预氧化温度对纳米SiC颗粒.基复合材料组织及性能的影响_张传亮.pdf

目的 研究预氧化处理对纳米 SiC 颗粒增强的 SiCp/AS81（Mg8AlSn）复合材料显微组织和力学性能的影响，分析其作用机理，最终得到适宜的 SiC 预氧化温度。方法方法 采用粉末冶金法制备纳米 SiC 颗粒增强的 SiCp/AS81（Mg8AlSn）复合材料，采用相关仪器设备，对不同温度预氧化处理后的 SiC 颗粒、AS81 和 0.50%SiCp/AS81 复合材料物相进行分析，观察其显微组织，并对相关力学性能进行测试。结果结果 当对 SiC 颗粒进行不同温度预氧化处理后，SiC 颗粒逐渐钝化，并在预氧化温度达到 785 及以上时，SiC 外表层逐渐被 SiO2包覆且在 985 时完成完全包覆；AS81复合材料和不同温度预氧化处理的 0.5%SiCp/AS81 复合材料的物相组成都主要为 Mg 和 Mg17Al12，785 及以上温度预氧化处理后的 0.5%SiCp/AS81 复合材料中的 Si 元素都呈均匀分布；0.5%SiCp/AS81 复合材料的硬度、屈服强度、抗拉强度和断后伸长率都高于 AS81 复合材料，且随着预氧化温度的升高，0.5%SiCp/AS81 复合材料的显微硬度、抗拉强度和屈服强度先增大后减小，在预氧化温度为 885 时取得最大值。结论结论 预氧化温度为 885 时，SiC 颗粒外包覆的SiO2可以增强与 AS81 的界面结合力，有助于提升 0.5%SiCp/AS81 复合材料的强塑性，0.5%SiCp/AS81 复合材料适宜的 SiC 预氧化温度为 885。关键词：纳米 SiC 颗粒；预氧化温度；SiCp/AS81 复合材料；显微组织；力学性能 DOI：10.3969/j.issn.1674-6457.2023.04.010 中图分类号：TB333；TG146.2 文献标识码：A 文章编号：1674-6457(2023)04-0083-08 Effects of Pre-oxidation Temperature on Microstructure and Properties of Nano SiC Particle Reinforced Magnesium Matrix Composites ZHANG Chuan-liang,LI Hong-wei,LI Zeng-quan(School of Mechanical and Electrical Engineering,Henan Quality Institute,Henan Pingdingshan 467000,China)ABSTRACT:The work aims to study the effects of pre-oxidation treatment on microstructure and mechanical properties of nano SiC particle reinforced SiCp/AS81(Mg-8Al-Sn)composites,and to analyze its action mechanism,and finally obtain an appropriate pre-oxidation temperature for SiC.Nanometer SiC particle reinforced SiCp/AS81(Mg-8Al-Sn)composites were prepared through the powder metallurgy method.The phases of SiC particles,AS81,and 0.50%-SiCp/AS81 composites after pre-oxidation treatment at different temperature were analyzed,their microstructures were observed,and relevant mechanical properties were tested.The results showed that the SiC particles were passivated gradually after pre-oxidation treatment at dif-84 精 密 成 形 工 程 2023 年 4 月 ferent temperature.When the pre-oxidation temperature reached 785 or above,the SiC outer layer was gradually coated by SiO2 and was completely coated at 985;The phase compositions of AS81 composites and 0.5%-SiCp/AS81 composites pre-treated at different temperature were mainly Mg and Mg17Al12,and the Si elements in 0.5%-SiCp/AS81 composites pretreated at 785 or above were evenly distributed;the hardness,yield strength,tensile strength and elongation of 0.5%-SiCp/AS81 com-posites were higher than those of AS81 composites.With the increase of the pre-oxidation temperature,the microhardness,ten-sile strength and yield strength of 0.5%-SiCp/AS81 composites first increased and then decreased,and reached the maximum when the pre-oxidation temperature was 885.When the pre-oxidation temperature is 885,the interfacial adhesion with AS81 of SiO2 coated with SiC particles can be enhanced,which helps to improve the strength and plasticity of 0.5%-SiCp/AS81 composites.The appropriate pre-oxidation temperature for 0.5%-SiCp/AS81 composites is 885.KEY WORDS:nano SiC particles;pre-oxidation temperature;SiCp/AS81 composite;microstructure;mechanical property 通过在镁基体中加入具有与其物理和化学相容性好、载荷承受能力强等特性的增强体（碳纤维、Al2O3颗粒、TiC 颗粒等）1来形成具有更高强度和耐磨性等特性的镁基复合材料是颗粒增强金属基复合材料的重要发展方向。在众多的增强体颗粒中，SiC颗粒以其高硬度、高弹性模量、与镁合金基体相容性好及价格低廉等优点而成为理想的制备镁基复合材料的增强体2。对于 SiC 颗粒增强镁基复合材料而言，增强体 SiC 与基体之间的界面是影响复合材料力学性能的关键3，对 SiC 颗粒进行镀铜和预氧化等可促进 SiC 的钝化，改善 SiC 颗粒/基体之间的界面结合，但表面镀铜工艺相对复杂，且对复合材料力学性能的改善效果不如预氧化处理4-6。此外，SiC 颗粒只有在较高的加热温度下才能发生氧化而改变其表面状态，这主要是因为 SiC 颗粒自身具有较好的抗氧化性，且已有研究表明，SiC 颗粒在连续加热氧化过程中会出现团聚现象，且团聚现象与颗粒尺寸、加热温度及时间等密切相关7-8，具体表现在颗粒尺寸越小、加热温度越高或加热时间越长，则团聚现象越显著。为了达到在改善 SiC 颗粒/基体之间界面结合的同时避免团聚现象的目的，文中尝试采用分段式预氧化处理工艺对 SiC 颗粒进行表面处理，考察预氧化温度对 SiC 增强镁基复合材料显微组织和力学性能的影响，研究成果对 SiC 颗粒增强镁基复合材料的制备及应用具有理论指导意义。1 试验材料与方法 1.1 试验材料 试验原料包括 Mg 粉、Al 粉、Sn 粉和 SiC 颗粒，其主要参数如表 1 所示。1.2 试样制备 将 Mg 粉、Al 粉与 Sn 粉（质量比为 9181）进行机械球磨处理，然后倒入无水乙醇中进行 25 min 表 1 试验原料主要参数 Tab.1 Main parameters of raw materials for test Raw materials Particle size/m Purity/wt.%Density/(gcm3)Mg powder25-250 99.94 1.74 Al powder 5-20 99.87 2.70 Sn powder18-55 99.90 5.74 SiC particle0.012-0.06899.85 3.22 的磁力搅拌。预先对 SiC 颗粒进行分段式预氧化处理：第一阶段为 285/15 min+585/15 min；第二阶段分别加热至 685、785、885、985，保温 2 h后随炉冷却至室温，然后置于无水乙醇中进行 25 min的超声分散处理，再转入 AS81 悬浮液中进行 25 min的磁力搅拌处理，沉降后在真空干燥箱中进行 60/2 h的干燥处理。将经过干燥处理的 SiC+AS81 混合粉末（SiC 体积分数为 0.5%）按照 81 的球料比放入 XQM12型行星球磨机中进行转速 140 r/min、时间 15 h 的球磨处理（99.9%高纯氩气保护），球磨前加入质量分数为 0.6%的硬脂酸作为控制剂。将经过预分散处理的混合粉末压制成 30 mm圆柱形试块（68 MPa，5 min），置于自制真空热压烧结炉中进行 475/1 h 的热处理（真空度0.01 Pa），随后 110 MPa 单轴加压 15 min 使其致密化，随炉冷却后进行 430/3 h 的均匀化处理，再在 350 保温1.5 h 后进行挤压比为 101 的热挤压（模具材质为3Cr2W8V 压铸模具钢），挤压后进行 425/2 h 的热处理，随炉冷却至室温，得到 SiC 增强镁基复合材料（0.5%SiCp/AS81 复合材料指 SiC 体积分数为 0.5%的复合材料）。1.3 测试方法 采用帕纳科Empyrean锐影X射线衍射仪对复合材料的物相进行分析，Cu 靶 K 辐射，扫描速度 2()/min；采用 Quanta 200 型扫描电镜（附带 Oxfordxmax 能谱仪）对粉末和复合材料进行显微形貌观察，并观察第 15 卷 第 4 期 张传亮，等：预氧化温度对纳米 SiC 颗粒增强镁基复合材料组织及性能的影响 85 断口形貌；采用 JEM 2100F 型透射电子显微镜对粉末和复合材料的微观结构进行观察；采用 Wilson VH3300 型硬度计进行显微硬度测试，载荷 25 g，保持载荷时间 15 s，测试 10 个点并去掉最大值和最小值后取平均值作为测试结果；采用 Nano Measurer 1.2.5 粒度分析软件对 100 个以上颗粒进行颗粒尺寸统计分析9；在 MTS810 型万能试验机上对 SiC 增强镁基复合材料进行室温拉伸性能测试，拉伸速率为2 mm/min，拉伸试样尺寸如图 1 所示。图 1 拉伸试样尺寸（单位：mm）Fig.1 Dimensions of tensile specimen(unit:mm)2 结果与分析 图 2 为 Mg 粉、Al 粉、Sn 粉的 SEM 形貌和 SiC粉末的 TEM 形貌及选区电子衍射花样。可见，Mg粉呈不规则形状，尺寸介于 25250 m，平均颗粒尺寸约 80 m；Al 粉呈颗粒状，尺寸介于 520 m，平均颗粒尺寸约 10 m；Sn 粉呈类球形，尺寸介于 18 55 m，平均颗粒尺寸约 33 m；SiC 粉颗粒尺寸介于 1268 nm，平均颗粒尺寸约 38 nm，且由于表面能较大而多呈聚集状态，选区电子衍射花样表明其为立方晶系结构。图 34 为 SiC 粉末经过不同温度预氧化处理后的 TEM 形貌及选区电子衍射花样。未预氧化处理的类球形 SiC 颗粒边缘可见明显棱角（图 3a），选区电子衍射花样中可见明显衍射环。当对 SiC 颗粒进行不同温度的预氧化处理后，SiC 颗粒逐渐钝化，且在预氧化温度达到 785 及以上时，衍射花样中的衍射环已经由于外表层的 SiO2包覆而变得模糊（图 3c 和图 图 2 Mg 粉、Al 粉、Sn 粉的 SEM 形貌和 SiC 粉末的 TEM 形貌及选区电子衍射花样 Fig.2 SEM morphology of Mg powder,Al powder,Sn powder,TEM morphology and selected area electron diffraction pattern of SiC powder:a)SEM morphology of Mg powder;b)SEM morphology of Al powder;c)SEM morphology of Sn powder;d)TEM morphology of SiC powder;e)selected area electron diffraction pattern of SiC powder 图 3 SiC 粉末经过不同温度预氧化处理后的 TEM 形貌 Fig.3 TEM morphology of SiC powder after pre-oxidation treatment at different temperature:a)not pre-oxidized;b)685;c)785;d)885;e)985 86 精 密 成 形 工 程 2023 年 4 月 图 4 SiC 粉末经过不同温度预氧化处理后的选区电子衍射花样 Fig.4 Selected area electron diffraction pattern of SiC powder after pre-oxidation treatment at different temperature:a)not pre-oxidized;b)685;c)785;d)885;e)985 4d、e），在预氧化温度为 985 时，外表层 SO2完成了对 SiC 的完全包覆，衍射花样中的衍射环基本消失（图 3e、图 4e）。对不同预氧化温度下的 SiC 颗粒进行尺寸统计分析，预氧化温度为 685、785、885、985 时的颗粒平均尺寸分别为 38、40、43、45 nm，可见，在预氧化温度达到 785 及以上时，SiC 颗粒尺寸会由于氧化而增大，且预氧化温度越高，氧化程度越大，对应的 SiC 颗粒尺寸越大。图 5 为 SiC 颗粒经过不同温度预氧化处理后的 X射线衍射分析结果。未预氧化处理及经过 685 预氧化处理的 SiC 颗粒都主要由 SiC 组成，二者的衍射峰较为相似；当预氧化温度为 785、885 时，XRD 图谱中可见 SiC 相和不明显的 SiO2衍射峰，这可能与此时 SiC 未完全被外表层 SiO2包覆有关10；当预氧化温度为 985 时，SiC 颗粒的 XRD 图谱中除 SiC相外，还出现了明显的 SiO2非晶馒头峰，这主要是因为此时 SiO2已经对 SiC 颗粒实现了完整包覆11。由此可见，当预氧化温度为 785 及以上时，SiC 颗粒会由于氧化而出现外表层 SiO2包覆，而预氧化温度为685 及以下时，SiC 颗粒具有良好的抗氧化能力。Note:(a)untreated;(b)685;(c)785;(d)885;(e)985.图 5 SiC 粉末经过不同温度预氧化处理后的 XRD 图谱 Fig.5 XRD patterns of SiC powder after pre-oxidation at different temperature 图 6 为不同温度预氧化处理后 0.5%SiC/AS81复合材料的 Si 元素面扫描分析。可见，未处理（图6a）和经过预氧化处理（图 6be）的 0.5%SiC/AS81复合材料中 Si 元素整体分布较为均匀，除未处理（图6a）和经过 685 预氧化处理（图 6b）的 0.5%SiC/AS81 复合材料中存在局部 Si 元素团聚外，785（图 6c）及以上温度（图 6d、e）预氧化处理后的0.5%SiC/AS81 复合材料中 Si 元素都呈均匀分布，未出现明显团聚。这主要是因为预氧化温度越高，原子的扩散速率越快，偏聚的 Si 元素能更好地均匀分布在基体中。图 7 为 AS81 复合材料和 0.5%SiCp/AS81 复合材料的 X 射线衍射分析结果。对比分析可知，AS81复合材料和不同温度预氧化处理后的 0.5%SiCp/AS81 复合材料物相组成都主要为 Mg 和 Mg17Al12，并没有出现 MgO 衍射峰，表明在烧结、热挤压等制备过程中，复合材料并没有发生氧化或者氧化程度较轻12。此外，由于复合材料中 SiC 体积分数较低，XRD 图谱中并没有检测到 SiC 或 SiO2的衍射峰。表 2 为 AS81 复合材料和预氧化处理 0.5%SiCp/AS81 复合材料的显微硬度。可见，在未经过预氧化处 理 的 前 提 下，0.5%SiCp/AS81 复 合 材 料 硬 度（135HV）高于 AS81 复合材料（127HV），这主要与增强体 SiC 自身硬度较高有关13。经过预氧化处理后，0.5%SiCp/AS81 复合材料的硬度高于未处理的试样，这主要是因为预氧化处理后 SiC 颗粒外包覆的SiO2可以增强与 AS81 的界面结合力，从而更有利于载荷传导至 SiC 颗粒14。随着预氧化温度的升高，0.5%SiCp/AS81复合材料的显微硬度先增大后减小，在预氧化温度为 885 时取得最大值，这主要是因为预氧化温度为 685 时 SiC 不会发生氧化15，此时复合材料的硬度与未预氧化处理试样差别不大；随着预氧化温度的升高，SiO2逐渐包覆在 SiC 外层并提升了复合材料的硬度，当预氧化温度为 985 时，SiO2完全包覆在 SiC 颗粒表面，但包覆量太大反而降低了界面结合强度，复合材料硬度反而降低16-17。图 8 为 AS81 复合材料和 0.5%SiCp/AS81 复合材料的应力应变曲线，表 3 中列出了室温拉伸性能测试结果。0.5%SiCp/AS81 复合材料的屈服强度、抗拉强度和断后伸长率都高于 AS81 复合材料，可见，第 15 卷 第 4 期 张传亮，等：预氧化温度对纳米 SiC 颗粒增强镁基复合材料组织及性能的影响 87 图 6 不同温度预氧化处理后 0.5%SiC/AS81 复合材料的 Si 元素面扫描分析 Fig.6 Surface scanning analysis of Si elements in 0.5%-SiC/AS81 composites after pre-oxidation treatment at different tempera-ture:a)untreated;b)685;c)785;d)885;e)985 Note:(a)AS81 composite(not pre-oxidized);(b)0.5%-SiCp/AS81 composite(not pre-oxidized);(c)0.5%-SiCp/AS81 composite(685);(d)0.5%-SiCp/AS81 composite(785);(e)0.5%-SiCp/AS81 composite(885);(f)0.5%-SiCp/AS81 composite(985)图 7 AS81 复合材料和 0.5%SiCp/AS81 复合材料的 XRD 图谱 Fig.7 XRD patterns of AS81 composites and 0.5%-SiCp/AS81 composites 表 2 AS81 复合材料和预氧化处理 0.5%SiCp/AS81 复合材料的显微硬度 Tab.2 Microhardness of AS81 composites and pre-oxidized 0.5%-SiCp/AS81 composites 0.5%-SiCp/AS81 Materials AS81 Not pre-oxidized 685 785 885 985 Microhard-ness(HV)127 135 138 144 148141 Note:(a)AS81 composite(not pre-oxidized);(b)0.5%-SiCp/AS81 composite(not pre-oxidized);(c)0.5%-SiCp/AS81 composite(685);(d)0.5%-SiCp/AS81 composite(785);(e)0.5%-SiCp/AS81 composite(885);(f)0.5%-SiCp/AS81 composite(985)图 8 AS81 复合材料和 0.5%SiCp/AS81 复合材料 的应力应变曲线 Fig.8 Stress-strain curves of AS81 composites and pre-oxidized 0.5%-SiCp/AS81 composites SiC 可以在提高 AS81 复合材料强度的同时提升其塑性；随着预氧化温度从 685 升高至 985，0.5%SiCp/AS81 复合材料的抗拉强度和屈服强度先增大后减小，预氧化温度为 885 时强度取得最大值，继续升高预氧化温度至 985，抗拉强度和屈服强度反而降低；此外，预氧化温度为 685 时（图 8 中曲线 c），复合材料的断后伸长率与未预氧化处理试样（图 8 中曲线 b）相当，而 785 及以上温度预氧化处理后（图 88 精 密 成 形 工 程 2023 年 4 月 表 3 AS81 复合材料和预氧化处理 0.5%-SiCp/AS81 复合材料的室温拉伸性能 Tab.3 Room temperature tensile properties of AS81 composites and pre-oxidized 0.5%-SiCp/AS81 composites 0.5%-SiCp/AS81 Materials AS81Not pre-oxidized 685 785 885 985 Yield strength/MPa 179 216 217 248 266 212 Tensile strength/MPa 322 375 380 394 404 373 Elongation/%5.4 9.9 9.2 7.8 6.9 7.1 图 9 AS81 复合材料和 0.5%-SiCp/AS81 复合材料的拉伸断口形貌 Fig.9 Tensile fracture morphologies of AS81 composites and 0.5%-SiCp/AS81 composites:a)AS81 composite(not pre-oxidized);b)0.5%-SiCp/AS81 composites(not pre-oxidized);c)0.5%-SiCp/AS81 composites(885)8 中曲线 df）复合材料的断后伸长率相对有所减小。综合而言，在预氧化温度为 885 时（图 8 中曲线 e），0.5%SiCp/AS81 复合材料具有较好的强塑性。在室温拉伸过程中，复合材料的断裂主要由局部微裂纹逐渐扩展形成，0.5%SiCp/AS81 复合材料的断裂除与自身缺陷有关外18，主要由 SiC 颗粒/基体界面开裂引起19-21，预氧化处理后 SiC 颗粒外包覆的 SiO2可以增强与 AS81 的界面结合力，从而更有利于提高强度，但是预氧化温度过高时，SiC 颗粒表面 SiO2包覆量太大反而降低了界面结合强度22-25，复合材料的强度会有所减小。图 9 为 AS81 复合材料和 0.5%SiCp/AS81 复合材料的拉伸断口形貌。AS81 复合材料的拉伸断口中可见解理断面和局部较浅韧窝，主要呈脆性断裂特征（图 9a）；未经过预氧化处理的 0.5%SiCp/AS81 复合材料中可见较多深的韧窝，表现为韧性断裂特征（图 9b）；预氧化温度为 885 时，0.5%SiCp/AS81复合材料中可见较多韧窝，且韧窝相对未经过预氧化处理的试样较浅（图 9c），反映在塑性上则表现为断后伸长率较低。拉伸断口形貌观察结果与表 2 的室温拉伸性能测试结果相吻合。3 结论 1）预氧化处理后，SiC 颗粒边缘棱角逐渐钝化，预氧化温度为 985 时外表层 SO2完成了对 SiC 的完全包覆；随着预氧化温度从 685 升高至 985，SiC颗粒平均尺寸从 38 nm 逐渐增大至 45 nm。2）当预氧化温度为 785 及以上时，SiC 颗粒会由于氧化而出现外表层 SiO2包覆；AS81 复合材料和不同温度预氧化处理的 0.5%SiCp/AS81 复合材料的物相组成都主要为 Mg 和 Mg17Al12。3）0.5%SiCp/AS81 复合材料的硬度、屈服强度、抗拉强度和断后伸长率都高于 AS81 复合材料，随着预氧化温度的升高，0.5%SiCp/AS81 复合材料的显微硬度、抗拉强度和屈服强度先增大后减小，在预氧化温度为 885 时取得最大值；SiC 可以在提高 AS81复合材料强度的同时提升塑性，且在适当温度下预氧化处理有助于进一步提升材料的硬度和强度。参考文献：1 任峰岩,许磊,历长云,等.粉末冶金法制备颗粒增强镁基复合材料的研究进展J.粉末冶金技术,2020,38(1):66-73.REN Feng-yan,XU Lei,LI Chang-yun,et al.Research Progress in the Preparation of Particle-Reinforced Magnesium Matrix Composites by Powder Metal-lurgyJ.Powder Metallurgy Technology,2020,38(1):66-73.2 宋亚虎,王爱琴,马窦琴,等.微纳米混杂颗粒增强铝基复合材料的设计与研究进展J.材料热处理学报,2021,42(7):1-12.SONG Ya-hu,WANG Ai-qin,MA Dou-qin,et al.Design and Research Progress of Micro and Nano Hybrid Parti-cles Reinforced Aluminum Matrix CompositesJ.Transactions of Materials and Heat Treatment,2021,第 15 卷 第 4 期 张传亮，等：预氧化温度对纳米 SiC 颗粒增强镁基复合材料组织及性能的影响 89 42(7):1-12.3 姚婷婷,何涛,王京,等.SiC 纳米颗粒表面处理方式对增强铝基复合材料组织和性能的影响J.现代制造工程,2020(12):1-5.YAO Ting-ting,HE Tao,WANG Jing,et al.Effect of Surface Treatment of SiC Particles on Microstructure and Properties of Aluminum Matrix Composites Rein-forced by NanoparticlesJ.Modern Manufacturing En-gineering,2020(12):1-5.4 王严,谢吉林,陈玉华,等.镁基复合材料制备技术研究现状J.精密成形工程,2022,14(12):119-127.WANG Yan,XIE Ji-lin,CHEN Yu-hua,et al Research Status of Preparation Technology of Magnesium Matrix CompositesJ.Journal of Netshape Forming Engineer-ing,2022,14(12):119-127.5 路 建 宁,王 娟,林 颖 菲,等.表 面 氧 化 处 理 对SiC/A356 Al 复合材料组织及性能的影响J.材料导报,2020,34(S2):1381-1385.LU Jian-ning,WANG Juan,LIN Ying-fei,et al.Effect of Surface Oxidation Treatment on the Structure and Properties of SiC/A356 Al CompositesJ.Materials Reports,2020,34(S2):1381-1385.6 NIU Xiao-feng,LI Gang,ZHANG Zeng-yao,et al.Si-multaneously Improving the Strength and Ductility of Extruded Bimodal Size SiCp/AZ61 Composites:Syner-gistic Effect of Micron/Nano SiCp and Submicron Mg17Al12 PrecipitatesJ.Materials Science and Engi-neering:A,2019,743:207-216.7 SUN Xue-fei,WANG Cui-ju,DENG Kun-kun,et al.Aging Behavior of AZ91 Matrix Influenced by 5 m SiCp:Investigation on the Microstructure and Me-chanical PropertiesJ.Journal of Alloys and Com-pounds,2017,727:1263-1272.8 蒋傲雪,游志勇,段状正,等.挤压铸造 SiCp/AZ91D镁基复合材料的组织与性能J.特种铸造及有色合金,2021,41(7):863-866.JIANG Ao-xue,YOU Zhi-yong,DUAN Zhuang-zheng,et al.Microstructure and Mechanical Properties of Squeezing Casting SiCp/AZ91D Magnesium Matrix CompositesJ.Special Casting&Nonferrous Alloys,2021,41(7):863-866.9 LI Chuan-peng,WANG Zhi-guo,ZHA Min,et al.Effect of Pre-Oxidation Treatment of Nano-SiC Particulates on Microstructure and Mechanical Properties of SiC/Mg-8Al-1Sn Composites Fabricated by Powder Metallurgy Combined with Hot ExtrusionJ.Materials(Basel,Switzerland),2016,9(12):964.10 DENG K K,WANG X J,WU Y W,et al.Effect of Par-ticle Size on Microstructure and Mechanical Properties of SiCp/AZ91 Magnesium Matrix CompositeJ.Mate-rials Science and Engineering:A,2012,543:158-163.11 王翠菊,孙雪飞,聂凯波,等.热挤压对双尺度SiCp/AZ91 镁基复合材料显微组织与拉伸性能的影响J.精密成形工程,2021,13(3):70-76.WANG Cui-ju,SUN Xue-fei,NIE Kai-bo,et al.Micro-structure and Tensile Properties of Bimodal Size SiCp/AZ91 Magnesium-Based Composite Influenced by Hot ExtrusionJ.Journal of Netshape Forming Engi-neering,2021,13(3):70-76.12 尚拴军,邓鹏辉,蔡刚毅,等.Mg17Al12热挤压细化对SiCp/AZ91 复合材料组织及性能的影响J.材料热处理学报,2017,38(11):8-13.SHANG Shuan-jun,DENG Peng-hui,CAI Gang-yi,et al.Effect of Hot Extrusion Refinement of Mg17Al12 on Microstructure and Mechanical Properties of SiCp/AZ91 CompositesJ.Transactions of Materials and Heat Treatment,2017,38(11):8-13.13 张素卿,苏倩,于欢,等.超细 SiC 颗粒对球磨制备纳米晶 AZ91 镁合金组织及性能的影响J.粉末冶金技术,2021,39(6):512-519.ZHANG Su-qing,SU Qian,YU Huan,et al.Effect of Ultrafine SiC Particles on M