SiCp/AM60B镁基复合材料的高温压缩变形行为

王一丁，郑开宏，黎小辉

1.中南大学材料科学与工程学院，湖南 长沙 410083；2.广东省材料与加工研究所，广东 广州 510650



SiCp/AM60B镁基复合材料的高温压缩变形行为

王一丁1,2，郑开宏2，黎小辉2

1.中南大学材料科学与工程学院，湖南 长沙 410083；2.广东省材料与加工研究所，广东 广州 510650

摘要：利用Gleeble-1500热模拟试验机，在温度为360～450 ℃、应变速率为0.001～1 s(-1)变形条件下，对SiCp/AM60B镁基复合材料的热压缩变形行为进行了研究．结果表明，SiCp/AM60B镁基复合材料流变应力随变形温度的升高而降低，随应变速率的升高而升高，且随着应变的增加，流变应力很快达到峰值，然后逐渐降低并趋于稳定．为评价SiCp/AM60B镁基复合材料在热加工变形过程中的流变应力，结合Arrhenius方程且引入Zener-Hollomon参数，对流变应力做出相应的修正，根据修正后的流变应力再做出相应的修正，根据修正后的应力值创建SiCp/AM60B镁基复合材料流变应力高温变形本构方程模型．

关键词：镁基复合材料；动态再结晶；本构方程

颗粒增强镁基复合材料具有密度低、比强度和比刚度高等优异性能，在汽车、航空航天等领域中有广泛的应用前景．但是镁合金高温性能较差，阻碍了其在汽车、航天航空领域中的进一步发展[1-5]．由于镁及其合金为密排六方结构(HCP)，室温下塑性成形能力差，以及增强体颗粒与基体间性能上的差异，致使增强颗粒难以均匀分布[6]，导致材料的塑性成形能力进一步降低，使复合材料的应用受到了一定的限制．因此，如何选取适当的热加工工艺，成为制备性能优越的镁基复合材料所面临的关键问题．

1材料及试验方法

试验用材料为液态搅拌法制备的SiC颗粒增强AM60B镁基复合材料，其中SiC颗粒体积分数为10%，SiC颗粒的尺寸为20 μm，基体材料成分列于表1．

表1　AM60B合金的化学成分

在Gleeble-1500D热模拟机上进行压缩试验．试样在箱式电阻炉内加热至400 ℃保温12 h及均匀化处理后，采用线切割法将其加工成直径10 mm×15 mm的小圆柱．压缩时在试样两端均匀涂敷润滑剂(石墨+机油)，以减少试样与压头之间的摩擦．压缩试验的变形温度范围为360～450 ℃，应变速率为0.0001～1 s-1．试验的实际温度由热电偶测量，并反馈回加热系统．热电偶可直接焊在镁合金压缩试样的表面上，由于复合材料试样的可焊性不如镁合金，因此对复合材料试样进行钻孔，圆孔的尺寸为0.5 mm×2 mm．由于复合材料导热性不如镁合金，所以压缩前试样在变形温度下保温3 min，试样的压下量均为50%．

2结果与分析

图1　复合材料压缩后的垂直于压缩方向的显微组织(a) 360 ℃，；(b) 450 ℃，Fig.1　OM of composites compressed in the transverse direction

图2　不同变形条件下SiCp/AM60B镁基复合材料的真应力-真应变曲线；；；Fig.2　True stress-true strain curves of SiCp/AM60B matrix composites at different strain rates

图2为高温压缩变形时SiCp/AM60B镁基复合材料在不同变形温度及应变速率条件下的真应力-真应变曲线．从图2可见，无论是在低应变速率或高应变速率下，复合材料的流变应力均随着压缩温度的升高而降低．在变形的开始阶段(应变在0～0.05%)应力随着应变而迅速增大，说明在该阶段材料的加工硬化起主导作用．随着变形的继续，应力逐渐增加并达到峰值，到达峰值之后应变继续增加，应力开始逐渐降低，说明这个阶段材料出现了明显的动态再结晶，动态再结晶引起的材料的软化作用抵消掉了材料加工硬化导致的应力升高．随着应变的继续增加，材料动态再结晶的软化作用不断加强，同时加工硬化作用不断减弱，最后加工硬化和软化作用达到一种动态的平衡，从而进入流变应力随应变很缓慢变化的稳态的流变应力阶段[7-8]．

从图2还可见，在相同的应变速率下，复合材料整体的流变应力会随着温度的升高而降低，这除了基体方面的原因外，还因为增强颗粒的作用．首先在复合材料基体方面，随着变形温度的升高，滑移系的临界剪切应力下降，导致镁合金基体的变形抗力降低[9]；同时随温度的升高，易发生基体材料的动态回复和动态再结晶．很多研究表明[10]，复合材料在高温压缩变形中除了动态回复和动态再结晶导致材料的软化外，增强颗粒的加入使材料还存在其它的软化行为．这是由于随着压缩温度的升高，颗粒受到的切变抗力显著降低，颗粒与基体间界面的结合强度由于基体本身强度下降也会相应的减弱，颗粒在复合材料中的增强效果也就会随着压缩温度升高逐渐弱化[11]．在相同的应变速率变形过程中，复合材料的峰值应力随着变形温度的升高而减小，峰值应力对应的应变也随之降低，也就意味着随着变形温度的升高加工硬化阶段缩短了．在压缩温度为450 ℃、低应变速率条件下，加工硬化阶段几乎没有出现．这是因为变形温度提高，晶界容易发生滑移，AM60B镁合金基体发生动态再结晶的临界变形量也随之变小，所以峰值应力所对应的应变随着温度的升高而降低．此外，当在较低的应变速率下，AM60B镁合金基体发生动态再结晶的时间更为充分，而SiC增强颗粒附近的晶粒相对于其它晶粒来说更容易发生动态再结晶，使得材料内部位错整体密度大幅减低，软化作用加强，从而使复合材料在高温低应变时加工硬化效果消失[12]．

3本构方程的建立

材料的高温热压缩变形过程是一个热激活过程，在此过程中金属原子发生剧烈的热运动，这需要原子跨越一个能量门槛值，其所需要的能量就称为变形激活能Q，该过程对外加的应力、应变速率和温度极其敏感．Sellars和Tegar[13-14]提出了双曲正弦形式修正的Arrhenius关系来描述这种热激活行为，根据应力水平用下列三种形式进行描述[15]：在低应力水平下 (ασ<0.8)，见式(1)；在高应力水平下(ασ<1.2)，见式(2)；在整个应力水平下可用双曲正弦函数关系描述，见式(3)．

(1)

(2)

(3)

式(1)～式(3)中的A，A1，A2，n1，α和β均为与温度无关的常数；T为变形温度；Q为热变形激活能；σ为流变应力，在本文中用来表示峰值应力．其中α，β和应力指数之间满足α=β/n1．

根据Zener和Hollomom[16]引入参数Z，并提出验证应变速率和温度的关系：

(4)

假定在一定温度下，变形激活能Q为常数，分别对式(1)～式(3)两边取对数：

(5)

(6)

(7)

对式(5)、式(6)和式(7)分别求偏导，得出：

(8)

(9)

=RnS．

(10)

其中：

(11)

(12)

图3　不同条件下SiCp/AM60B复合材料峰值应力与应变速率和温度的关系；；(d) ln[sinh(α·σ)]-1/TFig.3　Relationship between peak stress，strain-rate and temperature under different deformation conditions

lnZ=lnA+nln[sinh(ασ)]．

(13)

将Q值和变形条件带入式(4)中，求出的lnZ值列于表2．

表2　不同变形条件下SiCp/AM60B镁基复合材料热压缩变形的lnZ值

绘制ln-Zln[sinh(ασ)]关系图，并且进行线性拟合(图4)．从图4可见，压缩变形参数Z与流变应力的关系呈线性关系．这表明SiCp/AM60B镁基复合材料的高温压缩应力-应变行为可以用参数Z来描述，说明该复合材料的高温塑性变形受热激活控制．由式(13)可知，图4中直线的斜率即为应力指数n，而其截距为lnA．由拟合结果可得，应力指数n=6.40568；由lnA=30.8605，可求得材料常数A=2.526×1013s-1．

图4　压缩变形Z参数与流变应力的关系Fig.4　Relationship between compression deformation parameter Z and flow stress

峰值应力下复合材料的各参数值列于表3．将表3中的各参数带入式(3)，则SiCp/AM60B复合材料的流变力方程为：

exp[-198906/(RT)]．

(14)

σ=46.71ln{(Z/2.526×1013}1/6.4057+

[(Z/2.526×1013)2/6.4057+1]1/2}．

(15)

4结论

(1)SiCp/AM60B镁基复合材料高温压缩变形时的变形温度和变形速率决定了材料的流变应力．在相同的变形温度下，材料的流变应力随应变速率的升高而升高；在相同的应变速率下，流变应力随变形温度的升高而降低．此外，在相同的应变速率下，复合材料在变形过程中峰值应力对应的应变也随变形温度的增高而减小．复合材料在高温和低应变速率下，几乎没有加工硬化阶段，流变应力相对比较稳定，没有明显峰值．

(3)在应变速率为0.001～1 s-1和变形温度为360～450 ℃条件下，SiCp/AM60B镁基复合材料压缩变形的流变应力模型，可以用Zener-Hollomon参数的双曲线函数形式进行描述，为镁基复合材料进一步的热挤压工艺参数的制定提供较为科学的试验理论依据．

参考文献：

[1] 李天生，徐慧. 镁合金成形技术的研究和发展现状[J]. 材料研究与应用，2007(2)：91-94.

[2] OAKLEY R，COCHRANE R F，STEVENS R. Recent developments in magnesium matrix composites[J]．Key Engineering Materials，1995，104: 387-416.

[3] INEM B. Dynamic recrystallization in a thermomechanically processed metal matrix composite[J]. Materials Science and Engineering：A，1995，197(1): 91-95.

[4] LLOYD D J. Particle reinforced aluminium and magnesium matrix composites[J]. International Materials Reviews，1994，39(1)： 1-23.

[5] WILKS T E. Cost-effective magnesium MMCs[J]. Advanced Materials & Processes，1992，142(2)：27-29.

[6] 李淑波，郑明毅，甘为民，等. SiCW/AZ91镁基复合材料及AZ91镁合金的高温变形行为[J]. 复合材料学报，2005(3):103-108.

[7] 徐静，戚文军，黄正华，等. AZ31镁合金高温热压缩流变应力行为的研究[J]. 材料研究与应用，2013(1)：21-24.

[8] DENG Kunkun，WANG Xiaojun，WU Yewei，et al. Effect of particle size on microstructure and mechanical properties of SiCp/AZ91 magnesium matrix composite[J]. Materials Science and Engineering：A，2012，543：158-163..

[9] ION S E，HUMPHREYS F J，WHITE S H. Dynamic recrystallisation and the development of microstructure during the high temperature deformation of magnesium[J]. Acta Metallurgica，1982，30(10)：1909-1919.

[10] 熊征，耿林，姚忠凯. SiCw/6061Al复合材料的热变形行为研究[J]. 金属热处理学报，1990(1):13-19.

[11] MA Z Y，TJONG S C. Creep deformation characteristics of discontinuously reinforced aluminium-matrix composites[J]. Composites Science and Technology，2001，61(5)：771-786.

[12] 王晓军. 搅拌铸造SiC颗粒增强镁基复合材料高温变形行为研究[D]. 哈尔滨：哈尔滨工业大学，2008.

[13] SELLARS C M，MCTEGART W J. On the mechanism of hot deformation[J]. Acta Metallurgica，1966，14(9)： 1136-1138.

[14] SELLARS C M，TEGART W J M G. Hot workability[J]. International Metallurgical Reviews，1972，17(1)：1-24.

[15] MCQUEEN H J，HOCKETT J E. Microstructures of aluminum compressed at various rates and temperatures[J]. Metallurgical Transactions，1970，1(11)：2997-3004.

[16] XIA Qinkun，LIU Zhiyi，LI Yuntao.Microstructure and properties of Al-Cu-Mg-Ag alloy exposed at 200℃ with and without stress[J]. Transactions of Nonferrous Metals Society of China，2008，18(4)：789-794.

Hot compression deformation behaviors of SiCp/AM60B magnesium matrix composite at elevated temperature

WANG Yiding1,2，ZHENG Kaihong2，LI Xiaohui2

1.SchoolofMaterialsScienceandEngineering,CentralSouthUniversity，Changsha410083，China；2.GuangdongInstituteofMaterialsandProcessing，Guangzhou510650，China

Abstract：The hot compression of SiC/AM60B magnesium matrix composite were performed on Gleeble-1500 at deformation temperatures of 360-450 ℃ and strain rates of 0.001-1 s(-1). The results show that the relationship between stress and strain is affected obviously by the strain rate and deformation temperature. The flow stress increases with increasing strain rate at constant temperature and decreases with increasing deformation temperature at constant strain rate. In order to evaluate the thermo-mechanical process，a flow stress model is constituted based on Arrhenius equation and temperature-compensated strain rate factor，the Zener-Hollomon parameter, and modified further by considering the effect of strain.

Key words：magnesium matrix composite；dynamic recrystallization；constitutive equation

中图分类号：TG146.2

文献标识码：A

文章编号：1673-9981(2016)01-0033-06

作者简介：王一丁( 1991- )，男，河南焦作人，硕士研究生．

收稿日期：2015-12-21