AZ31B鑄軋鎂合金板材的預(yù)變形溫?zé)崂?/h1>
2010-01-04 12:28:14劉志民邢書明鮑培瑋姚淑卿張密蘭
中國(guó)有色金屬學(xué)報(bào) 2010年4期
劉志民，邢書明，鮑培瑋，李 楠，姚淑卿，張密蘭
(北京交通大學(xué) 機(jī)械與電子控制工程學(xué)院，北京100044)
鎂合金是目前最輕的結(jié)構(gòu)金屬材料，它具有比強(qiáng)度和比剛度高、阻尼減震性好、電磁屏蔽效果好等優(yōu)點(diǎn)，在航空、航天、汽車和電子領(lǐng)域具有很高的應(yīng)用前景[1?3]。但由于鎂合金晶體結(jié)構(gòu)是密排六方晶體結(jié)構(gòu)，滑移系少，低溫塑性差，傳統(tǒng)軋制板材工藝?yán)щy，成材率低，成本高，制約其應(yīng)用[4?5]。鑄軋工藝是將材料的連續(xù)鑄造和軋制結(jié)合在一起，以液態(tài)金屬為原料，直接在短時(shí)間內(nèi)完成熔體的凝固和熱軋，具有流程短、成本低和組織細(xì)化等優(yōu)點(diǎn)，已經(jīng)受到國(guó)內(nèi)外學(xué)者的廣泛關(guān)注[6?7]。由于冷卻速度快，鎂合金鑄軋板帶在晶粒得到細(xì)化的同時(shí)，還可改善凝固組織、減少宏觀偏析，提高鑄軋板帶材的力學(xué)性能[8?9]。近年來，隨著鎂合金鑄軋技術(shù)不斷提高，鑄軋板材的質(zhì)量越來越高，使得進(jìn)一步生產(chǎn)鑄軋鎂合金板材深加工產(chǎn)品成為可能。
鎂合金低溫塑性差，室溫下難以成形，而當(dāng)成形溫度升高至225~400 ℃時(shí)，鎂合金的塑性變形能力明顯提高，超過體心立方晶格的金屬。但成形溫度的提高給模具加熱、潤(rùn)滑帶來諸多困難，特別是高溫下成形易導(dǎo)致晶粒異常長(zhǎng)大，影響產(chǎn)品性能[10?11]。因此，研究 225 ℃以下的鎂合金溫?zé)岢尚喂に囀俏磥礞V合金板材成形的發(fā)展方向。近幾年來，國(guó)內(nèi)外學(xué)者對(duì)于鎂合金板材的溫?zé)釠_壓成形進(jìn)行大量的研究，并取得許多成果，但在成形過程中，主要是通過反復(fù)的交叉軋制和熱處理對(duì)板材微結(jié)構(gòu)進(jìn)行改善，或者采用極低成形速率來提高極限拉深比[2,10?13]。因此，工藝流程長(zhǎng)、能耗大、生產(chǎn)效率低，難以滿足未來材料成形發(fā)展的短流程、低成本的要求。近年來，預(yù)變形拉深工藝做為一種特種成形技術(shù)在汽車和航空工業(yè)獲得應(yīng)用。其工作原理是先給板料預(yù)展變形，使之發(fā)生超過屈服點(diǎn)的伸長(zhǎng)，在應(yīng)力充分傳遞給板料各部分后，再用壓力機(jī)進(jìn)行最終成形。預(yù)先產(chǎn)生超過屈服點(diǎn)的伸長(zhǎng)可以帶來很多好處[14?16]，例如：1) 拉深力可降低1/2~2/3；2) 使金屬材料各部分均處于塑性變形狀態(tài)，所以成形后回彈小，殘余應(yīng)力??；3) 誘導(dǎo)鎂合金發(fā)生動(dòng)態(tài)再結(jié)晶形核，細(xì)化晶粒，使板料和成品的力學(xué)性能提高；4) 可以改變板料在沖頭接觸部分的應(yīng)力狀態(tài)，減小拉深初期的開裂和起皺可能，提高其成形性能；5) 工藝裝備可以簡(jiǎn)化。由此可見，利用鎂合金材料在熱力共同作用下容易發(fā)生動(dòng)態(tài)再結(jié)晶的特點(diǎn)，將預(yù)變形成形技術(shù)與在線熱處理有機(jī)地給合起來，運(yùn)用再結(jié)晶動(dòng)力學(xué)原理對(duì)生產(chǎn)工藝參數(shù)進(jìn)行優(yōu)化，可以提高鎂合金板材在溫?zé)釛l件下的成形性能，并可以降低能耗、提高生產(chǎn)效率和改善產(chǎn)品性能。因此，預(yù)變形成形技術(shù)將成為鎂合金材料成形的一個(gè)新的發(fā)展方向。如果這種預(yù)變形成形技術(shù)能夠在鑄軋鎂合金板材的深加工中得到應(yīng)用，對(duì)于推廣鑄軋鎂合金板材在各領(lǐng)域中應(yīng)用，促進(jìn)鎂工業(yè)發(fā)展有著重要的意義。
然而，目前還沒有關(guān)于利用預(yù)變形技術(shù)對(duì)鑄軋鎂合金板材進(jìn)行沖壓成形的報(bào)道。為此，本文作者以圓筒形件為例，首次采用預(yù)變形技術(shù)對(duì)鎂合金鑄軋板材的溫?zé)崂畛尚喂に囘M(jìn)行研究，確定適合AZ31B鎂合金鑄軋板材溫?zé)岢尚蔚臏囟确秶治鲱A(yù)變形、沖頭溫度和凹模溫度對(duì)圓筒形件成形質(zhì)量的影響，并分析鑄軋鎂合金圓筒形件的微觀組織演變，探討鑄軋鎂合金動(dòng)態(tài)再結(jié)晶形核機(jī)制，為鎂合金鑄軋板材深加工探索一條可行的應(yīng)用路線。
1 實(shí)驗(yàn)
拉深實(shí)驗(yàn)選用商用鑄軋鎂合金 AZ3lB的板坯,AZ31B板坯采用雙輥鑄軋技術(shù)生產(chǎn)。AZ31B鎂合金的合金成分如表1所列。拉深所用實(shí)驗(yàn)樣品從鑄軋板坯直接機(jī)械切割得到，樣品為厚3.3 mm、直徑96 mm的圓片。
表1 實(shí)驗(yàn)用鎂合金的化學(xué)成分Table 1 Chemical composition of experimental Mg alloy(mass fraction, %)
鑄軋鎂合金板材溫?zé)崂畛尚螌?shí)驗(yàn)在THP200液鍛機(jī)上進(jìn)行，液鍛機(jī)為200 t。采用剛性壓邊裝置對(duì)壓邊力進(jìn)行調(diào)整。鎂合金板料加熱方式為內(nèi)部加熱，即將板料放入凹模中隨模加熱到設(shè)定的成形溫度。凹模埋有環(huán)形電熱環(huán)，用于模具加熱，電熱環(huán)采用控溫儀控溫，測(cè)溫用熱電偶點(diǎn)接觸測(cè)量，沖頭采用隨模加熱方式，模具結(jié)構(gòu)及電加熱系統(tǒng)設(shè)置如圖1所示。工作部分尺寸如下：沖頭直徑42.5 mm，沖頭圓角半徑9 mm，凹模中心孔徑52.4 mm，凹模中心孔徑的圓角半徑9.5 mm。預(yù)變形溫?zé)崂畹墓に囋韴D如圖2所示。預(yù)變形時(shí)，沖頭先下行一定的行程，即給板料一定的變形量；沖頭停留一段時(shí)間待應(yīng)力傳遞至板料各部分后，再上行，板料留在凹模中進(jìn)行在線熱處理，退火溫度230 ℃，保溫時(shí)間40 min；熱處理完成后再繼續(xù)進(jìn)行溫?zé)崂畛尚巍?/p>
預(yù)變形溫?zé)崂钤囼?yàn)條件為：凹模溫度 20~220
圖1 模具結(jié)構(gòu)示意圖Fig.1 Schematic diagram of warm deep drawing: 1—Electric heating elements; 2—Die; 3—Blank holder; 4—Punch; 5—Blank
來說，一定的預(yù)變形能使晶粒內(nèi)部的位錯(cuò)密度大幅度增加，儲(chǔ)存大量的畸變能，為后續(xù)的再結(jié)晶退火處理時(shí)再結(jié)晶晶粒形核與長(zhǎng)大提供主要的驅(qū)動(dòng)力。此外，鎂合金的錐面拉伸孿晶是最易激活的孿晶系，其臨界剪切應(yīng)力 CRSS 遠(yuǎn)小于壓縮孿生和〈c+a〉錐滑移，因此，通過一定的預(yù)變形量就可以激活〉拉伸孿晶；同時(shí)，由于拉伸孿晶使晶粒轉(zhuǎn)動(dòng)86.3?，孿晶內(nèi)的所有基面在變形后近似平行于拉深方向，調(diào)節(jié)晶體的取向，進(jìn)一步激發(fā)滑移和孿生，使滑移和孿生交替進(jìn)行，從而獲得較大的變形[17]，且它可以成為動(dòng)態(tài)再結(jié)晶的形核點(diǎn)，增大動(dòng)態(tài)再結(jié)晶的溫度范圍[18?19]。在后續(xù)的再結(jié)晶熱處理過程中，只要溫度控制合理，避免因溫度過高而產(chǎn)生的晶粒異常長(zhǎng)大就可以使變形晶粒與細(xì)小的動(dòng)態(tài)再結(jié)晶晶粒被熱激活，經(jīng)過較長(zhǎng)一段時(shí)間的孕育期后，也會(huì)有晶核形成并緩慢長(zhǎng)大，再結(jié)晶晶核的形核數(shù)量多，完成整個(gè)再結(jié)晶過程的時(shí)間較長(zhǎng)，最后形成的組織細(xì)小而且均勻[1,20]。因此，通過預(yù)變形可以對(duì)板料再結(jié)晶晶粒組織的尺寸大小和分布進(jìn)行控制。對(duì)于板料的危險(xiǎn)截面，如沖頭圓角和凹模圓角處，在預(yù)變形熱處理后，該部分晶粒在預(yù)變形應(yīng)力誘導(dǎo)和熱激活的℃，沖頭速度45 min，預(yù)變形量16%，沖頭表面溫度設(shè)定在20~110 ℃。潤(rùn)滑劑采用石墨＋機(jī)油混合液。
2 結(jié)果與分析
2.1 預(yù)變形對(duì)成形質(zhì)量的影響
預(yù)變形可以改善鎂合金板料顯微組織，從而提高板料的力學(xué)性能。圖3所示為預(yù)變形前、后板料的顯微組織。由圖3可見，預(yù)變形前鑄軋板的表層為粗大晶粒，心部為細(xì)小等軸晶(見圖3(a))；當(dāng)板料預(yù)變形后，首先在位錯(cuò)密度高的晶界與“三叉點(diǎn)”處發(fā)生部分動(dòng)態(tài)再結(jié)晶，然后通過在線熱處理熱激活，再結(jié)晶晶粒不斷生成，由于退火溫度低，晶粒長(zhǎng)大速率小，保溫時(shí)間合適，再結(jié)晶形成的晶粒細(xì)小，數(shù)量多，顯微組織趨于均勻(見圖 3(b))。圖 4所示為預(yù)變形處理和未經(jīng)預(yù)變形處理的板料在220 ℃拉深得到的工件照片。由圖4可知，預(yù)變形處理使得板料的成形性能大大提高，能得到極限拉深比為2.26的完整圓筒件；而未經(jīng)預(yù)變形處理的工件無法得到完整的圓筒件，其極限拉深比僅為1.55。圖5所示為經(jīng)220 ℃拉深時(shí)，沖頭拉深力與沖頭行程(40 mm)的關(guān)系。由圖5可知，未經(jīng)預(yù)變形處理的板料在沖頭下行到13 mm時(shí)，便發(fā)生脆性斷裂，拉深力迅速增大，且僅達(dá)到23 kN；而經(jīng)預(yù)變形處理后，拉深時(shí)的最大拉深力可達(dá)43 kN，拉深能夠順利進(jìn)行。
圖3 預(yù)變形前、后板料的金相組織Fig.3 Metallographs of blank before (a) and after (b) preforming
圖4 預(yù)變形對(duì)鑄軋鎂合金極限拉深比的影響Fig.4 Influence of pre-forming on LDR of TRC Mg alloys:(a) Without pre-forming; (b) With pre-forming
圖5 沖頭拉深力與行程的關(guān)系Fig.5 Relationship between punch force and punch stroke(within 40 mm)
預(yù)變形提高鑄軋鎂合金板成形性能的原因在于：首先，預(yù)變形改變板料在沖頭接觸部分的應(yīng)力狀態(tài)，減小拉深初期沖頭對(duì)板料的沖擊力，有效避免拉深早期開裂和起皺現(xiàn)象。此外，最主要的是，對(duì)于鎂合金共同作用下，首先發(fā)生動(dòng)態(tài)再結(jié)晶，細(xì)化晶粒，并且不斷向板材其余部分發(fā)展，從而使整個(gè)板材特別是危險(xiǎn)截面處的組織得到改善，應(yīng)力集中得以松弛，這樣就可以提高鑄軋鎂合金板材的力學(xué)性能，得到比較高的極限拉深比。
2.2 沖頭溫度對(duì)成形質(zhì)量的影響
在進(jìn)行溫?zé)崂顣r(shí)，由于沖頭溫度與板料溫度不同，板料在沖頭接觸區(qū)與板料突緣變形區(qū)形成一定的溫差，即使在拉深過程中，圓筒件的底部與側(cè)壁溫度始終低于板料突緣變形區(qū)，這種溫度差導(dǎo)致變形區(qū)塑性高于傳力區(qū)，有利于拉深進(jìn)行。然而，在進(jìn)行板料的溫?zé)崂顣r(shí)，如果沖頭溫度過低，當(dāng)沖頭與較高溫度的板料，特別是與具有低熱容量和高熱傳導(dǎo)系數(shù)的鎂合金板接觸時(shí)很容易產(chǎn)生激冷現(xiàn)象，使得沖頭圓角處板料的塑性急劇變差，進(jìn)而使板料在沖頭圓角處發(fā)生斷裂，工件在拉深初期即發(fā)生脆性斷裂；而若將沖頭加熱至較高溫度甚至接近板料溫度時(shí)，則由于沖頭圓角接觸，產(chǎn)生塑性變形熱以及摩擦發(fā)熱，使得板料軟化，抗拉強(qiáng)度降低，在拉深坯料時(shí)，危險(xiǎn)截面的等效應(yīng)力隨拉深力不斷增大直至超過板料的抗拉強(qiáng)度，造成塑性失穩(wěn)斷裂[12?13]。因此，確定合適的沖頭溫度范圍對(duì)于鎂合金的溫?zé)崂钍欠浅Ｖ匾摹?/p>
圖6所示為在220 ℃預(yù)變形溫?zé)崂顣r(shí)，沖頭溫度(θP)在 20~95 ℃以及大于 95 ℃時(shí)得到的拉深件。由圖 6(a)可知，板料在沖頭圓角處產(chǎn)生開裂現(xiàn)象。這是由于沖頭溫度較高,溫?zé)崂顣r(shí)板料與沖頭接觸部分的流動(dòng)應(yīng)力和凸緣部分的流動(dòng)應(yīng)力接近，拉深過程中隨著所需拉深力的不斷增加，沖頭圓角處金屬的等效應(yīng)力將超過材料的屈服應(yīng)力而產(chǎn)生變形，隨著拉深力進(jìn)一步增大，沖頭圓角處等效應(yīng)力超過抗拉強(qiáng)度，最終導(dǎo)致失穩(wěn)開裂。當(dāng)沖頭溫度在 20~95 ℃變化時(shí),沖頭圓角處沒有出現(xiàn)脆性裂紋，得到極限拉深比為2.26的圓筒件的外形完整，表面無裂紋(見圖 6(b))。上述實(shí)驗(yàn)結(jié)果表明，20~95 ℃是使板料在預(yù)變形溫?zé)崂顣r(shí)獲得高極限拉深比的合理沖頭溫度。
2.3 成形溫度對(duì)成形質(zhì)量的影響
隨著溫度的升高，鎂合金的非基滑移系被激活，塑性變形能力顯著增強(qiáng)，拉深性能明顯改善，例如，當(dāng)溫度在175 ℃以上時(shí)，原子密度僅次于基面的附加滑移面{1011}和{1012}，也開始發(fā)生滑移，塑性明顯提高；當(dāng)溫度在225 ℃以上時(shí)，則12個(gè)滑移系都可以參加變形[1]，塑性很好。但隨著溫度升高，給實(shí)驗(yàn)中板料加熱，潤(rùn)滑等方面帶來諸多困難[10?11]。所以，開發(fā)鎂合金溫?zé)岢尚渭夹g(shù)是目前亟待進(jìn)行的工作。研究表明，對(duì)于鎂合金軋制板材，在120~170 ℃之間溫?zé)崴苄宰冃文芰秃芎?，尤其?70 ℃左右的變形能力已經(jīng)很高，筒形件的極限拉深比可達(dá)1.8以上[10]。
圖6 沖頭溫度對(duì)拉深成形的影響Fig.6 Effect of punch temperature on deep drawing (forming temperature 220 ℃): (a) θp≥95 ℃; (b) 20 ℃≤θp≤95 ℃
對(duì)鑄軋鎂合金板材在 20~170 ℃的預(yù)變形溫?zé)崂钸M(jìn)行研究表明，成形溫度對(duì)板料的極限拉深比有很大的影響。得到的各溫度下的極限拉深比如圖7所示。由圖 7可知，鑄軋鎂合金板材極限拉深比(Limit drawing ration，LDR)隨著變形溫度的升高而增大。室溫下的鑄軋鎂合金LDR僅為1.44；在80~130 ℃成形時(shí)，極限拉深比變化很小，為1.50~1.58；當(dāng)溫度提高至150 ℃時(shí)，極限拉深比急增至1.89；當(dāng)溫度升高至160 ℃時(shí)，已經(jīng)能夠得到極限拉深比為2.26的完整圓筒件。
2.4 微觀組織的演變
鑄軋鎂合金板在不同成形溫度下得到工件的顯微組織如圖8所示。由圖8可看出，當(dāng)在成形溫度較低時(shí)(170 ℃)(見圖8(a))，合金晶粒沿拉深方向伸長(zhǎng)，晶粒呈現(xiàn)長(zhǎng)條形，有較多的孿晶和少量的動(dòng)態(tài)再結(jié)晶晶粒在晶界和“三叉點(diǎn)”處出現(xiàn)；在195 ℃成形時(shí)，在
圖7 鑄軋AZ31B鎂合金在不同溫度下的LDRFig.7 LDR of TRC AZ31B Mg alloy at various temperatures
大晶粒周圍出現(xiàn)了越來越多的細(xì)小等軸晶，變形的大晶粒被細(xì)小的動(dòng)態(tài)再結(jié)晶小晶粒包圍，呈現(xiàn)出顯著的項(xiàng)鏈狀組織特征，整個(gè)材料的顯微組織為變形的大晶粒與動(dòng)態(tài)再結(jié)晶小晶粒共存的現(xiàn)象；且再結(jié)晶晶粒逐步取代原始大晶粒(見圖 8(b))；在 220 ℃成形時(shí)，再結(jié)晶晶粒略有長(zhǎng)大，顯微組織趨于均勻，以動(dòng)態(tài)再結(jié)晶晶粒為主，僅有少量變形大晶粒存在(見圖8(c))。
圖8 在不同成形溫度時(shí)板料的光學(xué)顯微組織Fig.8 Optical micrograph of blank formed at various temperatures: (a) 170 ℃; (b) 195 ℃; (c) 220 ℃
在不同成形溫度下，鎂合金動(dòng)態(tài)再結(jié)晶晶粒表現(xiàn)出形態(tài)的多樣性，這種多樣性由鎂合金動(dòng)態(tài)再結(jié)晶機(jī)制決定，而動(dòng)態(tài)再結(jié)晶機(jī)制與鎂合金塑性變形機(jī)制之間有很密切的關(guān)系[1,21]。在低溫(＜200 ℃)變形時(shí)，基面滑移和孿生是鎂合金主要的變形機(jī)制。α位錯(cuò)基面滑移在孿晶界附近塞集并發(fā)生彈性畸變，彈性畸變引起的內(nèi)應(yīng)力可使晶界局部區(qū)域受到的應(yīng)力超過低溫下非基面滑移的臨界剪切應(yīng)力。位錯(cuò)的重排導(dǎo)致大角度晶界的形成，這些大角度晶界是由大量位錯(cuò)纏繞而成的位錯(cuò)墻。因而，動(dòng)態(tài)再結(jié)晶首先在位錯(cuò)密度高的大角度晶界處形成晶核。在中溫(200~250 )℃變形時(shí)，F(xiàn)riendel-escaing機(jī)理下的交滑移控制著塑性變形和動(dòng)態(tài)再結(jié)晶形核。α位錯(cuò)在非基面上的交滑移一般在原始晶界應(yīng)力集中的地方發(fā)生，α位錯(cuò)的交滑移使螺位錯(cuò)部分轉(zhuǎn)變成位刃位錯(cuò)并由基面滑移至非基面，刃位錯(cuò)沿非基面發(fā)生攀移。位錯(cuò)的交滑移和攀移可以使位錯(cuò)重組而在原始晶粒邊界形成一小角度晶界網(wǎng)。并通過不斷吸收新的位錯(cuò)轉(zhuǎn)化成大角度晶界，從而形成新的晶粒。鎂合金的這種動(dòng)態(tài)再結(jié)晶形核機(jī)制即為連續(xù)動(dòng)態(tài)再結(jié)晶[21]。因此，在220 ℃成形時(shí)，動(dòng)態(tài)再結(jié)晶形核機(jī)制為連續(xù)動(dòng)態(tài)再結(jié)晶(見圖8(c))，大部分再結(jié)晶晶粒形貌上呈等軸狀，且極為細(xì)小，晶界為波紋形，為典型的連續(xù)動(dòng)態(tài)再結(jié)晶晶粒特征。
3 結(jié)論
1)鑄軋鎂合金板材能夠在 20~220 ℃條件下直接進(jìn)行溫?zé)崂畛尚?，預(yù)變形技術(shù)能明顯改善鑄軋鎂合金板料的顯微組織，提高板料的極限拉深比。在沖頭速度45 mm/min，預(yù)變形量16%，凹模溫度220 ℃條件下能得到LDR為2.26的完整的圓筒形件；而未經(jīng)預(yù)變形處理的板料無法得到完整的圓筒形件，其極限拉深比僅為1.55。
2) 20~95 ℃是使鑄軋鎂合金板料在預(yù)變形溫?zé)崂顣r(shí)獲得高極限拉深比的合理沖頭溫度；拉深力曲線變化表明，未預(yù)變形處理的板料在沖頭下行到13 mm時(shí)，便發(fā)生脆性斷裂，而預(yù)變形技術(shù)可以使拉深能夠順利進(jìn)行；室溫下鑄軋鎂合金板料的LDR僅為1.44，隨著溫度的升高，拉深性能明顯改善，溫度為150 ℃時(shí)，LDR提高至1.89，而在160 ℃拉深時(shí)已經(jīng)可以獲得LDR=2.26的完整圓筒件。
3) 鎂合金動(dòng)態(tài)再結(jié)晶晶粒體積分?jǐn)?shù)隨著成形溫度的升高而提高；再結(jié)晶晶粒尺寸也隨著成形溫度升高而增大，且再結(jié)晶晶粒分布趨于均勻。鎂合金塑性變形機(jī)制決定動(dòng)態(tài)再結(jié)晶晶粒在形態(tài)上的不同。在220 ℃成形時(shí)，F(xiàn)riendel-Escaing機(jī)理下的交滑移控制著塑性變形和動(dòng)態(tài)再結(jié)晶形核，動(dòng)態(tài)再結(jié)晶形核機(jī)制為連續(xù)動(dòng)態(tài)再結(jié)晶，得到的再結(jié)晶晶粒體積分?jǐn)?shù)高，晶粒尺寸細(xì)小，顯微組織均勻。
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劉志民，邢書明，鮑培瑋，李 楠，姚淑卿，張密蘭
(北京交通大學(xué) 機(jī)械與電子控制工程學(xué)院，北京100044)
鎂合金是目前最輕的結(jié)構(gòu)金屬材料，它具有比強(qiáng)度和比剛度高、阻尼減震性好、電磁屏蔽效果好等優(yōu)點(diǎn)，在航空、航天、汽車和電子領(lǐng)域具有很高的應(yīng)用前景[1?3]。但由于鎂合金晶體結(jié)構(gòu)是密排六方晶體結(jié)構(gòu)，滑移系少，低溫塑性差，傳統(tǒng)軋制板材工藝?yán)щy，成材率低，成本高，制約其應(yīng)用[4?5]。鑄軋工藝是將材料的連續(xù)鑄造和軋制結(jié)合在一起，以液態(tài)金屬為原料，直接在短時(shí)間內(nèi)完成熔體的凝固和熱軋，具有流程短、成本低和組織細(xì)化等優(yōu)點(diǎn)，已經(jīng)受到國(guó)內(nèi)外學(xué)者的廣泛關(guān)注[6?7]。由于冷卻速度快，鎂合金鑄軋板帶在晶粒得到細(xì)化的同時(shí)，還可改善凝固組織、減少宏觀偏析，提高鑄軋板帶材的力學(xué)性能[8?9]。近年來，隨著鎂合金鑄軋技術(shù)不斷提高，鑄軋板材的質(zhì)量越來越高，使得進(jìn)一步生產(chǎn)鑄軋鎂合金板材深加工產(chǎn)品成為可能。
鎂合金低溫塑性差，室溫下難以成形，而當(dāng)成形溫度升高至225~400 ℃時(shí)，鎂合金的塑性變形能力明顯提高，超過體心立方晶格的金屬。但成形溫度的提高給模具加熱、潤(rùn)滑帶來諸多困難，特別是高溫下成形易導(dǎo)致晶粒異常長(zhǎng)大，影響產(chǎn)品性能[10?11]。因此，研究 225 ℃以下的鎂合金溫?zé)岢尚喂に囀俏磥礞V合金板材成形的發(fā)展方向。近幾年來，國(guó)內(nèi)外學(xué)者對(duì)于鎂合金板材的溫?zé)釠_壓成形進(jìn)行大量的研究，并取得許多成果，但在成形過程中，主要是通過反復(fù)的交叉軋制和熱處理對(duì)板材微結(jié)構(gòu)進(jìn)行改善，或者采用極低成形速率來提高極限拉深比[2,10?13]。因此，工藝流程長(zhǎng)、能耗大、生產(chǎn)效率低，難以滿足未來材料成形發(fā)展的短流程、低成本的要求。近年來，預(yù)變形拉深工藝做為一種特種成形技術(shù)在汽車和航空工業(yè)獲得應(yīng)用。其工作原理是先給板料預(yù)展變形，使之發(fā)生超過屈服點(diǎn)的伸長(zhǎng)，在應(yīng)力充分傳遞給板料各部分后，再用壓力機(jī)進(jìn)行最終成形。預(yù)先產(chǎn)生超過屈服點(diǎn)的伸長(zhǎng)可以帶來很多好處[14?16]，例如：1) 拉深力可降低1/2~2/3；2) 使金屬材料各部分均處于塑性變形狀態(tài)，所以成形后回彈小，殘余應(yīng)力??；3) 誘導(dǎo)鎂合金發(fā)生動(dòng)態(tài)再結(jié)晶形核，細(xì)化晶粒，使板料和成品的力學(xué)性能提高；4) 可以改變板料在沖頭接觸部分的應(yīng)力狀態(tài)，減小拉深初期的開裂和起皺可能，提高其成形性能；5) 工藝裝備可以簡(jiǎn)化。由此可見，利用鎂合金材料在熱力共同作用下容易發(fā)生動(dòng)態(tài)再結(jié)晶的特點(diǎn)，將預(yù)變形成形技術(shù)與在線熱處理有機(jī)地給合起來，運(yùn)用再結(jié)晶動(dòng)力學(xué)原理對(duì)生產(chǎn)工藝參數(shù)進(jìn)行優(yōu)化，可以提高鎂合金板材在溫?zé)釛l件下的成形性能，并可以降低能耗、提高生產(chǎn)效率和改善產(chǎn)品性能。因此，預(yù)變形成形技術(shù)將成為鎂合金材料成形的一個(gè)新的發(fā)展方向。如果這種預(yù)變形成形技術(shù)能夠在鑄軋鎂合金板材的深加工中得到應(yīng)用，對(duì)于推廣鑄軋鎂合金板材在各領(lǐng)域中應(yīng)用，促進(jìn)鎂工業(yè)發(fā)展有著重要的意義。
然而，目前還沒有關(guān)于利用預(yù)變形技術(shù)對(duì)鑄軋鎂合金板材進(jìn)行沖壓成形的報(bào)道。為此，本文作者以圓筒形件為例，首次采用預(yù)變形技術(shù)對(duì)鎂合金鑄軋板材的溫?zé)崂畛尚喂に囘M(jìn)行研究，確定適合AZ31B鎂合金鑄軋板材溫?zé)岢尚蔚臏囟确秶治鲱A(yù)變形、沖頭溫度和凹模溫度對(duì)圓筒形件成形質(zhì)量的影響，并分析鑄軋鎂合金圓筒形件的微觀組織演變，探討鑄軋鎂合金動(dòng)態(tài)再結(jié)晶形核機(jī)制，為鎂合金鑄軋板材深加工探索一條可行的應(yīng)用路線。
1 實(shí)驗(yàn)
拉深實(shí)驗(yàn)選用商用鑄軋鎂合金 AZ3lB的板坯,AZ31B板坯采用雙輥鑄軋技術(shù)生產(chǎn)。AZ31B鎂合金的合金成分如表1所列。拉深所用實(shí)驗(yàn)樣品從鑄軋板坯直接機(jī)械切割得到，樣品為厚3.3 mm、直徑96 mm的圓片。
表1 實(shí)驗(yàn)用鎂合金的化學(xué)成分Table 1 Chemical composition of experimental Mg alloy(mass fraction, %)
鑄軋鎂合金板材溫?zé)崂畛尚螌?shí)驗(yàn)在THP200液鍛機(jī)上進(jìn)行，液鍛機(jī)為200 t。采用剛性壓邊裝置對(duì)壓邊力進(jìn)行調(diào)整。鎂合金板料加熱方式為內(nèi)部加熱，即將板料放入凹模中隨模加熱到設(shè)定的成形溫度。凹模埋有環(huán)形電熱環(huán)，用于模具加熱，電熱環(huán)采用控溫儀控溫，測(cè)溫用熱電偶點(diǎn)接觸測(cè)量，沖頭采用隨模加熱方式，模具結(jié)構(gòu)及電加熱系統(tǒng)設(shè)置如圖1所示。工作部分尺寸如下：沖頭直徑42.5 mm，沖頭圓角半徑9 mm，凹模中心孔徑52.4 mm，凹模中心孔徑的圓角半徑9.5 mm。預(yù)變形溫?zé)崂畹墓に囋韴D如圖2所示。預(yù)變形時(shí)，沖頭先下行一定的行程，即給板料一定的變形量；沖頭停留一段時(shí)間待應(yīng)力傳遞至板料各部分后，再上行，板料留在凹模中進(jìn)行在線熱處理，退火溫度230 ℃，保溫時(shí)間40 min；熱處理完成后再繼續(xù)進(jìn)行溫?zé)崂畛尚巍?/p>
預(yù)變形溫?zé)崂钤囼?yàn)條件為：凹模溫度 20~220
圖1 模具結(jié)構(gòu)示意圖Fig.1 Schematic diagram of warm deep drawing: 1—Electric heating elements; 2—Die; 3—Blank holder; 4—Punch; 5—Blank
來說，一定的預(yù)變形能使晶粒內(nèi)部的位錯(cuò)密度大幅度增加，儲(chǔ)存大量的畸變能，為后續(xù)的再結(jié)晶退火處理時(shí)再結(jié)晶晶粒形核與長(zhǎng)大提供主要的驅(qū)動(dòng)力。此外，鎂合金的錐面拉伸孿晶是最易激活的孿晶系，其臨界剪切應(yīng)力 CRSS 遠(yuǎn)小于壓縮孿生和〈c+a〉錐滑移，因此，通過一定的預(yù)變形量就可以激活〉拉伸孿晶；同時(shí)，由于拉伸孿晶使晶粒轉(zhuǎn)動(dòng)86.3?，孿晶內(nèi)的所有基面在變形后近似平行于拉深方向，調(diào)節(jié)晶體的取向，進(jìn)一步激發(fā)滑移和孿生，使滑移和孿生交替進(jìn)行，從而獲得較大的變形[17]，且它可以成為動(dòng)態(tài)再結(jié)晶的形核點(diǎn)，增大動(dòng)態(tài)再結(jié)晶的溫度范圍[18?19]。在后續(xù)的再結(jié)晶熱處理過程中，只要溫度控制合理，避免因溫度過高而產(chǎn)生的晶粒異常長(zhǎng)大就可以使變形晶粒與細(xì)小的動(dòng)態(tài)再結(jié)晶晶粒被熱激活，經(jīng)過較長(zhǎng)一段時(shí)間的孕育期后，也會(huì)有晶核形成并緩慢長(zhǎng)大，再結(jié)晶晶核的形核數(shù)量多，完成整個(gè)再結(jié)晶過程的時(shí)間較長(zhǎng)，最后形成的組織細(xì)小而且均勻[1,20]。因此，通過預(yù)變形可以對(duì)板料再結(jié)晶晶粒組織的尺寸大小和分布進(jìn)行控制。對(duì)于板料的危險(xiǎn)截面，如沖頭圓角和凹模圓角處，在預(yù)變形熱處理后，該部分晶粒在預(yù)變形應(yīng)力誘導(dǎo)和熱激活的℃，沖頭速度45 min，預(yù)變形量16%，沖頭表面溫度設(shè)定在20~110 ℃。潤(rùn)滑劑采用石墨＋機(jī)油混合液。
2 結(jié)果與分析
2.1 預(yù)變形對(duì)成形質(zhì)量的影響
預(yù)變形可以改善鎂合金板料顯微組織，從而提高板料的力學(xué)性能。圖3所示為預(yù)變形前、后板料的顯微組織。由圖3可見，預(yù)變形前鑄軋板的表層為粗大晶粒，心部為細(xì)小等軸晶(見圖3(a))；當(dāng)板料預(yù)變形后，首先在位錯(cuò)密度高的晶界與“三叉點(diǎn)”處發(fā)生部分動(dòng)態(tài)再結(jié)晶，然后通過在線熱處理熱激活，再結(jié)晶晶粒不斷生成，由于退火溫度低，晶粒長(zhǎng)大速率小，保溫時(shí)間合適，再結(jié)晶形成的晶粒細(xì)小，數(shù)量多，顯微組織趨于均勻(見圖 3(b))。圖 4所示為預(yù)變形處理和未經(jīng)預(yù)變形處理的板料在220 ℃拉深得到的工件照片。由圖4可知，預(yù)變形處理使得板料的成形性能大大提高，能得到極限拉深比為2.26的完整圓筒件；而未經(jīng)預(yù)變形處理的工件無法得到完整的圓筒件，其極限拉深比僅為1.55。圖5所示為經(jīng)220 ℃拉深時(shí)，沖頭拉深力與沖頭行程(40 mm)的關(guān)系。由圖5可知，未經(jīng)預(yù)變形處理的板料在沖頭下行到13 mm時(shí)，便發(fā)生脆性斷裂，拉深力迅速增大，且僅達(dá)到23 kN；而經(jīng)預(yù)變形處理后，拉深時(shí)的最大拉深力可達(dá)43 kN，拉深能夠順利進(jìn)行。
圖3 預(yù)變形前、后板料的金相組織Fig.3 Metallographs of blank before (a) and after (b) preforming
圖4 預(yù)變形對(duì)鑄軋鎂合金極限拉深比的影響Fig.4 Influence of pre-forming on LDR of TRC Mg alloys:(a) Without pre-forming; (b) With pre-forming
圖5 沖頭拉深力與行程的關(guān)系Fig.5 Relationship between punch force and punch stroke(within 40 mm)
預(yù)變形提高鑄軋鎂合金板成形性能的原因在于：首先，預(yù)變形改變板料在沖頭接觸部分的應(yīng)力狀態(tài)，減小拉深初期沖頭對(duì)板料的沖擊力，有效避免拉深早期開裂和起皺現(xiàn)象。此外，最主要的是，對(duì)于鎂合金共同作用下，首先發(fā)生動(dòng)態(tài)再結(jié)晶，細(xì)化晶粒，并且不斷向板材其余部分發(fā)展，從而使整個(gè)板材特別是危險(xiǎn)截面處的組織得到改善，應(yīng)力集中得以松弛，這樣就可以提高鑄軋鎂合金板材的力學(xué)性能，得到比較高的極限拉深比。
2.2 沖頭溫度對(duì)成形質(zhì)量的影響
在進(jìn)行溫?zé)崂顣r(shí)，由于沖頭溫度與板料溫度不同，板料在沖頭接觸區(qū)與板料突緣變形區(qū)形成一定的溫差，即使在拉深過程中，圓筒件的底部與側(cè)壁溫度始終低于板料突緣變形區(qū)，這種溫度差導(dǎo)致變形區(qū)塑性高于傳力區(qū)，有利于拉深進(jìn)行。然而，在進(jìn)行板料的溫?zé)崂顣r(shí)，如果沖頭溫度過低，當(dāng)沖頭與較高溫度的板料，特別是與具有低熱容量和高熱傳導(dǎo)系數(shù)的鎂合金板接觸時(shí)很容易產(chǎn)生激冷現(xiàn)象，使得沖頭圓角處板料的塑性急劇變差，進(jìn)而使板料在沖頭圓角處發(fā)生斷裂，工件在拉深初期即發(fā)生脆性斷裂；而若將沖頭加熱至較高溫度甚至接近板料溫度時(shí)，則由于沖頭圓角接觸，產(chǎn)生塑性變形熱以及摩擦發(fā)熱，使得板料軟化，抗拉強(qiáng)度降低，在拉深坯料時(shí)，危險(xiǎn)截面的等效應(yīng)力隨拉深力不斷增大直至超過板料的抗拉強(qiáng)度，造成塑性失穩(wěn)斷裂[12?13]。因此，確定合適的沖頭溫度范圍對(duì)于鎂合金的溫?zé)崂钍欠浅Ｖ匾摹?/p>
圖6所示為在220 ℃預(yù)變形溫?zé)崂顣r(shí)，沖頭溫度(θP)在 20~95 ℃以及大于 95 ℃時(shí)得到的拉深件。由圖 6(a)可知，板料在沖頭圓角處產(chǎn)生開裂現(xiàn)象。這是由于沖頭溫度較高,溫?zé)崂顣r(shí)板料與沖頭接觸部分的流動(dòng)應(yīng)力和凸緣部分的流動(dòng)應(yīng)力接近，拉深過程中隨著所需拉深力的不斷增加，沖頭圓角處金屬的等效應(yīng)力將超過材料的屈服應(yīng)力而產(chǎn)生變形，隨著拉深力進(jìn)一步增大，沖頭圓角處等效應(yīng)力超過抗拉強(qiáng)度，最終導(dǎo)致失穩(wěn)開裂。當(dāng)沖頭溫度在 20~95 ℃變化時(shí),沖頭圓角處沒有出現(xiàn)脆性裂紋，得到極限拉深比為2.26的圓筒件的外形完整，表面無裂紋(見圖 6(b))。上述實(shí)驗(yàn)結(jié)果表明，20~95 ℃是使板料在預(yù)變形溫?zé)崂顣r(shí)獲得高極限拉深比的合理沖頭溫度。
2.3 成形溫度對(duì)成形質(zhì)量的影響
隨著溫度的升高，鎂合金的非基滑移系被激活，塑性變形能力顯著增強(qiáng)，拉深性能明顯改善，例如，當(dāng)溫度在175 ℃以上時(shí)，原子密度僅次于基面的附加滑移面{1011}和{1012}，也開始發(fā)生滑移，塑性明顯提高；當(dāng)溫度在225 ℃以上時(shí)，則12個(gè)滑移系都可以參加變形[1]，塑性很好。但隨著溫度升高，給實(shí)驗(yàn)中板料加熱，潤(rùn)滑等方面帶來諸多困難[10?11]。所以，開發(fā)鎂合金溫?zé)岢尚渭夹g(shù)是目前亟待進(jìn)行的工作。研究表明，對(duì)于鎂合金軋制板材，在120~170 ℃之間溫?zé)崴苄宰冃文芰秃芎?，尤其?70 ℃左右的變形能力已經(jīng)很高，筒形件的極限拉深比可達(dá)1.8以上[10]。
圖6 沖頭溫度對(duì)拉深成形的影響Fig.6 Effect of punch temperature on deep drawing (forming temperature 220 ℃): (a) θp≥95 ℃; (b) 20 ℃≤θp≤95 ℃
對(duì)鑄軋鎂合金板材在 20~170 ℃的預(yù)變形溫?zé)崂钸M(jìn)行研究表明，成形溫度對(duì)板料的極限拉深比有很大的影響。得到的各溫度下的極限拉深比如圖7所示。由圖 7可知，鑄軋鎂合金板材極限拉深比(Limit drawing ration，LDR)隨著變形溫度的升高而增大。室溫下的鑄軋鎂合金LDR僅為1.44；在80~130 ℃成形時(shí)，極限拉深比變化很小，為1.50~1.58；當(dāng)溫度提高至150 ℃時(shí)，極限拉深比急增至1.89；當(dāng)溫度升高至160 ℃時(shí)，已經(jīng)能夠得到極限拉深比為2.26的完整圓筒件。
2.4 微觀組織的演變
鑄軋鎂合金板在不同成形溫度下得到工件的顯微組織如圖8所示。由圖8可看出，當(dāng)在成形溫度較低時(shí)(170 ℃)(見圖8(a))，合金晶粒沿拉深方向伸長(zhǎng)，晶粒呈現(xiàn)長(zhǎng)條形，有較多的孿晶和少量的動(dòng)態(tài)再結(jié)晶晶粒在晶界和“三叉點(diǎn)”處出現(xiàn)；在195 ℃成形時(shí)，在
圖7 鑄軋AZ31B鎂合金在不同溫度下的LDRFig.7 LDR of TRC AZ31B Mg alloy at various temperatures
大晶粒周圍出現(xiàn)了越來越多的細(xì)小等軸晶，變形的大晶粒被細(xì)小的動(dòng)態(tài)再結(jié)晶小晶粒包圍，呈現(xiàn)出顯著的項(xiàng)鏈狀組織特征，整個(gè)材料的顯微組織為變形的大晶粒與動(dòng)態(tài)再結(jié)晶小晶粒共存的現(xiàn)象；且再結(jié)晶晶粒逐步取代原始大晶粒(見圖 8(b))；在 220 ℃成形時(shí)，再結(jié)晶晶粒略有長(zhǎng)大，顯微組織趨于均勻，以動(dòng)態(tài)再結(jié)晶晶粒為主，僅有少量變形大晶粒存在(見圖8(c))。
圖8 在不同成形溫度時(shí)板料的光學(xué)顯微組織Fig.8 Optical micrograph of blank formed at various temperatures: (a) 170 ℃; (b) 195 ℃; (c) 220 ℃
在不同成形溫度下，鎂合金動(dòng)態(tài)再結(jié)晶晶粒表現(xiàn)出形態(tài)的多樣性，這種多樣性由鎂合金動(dòng)態(tài)再結(jié)晶機(jī)制決定，而動(dòng)態(tài)再結(jié)晶機(jī)制與鎂合金塑性變形機(jī)制之間有很密切的關(guān)系[1,21]。在低溫(＜200 ℃)變形時(shí)，基面滑移和孿生是鎂合金主要的變形機(jī)制。α位錯(cuò)基面滑移在孿晶界附近塞集并發(fā)生彈性畸變，彈性畸變引起的內(nèi)應(yīng)力可使晶界局部區(qū)域受到的應(yīng)力超過低溫下非基面滑移的臨界剪切應(yīng)力。位錯(cuò)的重排導(dǎo)致大角度晶界的形成，這些大角度晶界是由大量位錯(cuò)纏繞而成的位錯(cuò)墻。因而，動(dòng)態(tài)再結(jié)晶首先在位錯(cuò)密度高的大角度晶界處形成晶核。在中溫(200~250 )℃變形時(shí)，F(xiàn)riendel-escaing機(jī)理下的交滑移控制著塑性變形和動(dòng)態(tài)再結(jié)晶形核。α位錯(cuò)在非基面上的交滑移一般在原始晶界應(yīng)力集中的地方發(fā)生，α位錯(cuò)的交滑移使螺位錯(cuò)部分轉(zhuǎn)變成位刃位錯(cuò)并由基面滑移至非基面，刃位錯(cuò)沿非基面發(fā)生攀移。位錯(cuò)的交滑移和攀移可以使位錯(cuò)重組而在原始晶粒邊界形成一小角度晶界網(wǎng)。并通過不斷吸收新的位錯(cuò)轉(zhuǎn)化成大角度晶界，從而形成新的晶粒。鎂合金的這種動(dòng)態(tài)再結(jié)晶形核機(jī)制即為連續(xù)動(dòng)態(tài)再結(jié)晶[21]。因此，在220 ℃成形時(shí)，動(dòng)態(tài)再結(jié)晶形核機(jī)制為連續(xù)動(dòng)態(tài)再結(jié)晶(見圖8(c))，大部分再結(jié)晶晶粒形貌上呈等軸狀，且極為細(xì)小，晶界為波紋形，為典型的連續(xù)動(dòng)態(tài)再結(jié)晶晶粒特征。
3 結(jié)論
1)鑄軋鎂合金板材能夠在 20~220 ℃條件下直接進(jìn)行溫?zé)崂畛尚?，預(yù)變形技術(shù)能明顯改善鑄軋鎂合金板料的顯微組織，提高板料的極限拉深比。在沖頭速度45 mm/min，預(yù)變形量16%，凹模溫度220 ℃條件下能得到LDR為2.26的完整的圓筒形件；而未經(jīng)預(yù)變形處理的板料無法得到完整的圓筒形件，其極限拉深比僅為1.55。
2) 20~95 ℃是使鑄軋鎂合金板料在預(yù)變形溫?zé)崂顣r(shí)獲得高極限拉深比的合理沖頭溫度；拉深力曲線變化表明，未預(yù)變形處理的板料在沖頭下行到13 mm時(shí)，便發(fā)生脆性斷裂，而預(yù)變形技術(shù)可以使拉深能夠順利進(jìn)行；室溫下鑄軋鎂合金板料的LDR僅為1.44，隨著溫度的升高，拉深性能明顯改善，溫度為150 ℃時(shí)，LDR提高至1.89，而在160 ℃拉深時(shí)已經(jīng)可以獲得LDR=2.26的完整圓筒件。
3) 鎂合金動(dòng)態(tài)再結(jié)晶晶粒體積分?jǐn)?shù)隨著成形溫度的升高而提高；再結(jié)晶晶粒尺寸也隨著成形溫度升高而增大，且再結(jié)晶晶粒分布趨于均勻。鎂合金塑性變形機(jī)制決定動(dòng)態(tài)再結(jié)晶晶粒在形態(tài)上的不同。在220 ℃成形時(shí)，F(xiàn)riendel-Escaing機(jī)理下的交滑移控制著塑性變形和動(dòng)態(tài)再結(jié)晶形核，動(dòng)態(tài)再結(jié)晶形核機(jī)制為連續(xù)動(dòng)態(tài)再結(jié)晶，得到的再結(jié)晶晶粒體積分?jǐn)?shù)高，晶粒尺寸細(xì)小，顯微組織均勻。
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