过程与实施例1相同。图1c)示出熔体铜模浇铸得到的直径8mm、长度20mm的圆棒。XRD、SEM、DSC分析以及轴向压缩试验与实施例1相同。结果显示，铸态圆棒形成尺寸为1～10μm的α-Fe固溶体(95at.％Fe+5at.％Ni)颗粒弥散分布于Mg₆₄Cu₈Ni₇Zn₅Ag₆Y₁₀非晶相基体上的复合材料，富Fe颗粒的体积百分数约为8％。XRD、SEM、DSC分析和轴向压缩试验的结果分别见图2e、图3e、图4e和图5e。复合材料的轴向压缩σ_f和ε_e数据列于表1。

实施例6 Mg₅₉Cu₁₃Zn₅Ag₅Y₉Cr₉合金

母合金配制和熔体浇铸等过程与实施例1相同。XRD、SEM、DSC分析以及轴向压缩试验与实施例1相同。结果显示，铸态圆棒形成尺寸为5～30μm的纯Cr颗粒分布于Mg₆₄Cu₁₆Zn₅Ag₅Y₁₀非晶相基体上的复合材料，Cr颗粒的体积百分数约为5％。XRD、SEM、DSC分析和轴向压缩试验的结果分别见图2f、图3f、图4f和图5f。由轴向压缩试验测得的六种合金铜模浇铸圆棒的断裂强度σ_f和弹性应变极限ε_e数据列于表1(应变速率为1×10^-4秒^-1)。

表1 Mg基非晶态合金内生复合材料轴向压缩条件下的断裂强度和弹性极限

实放例合金名义成分断裂强度弹性极限

编号 σ_f(MPa) ε_e(％)

1 Mg₅₉Cu₁₈Zn₅Y₉Fe₉ 851 3.6

2 Mg₅₉Cu₁₃Zn₅Ag₅Y₉Fe₉ 769 3.3

3 Mg₅₄Cu₁₃Zn₄Ag₄Y₈Fe₁₇ 897 3.4

4 Mg₅₈Cu₇Ni₇Zn₅Ag₅Y₉Fe₉ 937 3.5

5 Mg₅₇Cu₆Ni₆Zn₄Ag₄Y₉Fe₁₄ 991 3.7

6 Mg₅₉Cu₁₃Zn₅Ag₅Y₉Cr₉ 779 3.3

Claims

1、一类高强度镁基金属玻璃内生复合材料，其特征在于：该复合材料为含有内生韧性固溶体颗粒或枝晶的多组元Mg基非晶态合金，颗粒或枝晶为合金元素含量低于10％的富Fe、富Cr或富Nb相，尺寸范围为1～30μm，体积百分数3～30％。

2、按照权利要求1所述高强度镁基金属玻璃内生复合材料，其特征在于：合金成份的表达式为：Mg_aCu_bY_cX_f，其中a、b、c、f为原子百分比，X为Fe、Cr、Nb中的至少一种元素，a＝50～70％，b＝5～30％，c＝7～15％，f＝5～20％，a+b+c+f＝100％。

3、按照权利要求1所述高强度镁基金属玻璃内生复合材料，其特征在于：合金成份的表达式为：Mg_aCu_bY_cM_dX_f，其中a、b、c、d、f为原子百分比，M为Zn、Ag、Co、Ni、Pd中的至少一种元素，X为Fe、Cr、Nb中的至少一种元素，a＝50～70％，b＝5～30％，c＝7～15％，d＝2～12％，f＝5～20％，a+b+c+d+f＝100％。

4、按照权利要求1所述高强度镁基金属玻璃内生复合材料，其特征在于：合金成份的表达式为：Mg_aCu_bY_cT_eX_f，其中a、b、c、e、f为原子百分比，T为La、Ce、Nd、Sm、Gd、混合稀土Mm中的至少一种元素，X为Fe、Cr、Nb中的至少一种元素，a＝50～70％，b＝5～30％，c＝7～15％，e＝0.01～5％，f＝5～20％，a+b+c+e+f＝100％。

5、按照权利要求1所述高强度镁基金属玻璃内生复合材料，其特征在于：合金成份的表达式为：Mg_aCu_bY_cM_dT_eX_f，其中a、b、c、d、e、f为原子百分比，M为Zn、Ag、Co、Ni、Pd中的至少一种元素，T为La、Ce、Nd、Sm、Gd、混合稀土Mm中的至少一种元素，X为Fe、Cr、Nb中的至少一种元素，a＝50～70％，b＝5～30％，c＝7～15％，d＝2～12％，e＝0.01～5％，f＝5～20％，a+b+c+d+e+f＝100％。

6、按照权利要求1～5之一高强度镁基金属玻璃内生复合材料，其特征在于：所述合金中的氧含量不超过0.1％重量。

7、按照权利要求1～5之一高强度镁基金属玻璃内生复合材料，其特征在于：复合材料几何形状取决于熔体浇铸所使用的模具，为圆柱体、棱柱、薄板、多面体等形状的零部件。

8、按照权利要求6之一高强度镁基金属玻璃内生复合材料，其特征在于：复合材料几何形状取决于熔体浇铸所使用的模具，为圆柱体、棱柱、薄板、多面体等形状的零部件。

9、一种权利要求1～6所述高强度镁基金属玻璃内生复合材料的制备方法，其特征在于：将给定的合金成分表达式配制合金，将合金熔体以大于100℃/秒的冷却速率冷却至室温，形成内生的韧性固溶体颗粒或枝晶弥散分布于Mg基非晶相基体上的复合材料。