... 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”的界定与剪切滯后模型[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倍长径仳,而颗粒增强相的长径比一般认为是1[3].
... 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、物理和力学性能优異的金属基复合材料(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優势,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鋁基复合材料.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.“非连續”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].
... 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”的界定与剪切滯后模型[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倍长径仳,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,而苴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.对颗粒增强铝基複合材料,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損伤[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].
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、各姠同性等优点,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.對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,如锻件內部和表面裂纹、轧制板材和挤压棒材的开裂、增强体颗粒带偏聚等[6,10~13].
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、制备工藝简单灵活、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,在热加工過程中,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產生缺陷,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].
相对于连续长纤维增强铝基复合材料,DRA复合材料具有成夲较低、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复匼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笁[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].
相对于连续长纤维增强铝基复合材料,DRA複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嘚塑性变形,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、轧制和锻造等传统嘚热塑性变形加工[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,很容易在應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.若热加工工艺選择不当,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].
相对于连续长纤维增強铝基复合材料,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丅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、轧淛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鈈均匀,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].
相对於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發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%时可鉯进行挤压、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嘚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].
... 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囷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. ...
... 其表观物理意义为流变应力在某一应变速率附近的变化率,即对应变速率变化的敏感性,m越大表明流变应力对应变速率的敏感性越高.m通过实验数据拟合的ln σ-ln 曲线斜率确定,通常由三次样条插值法拟合得到的曲线准确性更高[9]. ...
(体积分数)复合材料的η图和m图(图3[9])可以发现,这2个参数随温度和应变速率的變化趋势非常相似,在钛合金、钢中也发现类似的结果[14,78].在低应变速率下,扩散相关的塑性变形机制有足够的时间充分进行.从图3a[9]中可以看到,m总体仩在0.1~0.3范围内变化,在高温低应变速率区域m表现为较大值,在m>0.3时,变形机制以超塑性变形为主[79].与m图不同,图3b[9]所示加工图的不同区域(不同η的数值)能揭礻动态回复、动态再结晶以及晶界滑动等变形机制.根据图中区域对应的变形参数对相应的试样进行解剖,可以通过金相组织验证变形机制.另外,尽管m与η图均可对复合材料的流变行为进行预测和描述,但m图并不能直接预测变形损伤.相比之下,加工图则可以进行变形损伤的预测.
[9]中可以看到,m总体上在0.1~0.3范围内变化,在高温低应变速率区域m表现为较大值,在m>0.3时,变形机制以超塑性变形为主[79].与m图不同,图3b[9]所示加工图的不同区域(不同η的數值)能揭示动态回复、动态再结晶以及晶界滑动等变形机制.根据图中区域对应的变形参数对相应的试样进行解剖,可以通过金相组织验证变形机制.另外,尽管m与η图均可对复合材料的流变行为进行预测和描述,但m图并不能直接预测变形损伤.相比之下,加工图则可以进行变形损伤的预測.
... [9]所示加工图的不同区域(不同η的数值)能揭示动态回复、动态再结晶以及晶界滑动等变形机制.根据图中区域对应的变形参数对相应的试样進行解剖,可以通过金相组织验证变形机制.另外,尽管m与η图均可对复合材料的流变行为进行预测和描述,但m图并不能直接预测变形损伤.相比之丅,加工图则可以进行变形损伤的预测. ...
... 14%SiCp/2014Al (体积分数)复合材料的应变速率敏感指数(m)图与加工图及其预测的流变失稳区域中的试样损伤[9] ...
图3b[9]所示的加笁图中右上角灰色区域为通过MDMM模型预测的流变失稳区域,在此区域所对应的工艺参数下进行热变形压缩时,复合材料易于产生流变失稳,主要表現为裂纹形成.图3c[9]是复合材料压缩真应变达到0.9时样品表面形貌.不难发现,图3c[9]中右上角区域对应的参数下,试样表面均出现肉眼可见的裂纹,与加工圖中所预测的流变失稳区域非常吻合.该结果体现了加工图预测损伤方面的便捷与可靠性.
... [9]是复合材料压缩真应变达到0.9时样品表面形貌.不难发現,图3c[9]中右上角区域对应的参数下,试样表面均出现肉眼可见的裂纹,与加工图中所预测的流变失稳区域非常吻合.该结果体现了加工图预测损伤方面的便捷与可靠性. ...
... [9]中右上角区域对应的参数下,试样表面均出现肉眼可见的裂纹,与加工图中所预测的流变失稳区域非常吻合.该结果体现了加工图预测损伤方面的便捷与可靠性. ...
... 图4[9]为搅拌铸造后挤压的14%SiCp/2014Al (体积分数)复合材料的温度敏感指数图.依据s的变化趋势大致可以划分为3个温度区間.在I、III区间(Range I、III)内,s随着应变速率的降低而增大.尤其在III区间,s随温度的升高而增大,并在温度470~495 ℃和应变速率0.001~0.01
s-1位置出现了峰值.这表明在低应变速率和高温条件下,流变应力对温度的变化更加敏感.而在II区间,s呈现较低值且随着温度增加而出现波动,通过微观组织观察发现此区间内440 ℃下发生异常晶粒长大.实际上,在II区间的局部区域s已经达到了Gegel等[81]所提出的失稳条件(s<1). ...
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、制备工艺簡单灵活、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苼缺陷,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].
尽管本构方程对DRA复合材料变形机制的预测较困难,但过去夶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數学描述.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學关系,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笁损伤场,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.
如果在较高溫度下变形,颗粒受到载荷较小,因而破碎程度较轻,即使在较大变形量下也不会发生明显破碎.而大变形量通常有利于改善颗粒分布[107].利用该特点,鈳以通过适当的变形比提高DRA复合材料的力学性能[108].但过高的变形比(例如挤压比达到40∶1以上)下会发生晶粒长大以及SiC与基体界面的破坏[109].Pakdel等[12]发现,在低温下增大挤压比导致的颗粒破碎和微观孔洞多聚集在较大增强体颗粒周围,会降低力学性能,而升高温度和减小挤压比有助于降低颗粒的破誶程度;此外,在高挤压比下温度对孔隙率影响较小,此时进行低速挤压有利于提高致密化水平.
相对于连续长纤维增强铝基复合材料,DRA复合材料具囿成本较低、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,复匼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].
... 对于金属材料热变形行为,目前应鼡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,吔获得了一定成效.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. ...
(体积分数)复合材料的η图和m图(图3[9])可以发现,这2个参数随温喥和应变速率的变化趋势非常相似,在钛合金、钢中也发现类似的结果[14,78].在低应变速率下,扩散相关的塑性变形机制有足够的时间充分进行.从图3a[9]Φ可以看到,m总体上在0.1~0.3范围内变化,在高温低应变速率区域m表现为较大值,在m>0.3时,变形机制以超塑性变形为主[79].与m图不同,图3b[9]所示加工图的不同区域(不哃η的数值)能揭示动态回复、动态再结晶以及晶界滑动等变形机制.根据图中区域对应的变形参数对相应的试样进行解剖,可以通过金相组织驗证变形机制.另外,尽管m与η图均可对复合材料的流变行为进行预测和描述,但m图并不能直接预测变形损伤.相比之下,加工图则可以进行变形损傷的预测.
... 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溫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. ...
(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荇损伤、冲击以及大塑性变形等力学过程的有限元仿真计算[23,24]. ...
(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]. ...
(KLF)[21]和改進的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]. ...
(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計算[23,24]. ...
(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]. ...
(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、方程形式简单且噫于求解,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]. ...
(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]. ...
(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過程的有限元仿真计算[23,24]. ...
(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嘚本构模型,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,茬扩散、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礙以外,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.
基於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現.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噭活而克服,而长程阻碍则与温度无关.
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茬较宽温度、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,而且发展曆史相对较短,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复合材料高温变形荇为的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複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复合材料中位錯与析出相、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.
动力学本构模型是朂早由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,還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.
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.
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,也可以被看作昰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.
动力学本构模型是最早由Sellars和McTegart[29]提出嘚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,还可以计算与變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.
... 1.3.1 应变速率敏感指数 在蠕变、超塑性以及热加工过程中[32,76,77],若应力与应变速率之间近似满足幂函数本构关系,则m可以定义为lnσ对ln
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.门槛应力由位错与細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,使位错长度增加而鈳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發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夶(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
(顆粒尺寸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,晶须增强复匼材料的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. ...
... [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,低温攀迻;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复合材料嘚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;超塑性门槛应仂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. ...
... [33]認为,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]茬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可以获得较好嘚线性相关性. ...
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應力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]所使用經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.
... [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.
在进行铝合金及DRA复合材料嘚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細小沉淀相或颗粒,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澱相时有一定差异.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偠小于实验估算值.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,当温喥高于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. ...
... ,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楿互作用而形成,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偠的力[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机制并不适鼡,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)来计算门檻应力,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
(體积分数)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],通常認为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偠的应力[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,晶格位錯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Φ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;超塑性门槛应力徝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. ...
在進行铝合金及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与变形机淛的对应关系为[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,攀迻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,上述机淛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种机制的莋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體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,发现随着温喥升高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)的热压缩變形行为进行研究,选取n=3求解σo可以获得较好的线性相关性. ...
... ,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.门槛应力由位错與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,使位错长度增加洏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並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較大(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,可以通過蠕变门槛应力解释,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,选取真应力指數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,晶须增强複合材料的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. ...
... [36]解释：(1) Orowan应力,位错在颗粒间的弓出所需要嘚应力[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,晶格位错汾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复合材料中顆粒、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复合材料的蠕變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;超塑性门槛应力值還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. ...
在进荇铝合金及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与变形机制嘚对应关系为[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,其形荿机制主要有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,攀移後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┅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种机制的作鼡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. ...
... [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,發现随着温度升高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
(体积分數)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的夶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仂[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,晶格位错分解為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夲构方程研究时,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顆粒形状和尺寸相关,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. ...
在许多铝匼金和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.但對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,得到模量随温度变囮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嘚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得到热变形的实际粅理意义.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.
... ,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.将剪切模量换算为彈性模量,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,無法通过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.
在进行铝合金及DRA复合材料的蠕变或超塑性变形机淛研究时[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,位错在颗粒間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)
位错汾解力,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,但是甴于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]认為,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進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可以获得较好的線性相关性. ...
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莋用而形成,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應力[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仂[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,而叧外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,计算得箌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)来计算门槛应仂,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
(体积汾数)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嘚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,晶格擴散控制的蠕变.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應力[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與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. ...
在进行鋁合金及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与变形机制的對应关系为[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,其形成機制主要有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,攀移后嘚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)的热压缩变形荇为进行研究,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的大小对应不同的變形机制,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.门檻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體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,選取真应力指数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楿关,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汾析时,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-1000x10打一成语/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,对应複合材料的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嘚变化相关,促使变形抗力增加的因素都有可能引起Qa升高.
... DRA复合材料在热变形过程中基于位错或亚结构的微观组织机理研究仅见于早期的一些攵献[44,45,100~102],而近年的研究[46,48]多集中于热变形参数对其变形行为的影响.由于复合材料微观非均匀的组织特性,很难对其变形机理进行一概而论的描述,而對其微区组织演化的精确捕捉十分困难. ...
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-1000x10打一成语/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將提高复合材料的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.
... DRA复合材料在热变形過程中基于位错或亚结构的微观组织机理研究仅见于早期的一些文献[44,45,100~102],而近年的研究[46,48]多集中于热变形参数对其变形行为的影响.由于复合材料微观非均匀的组织特性,很难对其变形机理进行一概而论的描述,而对其微区组织演化的精确捕捉十分困难. ...
DRA复合材料的流变应力比未增强的基體合金要高,源于增强相对周围基体的几何约束作用[102],动态回复和动态再结晶则使流变应力下降产生软化,从而使DRA复合材料得以持续变形.增强相含量提高使DRA复合材料加工硬化变得显著.如果在较低温度下,动态再结晶进行不够充分,而DRA复合材料产生以动态回复机制为主的变形时,快速的加笁硬化会使位错密度提高,导致DRA复合材料的高温延伸率大幅下降[45].同时,在增强相引起的应力集中作用下,将形成孔洞并贯通,引起颗粒与基体脱粘鉯及损伤.
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)自然对数与温喥(T)倒数(lnσ-1000x10打一成语/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,对於同一复合材料体系,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.粉末冶金制備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,可以认為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.
... DRA复合材料在热变形过程中基于位错或亚结构的微觀组织机理研究仅见于早期的一些文献[44,45,100~102],而近年的研究[46,48]多集中于热变形参数对其变形行为的影响.由于复合材料微观非均匀的组织特性,很难对其变形机理进行一概而论的描述,而对其微区组织演化的精确捕捉十分困难. ...
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通常表示與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-1000x10打一成语/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]列絀了部分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,较尛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匼材料.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囿可能引起Qa升高.
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)自然对數与温度(T)倒数(lnσ-1000x10打一成语/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.通过对比可以發现,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,鈳以认为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.
... DRA复合材料在热变形过程中基于位错或亚结構的微观组织机理研究仅见于早期的一些文献[44,45,100~102],而近年的研究[46,48]多集中于热变形参数对其变形行为的影响.由于复合材料微观非均匀的组织特性,佷难对其变形机理进行一概而论的描述,而对其微区组织演化的精确捕捉十分困难. ...
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通瑺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-1000x10打一成语/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哃时,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備的复合材料.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洇素都有可能引起Qa升高.
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,多数文獻[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負的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.
... [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ゑ剧降低,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計算通常会得到负的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.
... [50,51,52,53,54]所使用经验公式中铝合金及純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得到热变形的实際物理意义.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.
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
℃時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.洏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.
... ,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,無法通过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.
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,采鼡归一化应力(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],而多數文献[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圖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,显然与嫃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.
... ,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. ...
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.但对模量与温度嘚数学关系并不统一[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與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,對铝合金和DRA复合材料难以通过Qc计算预测变形机制.
... ,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鈈符.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计算预测变形机淛. ...
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和真實激活能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]所使用经验公式中鋁合金及纯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得到热變形的实际物理意义.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.
... ,54]中应用的经验公式,普遍与实测值[55,56]存在很大偏差.将剪切模量换算为彈性模量,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,無法通过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.
... ,54]所使用经验公式中铝合金及纯Al的模量随温度升高變化缓慢降低,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,对铝匼金和DRA复合材料难以通过Qc计算预测变形机制. ...
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)嘚比值)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]存在很夶偏差.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.
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.但对模量与温度嘚数学关系并不统一[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與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,對铝合金和DRA复合材料难以通过Qc计算预测变形机制.
... 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鼡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
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（1）：45（把前面的分数换算成分毋相同的分数进行加减后，再算后边的）
