非连续增强铝基复合材料的热变形行为研究进展

航空航天、电子、核电等领域高技术装备的不断升级,对结构与性能可设计性较强、物理和力学性能优异的金属基复合材料(metal matrix composites,MMCs)需求快速增长,并推动MMCs在陆上运输、体育休闲等普通民用领域的应用。其中,非连续增强铝(discontinuously reinforced aluminum,DRA)复合材料凭借成本和性能的综合优势,已经成为目前应用最广泛的MMCs[1]。DRA复合材料通常是指在铝合金中添加颗粒、晶须等不同形态的陶瓷、金属或碳材料作为增强体而制备得到的铝基复合材料。复合材料中增强相“连续”和“非连续”的界定与剪切滞后模型[2]中纤维状增强体同基体之间的临界载荷传递长度相关。“非连续”是指晶须或短纤维长度要小于5倍临界载荷传递长度,且大于5倍长径比,而颗粒增强相的长径比一般认为是1[3]。

相对于连续长纤维增强铝基复合材料,DRA复合材料具有成本较低、制备工艺简单灵活、各向同性等优点,而且所添加的颗粒或晶须等增强相可以在不发生损伤的情况下协同基体合金的塑性变形,使DRA复合材料在一定变形量下塑性成形。对颗粒增强铝基复合材料,通常在颗粒体积分数不大于40%时可以进行挤压、轧制和锻造等传统的热塑性变形加工[3,4,5,6,7]。然而,在热加工过程中,增强相的添加导致材料变形抗力增大。此外,难变形增强体与基体之间的载荷分布非常不均匀,很容易在应力集中的位置形成孔洞、脱粘、增强体断裂和基体裂纹等内部损伤[8,9]。因此,DRA复合材料相对于未增强铝合金可加工性能显著下降。若热加工工艺选择不当,复合材料制品中很容易产生缺陷,如锻件内部和表面裂纹、轧制板材和挤压棒材的开裂、增强体颗粒带偏聚等[6,10~13]。

热变形行为一直是DRA复合材料研究关注的重点问题。除了避免开裂、孔洞等缺陷形成,通过塑性变形调控DRA复合材料中的增强相分布、晶粒形态等,是获得高性能DRA复合材料零件的基础。过去30年对DRA复合材料的热变形行为开展了大量研究,为DRA复合材料的成形加工提供了基础指导。但DRA复合材料在变形过程中的组织演化行为复杂,因此对DRA复合材料热变形行为的研究方法仍在不断改进,以提高DRA复合材料的组织、缺陷预测精度。本文将从DRA复合材料热变形行为的理论研究方法、铝合金基体的变形机制以及不同类型增强体铝基复合材料的变形特征方面,对DRA复合材料热变形行为的研究进展进行回顾与总结,提出目前研究中存在的问题并展望未来的研究方向。

对于金属材料热变形行为,目前应用比较广泛的理论研究方法主要是建立本构方程和加工图,此外,有研究者[9,14,15]通过应变速率敏感指数和温度敏感指数对材料热变形机制进行研究,也获得了一定成效。以下简要叙述了这几种方法在DRA复合材料热变形行为研究中的应用。

本构方程描述了材料在外加载荷下的力学行为。材料力学性质研究的重要任务之一就是构建材料在不同载荷条件下的力学响应本构模型。例如,金属在热加工、超塑性、蠕变以及冲击载荷等变形条件下所表现出不同性质的力学行为,都可以由相应的本构模型来进行描述。

DRA复合材料在热加工过程中的流动行为通常比较复杂。加工硬化或应变软化行为对应变速率、温度和应变等因素较敏感,因此可以从本构方程反应DRA复合材料中的组织演化过程,对DRA复合材料的热加工工艺(如锻造、轧制、挤压等)的设计和加工设备的选择提供依据,还可以为有限元模拟提供基本参数。按照研究关注程度划分,可以分为2类：唯象或物理本构模型和动力学本构模型。

1.1.1 唯象或物理本构模型 唯象本构模型是基于经验公式对流变应力进行描述,其函数式中的参数通常没有明确的物理意义。常见的唯象本构模型有Johnson-Cook (JC)模型[16]、Bodner-Partom (BP)模型[17]、Fields-Backofen (FB)模型[18],以及Khan等提出的一系列本构模型,包括Khan-Huang (KH)[19]、Khan-Huang-Liang (KHL)[20]、Khan-Liang (KLF)[21]和改进的Khan-Huang-Liang模型(M-KHL)[22]等。由于唯象本构模型参数少、方程形式简单且易于求解,建立的可描述材料在较宽载荷条件下力学响应的本构模型,适合于嵌入计算程序中进行损伤、冲击以及大塑性变形等力学过程的有限元仿真计算[23,24]。

基于位错动力学的物理本构模型理论[25,26,27]认为,在扩散、蠕变机制不占主导的温度和应变速率条件下,金属材料的塑性变形基本上通过位错运动来实现。宏观的流变应力,实质上反映了材料对位错运动过程的阻碍,因此可以基于位错运动机制来描述金属在较宽温度、应变速率区间的力学响应。位错在运动过程中除晶格本身固有的阻碍以外,按照作用方式的不同还会受到2种类型的阻碍,分别为短程势垒和长程势垒。短程阻碍可以通过热激活而克服,而长程阻碍则与温度无关。

由于DRA复合材料在工业领域的应用远不如传统金属材料,而且发展历史相对较短,因此DRA复合材料的唯象本构模型和物理本构模型的研究鲜见报道。关于唯象本构模型的报道,仅有Shafieizad等[28]构建了描述Mg2Si/Al-Cu复合材料高温变形行为的JC本构模型,发现在远离计算参考温度和参考应变速率的条件下,JC模型的计算结果与实验应力-应变曲线偏差较大。实际上,由于增强相的存在,DRA复合材料的变形行为更加复杂,因此较简洁的唯象本构模型计算精度会受到影响;而物理本构模型依赖于对位错运动过程的响应,DRA复合材料中位错与析出相、增强相、晶格的交互作用复杂,使得计算较困难。这些可能也是导致这2个模型较少应用于DRA复合材料研究的原因。

1.1.2 动力学本构模型 动力学本构模型是最早由Sellars和McTegart[29]提出的Arrhenius方程,该模型认为应变速率受到热激活过程控制。Arrhenius方程不仅可以对流变应力与温度、应变速率、应变之间的函数关系进行描述,还可以计算与变形机制相关的一些物理参数(如应力指数(n)、门槛应力(σo)和变形激活能(Q)),因此,也可以被看作是一种动力学本构方程。凭借其普适性,Arrhenius方程在DRA复合材料的蠕变、超塑性、热加工变形行为研究中[30,31,32]应用最广泛。

在进行铝合金及DRA复合材料的蠕变或超塑性变形机制研究时[33,34,35,36,37,38,39],通常认为n的大小对应不同的变形机制,并且选取整数n来计算σo。在蠕变条件下n与变形机制的对应关系为[33,34,36]：n=2,晶界滑动;n=3,黏滞滑移;n=5,高温位错攀移;n=7,低温攀移;n=8,晶格扩散控制的蠕变。门槛应力由位错与细小硬质颗粒之间的相互作用而形成,其形成机制主要有4种模型[36]解释：(1) Orowan应力,位错在颗粒间的弓出所需要的应力[40];(2) 局部攀移力,使位错长度增加而可以攀移过颗粒的额外背应力[41];(3) 脱附力,攀移后的位错从非连续颗粒脱离所需的应力[42];(4) 位错分解力,晶格位错分解为可以进入到基体与颗粒界面并发生攀移的位错所需要的力[43]。可见,上述机制一般是基于位错绕过细小沉淀相或颗粒,但是由于DRA复合材料中颗粒、晶须和短纤维增强相的尺寸较大(μm量级),Orowan机制并不适用,而另外3种机制的作用形式也与只存在沉淀相时有一定差异。Mohamed等[33]认为,DRA复合材料的蠕变特征与弥散强化合金相似,可以通过蠕变门槛应力解释,计算得到非连续增强体所引入的门槛应力值要小于实验估算值。Mishra等[37]在Si3N4/2124Al进行高应变速率超塑本构方程研究时,选取真应力指数n=2 (颗粒尺寸0.2 μm)来计算门槛应力,发现随着温度升高σo逐渐减小,当温度高于500 ℃时σo接近于0;超塑性门槛应力值还与颗粒形状和尺寸相关,晶须增强复合材料的σo最大。Kaibyshev等[39]对15%SiCw/2009Al (体积分数)的热压缩变形行为进行研究,选取n=3求解σo可以获得较好的线性相关性。

在进行金属高温变形过程分析时,Arrhenius方程求解得到的激活能Q通常表示与原子机制相关的势垒大小。依据Arrhenius方程,由流变应力(σ)自然对数与温度(T)倒数(lnσ-1000/T)的数据线性回归斜率可以计算得到表观变形激活能(Qa)。表1[44,45,46,47,48,49]列出了部分DRA复合材料的热加工表观变形激活能。通过对比可以发现,对于同一复合材料体系,随着增强相含量增加,Qa升高;在增强相体积含量相同时,较小的增强相尺寸通常对应较高的Qa;在高温下对应的Qa较高。粉末冶金制备工艺通常会引入氧化物颗粒,对应复合材料的Qa要高于搅拌铸造法制备的复合材料。此外,基体中添加固溶元素也将提高复合材料的Qa。因此,可以认为DRA复合材料的Qa高低通常与变形抗力的变化相关,促使变形抗力增加的因素都有可能引起Qa升高。

表1   不同DRA复合材料的热加工表观变形激活能对比[44,45,46,47,48,49]

Table 1   Comparison of the apparent activation energies (Qa) of hot deformation for different discontinuously reinforced aluminum (DRA) composites[44,45,46,47,48,49]

Note: SC—stir casting, PM—powder metallurgy

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在许多铝合金和DRA复合材料热变形本构的研究[33,38,50~54]中,采用归一化应力(即应力与模量随温度变化函数E(T)或G(T)的比值)的方法来尝试求解门槛应力σo和真实激活能Qc。但对模量与温度的数学关系并不统一[33,38],而多数文献[50,51,52,53,54]中应用的经验公式,普遍与实测值[55,56]存在很大偏差。将剪切模量换算为弹性模量,得到模量随温度变化的经验公式与实测数据之间的对比如图1所示。可以看出,在高于200 ℃时铝合金模量随温度升高急剧降低,多数文献[50,51,52,53,54]所使用经验公式中铝合金及纯Al的模量随温度升高变化缓慢降低,显然与真实的模量温度关系不符。而如果以铝合金实测模量计算通常会得到负的Qc,无法通过Qc得到热变形的实际物理意义。因此,对铝合金和DRA复合材料难以通过Qc计算预测变形机制。

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图1   铝合金弹性模量随温度变化的经验公式与实测值对比

Fig.1   Comparison of Young's modulus varying with temperature between the empirical equations and the experimental data in Al alloys

尽管本构方程对DRA复合材料变形机制的预测较困难,但过去大量的研究通过本构方程揭示了DRA复合材料热加工时流变应力与温度、变形速率以及应变等变形条件的关系,并通过多种经验公式对其进行了数学描述。通过与未增强铝合金的比对,本构方程是最早揭示DRA复合材料复杂流变行为的依据。由于本构方程构建了流变应力与变形条件之间的数学关系,可以为DRA复合材料零件成形加工时的流变场(应力、应变与温度场等)构建提供基础数据。如果进一步引入损伤准则,还可以建立零件成形加工损伤场,从而对DRA复合材料的零件成形工艺制定提供依据[11]。因此,建立完善准确的本构方程,是推动DRA复合材料变形加工技术发展的基础。

加工图理论从能量转化角度分析金属材料热变形行为中的组织演化,与经典动力学方法所采用的经验本构方程不同,它基于动态材料模型(dynamic materials model,DMM)构建,适合较复杂的材料体系,避免了因激活能复杂而难以分析变形机制的困难[57]。DMM将材料作为一个能量耗散体,单位体积吸收的瞬时总能量P (变形加工设备输入能量)由2种方式所耗散,分别为耗散量G和耗散协量J。G表示塑性变形所耗散的能量,绝大部分由位错运动生热消耗,余下的一小部分以晶界缺陷形式存储;J表示材料内部由微观组织转变所耗散的能量,包括动态回复(dynamic recovery,DRV)、动态再结晶(dynamic recrystallization,DRX)、晶界滑动(grain boundary sliding,GBS)、相变以及裂纹形成等。

DMM中假定流变应力与应变速率之间满足幂率本构关系[57,58],在应变速率敏感指数m=1的理想条件下J将达到最大值Jmax,这样功率耗散系数(η)可由下式求解：

η=JJmax=2m(m+1)(1)

考虑大塑性流动条件下的Zigler's失稳条件,可以得到DMM对应的失稳准则：

ξ=∂ln(m(m+1))∂lnε˙+m