孫亞麗, 謝敬佩, 3，郝世明，王愛琴, 3，柳培，李敏

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30% SiCp/Al復(fù)合材料熱變形及動態(tài)再結(jié)晶行為

孫亞麗1, 謝敬佩1, 3，郝世明2，王愛琴1, 3，柳培1，李敏1

(1. 河南科技大學(xué)材料學(xué)院，洛陽 471023；2. 河南科技大學(xué)物理與工程學(xué)院，洛陽 471023；3. 有色金屬共性技術(shù)河南省協(xié)同創(chuàng)新中心，洛陽 471023)

采用Gleeble-1500D熱模擬試驗機(jī)研究30% SiCp/Al復(fù)合材料在溫度為623~773 K、應(yīng)變速率為0.01~10 s?1下的熱變形及動態(tài)再結(jié)晶行為。結(jié)果表明：材料的高溫流變應(yīng)力?應(yīng)變曲線主要以動態(tài)再結(jié)晶軟化機(jī)制為特征，峰值應(yīng)力隨變形溫度降低或應(yīng)變速率升高而增大，材料熱激活能為272.831 kJ/mol。以試驗數(shù)據(jù)為基礎(chǔ)，建立-和?/?-曲線，從而進(jìn)一步獲得動態(tài)再結(jié)晶的臨界應(yīng)變和穩(wěn)態(tài)應(yīng)變，通過試驗數(shù)據(jù)的回歸分析，建立動態(tài)再結(jié)晶的臨界應(yīng)變模型和穩(wěn)態(tài)應(yīng)變模型，并在此基礎(chǔ)上，獲得所需要材料的動態(tài)再結(jié)晶圖。

30% SiCp/Al復(fù)合材料；熱變形；動態(tài)再結(jié)晶；臨界應(yīng)變；穩(wěn)態(tài)應(yīng)變

碳化硅顆粒增強(qiáng)鋁基復(fù)合材料因具有密度低、比強(qiáng)度高、耐高溫、耐磨損、熱膨脹系數(shù)低等優(yōu)異性能，在航空航天[1?2]、汽車、電子科技等領(lǐng)域擁有廣闊的應(yīng)用前景。其中SiC體積分?jǐn)?shù)為30%~45%的碳化硅顆粒增強(qiáng)鋁基復(fù)合材料因其比剛度、尺寸穩(wěn)定性等功能化特性更為突出，成為航空航天領(lǐng)域慣性器件的原材料，被譽(yù)為“第3代航空航天慣性器件材料”[3]。迄今為止，國內(nèi)外學(xué)者對于鋁基復(fù)合材料及鋁合金的熱變形行為進(jìn)行了大量研究。趙明久等[4]研究了17% SiCp/2024Al復(fù)合材料在溫度為573~773 K、應(yīng)變速率為0.02~0.5 s?1變形條件下的熱變形行為，得到不同溫度區(qū)間內(nèi)不同的激活能；李紅章等[5]認(rèn)為位錯增強(qiáng)粒子周圍塞積而密度增加，使得材料內(nèi)部能量整體分布不均勻，利于再結(jié)晶形核。故在較高溫度下，復(fù)合材料的軟化行為以動態(tài)再結(jié)晶為主，且增強(qiáng)顆粒會阻礙亞晶界和晶界遷移，提高復(fù)合材料發(fā)生動態(tài)回復(fù)所需臨界應(yīng)變，使材料積蓄足夠位錯儲能而誘發(fā)動態(tài)再結(jié)晶。張鵬等[6]通過建立-和?/?-曲線，獲得15% SiCp/Al復(fù)合材料動態(tài)再結(jié)晶的臨界應(yīng)變；YOO等[7]通過分析15% SiCw/AA2124復(fù)合材料的流變應(yīng)力和壓縮后的顯微組織確定其變形機(jī)制，并運(yùn)用-關(guān)系曲線計算出動態(tài)再結(jié)晶臨界應(yīng)變。LIA等[8]分析了2519鋁合金在溫度為350~450 ℃之間的熱變形，其在應(yīng)變速率為0.01~1 s?1時發(fā)生動態(tài)回復(fù)，而在應(yīng)變速率為10 s?1時則發(fā)生動態(tài)再結(jié)晶。關(guān)于對30% SiCp/ 2024Al復(fù)合材料的熱變形和動態(tài)再結(jié)晶行為的研究卻鮮有報道。熱模擬作為研究材料高溫變形行為的一種有效手段，近年來已廣泛應(yīng)用。高溫變形能力通常與變形溫度、變形速率和變形程度有關(guān)。在不同的變形條件下，材料的變形能力和微觀組織不同，材料的變形區(qū)域分為失穩(wěn)區(qū)和穩(wěn)定變形區(qū)[6]，失穩(wěn)區(qū)常常出現(xiàn)增強(qiáng)顆粒的開裂、顆粒與基體界面的分離以及基體的開裂等失效方式。穩(wěn)定變形區(qū)為加工優(yōu)選區(qū)域，是發(fā)生動態(tài)再結(jié)晶的區(qū)域，因此，本實驗重點(diǎn)研究SiCp/ Al復(fù)合材料的熱變形及動態(tài)再結(jié)晶行為。

1 實驗

實驗材料為30% SiCp/Al復(fù)合材料，增強(qiáng)體材料粒度為3.5 μm的SiCp粉末，形狀為不規(guī)則尖銳多角塊狀。基體材料為采用超音速噴射沉積法制成的2024Al合金粉末，原始粒度為10 μm。成分配比為30% SiC+70%Al(體積分?jǐn)?shù))，原料混合均勻后，在VDBF- 250真空熱壓燒結(jié)爐中進(jìn)行燒結(jié)。圖1所示為30%SiCp/Al復(fù)合材料的顯微組織，組織較為致密，無明顯孔隙；灰色相為Al基體，灰黑色顆粒相為SiC，白色相為基體中的Al-Cu合金相。表1所列為該復(fù)合材料的性能指標(biāo)。

圖1 30%SiCp/Al復(fù)合材料的微觀結(jié)構(gòu)

熱壓縮試樣是直徑為8 mm、高為12 mm的圓柱體，利用Gleeble-1500D熱模擬試驗機(jī)沿軸向?qū)υ嚇舆M(jìn)行熱壓縮，研究復(fù)合材料的高溫?zé)嶙冃涡袨椋捎脠A柱體單向壓縮法。實驗前，在試樣的兩端均勻涂敷潤滑劑(石墨+機(jī)油)，使端面受力均勻，以減少試樣端面的摩擦力對試驗精度的影響。變形溫度分別為623，673，723和773 K；應(yīng)變速率分別為0.01，0.1，1和10 s?1，壓縮應(yīng)變量為0.5。變形后立即水淬，保留熱變形組織便于觀察分析。

表1 30% SiCp/Al復(fù)合材料性能測試結(jié)果

2 結(jié)果與討論

2.1 真應(yīng)力?應(yīng)變曲線

圖2所示為不同應(yīng)變速率下的應(yīng)力?應(yīng)變曲線。在整個變形過程中，流變應(yīng)力隨應(yīng)變量增加呈現(xiàn)先增大后減小的趨勢，這是加工硬化和動態(tài)回復(fù)、再結(jié)晶軟化共同作用的結(jié)果。在變形的初始階段，加工硬化作用占主導(dǎo)地位，材料的流變應(yīng)力迅速增加；隨變形量增加，材料將發(fā)生動態(tài)再結(jié)晶。當(dāng)加工硬化作用和軟化作用達(dá)到平衡時，應(yīng)力?應(yīng)變曲線出現(xiàn)1個應(yīng)力峰值。隨后再結(jié)晶軟化作用占據(jù)主導(dǎo)地位，材料的應(yīng)力逐漸降低，最后達(dá)到1個穩(wěn)定值保持不變。隨變形溫度升高和應(yīng)變速率降低，晶界的可移動性有所增加，積累畸變能以及位錯湮滅的時間有所延長，因此，有利于動態(tài)再結(jié)晶等軟化行為發(fā)生[9]。

當(dāng)變形開始后，加工硬化率急劇增加到峰值，隨變形量增加，加工硬化率逐漸減小，達(dá)到零值，即為峰值應(yīng)力p，這是由于金屬材料的變形機(jī)理是位錯滑移，金屬加工硬化通常認(rèn)為是在塑性變形過程中，空間晶格產(chǎn)生畸變所引起的。金屬空間晶格的畸變會阻礙滑移的進(jìn)行，畸變越嚴(yán)重，塑性變形越難進(jìn)行，加工硬化率越大。但是，加工硬化率并不是隨變形程度增加而一直增大，在材料發(fā)生加工硬化的同時，變形產(chǎn)生的位錯能夠通過交滑移和攀移等方式運(yùn)動，使部分位錯消失，部分位錯重排，從而造成金屬材料的回復(fù)軟化。當(dāng)材料內(nèi)部的位錯通過塞積與增殖積累到一定臨界密度即變形達(dá)到臨界應(yīng)變后，會誘使動態(tài)再結(jié)晶發(fā)生。

不同溫度和不同應(yīng)變速率下的峰值應(yīng)力如表2所列。由表2可知：當(dāng)應(yīng)變速率恒定時，流變應(yīng)力隨溫度升高而降低。這是由于隨著溫度升高，材料動態(tài)再結(jié)晶的形核率和長大速率增加，軟化作用增強(qiáng)；而且溫度越高，原子動能越大，原子間的結(jié)合力越弱，即剪切應(yīng)力降低。可見，30% SiCp/Al復(fù)合材料是溫度敏感材料。

由表2還可知，在恒定溫度下，流變應(yīng)力隨應(yīng)變速率增加而增大。因為在恒定溫度下，應(yīng)變速率較低時，再結(jié)晶形核時間較長，形核數(shù)量增多，再結(jié)晶軟化作用強(qiáng)于加工硬化作用。隨應(yīng)變速率增加，變形組織形核和長大概率減少，導(dǎo)致位錯增殖急劇增加，加工硬化作用更加明顯，表現(xiàn)為流變應(yīng)力迅速升高?？梢姡?0% SiCp/Al復(fù)合材料對應(yīng)變速率具有正的敏感性：即溫度越高，應(yīng)變速率越小，材料變形抗力越小，復(fù)合材料達(dá)到穩(wěn)態(tài)變形就越容易。

2.2 熱變形本構(gòu)方程

金屬材料的高溫塑性變形過程和高溫蠕變過程相似，都存在熱激活過程，流變應(yīng)力取決于變形溫度和應(yīng)變速率，在不同的應(yīng)力水平下可以用以下方程來描述[10]：

,>1.2 (2)

(3)

式中：1，2，，，，和都為材料常數(shù)；常數(shù)，和之間滿足/；為應(yīng)變速率，單位為s?1；為變形溫度，單位為K；為氣體常數(shù)；為材料的熱變形激活能，單位為kJ/mol。

圖2 30% SiCp/Al復(fù)合材料熱壓縮變形真應(yīng)力?應(yīng)變曲線

表2 不同溫度和不同應(yīng)變速率下的峰值應(yīng)力

SELLARS 和TEGART等[11]提出并實驗驗證了熱變形條件，通?？梢杂脺囟妊a(bǔ)償?shù)膽?yīng)變速率因子Zener- Hollomon參數(shù)[12]表示：

對式(1)，(2)及(4)進(jìn)行自然對數(shù)運(yùn)算，可得：

(5)

(7)

圖3及圖4所示為30% SiCp/Al復(fù)合材料峰值應(yīng)力與應(yīng)變速率之間的關(guān)系圖。

圖3 峰值應(yīng)力和應(yīng)變速率的關(guān)系

圖4 峰值應(yīng)力、應(yīng)變速率、變形溫度的關(guān)系

30% SiCp/Al復(fù)合材料的熱變形激活能==272.831 kJ/mol。由與，可求得對應(yīng)ln，繪制ln[sinh()]?ln圖，如圖5所示。其截距l(xiāng)n= 44.5。將所求參數(shù)代入式(3)中，即可求得30% SiCp/Al復(fù)合材料的高溫?zé)嶙冃伪緲?gòu)方程：

(9)

圖5 30% SiCp/Al復(fù)合材料峰值應(yīng)力與Z參數(shù)的關(guān)系

為了驗證所求方程的準(zhǔn)確性，利用熱模擬試驗的數(shù)據(jù)對本構(gòu)方程進(jìn)行驗證，圖6所示為應(yīng)變速率分別為0.01 s?1和0.1 s?1時復(fù)合材料峰值應(yīng)力計算值與實測值的對比。從圖6可以看出：峰值應(yīng)力實測值與計算結(jié)果相對誤差分別為3.687%和1.42%，吻合度較高，表明本構(gòu)方程的建立，可為實際生產(chǎn)提供理論依據(jù)。

圖6 30%SiCp/Al復(fù)合材料峰值應(yīng)力計算值與實測值比較

2.3 動態(tài)再結(jié)晶的臨界條件

在一般情況下，真應(yīng)力?應(yīng)變曲線是材料形變時微觀組織的外在表現(xiàn)，真應(yīng)力?應(yīng)變曲線出現(xiàn)峰值表示材料內(nèi)部組織發(fā)生了動態(tài)再結(jié)晶，而真應(yīng)力?真應(yīng)變曲線并不能直接反映材料何時、何種變形程度開始發(fā)生動態(tài)再結(jié)晶。在臨界應(yīng)變條件下，發(fā)生動態(tài)再結(jié)晶取決于材料的基本化學(xué)成分和熱變形參數(shù)。POLIAK[13]等認(rèn)為動態(tài)再結(jié)晶的發(fā)生需要滿足2個條件：最大的儲存能和最小的耗散速率，

則動態(tài)再結(jié)晶開始的臨界點(diǎn)能夠直接由-曲線確定。本實驗即采用POLIAK[13]提出的再結(jié)晶臨界條件來確定30% SiCp/Al復(fù)合材料的動態(tài)再結(jié)晶臨界應(yīng)變。依據(jù)式(10)對熱模擬實驗數(shù)據(jù)進(jìn)行計算得到不同變形條件下的-曲線和?/?-曲線，分別如圖7和圖8所示。結(jié)合圖7中的拐點(diǎn)和圖8中極小值可以確定臨界應(yīng)力(c)、峰值應(yīng)力(p)、臨界應(yīng)變(c)和峰值應(yīng)變(p)。

圖7 不同變形條件下30% SiCp/Al復(fù)合材料的-曲線

Fig.7 The-curves of 30% SiCp/Al composite under different deformation conditions (a) 623 K; (b) 673 K; (c) 723 K; (d) 773 K

由圖7可知，該復(fù)合材料的-曲線在各個溫度和應(yīng)變速率均出現(xiàn)拐點(diǎn)。如圖7(a)所示，當(dāng)應(yīng)變速率為10 s?1時，出現(xiàn)明顯拐點(diǎn)，拐點(diǎn)處對應(yīng)的應(yīng)力為臨界應(yīng)力。為了更加精確地描述曲線中拐點(diǎn)位置，對-曲線求一階偏導(dǎo)可得到-?/?-曲線，如圖8(a)所示。圖中各-?/?-曲線上的最小值所對應(yīng)的流變應(yīng)力即為發(fā)生動態(tài)再結(jié)晶所對應(yīng)的臨界應(yīng)力c，而流變曲線上與臨界應(yīng)力相對應(yīng)的應(yīng)變即為發(fā)生動態(tài)再結(jié)晶的臨界應(yīng)變c。隨應(yīng)變速率增加，圖7中各曲線拐點(diǎn)愈加明顯，如圖7(b)~(d)所示；圖8(b)~(d)則均出現(xiàn)對應(yīng)最小值。對比圖8中各圖可以看出，臨界應(yīng)力和峰值應(yīng)力隨溫度的升高和應(yīng)變速率的降低而降低。

不同條件下的臨界變c和峰值應(yīng)變p及其比值見表3。從表3可知：發(fā)生動態(tài)再結(jié)晶的臨界應(yīng)變與峰值應(yīng)變的平均比值為c/p=0.725，隨應(yīng)變速率提高，臨界應(yīng)變和峰值應(yīng)變都相應(yīng)提高。這是由于動態(tài)再結(jié)晶新晶核的形成都需要靠位錯的遷移、合并，使小角度結(jié)晶形成大角度晶界。當(dāng)材料以較小的應(yīng)變速率變形時，晶粒內(nèi)部產(chǎn)生位錯有足夠的時間進(jìn)行遷移、合并，形成大角度晶界。而當(dāng)應(yīng)變速率升高時，晶粒內(nèi)部位錯沒有足夠的時間進(jìn)行遷移，這需要增加變形量提高位錯密度，從而使動態(tài)再結(jié)晶臨界應(yīng)變增加。隨變形溫度升高，臨界應(yīng)變和峰值應(yīng)變降低。這是由于變形溫度升高，位錯遷移驅(qū)動力增大，位錯更加容易遷移，使材料在較小的變形條件下就能形成動態(tài)再結(jié)晶新的晶粒。

為了構(gòu)建30% SiCp/Al復(fù)合材料變形過程中臨界應(yīng)變預(yù)測模型，目前廣泛使用Sellars模型[14]：c=aZ。式中：和均為常數(shù)；為Zener-Hollomom參數(shù)；=為應(yīng)變速率，為熱變形激活能，為氣體摩爾常數(shù)。結(jié)合所求的熱變形激活能，可以建立各熱變形條件下的臨界應(yīng)變與其相對應(yīng)的，繪制lnc-ln關(guān)系圖，如圖9所示。由圖9可見：lnc與ln之間呈現(xiàn)較高的線性關(guān)系，對其進(jìn)行線性擬合，可得擬合方程：lnc=0.079ln?6.62，即臨界應(yīng)變預(yù)測模型可表示為c=1.32×10?30.079。

表3 不同條件下的臨界應(yīng)變ec和峰值應(yīng)變ep及其比值

圖8 不同變形條件下30% SiCp/Al復(fù)合材料的-?q/?s-s曲線

圖9 lnec與lnZ之間的關(guān)系

2.4 動態(tài)再結(jié)晶圖的建立

動態(tài)再結(jié)晶圖的建立是為了準(zhǔn)確了解再結(jié)晶過程發(fā)生的區(qū)間，而要確定這個圖形，需要2個應(yīng)變量：臨界應(yīng)變c與穩(wěn)態(tài)應(yīng)變ss。其中，穩(wěn)態(tài)應(yīng)變ss可根據(jù)加工硬化率?應(yīng)變()獲得，該材料的曲線如圖10所示。由圖10可知：在達(dá)到極大值后又迅速減小，當(dāng)?shù)?次為0時所對應(yīng)的應(yīng)變?yōu)榉逯祽?yīng)變；隨應(yīng)變繼續(xù)增加，又繼續(xù)減小為負(fù)值；當(dāng)達(dá)到極小值后又增加到0，此時所對應(yīng)的應(yīng)變?yōu)榉€(wěn)態(tài)應(yīng)變ss。

穩(wěn)態(tài)應(yīng)變一般用以下模型來描述：ss=BZ，其中，和為常數(shù)。與計算臨界應(yīng)變處理方法相似，可繪制lnc-ln關(guān)系圖，如圖11所示?？傻门R界應(yīng)變表達(dá)式為：ss=0.50640.006。

將臨界應(yīng)變c與穩(wěn)態(tài)應(yīng)變ss放在同一幅圖中，并觀察它們與ln的關(guān)系，如圖12所示，該圖即為動態(tài)再結(jié)晶圖。從圖12可以看出：隨增加，發(fā)生動態(tài)再結(jié)晶的臨界應(yīng)變與穩(wěn)態(tài)應(yīng)變均呈增大趨勢，圖中有I，II和III 3個區(qū)域，分別代表未發(fā)生動態(tài)再結(jié)晶區(qū)，部分發(fā)生動態(tài)再結(jié)晶區(qū)和完全發(fā)生動態(tài)再結(jié)晶區(qū)。臨界應(yīng)變主要集中在0.05附近，并且臨界應(yīng)變c與ln的擬合曲線比較陡，說明ln對c的影響較弱；而穩(wěn)態(tài)應(yīng)變ss的分布區(qū)域要大一些，并且擬合曲線較為平緩，說明ln對ss的影響更大一些。

圖10 不同應(yīng)變速率下的加工硬化率?應(yīng)變(θ?ε)曲線

圖11 lness與 lnZ之間的關(guān)系

圖12 動態(tài)再結(jié)晶圖

2.5 30% SiCp/Al復(fù)合材料顯微組織的轉(zhuǎn)變

從微觀角度分析，在熱變形初期階段，材料內(nèi)部位錯密度逐漸增加，對應(yīng)的流變應(yīng)力也逐漸增大。在熱激活能的作用下，位錯的交滑移和攀移容易進(jìn)行，位錯容易在滑移面間轉(zhuǎn)移，而使異號位錯相互抵消，結(jié)果使位錯密度下降，畸變能降低，不足以達(dá)到動態(tài)再結(jié)晶所需的能量水平，動態(tài)回復(fù)一般是高層錯能金屬熱變形過程中常見的軟化機(jī)制。

若不發(fā)生動態(tài)再結(jié)晶，則該復(fù)合材料會進(jìn)入穩(wěn)態(tài)變形階段。這時由位錯增殖所引起的應(yīng)變硬化與位錯交滑移、攀移等動態(tài)回復(fù)所引起的軟化達(dá)到動態(tài)平衡，表現(xiàn)在真應(yīng)力?應(yīng)變曲線上是1條平行于橫軸的直線。然而，實際情況是30% SiCp/Al復(fù)合材料的流變應(yīng)力隨應(yīng)變的增加呈下降趨勢(如圖2所示)，這表明隨變形進(jìn)行，該材料的軟化已強(qiáng)于硬化，出現(xiàn)了動態(tài)再結(jié)晶。

圖13所示為應(yīng)變速率為1 s?1時，不同溫度下的顯微組織。由圖13可知：隨變形溫度升高，基體內(nèi)的晶界處出現(xiàn)動態(tài)再結(jié)晶晶粒。這是因為晶界處能夠同時具備大角度晶面和高密度缺陷2個再結(jié)晶形核的基本條件，具有較高的變形能，是再結(jié)晶優(yōu)先形核和長大的部位，形成細(xì)小、等軸的再結(jié)晶組織；隨變形溫度升高，細(xì)小、等軸再結(jié)晶晶粒將代替原來的被拉長的晶粒；在變形溫度為673 K時，原始組織中的大晶粒被嚴(yán)重拉長，部分大晶粒晶界周圍有細(xì)小的再結(jié)晶晶粒出現(xiàn)，表明此時動態(tài)再結(jié)晶開始形核；在723 K時，少量被拉長的變形大晶粒夾雜在細(xì)小的等軸再結(jié)晶晶粒中，出現(xiàn)混晶組織。

圖13 在=1 s?1，不同變形溫度時30% SiCp/Al復(fù)合材料的變形組織

對鋁基復(fù)合材料而言，由于大量的增強(qiáng)顆粒存在，造成第二相粒子對晶界具有強(qiáng)烈的釘扎作用，不僅降低了晶界的可移動性，而且限制了在高溫狀態(tài)下晶粒難于長大，在很大程度上限制了動態(tài)再結(jié)晶過程的形成。但對于基體金屬而言，由于第二相粒子尺寸很大，其間距較寬(一般大于1 μm)，所以容易導(dǎo)致在基體金屬表面產(chǎn)生再結(jié)晶核心能，常常造成基體金屬的再結(jié)晶過程發(fā)生。

3 結(jié)論

1) 30% SiCp/Al復(fù)合材料的熱變形過程中以動態(tài)再結(jié)晶機(jī)制為主要軟化機(jī)制，峰值應(yīng)力隨變形溫度降低或應(yīng)變速率升高而增加，該材料為溫度和應(yīng)變速率敏感材料。根據(jù)流變應(yīng)力、應(yīng)變速率和變形溫度的關(guān)系，計算出30% SiCp/Al復(fù)合材料高溫?zé)釅嚎s時的熱變形激活能為272.831 kJ/mol，建立了流變應(yīng)力本構(gòu)方程：

2) 30% SiCp/Al復(fù)合材料發(fā)生動態(tài)再結(jié)晶時，其-曲線出現(xiàn)拐點(diǎn)，并且在-?/?-曲線上出現(xiàn)最小值。利用此拐點(diǎn)判據(jù)，可以確定材料的動態(tài)再結(jié)晶臨界條件。動態(tài)再結(jié)晶臨界應(yīng)變隨著應(yīng)變速率的增大及變形溫度的降低而增加，且臨界應(yīng)變與峰值應(yīng)變之間具有相關(guān)性：c/p=0.725。

3) 在本實驗條件下，引入?yún)?shù)能較好地反映臨界應(yīng)變與熱變形條件之間的變化規(guī)律。臨界應(yīng)變c隨參數(shù)的增加而增大，且二者之間函數(shù)關(guān)系為：c= 1.32×10?30.079。

4) 利用曲線可以確定發(fā)生動態(tài)再結(jié)晶后的穩(wěn)態(tài)應(yīng)變，結(jié)合臨界應(yīng)變繪制出了動態(tài)再結(jié)晶圖。

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(編輯 高海燕)

Hot deformation and dynamic recrystallization behavior of 30% SiCp/Al composite

SUN Yali1, XIE Jingpei1, 3, HAO Shiming2, WANG Aiqin1, 3, LIU Pei1, LI Min1

(1. School of Materials Science and Engineering, Henan University of Science and Technology, Luoyang 471023, China; 2. School of Physics and Engineering, Henan University of Science and Technology, Luoyang 471023, China;3. Collaborative Innovation Center of Non-Ferrous Materials of Henan Province, Luoyang 471023, China)

Using Gleeble-1500D simulator, the high-temperature plastic deformation behavior and dynamic recrystallization behavior of 30% SiCp/Al composite were investigated at 623?773 K with strain rate of 0.01?10 s?1. The results show that the high-temperature flow stress-strain curves of the composite has softening characteristics of the dynamic recrystallization, and the peak stress increases with the decrease of deformation temperature or the increase of strain rate. Based on the true stress-strain curves, the activation energy of the composites is 272.831 kJ/mol. In the study,-and?/?-curves are plotted based on the experimental data to furtherly obtain the critical strain and steady-state strain of DRX. Then the critical strain model and the steady-state strain model of DRX are set up by regression analysis of experimental data. Based on the results, the diagram of DRX for 30% SiCp/Al composite was given.

30% SiCp/Al composite; hot deformation; dynamic recrystallization; critical strain; steady-state strain

TB333

A

1673?0224(2016)01?8?10

國家自然科學(xué)基金資助項目(51371077)；河南科技大學(xué)重大科技項目培育基金(2015ZDXM01)

2014?12?03；

2015?01?20

謝敬佩，教授，博士。電話：0379-64277396；E-mail: Xiejp@haust.edu.cn