本发明涉及一种镁基复合材料的制备方法。
背景技术：
材料的轻量化是航空航天、电子通讯以及汽车工业的迅速发展的必然要求，镁合金作为最轻的工程材料，在轻量化应用上具备明显优势，但镁及其合金作为结构材料时，塑性较差且力学性能相对较低。在此背景下，镁基复合材料比强度高、阻尼减震性好、机械加工性能优越以及较低的成本优势，在一定程度上克服了镁合金的力学性能限制，得到了广泛关注。镁基复合材料制备过程中，增强相选择对于镁基复合材料的性能有着重要的影响。金属基复合材料的增强体包括纤维，晶须和陶瓷颗粒，但是纤维，晶须加工成本高，工艺复杂，不利于工业化和商业化生产，相对而言陶瓷颗粒具有高硬度、强度、弹性模量以及高温稳定性以及较低的密度是最常用的金属基复合材料增强相。但陶瓷颗粒也存在着延展性低、润湿性较低的缺点，从而导致陶瓷颗粒增强镁基复合材料塑性低，成形能力较差。针对以上问题，多孔陶瓷有着三维立体网络骨架结构，密度小(气孔率可高达50％～90％)，透过性高、比表面积大、低热传导率以及耐高温、耐腐蚀等优点，是一种理想的增强体材料，但目前对多孔陶瓷增强镁基复合材料并无相关报道，多孔陶瓷大的比表面积能改善与基体的润湿性，良好的润湿性能提高颗粒增强体与镁合金基体的结合程度，而适中的结合强度，良好的界面性能则能显著提高复合材料的性能。
技术实现要素：
本发明是要解决现有的陶瓷增强镁基复合材料塑性低、成形能力较差的技术问题，而提供一种交频超声耦合热压浸渗多孔陶瓷增强镁基复合材料的制备方法。
本发明的交频超声耦合热压浸渗多孔陶瓷增强镁基复合材料的制备方法是按以下步骤进行的：
一、制备多孔陶瓷包覆镁合金熔体的结合体：将多孔陶瓷粉加热至400℃～600℃，然后将液态镁合金浸入到400℃～600℃的多孔陶瓷粉中，再进行交频超声耦合热压快速成型，自然冷却至室温，得到多孔陶瓷包覆镁合金熔体的结合体；
所述的400℃～600℃的多孔陶瓷粉与液态镁合金的质量比为1:(1.5～2)；
所述的交频超声耦合热压快速成型的方法如下：在超声功率为600w～1800w、热压温度为300℃～480℃和压强为300mpa～500mpa的条件下同时进行第一级超声和热压成型6min～20min，然后在超声功率为500w～1200w、热压温度为300℃～480℃和压强为300mpa～500mpa的条件下同时进行第二级超声和热压成型3min～18min，且所述的第二级超声的功率小于第一级超声的功率；
二、将步骤一得到的多孔陶瓷包覆镁合金熔体的结合体加热至300℃～400℃，然后加入到半固态的镁合金熔体中，进行交频超声振动作用下的升温机械搅拌，得到液态镁合金复合材料，随后进行交频超声耦合热压快速成型，得到多孔陶瓷增强镁基复合材料；
所述的半固态的镁合金熔体的成分与步骤一中的液态镁合金的成分相同；
所述的步骤一得到的多孔陶瓷包覆镁合金熔体的质量为半固态的镁合金熔体的质量的1％～30％；
所述的交频超声振动作用下的升温机械搅拌的步骤如下：在超声功率为600w～1800w、温度为700℃～780℃和机械搅拌速率为500rpm～1700rpm的条件下同时进行第一级超声和高温机械搅拌10min～40min，然后在超声功率为800w～1200w、温度为700℃～780℃和机械搅拌速率为500rpm～1700rpm的条件下同时进行第二级超声和高温机械搅拌8min～15min，且所述的第二级超声的功率小于第一级超声的功率；
所述的交频超声耦合热压快速成型的方法如下：在超声功率为600w～1800w、热压温度为300℃～460℃和压强为300mpa～500mpa的条件下同时进行第一级超声和热压成型3min～20min，然后在超声功率为400w～1200w、热压温度为300℃～460℃和压强为300mpa～500mpa的条件下同时进行第二级超声和热压成型5min～20min，且所述的第二级超声的功率小于第一级超声的功率。
本发明通过交频超声耦合热压快速成型，交频超声处理可以提高镁液浸渗能力，升温机械搅拌有利于扩散，提高组织均匀性，热压快速成型可以减少铸造缺陷，细化晶粒并改善第二相的分布，在交频超声耦合热压快速成型的作用下，可以使多孔陶瓷增强镁基复合材料强韧性得到显著提高。
本发明的有益效果：
本发明中第一步制备多孔陶瓷包覆镁合金熔体结合体，将液态镁合金浸入到预热的多孔陶瓷粉中，再进行交频超声耦合热压，使镁合金熔体在交频超声空化效应和热压力的耦合作用下浸渗形成多孔陶瓷包覆镁合金熔体结合体，该方法制得的三维立体网络骨架结构的微孔陶瓷包覆镁合金熔体结合体具有良好的润湿性，可以显著提高与镁合金基体的结合程度，有效解决了外加陶瓷与镁润湿性差问题；第二步将第一步所得到结合体加入到半固态的镁熔体中，同步施加交频超声振动作用下的机械搅拌，并在镁熔体升温至液态中施加交频超声振动，随后置于模具中进行交频超声耦合热压快速成型，热压快速成型可以减少铸造缺陷，交频超声处理可以提高镁液浸渗能力有利于镁液扩散，提高组织均匀性细化晶粒并改善第二相的分布，在交频超声耦合热压快速成型的作用下，可以使多孔陶瓷增强镁基复合材料强韧性得到显著提高，抗拉强度达到为340mpa以上，屈服强度达到320mpa以上，延伸率达到10％以上。
附图说明
图1是具体实施方式一中步骤一和步骤二中的交频超声耦合热压快速成型所用的装置的示意图；
图2是具体实施方式一中步骤二中的交频超声振动作用下的升温机械搅拌所用的装置的示意图；
图3是试验一制备的多孔陶瓷增强镁基复合材料的光学显微组织图；
图4是试验七制备的多孔陶瓷增强镁基复合材料的光学显微组织图；
图5是工程应力-工程应变曲线图；
图6是工程应力-工程应变曲线图；
图7是工程应力-工程应变曲线图。
具体实施方式
具体实施方式一：本实施方式为交频超声耦合热压浸渗多孔陶瓷增强镁基复合材料的制备方法是按以下步骤进行的：
一、制备多孔陶瓷包覆镁合金熔体的结合体：将多孔陶瓷粉加热至400℃～600℃，然后将液态镁合金浸入到400℃～600℃的多孔陶瓷粉中，再进行交频超声耦合热压快速成型，自然冷却至室温，得到多孔陶瓷包覆镁合金熔体的结合体；
所述的400℃～600℃的多孔陶瓷粉与液态镁合金的质量比为1:(1.5～2)；
所述的交频超声耦合热压快速成型的方法如下：在超声功率为600w～1800w、热压温度为300℃～480℃和压强为300mpa～500mpa的条件下同时进行第一级超声和热压成型6min～20min，然后在超声功率为500w～1200w、热压温度为300℃～480℃和压强为300mpa～500mpa的条件下同时进行第二级超声和热压成型3min～18min，且所述的第二级超声的功率小于第一级超声的功率；
二、将步骤一得到的多孔陶瓷包覆镁合金熔体的结合体加热至300℃～400℃，然后加入到半固态的镁合金熔体中，进行交频超声振动作用下的升温机械搅拌，得到液态镁合金复合材料，随后进行交频超声耦合热压快速成型，得到多孔陶瓷增强镁基复合材料；
所述的半固态的镁合金熔体的成分与步骤一中的液态镁合金的成分相同；
所述的步骤一得到的多孔陶瓷包覆镁合金熔体的质量为半固态的镁合金熔体的质量的1％～30％；
所述的交频超声振动作用下的升温机械搅拌的步骤如下：在超声功率为600w～1800w、温度为700℃～780℃和机械搅拌速率为500rpm～1700rpm的条件下同时进行第一级超声和高温机械搅拌10min～40min，然后在超声功率为800w～1200w、温度为700℃～780℃和机械搅拌速率为500rpm～1700rpm的条件下同时进行第二级超声和高温机械搅拌8min～15min，且所述的第二级超声的功率小于第一级超声的功率；
所述的交频超声耦合热压快速成型的方法如下：在超声功率为600w～1800w、热压温度为300℃～460℃和压强为300mpa～500mpa的条件下同时进行第一级超声和热压成型3min～20min，然后在超声功率为400w～1200w、热压温度为300℃～460℃和压强为300mpa～500mpa的条件下同时进行第二级超声和热压成型5min～20min，且所述的第二级超声的功率小于第一级超声的功率。
本实施方式的步骤一和步骤二中的交频超声耦合热压快速成型所用的装置如图1所示，其是由超声变幅杆1、压力机压头2、上垫块3、下垫块4和炉体5组成；超声变幅杆1的上端面与压力机压头2固定，上垫块3水平设置在炉体5中，超声变幅杆1的下端面与上垫块3的上端面紧密接触，超声变幅杆1穿过炉体5的上端面，超声变幅杆1的侧壁与炉体5的上端面密封且超声变幅杆1的侧壁与炉体5的上端面为滑动连接，下垫块4固定在炉体5的底面，加热源5-1固定在炉体5的侧壁上；本装置的使用方法如下：将超声变幅杆1和上垫块3从炉体5中取出，将欲加工的液态镁倒入炉体5中，然后在液态镁上水平放置上垫块3，放入超声变幅杆1且超声变幅杆1的下端面与上垫块3的上端面紧密接触，启动加热源5-1进行加热和超声变幅杆1进行超声，通过压力机压头2对超声变幅杆1施加压力，使得上垫块3对液态镁进行热压，超声变幅杆1既可以引入超声波，又可以传递载荷到坯料上，陶瓷粉和镁浆混合体随着同步施加交频超声振动下的外加压力将发生浸渗，上垫块3的作用是在施加交频超声耦合热压时传递载荷和引入超声，其随浆料一起向下运动；下垫块4的作用是在施加交频超声耦合热压时限制浆料向下流动，本装置可以使得超声和热压同步进行。
本实施方式的步骤二中的交频超声振动作用下的升温机械搅拌所用的装置如图2所示，其是由加热源6、机械搅拌器7、超声变幅杆8和炉体9组成；加热源6固定在炉体9的侧壁上，机械搅拌器7和超声变幅杆8分别穿过炉体9的上端面且与炉体9的上端面密封固定；本装置的使用方法如下：将欲加工的镁合金熔体倒入到炉体9中，同时启动加热源6、机械搅拌器7和超声变幅杆8对镁合金熔体进行交频超声振动作用下的升温机械搅拌。
具体实施方式二：本实施方式与具体实施方式一不同的是：步骤一中所述的多孔陶瓷粉为α–sic多孔陶瓷粉和α–al2o3多孔陶瓷粉中的一种或两种的混合物；所述的α–sic多孔陶瓷粉的粒径为50μm～300μm，孔径为15μm～35μm，气孔率为40％～70％；所述的α–al2o3多孔陶瓷粉的粒径为30μm～300μm，孔径为15μm～35μm，气孔率为40％～70％。其他与具体实施方式一相同。
具体实施方式三：本实施方式与具体实施方式一或二不同的是：步骤一中所述的液态镁合金为镁合金az91。其他与具体实施方式一或二相同。
具体实施方式四：本实施方式与具体实施方式三不同的是：步骤一中所述的镁合金az91按质量分数是由为9％的al、0.7％的zn和90.3％的mg组成。其他与具体实施方式三相同。
具体实施方式五：本实施方式与具体实施方式一至四之一不同的是：步骤二中所述的步骤一得到的多孔陶瓷包覆镁合金熔体的质量为半固态的镁合金熔体的质量的5％～20％。其他与具体实施方式一至四之一相同。
用以下试验对本发明进行验证：
试验一：本试验为一种交频超声耦合热压浸渗多孔陶瓷增强镁基复合材料的制备方法，具体是按以下步骤进行的：
一、制备多孔陶瓷包覆镁合金熔体的结合体：将多孔陶瓷粉加热至500℃，然后将液态镁合金浸入到500℃的多孔陶瓷粉中，再进行交频超声耦合热压快速成型，自然冷却至室温，得到多孔陶瓷包覆镁合金熔体的结合体；
步骤一中所述的多孔陶瓷粉为α–sic多孔陶瓷粉，粒径为80μm，孔径为15μm～35μm，气孔率为60％；
步骤一中所述的液态镁合金为镁合金az91，按质量分数是由为9％的al、0.7％的zn和90.3％的mg组成；
所述的500℃的多孔陶瓷粉与液态镁合金的质量比为3:5；
所述的交频超声耦合热压快速成型的方法如下：在超声功率为1000w、热压温度为450℃和压强为400mpa的条件下同时进行第一级超声和热压成型10min，然后在超声功率为800w、热压温度为450℃和压强为400mpa的条件下同时进行第二级超声和热压成型6min；
二、将步骤一得到的多孔陶瓷包覆镁合金熔体的结合体加热至400℃，然后加入到半固态的镁合金熔体中，进行交频超声振动作用下的升温机械搅拌，得到液态镁合金复合材料，随后进行交频超声耦合热压快速成型，得到多孔陶瓷增强镁基复合材料；
半固态的镁合金熔体的制备方法如下：将镁合金从室温升温至760℃，然后降温至650℃，得到半固态的镁合金熔体；
所述的半固态的镁合金熔体的成分与步骤一中的液态镁合金的成分相同；
所述的步骤一得到的多孔陶瓷包覆镁合金熔体的质量为半固态的镁合金熔体的质量的10％；
所述的交频超声振动作用下的升温机械搅拌的步骤如下：在超声功率为1200w、温度为760℃和机械搅拌速率为800rpm的条件下同时进行第一级超声和高温机械搅拌20min，然后在超声功率为800w、温度为760℃和机械搅拌速率为800rpm的条件下同时进行第二级超声和高温机械搅拌10min；
所述的交频超声耦合热压快速成型的方法如下：在超声功率为1000w、热压温度为450℃和压强为400mpa的条件下同时进行第一级超声和热压成型10min，然后在超声功率为800w、热压温度为450℃和压强为400mpa的条件下同时进行第二级超声和热压成型8min。
试验二：本试验为对比试验，与试验一不同的是步骤二中：将步骤一得到的多孔陶瓷包覆镁合金熔体的结合体加热至400℃，然后加入到半固态的镁合金熔体中，进行交频超声振动作用下的升温机械搅拌，得到液态镁合金复合材料，随后进行热压快速成型，得到多孔陶瓷增强镁基复合材料。其它的试验一相同。
图3是试验一制备的多孔陶瓷增强镁基复合材料的光学显微组织，如图所示，平均晶粒尺寸约为20μm，晶粒尺寸明显细化，第二相分布均匀，能促使强韧性提高。
在室温下对多孔陶瓷增强镁基复合材料进行性能测试，得到工程应力-工程应变曲线如图5所示，图中▼表示试验二制备的多孔陶瓷增强镁基复合材料，图中●表示试验一制备的多孔陶瓷增强镁基复合材料，通过图5可知试验二制备的多孔陶瓷增强镁基复合材料在热压时未经交频超声处理后抗拉强度为173mpa，屈服强度为230mpa，延伸率为7.4％；试验一制备的多孔陶瓷增强镁基复合材料的抗拉强度为347mpa，屈服强度为324mpa，延伸率为9.2％。
试验三：本试验为一种交频超声耦合热压浸渗多孔陶瓷增强镁基复合材料的制备方法，具体是按以下步骤进行的：
一、制备多孔陶瓷包覆镁合金熔体的结合体：将多孔陶瓷粉加热至500℃，然后将液态镁合金浸入到500℃的多孔陶瓷粉中，再进行交频超声耦合热压快速成型，自然冷却至室温，得到多孔陶瓷包覆镁合金熔体的结合体；
步骤一中所述的多孔陶瓷粉为α–al2o3多孔陶瓷粉，粒径为100μm，孔径为15μm～35μm，气孔率为60％；
步骤一中所述的液态镁合金为镁合金az91，按质量分数是由为9％的al、0.7％的zn和90.3％的mg组成；
所述的500℃的多孔陶瓷粉与液态镁合金的质量比为3:5；
所述的交频超声耦合热压快速成型的方法如下：在超声功率为1000w、热压温度为450℃和压强为400mpa的条件下同时进行第一级超声和热压成型8min，然后在超声功率为800w、热压温度为450℃和压强为400mpa的条件下同时进行第二级超声和热压成型10min；
二、将步骤一得到的多孔陶瓷包覆镁合金熔体的结合体加热至400℃，然后加入到半固态的镁合金熔体中，进行交频超声振动作用下的升温机械搅拌，得到液态镁合金复合材料，随后进行交频超声耦合热压快速成型，得到多孔陶瓷增强镁基复合材料；
半固态的镁合金熔体的制备方法如下：将镁合金从室温升温至760℃，然后降温至650℃，得到半固态的镁合金熔体；
所述的半固态的镁合金熔体的成分与步骤一中的液态镁合金的成分相同；
所述的步骤一得到的多孔陶瓷包覆镁合金熔体的质量为半固态的镁合金熔体的质量的6％；
所述的交频超声振动作用下的升温机械搅拌的步骤如下：在超声功率为1200w、温度为760℃和机械搅拌速率为800rpm的条件下同时进行第一级超声和高温机械搅拌20min，然后在超声功率为800w、温度为760℃和机械搅拌速率为800rpm的条件下同时进行第二级超声和高温机械搅拌10min；
所述的交频超声耦合热压快速成型的方法如下：在超声功率为1000w、热压温度为450℃和压强为400mpa的条件下同时进行第一级超声和热压成型8min，然后在超声功率为800w、热压温度为450℃和压强为400mpa的条件下同时进行第二级超声和热压成型12min。
试验四：本试验为对比试验，与试验三不同的是步骤二中：将步骤一得到的多孔陶瓷包覆镁合金熔体的结合体加热至400℃，然后加入到半固态的镁合金熔体中，进行交频超声振动作用下的升温机械搅拌，得到液态镁合金复合材料，随后进行热压快速成型，得到多孔陶瓷增强镁基复合材料。其它的试验三相同。
在室温下对多孔陶瓷增强镁基复合材料进行性能测试，得到工程应力-工程应变曲线如图6所示，图中◆表示试验三制备的多孔陶瓷增强镁基复合材料，图中▲表示试验四制备的多孔陶瓷增强镁基复合材料，通过图6可知试验四制备的多孔陶瓷增强镁基复合材料在热压时未经交频超声处理后抗拉强度为256mpa，屈服强度为198mpa，延伸率为6.3％；试验三制备的多孔陶瓷增强镁基复合材料的抗拉强度为343mpa，屈服强度为326mpa，延伸率为8.4％。
试验五：本试验为一种交频超声耦合热压浸渗多孔陶瓷增强镁基复合材料的制备方法，具体是按以下步骤进行的：
一、制备多孔陶瓷包覆镁合金熔体的结合体：将多孔陶瓷粉加热至500℃，然后将液态镁合金浸入到500℃的多孔陶瓷粉中，再进行交频超声耦合热压快速成型，自然冷却至室温，得到多孔陶瓷包覆镁合金熔体的结合体；
步骤一中所述的多孔陶瓷粉为α–sic多孔陶瓷粉和α–al2o3多孔陶瓷粉的混合物，α–sic多孔陶瓷粉和α–al2o3多孔陶瓷粉的质量比为3:2；α–sic多孔陶瓷粉的粒径为90μm，孔径为15μm～35μm，气孔率为60％；α–al2o3多孔陶瓷粉的粒径为100μm，孔径为15μm～35μm，气孔率为60％；
步骤一中所述的液态镁合金为镁合金az91，按质量分数是由为9％的al、0.7％的zn和90.3％的mg组成；
所述的500℃的多孔陶瓷粉与液态镁合金的质量比为3:5；
所述的交频超声耦合热压快速成型的方法如下：在超声功率为1000w、热压温度为450℃和压强为400mpa的条件下同时进行第一级超声和热压成型10min，然后在超声功率为800w、热压温度为450℃和压强为400mpa的条件下同时进行第二级超声和热压成型15min；
二、将步骤一得到的多孔陶瓷包覆镁合金熔体的结合体加热至400℃，然后加入到半固态的镁合金熔体中，进行交频超声振动作用下的升温机械搅拌，得到液态镁合金复合材料，随后进行交频超声耦合热压快速成型，得到多孔陶瓷增强镁基复合材料；
半固态的镁合金熔体的制备方法如下：将镁合金从室温升温至760℃，然后降温至650℃，得到半固态的镁合金熔体；
所述的半固态的镁合金熔体的成分与步骤一中的液态镁合金的成分相同；
所述的步骤一得到的多孔陶瓷包覆镁合金熔体的质量为半固态的镁合金熔体的质量的15％；
所述的交频超声振动作用下的升温机械搅拌的步骤如下：在超声功率为1200w、温度为760℃和机械搅拌速率为850rpm的条件下同时进行第一级超声和高温机械搅拌20min，然后在超声功率为800w、温度为760℃和机械搅拌速率为800rpm的条件下同时进行第二级超声和高温机械搅拌10min；
所述的交频超声耦合热压快速成型的方法如下：在超声功率为1000w、热压温度为450℃和压强为400mpa的条件下同时进行第一级超声和热压成型8min，然后在超声功率为800w、热压温度为450℃和压强为400mpa的条件下同时进行第二级超声和热压成型12min。
试验六：本试验为对比试验，与试验三不同的是步骤二中：将步骤一得到的多孔陶瓷包覆镁合金熔体的结合体加热至400℃，然后加入到半固态的镁合金熔体中，进行交频超声振动作用下的升温机械搅拌，得到液态镁合金复合材料，随后进行热压快速成型，得到多孔陶瓷增强镁基复合材料。其它的试验五相同。
试验七：本试验为对比试验，与试验五不同的是步骤二中：将步骤一得到的多孔陶瓷包覆镁合金熔体的结合体加热至400℃，然后加入到半固态的镁合金熔体中，进行升温机械搅拌，得到液态镁合金复合材料，随后进行热压快速成型，得到多孔陶瓷增强镁基复合材料。其它的试验五相同。
在室温下对多孔陶瓷增强镁基复合材料进行性能测试，得到工程应力-工程应变曲线如图7所示，图中◆表示试验五制备的多孔陶瓷增强镁基复合材料，图中▲表示试验六制备的多孔陶瓷增强镁基复合材料，图中■表示试验七制备的多孔陶瓷增强镁基复合材料，通过图7可知试验六制备的多孔陶瓷增强镁基复合材料在热压时未经交频超声处理后抗拉强度为279mpa，屈服强度为230mpa，延伸率为7.5％；试验五制备的多孔陶瓷增强镁基复合材料的抗拉强度为348mpa，屈服强度为321mpa，延伸率为12.1％。试验七制备的多孔陶瓷增强镁基复合材料的抗拉强度为245mpa，屈服强度为169mpa，延伸率为6.2％。
图4是试验七制备的多孔陶瓷增强镁基复合材料的光学显微组织图，从图中可以看出其晶粒尺寸大，第二相沿晶界分布，塑性差，强度低。