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含碳增強體鎂基復合材料的制備和界面調控的研究現狀及發展趨勢

2022-01-13 14:07:09 作者：周海濤, 汪彥博, 肖旅, 孫京麗, 徐玉棱, 陳舸來源：材料研究學報分享至：

航空航天領域對輕質高模量構件的需求極為迫切，輕質高模量材料可使構件滿足承載、高精度和高穩定性的要求，以大幅度減輕構件、提高飛行器的綜合性能。現有的常規輕合金材料，難以同時滿足低密度、高強度、高剛度和高韌性的需求。鎂基復合材料保留了鎂合金的優點，還有比強度高、比剛度高、尺寸穩定性好、耐高溫性、耐沖擊性優良等特點[1, 2]。同時，鎂基復合材料還有電磁屏蔽和儲氫等特性，有望成為當今高新技術航空航天、軍工產品制造、汽車以及電子封裝等領域不可或缺的理想結構與功能復合材料[3-6]。

1 鎂基復合材料的組成

鎂基復合材料具有極強的設計性，可根據需要設計由不同結構、種類和體積分數的增強體與不同基體生成的合金。增強體、鎂合金基體以及連接增強體與基體之間的界面，都對鎂基復合材料的力學性能有重要的影響。

先根據工作環境對性能的要求選擇基體金屬，既要考慮基體的各種性能，還要考慮其與增強體的相容性，使基體與增強體達到最佳的復合和性能的發揮。目前采用的基體合金多為AZ31、AZ61和AZ91等Mg-Al系合金，很少采用Mg-RE、Mg-RE-Zr等高強耐熱稀土鎂合金。如果能采用這類高強韌稀土鎂合金作為基體，再輔以顆粒/纖維等復合強化手段，極有希望研發出性能更加優異的稀土耐熱鎂基復合材料。

增強體能使金屬基體的強度、模量、耐熱、耐磨等性能進一步提高。一般要求增強體有密度低，力學性能和功能特性優異、結構穩定、不易被鎂熔體損傷、與鎂基體界面結合良好等優點[7]。根據其形態，常用的增強體有顆粒、晶須和纖維。其中碳纖維（Cf）、碳納米管（CNTs）、石墨烯納米片（GNPs）、氧化石墨烯（GO）等碳納米材料具有超高的強度和韌性，是目前較為理想的增強體。但是，石墨烯層片之間強烈的范德華力，使其在鎂基體中極難均勻分散[8]。碳納米管具有較高的高溫穩定性，不易與金屬基體反應[9]。提高增強體材料與基體的界面潤濕性，一直是科研工作者研究的熱點。

應力從基體轉移到增強體的能力，是檢測基體是否得到增強體強化的評判標準。因此，得到一個好的基體與增強體的結合界面至關重要。基體與增強體的相容性，包括物理相容性（潤濕性、熱膨脹匹配性）和化學相容性（能否形成合適的、穩定的界面，是否發生有害的化學反應）。在制備金屬基復合材料的過程中，如果基體不潤濕增強體或與增強體發生劇烈化學反應，則表明它們之間的相容性不好。選用適當的增強體實現與基體良好的潤濕性和形成穩定的界面，是鎂基復合材料具有良好性能的保障。

2 使增強體均勻分散在復合材料中的制備技術

對于復合材料，增強體的體積分數越高意味著其在某一方面具有更高的性能。但是在實際的制備過程中，增強體體積分數越高團聚或偏聚越明顯。團聚的增強體不但沒有強化效果，反而導致應力集中而成為裂紋的萌生源，嚴重影響復合材料的性能。碳納米管、碳纖維等增強體與鎂合金的潤濕性差，在制備過程中極易纏結和團聚[10-12]。納米SiC顆粒（SiCp）很高的表面能和表面張力，使其在鎂基體中容易團聚。團聚后的納米級增強體顆粒的“聚集體”尺寸大，不僅失去了納米顆粒的增強效果，還使基體與增強體顆粒之間的潤濕變差，降低界面結合力，最終使復合材料失效[13]。因此，實現細小含碳納米增強體的均勻分散成為制備增強鎂基復合材料領域一個極具挑戰性的課題。目前主要采用以下技術提高鎂基復合材料中增強體分布的均勻性。

（1）粉末冶金技術

粉末冶金技術，是先將鎂合金粉末與增強體粉混合，然后經機械攪拌/超聲攪拌、烘干、壓制、燒結等工藝過程制備復合材料，其工藝流程如圖1所示[14]。粉末冶金技術對鎂合金的種類和增強相的類型的限制較少，且可控制增強相與基體的配比，從而制備出用其他技術方法不能制備的高體分增強體鎂基復合材料。

圖1 用粉末冶金法制備鎂基復合材料的示意圖[14]

Fig.1 Schematic of the preparation of magnesium matrix composites by powder metallurgy

粉末冶金技術中最關鍵的過程，是制備增強體在基體中均勻分散的原料。一般用液態分散法促進增強相分散，例如用超聲分散技術將納米碳材料分散在無水乙醇溶液中，然后與鎂合金粉/乙醇混合漿液混合，再進行機械攪拌混配成納米碳材料/鎂合金復合粉末混合漿料。將混合漿料進行過濾、真空干燥、燒結、熱擠壓和熱處理，制備出納米碳增強的鎂基復合材料[15, 16]。此外，還可將溶劑分散與機械球磨相結合使原料均勻分散，然后進行粉末冶金+熱擠壓制備納米SiCp增強鎂基復合材料[17]。

對增強體界面進行改性，能更好的實現其在基體中的均勻分散。先對納米SiCp進行800℃/2 h預氧化處理，再與Mg-8Al-Sn合金粉末均勻混合，然后進行真空燒結、熱擠壓處理制備出0.5 vol.% n-SiCp/AT81復合材料。結果表明，納米SiCp經預氧化處理后在復合材料界面生成了1 nm厚的MgA12O4層，強化了載荷傳遞[18]。將在無水乙醇中攪拌1h得到的GNPs渾濁液倒入Mg、Al、Sn液中，再電磁攪拌1 h。將得到的懸濁液在700℃烘干后得到復合粉末，然后對粉體進行真空熱壓燒結+熱擠壓。用該方法很好的實現了均勻分散，制備出的納米石墨烯增強鎂基復合材料其屈服強度和抗拉強度比基體分別提高了29.2%和14.0%[19]。

（2）攪拌鑄造技術

攪拌鑄造技術，包括液態攪拌鑄造和半固態攪拌鑄造，是一種制備顆粒增強鎂基復合材料的典型技術。在改善潤濕性的基礎上，常利用超聲振動的空化效應和聲流效應打散團聚的增強體，實現其在基體中的均勻分散。Muley[20]向720℃的AZ91熔體中添加平均尺寸為4 μm的Si顆粒，隨后對熔體施加超聲處理，使原位生成的Mg2Si顆粒彌散分布在基體中。

王曉軍采用半固態渦流攪拌技術制備出不同尺寸SiCp增強鎂基復合材料，所制材料顆粒分布均勻，空隙率小且沒有明顯氧化的夾雜。但是SiCp呈“項鏈狀”顆粒分布和在晶界上偏聚使界面成為弱結合，使鑄態SiCp增強鎂基復合材料的斷裂強度降低，需要后續熱變形以消除“項鏈狀”顆粒分布和改善界面結合[21]。采用合理工藝參數成功制備出多尺寸SiCp顆粒增強鎂基復合材料，與單一尺度SiCp相比，多尺寸復合材料中的小尺寸顆粒可延阻礙微裂紋的擴展，從而提高材料的抗拉強度[22]。但是在室溫拉伸過程中，在大尺寸顆粒的尖端部位容易形成裂紋源。基于以上分析，使用亞微米級或納米級的顆粒并對其進行鈍化處理，有利于進一步提高材料的力學性能[23]。

（3）液態壓力浸滲技術

液態壓力浸滲技術，是在壓力作用下將熔融液態金屬浸滲到預制體間隙中，是目前制備高體積分數增強復合材料最有效的技術之一。液態金屬在較高的壓力下凝固，可明顯減少氣孔、縮松等缺陷，使材料的組織比較致密。制備良好質量增強體均勻分布的預制塊，是該方法的關鍵。

制備預制塊的方法，有濕法成型、纏繞法和編織法。吳昆教授等用濕法成型制備了體積分數50%、粒徑分別為5 μm、20 μm和50 μm的SiCp/AZ91鎂基復合材料。研究表明，5 μm SiCp增強的復合材料具有更高的力學性能、更低的阻尼性能和熱膨脹系數[24]。采用碳纖維纏繞技術制備單向碳纖維均勻排布的預制體，再采用壓力浸滲方法可制備T300、T700和M40碳纖維增強鎂基復合材料。研究發現，M40的增強效果最明顯，使復合材料的彈性模量達到300 GPa，彎曲強度接近1300 MPa[25]。Wu等采用壓力浸滲法制備體積分數60%的Cf/Mg復合材料，發現碳纖維石墨化程度越高復合材料彈性模量越高，其熱膨脹系數越低[26]。

制備高體分增強體的預制塊，也是一種常見的預分散技術。先制備高體分的碳納米材料增強鎂基復合材料預制塊，然后將其加入熔融鎂中進行攪拌。在攪拌過程中預制塊逐漸熔化并分散在鎂基體中，從而制備出高體分且分散良好的碳納米材料增強鎂基復合材料 [27]。在此基礎上王曉軍等開發了一種預分散+攪拌鑄造的制備工藝，主要用超聲、磁力攪拌的方式制備黏附碳納米材料的鎂屑，然后將其加入半固態的熔融鎂中，再進行超聲和磁力攪拌進一步分散碳納米材料[28]，其過程示意圖如圖2所示。采用此工藝制備出的復合材料，增強體分散均勻、界面結合良好，其強塑性同時提高。

圖2 石墨烯增強鎂基復合材料過程的示意圖[28]

Fig.2 Schematic diagram of graphene reinforced magnesium matrix composites

（4）其它先進的制備技術

真空蒸發濃縮技術，在真空爐中使1%SiC/Mg-Zn鑄錠蒸發出部分鎂和鋅，可將14 vol.%納米SiCp均勻分布在基體中，其顯微組織如圖3所示。納米SiCp與鎂基體形成了半共格界面結合，提高了界面結合力和穩定性，經高壓扭轉后該復合材料的晶粒進一步細化。其室溫屈服強度、彈性模量和塑性分別達到了710 MPa、86 GPa和30%，而且400℃屈服強度高達123 MPa[29]。

圖3 SiC納米顆粒增強鎂基復合材料的顯微組織[29]

Fig.3 Microstructure of SiC nanoparticles reinforced magnesium matrix composites （a） SEM images of the uniform distribution and dispersion of SiC nanoparticles in magnesium matrix, （b） HRTEM image showing a characteristic interface between a SiC nanoparticle and magnesium matrix

3 界面優化技術

鎂基復合材料中的界面，是金屬基體與增強體間的“橋梁”，承受載荷時界面起傳遞載荷的作用。界面的性能決定復合材料在服役過程中載荷能否有效傳遞，最終影響復合材料的力學性能。而界面性能的優劣除了取決于金屬基體的成分、增強體的表面特性和復合材料的制造方法外，還取決于熔融鎂合金與增強體的潤濕狀況[30]。界面結合強度、界面與基體的潤濕程度以及界面的性能，都直接影響復合材料的性能。深入研究鎂基復合材料的界面反應、優化界面組織結構，對提高鎂基復合材料的性能至關重要[31]。

3.1 鎂基復合材料的界面反應

界面反應程度，對合適界面結構的形成和性能有很大的影響。制備鎂基復合材料時，一定要避免在界面生成大量反應產物、形成聚集的脆性相和脆性層。在Mg-Al合金中添加碳納米管、碳纖維、石墨烯等碳納米材料，復合材料中的C，Mg和A1三種元素可能根據碳纖維的石墨化程度、鎂合金中Al元素的含量以及制備條件的差異而發生各種不同的化學反應，生成Al4C3相或Al2MgC2相[32, 33]。這兩個相都對復合材料性能產生惡劣的影響，在設計材料時要避免或減少此類反應[34]。Bouix發現，在鎂合金中加入少量的鋯能明顯改善基體與碳纖維的潤濕性，使合金極易滲入到碳纖維束之間在其表面生成一層很薄的連續碳化物ZrCx；這種化合物的生成比含錳碳化物慢得多，可控制界面反應和界面結合強度[35]，為含鋯稀土鎂基復合材料的研制提供了思路。

3.2 鎂基復合材料的界面優化

可通過優化界面控制界面反應，從而改善界面結合。在973~1173 K溫度區間SiCp與鎂基體的潤濕角為76~83°，潤濕性較好[36]。而碳纖維在低于1273 K時與鎂合金的潤濕角仍然大于90°，潤濕性能很差，給Cf/Mg復合材料的制備帶來了很大的困難[37]。當金屬液與纖維不潤濕時纖維束之間的毛細作用阻力差增大了浸滲速度差，纖維束間金屬液的橫向流動對纖維束的擠壓使纖維束內的空隙進一步減小，從而使充填更難進行，最終使液態金屬的充填不完整[38]。提高熔體溫度、添加合金元素、表面改性、表面涂覆或優化制備工藝，可改善增強體和基體界面潤濕性[39, 40]。

對于Cf/Mg復合材料，為了最大限度地發揮Cf的性能，理想的界面結合狀況使涂層材料與基體潤濕性良好且有一定的反應，產生合適的界面結合強度。同時，反應層應該極薄且均勻，避免出現針狀有害界面相，而內部的擴散阻擋層可避免碳纖維直接與基體反應而降低性能。

依據這個理論模型，采用溶膠-凝膠法制備了MgO、SiO2、TiO2等涂層。結果表明，TiO2涂層經熔融鎂合金高溫浸滲后仍然保存了剩余一定厚度的反應阻擋層，隔絕了鎂合金中的合金元素與Cf的直接反應。同時，鎂基體與TiO2涂層的接觸區域非常干凈，沒有顆粒或針狀的界面反應產物，如圖4a所示。從圖4b可以看出，在鎂基體與TiO2涂層間有一層含有深色顆粒的完整過渡反應層，它們的界面反應產物是極薄的反應層。Cf表面的TiO2涂層，有擴散阻擋和弱界面反應的作用。

圖4 涂層對Cf/Mg復合材料界面的影響[38]

Fig.4 The effect of coating on the interface of Cf/Mg composite. （a） TiO2 coating Cf/Mg-2% Al composite material, （b） TEM morphology of TiO2 coating Cf/Mg composite interface

袁等在CNTs表面引入納米MgO，提高了CNTs與AZ91鎂合金基體間的界面結合強度[42, 43]。研究發現，CNTs與MgO之間形成了“納米級接觸界面”（Nanoscale-contact bonds）和“擴散結合界面”（Diffused interfacial bonds），如圖5a所示，通過“MgO”的橋接CNTs與鎂基體形成了強界面結合。同時，MgO/α-Mg界面有如下的晶體取向關系：

，MgO與Mg基體則形成了半共格界面結合（圖5b），其原子錯配度為6.5%。與此同時，CNTs與α-Mg形成了半共格界面結構，如圖5c所示。MgO@CNTs還具有更好的分散性，使分散在基體中的CNTs能更好地發揮應力細化強化、應力轉移強化和位錯強化等作用，提高復合材料的強度。

圖5 CNTs包覆MgO和AZ91-MgO@CNTs復合材料界面結合的示意圖[42]

Fig.5 Sketch diagrams of the interface bonding structures of AZ91-MgO@CNTs composite （a） CNTs/MgO, （b） MgO/α-Mg and （c） CNTs/α-Mg interface

MgO微觀結構上的區別，是復合材料力學性能差別的主要原因。研究表明，具有織構化的界面反應層能更有效地提高復合材料的力學性能。這種界面反應層織構化導致材料性能提升的結論，也在碳纖維表面具有織構化的BN膜層發現[43]。

TiN也是一種有效的涂層，對比有無TiN涂層的C/Mg復合材料的彎曲強度可以發現，TiN涂層與基體的交互作用增大了Cf和鎂基體之間的結合力，提高了有TiN涂層復合材料的橫向拉伸性能[44]。但是TiN是一種又脆又硬的間隙化合物，涂層厚度必須嚴格控制在10~15 nm以避免涂層微裂紋引起的碳纖維凹槽效應。

此外，碳納米材料常用的金屬涂層有Ni、Zn、Ti等。在碳納米管表面包覆Ni，在制備的鎂基復合材料的界面處生成Mg2Ni金屬間化合物，可改善CNTs與鎂基體的界面結合，使復合材料的顯微硬度、抗拉強度和屈服強度分別提高41%，39%和64%[45]。碳纖維表面的鍍Ni層改善了基體與增強體的界面結合性，使復合材料的性能提高。使用體積分數為1%的鍍Ni短碳纖維制備的復合材料，具有良好力學性能和導熱性能。在碳纖維表面鍍Zn能有效改善界面結合狀態，提高復合材料的彎曲彈性模量，降低材料的熱膨脹系數，20~200℃的平均熱膨脹系數為2.82×10-6 K-1[46]。但是，金屬涂層在纖維預熱時容易氧化而失去潤濕能力。同時，由于鎂基體的化學性質活潑，很容易與金屬涂層在復合材料界面處生成脆性的金屬間化合物，大大降低復合材料的性能，工藝控制的難度也比較大。

4 鎂基復合材料的力學性能

表1列出了目前常見含碳增強體增強鎂基復合材料的力學性能。可以看出，鎂基復合材料的強度隨著增強體的體積分數增加而提高，而且顆粒分布越均勻、尺寸越細小性能的提高越顯著。SiCp表面改性后界面的強化作用加之熱錯配強化、Orowan強化和細晶強化等的綜合強化作用，使制備出的鎂基復合材料的屈服強度和拉伸強度分別提高到255 MPa和393 MPa[18]。多相混雜增強的鎂基復合材料也具有很高的抗拉強度，（1 vol.%納米+4 vol.%亞微米+10 vol.%微米SiCp）/AZ91D的抗拉強度達到378 MPa，伸長率達到2.3%[48]。與SiCp相比，GNPs、GO和CNTs增強的鎂基復合材料具有更加優異的綜合力學性能，在提高強度的同時還保證了材料的塑性。但是這類增強體添加的體積分數或質量分數都比較低（3%），并未完全發揮出其提高復合材料力學性能的潛力。采用新工藝制備更高含量、更加均勻分布的碳納米材料增強鎂基復合材料，是今后的一個重要發展方向。使用金屬粉末和碳納米管混合球磨以及在碳納米管上涂覆鍍層，能更好地提高其性能[54]。在CNTs表面引入納米MgO，MgO@CNTs含量為3.0wt.%的復合材料其抗拉強度、屈服強度和斷后伸長率分別為331 MPa、274 MPa和8.6%，比基體分別提高了33.1%、61.2%、53.9%和22.8%，抗拉強度比CNTs表面未改性時提高了30 MPa[41]。

表1 常用含碳增強體增強鎂基復合材料的力學性能

Table 1 Mechanical properties of carbon-containing reinforcements reinforced magnesium matrix composites

對于以Cf為增強體的復合材料，其拉伸破壞的主要形式為纖維斷裂和界面脫粘。在Mg-Al系合金中，由于Al元素和Cf之間發生了化學反應，隨著基體中Al含量的提高界面處的化學反應隨之增加，生成的針狀Al4C3相影響復合材料的力學性能。

研究表明，單向復合材料的橫向拉伸強度，主要取決于纖維在基體中的分布[22]。若纖維分布不均勻則在基體內和界面上產生嚴重的局部應力和應變集中，使材料的內部損傷過早發生。在纖維分布密集區域的微觀裂紋很容易通過自身的發展和相互間的連接而形成細觀裂紋，導致材料的破壞。因此，從材料設計和制造的角度，應盡可能降低纖維分布的不均勻性和減小纖維密集區域。對于連續碳纖維增強金屬基復合材料，纖維軸相與橫向性能的巨大差異導致單向復合材料性能受纖維排列方式的嚴重影響，呈現出明顯的各向異性特征[7]。

宋美慧等用壓力浸滲法制備了不同高體分的連續碳纖維和石墨纖維增強鎂基復合材料，發現碳纖維與鎂合金基體復合良好，浸滲完全，沒有氣孔和分層等缺陷，碳纖維也沒有折斷，在鎂基體中分布均勻；結果還發現，隨著石墨化程度的提高纖維體積分數為60%的復合材料的強度不斷提高，拉伸強度從381 MPa提高到了1267 MPa，彈性模量為219~241 GPa；實驗進一步發現，對復合材料進行SiC顆粒混雜能有效改善碳纖維與鎂合金的潤濕，提高復合材料的力學性能，降低橫向熱膨脹系數和減少熱膨脹各向異性[55, 56]。

鎂基復合材料受制于鎂基的hcp結構，往往塑性較差其強度提高而塑性急劇下降。未來鎂基復合材料的設計和制備可模仿自然界中仿生構型，如貝殼的層狀結構。對于仿生結構的鎂基復合材料，有望同時提高強度、剛度和韌性[57]。模擬魚皮結構在纖維層中間鋪上鈦網，從仿生學角度制備Ti/Mg/Cf層狀復合材料，不僅強度提高了40 MPa，撓度也大幅度提高[58]。同時，添加的鈦網在材料纖維層斷裂后有連接和緩沖作用，使復合材料的延伸率提高（達到6%）[59]。在Mg與5.6%體積分數的Ti混合，在顯著提高鎂合金強度的同時還保留了良好的斷后延伸率（約為8%）[60]。在鎂合金中添加Cu、Ni等金屬也能提高鎂基復合材料的強韌性[61, 62]，只是較小的添加量使強度的提高有限。添加體積分數較高又大幅度提高復合材料的密度，很難同時滿足密度低、強度高、剛度高、韌性好的要求。由此可見，顯著提高鎂基復合材料的比強度、比剛度并保證其具有優異的韌性，是鎂基復合材料亟待解決的一個難題。使用韌性金屬材料和納米增強體混雜作為增強體，可能是一個有效的解決辦法。鄧等將10 μm、15vol.%SiCp增強的AZ91鎂基復合材料與韌性好的Mg-Zn-Y合金（ZW31）板材復合，用擠壓、軋制，退火等工藝制備出厚度為1 mm的ZW31/+AZ91/SiCp層壓板[63]，其工藝流程如圖6所示。ZW31合金層能吸收能量并減輕AZ91/SiCp層的應力集中，延緩了裂紋的擴展，退火后層壓板的延伸率為3.1%，但是層壓板的抗拉強度僅為312 MPa。盡管綜合力學性能并沒有明顯改善，但是為復合材料薄板的制備提供了新方法，也為復合材料的增強增韌途徑提供了很好的借鑒。

圖6 ZW31/+AZ91/SiCp層壓板的制備工藝流程[63]

Fig.6 Process flow diagram of ZW31+AZ91/SiCp laminate fabricated by co-extrusion and hot rolling

5 展望

鎂基復合材料的綜合性能優異，在各領域有巨大的應用潛力。但是，針對鎂基復合材料的研究目前還處于起步階段。為了進一步提高鎂基復合材料的力學性能、促進其應用，需要從以下幾個方面著手。

（1）高性能鎂基體合金的優化

基體金屬對復合材料的性能有決定性的作用。大量的研究多集中在AZ91、AZ61、AZ31等Mg-Al系合金，這些合金中的Al元素使高性能的碳納米材料難以加入，不能大幅度提高鎂基復合材料的性能。含鋯稀土鎂合金優異的室溫和高溫強韌性，正受到極大的關注。如果能將含鋯稀土鎂合金作為基體合金并添加碳納米增強相，有望進一步提高鎂基復合材料的性能。

（2）制備多相混雜增強的鎂基復合材料

除了多尺度SiCp、CNTs@SiC混雜增強體，還應該開發多相或三維尺度的新型增強體。例如，將一維結構的CNTs與石墨烯適當搭配，制備具有三維尺度結構的新型納米碳材料增強體（圖7a）、具有三維柱狀石墨烯/碳納米管納米結構增強體（圖7b）以及包裹石墨烯的納米SiC顆粒增強體。使用這類增強體制備的鎂基復合材料能發揮各增強體的獨特優勢，具有更優異的性能。目前有關多相混雜增強鎂基復合材料的研究還處于起步階段，有許多科學問題須要解決。

圖7 多相混雜增強示意圖

Fig.7 Schematic diagram of multiphase hybrid enhancement （a） Schematic diagram of self-assembly of CNTs and graphene[64], （b） Three-dimensional columnar graphene / carbon nanotube reinforced structure[65]

（3）用新工藝提高增強體在鎂基體中的分散性

增強體的分散性一直是制約復合材料性能的主要因素之一。現階段常用的手段，有超聲分散和機械攪拌。急需探索新分散工藝，如CNTs表面改性等。與傳統的外加增強體制備工藝相比，原位合成法避免了增強體表面的污染，與基體的相容性較好，界面結合好。

（4）新型結構仿生材料

天然生物材料的宏觀力學性能顯著優于其基本結構單元的簡單加和，諸如貝殼、骨骼等在微觀上呈現三維相互貫穿式結構。各組成相連通且相互穿插，可實現各組成相在性能與功能上的優勢互補，使材料同步強韌化。借鑒天然生物材料的三維互穿微觀結構，將鎂熔融浸滲至增材制造的鎳鈦合金骨架，可制備出輕質、高強、高阻尼、高吸能鎂-鎳鈦仿生復合材料。具體的制備工藝及結構，如圖8所示[66]。理解自然界神奇“結構-性能關系”，可為今后設計綜合性能優異的鎂基復合材料提供思路。

圖8 新型鎂-鎳鈦仿生復合材料的制備工藝及其三維互穿仿生結構[66]

Fig.8 Formation and 3D architecture of Mg-NiTi interpenetrating-phase composite

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