SiC颗粒增强AZ81镁合金基复合材料的制备及组织与力学性能
SiC颗粒增强铝基复合材料制备工艺及性能研究中期报告
SiC颗粒增强铝基复合材料制备工艺及性能研究中期
报告
中期报告主要介绍了SiC颗粒增强铝基复合材料的制备工艺和性能研究的进展情况。
具体内容如下：
1. 研究背景和意义
本文研究的是SiC颗粒增强铝基复合材料，这种材料因其轻质、高强度、高刚性、耐腐蚀等特点被广泛应用于航空、汽车、船舶等领域。
通过研究该材料的制备工艺和性能，可以提高材料的性能，为材料的应用提供支持。
2. 研究方法
本文首先使用球磨机对铝粉和SiC颗粒进行混合，然后采用压力机将混合物压制成坯料，最后通过热压烧结技术制备铝基复合材料。
对制备过程中的参数进行了系统的优化，研究了不同加热温度、保温时间、加压力度等对材料性能的影响。
3. 成果与分析
经过优化，最终制备出了质量稳定的SiC颗粒增强铝基复合材料，并对其力学性能和热性能进行了测试。
结果表明，SiC颗粒增强铝基复合材料的力学性能和热性能均显著优于纯铝材料，其中强度和硬度分别提高了40%和60%以上。
4. 存在的问题和展望
目前研究中存在一些问题，例如坯料压制不够均匀、材料中存在气孔等。
未来将着重优化制备工艺，提高材料的性能，并探索材料在不同应力条件下的性能表现。
总之，本文研究了SiC颗粒增强铝基复合材料的制备工艺和性能，为该材料的应用提供了基础性支持。
颗粒增强镁基复合材料概述
颗粒增强镁基复合材料颗粒增强金属基复合材料由于制备工艺简单、成本较低微观组织均匀、材料性能各向同性且可以采用传统的金属加工工艺进行二次加工等优点，已经成为金属基复合材料领域最重要的研究方向。
颗粒增强金属基复合材料的主要基体有铝、镁钛、铜和铁等，其中铝基复合材料发展最快；而镁的密度更低，有更高的比强度、比刚度，而且具有良好的阻尼性能和电磁屏蔽等性能，镁基复合材料正成为继铝基之后的又一具有竞争力的轻金属基复合材料。
镁基复合材料因其密度小，且比镁合金具有更高的比强度、比刚度、耐磨性和耐高温性能，受到航空航天、汽车、机械及电子等高技术领域的重视。
颗粒增强镁基复合材料与连续纤维增强、非连续(短纤维、晶须等)纤维增强镁基复合材料相比，具有力学性能呈各向同性、制备工艺简单、增强体价格低廉、易成型、易机械加工等特点，是目前最有可能实现低成本、规模化商业生产的镁基复合材料。
一、制备方法1、粉末冶金法粉末冶金法是把微细纯净的镁合金粉末和增颗粒均匀混合后在模具中冷压，然后在真空中将合体加热至合金两相区进行热压，最后加工成型得复合材料的方法。
粉末冶金的特点：可控制增颗粒的体积分数，增强体在基体中分布均匀；制备温度较低，一般不会发生过量的界面反应。
该法工艺设备较复杂，成本较高，不易制备形状复杂的零件。
2、熔体浸渗法熔体浸渗法包括压力浸渗、无压浸渗和负压浸渗。
压力浸渗是先将增强颗粒做成预制件，加入液态镁合金后加压使熔融的镁合金浸渗到预制件中，制成复合材料采用高压浸渗，可克服增强颗粒与基体的不润湿情况，气孔、疏松等铸造缺陷也可以得到很好的弥补。
无压浸渗是指熔的镁合金在惰性气体的保护下，不施加任何压力对增强颗粒预制件进行浸渗。
该工艺设备简单、成本低，但预制件的制备费用较高，因此不利于大规模生产。
增强颗粒与基体的润湿性是无压浸渗技术的关键。
负压浸渗是通过预制件造成真空的负压环境使熔融的镁合金渗入到预制件中。
由负压浸渗制备的SiC／Mg颗粒在基体中分布均匀。
高体积分数SiC颗粒增强Al基复合材料的制备和性能研究的开题报告
高体积分数SiC颗粒增强Al基复合材料的制备和性能研究的开题报告一、选题背景铝基复合材料作为一种高强度、高刚度、高耐热、高导热、高导电、低密度和良好的耐腐蚀性能的材料，广泛应用在航空、航天、汽车、军工等领域。
SiC颗粒是一种具有优良机械性能和高热稳定性的陶瓷材料，可作为铝基复合材料的增强相。
现有文献研究表明，SiC颗粒增强Al基复合材料具有较好的力学性能和耐热性能，在复合材料制备中具有广阔的应用前景。
二、研究目的本课题旨在通过制备高体积分数SiC颗粒增强Al基复合材料，探索其力学性能、耐热性能以及微观结构等方面的特性，以期提高铝基复合材料的综合性能，为实际应用提供理论支撑和技术指导。
三、研究内容1. SiC颗粒表面处理工艺的研究：通过对SiC颗粒表面处理，改善其与铝基矩阵材料之间的界面粘合力，提高复合材料的综合性能；2. 复合材料制备工艺的研究：选择适当的制备方法和工艺参数，制备出高密度、高质量的SiC颗粒增强Al基复合材料；3. 复合材料力学性能的测试研究：测定复合材料的拉伸、压缩、弯曲等力学性能，并对力学性能与颗粒体积分数、SiC颗粒尺寸、表面处理方式等因素的关系进行分析；4. 复合材料耐热性能的测试研究：采用热重分析等测试方法，研究复合材料的热稳定性能和耐氧化性能，并分析其与SiC颗粒分布、颗粒体积分数等因素的关系；5. 复合材料微观结构的分析研究：采用扫描电镜等显微镜技术，对复合材料的微观结构及界面结合情况进行分析研究。
四、研究意义本课题的研究结果将有助于：1. 提高铝基复合材料的综合性能，促进其在航空、航天、汽车、军工等领域的应用；2. 探索SiC颗粒增强铝基复合材料的微观结构和界面结合情况，为其进一步发展和应用提供理论基础和技术支持；3. 研究复合材料力学性能和耐热性能与SiC颗粒体积分数、颗粒尺寸、表面处理方式等因素的关系，为复合材料制备提供参考依据。
SiC颗粒增强镁基复合材料的研究
( 编辑 赵大良)
The Study on Magnesium Matrix Composite Reinforced with by SiC Particulates
极限拉伸强度的提高有赖于颗粒分布均匀性的改善和陶瓷/ 金属界面结合状态的改善. 复 合材料塑性( 延伸率) 比基体合金有较大下降, 尤其是当 SiCp 较细小时团聚较严重, 造成局部 “软区”和“硬区”, 微区变形不均匀, 在应变集中处过早萌生裂纹. 表1, 中同是20 % SiCp 增强 的 M B15镁合金, 20 Lm SiCp 的增强效果明显比5 Lm 的好, 延伸率也高出1倍以上, 表明界面 柔性有所增加, 即反应造成的危害有所减弱. 强度的提高则主要是 SiCp 分布均匀性提高后, 使 基体中的应变分布趋于均匀, 裂纹萌生推迟. 表1的结果还表明, 在所研究的粒子含量和尺寸范围内, 增强粒子含量增加, 弹性模量增 大. 在相同含量时, 不同粒子尺寸的复合材料的弹性模量无显著差别, 这与作者在铝基复合材 料中的研究结果相一致[ 2] .
3 力学性能测试结果及分析
表1列出了镁合金和本文所制备的镁基复合材料的主要拉伸性能参数. 为了比较, 表中同 时列出了完全按相同的工艺方法制备的铝基复合材料的性能指标. 显见, 经过加入陶瓷颗粒增 强后, 材料的强度性能指标有了显著提高, 特别是微变形抗力增加幅度较大. 本研究中, 所制备 的镁基复合材料的强度远高于文献[ 1] 中对国内外同类研究的归纳结果, 表明本文的研究已初 获成功. 从表1中比强度一栏还可看出, 镁基复合材料的比强度在一定程度上稍优于铝基复合 材料, 这为航空和航天领域的应用展现出良好的前景.
颗粒增强镁基复合材料专利技术综述
颗粒增强镁基复合材料专利技术综述【摘要】颗粒增强镁基复合材料的专利技术综述对于材料科学和工程领域具有重要意义。
本文首先介绍了颗粒增强镁基复合材料的研究背景和意义，指出其在航空航天、汽车制造等领域的应用价值。
接着详细介绍了颗粒增强镁基复合材料的制备方法和性能评价，分析了其在不同应用领域中的潜在用途和发展现状。
然后通过案例分析展示了颗粒增强镁基复合材料专利技术的实际应用。
探讨了颗粒增强镁基复合材料专利技术的未来发展方向、重要性和应用前景，为相关研究提供了参考和启示，为材料科学领域的进步做出了贡献。
【关键词】颗粒增强镁基复合材料、专利技术、制备方法、性能评价、应用领域、发展现状、案例分析、未来发展方向、重要性、应用前景1. 引言1.1 颗粒增强镁基复合材料专利技术综述概述颗粒增强镁基复合材料是指在镁基合金中添加其他强化颗粒，通过颗粒与基体之间的相互作用，提高镁合金的性能和应用范围。
这种复合材料不仅具有良好的机械性能和耐热性能，还能有效提高材料的强度和硬度，满足高端领域对材料性能的要求。
本文将对颗粒增强镁基复合材料专利技术进行综述，包括制备方法、性能评价、应用领域、发展现状和专利技术案例分析。
通过深入研究和分析，为未来的研究和应用提供重要参考，推动颗粒增强镁基复合材料专利技术的发展和应用。
1.2 颗粒增强镁基复合材料的研究背景颗粒增强镁基复合材料是一种具有优异性能的新型材料，其研究背景可以追溯到早期对镁合金材料的研究。
镁合金由于其密度小、比强度高、导热性好等优点，一直被广泛应用于航空航天、汽车制造、电子设备等领域。
镁合金也存在着脆性高、抗拉强度低、热稳定性差等缺点，限制了其进一步应用。
为了克服镁合金的缺点，研究者开始将颗粒增强技术引入镁基复合材料中。
通过在镁基材料中添加颗粒增强剂，可以有效改善材料的强度、硬度、耐磨性等性能，从而拓宽镁基材料的应用范围。
随着材料科学与工程领域的不断发展，颗粒增强镁基复合材料逐渐成为研究热点，吸引了众多科研人员和企业的关注与投入。
SiC颗粒增强镁基复合材料的现状及研究进展 2
SiC颗粒增强镁基复合材料的现状及研究进展学号：205100804 班级：金材101 姓名：秦淑梅摘要：SiC颗粒增强镁基复合材料以其高强度、高刚度、良好的尺寸稳定性、优良的铸造性能、各向同性等优点成为最为适用的工程材料之一，本文总结了SiC 颗粒增强体的制备方法及界面行为对镁基复合材料性能的影响，进一步研究了SiC颗粒增强镁基复合材料的机理，并陈述了现状及研究进展。
关键词：SiC颗粒镁基复合材料性能进展1.1 镁基复合材料的发展现状1.1.1 镁合金及镁基复合材料镁合金具有密度小、比强度和比刚度高，阻尼减振性能优良等优点，成为现代汽车、电子、通信等行业的首选材料[1]。
然而镁合金较低的弹性模量，有限的高温强度和耐磨性、耐蚀性较差，从而大大限制了其工业化应用。
为了改善镁合金强度低、力学性能差的缺点，科技人员向镁合金中加入高强、高弹性模量的碳纤维、碳化硅纤维等制成连续纤维增强镁基复合材料。
由于开始之初连续纤维的成本较高、制备工艺复杂，为了满足进一步推广应用的要求，必须研究低成本的镁基复合材料，因此人们又开始研究非连续增强镁基复合材料特别是颗粒增强镁基复合材料（如SiC颗粒增强相）。
与铝基复合材料相比，镁基复合材料具有更高的比强度、比刚度，同时还具有较好的耐磨性、耐高温及减震性能。
因此，镁基复合材料几个行业具有相当大的潜在应用。
1.1.2 目前镁合金的研究方向目前镁合金的研究热点大部分主要集中在以下五个方面：1)耐高温性能的改善；2)抗腐蚀性能的提高；3)塑性变形能力的改善；4)韧性及阻燃性的改善；5)镁基复合材料如何降低成本、扩大生产规模。
2.1 镁基复合材料中的增强相镁合金材料常用增强体镁合金材料选择增强体要求物理、化学相容性好、润湿性良好、载荷承受能力强等。
常用的增强体主要有C纤维、Ti纤维、B纤维，Al203短纤维，SiC晶须，B4c颗粒、SiC颗粒和Al203颗粒等[2]。
3.1 SiC镁基复合材料的制备方法3.1.1 粉末冶金法把均匀混合的陶瓷颗粒或者增强纤维与微细纯净的镁合金粉末进行机械混合，然后加热至合金两相区进行烧结，使增强物与镁基体聚集成一体形成镁基复合材料的方法。
SiC颗粒增强AZ81镁合金基复合材料
将８０ ，Ｚ １ １。Ａ ８ 镁基复合材料加工
试验用的基体材料为Ａ ８ 镁合 成尺寸为３ ｍｘ ０ｍｍｘ ０ｍｍ的 Ｚ１ ０ｍ ３ １
摩擦磨损试样 ．在ＷＭ．型往复块． ２
块式摩擦磨损试验机上进行摩擦磨
续 增 强镁 基 复 合 材料 ．其 增 强 物 用 其余 量 为Ｍｇ 。使 用 的增强 相 为微 米 损 试验 ．对偶 件 采 用洛 氏硬 度 为３ ２ 得较 多 的是ＳＣ、ＢＣ、Ａ２ 等 的颗 级 的ＳＣ ｉ ４ Ｉ Ｏ３ ｉ颗粒 ．颗粒尺 寸分别 为５Ｕ ＨＲＣ且 经调 质处 理 的４ 钢 ．其 尺 寸 ｍ ５ 粒 与 晶 须 。镁 基 复 合 材料 的制 备 工 和 １ ｍ。 ０Ｕ
液 相 线 温 度 以 上搅 拌 混 合 物 以降 低 ＳＣ颗粒 与液 态Ａ ８ 之 间的 反应 。 ｉ Ｚ１
２ ． 试验方法
按 照ＧＢ ４ ３ — ８ 《 ３ ８ ４ 金属 高温
试 验结 果与分析
１ＳＣ 粒增强 Ａ ８ 镁 合金复合 ．ｉ颗 Ｚ１
最后研究ＳＣ Ａ ８ 镁基复合材料的 ｉＪ Ｚ １ 拉 伸试 样 方 法 》 ．将铸 态 复 合 材 料 材料的显徽组织
Ｚ８ 镁 ２ 的分 过 程 中的 高 温 阶段 都 需 要 真空 、惰 Ａ １ 合 金熔化 加热 到７ ０℃ ．获 验 为 干磨 损 。采 用感量 为 １ ｍｇ
性气氛 、Ｃ Ｆ混 合气体 保护 ． Ｏ 和Ｓ 。
得成 分均 匀的合金熔液 ．在 镁合金熔 析天 平 测 定 试样 的磨 损 损 失质 量 ．
艺 与 铝 基复 合 材 料 基本 相 似 ．但 因 为１ ０ｍｍｘ ０ｍｍｘ ０ｍｍ。试验参 ５ ３ １
按２ ：１ 质 量 比称 一 定 量 的 数 ： 荷 为２ ． Ｎ ５ 的 载 ９ 恒定载 荷 ：滑 行速 ４
SiC颗粒增强铝基复合材料的制备及性能
Ａ ｓ ａｔ ＳＣ ｐｒｃｌ ｅｒｉ ｏｅｃｄａｕ ｉｉｍ ｍ ｔｘｃｍ ｏｉｓ ＳＣ ／ １ ｗ ｒ ｐｅ ａｅ ｙ ｐｗ ｅ ｍ ｔ ｌ ｇ ｅ ｏ ． ｂｔ ｃ： ｉ ａｔ ｕ ｔ ｅ ｆｒｎｅ ｍ ｎ ａｒ ｏ ｐｓ ｅ （ ｉｐ Ａ ） ｅｅ ｒ ｒｄ ｂ ｏ ｄ ｒ ｅａｕ ｙ ｍ ｔ ｄ ｒ ｉ ａ ｎ ｌ ｕ ｉ ｔ ｐ ｌｒ ｈ
金属基陶瓷复合材料兼具有金属的塑性和韧性和陶
粒， 山东潍坊 凯华碳 化硅 微粉有 限公 司 ， ＝ ０Ｉ Ｄ ２ ｍ。 ｘ
１２混粉 与模压 成形 ．
瓷的高强度和刚度等优点 ， 世界各国竞相研究开发这类材
料， 从材料的制备工艺 、 微观组织 、 力学性能与断裂特性等
角度进 行 了大量研 究 ， 了显著成 果 。碳 化硅 颗粒 增 强 取得
将模压成形的试样置于 Ｓ ＇ ２—１ ｌ 一 （ ２型管式电阻炉 内， 通入 Ａ 气， ｒ 抽真空 ， 反复 ３次 ， 在流动 气气氛下 ， ４０ 预烧 １ｈ 再 以一定的升温速率升温至 ５０Ｃ， ０￣ Ｃ ， ７￣ 保温 １５ｈ试样随炉冷却。将所制备的试样置于 ｓ 一 ． ， ２一ｌ ２ 型管式炉 内， 缓慢升温至 ５０ 保温 （５ｈ 立即将样品置 ０￣ Ｃ， ） ， ． 于蒸馏水中进行淬火处理 ， 淬火处理 的试验， 置于管式炉
明显的孔洞缺陷 ， 主要是 由于 Ｓ 这 ｉ Ｃ颗粒 质量分数较大 时， 材料挤压出现局部 的陶瓷颗粒 团聚而难 以压实 ， 从而
如图 ３ 所示 ， 从图中可知 ， 未添加 Ｓ ｉ Ｃ颗粒的硬铝基体材 料抗拉强度为 ２０Ｍ ａ随 Ｓ ６ Ｐ ， ｉ Ｃ颗粒含量的增加复合材料 抗拉强度 出现先升高后降低的趋势 ， Ｓ 在 ｉ Ｃ颗粒含量为 ７ 耽％时 ， 抗拉强度获得最大值 ， ３ １Ｍ ａ 为 １ Ｐ 。在颗粒加入 量为 １ ５耽％时 ， 抗拉强度值仍 高于硬铝基体材料 的抗拉 强度值 ， 在颗粒加入量为 ２ ０耽％时 ， 抗拉强度低于硬铝基 体合金。这主要是由于， Ｓ 当 ｉ Ｃ颗粒加入较少时 ， Ｃ颗粒 Ｓ ｉ
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沈阳工业大学硕士学位论文SiC颗粒增强AZ81镁合金基复合材料的制备及组织与力学性能姓名：王小宁申请学位级别：硕士专业：材料学指导教师：杨林20070305ＳｉＣ颗粒增强ＡＺＳＩ镁合金基复合材料的制备及组织与力学性能３实验结果及分析３．１基体合金与复合材料的显微组织观察及分析纯ＡＺＳｌ的微观组织如图３．１所示。
图３．１ａ、ｂ分别为铸态及固溶态的ＡＺ８１合金在光学显微镜下的微观组织。
由图３．１ａ可见ＡＺ８１合金的组织是由树枝状基体相和基体相问存在的中间相组成。
根据Ｍ９４ｄ合金相图，此类合金中主要存在ａ－Ｍｇ和ｐ－ＭｇｌＴＡｌｌ２两种相，ｃｔ－Ｍｇ相是基体相，ｐ＇ＭｇｔＴＡｌｌ２相是强化相。
图３．１纯ＡＺＳｌ台金的微观组织ａ）铸态；ｂ）固溶态Ｆｉｇ３．１Ｍｉｃｒｏｓｔｒｌ９４ｕｒｅｏｆＡＺＳｌｍａｇｎｅｓｉｕｍａｌｌｏｙａ）ａｓ－ｃａｓｔ；ｂ）ａｓ－ｓｏｌｕｔｉｏｎ当合金中Ａｌ元素的含量为８％时，在非平衡的凝固条件下，可出现共晶组织，即ｏＬｊ－Ｍｇ和１５－Ｍｇｌ７ＡＩｌ２共晶组织，但由于这种共晶组织中ｐ－ＭｇｌＴＡｌｌ２相较少，出现离异共晶，它往往分布在洳Ｍｇ相的晶界处。
图中依稀可见的大块晶粒是先共晶的ｃｔ－Ｍｇ固溶体，在先共晶ｃｔ－Ｍｇ固溶体晶界处具有黑色轮廓线的白色相是非平衡凝固产生的离异共晶体中的１３－ＭｇＩ？ＡＩｌ２相，即共晶组织中的ｃｔ－Ｍｇ依附在原有的先共晶ｏｒ．－Ｍｇ相上，ｐ－Ｍｇｌ７Ａ１１２相则以不规则的块状分布在晶界处。
在离异共晶相ｐ－ＭｇｌＴＡｌｎ周围的黑色组织是在共晶反应后的冷却过程中，由甜Ｍｇ固溶体中析出的二次［３－ＭｇｌＴＡｉｌ２相。
图３．１ｂ为ＡＺ８１镁合金在经过固溶处理后所得到的显微组织，从图中可以看出第二相Ｂ－Ｍｇｉ７Ａ１１２充分地溶入ａ－Ｍｇ基体中。
大部分区域都表现出０ｃ－Ｍｇ单相区，离异共晶现象消失，可以清晰地观察到晶界。
沈阳工业大学硕士学位论文图３．２、３．３、３．４为不同颗粒尺寸ＳｉＣｄＡＺＳｌ复合材料在铸态和固溶处理态的显微组织。
图３．２ａ为颗粒直径为２ｔｔｍＳｉＣｄＡＺ８１复合材料在铸态下的显微组织，从图中可以看出２ｔｕｎＳｉＣ颗粒大部分分布在晶界上，且能够看到局部地方的铸造缺陷。
图３．２ｂ为颗粒直径为２ｔａｎＳｉＣｖ／ＡＺ８１复合材料经固溶处理后的显微组织，从图中可以看出第二相ｐ－Ｍｇｌ７Ａｌｌ２充分溶入ａ．Ｍｇ基体中，ＳｉＣ颗粒大致的分布在ｃｔ－Ｍｇ基体的晶界处，而且出现团絮状，并能够观察到清晰的晶界。
图３．３为颗粒直径５ｔｔｍ的ＳｉＣｄＡＺ８１复合材料在铸态及固溶处理态下的微观组织，图３．３ａ为其在铸态下的显微组织，从图中可以看到有离异共晶和枝晶状争Ｍｇｌ７ＡＩｌ２分布在ａ－Ｍｇ相的晶界上，在晶界处的黑色区域为第二相［，－Ｍｇｌ７ＡＩｌ２，组织中的黑色圆点为ＳｉＣ颗粒，均匀分布，其余的为ａ－Ｍｇ基体。
图３．３ｂ为经过固溶处理（水冷）后所得到的显微组织，可以看到第二相Ｂ－ＭｇｌＴＡｌｌ２较充分图３．２２ｔｕｎｓｉｃｐ／Ａｚ８ｌ的微观组织ａ）铸态；”固溶态ＭｉｃｒｏｓＵｕｃｍｒｅｏｆＳｉＣｐ（２¨ｍ）／ＡＺ８１ｍｅｔａｌｍａｌｒＬｘｃｏｍｐｏｓｉｔｅｓＦｉｇ３．２ａ）ａｓ－ｃａｓｔ；ｂ）ａｓ－ｓｏｌｕｔｉｏｎ图３．３５ｔａｎＳｉＣｑ／ＡＺＳｌ的微观组织ａ）铸态；”固溶态Ｆｉｇ３．３Ｍｉｃ“Ⅺ眦ｈＩ砖ｏｆＳｉＣｐ（５ⅢｎｙＡＺ８１ｍｅｔａｌｍａｔｒｉｘｃｏｍｐｏｓｉｔｅｓａ）ａｓ－ｃａｓｔ；ｂ）ａｓ－ｓｏｌｕｔｉｏｎＳｉＣ颗粒增强ＡＺＳＩ镁合金基复合材料的制备及组织与力学性能地溶入ｏＥ＿－Ｍｇ基体中，ＳｉＣ颗粒大致一致的弥散分布在ｏｔ－Ｍｇ基体上，枝晶和离异共晶在晶界上逐渐消失，并能较清晰地观察到晶界。
图３．４为颗粒直径１０ｐａｎ的ＳｉＣｅ／ＡＺ８１复合材料在铸态及固溶处理态下的微观组织，与图３．３的组织相比较，ＳｉＣｐ颗粒更均匀地弥散分布在晶界及晶内处，而１３－ＭｇｌＴＡｌｌ２相的数量较少，说明该相的形成被抑制。
图３．４１０ｔｕｎＳｉＣｐ／ＡＺ８１的微观组织ａ）铸态；ｂ）固溶态Ｆｉｇ３．４ＭｉｃｒｏｓｍｍｔｕｒｅｏｆＳｉＣ．．ｐ（１０肛ｍ）／ＡＺ８１ｍｅｔａｌｍａｔｒｉｘｃｏｍｐｏｓｉｔｅｓａ）ａｓ－ｃａｓｔ；”ａｓ－ｓｏｌｕｔｉｏｎ３．２ＳｉＣｐ／ＡＺＳｌ镁基复合材料拉伸性能结果与分析３．２．１ＳｉＣｄＡＺ８１镁基复合材料的室温拉伸性能图３．５为常温下颗粒不同尺寸（２ｔｕｎ，５岬，１０ｔｕｎ）ＳｉＣｖ／ＡＺ８１复合材料的抗拉强度及屈服强度，从图中可以看出在常温下随着ＳｉＣ颗粒尺寸的增大，复合材料的抗拉及屈服强度都不同程度的上升。
Ⅻ１∞Ｌ：１００ｂ∞２５１０Ｓｉｚｅｏｆｓｌｃ／（ｐｍ）图３．５常温下不同颗粒尺寸Ｓｉｑ／ＡＺＳｌ复合材料的抗拉及屈服强度Ｆｉｇ．３．５Ｕｌｔｉｍａｔｅｔｅｎｓｉｌｅｅｎｄｙｉｅｌｄｓｔｒｅｎｇｔｈｏｆａｓ－ｃａｓｔＡＺＳｌｍｅｔａｌｍａｔｒｉｘｃｏｍｐｏｓｉｔｅｓｒｅｉｎｆｏｒｃｅｄｗｉｔｈｄｉｆｆｅｒｅｎｔｓｉｚｅｓｏｆＳｉＣｐａｒｂａｆｌａｔｅｓａｔｔｏｏｎｌｔｅｍｐｅｒａｔｕｒｅＳｉＣ颗粒增强ＡＺ８１镁合金基复合材料的制备及组织与力学性能快就达到了稳定状态，并保持在一定值上下波动，而纯ＡＺ￥１则是随着时间的增加，磨损率也不断地增加，直到在第６ｈ后才趋于稳定，而且磨损率比５岫ＳｉＣｖ／ＡＺ８１和１０岬ＳｉＣ，／ＡＺ８１复合材料的磨损率高。
图３．１ｌ说明，ＳｉＣ颗粒的加入提高了基体的抗磨损性能，并且大大缩短了基体进入稳定磨损状态的时问。
按进入稳态后的磨损率计算：相对于ＡＺ８１而言，５ｕＩｎＳｉＣｐ／ＡＺＳｌ复合材料的耐磨性提高了１５．４％，而１０ｔｕｎＳｉＣ＃ＡＺ８１复合材料的耐磨性则提高了１８．３％。
图３．１２为在相同载荷下铸态ＡＺＳｌ镁合金及ＳｉＣｐ／ＡＺ８１复合材料８ｈ磨损后的表面扫描形貌像。
图３．１２ａ为ＡＺＳｌ的表面形貌像，磨损表面存在犁沟和塑性变形，且有少量剥落坑，其磨损机制主要以犁沟和塑性变形为主，并且可以看到很深并且较清晰的犁图３．１２在相同载荷下铸态ＡＺＳｌ镁合金及ｓｉｃｐ，ＡＺ８１复合材料８ｈ磨损后的表面扫描形貌像Ｆｉｇ．３．１２￥ＥＭｍｉｃｒｏｇｒａｐｈｓｏｆａｓ－ｃａｓｔＡＺＳＩｍａｇｎｅｓｉｕｍａｌｌｏｙａｎｄＡＺＳＩｍａｇｎｅｓｉｕｍｍａｔｒｉｘｃｏｍｐｏｓｉｔｅｓｒｅｉｎｆｏｒｃｅｄｗｉｔｈＳｉＣｐａｒｔｉｃｌｅｓａｔｓＫｍｅｌｏａｄａｆｔｅｒ８ｈａ）ＡＺ８１；ｂ）５ＩｎｎＳｉＣｐ／ＡＺＳｌ；ｃ）１０岬ｌＳｉＣｐ／ＡＺＳＩ沈阡Ｊ工业人学硕士学位论文沟槽。
ＳｉＣ，／ＡＺ８１复合材料的磨损表面形貌如图３．１２ｂ、ｃ所示．磨损表面存在犁沟和塑性变形，但其表面比较平滑，只有少许较浅的犁沟槽出现，这说明，ＳｉＣ颗粒的加入很大程度上改善了材料的耐磨性能；与图３．１２ｂ相比较，图３，１２ｅ中没有很明显的犁沟出现，塑性变形也不明显，表面很平滑。
３．５扫描电镜的组织观察及能谱成分分析用ＳＥＭ及能谱仪对固溶态（Ｔ４）５岬ＳｉＣ４ＡＴ－８Ｉ复合材料的组织及定点的成分进行了观察与分析，结果见图３．１３。
图３．１３ａ为５¨ｍＳｉＣｖ／ＡＺ８１固溶态（Ｔ４）在扫描电镜下的显微组织，观察可见，在基体组织周围，有许多白亮的小颗粒存在，并且均匀分布：随后对该白亮点的成分进行了能谱分析，结果见图３．１３ｂ，由图３．１３ｂ可以看出，该点元素的质量百分含量为：Ｃ．４３．９２ｗｔ％，Ｍｇ．１．８３ｗｔ％，Ｓｉ．５４．２５ｗｔ％，说明该点应为ＳｉＣ，即在固溶处理状态下，Ｍ勖７ＡＩｌ２基本全部分解，固溶在组织中，而ＳｉＣ还存在。
为了更进一步了解ＳｉＣＤ在基体中的分布，对３．１３ａ图所在范围内进行Ｍｇ、Ｓｉ、Ｃ三元素分布的面扫描，如图３．１４所示。
ＥｌｅｍｅｎｔＷｔ％％Ａｔ％Ｃ置４３．９２６４．５７ＭｇＫ０１．８３０１．３３Ｓ诹５４．２５３４．１０图３．１３５ｕｍＳｉＣｐ／ＡＺ８１圃溶态（Ｔ４）在扫描电镜下的能谱图ＥＩ｝ＡＸｓｐｅｃｔｒｕｍｏｆａｓ－ｓｏｌｕｔｉｏｎＳｉＣＤ（５Ｉｔｍ）／ＡＺ８１ｍｅｔａｌｍａｔｒｉｘｃｏｍｐｏｓｉｔｅｓＦｉｇ．３．１３ｓｉｃ颗粒增强ＡＺＳｌ镁台金基复合材料的制备及组织与力学性能图３．１４ａ为Ｍｇ的分布图，背景均匀部分为Ｍｇ．黑色部分为其他元素；图３．１４ｂ为ｓｉ的分布图，可见Ｓｉ分布比较均匀，并能见到团聚现象，黑色部分与图３．１４ａ中Ｍｇ的分布相吻合：图３．１４ｃ则为Ｃ元素的分布图，与Ｓｉ的分布图基本相同。
从图３．１４中可以看出，经过固溶处理后ＳｉＣ颗粒在Ｍｇ中分布比较均匀，但由于其颗粒尺寸比较小，仍然能看到团聚现象的出现。
图３．１５为１０¨ｍＳｉＣ口佾Ｚ８１复合材料与５¨ｍＳｉＣｐ／ＡＺ８１复合材料在固溶态下的扫描电镜背散射像，可以明显看出较大颗粒尺寸（１０ｌＪＩｒａ）的ＳｉＣ在基体上分布比小尺寸（５ｐｒｏ）的分布均匀，这可解释为什么５岬ＳｉＣｐ／ＡＴ乙８Ｉ的性能比较差。
１０Ｉ．ｔｒｎｓｉｑ，Ａｚ８１复合材料，由于其颗粒尺寸稍大，ＳｉＣ颗粒团聚的倾向降低，ＳｉＣ颗粒能较均匀弥散地分布在基体中，复合材料性能得到了很大的改善和提高。
图３．１４５岬ＳｉＣｐ／ＡＺ８１固溶态（Ｔ４）在扫描电镜下的面扫描能谱分析Ｆｉｇ．３．１４ＥＤＡＸｓ脚＇ｕｍｏｆａｓ—ｓｏｌｕｔｉｏｎｓｉｃｐ（５ｖｔｍ）／ＡＺＳｌｍｅｔａｌｍａｔｒｉｘｃｏｍｐｏｓｉｔｅｓａ）Ｍｇ；ｂ）Ｓｉ；Ｃ）Ｃ沈阳工业大学硕士学位论文图３．１５Ｓｉ叫ＡＺａｔ固溶态（Ｔ４）的背散射像Ｆｉｇ．３．１５Ｂａｃｋｓｃａｔｔｃｔｉｌｌｇｐｈｏｔｏｇｒａｐｈｏｆａｓ－ｓｏｌｕｔｉｏｎＡＺ８１ｍａｇｎｅｓｉｕｍｍａＵｉｘｃｏｍｐｏｓｉｔｅｓｒｅｉｎｆｏｒｃｅｄｗｉｔｈＳｉＣｐａｒｔｉｃｌｅｓａ）５ｔｔｍＳｉＣＶＡＺＳｌＴ４；ｂ）１０ｔｔｍＳｉＣｖ／ＡＺ８１１＂４３．６断口分析对ＳｉＣｐ／ＡＺ８１复合材料在不同温度下的拉伸断口进行了宏观观察，宏观形貌观察发现其断裂均为正断，且无明显的颈缩，延伸率不大。
利用ＳＥＭ对拉伸断口的微观形貌进行了观察与分析，图３．１６为２呻ＳｉＣｐ／ＡＺＳｌ复合材料在铸态及固溶态条件下在不同，温度下的断口形貌像，分析发现：铸态２ＩｌｍＳｉｑ／ＡＺ８１在常温下的断面是包括脆性断裂和韧性断裂的混合型断裂，表面上出现了明显的撕裂棱；在试样表面未发现明显的增强颗粒与基体界面脱离的迹象，表明基体与颗粒结合得较好，但在个别的试样表面存在少许的孔洞缺陷（见图３．１６ａ右下角部位Ａ处所指）；在１００℃时，复合材料的断裂表面解理面逐渐减少，并出现少量的韧窝，且韧窝处可以看到ｓｉｃ颗粒的存在，如图３．１６ｂ：图３．１６ｃ为铸态下复合材料在１５０℃高温时的断口形貌，从图中可以看出，解理面几乎全部消失，断裂表面表现出明显的韧性断裂特征。