Mg濃縮の相乗効果 | 深センユリ池有限公司

Scientific Reports volume 12、記事番号: 20053 (2022) この記事を引用

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メトリクスの詳細

Mg-Al-Zn 合金は、高い剛性重量比、軽量、高い強度重量比、低密度、鋳造性、高温機械的特性、機械加工性、高強度などの優れた特性を考慮して、多くの用途で広く好まれています。耐腐食性と優れた減衰性。このような合金の特性を改善することは、その六方晶系の結晶構造やその他の合金化の制限により困難です。この研究は、純マグネシウム（対照試料）に合金元素8.3重量％のAl、0.35重量％のZnを組み込むことにより、Mg-Al-Zn合金を合成することを目的としています。次に、撹拌鋳造プロセスを通じて一定の固体潤滑剤 BN (3 wt%) とともに 3 つの重量比率 (3 wt%、6 wt%、9 wt%) で B4C を強化することにより、Mg-Al-Zn/BN/B4C ハイブリッド複合材料を合成します。ハイブリッド複合材サンプルの特性を評価し、対照サンプルの性能と比較しました。結果は、9 wt% B4C 強化サンプルが、対照サンプルと比較して、引張強度 28.94%、圧縮強度 37.89%、降伏強度 74.63%、硬度 14.91% の向上を記録することにより、優れた性能を発揮したことを明らかにしました。これとは別に、対照試験片と比較して、腐食領域 (37.81%) が減少し、密度 (0.03% 増加) および気孔率 (0.01% 減少) の変化は無視できる程度であることがわかりました。サンプルは、SEM、XRD、および EDAX 装置を使用して特性評価されました。

低密度材料は、密度が低く、エネルギー効率が高いため、自動車、航空宇宙、船舶の用途でより一般的になりつつあります。他の金属や合金と比較して、マグネシウムとその合金は、その密度が低く、圧縮強度が高いため、注目を集めています。さらに、マグネシウムはリサイクル可能であり、CO2 排出量が削減されることも、機能的用途を満たすもう 1 つの重要な理由です1。これらの材料は、優れた物理的特性にもかかわらず、強度、弾性率、耐摩耗性が低く、反応性が高く、高温での耐クリープ性が低いため、用途が限られています2。これらの欠点は、希望の加工方法を順守し、合金元素や強化材を追加することで取り除くことができます3。提示された結果に基づいて、炭化ケイ素、酸化アルミニウム、炭化ホウ素、窒化ケイ素、二酸化チタン、窒化アルミニウム、窒化チタン、酸化イエットリウム、炭化チタンなどのセラミックスが、マグネシウム複合材料で構成される粒子を強化するために使用されてきました4.セラミック補強材はマトリックス材料でカプセル化される可能性があるため、制限が生じます。マトリックス材料中の独自のセラミック強化粒子の重量割合を増やすと、硬度、密度、靱性、および脆性が増加しましたが、延性と伸び率の低下が観察されました5。これは、マトリックス合金に強化粒子が均一に分布しているためですが、凝集により特性が低下します6。文献研究により、母材に二次セラミック微粒子を含めると、粒径の縮小を通じて材料が強化され、複合材の機械的特性が決定され、ハイブリッド複合材であることが確認されています。さまざまな加工方法と強化材を使用してマグネシウムハイブリッド複合材料を合成することについて、数多くの研究が行われてきました7。粉末冶金のアプローチは、マグネシウム複合材料の磨耗性能を特徴付けるために使用されました。グラファイトを含めることで、ハイブリッド混合物の耐摩耗性が向上し、微小硬度特性が低下しました8。半固体撹拌法を採用して、マグネシウムハイブリッドナノ複合材料の動的引張挙動を開発しました。ナノスケール SiC と MWCNT を強化に使用した場合、ひずみ速度硬化は異なる温度で明確であることが観察されました9。 SiC 粒子を含めると、短繊維が強化され、スクイーズキャスティング法 10 を使用して鋳造された複合材料が強化されるため、合成複合材料の摩耗率が効果的に改善されました。液体冶金は、炭化ホウ素の機械的特性とグラファイトの強化マグネシウム混合複合体の開発に使用されています。マトリックス合金にグラファイトを組み込むと、摩耗特性が低下します11。強化部品として二ホウ化チタンと窒化ホウ素を使用し、耐摩耗性を向上させながら濡れ性を向上させる主な目的である BN を添加して、アルミニウム複合複合材料の微細構造と物理的特性を調べました12。文献に基づいて、密度がマグネシウム合金ハイブリッド複合材料を合成するための強化材の選択に大きな影響を与えていると結論付けられています。そうしないと、そのような組み合わせの密度が増加し、機能的用途の軽量化特性と一致しなくなります13。提案されている革新的な研究の一環として、マグネシウム合金ハイブリッド複合材料の継続的な開発のために、低密度材料を使用したセラミック強化材が選択されました。説明的な研究ギャップについて文献研究が実施され、この研究に対するいくつかの意味が要約されました。 Mg-Al-Zn 合金は六方晶系の結晶構造を持ち、靭性、柔軟性、その他の特性などの基本的な特性に影響を与えます。それとは別に、この材料の表面エネルギーは、アルミニウムや亜鉛などの他の軽量材料と比較して高いです。ただし、アルミニウムに比べて耐食性や耐摩耗性は劣ります。また、マグネシウム合金では、10 wt% Al が固溶強化を高めることで引張強さ、硬度、鋳造性を向上させ、0.35% Zn が粒界に沿って MgZn2 相を形成し、優れた時効硬化をもたらし特性が向上することも観察されました。。ただし、合金元素の添加は、材料の環境適合性にとって不可欠であるため、ベースとなるマグネシウム合金に限定されます14。ホウ化物、炭化物、窒化物などのセラミック強化粒子を添加するだけで、Mg-Al-Zn 合金の特性が向上することがわかりました。ハイブリッド複合材料を強化するための粒子強化粒子としての炭化ホウ素および窒化ホウ素と Mg-Al-Zn 合金との濡れ性に関するさらなる研究が不足していることが判明しました。マグネシウムは反応性が高く、大気にさらされると酸化マグネシウムを形成するため、これがこのような合金の大きな欠点です。異なるベース材料の組み合わせに低密度の強化材を追加することにより、複合材料の密度が回復し、その機械的特性が著しく改善されることが予測されました 15。文字通りの分析により、さまざまな粒子サイズの B4C 強化材を含めることで、材料の機械的強度が向上することがわかりました。 B4C16 よりも密度が低いにもかかわらず、BN の強化には限界があります。また、炭化ホウ素と窒化ホウ素は、Mg-Al-Zn 合金ベースのハイブリッド複合材料を強化するための粒子強化粒子として広く研究されていないと推測されました。補強材として推奨される微粒子は、他のセラミック補強材よりも密度が低く、炭化ホウ素と窒化ホウ素では 2.5 g/cm3、2.1 g/cm3 です。異なるベース材料にこの強化材の組み合わせを追加することにより、最終材料 (複合材料) の密度が回復し、その機械的特性がさらに向上しました。この効果は、B4C を 3 つのレベル (3 wt%、6 wt%、9 wt%) で一定の割合で強化することにより、Mg-Al-Zn 合金 (純マグネシウム 91.35 wt%、アルミニウム 8.3 wt%、亜鉛 0.35 wt%) の特性を強化します。固体潤滑剤BN 3wt%。今のところまだ報告されていません。 BNは二硫化モリブデンやグラファイトと同様に層状構造をしているため、これらに比べて優れた固体潤滑剤です。この要因により、二次強化材として BN が好まれており、本調査ではその重量パーセントは一定に保たれています。したがって、この研究では、Mg-Al-Zn/BN/B4C ハイブリッド複合材料サンプルの合成、特性評価、およびテストを行い、その性能を鋳造 Mg-Al-Zn 合金として合成されたもの (対照試験片) と比較することに取り組みます。

本研究の新規性は、純粋なマグネシウムに合金元素8.3重量％のアルミニウム、0.35重量％の亜鉛を組み込むことによってMg-Al-Zn合金を合成することである。次に、この鋳造合金を底部注湯撹拌鋳造プロセスを使用して固体潤滑剤 BN (3wt%) を含む B4C (3 wt%、6 wt%、9 wt%) の硬質セラミック強化粒子で強化し、3 つの Mg-Al- SEM、XRDなどの顕微鏡検査を含む、密度、気孔率、硬度、引張強さ、降伏強さ、伸び率、圧縮強さ、腐食速度に関するMg-Al-Zn合金のZn/B4C/BNハイブリッド複合材料の性能。エンジンケーシング、船体、フィンなどの海洋用途向けの新素材の品質を保証します。

この研究では、市販の Mg-Al-Zn-Si-Ni 合金を使用してマグネシウム合金を開発しています。これらの材料の化学成分の概要を表 1 に示します。マグネシウム合金にアルミニウムと亜鉛を含めると、室温での硬度と強度が増加します。室温での重量控除には、Mg-Al-Zn 合金が最も一般的に使用されると考えられています。さらに、高い強度重量比、良好な柔軟性、より優れた減衰特性、および優れた鋳造性を備えています。マグネシウムハイブリッド複合材料を製造するためのマトリックス材料として理想的です17。 Sigma Aldrich の粒子サイズの強化材 B4C (約 1 μm) および BN (< 10 μm) も、このような複合材料を組み込むために使用されます。

図1aに示すように、不活性ガス環境下でマグネシウム合金ハイブリッド複合材料を製造するには、底部注入型の撹拌鋳造装置が使用されます。マグネシウム合金ハイブリッド複合材料の鋳造に使用した金型を図1bに示し、Mg-Al-Zn合金複合材料の作製サンプルを図1cに示します。マグネシウムを溶解するには、最初に抵抗加熱炉を 250 °C に予熱し、続いて必要な量の鋳造マグネシウム合金を炉に入れて 45 分間溶解してから、温度を 750 °C に上げます。外部のトウヒを通して、重量パーセントを変化させ（3wt%、6wt%、9wt%）、BN を一定（3wt%）に保つ B4C 粒子の強化材が溶融物に追加されます。酸化と燃焼を防ぐために、3.5 l/min の CO2 と SF6 の混合物を炉内に放出し、溶融温度を 750 °C まで上昇させました。また、基材内でのセラミック粒子の均一な分散を高めるには密度が重要であることも指摘されています9。その理由は、強化材の密度が最小の場合、強化材は溶融スラリーの上部に単独で残り、密度が最大の場合、強化材は底部に沈降するためです。効果的なプロセスパラメータを使用することで、この問題を解決できます。

(a) 撹拌鋳造装置 (b) マグネシウム合金ハイブリッド複合材料の合成に使用した金型 (c) Mg-Al-Zn 合金のサンプル。

効果的に撹拌するには、スターラーの直径も考慮する必要があります。スターラーの直径が小さすぎると固体粒子は容器の外縁に浮遊したままになり、スターラーの直径が大きすぎると容器の中心に残る可能性があります。その結果、文献引用 19 によれば、スターラーの直径は 0.4D に設定されました。マトリックス合金内で均一な粒子分布を達成するには、撹拌鋳造法に関連するパラメーターを考慮する必要があります。このため、文献 20 に記載されているように、撹拌速度と撹拌時間は 600 rpm、15 分間に維持されました。注湯温度が粒子分布に大きく影響することが判明した。溶融温度が高いとセラミック粒子が溶融物の表面に浮く傾向があり、溶融温度が低いと溶融粘度が低下し、鋳造がより困難になります21。これらの事実により、マグネシウム合金ハイブリッド複合材料の鋳造に最適な温度は、溶融スラリーを金型キャビティに注入する際の約 700 °C に維持されました。直径０．０２２ｍ、長さ０．２ｍのＥＮ２４ダイを装置の底に置き、溶融スラリーの酸化と燃焼を防ぐために硫黄粉末でコーティングする。次に、溶融したスラリーを金型に注入し、金型内のみで大気圧で冷却します。異なる強化重量パーセントを使用して同じ手順を繰り返し、マグネシウム合金ハイブリッド複合材料を合成しました。

溶融マグネシウム合金中の低密度セラミック微粒子 (B4C) が最大 12 wt% まで増加すると、マトリックス内でそのような微粒子を均一に分散させるために撹拌を行った場合でも凝集が発生します。これは、溶融表面に浮遊するいくつかの濡れていないセラミック粒子が互いにくっついて 1 つの領域に蓄積し、機械的特性が低下するため、達成できません。鋳造マグネシウム複合材中のセラミック微粒子の割合を高くすると、その気孔率が増加し、溶融スラリーで満たされるときにセラミック微粒子の上に SiO2 層が形成されます。強化粒子の数が最大まで増加すると、母材のいくつかの領域に沿ってクラスターの割合が増加し、セラミック粒子を囲む細孔とガス層がクラスターを浮遊させることがわかりました。結果として、重量パーセントは 9wt% に制限され、合成されたハイブリッド混合物の結果は Xiang et al.22 で議論されています。

マグネシウム合金ハイブリッド複合材料の性能測定は、ASTM 規格を使用して作成されました。 De-Winter 三眼倒立金属顕微鏡を使用して、合成複合材料の微細構造を特徴付けます。合成複合材料の密度は、懸濁媒体としてエタノールを使用したアルキメデスの原理を使用して計算されています。 Wilson Wolpert Germany を使用したマイクロビッカース硬度試験は、1 kg の荷重下での材料の微小硬度を測定します。 ASTM E8 規格に準拠した汎用試験機を使用して、ハイブリッド混合物の引張挙動を研究します。最大荷重範囲は10トン、せん断速度は0.5m/minです。室温での混合物の圧縮強度を評価するには、ASTM E9 規格が使用されます。ハイブリッド複合材料の耐食性は、B117 塩水噴霧試験を使用して分析されています23。

An optical microscope is used to characterize the finely structured magnesium alloy hybrid composites. Figure 2a to Fig. 2f examine the as-cast and etched hybridized composites with differing percentages of boron carbide and boron nitride by weight. Picral is used as the etching agent24. The microstructure of both B4C and BN reveals the homogenous distribution of strengthening particles without any evidence of a cluster. Moreover, the higher inclusions of B4C particulates in the parent material display the primary magnesium grains and appear finer. Due to impurities, grain boundaries of newly synthesized hybrid composites show microparticles of eutectic precipitates. Boron carbide has a larger granularity than boron nitride, so the distribution of BN is leaned and appears as dull shiny white particles due to the inferior inclusion of BN in the matrix alloy. It was presumed that the microstructures of the synthesized magnesium alloy hybrid composites possessed B4C, Mg, MgO and MgB2 interphases. This is because increasing the proportion of boron carbide increases the formation of the MgO and MgB2 phases due to the heating process and reactions between the immixtures24. The microstructural studies found that good interfacial integrity between the Mg matrix and the hybrid ceramic reinforcement was esteemed regarding the nonappearance of voids and debonding at the particle–matrix interface. This stimulates the enhancement of the mechanical properties of synthesized magnesium alloy hybrid composites, as inferred in similar findings4C) in magnesium matrix composites fabricated by powder metallurgy technique. Mater. Res. Express 7, 016597. https://doi.org/10.1088/2053-1591/ab6c0b (2020)." href="/articles/s41598-022-24427-8#ref-CR25" id="ref-link-section-d110667877e787">25.

(a-f)。さまざまな重量比と一定の窒化ホウ素の炭化ホウ素で強化された Mg-Al-Zn 合金複合材料の微細構造。

The morphology characteristics of magnesium alloy hybrid composites and the distribution of ceramic reinforcement particles are analyzed using SEM, as shown in Fig. 3a,b. It was determined that B4C appears as a needle-like structure within the magnesium alloy matrix which is constantly dissipating through regions of grain boundaries and internal grain boundaries. Because of the pinning effect, BN acts as nucleation sites and reduces grain size while causing a reduction in grain growth due to the higher proportion of grain boundary particles in the matrix alloy4C reinforced Al–Si matrix semi-ceramic hybrid composites. J. Compos. Mater. 53, 3549–3565. https://doi.org/10.1177/0021998319842297 (2019)." href="/articles/s41598-022-24427-8#ref-CR26" id="ref-link-section-d110667877e820">26.

(a) 6wt% 炭化ホウ素と 3% 硝酸ホウ素で強化された Mg-Al-Zn 合金複合材料の SEM 画像、(b) 9wt% 炭化ホウ素と 3% 硝酸ホウ素、(c) Mg-Al-Zn 合金の XRD 画像9％の炭化ホウ素と3％の硝酸ホウ素で強化された複合材料、（d）9％の炭化ホウ素と3％の硝酸ホウ素で強化されたMg-Al-Zn合金複合材料の画像のEDAX分析。

界面反応は、マグネシウムハイブリッド複合材料の機械的特性を向上させる上で重要な役割を果たします。文献で推測されているように、炭化ホウ素の存在は、Mg-Al-Znマグネシウム合金と相互作用し、図3cに示すように、Mg17Al12、MgB2、Mg2Si、Mg3BN3、MgO、B2O3、MgC2の金属間化合物を形成します27。 XRDA では、Mg と B4C などの混合物中に 2 つの主要なピークが観察されます。これにより、Mg と酸素の部分反応によって MgO の小分子が形成されます。対照的に、MgC2 は系内の遊離炭素との反応によって形成されますが、この相は不安定で急速に劣化します 28。また、溶融マグネシウムが B4C と反応して二ホウ化マグネシウムを形成し、元素状炭素が遊離することが観察されました。 XRD パターンにおける MgB4 ピークの存在は、MgB2 が部分的に分解して MgB4 を形成することを証明しており、これは同様の知見と一致しています 29。また、凝固中に不均一な核生成サイトを収容し、その結果、マトリックス合金の粒径が小さくなることもわかりました。これは、製造されたマグネシウム合金混合物の強化メカニズムとして機能します30。

図3dに示すMg-Al-Zn合金ハイブリッド混合物のEDAX分析は、主要元素がMg、Al、B、Si、N、および一部の酸化物であることを示しています。観察により、マトリックス中の粒子 Si が Mg と反応し続けて Mg2Si31 を形成することが示されました。 Mg2Si の存在により、開発された Mg-Al-Zn 合金不混合物の機械的特性が向上し、この化合物には Mg-Al-Si-Mn-B-N 組成の混合物が含まれています。

合成されたマグネシウム合金ハイブリッド複合材料には、基材よりもかなり高い密度のセラミック強化粒子が含まれているため、その密度を測定することが重要であると考えられます。マグネシウム合金強化材の密度が高くなると、合成される複合材料の密度も高くなります。これは、軽量化特性の認識に悪影響を及ぼします。これらの要因を考慮して、高密度マグネシウム合金ハイブリッド複合材料の密度と気孔率は、混合則方程式を使用して測定されました。対照的に、それらの実験密度は、懸濁媒体としてエタノールを使用したアルキメデスの原理を使用して測定されています。等式 (1) と (2) は、マグネシウム合金ハイブリッド複合材料の理論密度と気孔率を計算する式を示します 32。

不均質混合物中の優れた密度の粒子の獲得、強化材の比率の強化、およびマトリックスと強化材間の界面反応の存在により、Mg-Al-Zn 合金ハイブリッドの密度は最小限まで大幅に増加します。図 4 で推定されるように、モノリシックマグネシウム合金と比較して 0.038%。二元セラミック微粒子の割合を増やすと、実際の複合材料の気孔率が大幅に減少します 33。さらに、溶融合金にセラミック強化粒子を添加すると、機械的に撹拌して強化粒子を混合した後でも、粒子が溶融表面に蓄積してしまいました29。これらの粒子の大部分は、撹拌が止まると互いにくっつこうとします。しかし、これらの粒子の粘度が低下したため、粒子はマトリックス領域に残り、マトリックス全体に均一に分散しました。これは、溶融溶融物中にハイブリッド強化粒子を添加する際のガス粒子の捕捉が減少し、凝固時の収縮効果が最小限に抑えられるためです。これは、開発されたマグネシウム合金ハイブリッド複合材料の圧縮特性の向上に貢献します。

Mg-Al-Zn 合金ハイブリッド複合材料の密度と気孔率。

B4Cの割合を変化させ、BN強化材を維持することによって開発されたハイブリッド複合材の硬度を図5に示します。モノリシックマグネシウム合金と比較して、セラミック強化材の追加によりハイブリッド複合材の硬度が最適値の14.91まで増加することが示されています。 %。これは、母材内のセラミック微粒子の均一な分布、硬い界面粒子の存在、マトリックスと強化材の間の熱膨張係数の大きな差により、合成された複合材料の微細構造における転位密度が大幅に増加するなどの要因によるものです。文献で報告されているとおりです34。さらに、マグネシウム合金マトリックスにセラミック強化粒子を組み合わせることで、領域全体で炭化ホウ素が増加し、マトリックスの粒子が減少します。その結果、文献で推測されているように、転位の障害物として機能する粒界が大幅に増加すると、合成されたハイブリッド複合材料の微小硬度が増加します 35。さらに、二次強化固体潤滑剤 (BN) を含めることで、合成複合材料の硬度が向上し、B4C とともに、押し込み時の転位の通過を防ぐバリアとして機能します。

マグネシウム合金ハイブリッド複合材料の硬度。

この研究では、図6aから、硬質セラミック粒子の比率を高めることによって、マグネシウム合金の不均質混合物の極限引張強度と降伏強度が大幅に増加することが観察されました。それでも、図6bから推測されるように、伸び率は減少しました。

(a) Mg-Al-Zn 合金ハイブリッド複合材料の引張強さと降伏強さ (b) Mg-Al-Zn 合金ハイブリッド複合材料の伸び率 (c) Mg-Al-Zn 合金複合材料の圧縮強度。

これは、マトリックスからセラミック相への優れた荷重伝達、オロワン強化メカニズム、結晶粒微細化、および合成されたハイブリッド複合材料の熱塑性性能と弾塑性性能の違いによって起こりました 36。強化材がマグネシウムマトリックス内に均一に分布すると、高密度の転位が発生します。したがって、母材と強化粒子の間に不一致が生じ、ハイブリッド複合材料が歪んだときに強化効果として機能します37。

圧縮強度試験は、マグネシウム合金ハイブリッド複合材料に対して ASTM E9 に従って実施されました 38。文献で議論されているように、荷重条件下では、マグネシウムマトリックス材料の変形は、引張特性 (滑り) と圧縮特性 (双晶) によって変化します 39。 Mg-Al-Zn系合金とは対照的に、図6cに示すように、製造されたマグネシウム合金混合物の圧縮強度は大幅に向上しています。これにより、マグネシウムマトリックス全体に界面強度が分布し、双晶化の動きが減少し、結晶粒構造が微細化されます。観察により、Mgマトリックス中のマトリックス粒子の微細化は強化材と粒子分布の影響を受けることが示されており、粒子分布の均一性がハイブリッドマグネシウム合金混合物の粒径縮小には十分であることを示しています。また、ひずみの際、二次補強材を含めることでマグネシウム合金ハイブリッド複合材料のひずみ速度が変化すると推測されます。したがって、破面は滑らかに見えます。マグネシウム合金マトリックス上の不均一な変形は粒界で発生し、そのため塑性変形は抑制されますが、圧縮荷重がかかると粒子の結晶コアが残ります。したがって、文献に引用されているように、合成されたマグネシウム合金ハイブリッド複合材料の圧縮特性が大幅に向上します。

図7a、bに示すように、室温での強度の増加は結晶粒の微細化の促進によるものであることも注目されています。マトリックス合金強化材の硬化を高めることにより、複合材に荷重がかかったときの亀裂の伝播が最大限に最小限に抑えられます。さらに、アルミニウムおよび亜鉛元素を添加すると、他の元素よりも積層欠陥エネルギーの減少が少ないため、変形メカニズムはマグネシウム合金ハイブリッド複合材料の引張特性の向上に大きく貢献します 34、35、36。さらに、二次強化材 (BN) を組み込むと、より高い不均一核生成サイト (Mg17Al12) が生成され、その結果、マグネシウムハイブリッド複合材料の破壊靱性が向上します。その結果、マトリックスと補強材の間の結合が十分でない場合、早期破損が発生します。これは合成された複合材料では観察できません。

(a、b) 9wt% の炭化ホウ素と 3wt% の硝酸ホウ素を含む AZ91 の結晶粒微細化。

さらに、補強の割合が増加すると、伸びの割合が大幅に減少することがわかります。その結果、硬質セラミック強化材を含めることによって生じる超塑性の欠如により、複合材料は脆くなる可能性があります。また、凝固中に粒子が互いに押し付けられると、AZ91D 合金の初相と核の成長が制限されることにも注意してください。

マグネシウム合金は、酸化層が緩んでいるため、湿気の多い環境や湿った環境では反応性が高く、水の濃度が高い海洋環境では腐食しやすくなります40。マグネシウムは電極電位が最も低く、アノードとして機能するため、マグネシウム合金での電解腐食の発生も問題となる可能性があります。 Al および Zn と Mg を合金化すると強度が向上しますが、電解腐食を受けやすくなります。 0.1 M NaCl 溶液を使用して Mg および AZ91 合金に対して実行された腐食試験では、AZ91 合金は Mg 金属よりも高い腐食を示しました。 Zr や Al などの合金元素が Mg の耐食性に及ぼす影響を電気化学的にテストしました。彼らは、AZ91 合金が AZ31、AZ91、AM60、および ZK60 合金の中で最悪の耐食性 (9E−4 mm/年) を示すことを発見しました40。マグネシウム合金を NaCl 溶液に浸漬すると、式 (1)、(2) に示すように、表面で次の反応が起こります。 (3、4、および 5)、同様の所見が文献でも推測されています 41。

マグネシウムが水溶液と接触すると、マグネシウム表面に水酸化マグネシウムが形成され、保護層として機能します。ただし、この層は多孔質であるため、Cl を含む腐食性媒体から合金を保護することはできません。この問題を克服するために、適切なセラミック強化粒子をマグネシウム合金に添加することができます。

開発したハイブリッド複合材料の耐食性をASTM-B117塩水噴霧試験に従って評価した結果を図8に示します。マグネシウム合金にハイブリッド強化材（B4CとBN）を添加すると、ガルバニックカップリング、界面相により耐食性が向上します。形成、および強化材とマトリックス間の微細構造の変化。さらに、合成された複合材料の腐食速度は、結晶質マグネシウムマトリックスと粒界上のアルミニウム相（Mg17Al12）からなる二相微細構造を示します42。 Mg、Zn、Cu などの共晶相を含むハイブリッド複合材料は、3.5% NaCl の腐食性溶液中で腐食挙動が促進され、他の共晶相の体積、組成、分布に影響を与えます。

マグネシウム複合材料の耐食性。

ハイブリッド複合材料の研究では、文献に引用されているα-Mg マトリックスに見られるように、マイクロ陰極として機能するα-Mg マトリックスがマイクロスケールで腐食を刺激することが判明しました43。 β 相の存在により、ハイブリッド複合材料の反応性表面が減少し、その結果、表面で観察される腐食の量が減少します。さらに、各アルファ粒界では、連続ベータ相が腐食がアルファ粒子からアルファ粒子に拡散するのを妨げ、α 粒子の表面に腐食が形成されるのを防ぎます。したがって、マグネシウム合金ハイブリッド複合材料が溶解し、ベータ膜全体が溶液にさらされ、腐食速度が大幅に増加します。 SEM 画像から、β 相が強く現れていることがわかります。 α相は、図9に示すように室温で直ちに凝固するため微細化します。また、β相の出現が狭く連続して現れるため、腐食によるα相の腐食速度が均一に抑制されます。複合材料の外側に形成されます。これらの複合材料を急速に冷却すると、α相とβ相の不規則な共晶を有する一次粒子が形成されることが観察されています。したがって、これらはαの共晶が豊富な形態を示し、必須のα粒子の発生確率が制限されます。最初に形成された内部α粒子に比べて溶液濃度が増加することにより、粒子サイズの減少が観察されました。微粒子の存在は、安定なβ相に限定される。微粒子はα粒界を超えて安定なβ相に限定され、腐食モーメントの値を大きくする障害として反応し、その結果減速します。

AZ91D + 9wt% B4C + 3wt% BN のさまざまな相の形態。

実験研究に基づいて、撹拌鋳造法を使用して合成された B4C/BN 強化 Mg-Al-Zn 合金は、混合物間の濡れ性が向上したため、大幅に向上しました。それらを強化として使用した同様の結果を表 2 で説明し、比較します。

関連する最近の調査の結果が検討され、表 2 に示されています。B4C および BN 強化材が材料の特性を大幅に変更することがわかります。本研究は、B4C および BN 強化材を使用した Mg-Al-Zn 合金の特性の改善に焦点を当てています。実験結果から、9 wt% の B4C と 3 wt% の BN で強化された Mg-Al-Zn 合金は、硬度が 14.91%、圧縮強度が 37.89%、降伏強度が 74.63%、引張強度が 28.94% 向上したことが観察されます。％、耐食性は37.81％向上しました。密度と気孔率には無視できるほどの変化があり、それぞれ 0.03% 増加および 0.01% 減少していることが観察されます。

この研究は、セラミック強化粒子として B4C および BN を使用して Mg-Al-Zn 合金を強化することを目的としています。 Mg-Al-Zn 合金 (純マグネシウム 91.35 wt%、アルミニウム 8.3 wt%、亜鉛 0.35 wt%) を鋳造し、さらに強化しました。撹拌鋳造法を利用して、3種類のMg-Al-Zn/B4C/BNハイブリッド複合材料を合成しました。開発されたハイブリッド混合物の中で、9 wt% B4C/BN 強化 Mg-Al-Zn 合金ハイブリッド複合材料が最適な結果を示しました。形態学的研究により、粒子とマトリックスの界面で空隙や脱骨が発生しないため、Mg マトリックスとハイブリッドセラミック強化材の間に良好な界面の完全性があることが確認されました。また、マトリックス合金の粒径の減少が確認され、それらが製造されたマグネシウム合金の混合物の強化メカニズムとして機能することが確認された。 XRDA 分析から、Mg17Al12、MgB2、Mg2Si、Mg3BN3、MgO、B2O3、MgC2 の金属間成分が存在することがわかります。 EDAX 分析によると、このハイブリッド混合物は Mg-Al-Si-Mn-B-N 組成をブレンドしており、機械的特性が向上していることが示されています。機械的特性、腐食特性、および硬度の重要な結果を以下に示します。

Mg2Si 界面の存在と強化微粒子の割合の増加により、合成混合物の密度は実質的に最小値 0.03% まで増大し、モノリシックマグネシウム合金と比較して気孔率の 0.01% の減少が観察されました。

合成された複合材料の硬度 (14.91%)、引張強さ (28.94%)、降伏点 (34%) などの機械的特性が大幅に向上します。一方、伸び率は非強化合金に比べて減少しています。

合成されたマグネシウム合金ハイブリッド複合材料の圧縮強度 (37.89%) は、粒界におけるマグネシウム合金マトリックスの不均一な変形により大幅に増加しました。

アルファ粒界に沿った連続ベータ相の結果として、耐食性マグネシウム合金ハイブリッド複合材料は最大 (37.81%) まで増加しました。

この研究の制限は、B4C の好ましい範囲が最大 9 wt% であることです。実験結果は、強化の最も高い寄与（9 wt. %）が Mg-Al-Zn 合金の特性向上を上回ったことを示しました。さらなる研究として、さまざまな低密度強化材が Mg-Al-Zn 合金の特性を大幅に改善できることが観察できます。燃料消費量と CO2 排出量を削減し、環境への影響を軽減するために純マグネシウムにアルミニウム、亜鉛、その他の合金元素などの機能性材料を添加します。

現在の研究中に使用および分析されたデータセットは、合理的な要求に応じて責任著者から入手できます。

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グナサンバンダム・アンブチェジヤン

ブルネイ工科大学工学部石油化学工学、BE1410、バンダル・スリ・ブガワン、ブルネイ・ダルサラーム

ナビサブ・ムジャワル・ムバラク＆ラマ・ラオ・カリ

グラフェンおよび先端 2D 材料研究グループ (GAMRG)、サンウェイ大学工学部工学部、No. 5、Jalan University、Bandar Sunway、47500、ペタリンジャヤ、セランゴール州、マレーシア

モハマド・ハーリド

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GA: 概念化、原案の準備: 方法論と形式分析: GA。原稿のレビューと編集: NMM、RRK、MK。すべての著者は原稿の出版版を読み、同意しました。

グナナサンバンダム・アンブチェジヤンまたはナビサブ・ムジャワル・ムバラクへの通信。

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