镁基复合材料的制备方法与新工艺
第３８卷２００９年
第３期３月
稀有金属材料与工程
ＲＡＲＥＭＥＴＡＬＭＡＴＥＲＩＡＩ，ＳＡＮＤＥＮＧＩＮＥＥＲＩＮＧ
Ｖ０１．３８，Ｎｏ．３
Ｍａｒｃｈ２００９
镁基复合材料的制备方法与新工艺
杜文博，严振杰，吴玉锋，王朝辉，左铁镛
ｄＥ京Ｔ业大学，北京１０００２２）
摘要：综述了镁基复合材料的不同制备方法，尤其是对一些新型制备方法进行了着重介绍，针对性地分析了不同制备工艺对复合材料组织、结构、性能的影响，提出了今后镁基复合材料研究重点是开发新型增强相材料与原位反应合成技术、优化现有制备工艺、大规模制备高性能镁基复合材料。关键词：镁基复合材料；制备方法；性能
中图法分类号：ＴＧ１４６．２＋２
文献标识码：Ａ
文章编号：１００２—１８５Ｘ（２００９）０３—０５５９－０６
复合材料是将两种或两种以上不同性能、不同形态的组分材料通过复合手段组合而成的一种多相材料【ｌ】。近年来，金属基复合材料（ＭｅｔａｌＭａｔｒｉｘＣｏｍｐｏｓｉｔｅｓ，ＭＭＣｓ）在许多领域得到了应用。金属基复合材料按增强体形式分为颗粒增强、短纤维与晶须增强以及连续纤维增强等［２】。目前金属基复合材料的制备方法已有很多，并在铁基、铜基、铝基、钛基等金属基复合材料中取得了比较大的成功。由于镁具有熔点比较低、化学活性高、易燃、易氧化等特点，原有的许多金属基复合材料的制备工艺都无法直接应用于镁基复合材料的制备。根据镁基复合材料的特点，结合原有的金属基复合材料的制备工艺，材料工作者尝试了多种新的适合制备镁基复合材料的方法与工艺，对研制、开发镁基复合材料起到了很好的促进作用。
本文将综述镁基复合材料的不同制备方法及其对复合材料组织、结构、性能的影响，并提出镁基复合材料的研究和发展方向。１
Ｂｒａｓｚｃｚｙｆｉｓｋａ等１３Ｊ将最大尺寸为３２ｌｌｍ的ＳｉＣ颗粒加入熔融镁合金液，在气体保护下用金属模具制备得到镁基复合材料。通过ＴＥＭ对制备的ＳｉＣ颗粒增强Ｍ９８ＡＩ、Ｍ９６Ｚｎ、Ｍ９３ＲＥ复合材料的界面进行观测，ＳｉＣ颗粒与基体之间具有良好的润湿性，两者之间形成有粘合作用的界面，但ＳｉＣ容易氧化形成Ｓｉ０２，从而在界面处出现Ｓｉ０２、ＭｇＯ以及Ｆｅ元素等杂质［３１。这些杂质使得合金界面性能下降。１．２搅拌铸造法
搅拌铸造（ＳｔｉｒＣａｓｔｉｎｇ）是Ｓ．Ｒａｙ在１９６８年开发的一种制备金属基复合材料的技术。其基本原理是利用高速旋转的搅拌器桨叶搅动金属熔体，使其剧烈流动，并形成以搅拌旋转轴为中心的漩涡，将颗粒卷入旋涡中，依靠旋涡的负压抽吸作用让颗粒进入金属熔体，经过一段时间的搅拌，使颗粒均匀分布于熔体中［４１。
，
机械搅拌后的增强相均匀分布的合金熔液，可以通过压铸、沙型铸造以及永久模铸造等方式成形，搅拌铸造可以合成增强相体积含量达到３０％的镁基复合材料【５１。Ｗａｎｇ等【６ｌ在气体保护下，将Ａ１２Ｙ颗粒（平均尺寸小于３７．５“ｍ）与Ｍｇ．Ｌｉ合金在坩埚炉中以７００ｒ／ｒａｉｎ的转速搅拌３０ｍｉｎ后浇铸制成复合材料。复合材料的增强相分布均匀，基体与增强相之间的界面结合良好，界面干净，没有反应产物与扩散元素。对搅拌铸造的复合材料进行塑性加工，可以消除气孔，细化晶粒以及均匀增强相的分布，提高材料的力学性能。Ｓｒｉｖａｔｓａｎ等【７】对搅拌铸造所得的ＳｉＣ／Ｍ９６Ｚｎ在６７２
Ｋ
镁基复合材料的制备方法
由于镁的熔点与铝相近，镁基复合材料的制各工
艺与铝基复合材料相似。颗粒、晶须、纤维增强镁基复合材料的传统制备方法主要有搅拌铸造、挤压铸造以及粉末冶金，除了这些传统的制备方法以外，近年还出现了机械合金化、熔体浸渗、ＤＭＤ法、自蔓延高温合成法、重熔稀释法、反复塑性变形等新型制备方
法。
１．１普通铸造法温度下均一化处理４ｈ后在冷水中淬火，随后通过挤
收稿日期：２００８．０３一１１
基金项目：国家科技支撑计划（２００６ＢＡＥ０４８０９—３）；国家“９７３”计划（２００７ＣＢ６１３７０６）
作者简介：杜文博．男，１９６４年生，博士，教授，北京工业大学材料科学与工程学院，北京１０００２２，电话：０１０－６７３９２９１７，Ｅ－ｍａｉｌ：
ｄｕｗｂ＠ｂｊｕｔ．ｅＡｕ．ｃｎ
・５６０・
稀有金属材料与工程第３８卷
压塑性加工，制备得到的材料常温下屈服强度为３０７ＭＰａ，抗拉强度达到３７９ＭＰａ，延伸率为２．０％１
１５０℃
直到熔液凝固。对ＳｉＣＷ／Ａｚ９１复合材料进行力学性能测试发现，铸态材料的屈服强度达到２４０ＭＰａ，抗拉强度为３７０ＭＰａ。进行固溶处理后的复合材料屈服强度和抗拉强度虽有所下降，但延伸率增加到１．４０％。Ｙｏｎｇ等ｌ”】对挤压铸造Ａ１２０３／Ｍｇ一４．２Ｚｎ－１．ＯＲＥ复合材料的加载压力与加热温度进行研究，分别将加载压力从０．１ＭＰａ增加到１２０ＭＰａ，发现当挤压铸造的加载压力低于６０ＭＰａ时，会出现微孔洞；当加载压力大于１００ＭＰａ时，会出现纤维团聚并破损，导致最终抗拉强度降低，文献ｆ１５］表明，在８０ＭＰａ时拉伸性能最好。设置加载压力为８０ＭＰａ，将预制件的加热温度分别设为２５０，４００，６００，７５０℃，发现在６００℃时材料的抗拉强度最高达到２５９ＭＰａ。由此确定Ａ１２０３ｆ／Ｍｇ一４．２Ｚｎ．１．ＯＲＥ复合材料最佳挤压铸造工艺为：加载压力８０ＭＰａ，加热温度６００℃。１．４粉末冶金法
粉末冶金法（ＰｏｗｄｅｒＭｅｔａｌｌｕｒｇｙ）是最早用于制备金属基颗粒复合材料的工艺。该方法是将预制好的纯镁粉或镁合金粉与陶瓷颗粒均匀地混合在一起，混合粉末通过真空除气、固结成形后，再进行热压、锻造、轧制等冷、热塑性加工，制成所需形状、尺寸和性能的复合材料。制备过程中基体镁或者镁合金不必经过全熔的高温状态，因而界面反应大大减弱，且增强体颗粒在基体内分布均匀，从而赋予镁基复合材料更高的综合性能。
粉末冶金中，可选取的塑性加工方式较多，现在应用于制备镁基复合材料时多采用挤压工艺，ＳｉＣｌｌ６Ａ７］、Ａ１２０３【１８１、Ａｌ纳米颗粒【１９１、ＺｒＢ２、ＴｉＣ、ＴｉＢ２【２０１、Ｔ尚Ａ１．４Ｖ合金【２１１、Ｃ６０ｔ２２】等作为增强相的复合材料均可以采用挤压工艺。烧结温度根据不同的复合材料而有所变化，挤压温度与挤压比都要看具体材料而定，如表１所示。
下屈服强度１６６ＭＰａ，抗拉强度１８６ＭＰａ，延伸率为
１９．Ｏ％。
Ｗａｎｇ等１８】用搅拌铸造法制备了ＳｉＣ“坦９１复合材
料，将ＡＺ９１合金加热到７２０℃后降到５９０℃，使基体合金处于半固态，将ＳｉＣ。加热到６００℃后加入到半固态合金中，以１０００ｒ／ｍｉｎ搅拌３０ｒａｉｎ，迅速加热到７２０℃后在预热的钢模中浇铸成形，复合材料经４１５℃时效处理２４ｈ，消除了第二相Ｍｇｌ７Ａ１１２的影响。对复合材料的断裂行为进行原位ＳＥＭ观察，发现微裂纹在结合较弱的界面处形核产生，而且微裂纹主要出现在增强相颗粒密集区域［８１，并得出搅拌铸造制各的ＳｉＣｆｆＡＺ９１复合材料的断裂机制主要受基体与颗粒的界面控制。１．３・挤压铸造
挤压铸造法（ＳｑｕｅｅｚｅＣａｓｔ）是通过压机将液态金属强行压入增强材料的预制件中以制备复合材料的一种方法。其过程是先将增强材料制成一定形状的预制件，经干燥预热后放入模具中，浇注入熔融金属，用压头加压，液态金属在压力下浸渗入预制件中，并在压力下凝固，制成接近最终形状和尺寸的零件，或供用塑性成形法二次加工的锭坯。
使用这种方法，可以制备各种类型的镁基复合材料：Ａ１２０３ｆ／ＡＳ２１ｔ９１，ＳｉＣＤ与／ＡＳ２１［９１，ＳｉＣｗ／ＡＺ９１［１０１，
ＳｉＣｐ／ＡＥ４２［１¨，Ａ１２０３Ｆ／ＡＥ４２［１１１，Ａ１２０３ｔｑＡＭｌ００［１２１，
ＳｉＣ。／ＺＫ６０［１３１，Ａ１２０３ｆ／ＱＥ２２ｔ１４１。
Ｚｈｅｎｇ等【１０】通过液相成形法制备了ＳｉＣ晶须体积含量为２０％的预制件，进行挤铸之前，先将预制件与模具加热到５００℃，ＡＺ９１合金液加热到８００℃后倒入模具，加载压力慢慢增加到１００ＭＰａ，恒定加载３
表１
ＴａＩｂｌｅｌ
ｍｉｎ，
粉末冶金中不同复合材料的制备工艺
Ｃｏｍｐｏｓｉｔｅｓｆａｂｒｉｃａｔｉｏｎｐｒｏｃｅｓｓｏｆｐｏｗｄｅｒｍｅｔａｌｌｕｒｇｙ
ｒａｔｉ。
Ｍａｔｅｒｉ“ｓ＿磊；品ｉ夏忑Ｓ／ｉ℃ｎｔｅｒｉｎ８磊：孑磊ｉ—ｉＨｏｍｌｐｄｅｉｎｒａｇｔｕｔｉｒｅｍ／ｅ℃ｂｅｆｏｒＴｉｅｍｅｘｅｔ／ｒｍｕｓｉｎｉｏｎ—ＥｘｔｒＩｌｓｉ。ｎ／℃Ｅｘｔｒｕｓｉ。ｎ
Ａ１２０３／Ｍｇｔｌ…Ａ１／Ｍｇｔ”Ｊ
ＺｒＢ２，ＴｉＣ，ＴｉＢ卅Ｍ９９ＡＩｔ２１】
Ｔｉ－６ＡＩ－４Ｖ／ＺＫ５１ｔ２２１
Ｃ６０／ＡＺ９１１２３１
５００５００３７５５３０
．
１２０１２０２４０１２０
一
３００４００
一
９０６０
－
２５０３５０３５０３５０２５０
２０．２５：１２５：ｌ２５：１１５：１４４：ｌ
一一
一一
Ｈａｓｓａｎ等ｆ１８１将Ａ１２０３陶瓷颗粒与Ｍｇ粉末用搅拌机混合，压制成预制件，预制件５００℃下烧结２
ｈ，３００
当Ａ１２０３尺寸为５０ｎｍ时，复合材料的室温ＨＶ硬度、屈服强度和抗拉强度分别达到６９５，１９４，２５０ＭＰａ；随着陶瓷相尺寸的增加，性能有所下降，当Ａ１２０３尺寸为１ｐ，ｍ时，复合材料的室温ＨＶ硬度、屈服强度和抗拉强度为５１２，１７２，２２７ＭＰａ，但材料的延伸率却
℃保温９０ｈ后进行挤压，挤压比２０．２５：１，挤压温度３００℃，制备得到２．５％Ａ１２０３（质量分数，下同）增强Ｍｇ复合材料。陶瓷相颗粒的尺寸对性能有很大的影响，
第３期杜文博等：镁基复合材料的制备方法与新工艺
・５６１・
达到１６．８％。Ｚｈｏｎｇ等人【２３】使用粉末冶金法制备了纳米Ａｌ颗粒增强Ｍｇ复合材料，将纯镁（粒度为６０～３００ｔａｍ）与ＡＩ粉末（平均尺寸１８ａｍ）通过搅拌机混合均匀，压制成圆柱体预制件，在５００℃烧结２
ｈ，４００℃
保温６０ｍｉｎ后挤压成赢径为７ｍｍ的复合材料小棒，挤压比２５：１，挤压温度３５０℃。文献【２３】表明，经纳米Ａｌ颗粒增强后，Ｍｇ基复合材料的力学性能均显著提高，当Ａｌ含量为０．５％时达到最佳，此时屈服强度
为２１８ＭＰａ，抗拉强度为２７１ＭＰａ，失效应变达到
６．２％，分别比纯镁提高了６２％、４３％以及３５％。
粉末冶金中的烧结主要有传统方式以及微波烧结两种，传统烧结是热传递由外向内，导致粉末压制件内部的微观特征不好；而微波加热的热传递由内到外，导致粉末压制件的表面微观结构较差。为了解决这两种烧结方式存在的问题，Ｇｕｐｔａ等【２４】提出一种新型的加热方式，由微波加热与基座辐射加热相结合，称之为双向加热。已经用此种方法制备出高性能的Ｃｕ颗粒［２５１、Ｙ２０３颗粒【２６１、纳米碳管与Ａ１２０３复合增强【２７１镁基复合材料。
Ｃｕ颗粒增强复合材料的制备【２５１，首先在氩气保护手套箱内称量，将混合均匀的粉末压制成预制件，预制件用新型的复合加热方式烧结，使用ＳｉＣ作为微波吸热基座，在预制件中形成了较均匀的温度梯度，烧结后的预制件在３５０℃下挤压成直径为７ｍｍ的小棒，挤压比为２５：１。Ｃｕ颗粒在复合材料中呈现连续的网状结构，细化了基体晶粒，使基体平均晶粒从纯镁的２７ｔａｍ降低为１５ｔａｍ。含Ｃｕ０．６％的Ｍｇ基复合材料的弹性模量为５９．７ＧＰａ，屈服强度为２３７ＭＰａ，抗拉强度
为２８６ＭＰａ，分别比纯镁增加了４０％、８２％以及５１％，
复合材料的性能得到了显著的改善。１．５机械合金化法
机械合金化（ＭｅｃｈａｎｉｃａｌＡｌｌｏｙｉｎｇ，简称ＭＡ）是合金时最早采用的【２引，是一种非平衡态下的粉末固态Ｔａｎｇ等【２９】将Ｍｇ粉末与Ｗ１４Ａ１８６粉末称量，放置ｒ／ｍｉｎ转速球磨不同时间，混合粉末在
ＭＰａ下压制成长方体预制件，预制件在真空炉里
加热到７４０℃，随后在４００ＭＰａ的压力下，４００℃恒
Ｓ后挤压铸造成Ｗ１４Ａ１８６／Ｍｇ复合材料。复
合材料的力学性能与球磨时间相关，球磨时间为０．５
ｈ
时，抗拉强度为３６０ＭＰａ，２ｈ时抗拉强度达到最大值
ＭＰａ，随着时间的进一步增加，强度下降，延伸
Ｌｕ等【３０】将Ｍｇ、ＡＩ、Ｓｉ粉末在氧气保护下以２５０ｒ／ｍｉｎ转速进行球磨，球与粉末质量比为２０：１，球磨后的粉末压制成形，预制件在４５０℃温度下烧结２
ｈ，
随后石墨润滑剂喷射，４００℃加热３０ｍｉｎ后热挤压成形，挤压比为２５：１。由于Ｍ９２Ｓｉ的形成以及晶粒细化作用提高了材料的力学性能，文献【３０】表明，随着球磨时间的增加，材料的强度升高。１．６熔体浸渗法
熔体浸渗法（ＭｅｌｔＩｎｆｉｌｔｒａｔｉｏｎ）包括压力浸渗、无压浸渗与负压浸渗。压力浸渗是先把陶瓷颗粒增强相预制成形，然后将基体熔体倾入，在一定的压力下使其浸渗到颗粒间隙而达到复合目的［３１，３２１。无压浸渗是熔融镁合金在惰性气体保护下，不施加任何压力对压实后的陶瓷颗粒预制件进行浸渗，从而制备出陶瓷颗粒增强镁基复合材料。该工艺设备简单，成本低，但陶瓷增强相与镁合金基体之间的润湿性成了该工艺的关键技术【３３１。负压浸渗靠在陶瓷颗粒预制件下造成的真空产生的负压实现熔融镁合金对压实后的陶瓷颗粒预制块的浸渗［３４，３５］。
Ｃｈｅｎ等【３６】用压力浸渗法制备了ＳｉＣ。以及Ｂ４Ｃ。联合增强的ＺＫ６０基复合材料，将ＳｉＣ晶须与Ｂ。Ｃ颗粒混合均匀，使用合适的粘连剂制成预制件，将预制件
７００℃下加热２ｈ，在Ａｒ气保护下７３０℃高压熔渗制
备ＺＫ６０基复合材料。复合材料的界面表明在ＳｉＣ／Ｍｇ界面上有ＭｇＯ纳米颗粒出现，而在Ｂ。ｃ颗粒周围则出现少许ＭｇＢ２纳米棒，ＳｉＣ晶须与Ｍｇ的位相关系研究表明，ＳｉＣ晶须与Ｍｇ具有两种位相关系【３酗，
［１ｌ
１］ｓｉｃ¨［０００１］Ｍ。，（０２２）ｓｉｃ岬１２０）ＭＢ；［１
１
１］ｓｉｃ
ｍ１２０］Ｍ。，
（０２２）。。。Ｉ｜（０１Ｔ２）Ｍｇ。该研究证实，从几何学上
【１１１］ｓｉｃ１１［ｏ００１］Ｍｇ，（０２２）。；。¨０１＿０）Ｍ。更容易在复合材料
中出现。
随着研究者的开拓创新，原位反应熔体浸渗法已经在镁基复合材料的制备上开始使用。
Ｃｈｅｎ等［３７】与Ｗａｎｇ等【３８】分别用原位反应浸渗法制备了ＴｉＣ／ＡＺ９１Ｄ，首先将Ｔｉ与Ｃ粉末机械混合，固态压制成预制件，在预制件与ＡＺ９１合金进行浸渗过程中，Ｔｉ与Ｃ充分反应形成ＴｉＣ颗粒。原位反应浸渗法制备的ＴｉＣ／ＡＺ９１Ｄ复合材料的拉伸性能提高，尤其是高温拉伸性能明显改善。ＡＺ９１常温抗拉强度为１７５ＭＰａ，ＴｉＣ／Ａｚ９１常温抗拉强度为２０３．４ＭＰａ，提高了１６．２％；而在高温下，ＡＺ９１的抗拉强度仅为３４ＭＰａ，ＴｉＣ／Ａｚ９ｌ抗拉强度为９５．２ＭＰａ，提高了１８０％。
１．７
ＤＭＤ法
ＤＭＤ法（ＤｉｓｉｎｔｅｇｒａｔｅｄＭｅｌｔＤｅｐｏｓｉｔｉｏｎ）是Ｇｕｐｔａ
等人提出的，先将基体与增强体颗粒在氩气保护下加
Ｂｅｎｊａｍｉｎ于２０世纪７０年代制备氧化物弥散强化高温合金化方法，其原理是通过高能球磨获得增强相。
在氩气保护的钢材腔里球磨，球与粉末质量比为１５：ｌ，
在室温下以５８０５００
温保持６０４５８
率随着球磨时间的增加而持续下降。
稀有金属材料与工程第３８卷
热熔化并过热，然后将过热处理的镁熔体搅拌均匀，由两个氩气喷嘴将射流均匀地喷射沉积到底部的基板上制备复合材料。
用ＤＭＤ法制备的复合材料基体与增强相之间的界面良好，增强相在基体里分布均匀，起到显著的晶粒细化作用，极大限度地抑制了孔洞的产生，是一种新型而有效的镁基复合材料的制备方法。使用该方法已经成功制备了Ｙ２０３颗粒［３９，４０］、Ａ１２０３颗粒【４１１、纯铝与ＴｉＣ颗粒联合增强［４２】的镁基复合材料。
Ｈａｓｓａｎ等人【３９】在心气保护下，将Ｙ２０３与Ｍｇ加
热，过热时在４６０ｒ／ｍｉｎ下进行２．５ｍｉｎ搅拌，搅拌桨叶上包覆着Ｚｉｒｔｅｘ２５（８６％ＺＲ０２、８．８％Ｙ２０３、３．６％Ｓ１０２、１．２％Ｋ２０和Ｎａ２０、０．３％无机物），防止将Ｆｅ元素带入
蓟熔液之中，通过两个氩气喷嘴，将搅拌后的熔融金属
液稀释在氩气中，通过均匀喷射沉积到金属基板上，氩气的流量控制在２５Ｌ・ｍｉｎ一，随后对复合材料进行挤压加工，挤压温度为３５０℃，挤压比为２０．２５：１。制备的复合材料晶粒得到明显细化，由纯镁的４９ｔｔｍ降低到６ｌａｍ。Ｙ２０３含量为０．６６％时，复合材料的综合性能最佳，ＨＶ硬度达到５６０ＭＰａ，屈服强度为３１２ＭＰａ，抗拉强
度为３１８ＭＰａ，延伸率为６．９％，除延伸率外，其他性
能均比纯镁有大幅度的提高。Ｈａｓｓａｎ等人【４ｌ】对相同工艺制得的Ａ１２０３／Ｍｇ进行力学性能测试，表明Ａ１２０３／Ｍｇ的综合性能得到显著提高，基体增强相尺寸为０．３ｌｘｍ
时综合性能最佳，ＨＶ硬度为５２０ＭＰａ，屈服强度为２００
ＭＰａ，抗拉强度为２５６ＭＰａ，延伸率为８．６％。１．８自蔓延高温合成法
自蔓延高温合成技术（Ｓｅｌｆ－ｐｒｏｐａｇａｔｉｎｇ
Ｈｉｇｈ．ｔｅｍｐｅｒａｔｕｒｅ
Ｓｙｎｔｈｅｓｉｓ，简称ＳＨＳ）是由前苏联科
学院院士Ｍｅｒｚｈａｎｏｖ及其同事于１９６７年首次提出［４３１。自蔓延高温合成技术基本原理是将含有两种或两种以上物质的混合物压坯的一端进行点火引燃使其发生化学反应，仅依靠化学反应放出的热量蔓延引起未反应的邻近部分发生燃烧反应，直至整个坯料反应结束，其反应的生成物一般为陶瓷或金属间化合物，尺寸可达亚微米至微米级。
Ｊｉａｎｇ等…选取Ｔｉ与Ｃ原子比为１：１的Ｔｉ粉末（平
均粒度２５岬）、Ｃ粉末（平均粒度３８
ｔｔｍ）以及Ａｌ
（平均粒度２７ｔｔｍ）通过球磨混合均匀，固态成形，压制件在真空电阻炉内８７３Ｋ下加热并恒温１５
ｍｉｎ，
１２
Ａ电流电阻线点火，ＳＨＳ法合成含有ＴｉＣ（约为５
ｔｔｍ）颗粒与纯铝的主合金。将主合金加入熔融的Ｍｇ合金液中，半固态搅拌后铸造。ＴｉＣ颗粒被Ａｌ包覆，与镁合金的润湿性较好。此种方法制备的ＴｉＣ／ＡＺ９１复合材料的ＨＢ硬度为８３０ＭＰａ，抗拉强度达到２１４
ＭＰａ，但延伸率下降为４％。
Ｗａｎｇ等［４５，４６］通过ＳＨＳ制备了ＴｉＢ２／Ｍｇ复合材料。选取Ｔｉ与Ｂ原子比为１：２的Ｔｉ、Ｂ粉末以及Ａｌ粉末通过球磨混合，固态成形压制为圆柱体预制件，在大约６８０－７２０℃温度下，ＳＨＳ反应形成ＴｉＢ２ｐ－ＡＩ主合金，将ＴｉＢ２ｐ－Ａ１加入熔融镁金属液，即可获得ＴｉＢ２／Ｍｇ复合材料。ＴｉＢ：颗粒的存在，使得基体在凝固过程中，
晶粒长大受到限制，从而细化晶粒，对材料的硬度进
行测试，发现铸态ＡＺ９１的ＨＢ为６１０ＭＰａ，而７．５％ＴｉＢ２／ＡＺ９１的ＨＢ达到７８０ＭＰａ，复合材料的硬度有显著的提高。１．９重熔稀释法
重熔稀释法（Ｒｅｍｅｌｔｉｎｇ
ａｎｄ
Ｄｉｌｕｔｉｏｎ，简称ＲＤ）
作为一种原位生成技术，已经在镁基复合材料的制各中使用。Ｚｈａｎｇ等［４７，４８］将尺寸小于７５ｐｍ的Ａ１、Ｔｉ和Ｃ粉末进行球磨，混合后的粉末压制成圆柱体预制件，预制件在氩气气氛保护下１２００℃烧结２０ｍｉｎ；在ＳＦ６＋Ｃ０２气体保护下７５０℃加热镁，将烧结的预制件加入熔融的镁液中，以２５０ｒ／ｍｉｎ的转速搅拌，浇铸合成８％ＴＩＣ／Ａｚ９１复合材料。通过ＸＲＤ分析，发现预制件中只存在Ａ１、ＴｉＣ以及Ａ１２０３相。预制件烧结过程的反应自由能计算如下：
３ＡＩ＋Ｔｉ－ＴｉＡｌ３
ＡＧ～．７２４ｋＪ／ｍｏｌ
（１）
ＴｉＡｌ３＋Ｃ＝３Ａ１＋ＴｉＣ
ＡＧ＝一７４．０２ｋＪ／ｍｏｌ
（２）
△Ｇ是在１４００Ｋ温度下的反应自由能，根据式（１）与（２）可以看出，在反应中Ａ１只是充当中间物的作
用，１４００Ｋ下混合粉末反应方程式可以写作：ＡＩ＋Ｔｉ
＋Ｃ＝ＡＩ＋ＴｉＣ，反应结束只生成ＴｉＣ与铝，与ＸＲＤ结果吻合。原位合成的ＴｉＣ颗粒的尺寸在０．２～１．０Ｂｍ之间，８％ＴｉＣ／ＡＺ９１复合材料的晶粒尺寸为１２Ｉｘｍ，弹性模量４９．１ＧＰａ，屈服强度１１５ＭＰａ，抗拉强度２３５ＭＰａ，比ＡＺ９１合金的力学性能均有提高。１．１０反复塑性变形法
反复塑性变形（Ｒｅｐｅａｔｅｄ
Ｐｌａｓｔｉｃ
Ｗｏｒｋｉｎｇ，简称
ｌ冲Ｗ）是Ｋｏｎｄｏｈ等人提出的一种非平衡加工技术。在材料制备过程中，将增强相颗粒与基体材料混合均匀后，用不同的压头交替进行压缩与挤压，经多次塑性变形后，坯体通过固相反应可以制备原位反应生成的强化相微粒子增强的高性能复合材料。压缩过程中，由于粒子的相对流动而互相混合、均匀分散；挤压过程中，基体与添加粒子受剪切力作用被细化。反复进行压缩与挤压，便可达到了晶粒细化与均匀分散的双重效果。
Ｄｕ等人【４９】通过在ＡＺ３ｌ基体（平均晶粒１１２．０岬）
中添加Ｓｉ０２颗粒（平均晶粒２１．３“ｍ），采用反复塑性变形方法制备了Ｍ９２Ｓｉ＋ＭｇＯ强化的Ｍｇ基复合材料。
第３期杜文博等：镁基复合材料的制备方法与新工艺・５６３・
利用ＤＳＣ结果计算了４Ｍ．ｇ＋Ｓｉ０２＝Ｍ９２Ｓｉ＋２ＭｇＯ的反应热为Ｄ一７０５ｋＪ，证明Ｍｇ可将Ｓｉ０２还原。相比于传统粉末冶金方法，该方法降低了固相反应温度，改善了增强体在基体中分布的均匀性，细化了基体与增强体颗粒的尺寸，制得的Ｍ９２Ｓｉ增强镁基复合材料的室温抗拉强度达３５０ＭＰａ以上。
２镁基复合材料的发展方向
在镁基复合材料的研究中，大量开发的增强相被证明具有良好的强化作用，可以显著的提高复合材料的综合性能，硅化物、碳化物、氧化物、硼化物、氮化物、金属粒子及合金、准晶以及碳纤维都已经作为镁基复合材料的增强相取得了研究并应用，准晶、碳纤维等较新增强相的研究给镁基复合材料带来了新的发展方向。如何选择合适的制备工艺，提高增强相与基体的润湿性，提高复合材料的综合性能将会是新型对现有制备工艺的研究与改进，从而得到最佳的制备工艺是现在镁基复合材料的研究重点之一。在粉末冶向加热的新型工艺，在预制件中形成了较均匀的温度梯原位合成技术所制备的镁基复合材料具有表面无已经在镁基复合材料的制备中取得了广泛的研究与应结语
。
镁基复合材料除了具有轻量化的优势外，还具备但是现在镁基复合材料的研究还存在一些问题，成良好的界面；复合材料的制备工艺过于复杂；有些先进的制各方法还停留在实验室中，无法实际应用。因此今后镁基复合材料研究重点将主要集中在开发新型增强相材料与原位反应合成技术，优化现有制备工艺，大规模制备高性能镁基复合材料。
参考文献
Ｒｅｆｅｒｅｎｃｅｓ
【１】Ｗｕ
Ｒｅｎｊｉｅ（吴人洁）．ＣｏｍｐｏｓｉｔｅＭａｔｅｒｉａｌｓ（复合材料）【Ｍ】．
Ｔｉａｎｊｉｎ：ＴｉａｎｊｉｎＵｎｉｖｅｒｓｉｔｙ
Ｐｒｅｓｓ，２０００：２
【２】ＷｕＹｕｆｅｎｇ（吴玉锋），ＤｕＷｅｎｂｏ（杜文博），ＮｉｅＺｕｏｒｅｎ（聂祚仁）
ｅｔ
ａ１．Ｒａｒｅ
ＭｅｔａｌＭａｔｅｒｉａｌｓ
ａｎｄ
Ｅｎｇｉｎｅｅｒｉｎｇ（稀有金属材料
与工程）田，２００７，３６（１）：１８４
【３】ＢｒａｓｚｃｚｙｆｉｓｋａＫＮ，ＬｉｔｙｆｉｓｋａＬ，ＺｙｓｋａＡ
ｅｔ
ａ１．Ｍａｔｅｒｉａｌｓ
ＣｈｅｍｉｓｔｒｙａｎｄＰｈｙｓｉｃｓ［Ｊ］，２００３，８１：３２６
【４】ＬｉａｎｇＬｉｃｈａｏ（梁立超），ＢａｉＹｌＩ（自或），ＹａｎｇＹｕｓｈａｎ（杨玉山）
ｅｔ
ａ１．Ｊｏｕｒｎａｌ
ｏｆＳｈｅｎｙａｎｇ
Ｕｎｉｖｅｒｓｉｔｙ
ｏｆＴｅｃｈｎｏｌｏｇｙ（沈阳工业
大学学报）【Ｊ】，２００７，２９（２）：ｌ３９
【５】ＹｅＨＺ，ＬｉｕＸＹ．ＪｏｕｒｎａｌＭａｔｅｒｉａｌＳｃｉｅｎｃｅ明，２００４，３９：６１５３【６】ＷａｎｇＳＪ，ＷｕＧＱ，ＬｉＲＨｅｔａ１．ＭａｔｅｒｉａｌｓＬｅｔｔｅｒｓ［Ｊ】，２００６，
６０：１８６３
【７】ＳｒｉｖａｔｓａｎＴＳ，ＡＩ—ＨａｊｒｉＭｃｓｌｅｔ，ＬａｍＰＣ．Ｃｏｍｐｏｓｉｔｅｓ雪叨，
２００５，（３６）：２０９
［８】ＷａｎｇＸＪ，ＷｕＫＨｕａｎｇＷＸｅｔａ１．ＣｏｍｐｏｓｉｔｅｓＳｃｉｅｎｃｅａｎｄ
Ｔｅｃｈｎｏｌｏｇｙ【Ｊ］，２００７，６７：２２５３
【９】ＴｒＱａｎｏｖｈＺ，ＳｚｆｉｒａｚＺ，Ｌｔｉｂ２ｉｒＪ
ｅｔ
ａ１．Ｊｏｕｒｎａｌ
ｏｆＭａｔｅｒｉａｌｓ
Ｐｒｏｃｅｓｓｉｎｇ
Ｔｅｃｈｎｏｌｏｇｙ【Ｊ】，２００５，１６２—１６３：１３１
【１０】ＺｈｅｎｇＭｉｎｇｙｉ，ＷｕＫｕｎ，ＹａｏＣｏｎｇｋａｉ．ＭａｔｅｒｉａｌｓＳｃｉｅｎｃｅａｎｄ
Ｅｎｇｉｎｅｅｒｉｎｇ爿【Ｊ】，２００１，３１８：５０
【ｌ１】ＣｈａｌｅｓｗａｒａｎＡｒｕｎａ，ＰｅｒｅｉｒａＩＭ，ＤｉｅｒｉｎｇａＨ
ｅｔ
ａ１．Ｍａｔｅｒｉａｌｓ
ＳｃｉｅｎｃｅａｎｄＥｎｇｉｎｅｅｒｉｎｇ
Ａ阴，２００７，４６０～４６１：２６８
【１２】ＪａｙａｌａｋｓｈｍｉＳ，ＫａｉｌａｓＳＶ’ＳｅｓｈａｎＳ．ＪｏｕｒｎａｌｏｆＭａｔｅｒｉａｌｓ
Ｓｃｉｅｎｃｅ［Ｊ】，２００３，３８：１３８３［１３１ＹａｈＦｅｎｇ，ＸｕＺｈｏｕ，ＺｈａｏＭｉｎ
ｅｔ
ａＬ
ＳｃｒｉｐｔａＭａｔｅｒｉａｌｉａ［Ｊ］，
２００５，５３：３６１
【１４】Ｔｒｏｊａｎｏｖ‘Ｚ，ＷｅｉｄｅｎｆｅｌｌｅｒＢ，Ｒｉｅｈｅｍａｎｎ
Ｗ．Ｍａｔｅｒｉａｌｓ
ＳｃｉｅｎｃｅａｎｄＥｎｇｉｎｅｅｒｉｎｇＡ叨，２００６，４４２：４８０
【１５】ＹｏｎｇＭＳ，Ｃｌｅｇｇ
ＡＪ．Ｊｏｕｒｎａｌ
ｏｆＭａｔｅｒｉａｌｓ
Ｐｒｏｃｅｓｓｉｎｇ
Ｔｅｃｈｎｏｌｏｇｙ［Ｊ］，２００５，１６８：２６２
【１６】ＣｈｕａＢｗ’ＬｕＬ，ＬａｉＭ０．ＣｏｍｐｏｓｉｔｅＳｔｒｕｃｔｕｒｅｓ［Ｊ】１９９９，４７：
５９５
、
【１７】ＳｚｄｒａｚＺ，Ｔｒｏｊａｎｏｖ６Ｚ，ＣａｂｂｉｂｏＭ
ｅｔ
ａ１．Ｍａｔｅｒｉａｌｓ
Ｓｃｉｅｎｃｅ
ａｎｄＥｎｇｉｎｅｅｒｉｎｇ
Ａｆｔ］，２００７，４６２：２２５
【１８】ＨａｓｓａｎＳＦ’ＧｕｐｔａＭ．ＭａｔｅｒｉａｌｓＳｃｉｅｎｃｅａｎｄＥｎｇｉｎｅｅｒｉｎｇ
Ａ［ｒｌ，２００６，４２５：２２
【１９】ＷｅｎＸｉｅ，ＹｕｅＬｉｕ，ＤｅＳｏｎｇＬｉ
ｅｔ
ａ１．ＪｏｕｒｎａｌｏｆＡｌｌｏｙｓａｎｄ
增强相的研究方向。
金中引入由微波加热与基座辐射加热相结合，称之为双度，从而使得合成的复合材料成分分布均匀。而对制各工艺的研究，将对复合材料工业化生产提供技术基础。
污染、与基体相容性良好、界面结合强度高等优点，用。改进已有的制备技术，选择合适的增强相可以进行原位合成，如粉末冶金法，机械合金化、熔体浸渗法以及自蔓延高温合成法等传统的制备技术通过特定工艺原位合成复合材料；而重熔稀释以及反复塑性变形等新型原位生成技术也已经开始在实验室中进行研究。探索高性能、低成本、容易大规模生产的原位内生镁基复合材料制备技术将成为研究热点。３
优异的综合性能，具有良好的应用潜力。近年来，吸引了大量材料科学工作者对镁基复合材料制备技术的研究，如搅拌铸造、挤压铸造、粉末冶金、机械合金化、熔体浸渗等多种方法广泛使用在镁基复合材料的制备上：ＤＭＤ法、自蔓延高温合成法、重熔稀释法、反复塑性变形等新工艺也开始在镁基复合材料的制备上得到应用。
如增强相与基体间润湿性不强，无法在复合材料中形
・５６４・
稀有金属材料与工程第３８卷
Ｃｏｍｐｏｕｎｄｓ［Ｊ】，２００７，４３ｌ：１６２
ｆ２０】ＬｕＬ，ＬｉｍＣＹＨ，ＹｅｏｈｇＷＭ．ＣｏｍｐｏｓｉｔｅＳｔｒｕｃｔｕｒｅｓ［Ｊ］，
２００４，６６：４１
（姜启ＪＩＩ）．ＭａｔｅｒｉａｌｓＳｃｉｅｎｃｅ＆Ｔｅｃｈｎｏｌｏｇｙ（材料科学与工艺）明，２００１，９（２）：２１９
【３６］ＣｈｅｎＹＸ，ＬｉＤＸ．ＭａｔｅｒｉａｌｓＬｅｔｔｅｒｓ［Ｊ］，２００７，６１：４８８４【３７】ＣｈｅｎＬｉｑｉｎｇ，ＧｕｏＪｉｎｈｕａ，ＹｕＢａｏｈａｉ
Ｔｅｃｈｎｏｌ［Ｊ】，２００７，２３（２）：２０７
ｅｔ
【２ｌ】ＸｉＹＬ，ＣｈａｉＤＬ，ＺｈａｎｇＷＸｅｔａ１．ＳｃｒｉｐｔａＭａｔｅｒｉａｌｉａ［Ｊ］，
２００６，５４：１９
ａ１．Ｊ
Ｍａｔｅｒ
Ｓｃｉ
［２２】ＷａｔａｎａｂｅＨ，Ｆｕｋｕｓｕｍｉ
Ｍ，ＩｓｈｉｋａｗａＫｅｔ
ａ１．Ｓｃｒｉｐｔａ
【３８］ＷａｎｇＪｉｊｉｅ，ＧｕｏＪｉｎｈｕａ，ＣｈｅｎＬｉｑｉｎｇ．ＴｒａｎｓＮｏｎｆｅｒｒｏｕｓＭｅｔ
Ｓｏｃ
Ｍａｔｅｒｉａｌｉａ［Ｊ］，２００６，５４：１５７５［２３】Ｚｈｏｎｇ
ＸＬ，Ｗｏｎｇ
Ｃｈｉｎａ［Ｊ］，２００６，１６：８９２
ＷＬＥ，ＧｕｐｔａＭ．ＡｃｔａＭａｔｅｒｉａｌｉａ［Ｊ］，２００７，
【３９】ＨａｓｓａｎＳＦ’ＧｕｐｔａＭ，ＪｏｕｒｎａｌｏｆＡｌｌｏｙｓａｎｄＣｏｍｐｏｕｎｄｓ【Ｊ】，
２００７，４２９：１７６
５５：６３３８
［２４】ＧｕｐｔａＭ，ＷｏｎｇＷＬＥ．ＳｃｒｉｐｔａＭａｔｅｒｉａｌｉａ［Ｊ］，２００５，５２：４７９［２５】ＷｏｎｇＷＬＥ，ＧｕｐｔａＭ．ＣｏｍｐｏｓｉｔｅｓＳｃｉｅｎｃｅａｎｄＴｅｃｈｎｏｌｏｇｙ
【Ｊ】，２００７，６７：１５４１【２６】Ｔｕｎ
Ｋｈｉｎ
Ｓａｎｄａｒ，Ｇｕｐｔａ
［４０】ＧｏｈＣＳ，ＷｅｉＪ，ＬｅｅＬＣ
５１１５
ｅｔａ１．Ａｃｔａ
Ｍａｔｅｒｉａｌｉａ［Ｊ］，２００７，５５：
【４１】ＨａｓｓａｎＳＦ＇ＧｕｐｔａＭ．ＪｏｕｒｎａｌｏｆＡｌｌｏｙｓａｎｄＣｏｍｐｏｕｎｄｓ［Ｊ］，
Ｍ．Ｃｏｍｐｏｓｉｔｅｓ
Ｓｃｉｅｎｃｅ
ａｎｄ
２００６，４１９：８４
Ｔｅｃｈｎｏｌｏｇｙ［Ｊ］，２００７，６７：２６５７［２７】Ｔｈａｋｕｒａ
【４２】ＷｏｎｇＷＬＥ，ＧｕｐｔａＭ，ＬｉｍＣＹＨ．ＭａｔｅｒｉａｌｓＳｃｉｅｎｃｅａｎｄ
Ｔ
Ｓ，Ｇｕｐｔａ
Ｓａｎｊａｙ
Ｓｃｉｅｎｃｅ
Ｋｕｍａｒ，Ｓｒｉｖａｔｓａｎ
Ｍａｎｏｊ．ＥｎｇｉｎｅｅｒｉｎｇＡｆｔ］，２００６，４２３：１４８
Ｍａｔｅｒｉａｌｓ
ａｎｄＥｎｇｉｎｅｅｒｉｎｇＡ［Ｊ］，２００７，４６６：３２【４３】Ｔｊｏｎｇ
Ｓ
Ｃ，ＭａＺＹ．ＭａｔｅｒｉａｌｓＳｃｉｅｎｃｅａｎｄＥｎｇｉｎｅｅｒｉｎｇＲｆＪ］，
［２８】ＢｅｎｊａｍｉｎＪＳ．ＭｅｔａｌｌｕｒｇｉｃａｌＴｒａｎｓａｃｔｉｏｎｓ【Ｊ】，１９７０，ＡＩ：２９４３【２９】ＴａｎｇＨＱＭａＸＦ，ＺｈａｏＷ
Ｃｏｍｐｏｕｎｄｓ［Ｊ］，２００７，４３７：２８５【３０】Ｌｕ
Ｌ，Ｔｈｏｎｇ
Ｋ
ｅｔ
２０００，２９：４９
ａ１．Ｊｏｕｒｎａｌ
ｏｆＡｌｌｏｙｓａｎｄ
【４４】ＪｉａｎｇＱＣ，ＬｉＸＬ，ＷａｎｇＨＹ．ＳｃｒｉｐｔａＭａｔｅｒｉａｌｉａ［Ｊ］，２００３，
４８：７１３
ＫＧｕｐｔａ
Ｍ．Ｃｏｍｐｏｓｉｔｅｓ
Ｓｃｉｅｎｃｅａｎｄ
【４５】ＷａｎｇＶＷａｎｇＨＹＭａＢＸ
Ｃｏｍｐｏｕｎｄｓ［Ｊ］，２００６，４２２：１７８
ｅｔ
ａＬＪｏｕｒｎａｌ
ｏｆＡｌｌｏｙｓ
ａｎｄ
Ｔｅｃｈｎｏｌｏｇｙ［Ｊ］，２００３，６３：６２７【３ｌ】Ｈｕｆｅｎｂａｃ
ｗ’ＡｎｄｒｉｃｈＭ，ＬａｎｇｋａｍｐＡ
ｅｔ
ａ１．Ｊｏｕｒｎａｌ
ｏｆ【４６】ＷａｎｇＹＷａｎｇＨＹＹａｎｇＹＦ
ｅｔ
ａ１．Ｍａｔｅｒｉａｌｓ
Ｓｃｉｅｎｃｅａｎｄ
ＭａｔｅｒｉａｌｓＰｒｏｃｅｓｓｉｎｇＴｅｃｈｎｏｌｏｇｙ［ｊＪ】，２００６，１７５：２１８
【３２】ＷａｎｇＳＩｔ，ＧｅｎｇＨＲ，ＷａｎｇＹＺ
ＡｐｐｌｉｅｄＦｒａｃｔｕｒｅ
ｅｔ
ＥｎｇｉｎｅｅｒｉｎｇＡｆｔ］，２００８，４７８（１－２）：９
【４７】ＺｈａｎｇＸｉｕｑｉｎｇ，ＷａｎｇＨａｏｗｅｉ，ＬｉａｏＬｉｈｕａ
Ｓｃｉｅｎｃｅａｎｄ
ｅｔ
ａ１．Ｔｈｅｏｒｅｔｉｃａｌａｎｄ
ａ１．Ｃｏｍｐｏｓｉｔｅｓ
Ｍｅｃｈａｎｉｃｓ［Ｊ］，２００６，４６：５７
Ｔｅｃｈｎｏｌｏｇｙ［Ｊ］，２００７，６７：７２０
ｅｔ
【３３】ＧｌｌｄｅｎＭ，ＡｋｉｌＯ，ＴａｓｄｅｍｉｒｃｉＡｅｔａ１．ＭａｔｅｒｉａｌｓＳｃｉｅｎｃｅａｎｄ
【４８】ＺｈａｎｇＸｉｕｑｉｎｇ，ＬｉａｏＬｉｈｕａ，ＭａＮａｉｈｅｎｇ
Ｐ口，ｆ彳【Ｊ】，２００６，３７：２０１１
ａ１．Ｃｏｍｐｏｓｉｔｅｓ：
Ｅｎｇｉｎｅｅｒｉｎｇ彳叨，２００６，４２５：１４５
【３４】ＳｃｈａｌｌｅｒＲ．ＭａｔｅｒｉａｌｓＳｃｉｅｎｃｅａｎｄＥｎｇｉｎｅｅｒｉｎｇ彳叨，２００６，
４４２：４２３
【４９】ＤｕＷｅｎｂｏ，ＫｏｎｄｏｈＫａｔｓｕｙｏｓｈｉ，ＹｕａｓａＥｉｊｉ
Ｓｃｉｅｎｃｅ
ｅｔ
ａ１．Ｍａｔｅｒｉａｌｓ
Ｆｏｒｕｍ［Ｊ］，２００３，４１９－４２２：７８３
【３５】ＬｉＸｉｎｌｉｎ（李新林），ＷａｎｇＨｕｉｙｕａｎ（ｑ＝慧远），ＪｉａｎｇＱｉｃｈｕａｎ
ＣｏｎｖｅｎｔｉｏｎａｌａｎｄＮｏｖｅｌＦａｂｒｉｃａｔｉｏｎｏｆ
ＭａｇｎｅｓｉｕｍＭａｔｒｉｘ
Ｚｈａｏｈｕｉ，ＺｕｏＴｉｅｙｏｎｇ
Ｃｏｍｐｏｓｉｔｅｓ
Ｄｕ
Ｗｅｎｂｏ，ＹａｎＺｈｅｎｊｉｅ，ＷｕＹｕｆｅｎｇ，Ｗａｎｇ
（ＢｅｉｊｉｎｇＵｎｉｖｅｒｓｉｔｙｏｆＴｅｃｈｎｏｌｏｇｙ，Ｂｅｉｊｉｎｇ１０００２２，Ｃｈｉｎａ）
Ａｂｓｔｒａｃｔ：Ｉｎｔｈｉｓｐａｐｅｒ，ｔｈｅｆａｂｒｉｃａｔｉｏｎｍｅｔｈｏｄｓｏｆｍａｇｎｅｓｉｕｍｍａｔｒｉｘｃｏｍｐｏｓｉｔｅｓｗｅｒｅｉｎｔｒｏｄｕｃｅｄａｎｄｔｈｅｎｅｗｆａｂｒｉｃａｔｉｏｎｐｒｏｃｅｓｓｗａｓｅｍｐｈａｓｉｚｅｄ．Ｔｈｅｅｆｆｅｃｔｓｏｆｔｈｅｆａｂｒｉｃａｔｉｏｎｐｒｏｃｅｓｓｅｓ
ｏｎ
ｔｈｅｃｏｍｐｏｓｉｔｉｏｎ，ｓｔｒｕｃｔｕｒｅａｎｄｐｒｏｐｅｒｔｉｅｓｏｆｔｈｅｃｏｍｐｏｓｉｔｅｓ
ｗｅｒｅａｎａｌｙｚｅｄ．
Ｄｅｖｅｌｏｐｉｎｇｎｅｗｒｅｉｎｆｏｒｃｅｍｅｎｔｓａｎｄｎｏｖｅｌｉｎ－ｓｉｔｕｒｅａｃｔｉｏｎｓｙｎｔｈｅｓｉｓ，ｏｐｔｉｍｉｚｉｎｇｔｈｅｆａｂｒｉｃａｔｉｏｎｐｒｏｃｅｓｓａｎｄｐｒｅｐａｒｉｎｇｈｉｇｈｐｅｒｆｏｒｍａｎｃｅｃｏｍｐｏｓｉｔｅｓ
ｏｎ
ｌａｒｇｅｒｓｃａｌｅａｒｅｍａｉｎｒｅｓｅａｒｃｈｋｅｙｓ
ｔｏ
ｔｈｅｍａｇｎｅｓｉｕｍｍａｔｒｉｘｃｏｍｐｏｓｉｔｅｓ．
Ｋｅｙｗｏｒｄｓｔｍａｇｎｅｓｉｕｍｍａｔｒｉｘｃｏｍｐｏｓｉｔｅｓ；ｆａｂｒｉｃａｔｉｏｎ；ｐｒｏｐｅｒｔｉｅｓ
Ｂｉｏｇｒａｐｈｙ：Ｄｕ
Ｗｅｎｂｏ，Ｐｈ．Ｄ．，Ｐｒｏｆｅｓｓｏｒ，ＣｏｌｌｅｇｅｏｆＭａｔｅｒｉａｌＳｃｉｅｎｃｅａｎｄＥｎｇｉｎｅｅｒｉｎｇ，ＢｅｉｊｉｎｇＵｎｉｖｅｒｓｉｔｙｏｆＴｅｃｈｎｏｌｏｇｙ，Ｂｅｉｊｉｎｇ１０００２２，
Ｐ．Ｒ．Ｃｈｉｎａ，Ｔｅｌ：００８６－１０—６７３９２９１７，Ｅ－ｍａｉｌ：ｄｕｗｂ＠ｂｊｕｔ．ｅｄｕ．ｃｎ