镁基复合材料的性能优化探究

在镁基复合材料中，增强相对基体起强化作用，有助于提高基体合金的硬度及屈服强度，其中弹性模量数值大小依次为：碳纤维＞碳化硅＞氧化铝＞复合材料＞基体合金。因此，一般说来，随着增强相含量增加，由于增强相的强化作用，复合材料的抗拉强度上升，断后伸长率则相应下降。此外，通过热挤压工艺或者粉末冶金工艺等获得的复合材料，由于所获得的材料晶粒尺寸变小，显微结构更加致密，因此性能要比常规铸造条件下的性能有所提高。

1.力学性能

A.Luo等的研究表明，所加入的增强相可以细化基体合金的晶粒组织。这种细化机制有三种，一种是增强相表面作为基体合金的非均匀形核位置而提高形核速率；二是增强相从基体中吸收热量，提高界面处的冷速；三是增强相通过阻碍晶界的移动而阻碍晶粒的长大。由于上述原因，在同等条件下制备的复合材料的晶粒尺寸比合金晶粒尺寸要小得多。例如，AZ81/SiCp复合材料基体的晶粒尺寸约为AZ81合金晶粒的1/3，这种复合材料的力学性能也比较高。

表2-45为铸态SiCp/AZ91复合材料的常温力学性能，从表中可以看出，随着SiC陶瓷颗粒体积分数的增加，颗粒增强镁基（AZ91）复合材料的抗拉强度和弹性模量均增加，断后伸长率和基体镁合金相比显著下降。在SiCp/Mg界面上形成的金属间化合物在承受载荷时首先破裂，致使复合材料过早破坏。

表2-45 铸态SiCp/AZ91复合材料的常温力学性能

对铸态复合材料进行压延可使复合材料的力学性能大大提高，见表2-46。与基体合金相比，室温时复合材料弹性模量提高76%，屈服强度提高52%，抗拉强度提高32%，抗压强度提高111%。高温时不论是基体还是复合材料，强度和弹性模量均下降，但断后伸长率提高。特别值得一提的是，复合材料在高温（150℃）时，抗拉强度可保持在215MPa，比室温下基体的抗拉强度稍低。因此，高温时增强相对基体能发挥较好的增强作用。压延后的镁基复合材料力学性能明显改善的原因是：陶瓷颗粒增强相在基体内分布得更均匀，消除了复合材料内部的缩松、缩孔以及搅拌时产生的气孔等缺陷。

表2-46 铸态镁基复合材料压延后的常温和高温力学性能

2.断裂特征

从断口形貌上分析，镁基复合材料有三种断裂机制：①基体控制机制，断口表现为晶间断裂；②颗粒和基体脱开，即界面控制机制；③颗粒开裂促进裂纹扩展，以致复合材料失效。(www.xing528.com)

Purazrang等用SiC和Al₂O₃纤维增强AZ91时，认为晶间断裂是由于颗粒或纤维与基体间热膨胀性差异造成的断裂应力，进而形成裂纹源和裂纹沿晶界扩展。另外颗粒间的聚合易使颗粒与基体之间存在吸入的气体，形成空洞，也可能成为沿晶断裂的裂纹源。InemB等通过SEM、TEM和EDS手段分析，发现用15vol%SiC增强ZCM630（Mg-6.0%Zn-3.0%Cu-0.5%Mn）时，SiC和Mg界面处富集共晶晶粒Mg₂Si和30～500nm的共晶片，这种层片状共晶与SiC结合更紧密。从断口形貌上分析，这种断裂是SiC与基体脱黏造成的。另外还发现颗粒开裂的现象，可能是由于凝固或淬火过程中热冲击导致SiC上的裂纹扩展并最终开裂。

3.耐磨性能

镁合金基体中分布有强度、硬度都较高的陶瓷颗粒增强相时，陶瓷颗粒在磨损过程中将起到支撑载荷的作用，减少了镁合金基体的黏着磨损。另外，镁基复合材料强度较高，因而镁基复合材料具有优良的耐磨性。表2-47列出了纯Mg和Mg-30%（体积分数）SiCp复合材料的磨损率。

从表2-47可以看出，镁基复合材料比纯镁的磨损率低两个数量级。通过对Al₂O₃颗粒增强AZ91镁合金的磨损行为的研究表明，少量的Al₂O₃（1%，质量分数）就可以显著提高基体合金的耐磨性。Susan等人对SiC颗粒增强AZ91镁合金复合材料的磨粒磨损行为进行了研究，结果表明，随着SiC颗粒体积分数的增加，耐磨性提高。体积分数小于3%时，粗SiC颗粒（320目）增强的复合材料的耐磨性优于细SiC颗粒（1000目）增强的复合材料。当体积分数大于3%时，颗粒大小对复合材料的磨粒磨损影响不大。

表2-47 纯Mg和Mg-30%（体积分数）SiCp复合材料的磨损率

注：滑动速度为0.5m/s。

4.耐蚀性

Mikucki等人按照ASTMB117-73标准，对SiC颗粒增强AZ91镁合金进行了盐雾腐蚀测试。结果表明，SiC含量在某一临界值以下，腐蚀速率基本不变；超过这个临界值后，腐蚀速率有适度提高。总的来说，SiC颗粒增强AZ91镁合金复合材料的耐蚀性是非常好的。高姗、赵浩峰等主要研究了镁基复合材料原样和热处理试样在NaCl、HCl、Na₂CO₃溶液中的腐蚀情况，并对它们的腐蚀速率进行了比较。结果表明，镁基复合材料试样在Na₂CO₃溶液中的腐蚀速率最小，镁基复合材料试样在碱性溶液中比较耐腐蚀。