本發(fā)明屬于金屬基復(fù)合材料制造，具體涉及加入納米氮化硅原位獲得三元復(fù)合相增強(qiáng)mg-al系鎂合金基復(fù)合材料，還涉及通過(guò)半固態(tài)射壓成形工藝制備復(fù)雜結(jié)構(gòu)鑄件的方法。

背景技術(shù)：

1、近年來(lái)，隨著綠色輕量化材料的替代需求，越來(lái)越多的鎂合金材料被用于替代鋁合金、鋼和鑄鐵等結(jié)構(gòu)件。然而，鎂及鎂合金的力學(xué)性能較低，彈性模量只有45gpa左右，和這些材料相比存在較大的差距。盡管近年來(lái)，關(guān)于鎂合金力學(xué)性能的提升技術(shù)和新材料已有很大進(jìn)展，眾多學(xué)者和企業(yè)已經(jīng)針對(duì)力學(xué)性能開(kāi)發(fā)了一些系列高強(qiáng)度稀土鎂合金，并得到了比較理想的實(shí)際應(yīng)用效果。然而，目前開(kāi)發(fā)的高強(qiáng)韌鎂合金從強(qiáng)度指標(biāo)上接近或達(dá)到了高強(qiáng)度鋁合金力學(xué)性能指標(biāo)的要求，但是其物理特性——彈性模量仍不能達(dá)到鋁合金或其他金屬材料的指標(biāo)要求。

2、眾所周知，金屬材料的彈性模量是材料本身的一種屬性，是工程材料重要的性能參數(shù)。從宏觀角度而言，彈性模量是衡量材料抵抗彈性變形能力大小的尺度；從微觀角度而言，是原子、離子或分子之間鍵合強(qiáng)度的反映，其值越大，材料發(fā)生一定彈性變形的抗力也越大，即材料剛度越大，亦即在一定應(yīng)力作用下，發(fā)生彈性變形的量越小。通常情況下，彈性模量e是指材料在外力作用下產(chǎn)生單位彈性變形所需要的應(yīng)力，是反映材料抵抗彈性變形能力的指標(biāo)，相當(dāng)于普通彈簧中的剛度。這是衡量材料抵抗彈性變形的能力，也就是表征材料在受到外力作用時(shí)，抵抗彈性變形的難易程度。鎂合金的彈性模量低，意味著在給定的外力條件下，材料產(chǎn)生的彈性變形就越大，不能保持較好的形狀穩(wěn)定性，容易發(fā)生過(guò)度變形。彈性模量與原子間的結(jié)合力密切相關(guān)，結(jié)合力越強(qiáng)，原子間抵抗相對(duì)位移的能力就越強(qiáng)，材料的彈性模量也就越高。彈性模量的大小從另一個(gè)側(cè)面反映了材料內(nèi)部原子間結(jié)合力的強(qiáng)弱。從微觀角度看，材料的彈性變形源于原子間距離的改變。由此可見(jiàn)，凡是影響鍵合強(qiáng)度的因素均能影響材料的彈性模量，如鍵合方式、晶體結(jié)構(gòu)、化學(xué)成分、微觀組織、溫度等。鎂合金是hcp結(jié)構(gòu)，其c軸遠(yuǎn)大于a軸，這是其晶體結(jié)構(gòu)決定的本身屬性。

3、然而，由于合金成分、熱處理狀態(tài)、冷塑性變形等不同，金屬材料的彈性模量e值僅有5％的波動(dòng)?？傮w而言，金屬材料的彈性模量是一個(gè)對(duì)組織不敏感的力學(xué)性能指標(biāo)，合金化、熱處理(纖維組織)、冷塑性變形等對(duì)彈性模量e的影響均較小，同時(shí)環(huán)境溫度、加載速率等外在因素對(duì)其影響也不大，所以一般工程應(yīng)用中均把彈性模量e作為常數(shù)看待。常用材料的彈性模量及熱物理性質(zhì)對(duì)比如表1所示。

4、

5、實(shí)際應(yīng)用中，根據(jù)彈性模量e的大小可以建立應(yīng)力與應(yīng)變的定量關(guān)系，即胡克定律。在彈性限度內(nèi)，應(yīng)力與應(yīng)變成正比，即σ＝eε(σ為應(yīng)力，e為彈性模量，ε為應(yīng)變)。這一關(guān)系為材料力學(xué)性能的分析和計(jì)算提供了重要依據(jù)，使得工程師能夠準(zhǔn)確預(yù)測(cè)材料在不同受力情況下的變形情況，從而進(jìn)行合理的結(jié)構(gòu)設(shè)計(jì)。也就是可以根據(jù)材料的彈性模量等參數(shù)，計(jì)算結(jié)構(gòu)件在載荷作用下的變形情況，從而確保結(jié)構(gòu)件或者設(shè)備的安全性和可靠性。由此可見(jiàn)，在材料研發(fā)和選擇過(guò)程中，彈性模量是重要的參考指標(biāo)，可以對(duì)材料進(jìn)行分類和鑒別，了解材料的基本性能特點(diǎn)。比如，在航空航天領(lǐng)域，為了減輕飛行器重量同時(shí)還需保證結(jié)構(gòu)強(qiáng)度，則會(huì)優(yōu)先選擇彈性模量高、密度小的碳纖維復(fù)合材料等。

6、因此，目前為止，眾多學(xué)者即便在鎂合金制備的時(shí)候采取了很多工藝措施，即使拉伸性能uts≥450mpa，達(dá)到了要求，仍不能使鎂結(jié)構(gòu)材料完全達(dá)到像鋁合金結(jié)構(gòu)件對(duì)彈性模量的要求，比如e≥60gpa，甚至超過(guò)70gpa，這已成為以鎂代鋁的最大障礙。然而，隨著目前輕量化需求日益突出，對(duì)于鎂合金結(jié)構(gòu)件輕量化的應(yīng)用，期望以鎂代鋼鐵、銅、鋁等，尤其提出希望鎂合金能夠全面接近鋁合金的性能指標(biāo)，如拉伸力學(xué)強(qiáng)度、硬度、彈性模量e等指標(biāo)。另外，由于鎂的熔點(diǎn)只有649℃，這也限制了鎂合金在一定溫度下的力學(xué)性能。由此可見(jiàn)，如何能夠解決強(qiáng)度、彈性模量和一定溫度的耐熱性能等不足問(wèn)題，仍是擺在科技工作者面前的棘手問(wèn)題。

7、根據(jù)mg-al二元相圖可知，al在mg中的固溶度最高可達(dá)12.7wt％，具有很強(qiáng)的固溶強(qiáng)化效果，并為析出強(qiáng)化提供了可能。因此，mg-al系合金成為最早設(shè)計(jì)的鑄造鎂合金，也是目前應(yīng)用最廣泛的鎂合金系。然而，大部分mg-al合金需要添加其他合金元素來(lái)達(dá)到相應(yīng)效果，比較有效的添加元素為zn、mn、si和re元素。其中az系列合金是目前使用廣泛的鎂合金系列，最具代表性的牌號(hào)是az31、az80和az91d合金。另外，am60b，zm5等合金在壓鑄鎂合金領(lǐng)域也得到大量應(yīng)用。mg-al合金在凝固和時(shí)效過(guò)程中析出的第二相為β-mg17al12相，其晶體結(jié)構(gòu)為bcc結(jié)構(gòu)，空間群為143m，點(diǎn)陣常數(shù)為1.06nm。mg-al合金中不連續(xù)析出的沉淀相發(fā)生在合金晶界處，取向關(guān)系為(110)β∥(0001)α，[111]β∥[1-210]α，滿足burgers關(guān)系。az91合金中的β-mg17al12析出相分類：①呈片層狀的β-mg17al12相，與基體保持burgers關(guān)系，這一類析出相從形貌即可判定占mg-al合金中析出相的大多數(shù)；②垂直于鎂合金基面的棱柱型β-mg17al12相，取向關(guān)系表達(dá)式為(110)β∥(0001)α，[1-10]β∥[0-110]α，即滿足crawley系；③長(zhǎng)軸與鎂基體c軸夾角為15°的棱柱型γ-mg17al12相，取向關(guān)系為(11-5)β∥(0001)α，[110]∥[10-10]α，即滿足porter關(guān)系。由此可見(jiàn)，晶界上析出的β-mg17al12相熔點(diǎn)較低，導(dǎo)致其在溫度較高時(shí)很難釘扎晶界，抗蠕變性能較差。晶內(nèi)第二類和第三類的析出相垂直于鎂合金基面，能夠較好地阻礙鎂合金的基面滑移，所以能起到較強(qiáng)的強(qiáng)化效果，而第一類析出相平行于鎂合金基面，其強(qiáng)化效果就較差。而且此類析出相沒(méi)有出現(xiàn)g.p.區(qū)和其他過(guò)渡相，這是導(dǎo)致mg-al系合金時(shí)效硬化效果不佳的一個(gè)重要原因。

8、目前，多種陶瓷顆?；蛘呤?、碳納米管已經(jīng)開(kāi)始在鎂合金中應(yīng)用，以期獲得鎂基復(fù)合材料。納米尺度的si3n4顆?；瘜W(xué)性質(zhì)比較穩(wěn)定，可以作為復(fù)合材料的增強(qiáng)體，由于復(fù)合材料獲得的強(qiáng)化效果很大程度取決于將應(yīng)力從基體轉(zhuǎn)移到比較強(qiáng)的增強(qiáng)相的能力，因而如何獲得一個(gè)強(qiáng)的增強(qiáng)相/基體的界面結(jié)合十分關(guān)鍵。

9、專利《sw-cnts和n-sicp增強(qiáng)鎂合金工件及方法》(申請(qǐng)?zhí)枺篶n201911303080.7，授權(quán)公告號(hào)：cn111057972b，授權(quán)公告日：2021年08月06日)，公開(kāi)了sw-cnts和n-sicp增強(qiáng)鎂合金工件，對(duì)彈性模量提高比較顯著?！秅r/n-sicp復(fù)合增強(qiáng)鎂基復(fù)合材料及其制備方法》(申請(qǐng)?zhí)枺篶n201911304582.1，授權(quán)公告號(hào)：cn111057923b，授權(quán)公告日：2021年06月15日)，公開(kāi)了gr/n-sicp復(fù)合增強(qiáng)鎂基復(fù)合材料，該制備方法解決了n-sicp的團(tuán)聚問(wèn)題，對(duì)彈性模量提高有一定作用。然而，上述這些專利均采用的是快速凝固制備的鎂粉或鎂合金粉基礎(chǔ)上通過(guò)塑性變形制備的復(fù)合材料工件或絲材。但是，由于采用了快速凝固技術(shù)制粉，制備工藝繁瑣，制造成本較高。同時(shí)，由于采用擠壓等塑性變形工藝，獲得的復(fù)合材料可能是型材或板材、絲材等簡(jiǎn)單結(jié)構(gòu)形狀，而對(duì)于工業(yè)應(yīng)用的復(fù)雜結(jié)構(gòu)零部件很難實(shí)現(xiàn)。因此，這些鎂基或鎂合金基復(fù)合材料的生產(chǎn)工藝復(fù)雜，綜合成本較高，不能實(shí)現(xiàn)復(fù)雜結(jié)構(gòu)鑄件的實(shí)際成形。

10、金屬基各類復(fù)合材料發(fā)展迅速，應(yīng)用領(lǐng)域也在擴(kuò)大，對(duì)復(fù)合材料的特性也提出了更高的要求。然而，目前關(guān)于鎂基復(fù)合材料的復(fù)合機(jī)理、界面強(qiáng)化機(jī)理等基礎(chǔ)研究仍不充分，尤其是由于鎂的活潑特性，有可能會(huì)發(fā)生化合反應(yīng)，造成顆粒增強(qiáng)相的分解和改變。例如，專利《mg2si強(qiáng)化鎂合金的制備方法》(申請(qǐng)?zhí)枺篶n?200910254577.4，授權(quán)公告號(hào)：cn101781720a，授權(quán)公告日：2011年05月04日)，公開(kāi)了利用sio2粉末或顆粒和鎂錠共同熔化原位自生獲得mg2si強(qiáng)化鎂合金的制備方法。專利《原位自生氮化鋁和鎂二硅增強(qiáng)鎂基復(fù)合材料及其制備方法》(申請(qǐng)?zhí)枺篶n?200710047944.4，授權(quán)公告號(hào)：cn?100491566c，授權(quán)公告日：2009年05月27日)，公開(kāi)了利用鋁箔包好的si3n4顆粒壓入鎂鋁溶體中，原位自生獲得aln和mg2si，并澆鑄于金屬模具凝固后獲得鎂基復(fù)合材料的制備方法。專利《一種原位自生高體積分?jǐn)?shù)mg2si增強(qiáng)mg-al基復(fù)合材料的制備方法》(申請(qǐng)?zhí)枺篶n?201410414061.2，授權(quán)公告號(hào)：cn104131190a，授權(quán)公告日：2016年08月24日)，公開(kāi)了利用純鎂、純鋁和純硅粉按成分配比在氬氣保護(hù)下采用高頻感應(yīng)加熱熔煉獲得母合金錠，再將母合金錠重熔至一定溫度保溫一段時(shí)間之后，在脈沖磁場(chǎng)作用下凝固而獲得原位自生mg2si增強(qiáng)mg-al基復(fù)合材料。這些專利的共同特點(diǎn)均是在熔融的鎂或鎂合金溶液中通過(guò)原位自生獲得mg2si或aln和mg2si來(lái)增強(qiáng)鎂及鎂合金的。其穩(wěn)定性和制備工藝亟待改進(jìn)和完善，增強(qiáng)相的穩(wěn)定性、分布均勻性和基體的力學(xué)性能及耐蝕性能也需要進(jìn)一步提高。

11、目前，根據(jù)表1的數(shù)據(jù)對(duì)比，簡(jiǎn)單利用一種或者兩種顆粒相來(lái)強(qiáng)化鎂合金，獲得鎂基復(fù)合材料存在各種問(wèn)題。采用納米n-si3n4顆粒，甚至采用一些復(fù)合強(qiáng)化顆粒手段已經(jīng)出現(xiàn)，各種工藝也層出不窮。目前為止，復(fù)合材料的熔鑄法使用最多，但是該法存在的最大問(wèn)題也最顯著，比如增強(qiáng)相分布不均勻和穩(wěn)定、增強(qiáng)相顆粒團(tuán)聚、界面問(wèn)題，以及氣孔等缺陷均不能穩(wěn)定控制。

12、隨著航空航天、3c及軍工技術(shù)的發(fā)展和綠色輕量化的市場(chǎng)需求日趨迫切，通過(guò)鎂基復(fù)合材料來(lái)滿足一些特定領(lǐng)域的需求已經(jīng)迫在眉睫，只有這樣才能實(shí)現(xiàn)更高的比強(qiáng)度、模量、硬度、尺寸穩(wěn)定性，以及優(yōu)良的耐磨、耐蝕、減振性能和高溫性能，更好的匹配性能需求。近年來(lái)，由于鎂合金半固態(tài)射壓成形工藝(thixomolding)應(yīng)用日趨廣泛和成熟，通過(guò)專用機(jī)械切割設(shè)備制備的常用原料az80、az91d、am60b、zm5鎂合金，也可以是其他mg-al系鎂合金等顆粒，形狀為長(zhǎng)條狀?？梢?jiàn)，采用半固態(tài)射壓工藝可以制備與普通高壓壓鑄一樣的復(fù)雜結(jié)構(gòu)鑄件。然而，利用半固態(tài)射壓成形(thixomolding)這一鎂合金領(lǐng)域的新工藝制備鎂基或鎂合金基新工藝報(bào)道極少，制備高彈性模量的鎂合金基材料更是少見(jiàn)。

技術(shù)實(shí)現(xiàn)思路

1、本發(fā)明的第一個(gè)目的是提供加入納米氮化硅原位獲得三元復(fù)合相增強(qiáng)mg-al系鎂合金基復(fù)合材料，通過(guò)該材料利用半固態(tài)射壓成形工藝制備的復(fù)雜結(jié)構(gòu)鑄件具有高彈性模量、高剛度、耐高溫和一定的伸長(zhǎng)率。

2、本發(fā)明的第二個(gè)目的是提供通過(guò)半固態(tài)射壓成形工藝制備復(fù)雜結(jié)構(gòu)鑄件的方法，通過(guò)該方法制備得到的鑄件具有高彈性模量、高剛度、耐高溫和一定的伸長(zhǎng)率。

3、本發(fā)明所采用的第一個(gè)技術(shù)方案是，加入納米氮化硅原位獲得三元復(fù)合相增強(qiáng)mg-al系鎂合金基復(fù)合材料，按重量百分比由以下原料組分組成：納米氮化硅顆粒2-10％，余量為mg-al系鎂合金顆粒，以上各組分重量百分比之和為100％。

4、本發(fā)明的特征還在于：

5、納米氮化硅顆粒的尺寸為100nm-500nm，納米氮化硅為α型的納米氮化硅顆粒；mg-al系鎂合金顆粒的合金成分為az80、az91d、am60b、zm5鎂合金或mg-6％al-1％y合金。

6、本發(fā)明所采用的第二個(gè)技術(shù)方案是，通過(guò)半固態(tài)射壓成形工藝制備復(fù)雜結(jié)構(gòu)鑄件的方法，包括以下步驟：

7、步驟1，高能球磨混粉：

8、按照重量百分比分別稱取如下原料：納米氮化硅顆粒2-10％，余量為mg-al系鎂合金顆粒，以上組分重量百分比之和為100％；

9、將稱取的納米氮化硅顆粒及mg-al系鎂合金顆?；旌象w放入球磨機(jī)中，并加入磨球在氬氣保護(hù)下進(jìn)行混粉；

10、步驟2，半固態(tài)射壓成形；

11、將步驟1混粉后的顆粒，通過(guò)半固態(tài)射壓成形生產(chǎn)工藝得到制備(α-si3n4+mg2si+aln)/mg-al系鎂基復(fù)合材料復(fù)雜結(jié)構(gòu)鑄件。

12、本發(fā)明的特征還在于：

13、步驟1中，納米氮化硅顆粒的尺寸為100nm-500nm；mg-al系鎂合金顆粒的合金成分為az80、az91d、am60b、zm5鎂合金或mg-6％al-1％y合金；

14、使用的磨球?yàn)棣?mm的氧化鋯球。

15、步驟1中，在球磨機(jī)中混粉時(shí)間為8小時(shí)-20小時(shí)。

16、步驟1中，球磨的球料重量比為：1：(5-10)，球磨機(jī)轉(zhuǎn)速為40rpm-80rpm。

17、步驟2中，半固態(tài)射壓成形生產(chǎn)工藝使用的設(shè)備為半固態(tài)射壓成型裝置，具體包括有料斗，料斗內(nèi)盛放有混粉后的物料；料斗下方設(shè)置有給料器，料斗與給料器連通；給料器下方設(shè)置有料桶，給料器與料桶側(cè)壁連通，料桶前端設(shè)置有射嘴，料桶的尾端設(shè)置有依次連接的螺旋驅(qū)動(dòng)單元及高速射壓系統(tǒng)，料桶內(nèi)設(shè)置有螺旋剪切推進(jìn)桿，螺旋剪切推進(jìn)桿通過(guò)螺旋驅(qū)動(dòng)單元驅(qū)動(dòng)，料桶外壁設(shè)置有加熱圈；射嘴前端還設(shè)置有射嘴噴口；射嘴噴口一端依次連接有動(dòng)模及靜模，動(dòng)模及靜模內(nèi)部連通構(gòu)成復(fù)雜結(jié)構(gòu)鑄件的鑄型型腔；

18、步驟2中，半固態(tài)射壓成型裝置制備復(fù)合材料復(fù)雜結(jié)構(gòu)鑄件的過(guò)程為：

19、將步驟1混粉后的物料直接置入半固態(tài)射壓成型裝置的料斗中，通過(guò)給料器，混粉后的物料直接進(jìn)入螺旋剪切推進(jìn)器，并通過(guò)旋轉(zhuǎn)驅(qū)動(dòng)器將混粉后的物料螺旋推進(jìn)，并通過(guò)加熱圈對(duì)混粉后的物料進(jìn)行逐級(jí)加熱，直至混粉后的物料部分熔化或晶界分布的β-mg17al12相熔化形成半固態(tài)漿料；通過(guò)半固態(tài)射壓成形工藝，半固態(tài)漿料被螺旋剪切推進(jìn)器通過(guò)高速射壓系統(tǒng)推進(jìn)，并依次通過(guò)射嘴與射嘴噴口高速射壓入由動(dòng)模和靜模組成的專用模具型腔中，半固態(tài)漿料在專用模具中，在高壓下結(jié)晶、形核和長(zhǎng)大，實(shí)現(xiàn)凝固過(guò)程，制備成(α-si3n4+mg2si+aln)/mg-al系鎂基復(fù)合材料復(fù)雜結(jié)構(gòu)鑄件。

20、步驟2中，加熱圈由預(yù)熱段i加熱圈、預(yù)熱段ii加熱圈、加熱段i加熱圈、加熱段ii加熱圈及噴頭段加熱圈組成；其中，預(yù)熱段i加熱圈和預(yù)熱段ii加熱圈兩段預(yù)熱段加熱圈的預(yù)熱設(shè)置溫度均為450℃-550℃；加熱段i加熱圈和加熱段ii加熱圈兩段加熱段加熱圈的加熱設(shè)置溫度均為550℃-620℃，在噴頭段設(shè)置噴頭段加熱圈的加熱設(shè)置溫度580℃-630℃。

21、本發(fā)明的有益效果是：

22、(1)本發(fā)明材料組織中三元復(fù)合顆粒相(α-si3n4+mg2si+aln)復(fù)合強(qiáng)化mg-al系鎂合金基復(fù)合材料，首先該復(fù)合材料避免了單一顆粒強(qiáng)化相的不足，根據(jù)原位反應(yīng)：4[al]+6[mg]+si3n4＝4aln+3mg2si，可知其中原位反應(yīng)獲得的aln：mg2si比例為4：3，而剩余未反應(yīng)或未反應(yīng)完全的n-(α-si3n4)的含量依賴于半固態(tài)射壓成形的工藝過(guò)程。

23、(2)本發(fā)明材料組織中三元復(fù)合顆粒相中的mg2si和aln均為原位反應(yīng)獲得的，同時(shí)aln相與基體同為hcp晶格結(jié)構(gòu)；盡管mg2si相為fcc結(jié)構(gòu)，是由[mg]與[si]原位反應(yīng)獲得，因此(mg2si+aln)與mg-al系合金半固態(tài)漿料體系潤(rùn)濕性極好?？梢?jiàn)本發(fā)明解決了(mg2si+aln)與鎂合金基體α-mg晶粒的界面問(wèn)題，避免了二者界面出現(xiàn)微裂紋問(wèn)題；其次，由于在半固態(tài)射壓成形工藝過(guò)程中，不僅由于機(jī)械混粉促進(jìn)了n-si3n4的均勻分布，同時(shí)由于螺旋推桿的旋轉(zhuǎn)和推進(jìn)，對(duì)可能團(tuán)聚的n-si3n4顆粒增強(qiáng)相的翻轉(zhuǎn)、流動(dòng)和二次分布，也有利于促進(jìn)其均勻分布；另外，n-si3n4與半固態(tài)漿料中的[mg]和[al]反應(yīng)，也解決了外加n-si3n4顆粒的團(tuán)聚問(wèn)題，從而避免了因n-si3n4顆粒的團(tuán)聚而造成的復(fù)合材料微觀缺陷問(wèn)題。由此可見(jiàn)，本發(fā)明的制備方法解決了三元復(fù)合顆粒相(α-si3n4+mg2si+aln)的界面結(jié)合問(wèn)題和傳統(tǒng)工藝的團(tuán)聚問(wèn)題。

24、(3)本發(fā)明復(fù)合材料，由于實(shí)現(xiàn)了三元復(fù)合顆粒相(α-si3n4+mg2si+aln)對(duì)基體的強(qiáng)化作用，三者的彈性模量分別為280-320gpa，120gpa和350gpa，因此本發(fā)明的復(fù)合材料具有高彈性模量和高剛度，并隨著顆粒相含量的提高而提高。同時(shí)，三者的熔點(diǎn)分別為1900℃分解，1358℃，2300℃，這些強(qiáng)化顆粒對(duì)基體在承受應(yīng)力應(yīng)變時(shí)可以起到釘扎作用，可以抑制復(fù)合材料的高溫變形，因此，本發(fā)明的復(fù)合材料具有較高的高溫性能。

25、(4)本發(fā)明方法有效避免了三元復(fù)合顆粒相(α-si3n4+mg2si+aln)的團(tuán)聚和界面缺陷問(wèn)題，避免了三元復(fù)合顆粒相與基體二者界面出現(xiàn)微裂紋問(wèn)題，并可以保證該復(fù)合材料具有高彈性模量、高剛度的同時(shí)，由于加入的si3n4是納米尺度的顆粒，而半固態(tài)射壓成形過(guò)程中mg-al系鎂合金半固態(tài)漿料的停留時(shí)間很有限，通常僅為0.5分鐘-1.5分鐘，原位自生的mg2si+aln同樣沒(méi)有充分的長(zhǎng)大時(shí)間，因此必然也同樣具有納米尺度。由此可見(jiàn)，當(dāng)含有納米尺度的三元復(fù)合顆粒相(α-si3n4+mg2si+aln)的半固態(tài)射壓漿料進(jìn)入具有復(fù)雜結(jié)構(gòu)的金屬模具并在高壓壓力下，mg-al系鎂合金半固態(tài)漿料的基體開(kāi)始形核和長(zhǎng)大，最終實(shí)現(xiàn)完全凝固，而這些高熔點(diǎn)的納米尺度的三元復(fù)合顆粒相(α-si3n4+mg2si+aln)可以作為異質(zhì)形核核心，不僅有效減少或消除了mg-al系合金基體中的片層狀β-mg17al12相，并有效細(xì)化了α-mg基體，這樣的結(jié)果對(duì)復(fù)合材料的應(yīng)變具有非常有益的作用，因此該復(fù)合材料不僅具有高強(qiáng)度，并具有一定的伸長(zhǎng)率。

26、(5)本發(fā)明制備方法避免了現(xiàn)有技術(shù)存在的缺陷問(wèn)題，即采用熔鑄法、自蔓延高溫合成法、放熱反應(yīng)法、直接反應(yīng)合成法、機(jī)械合金化法、粉末冶金法和常規(guī)反應(yīng)自生增強(qiáng)鎂基復(fù)合材料存在的n-si3n4分散、團(tuán)聚、潤(rùn)濕性和致密度，以及鎂合金粉可能存在的燃燒、爆炸等系列問(wèn)題。尤其是有效解決了三元復(fù)合顆粒相(α-si3n4+mg2si+aln)界面問(wèn)題，避免了出現(xiàn)界面微裂紋問(wèn)題，組織中無(wú)明顯的三元復(fù)合顆粒相與鎂晶粒界面結(jié)合缺陷，更無(wú)明顯裂紋；同時(shí)，尤其解決了n-si3n4顆粒的團(tuán)聚問(wèn)題，充分發(fā)揮了n-si3n4的顆粒對(duì)基體的增強(qiáng)作用，并原位自生獲得納米尺度的(mg2si+aln)，組織非常均勻，組織中無(wú)明顯n-si3n4顆粒的團(tuán)聚而形成的大顆粒缺陷，n-si3n4顆粒分布均勻，避免了n-si3n4顆粒團(tuán)聚而造成的微觀缺陷。這些充分發(fā)揮了三元復(fù)合顆粒相(α-si3n4+mg2si+aln)的復(fù)合強(qiáng)化作用的mg-al系鎂合金基復(fù)合材料的綜合力學(xué)性能和物理化學(xué)性能。

27、(6)本發(fā)明方法制備的三元復(fù)合增強(qiáng)的(α-si3n4+mg2si+aln)/mg-al系鎂合金基復(fù)合材料結(jié)構(gòu)件微觀組織細(xì)小，晶粒尺寸僅為0.5-20μm，力學(xué)性能優(yōu)良，達(dá)到了抗拉強(qiáng)度≥300mpa，伸長(zhǎng)率≥6％，密度≤2.0g/cm3，彈性模量達(dá)到55-75gpa左右。這擴(kuò)大了鎂基復(fù)合材料的應(yīng)用領(lǐng)域，尤其適應(yīng)于一些特殊場(chǎng)合對(duì)高強(qiáng)韌、高彈性模量、高剛度和高溫性能有要求的鎂合金基復(fù)合材料的需求。