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镁作为*轻的金属结构材料，不仅具备优异的比强度与比刚度，还兼具高导热性、高阻尼性和出色的电磁屏蔽性等*特功能特性。这些综合优势使其在航空航天、武器装备、交通运输、电子通信、生物医疗、储氢材料等领域展现出极其广阔的应用前景。然而，镁合金同时存在耐蚀性差、阻燃性低、高温性能不足等固有问题，严重制约了其更广泛的应用。当前，镁合金的潜力远未充分释放，其核心瓶颈在于结构特性（如强度、塑性）与功能特性（如阻燃、导热、耐蚀、电磁屏蔽等）难以协同优化，即结构功能一体化程度不足。《结构功能一体化镁合金》紧扣这一关键挑战，聚焦于实现镁合金结构与功能特性的协同提升。《结构功能一体化镁合金》系统总结了各项性能（结构强度、塑性、阻燃、导热、耐蚀、电磁屏蔽等）的理论机理、评价方法、关键影响因素、研究进展及未来展望，旨在为开发高性能结构功能一体化镁合金材料提供理论支撑与设计参考，进而加速其在交通运输、电子通信等行业的规模化应用。
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| 目錄：
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目录第1章 阻燃镁合金 11.1 概述 11.2 镁合金氧化？起燃与燃烧扩展机理 11.2.1 镁合金高温氧化机理 21.2.2 镁合金起燃机理 41.2.3 镁合金燃烧扩展机理 71.3 镁合金点燃特性和燃烧特性评估方法 101.3.1 点燃特性评估方法 101.3.2 燃烧特性评估方法 121.4 影响因素 151.4.1 影响镁蒸发的因素 151.4.2 阻碍扩散的氧化膜 261.5 阻燃镁合金系列 411.5.1 Mg Al Ca系列 421.5.2 Mg Al Zn Ca Y系列 431.5.3 Mg Gd/ Y系列 441.5.4 Be改性系列 451.5.5 含Sr系列 481.5.6 阻燃与力学的平衡设计思路 491.6 本章小结 50参考文献 50第2章 导热镁合金 582.1 概述 582.2 金属导热理论 602.2.1 电子热导率 612.2.2 声子热导率 642.2.3 导热理论模型 672.3 导热性能的表征和评价 702.3.1 导热性能的评价标准 702.3.2 导热性能的表征与测量 722.4 镁合金导热性能的影响因素 742.4.1 固溶原子单一固溶和多元固溶 742.4.2 金属间化合物 762.4.3 织构 802.4.4 位错 812.4.5 晶粒尺寸 812.4.6 宏观孔洞缺陷 832.4.7 温度 832.5 高导热镁合金的研究进展 862.5.1 高导热镁合金的设计思路 862.5.2 导热镁合金体系 862.5.3 高导热镁基复合材料 972.5.4 导热性能与力学性能的平衡 1012.6 高导热镁合金的应用和展望 1012.6.1 高导热镁合金的应用 1012.6.2 高导热镁合金的发展展望 103参考文献 104第3章 耐热镁合金 1113.1 概述 1113.2 耐热理论 1123.2.1 蠕变机制及蠕变性能评估 1123.2.2 高温变形机制及强化机制 1153.3 镁合金耐热性能的影响因素 1163.3.1 内部因素 1163.3.2 外部因素 1173.3.3 耐热镁合金的结构功能一体化设计 1193.4 耐热镁合金的研究进展 1203.4.1 稀土耐热镁合金 1203.4.2 碱土耐热镁合金 1293.4.3 其他耐热镁合金 1313.4.4 耐热镁基复合材料 1323.5 本章小结 133参考文献 133第4章 耐蚀镁合金 1404.1 概述 1404.2 镁合金腐蚀机理 1404.2.1 镁腐蚀概述 1404.2.2 阳极极化下镁的异常析氢 1414.2.3 单价镁离子理论 1424.2.4 腐蚀产物膜催化以及杂质富集理论 1434.2.5 催化活性增强理论 1454.2.6 镁合金腐蚀行为 1464.3 腐蚀性能的评价方式 1474.3.1 质量损失测试 1474.3.2 析氢测试 1484.3.3 pH 测量 1494.3.4 电化学方法 1494.3.5 微区电化学 1514.3.6 大气条件腐蚀测试 1514.4 镁合金腐蚀行为的影响因素 1534.4.1 合金元素 1534.4.2 杂质元素 1574.4.3 微观组织 1594.4.4 腐蚀膜层 1624.4.5 环境因素 1624.4.6 镁合金耐蚀性能改善途径 1644.5 耐蚀镁合金研究进展 1674.5.1 低合金含量的二元镁合金 1674.5.2 Mg Al系合金 1684.5.3 Mg RE系合金 1694.5.4 耐蚀力学性能的平衡设计思路 1714.6 本章小结 171参考文献 172第5章 电磁屏蔽镁合金 1795.1 概述 1795.2 电磁屏蔽机理 1795.2.1 外部反射损耗 1805.2.2 吸收损耗 1805.2.3 内部多重反射损耗 1805.3 电磁屏蔽性能评估 1815.3.1 电磁屏蔽效能 1815.3.2 电磁屏蔽效能评估方法 1825.4 镁合金电磁屏蔽性能影响因素 1835.4.1 固溶原子 1835.4.2 晶粒尺寸 1855.4.3 第二相 1855.4.4 变形织构 1925.5 电磁屏蔽镁合金研究进展 1965.5.1 Mg Al系 1965.5.2 Mg Zn系 1975.5.3 Mg Li系合金 2045.5.4 Mg RE系合金 2065.5.5 镁基复合材料 2065.6 本章小结 212参考文献 212第6章 阻尼镁合金 2156.1 概述 2156.2 阻尼性能的表征和评价 2156.2.1 阻尼的定义 2156.2.2 阻尼性能的量度 2166.2.3 阻尼性能的表征与测量 2176.3 镁合金的阻尼机理 2196.3.1 Seeger位错弯结对模型 2196.3.2 钉扎模型 2196.4 镁合金阻尼性能的影响因素 2206.4.1 合金元素 2206.4.2 第二相 2226.4.3 晶粒尺寸 2236.4.4 晶粒取向 2246.4.5 热处理工艺 2246.4.6 变形工艺 2266.4.7 镁合金阻尼与力学性能的平衡设计思路 2266.5 高阻尼镁合金体系 2276.5.1 Mg Si系 2276.5.2 Mg Zr系 2286.5.3 Mg Ni系 2286.5.4 Mg Zn系 2296.5.5 Mg Al系 2326.5.6 其他镁合金 2346.5.7 镁基复合材料的阻尼性能 2356.6 本章小结 238参考文献 239
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| 內容試閱：
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第1章阻燃镁合金 1.1概述 镁合金绝对强度低的问题已初步得到解决［1］，耐蚀性差也有望通过引入保护涂层的方式得到显著改善，而易氧化燃烧仍限制着镁的工程化应用，尤其是在热管理部件上。针对其易氧化燃烧的问题，上海交通大学轻合金精密成型国家工程研究中心利用Re和Ca等元素使高温氧化膜致密化，基于熔体氧化方式开发出阻燃镁合金，实现镁合金熔炼过程无须保护，其中，2000年前后开发的**代阻燃镁合金燃点可达820℃，2013年开发的第二代阻燃镁合金燃点可达950℃［2］。针对该问题，日本熊本大学先进镁国际研究中心曾利用固体小样品炉内氧化方式开发了KUMADAI（熊大）耐热镁合金和KUMADAI不燃镁合金，其中MgYZn系耐热镁合金的燃点可达880℃，而在该合金体系基础上微合金化Yb、Be、Ca等元素，可将燃点提升至1000℃以上［3］；MgAlCa系的不燃镁合金则*高具有1163℃的燃点［4］。 早在1964年，美国联邦航空管理局（Federal Aviation Administration，FAA）就曾评估过镁合金的燃烧特性，采用动态火焰加热方式研究了AZ31B、AZ61A、AZ80A和ZK60A四种镁合金的耐火性，以此来模拟飞机发生火灾时镁合金零部件的服役表现。但对10～41kg的镁合金发动机铸件进行测试后发现，四种镁合金的燃点都在537℃左右，一旦起燃，镁合金零部件将持续燃烧，直至完全消耗，尤其是薄壁结构件。因此，美国FAA曾禁止在飞机客舱内使用镁合金。随着国内外诸多镁合金科研机构在阻燃镁合金研发方面取得重要进展，FAA取消了该禁令［5］。 然而，镁合金零部件的大规模使用仍受限于其易燃特性。现有的阻燃镁合金绝大多数采用静态的熔体氧化和炉内氧化方式进行研究，做到了镁合金熔炼过程不起燃；而镁合金零部件服役遭遇火灾时是大尺寸样品受到动态火焰作用，但目前对动态火焰作用下镁合金的起燃及扩展机理认识较浅，难以评估镁合金零部件遭遇火灾时的服役表现，无法确保镁合金零部件的安全服役，人们仍然十分忌惮“镁火”的出现。此外，受力承载是绝大多数镁合金零部件需要具备的基础功能，强韧、阻燃一体化是交通运输、航空航天、武器装备领域所用的镁合金零部件需要实现的目标。因此，全面认识镁合金氧化、起燃与燃烧特性机理，评估方法及影响因素，对完善镁合金防火设计理论，开发结构功能一体化高强韧阻燃镁合金材料，进而促进镁合金在各领域应用具有重要意义。 1.2镁合金氧化、起燃与燃烧扩展机理 镁合金遭遇火灾时，先后经历高温氧化、起燃及扩展燃烧等过程。在有氧环境中，高温氧化是镁合金起燃的必经阶段，无论是电磁加热、辐射加热，还是火焰加热，镁合金受热将先发生氧化反应，当热量累积使镁合金温度达到燃点时发生起燃。起燃是镁合金剧烈氧化失控的一种表现，剧烈氧化区域受热熔化并蒸发形成镁蒸气，镁蒸气扩散到样品外表面，剧烈氧化而形成火焰，标志着镁合金的起燃。镁合金自身燃烧形成的火焰不断将剩余样品加热至熔化，并蒸发形成镁蒸气，而新的镁蒸气发生燃烧形成火焰，表明镁合金的燃烧开始扩展传播。普通镁合金易燃且燃烧时释放大量热，故一旦起燃，就易将镁合金零部件燃烧殆尽。 1.2.1镁合金高温氧化机理 如图11所示，根据弗罗霍尔德（Fromhold）模型［6］，金属高温氧化主要包括五个阶段，其中，气体氧分子碰撞金属表面、氧分子物理吸附、氧分子的分解与化学键结合这三个阶段是气固反应阶段，即初期氧化阶段；第四个阶段因材料成分性质不同而与氧相互作用各异，即为氧化膜成长阶段；第五阶段是形成氧化膜，包括保护性氧化膜和非保护性氧化膜两类。在初期氧化阶段，空气中的游离氧碰撞金属表面并被物理吸附，随后氧分子分解成氧原子并被化学吸附。化学吸附的氧原子极易从基体的金属原子中获得两个电子而成为氧离子，进而与金属阳离子反应，生成氧化物分子。初期氧化阶段进行得十分迅速，在极短时间内形成较薄的氧化层，主要涉及以下化学反应［7］： 随后进入氧化膜生长阶段。氧化膜的生长主要分为三个步骤：形成金属阳离子与氧阴离子、阴阳离子在氧化膜中迁移、阴阳离子结合生成氧化物分子。通常情况下，金属原子在氧化膜／金属界面处发生化学反应［式（12）］，失电子形成金属阳离子，而电子可以通过氧化膜传导至外表面，进而使氧原子在氧化膜／气体界面处发生化学反应［式（13）］，得电子形成氧阴离子。金属阳离子和氧阴离子在氧化膜中迁移，即金属阳离子往氧化膜／气体界面迁移，而氧阴离子往氧化膜／金属界面迁移，当阴阳离子相遇时发生化学反应，进而生成氧化物分子，从而导致氧化膜的生长增厚。 通常情况下，阴阳离子的迁移速度远低于电子的迁移速度，故氧化膜的生长主要取决于阴阳离子迁移速度。而氧化膜结构的不同也将影响阴阳离子的扩散方式，这主要取决于阴阳离子在氧化膜中扩散的难易程度［6］：① 只存在金属阳离子向外扩散，发生外氧化；② 只存在氧离子、氧分子或氧原子向内扩散，发生内氧化；③ 金属阳离子向外扩散和氧离子向内扩散同时存在，阴阳离子在氧化膜内相遇发生化学反应。当生成的氧化膜致密时，阴阳离子在氧化膜中的扩散速度将成为氧化膜生长的关键控速步骤；当生成的氧化膜疏松时，氧可沿着空隙或裂纹轻松进入，则界面反应成为氧化膜生长的关键控速步骤。 镁的氧化同样遵循上述过程，不幸的是，氧化生成的MgO对镁基体的保护十分有限，这归因于生成的MgO体积小于氧化所消耗的金属Mg体积，无法有效覆盖反应区域。早在1923年，Pilling和Bedworth就曾提出PB比（PillingBedworth ratio，PBR）来衡量氧化物对金属的保护能力［8］： 式中，Voxide是金属氧化物体积；Vmetal是生成氧化物所消耗的金属体积；Moxide是金属氧化物的相对分子质量；Mmetal是用于形成金属氧化物的金属质量；ρmetal和ρoxide分别是金属和金属氧化物的密度；n1是一个氧化物分子中的金属原子个数。当PBR＜1时，生成的氧化物无法覆盖基体，起不到保护作用，且易产生较大拉应力，造成膜层开裂；当PBR＞2时，生成的氧化物堆积易产生较大压应力，从而将氧化膜挤破，也会产生裂纹，无法起到良好的保护作用；故只有当PBR在1～2时，生成的氧化物可以完整覆盖镁基体，且膜层内部具有适当的压应力，可对基体起到良好的保护作用。MgO／Mg的PBR仅为0.81，小于1，即在纯镁表面氧化生成的MgO无法完全覆盖Mg基体，易产生较大拉应力，致使氧化膜破裂，无法有效隔绝外界氧环境，这也是纯镁易持续氧化的原因，尤其在高温环境中。 在纯Mg的高温氧化过程中，当积累的热量不足以将Mg蒸发时，Mg通常以Mg2＋的形式进行扩散。Mg2＋的离子半径为72pm（皮米，1pm＝1×10－12m），比O2－的离子半径（140pm）更小。在氧化中后期，当表层已形成较薄的MgO膜层时，半径更小的Mg2＋更易通过MgO膜层进行扩散。Wagner氧化理论［9］表明，纯镁的持续氧化主要与Mg2＋经MgO膜层扩散至氧化膜／空气界面有关，即Mg在镁基体／氧化膜界面处失电子，变成Mg2＋，而Mg2＋向外扩散至氧化膜／空气界面，与O2－反应生成MgO，其中Mg2＋向外扩散是MgO膜层生长增厚的关键控速步骤。但Mg2＋的持续向外扩散将使镁基体／氧化膜界面处积累较多空位，空位聚集，形成空洞，最终易使氧化膜脱离基体，引发开裂［10，11］。研究表明，晶格扩散和晶界扩散是两种促进氧化的主要扩散方式，当温度低于400℃时，晶格扩散很慢且几乎不存在晶界扩散［12］；当温度高于400℃时，晶格扩散加快，晶界扩散被激活，且高温下晶界扩散速率比晶格扩散大两个数量级［12］。Mg氧化成MgO的过程会释放大量热，再加上外界热源的作用，氧化后期，镁基体内积累的热量促使局部区域熔化，并蒸发出镁蒸气，而镁蒸气的氧化过程更为剧烈，对MgO膜层具有较强的破坏作用，其向外扩散过程中易冲击氧化膜而使膜层开裂，其在表面大量氧化，也易生成氧化物结节而破坏膜层均匀性。镁蒸气扩散至外表面与氧反应是后期加速氧化阶段的主要氧化形式。 图12为Czerwinski［13］总结的AZ91D镁合金的氧化过程：氧化初期，镁合金在外加热源作用下表面发生氧化，并形成较为均匀的致密氧化层，此时氧化层还可对镁基体起到一定的保护作用；氧化中期，在不同热膨胀系数及累积的内应力影响下，均匀的氧化层开始变形并形成“山脊”状，以释放部分内应力，并开始生长出“肿瘤”状氧化物结节；氧化末期，镁合金样品内部温度持续升高，氧化放出的大量热和外加热源的共同作用使得镁合金受热熔化甚至蒸发，镁液或镁蒸气沿着氧化物结节扩散至外表面并持续氧化，致使氧化层变得疏松，从而丧失保护性。 1.2.2镁合金起燃机理 镁合金起燃是剧烈氧化的结果，而其起燃形成的火焰表明最终发生燃烧的物质是气态的镁蒸气，故镁合金的起燃伴随着一系列状态转变以及热、动力学过程。镁合金的实际燃烧过程以辐射传热为主［14］，**理论［15，16］中，根据其辐射受热过程，通常将燃料的起燃过程分为三步。 **步，热解。燃料在外加热源作用下持续升温，直至表面热解，产生可燃性气体。对于液体燃料，受热蒸发，即为其热解过程；对于没有熔化过程的固体燃料，如木材，受热升华产生可燃性气体，即为其热解过程；对于有熔化过程的固体燃料，如镁合金，受热熔化并蒸发形成镁蒸气，即为其热解过程。燃料开始热解产生可燃性气体的温度即为其热解温度Tpy。 第二步，扩散。燃料热解生成的可燃性气体需要向外扩散，并与空气或氧气混合。当这些混合气体扩散到达点火源时，才可能被引燃。对于镁合金这种需经过氧化、熔化过程的固体燃料，其热解产生的镁蒸气需由镁基体／氧化层界面扩散，经过氧化层且到达氧化层／空气界面，进而与空气充分混合，并扩散至点火源处。 第三步，点燃。通常情况下，只要足量的可燃性混合气体扩散至点火源，便会立即发生剧烈的化学氧化反应而出现有焰燃烧。而对于无火源的加热方式，需将混合气体加热到自燃温度才能燃烧，自燃温度通常高于点燃温度，也远高于燃料的热解温度。 燃料的着火时间tig为热解、扩散和点燃三部分所消耗的时间之和［17］： 式中，tpy是将燃料加热至发生热解所消耗的时间；tmix是可燃性气体与空气混合并扩散至点火源位置所消耗的时间；tchem是可燃性混合物通过辐射升温至自燃或者火源加热至点燃所消耗的化学反应时间。就普通镁合金而言，在火焰作用下，镁蒸气与空气混合并扩散、点燃所消耗的时间都较短，远小于镁合金熔化并蒸发产生镁蒸气的时间，此时其着火时间约等于热解所需时间；对于阻燃镁合金，镁合金受热熔化并蒸发产生镁蒸气，以及镁蒸气在氧化膜层中扩散，都将消耗较长时间，这也是阻燃镁合金的两个设计思路，表面活性元素合金化以从起燃动力角度减小镁的蒸发速率，氧化膜致密化以从起燃阻力角度阻碍镁蒸气的扩散，此时镁合金着火时间近似等于热解时间与扩散时间之和。 Takeno等［18］曾将纯镁的氧化起燃机理总结为图13。受热初期，如图13（a）所示，镁样品在外加热源加热下持续升温，样品表面局部区域发生熔化，形成一个个孤立的熔池。受热中期，如图13（b）所示，更多的镁金属熔化汇聚在一起，表面被氧化膜覆盖；随着热量的持续积累，镁液升温蒸发，形成镁蒸气。受热末期，如图13（c）和（d）所示，氧化膜在热应力与生长应力作用下产生裂纹，镁蒸气沿着微裂纹扩散至外表面，与空气混合；当外表面足量的镁蒸气与空气的混合气体温度升高至其自燃温度时，发生燃烧，至此完成纯镁的氧化起燃过程。当外表面存在点火源时，只要有足量的镁蒸气逸出并与空气混合，便会发生起燃，比自燃过程迅速很多。 1.2.2.1毕渥数 在辐射加热作用下，材料可以分为热薄型材料和热厚型材料，其分类与辐射通量大小、材料厚度以及导热系数等有关。针对材料本身性质及其受热环境的不同，可采用毕渥数
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