第1章绪论
1.1概述
镁合金具有密度低、比强度高、阻尼值大和电磁屏蔽性能好等优点，是适用于航空航天、军用战车、民用汽车、电子产品等领域的理想轻质材料[1-3]。然而常规镁合金具有弹性模量低、热膨胀系数高、热稳定性差、不耐磨等缺点，应用范围受限，而颗粒增强镁基材料（PMMCs）则在秉承镁合金优点的同时弥补其上述不足，进一步拓展了镁合金在工业上的应用范围[4-7]。
目前，国内外关于PMMCs已开展了大量研究工作[8-14]。根据颗粒尺度不同，PMMCs可分为纳米颗粒增强镁基材料（纳米PMMCs）、亚微米颗粒增强镁基材料（亚微米PMMCs）和微米颗粒增强镁基材料（微米PMMCs）。当颗粒尺度小于1，时，强化效果更为优异，但颗粒尺度越小，发生团聚的倾向越大，故纳米和亚微米PMMCs内颗粒的体积分数一般控制在2%以内，故其弹性模量、热膨胀系数和耐磨性等与镁合金差别不大[8-13]。研究发现，当颗粒尺度在5～10μm之间且体积分数大于10%时，不仅具有优异的强化效果，而且赋予微米PMMCs较高的弹性模量、低的热膨胀系数和较好的耐磨性，但伸长率较低[14]，难以基于常规轧制方式实现PMMCs薄板的制备与成形，而PMMCs薄板的开发是将其应用于航天舱体桁架、飞机蒙皮、发动机罩、车门等壳体的前提。
本书在对PMMCs轧制成形探索中发现，仅10%的轧制压下量，PMMCs就已完全开裂，研究发现其轧制开裂的主要原因是：PMMCs在轧制成形过程中，颗粒附近易产生较大应力集中而诱发颗粒破碎或与基体界面脱粘，促使裂纹迅速扩展而导致PMMCs开裂。若将“软质相”嵌于PMMC内以缓解轧制过程中产生的应力集中，可望实现PMMCs薄板的轧制成形。
基于此思想，本书采用挤压复合的方式将“软质”Mg合金作为中间层引入PMMCs中，制备出PMMCs/Mg复合板，在此基础上尝试对PMMCs/Mg复合板进行轧制，经50%的轧制变形量后，制备出厚度约为1mm的Mg/PMMCs薄板，PMMCs/Mg薄板表面质量良好，拉伸性能优异，其屈服强度（YS）、抗拉强度（UTS）和弹性模量可分别达约341MPa、约404MPa和51GPa。
Mg/PMMCs薄板轧制成形性与PMMCs层和Mg合金层的含量密切相关。一般而言，PMMCs层的含量越多则更容易获得高模量、高强度的Mg/PMMCs薄板，但难以实现轧制成形。故解决PMMCs层和Mg合金层厚度匹配问题，是获得优异性能Mg/PMMCs薄板的关键。为此，本书在探索颗粒增强镁基层状材料的制备与成形的基础上，分析了Mg/PMMCs层厚、层数与Mg/PMMCs薄板轧制成形能力、模量、强度以及塑性等方面的关系。
揭示PMMCs/Mg的层结构调控机理，是实现其强韧性匹配控制的前提。PMMCs/Mg优异的综合性能与其层状构型密不可分，合理的层结构参数（“泥层”和“砖层”的厚度及其比值）是保证PMMCs/Mg优异综合性能的关键。上百万年的生物进化与自然选择，造就出贝壳精细的层状结构，赋予其优异的强韧性。与贝壳的陶瓷/有机精细层状结构不同，对PMMCs/Mg层结构参数尚缺乏相关认识。对仿生层结构金属基复合材料少量研究已证实，通过调整金属层厚度，可使其综合力学性能得以大幅改观。此外，研究者对纯A1/A1合金[15]、Cu/Cu[16]、脆性/塑性钢[17]等金属/金属层状材料的研究也已证实，基于层数、层厚比等层结构参数调控可实现其强度和塑性同步提升[18-M]。然而，与仿生层结构金属基复合材料和金属/金属层状材料不同，PMMCs层内存在大量硬质颗粒：一方面会加剧层界面处应力集中；另一方面，因硬质颗粒对位错运动的阻碍作用更强，易在颗粒处诱发应力集中，促使颗粒破碎，与基体界面脱粘，从而大为降低PMMCs的塑韧性。因此，对仿生层结构金属基复合材料和金属/金属层状材料的现有层结构参数的优化结果对PMMCs/Mg并不适用。为此，本书在分析PMMCs/Mg层结构构建规律的基础上，制备出不同结构参数的PMMCs/Mg层状材料，探讨层结构参数对PMMCs/Mg显微组织和力学性能的影响规律，构建PMMCs/Mg层结构调控理论，实现其强韧性的匹配调控。
深入认识PMMCs/Mg层结构的结构效应，是理解其强韧化机制的基础。与单一PMMCs相比，PMMCs/Mg的高强、高韧性源于其特有的层状构型。传统的金属强韧化理论因忽略了层结构的影响，显然对PMMCs/Mg已不适用。人们对层状材料的设计与开发源于对贝壳的了解和深入认识，研究发现：一方面，贝壳在受力时并未在某处产生严重的局部应变集中，各层均匀分担应变，从而避免了局部应变集中而使其过早失效；另一方面，贝壳内的层状结构能够有效改变裂纹扩展的路径，降低裂纹尖端能量，延缓其过早断裂。研究认为，层状构型导致的局部应变分配是层状材料高强韧性能的根本原因。
关于局部应变分配的现象已在部分仿生层结构金属基复合材料中得以印证。研究者在碳纳米管增强铜基复合材料中发现，层结构主要通过影响位错运动来实现局部应变分配。Fan等[2Q]采用数字图像关联技术（DIC）对Ti/Al层状材料在室温拉伸过程中的局部应变分布进行了表征，研究表明，随拉伸应变量的增大，Ti/Al层内位错密度均随之增大，但当位错密度达到一定值时，因层状构型的影响使得位错增殖与回复的速率达到平衡，实现了局部应变的均匀分布，避免了局部应变集中而导致材料的过早失效，提高了Ti/Al层状材料的整体强韧性。此外，研究者分别在Ni/Al[21]、TiB/TiAl[22]、纯Cu/Cu-Zn合金[23]、W/Ta[24]和Cu/Nb[25]等层状材料中也发现了局部应变分配的现象。对金属/金属层状材料的现有研究表明，层状构型主要通过影响位错运动等塑性变形行为来实现局部应变分布。因硬质颗粒的存在，PMMCs内位错的萌生、运动方式与单一金属材料不同。可见，PMMCs/Mg层状材料在变形过程中局部应变分配方式更为复杂，现有关于层状材料研究结果不再适用。本书通过研究层结构对PMMCs/Mg层内局部应变产生、扩展和分布的影响规律，探讨局部应变分布的内在微观塑性变形机制，分析PMMCs/Mg的断裂失效行为，揭示其强韧化机理。
综上所述，针对PMMCs强度/模量同塑韧性倒置关系的难题，本书基于贝壳生物层状构型的仿生思想，制备出碳化硅增强镁基层状材料，对PMMCs/Mg进行层结构优化设计，制备不同结构参数的PMMCs/Mg层状材料，重在探讨层结构参数对其显微组织和力学性能的影响规律，建立PMMCs/Mg层结构调控理论。*后，通过研究层结构对PMMCs/Mg局部应变分配、微观塑性变形和断裂行为的影响规律，阐明PMMCs/Mg层状材料的强韧化机理。本书可为PMMCs的强韧化调控提供一条新思路，对推动PMMCs的规模化工程应用，具有重要的理论意义和应用价值。
1.2颗粒增强镁基复合材料
目前，在颗粒增强镁基复合材料（PMMCs）组织与力学性能控制方面，已开展了大量研究。一般认为，PMMCs的性能主要与增强体的种类、含量和尺寸有关[26]。根据增强体属性，主要可分为金属颗粒、陶瓷颗粒和C增强体。范一丹[27]通过搅拌铸造工艺在Mg-Zn-Ca合金中加入Tip成功制备出具有优异力学性能的PMMCs，Tip可在加载过程中与基体协调变形，缓解颗粒附近的应力集中，提高镁基体的强韧性。相比于金属颗粒，陶瓷颗粒因其弹性模量高、热稳定性等优点，研究更为广泛。邓坤坤[28]通过半固态搅拌铸造法制备了微米SiCp/AZ91复合材料，随后对其进行锻造和挤压，揭示了颗粒周围在变形过程中形成的高密度位错畸变区（PDZ）对动态再结晶形核的促进作用，达到细化晶粒的目的。为实现力学和导热性匹配调控，Zhang等[29]以石墨片为增强体，基于热挤压实现石墨片沿挤压方向（ED）的定向排布，赋予了PMMCs优异的力学与导热性能。
颗粒的尺寸和含量对PMMCs的性能具有重要影响。颗粒尺寸的增加使PMMCs制备更为容易，且随其含量增多，PMMCs的弹性模量也随之增大，但塑韧性急剧降低。对于微米级颗粒而言，颗粒含量（体积分数，用vol%表示）较高时（5vol%~15vol%），对PMMCs强化效果较为显著_，然而，在承载过程中微米颗粒与基体变形不协调程度大，在颗粒与基体界面易产生应力集中并萌生微裂纹，造成颗粒与基体脱粘，损害PMMCs塑韧性，故很难通过轧制的方法制备微米级PMMCs薄板。当增强体尺度降至纳米级时，可同时改善PMMCs的强度和塑韧性[31]，此外，由于纳米颗粒尺寸较小，纳米PMMCs具备优异的成形性，可以通过热轧制备纳米级PMMCs薄板。遗憾的是，在纳米PMMCs铸造过程中，纳米颗粒容易发生团聚，故其纳米颗粒的含量一般小于2vol%，因此，纳米颗粒对PMMCs弹性模量无明显提升。
实现颗粒的分布均匀，是获得PMMCs优异力学性能的关键。聂凯波[32]在对SiCp/AZ91复合材料的多向锻造过程中发现，随着锻造道次的增加，复合材料中铸造缺陷减少，颗粒分布地更加均匀且沿垂直于锻造方向有序排布，强韧性随之提高。此外，Nie等[33]通过超声辅助半固态搅拌工艺制备了纳米SiCp增强镁基复合材料，利用超声空化效应打散了纳米SiCp团聚，提高了其分散的均匀性，显著改善了PMMCs的力学性能。
关于PMMCs的强化机制，研究者提出了Eshelby夹杂模型、剪切黏滞模型等[34]来解释其高屈服强度。在对微米、亚微米双尺寸SiCp增强镁基复合材料的研究中发现[28]，两步热变形后PMMCs的屈服强度明显提高，PMMCs的强化作用主要来源于SiCp对基体晶粒的细化作用、SiCp附近位错密度的提升以及载荷传递效应。除了晶界强化、位错强化和载荷传递效应外，Orowan强化、热错配强化等强化机制对PMMCs力学性能的提高也有一定贡献。
上述表明，纳米PMMCs具有一定的塑性，可进行轧制成形，但因纳米颗粒含量过低，对镁基体弹性模量改善不显著。尽管微米PMMCs弹性模量高，但其塑性差，难以轧制成形。如何改善微米PMMCs的轧制成形性，获得高模量镁板，仍是一个难题。
1.3层状金属复合材料
层状金属复合材料是将多种金属连接起来制备成的层状复合材料，因制备工艺多样、构型简单、与单一金属材料相比具有更优异的综合力学性能而受到广泛关注。
层状金属复合材料的构型主要来源于贝壳仿生结构[35]。层状“砖-泥”结构是天然贝壳同时具备高强度和高韧性的原因，贝壳由95%碳酸钙和5%的有机层构成，碳酸钙层提供了高强度，而有机层与无机层相互粘接使贝壳具备高韧性，有机层与无机层在变形过程中能够对应力和应变进行重新分配，使贝壳与矿物成分相比提高了近40倍韧性。
受到贝壳仿生结构的启发，层状结构的概念被应用于设计新型复合材料。学者们通过对材料成分、层厚、界面特性和加工条件进行设计开发出多种满足不同应用领域的层状复合材料。Ma等[36]通过累积叠轧和退火工艺制备出不同层厚的铜/青铜复合板，复合板内不同层的化学成分、晶粒尺寸和力学性能都存在明显差异，复合板的强度和韧性均随层厚的减小而提高。由于界面之间的机械不相容性，额外的几何必需位错在界面附近累积。Huang等[37]在对铜/青铜层状复合板的研究中发现界面影响区的存在，界面对复合板产生高背应力强化和加工硬化，随着界面间距的减小，复合板的强度和塑性有所提高。Koseki等[38]通过轧制复合制备了多层马氏体/奥氏体钢复合材料，与单层钢相比，多层钢表现出良好的强塑性组合，并在高应变速率下具备良好的成形性，目前已广泛应用于汽车领域。
金属基复合材料与合金相比具备更高的比强度和耐磨性，但其韧性和成形性较差限制了金属基复合材料的进一步应用。层状结构的概念已被广泛应用于合金复合板的设计中以达到增强增韧的目的。同样，层状结构设计是提高金属基复合材料断裂
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