内容简介
《碳化硅颗粒增强镁基层状材料：构建、组织与力学性能》针对颗粒增强镁基复合材料（PMMCs）轧制成形难的问题，采用挤压复合的方式将“软质”Mg合金引入PMMCs中，开发了颗粒增强镁基层状材料，依靠Mg合金缓解PMMCs在轧制成形过程中产生的应力集中，实现了PMMCs薄板的制备与成形。《碳化硅颗粒增强镁基层状材料：构建、组织与力学性能》共分8章，总结了作者在颗粒增强镁基层状材料的挤压复合成形、轧制成形、组织与力学性能控制等方面的研究工作，探讨了PMMCs薄板的层结构形成规律、强化行为和断裂机制。
目录
目录
前言
第1章 绪论 1
1.1 概述 1
1.2 颗粒增强镁基复合材料 3
1.3 层状金属复合材料 5
1.4 层状金属复合材料的强韧化机制 10
1.4.1 层状金属复合材料的强化机制 10
1.4.2 层状金属复合材料的塑性变形机制 11
1.5 本书主要内容 12
参考文献 13
第2章 碳化硅增强镁基层状材料的挤压复合成形 18
2.1 引言 18
2.2 挤压复合SiC 增强镁基层状材料的制备工艺 19
2.3 挤压复合SiC 增强镁基层状材料的显微组织 20
2.4 挤压复合SiC 增强镁基层状材料的界面演化规律 26
2.5 挤压复合SiC 增强镁基层状材料的力学性能 28
2.6 预固溶对挤压复合SiC 增强镁基层状材料的影响规律探讨 31
2.6.1 预固溶挤压复合SiC 增强镁基层状材料的显微组织 31
2.6.2 预固溶挤压复合SiC 增强镁基层状材料的力学性能 35
2.6.3 预固溶对挤压复合PMMCs/AZ91 组织与力学性能影响规律的讨论 38
2.7 小结 42
参考文献 43
第3章 碳化硅颗粒增强镁基层状材料的轧制成形 45
3.1 引言 45
3.2 SiC 增强镁基层状材料的轧制工艺 45
3.3 轧制成形SiC增强镁基层状材料的显微组织 49
3.4 轧制成形SiC增强镁基层状材料的力学性能 54
3.5 小结 57
参考文献 57
第4章 碳化硅增强镁基层状材料的组织与力学性能 58
4.1 引言 58
4.2 层结构参数设计 58
4.3 层厚比对PMMCs/Mg组织与力学性能的影响 59
4.3.1 层厚比对PMMCs/Mg显微组织的影响 60
4.3.2 层厚比对PMMCs/Mg力学性能的影响 65
4.4 层数对PMMCs/Mg组织与力学性能的影响 70
4.4.1 层数对PMMCs/Mg显微组织的影响 70
4.4.2 层数对PMMCs/Mg力学性能的影响 77
4.5 小结 82
参考文献 82
第5章 碳化硅增强镁基层状材料层结构形成规律 84
5.1 引言 84
5.2 宽幅面PMMCs/Mg的制备 84
5.3 PMMCs/Mg的层界面形成规律 86
5.3.1 层数对PMMCs/Mg层界面的影响 87
5.3.2 层厚比对PMMCs/Mg层界面的影响 91
5.4 关于PMMCs/Mg的层界面形成规律的一点讨论 96
5.4.1 层数作用下PMMCs/Mg层界面的形成规律 96
5.4.2 层厚比作用下PMMCs/Mg层界面的形成规律 98
5.5 小结 99
第6章 碳化硅增强镁基层状材料的强化行为 100
6.1 引言 100
6.2 宽幅面PMMCs/Mg的力学性能 100
6.2.1 不同层数宽幅面PMMCs/Mg的力学性能 100
6.2.2 不同层厚比宽幅面PMMCs/Mg的力学性能 103
6.3 PMMCs/Mg的应变硬化行为 106
6.3.1 层数对PMMCs/Mg应变硬化行为的影响 106
6.3.2 层厚比对PMMCs/Mg应变硬化行为的影响 108
6.4 PMMCs/Mg的应力松弛行为 110
6.4.1 层数对PMMCs/Mg应力松弛行为的影响 110
6.4.2 层厚比对PMMCs/Mg应力松弛行为的影响 115
6.5 PMMCs/Mg的循环完全卸载再加载行为 118
6.5.1 层数对PMMCs/Mg循环完全卸载再加载行为的影响 118
6.5.2 层厚比对PMMCs/Mg循环完全卸载再加载行为的影响 121
6.6 小结 122
参考文献 123
第7章 碳化硅增强镁基层状材料断裂行为 124
7.1 引言 124
7.2 层数对PMMCs/Mg断裂行为的影响 124
7.2.1 PMMCs/Mg在加载过程中的应力演化 124
7.2.2 不同层数PMMCs/Mg拉伸断口分析 126
7.2.3 不同层数PMMCs/Mg弯*断口分析 129
7.3 层厚比对PMMCs/Mg断裂行为的影响 131
7.3.1 不同层厚比PMMCs/Mg拉伸断口 131
7.3.2 不同层厚比PMMCs/Mg弯*断口 133
7.4 PMMCs/Mg的断裂机制分析 134
7.4.1 层数对 PMMCs/Mg断裂机制的影响 135
7.4.2 层厚比对 PMMCs/Mg断裂机制的影响 136
7.4.3 层界面对PMMCs/Mg断裂机制的影响规律 137
7.5 小结 139
参考文献 139
第8章 结论与展望 140
8.1 结论 140
8.2 展望 141
试读
第1章绪论
1.1概述
镁合金具有密度低、比强度高、阻尼值大和电磁屏蔽性能好等优点，是适用于航空航天、军用战车、民用汽车、电子产品等领域的理想轻质材料[1-3]。然而常规镁合金具有弹性模量低、热膨胀系数高、热稳定性差、不耐磨等缺点，应用范围受限，而颗粒增强镁基材料（PMMCs）则在秉承镁合金优点的同时弥补其上述不足，进一步拓展了镁合金在工业上的应用范围[4-7]。
目前，国内外关于PMMCs已开展了大量研究工作[8-14]。根据颗粒尺度不同，PMMCs可分为纳米颗粒增强镁基材料（纳米PMMCs）、亚微米颗粒增强镁基材料（亚微米PMMCs）和微米颗粒增强镁基材料（微米PMMCs）。当颗粒尺度小于1，时，强化效果更为优异，但颗粒尺度越小，发生团聚的倾向越大，故纳米和亚微米PMMCs内颗粒的体积分数一般控制在2%以内，故其弹性模量、热膨胀系数和耐磨性等与镁合金差别不大[8-13]。研究发现，当颗粒尺度在5～10μm之间且体积分数大于10%时，不仅具有优异的强化效果，而且赋予微米PMMCs较高的弹性模量、低的热膨胀系数和较好的耐磨性，但伸长率较低[14]，难以基于常规轧制方式实现PMMCs薄板的制备与成形，而PMMCs薄板的开发是将其应用于航天舱体桁架、飞机蒙皮、发动机罩、车门等壳体的前提。
本书在对PMMCs轧制成形探索中发现，仅10%的轧制压下量，PMMCs就已完全开裂，研究发现其轧制开裂的主要原因是：PMMCs在轧制成形过程中，颗粒附近易产生较大应力集中而诱发颗粒破碎或与基体界面脱粘，促使裂纹迅速扩展而导致PMMCs开裂。若将“软质相”嵌于PMMC内以缓解轧制过程中产生的应力集中，可望实现PMMCs薄板的轧制成形。
基于此思想，本书采用挤压复合的方式将“软质”Mg合金作为中间层引入PMMCs中，制备出PMMCs/Mg复合板，在此基础上尝试对PMMCs/Mg复合板进行轧制，经50%的轧制变形量后，制备出厚度约为1mm的Mg/PMMCs薄板，PMMCs/Mg薄板表面质量良好，拉伸性能优异，其屈服强度（YS）、抗拉强度（UTS）和弹性模量可分别达约341MPa、约404MPa和51GPa。
Mg/PMMCs薄板轧制成形性与PMMCs层和Mg合金层的含量密切相关。一般而言，PMMCs层的含量越多则更容易获得高模量、高强度的Mg/PMMCs薄板，但难以实现轧制成形。故解决PMMCs层和Mg合金层厚度匹配问题，是获得优异性能Mg/PMMCs薄板的关键。为此，本书在探索颗粒增强镁基层状材料的制备与成形的基础上，分析了Mg/PMMCs层厚、层数与Mg/PMMCs薄板轧制成形能力、模量、强度以及塑性等方面的关系。
揭示PMMCs/Mg的层结构调控机理，是实现其强韧性匹配控制的前提。PMMCs/Mg优异的综合性能与其层状构型密不可分，合理的层结构参数（“泥层”和“砖层”的厚度及其比值）是保证PMMCs/Mg优异综合性能的关键。上百万年的生物进化与自然选择，造就出贝壳精细的层状结构，赋予其优异的强韧性。与贝壳的陶瓷/有机精细层状结构不同，对PMMCs/Mg层结构参数尚缺乏相关认识。对仿生层结构金属基复合材料少量研究已证实，通过调整金属层厚度，可使其综合力学性能得以大幅改观。此外，研究者对纯A1/A1合金[15]、Cu/Cu[16]、脆性/塑性钢[17]等金属/金属层状材料的研究也已证实，基于层数、层厚比等层结构参数调控可实现其强度和塑性同步提升[18-M]。然而，与仿生层结构金属基复合材料和金属/金属层状材料不同，PMMCs层内存在大量硬质颗粒：一方面会加剧层界面处应力集中；另一方面，因硬质颗粒对位错运动的阻碍作用更强，易在颗粒处诱发应力集中，促使颗粒破碎，与基体界面脱粘，从而大为降低PMMCs的塑韧性。因此，对仿生层结构金属基复合材料和金属/金属层状材料的现有层结构参数的优化结果对PMMCs/Mg并不适用。为此，本书在分析PMMCs/Mg层结构构建规律的基础上，制备出不同结构参数的PMMCs/Mg层状材料，探讨层结构参数对PMMCs/Mg显微组织和力学性能的影响规律，构建PMMCs/Mg层结构调控理论，实现其强韧性的匹配调控。
深入认识PMMCs/Mg层结构的结构效应，是理解其强韧化机制的基础。与单一PMMCs相比，PMMCs/Mg的高强、高韧性源于其特有的层状构型。传统的金属强韧化理论因忽略了层结构的影响，显然对PMMCs/Mg已不适用。人们对层状材料的设计与开发源于对贝壳的了解和深入认识，研究发现：一方面，贝壳在受力时并未在某处产生严重的局部应变集中，各层均匀分担应变，从而避免了局部应变集中而使其过早失效；另一方面，贝壳内的层状结构能够有效改变裂纹扩展的路径，降低裂纹尖端能量，延缓其过早断裂。研究认为，层状构型导致的局部应变分配是层状材料高强韧性能的根本原因。
关于局部应变分配的现象已在部分仿生层结构金属基复合材料中得以印证。研究者在碳纳米管增强铜基复合材料中发现，层结构主要通过影响位错运动来实现局部应变分配。Fan等[2Q]采用数字图像关联技术（DIC）对Ti/Al层状材料在室温拉伸过程中的局部应变分布进行了表征，研究表明，随拉伸应变量的增大，Ti/Al层
