擠壓復(fù)合AZ91-(SiCP/AZ91)復(fù)合板材顯微組織和力學(xué)性能

常 海，趙聰銘，王翠菊*

(1 北京科技大學(xué) 國(guó)家材料服役安全科學(xué)中心，北京 102206；2 太原理工大學(xué) 材料科學(xué)與工程學(xué)院 先進(jìn)鎂基材料 山西省重點(diǎn)實(shí)驗(yàn)室，太原 030024)

鎂合金具有低密度、高比強(qiáng)度和比剛度、阻尼和減震性能好等優(yōu)點(diǎn)，成為汽車、電子通訊和航空航天等領(lǐng)域不可缺少的結(jié)構(gòu)材料[1-3]。然而鎂合金模量低、硬度低以及耐磨性較差等缺點(diǎn)限制了其發(fā)展。顆粒增強(qiáng)鎂基復(fù)合材料(PMMCs)不僅密度低，還擁有較高的耐磨性、硬度和模量，彌補(bǔ)了鎂合金的缺陷，擴(kuò)展了其在工業(yè)領(lǐng)域的發(fā)展和應(yīng)用[4-6]。金屬?gòu)?fù)合板材是利用物理或化學(xué)的方法，將兩種或者兩種以上金屬通過(guò)復(fù)合技術(shù)，實(shí)現(xiàn)界面牢固的冶金結(jié)合而得到的復(fù)合板材。與相同金屬的層狀復(fù)合板相比，異質(zhì)金屬?gòu)?fù)合板因其層組分的成分與性能可單獨(dú)調(diào)節(jié)，通過(guò)控制合金類型、厚度比與工藝條件，能夠產(chǎn)生出具有特別綜合性能的混合顯微組織[7-9]。

近年來(lái)，金屬擠壓復(fù)合法得到廣泛關(guān)注。Wu等[10]通過(guò)擠壓復(fù)合法成功制備出AZ31/7050鎂鋁層狀復(fù)合板，并研究了其顯微組織、織構(gòu)和力學(xué)性能。結(jié)果表明，硬質(zhì)鋁顯著提高了復(fù)合板的屈服強(qiáng)度，抗拉強(qiáng)度略低于根據(jù)混合法則計(jì)算的理論值，這是因?yàn)殒V層和鋁層在達(dá)到其抗拉強(qiáng)度之前就發(fā)生了斷裂。Chen等[11]提出一種制備Al/Mg/Al多層板的孔模共擠(PCE)的工藝，擠壓過(guò)程中鋁和鎂原子相互擴(kuò)散，在界面處形成擴(kuò)散層，其厚度隨擠壓溫度的升高而增加，而界面處由于沒(méi)有形成金屬間化合物硬度低于鎂基體和鋁基體。Mahmoodkhani等[12]在450 ℃采用擠壓復(fù)合法制備出鋁包鎂棒材，建立了一個(gè)反映擠壓過(guò)程的數(shù)學(xué)模型，用以揭示擠壓過(guò)程中鎂合金與鋁合金的材料流動(dòng)以及冶金反應(yīng)。

AZ91鎂合金由于鑄造性能良好、低密度和高比強(qiáng)度等優(yōu)點(diǎn)，在工業(yè)領(lǐng)域應(yīng)用較為普遍。將AZ91與SiCP顆粒增強(qiáng)鎂基復(fù)合材料(SiCP/AZ91)進(jìn)行復(fù)合，可以彌補(bǔ)其低硬度、低模量和耐磨性差等缺點(diǎn)，進(jìn)一步拓寬其應(yīng)用范圍。本工作基于擠壓復(fù)合法制備出了AZ91-(SiCP/AZ91)復(fù)合板，分析SiCP/AZ91復(fù)合材料層和AZ91層內(nèi)的顯微組織演變，研究AZ91-(SiCP/AZ91)復(fù)合板顯微組織和力學(xué)性能的變化規(guī)律以及AZ91-(SiCP/AZ91)復(fù)合板界面的演化機(jī)制。

1 實(shí)驗(yàn)材料與方法

采用半固態(tài)攪拌鑄造法制備的SiCP/AZ91鎂基復(fù)合材料， SiCP尺寸為5 μm，體積分?jǐn)?shù)為10%，具體制備工藝見(jiàn)參考文獻(xiàn)[6]。AZ91-(SiCP/AZ91)復(fù)合板的制備工藝如圖1所示，首先利用線切割得到1塊尺寸為40 mm×25 mm×5 mm的AZ91板材和2塊尺寸為40 mm×25 mm ×10 mm復(fù)合材料板材；對(duì)3塊板進(jìn)行打磨并填充到直徑和高度均為40 mm的AZ91空心圓柱體中，然后在不同溫度(300，350，400 ℃)下擠壓得到AZ91-(SiCP/AZ91)復(fù)合板。將外層AZ91命名為“A”，SiCP/AZ91層命名為“C”，內(nèi)層AZ91為“AI”，外側(cè)界面為“Interface Ⅰ”，內(nèi)側(cè)界面為“Interface Ⅱ”。

圖1 AZ91-(SiCP/AZ91)復(fù)合板擠壓加工示意圖Fig.1 Diagrammatic drawing of fabricating AZ91-(SiCP/AZ91) clad plate by extrusion

復(fù)合板具體熱擠壓工藝如下：(1)將擠壓模具套筒和凹模組裝好，放入壓力機(jī)上的電阻爐內(nèi)，將溫控箱調(diào)至150 ℃時(shí)，在套筒內(nèi)側(cè)涂抹石墨油，減少擠壓過(guò)程中材料與模具的摩擦；(2)擠壓材料預(yù)熱至指定溫度并保溫40 min，然后取出放入擠壓套筒中進(jìn)行擠壓；(3)擠壓結(jié)束后，得到寬度為20 mm、厚度為2 mm的復(fù)合板。本研究中，所有材料的擠壓比均為31∶1，擠壓速率均為0.1 mm/s。

采用4XC光學(xué)顯微鏡和MIRA 3XMU掃描電鏡對(duì)試樣擠壓復(fù)合板縱截面(ED-ND面)進(jìn)行顯微組織觀察，并采用能譜儀(EDS)對(duì)擠壓和軋制態(tài)復(fù)合板進(jìn)行元素分析。利用Image Pro-Plus軟件對(duì)平均晶粒尺寸以及析出相的分布和平均尺寸進(jìn)行統(tǒng)計(jì)測(cè)量。

采用HV-1000的維氏硬度計(jì)對(duì)復(fù)合板縱截面(ED-ND面)進(jìn)行顯微硬度測(cè)試，載荷為300 g，加載時(shí)間為10 s。在Instron5569萬(wàn)能試驗(yàn)機(jī)上進(jìn)行室溫拉伸實(shí)驗(yàn)，拉伸速率為0.5 mm/min。

2 結(jié)果與分析

2.1 擠壓復(fù)合AZ91-(SiCP/AZ91)板的顯微組織

圖2是在400 ℃擠壓下的AZ91-(SiCP/AZ91)復(fù)合板中合金層的顯微組織和晶粒尺寸分布圖。從圖2(a)，(c)中可以看出外層合金(“A”)比內(nèi)層合金(“AⅠ”)平均晶粒尺寸大。這是因?yàn)樵跀D壓過(guò)程中，外層合金與模具壁摩擦?xí)a(chǎn)生額外的熱量，從而促進(jìn)晶粒的長(zhǎng)大。圖2(b)，(d)分別為“A”和“AⅠ”層的SEM圖，可以看出內(nèi)外合金層中均存在細(xì)小的析出相以及大塊破碎的第二相，擠碎的第二相沿?cái)D壓方向排布，其大多沿晶界分布，對(duì)晶粒生長(zhǎng)起到一定的阻礙作用[13]。

圖2 在400 ℃擠壓的AZ91-(SiCP/AZ91)復(fù)合板中合金層的顯微組織和晶粒尺寸分布圖(a)，(b)外層合金；(c)，(d)內(nèi)層合金Fig.2 Microstructures and grain size distribution maps of alloy layer of AZ91-(SiCP/AZ91) clad plate extruded at 400 ℃(a)，(b)alloy of outer layer;(c)，(d)alloy of inner layer

圖3為在不同溫度下擠壓的AZ91-(SiCP/AZ91)復(fù)合板中內(nèi)層合金的低倍以及高倍光學(xué)顯微組織。從圖3(a)，(c)，(e)中可以看出，熱擠壓后內(nèi)層合金發(fā)生了完全的動(dòng)態(tài)再結(jié)晶，晶粒細(xì)化，而且隨著擠壓溫度的升高，合金組織更均勻。從圖3(b)中可以看出，合金層中存在一些沿?cái)D壓方向分布的第二相(如圖中虛線框所示)，由于第二相對(duì)再結(jié)晶晶粒的長(zhǎng)大有阻礙作用，所以第二相附近晶粒尺寸較小，而遠(yuǎn)離第二相的區(qū)域晶粒尺寸較大。隨擠壓溫度的升高，內(nèi)層合金晶粒尺寸變大，長(zhǎng)條狀第二相數(shù)量減少，組織均勻性提高，如圖3(d)，(f)所示。主要是因?yàn)閿D壓溫度越高，晶界的擴(kuò)散系數(shù)越大，使晶界遷移率提高，晶粒長(zhǎng)大愈加明顯。

圖3 不同溫度下擠壓的AZ91-(SiCP/AZ91)復(fù)合板中“AⅠ”層的OM照片(a)，(b)300 ℃；(c)，(d)350 ℃；(e)，(f)400 ℃Fig.3 OM images of “AⅠ” layer of AZ91-(SiCP/AZ91) clad plate extruded at different temperatures(a)，(b)300 ℃；(c)，(d)350 ℃；(e)，(f)400 ℃

不同溫度下擠壓的AZ91-(SiCP/AZ91)復(fù)合板中內(nèi)層AZ91合金的SEM組織如圖4所示。從圖4(a)可以看出300 ℃擠壓時(shí)內(nèi)層合金中存在大塊的第二相，且沿?cái)D壓方向呈條帶狀分布；隨著溫度的升高，大塊第二相基本消失，如圖4(c)，(e)所示。圖4(b)，(d)，(f)為內(nèi)層合金SEM的高倍圖，表1給出圖4中4個(gè)點(diǎn)的EDS結(jié)果可知主要含Mg，Al兩種元素，結(jié)合目前關(guān)于Mg-Al合金現(xiàn)有的研究結(jié)果，可以確定合金層中的第二相為Mg17Al12，且隨著擠壓溫度的升高尺寸分布更加均勻。

圖5是在不同溫度下擠壓的AZ91-(SiCP/AZ91)復(fù)合板中復(fù)合材料層的光學(xué)顯微組織。可以看出，在不同溫度擠壓后，復(fù)合材料層均發(fā)生了完全動(dòng)態(tài)再結(jié)晶，隨著擠壓溫度由300 ℃升高到400 ℃，SiCP的分布得到改善。因?yàn)闇囟仍礁撸珹Z91基體的流動(dòng)性越好，在擠壓過(guò)程中SiCP運(yùn)動(dòng)時(shí)阻力更小，基體更容易進(jìn)入SiC顆粒之間，減少SiCP的團(tuán)聚，使其分布更加均勻。與AZ91合金層類似，不同溫度下擠壓的SiCP/AZ91復(fù)合材料層的晶粒尺寸隨著擠壓溫度的升高，晶粒尺寸逐漸增大，但與合金層的晶粒相比，其尺寸明顯減小。一方面是由于硬質(zhì)SiCP與軟質(zhì)AZ91基體在擠壓過(guò)程中存在變形不匹配，導(dǎo)致SiCP周圍存在較高的位錯(cuò)密度，促進(jìn)動(dòng)態(tài)再結(jié)晶形核[4,14]；另一方面SiCP的存在對(duì)晶界遷移有阻礙作用，從而抑制晶粒長(zhǎng)大。以上兩個(gè)原因?qū)е铝藦?fù)合材料層晶粒的細(xì)化。

圖6為不同溫度擠壓下復(fù)合板中SiCP/AZ91復(fù)合材料層的SEM顯微組織，從圖6(a)中可以看出在擠壓過(guò)程中復(fù)合材料層析出細(xì)小的Mg17Al12相，且其大部分沿晶界分布。在Lee等[15]的研究中發(fā)現(xiàn)，由于Al原子擴(kuò)散不充分，在晶界處存在Al溶質(zhì)的元素偏析。此外，晶界處缺陷較多，為Al原子擴(kuò)散提供了快速通道，而且Mg17Al12相在晶界處的形核勢(shì)壘相對(duì)較低[16]，導(dǎo)致Mg17Al12相沿晶界析出。隨擠壓溫度由300℃增加至400 ℃，如圖6(b),(c)所示，晶粒更容易長(zhǎng)大，晶界數(shù)量減少，Mg17Al12相形核數(shù)量減少，導(dǎo)致Mg17Al12相數(shù)量隨溫度升高呈下降趨勢(shì)。

圖6 不同溫度下擠壓的AZ91-(SiCP/AZ91)復(fù)合板中“C”層的SEM照片(a)300 ℃；(b)350 ℃；(c)400 ℃Fig.6 SEM images of “C” layer of AZ91-(SiCP/AZ91) clad plate extruded at different temperatures(a)300 ℃;(b)350 ℃;(c)400 ℃

圖7是在不同溫度下擠壓的AZ91-(SiCP/AZ91)復(fù)合板內(nèi)層界面的OM組織。可以看出，不同擠壓溫度下復(fù)合板材合金層與復(fù)合材料層界面處均未出現(xiàn)明顯的分層以及開(kāi)裂現(xiàn)象。同時(shí)，隨著擠壓溫度的提高，界面處部分晶粒的晶界貫穿AZ91層與復(fù)合材料層，從而形成牢固的冶金結(jié)合。這是因?yàn)镾iCP的存在，SiCP/AZ91復(fù)合材料在熱變形過(guò)程中的流動(dòng)性低于AZ91合金，靠近界面的AZ91合金在擠壓過(guò)程中流動(dòng)較困難，二者變形能力的不匹配導(dǎo)致擠壓過(guò)程中產(chǎn)生摩擦力，帶來(lái)更高的儲(chǔ)存能和動(dòng)態(tài)再結(jié)晶(DRX)形核率，更加有利于界面處的冶金結(jié)合。

圖7 在不同溫度下擠壓的AZ91-(SiCP/AZ91)復(fù)合板中內(nèi)層界面的OM照片(a)300 ℃；(b)350 ℃；(c)400 ℃Fig.7 OM images of inner interface of AZ91-(SiCP/AZ91) clad plate extruded at different temperatures(a)300 ℃；(b)350 ℃；(c)400 ℃

2.2 擠壓AZ91-(SiCP/AZ91)復(fù)合板的界面演化

350 ℃擠壓時(shí)AZ91-(SiCP/AZ91)復(fù)合板的料頭形貌及擠壓過(guò)程中內(nèi)層界面的光學(xué)顯微組織如圖8所示。圖8(a)為擠壓料頭的宏觀形貌，選取了5個(gè)位置進(jìn)行研究，其相應(yīng)光學(xué)顯微組織如圖8(b)～(f)所示。位置1和2為擠入凹模前的部分，位置3為剛擠入凹模的部位，位置4為凹模的部位，位置5為擠出凹模的部位。在進(jìn)入凹模前，如圖8(b),(c)所示位置1和2，合金層與復(fù)合材料層的界面層明顯并且平直，合金層中在靠近界面處優(yōu)先發(fā)生DRX。這是因?yàn)閿D壓過(guò)程中兩種材料由于塑性不同，變形不協(xié)調(diào)，所以在界面處存在較多位錯(cuò)，促進(jìn)DRX形核。當(dāng)坯料進(jìn)入凹模行進(jìn)至位置3時(shí)，合金層與復(fù)合材料層的界面結(jié)合更加緊密，界面彎曲程度逐漸明顯，如圖8(d)所示。隨著擠壓進(jìn)行至位置4時(shí)，如圖8(e)所示，坯料發(fā)生明顯塑性變形，合金層與復(fù)合材料層發(fā)生明顯結(jié)合，界面難以分辨，晶界可以穿過(guò)界面。隨著變形儲(chǔ)能增加，再結(jié)晶驅(qū)動(dòng)力變大，合金層與復(fù)合材料層不僅僅在界面結(jié)合處發(fā)生DRX，而是整個(gè)層間發(fā)生DRX，呈現(xiàn)為等軸的DRX晶粒。值得注意的是，DRX使得組織更加均勻，因此位置4的晶粒尺寸明顯小于之前的位置。當(dāng)坯料最后擠出凹模時(shí)，已經(jīng)發(fā)生了完全的DRX以及存在部分沿?cái)D壓方向拉長(zhǎng)的晶粒，如位置5所示，合金層與復(fù)合材料層形成良好的冶金結(jié)合，界面平直，如圖8(f)所示。

表1 圖4中所示4個(gè)點(diǎn)的EDS結(jié)果Table 1 EDS results of 4 points in fig.4

圖8 350 ℃擠壓時(shí)AZ91-(SiCP/AZ91)復(fù)合板的料頭形貌及擠壓過(guò)程中內(nèi)層界面的OM照片(a)宏觀形貌；(b),(c),(d),(e),(f)分別為圖(a)中位置1,2,3,4,5的顯微組織Fig.8 Morphology of stub bar and OM images of inner interface of AZ91-(SiCP/AZ91) clad plate during extrusion at 350 ℃(a)morphology of stub bar; (b),(c),(d),(e),(f)OM images of 1,2,3,4,5 in fig.(a)

2.3 擠壓AZ91-(SiCP/AZ91)復(fù)合板的力學(xué)性能

圖9給出AZ91-(SiCP/AZ91)復(fù)合板的顯微硬度值，其中圖9(a)為擠壓溫度為400 ℃時(shí)復(fù)合板的顯微硬度，圖9(b)為不同溫度下擠壓的復(fù)合板的顯微硬度統(tǒng)計(jì)。復(fù)合板中“C”層，即SiCP/AZ91層的顯微硬度遠(yuǎn)高于“A”層和“AⅠ”層，界面處的顯微硬度位于兩層之間。硬質(zhì)SiCP對(duì)鎂基體硬度的貢獻(xiàn)主要源于以下兩個(gè)方面：一是由于SiCP與Mg基體的熱膨脹系數(shù)不同，熱變形后SiCP周圍產(chǎn)生大量的熱錯(cuò)配位錯(cuò)，利于硬度的提高；二是復(fù)合材料內(nèi)的晶粒尺寸小于合金層，根據(jù)Hall-Petch關(guān)系[17-18]，晶粒尺寸減小，強(qiáng)度升高。此外，“AⅠ”層與內(nèi)側(cè)界面Interface Ⅱ硬度略高于“A”層與外側(cè)界面Interface Ⅰ，這是因?yàn)樵跀D壓過(guò)程中外側(cè)合金與模具壁摩擦?xí)a(chǎn)生額外的熱量，從而使晶粒長(zhǎng)大，硬度降低。當(dāng)擠壓溫度由300 ℃提高至400 ℃時(shí)，復(fù)合板中合金層與復(fù)合材料層中動(dòng)態(tài)再結(jié)晶晶粒發(fā)生明顯長(zhǎng)大，同時(shí)動(dòng)態(tài)析出的Mg17Al12相數(shù)量顯著減少，因此隨著擠壓溫度的升高，AZ91-(SiCP/AZ91)復(fù)合板的顯微硬度降低。

圖9 AZ91-(SiCP/AZ91)復(fù)合板的顯微硬度(a)400 ℃擠壓復(fù)合板；(b)不同溫度下擠壓的復(fù)合板Fig.9 Micro-hardness of AZ91-(SiCP/AZ91) clad plates(a)clad plate extruded at 400 ℃;(b)clad plates extruded at different temperatures

AZ91-(SiCP/AZ91)復(fù)合板在不同溫度下擠壓的室溫拉伸應(yīng)力-應(yīng)變曲線如圖10(a)所示，相應(yīng)的屈服強(qiáng)度(YS)、抗拉強(qiáng)度(UTS)、伸長(zhǎng)率(EL)和彈性模量分別在圖10(b)，(c)中給出。當(dāng)擠壓溫度為300 ℃時(shí)，YS和UTS分別為264 MPa和330 MPa，且其均隨擠壓溫度的升高而降低，當(dāng)擠壓溫度提高至400 ℃時(shí)，復(fù)合板的YS和UTS分別降至220 MPa和293 MPa，EL則由1.57%增加至2.53%，彈性模量變化不大，均接近50 GPa。合金層和“C”層的平均晶粒尺寸均隨擠壓溫度的升高而增大，導(dǎo)致屈服強(qiáng)度減小。此外，如前文所述，當(dāng)擠壓溫度由300 ℃提高至400 ℃時(shí)，Mg17Al12相數(shù)量較少，使第二相強(qiáng)化減弱，提高了位錯(cuò)可動(dòng)性，所以伸長(zhǎng)率隨溫度的升高而增加。

圖10 不同溫度下擠壓的AZ91-(SiCP/AZ91)復(fù)合板的室溫拉伸性能(a)室溫拉伸曲線；(b)強(qiáng)度；(c)伸長(zhǎng)率和彈性模量Fig.10 Tensile properties at ambient temperature of AZ91-(SiCP/AZ91) clad plate extruded at different temperatures(a)tensile curves;(b)strength;(c)elongation and elastic modulus

單一的AZ91板材模量為45 GPa[18]，AZ91-(SiCP/AZ91)復(fù)合板擁有更高的模量(Ec)。根據(jù)混合法則：

Ec=E1V1+E2V2

(1)

式中：Ei和Vi分別為復(fù)合板中“i”組分的彈性模量和體積分?jǐn)?shù)，AZ91的彈性模量和體積分?jǐn)?shù)分別為45 GPa和60%，10%SiCP/AZ91的彈性模量和體積分?jǐn)?shù)分別是60 GPa[19]和40%。根據(jù)式(1)計(jì)算出的復(fù)合板的彈性模量為51 GPa，與實(shí)驗(yàn)測(cè)得的數(shù)值(≈50 GPa)接近。

圖11為400 ℃擠壓AZ91-(SiCP/AZ91)復(fù)合板斷口的SEM組織。圖11 (a)為側(cè)面斷口的SEM組織，可以看出，復(fù)合板沒(méi)有發(fā)生明顯的界面剝離，界面結(jié)合良好。合金層與復(fù)合材料層呈45°斷裂，宏觀斷裂面形狀逐漸接近“V”字形。圖11 (b)為合金層與復(fù)合材料層界面，界面處結(jié)合良好，沒(méi)有明顯的分層，合金層與復(fù)合材料層均有大量韌窩，表明復(fù)合板具有較好的塑性。圖11(c) 為SiCP/AZ91復(fù)合材料層斷口側(cè)面形貌，圖11(d)為復(fù)合材料層斷口正面形貌。可以看出，SiCP/AZ91復(fù)合材料層中，由于硬質(zhì)SiC顆粒和鎂基體的變形不協(xié)調(diào)，從而產(chǎn)生應(yīng)力集中，當(dāng)其超過(guò)顆粒與基體界面結(jié)合的強(qiáng)度時(shí)，SiC顆粒與鎂合金基體出現(xiàn)明顯脫粘，如圖11(c)，(d)中箭頭所示，并最終導(dǎo)致了AZ91-(SiCP/AZ91)復(fù)合板斷裂。

圖11 400 ℃下擠壓AZ91-(SiCP/AZ91)復(fù)合板斷口形貌(a)斷口側(cè)面；(b)界面處；(c)復(fù)合材料層側(cè)面；(d)復(fù)合材料層正面Fig.11 Fractographies of AZ91-(SiCP/AZ91) clad plate extruded at 400 ℃(a)longitudinal plane;(b)interface;(c)SiCP/AZ91 layer on the longitudinal plane;(d)SiCP/AZ91 layer

3 結(jié)論

(1)通過(guò)擠壓復(fù)合法在不同溫度下成功制備出AZ91-(SiCP/AZ91)復(fù)合板，且其界面較平直，出現(xiàn)冶金擴(kuò)散，結(jié)合情況良好。

(2)AZ91-(SiCP/AZ91)復(fù)合板內(nèi)層合金晶粒小于外層合金，復(fù)合材料層晶粒尺寸小于內(nèi)層合金，且復(fù)合材料層組織更加均勻。隨著擠壓溫度的升高，Mg17Al12相的數(shù)量減少，復(fù)合板各層的晶粒尺寸增大。

(3)AZ91-(SiCP/AZ91)復(fù)合板中復(fù)合材料層的硬度值高于內(nèi)層合金，界面處的硬度值則介于兩者之間，內(nèi)層合金的硬度值高于外層合金。隨擠壓溫度的升高，復(fù)合板硬度逐漸下降。

(4)隨著擠壓溫度的升高，AZ91-(SiCP/AZ91)復(fù)合板YS和UTS逐漸降低，而伸長(zhǎng)率逐漸提高。

(5)在室溫拉伸過(guò)程中，SiC顆粒與基體脫粘，使得復(fù)合材料層內(nèi)部產(chǎn)生微裂紋，是造成AZ91-(SiCP/AZ91)復(fù)合板斷裂的主要原因。