鄧小虎, 胡小東, 趙紅陽, 巨東英

(1.天津職業(yè)技術(shù)師范大學(xué) 天津市高速切削與精密加工重點(diǎn)實(shí)驗(yàn)室,天津 300222； 2.天津職業(yè)技術(shù)師范大學(xué) 天津市模具數(shù)字化制造技術(shù)工程中心, 天津 300222； 3.遼寧科技大學(xué) 材料科學(xué)與工程學(xué)院,遼寧 鞍山 114051； 4.日本埼玉工業(yè)大學(xué) 先端科學(xué)研究所，埼玉 深谷 369-0293)

AZ31B鎂合金雙道次熱變形過程流變應(yīng)力特征模擬研究

鄧小虎1,2, 胡小東3, 趙紅陽3, 巨東英4

(1.天津職業(yè)技術(shù)師范大學(xué) 天津市高速切削與精密加工重點(diǎn)實(shí)驗(yàn)室,天津 300222； 2.天津職業(yè)技術(shù)師范大學(xué) 天津市模具數(shù)字化制造技術(shù)工程中心, 天津 300222； 3.遼寧科技大學(xué) 材料科學(xué)與工程學(xué)院,遼寧 鞍山 114051； 4.日本埼玉工業(yè)大學(xué) 先端科學(xué)研究所，埼玉 深谷 369-0293)

建立了一類鎂合金雙道次熱變形過程的二維元胞自動機(jī)模型?？紤]到鎂合金具有六重對稱的密排六方晶體結(jié)構(gòu)，模型采用了六邊形元胞網(wǎng)格。另外，通過計(jì)算位錯密度演變和設(shè)定晶粒形核長大規(guī)則，模型將熱變形過程中動態(tài)再結(jié)晶、靜態(tài)回復(fù)、靜態(tài)再結(jié)晶、亞動態(tài)再結(jié)晶和晶粒長大等單個(gè)物理過程耦合到一起。為了驗(yàn)證模型，將其應(yīng)用到AZ31B鎂合金單道次和雙道次熱壓縮過程。探討了不同變形溫度、應(yīng)變速率、道次間隔和預(yù)應(yīng)變對應(yīng)力-應(yīng)變曲線的影響。將計(jì)算結(jié)果和實(shí)驗(yàn)結(jié)果進(jìn)行了對比，吻合較好。

AZ31B；雙道次熱壓縮；流變應(yīng)力特征；元胞自動機(jī)

鎂合金具有低密度和高比強(qiáng)度等特性，廣泛應(yīng)用于輕型機(jī)械結(jié)構(gòu)件的制造。由于鎂及其合金為密排六方晶體結(jié)構(gòu)，滑移系較少，成形能力較差。因此，多道次熱變形加工是鎂合金成形經(jīng)常采用的技術(shù)。在多道次熱變形中，通常會發(fā)生加工硬化、動態(tài)回復(fù)、動態(tài)再結(jié)晶、靜態(tài)再結(jié)晶、亞動態(tài)再結(jié)晶和晶粒長大等一系列變化，其機(jī)理更為復(fù)雜，多道次變形后呈現(xiàn)出不同于單道次變形的一些特點(diǎn)，對此進(jìn)行研究意義重大。

元胞自動機(jī)(CA)法是一種常用的材料微觀和介觀組織模擬方法。與傳統(tǒng)的材料加工模擬方法相比， CA法的轉(zhuǎn)變規(guī)則兼具確定性和隨機(jī)性，可以很好的和材料成形理論模型結(jié)合在一起；與相場法等介觀模擬方法相比，其計(jì)算效率更高[1]。CA法最早被Hesselbarth[2]引入到再結(jié)晶組織模擬中，模擬結(jié)果和再結(jié)晶動力學(xué)理論取得很好的一致。Gotez[3]在此基礎(chǔ)上，建立了動態(tài)再結(jié)晶過程二維元胞自動機(jī)模型。Ding等[4]將再結(jié)晶冶金學(xué)理論和CA方法耦合到一起，預(yù)測了熱加工過程微觀組織演變和應(yīng)力應(yīng)變行為。肖宏等[5]模擬了50CrV4鋼動態(tài)再結(jié)晶過程的微觀組織演變。Xiao等[6]通過建立一類考慮晶粒變形的CA模型來模擬動態(tài)再結(jié)晶組織演變和再結(jié)晶動力學(xué)。張立文等[7-8]建立了模擬多晶金屬材料動態(tài)再結(jié)晶過程的二維CA模型，模型考慮了動態(tài)回復(fù)、位錯密度及形核率等因素對動態(tài)再結(jié)晶的影響。王琴等[9]引入了正六邊形為基元的CA法，對純銅動態(tài)再結(jié)晶過程進(jìn)行了模擬。最近，CA技術(shù)也被應(yīng)用到鎂合金動態(tài)再結(jié)晶過程的模擬中。劉筱等[10]通過將Laasraoui-Jonas模型和CA方法耦合在一起，對AZ31鎂合金動態(tài)再結(jié)晶行為進(jìn)行了研究。本文作者[11]也建立了鎂合金動態(tài)再結(jié)晶過程的二維CA模型，對不同初始晶粒尺寸和熱加工參數(shù)條件下AZ31鎂合金熱壓縮過程微觀組織和流變應(yīng)力行為進(jìn)行了模擬。

對于多道次熱變形模擬，除了變形過程中的動態(tài)再結(jié)晶行為，還要掌握不同道次間的后動態(tài)軟化行為。Kugler和Turk[12]考慮了道次間的靜態(tài)回復(fù)、亞動態(tài)及靜態(tài)再結(jié)晶，模擬了純銅雙道次熱變形過程的微觀組織演變和再結(jié)晶動力學(xué)。Zheng等[13]采用CA法建立了多道次鋼板熱軋過程的奧氏體再結(jié)晶模型，模型包括了靜態(tài)再結(jié)晶及亞動態(tài)再結(jié)晶和動態(tài)再結(jié)晶等過程。最近，陳飛等[14]提出了一類改進(jìn)的CA模型，模型被應(yīng)用到多道次熱鍛成形過程中，計(jì)算結(jié)果和實(shí)驗(yàn)結(jié)果吻合較好。

綜上，盡管在動態(tài)再結(jié)晶過程的CA模擬方面已經(jīng)取得了顯著進(jìn)展，但目前關(guān)于鎂合金多道次熱變形的研究還比較少。為了進(jìn)一步研究鎂合金多道次熱變形過程成形規(guī)律，在之前研究基礎(chǔ)上，本工作通過結(jié)合鎂合金晶體結(jié)構(gòu)和塑性成形特點(diǎn)，建立了鎂合金雙道次熱變形過程的CA模型。對不同熱變形參數(shù)、第一道次應(yīng)變和道次間隔時(shí)間下的流變應(yīng)力特征進(jìn)行模擬，并和已有實(shí)驗(yàn)結(jié)果進(jìn)行了對比。

1 雙道次熱變形數(shù)學(xué)物理模型

本文著重介紹熱變形過程中和流變應(yīng)力演變相關(guān)的數(shù)學(xué)方程，更詳細(xì)的模型可參考之前的文獻(xiàn)[15-17]。由于靜態(tài)再結(jié)晶發(fā)生所需的臨界變形較小，為了簡化分析，當(dāng)前模型設(shè)定第一道次的應(yīng)變滿足靜態(tài)再結(jié)晶的發(fā)生條件。

1.1 初始組織模型

為了得到退火后的等軸晶組織，我們隨機(jī)選取一定數(shù)目的元胞作為晶核，晶核數(shù)目可根據(jù)預(yù)先確定的初始晶粒半徑R計(jì)算得到：

(1)

式中：N0為形核數(shù)目；LCA是六邊形元胞的邊長；NCA為元胞總數(shù)。

1.2 動態(tài)再結(jié)晶模型

當(dāng)前模型假設(shè)母相初始位錯密度均勻分布。對再結(jié)晶晶粒，其位錯密度隨變形進(jìn)行從0增加到一個(gè)飽和值。熱變形過程中，位錯密度演變?nèi)Q于兩個(gè)相互競爭的過程，分別是加工硬化和動態(tài)回復(fù)軟化。當(dāng)前模型考慮了大尺寸第二相粒子附近位錯密度ρ的增加，采用改進(jìn)的Kocks-Mecking方程計(jì)算位錯密度演變[18-19]：

(2)

式中：b為伯格斯矢量；λ是平均粒子間距；k1為硬化系數(shù)；k2為軟化系數(shù)，t為時(shí)間，ε為應(yīng)變。

變形后試樣的流變應(yīng)力σ取決于平均位錯密度ρmean，可由下式計(jì)算[18]：

(3)

平均位錯密度ρmean可由下式求得：

(4)

式中，ρi為第i個(gè)元胞處的位錯密度。

動態(tài)再結(jié)晶形核率取決于變形溫度和應(yīng)變速率[3]：

(5)

在當(dāng)前的模型中，當(dāng)某一元胞滿足下面條件時(shí)，該元胞處將以一定概率發(fā)生動態(tài)再結(jié)晶形核：(1)該元胞位于晶界上；(2)元胞的位錯密度大于臨界位錯密度ρc，其值由下式求得[20]：

(6)

式中：γ為晶界能；M為晶界遷移率；l為位錯平均自由程；τ為線位錯能，b為伯格斯矢量。

再結(jié)晶晶粒長大過程主要是應(yīng)變誘導(dǎo)晶界遷移過程，晶界遷移速率V由經(jīng)典的晶粒長大方程求得

V=MP

(7)

式中：M為晶界遷移率，晶界遷移率M可由下式求得[21]：

(8)

式中：δ為晶界厚度；k代表Boltzman常數(shù)；Db為晶界自擴(kuò)散系數(shù)；Qb為擴(kuò)散激活能；b為伯格斯矢量。

(9)

式中：ri為再結(jié)晶晶粒半徑；ρm和ρd分別為母相和再結(jié)晶晶粒處的位錯密度；γ為晶界能。

1.3 靜態(tài)回復(fù)模型

靜態(tài)回復(fù)過程的位錯密度演變可由下式計(jì)算[3]

(10)

式中：ρ0為回復(fù)前的初始位錯密度；t為時(shí)間；c是與溫度有關(guān)的函數(shù)，恒溫下其值為常數(shù)。當(dāng)前模型認(rèn)為靜態(tài)回復(fù)和應(yīng)變速率及動態(tài)軟化系數(shù)有關(guān)，采用方程如下[3]

(11)

1.4 靜態(tài)再結(jié)晶和亞動態(tài)再結(jié)晶模型

靜態(tài)再結(jié)晶形核是一個(gè)熱激活的過程,需要一定的孕育期。當(dāng)前模型中亞動態(tài)再結(jié)晶和靜態(tài)再結(jié)晶發(fā)生條件設(shè)定如下：如果變形過程中的動態(tài)再結(jié)晶百分?jǐn)?shù)大于等于50%時(shí)，則道次間只有亞動態(tài)再結(jié)晶的發(fā)生；當(dāng)變形過程中的動態(tài)再結(jié)晶百分?jǐn)?shù)小于50%時(shí)，道次間會發(fā)生靜態(tài)再結(jié)晶，其形核率大小為[22]：

(12)

式中：Z為常數(shù)；VΩ(t) 為形核體積分?jǐn)?shù)；Qact為形核激活能；Hmin為發(fā)生靜態(tài)再結(jié)晶形核的最小儲存能(其值取決于再結(jié)晶臨界應(yīng)變)；H為變形儲存能,可由下式求得[13]：

(13)

式中：c和α為常數(shù)；μ為剪切模量；σ為流變應(yīng)力；Vr為摩爾體積分?jǐn)?shù)。

由于亞動態(tài)再結(jié)晶和靜態(tài)再結(jié)晶的晶粒長大驅(qū)動力也來自于變形能的降低，因此采用式(7)進(jìn)行計(jì)算。

1.5 晶粒長大模型

當(dāng)再結(jié)晶結(jié)束后，如果鎂合金溫度仍較高，則會發(fā)生晶粒長大。晶粒長大速率同樣可由式(7)計(jì)算。和初次再結(jié)晶過程不同的是，由于其主要驅(qū)動力為再結(jié)晶晶粒晶界能的降低。長大驅(qū)動力方程為

P=γκ

(14)

式中:γ為晶界能；κ表示曲率，其值由下式近似求得[23]：

(15)

式中:A為常系數(shù)，通常取1.28；LCA為元胞邊長；N為界面元胞鄰居，當(dāng)前模型中為24；Ni為鄰居元胞中屬于晶粒i的元胞；Ki為界面為平界面時(shí)鄰居元胞中屬于晶粒i的元胞，其值為15。上述計(jì)算曲率的方法被稱為Kink-Template方法，對于曲率計(jì)算模型更詳細(xì)的介紹，可參考文獻(xiàn)[23]。

2 CA模型的構(gòu)造

為了反映鎂合金密排六方晶體結(jié)構(gòu)，當(dāng)前模擬選用正六邊形元胞。模型采用了200×200元胞空間網(wǎng)格，元胞鄰居規(guī)則采用了Von Neumann最近鄰鄰居規(guī)則，圖1中黑色區(qū)域代表中心元胞，深灰色區(qū)域?yàn)猷従釉恢?。為了用有限的區(qū)域反映無限的空間，邊界條件選用周期型邊界。因此，盡管當(dāng)前模型采用了二維模擬，也可以一定程度上反映實(shí)際的晶粒組織分布。每個(gè)元胞代表如下狀態(tài)變量：(1)晶粒狀態(tài)變量；(2) 取向變量；(3) 位錯密度變量；(4)再結(jié)晶次數(shù)變量；(5)再結(jié)晶轉(zhuǎn)變分?jǐn)?shù)變量。鎂合金雙道次熱變形CA模型流程圖如圖2所示。

圖1 二維六邊形CA網(wǎng)格示意圖Fig.1 Schematics of 2-dimensional hexagonal CA lattice

圖2 雙道次熱變形過程CA模型流程圖Fig.2 Flowchart of CA model of the two-stage hot deformation

3 模擬結(jié)果與分析

為驗(yàn)證模型，將其應(yīng)用到AZ31B鎂合金雙道次熱壓縮過程，計(jì)算中用到的AZ31B鎂合金主要材料參數(shù)見表1。圖3為應(yīng)變速率為0.01 s-1，兩道次溫度分別為523 K和623 K條件下模擬得到的初始和每道次末微觀晶粒組織。圖3(a)為熱壓縮初始晶粒組織，其形狀近似球形，是按照區(qū)域飽形核算法和和隨機(jī)轉(zhuǎn)變長大規(guī)則得到的，為初始組織。圖3(b)和圖3(c)分別為第一道次和第二道次結(jié)束時(shí)再結(jié)晶組織，從圖中可以看出，隨著熱壓縮道次的增加，平均晶粒尺寸更小。

圖3 熱壓縮過程組織演變模擬結(jié)果 (a)初始組織；(b)第一道次末；(C)第二道次末Fig.3 Simulated microstructure evolution in hot compression process (1) initial structure; (2)1st pass; (2) 2nd pass

為了和雙道次結(jié)果進(jìn)行對比，采用動態(tài)再結(jié)晶過程CA模型對AZ31B鎂合金單道次熱壓縮過程進(jìn)行了模擬。圖4和圖5分別為不同溫度和不同應(yīng)變速率條件下，模擬和實(shí)驗(yàn)[24]得到的AZ31B鎂合金單道次熱壓縮過程應(yīng)力-應(yīng)變曲線。從圖中可以看到，模擬曲線和實(shí)驗(yàn)曲線基本一致，但部分工藝條件下存在差異。尤其是低溫(523 K，0.01 s-1)和高應(yīng)變速率(623 K，0.001 s-1)條件下，模擬得到的穩(wěn)態(tài)應(yīng)力更大。分析主要由于以下幾方面原因：(1)再結(jié)晶激活能大小和溫度有關(guān)，當(dāng)前模型沒有考慮其值隨溫度的變化，因此部分工藝條件下模擬結(jié)果和實(shí)驗(yàn)結(jié)果存在差異；(2)當(dāng)前模擬采用的形核率是平均形核率，其值是定值,而實(shí)際再結(jié)晶過程中，隨著變形的進(jìn)行，儲存能的增加，而形核率也相應(yīng)增大，因此模擬采用的形核率低于穩(wěn)態(tài)階段真實(shí)形核率，造成了模擬結(jié)果和實(shí)驗(yàn)結(jié)果的差異；(3)當(dāng)前模型忽略了動態(tài)再結(jié)晶過程第二相粒子激發(fā)形核機(jī)制，以及小尺寸第二相粒子對晶粒長大的釘扎效應(yīng)；(4)和實(shí)際相比，動態(tài)再結(jié)晶可形核區(qū)域和形核數(shù)目更小，也可能導(dǎo)致模擬得到的穩(wěn)態(tài)應(yīng)力偏大。

圖4為應(yīng)變速率為0.01 s-1,不同溫度(523-673K)條件下單道次熱壓縮應(yīng)力-應(yīng)變曲線。隨著變形溫度的升高，峰值應(yīng)力和穩(wěn)態(tài)應(yīng)力也相應(yīng)的降低。分析原因是更高的變形溫度條件下，臨界位錯密度值更低，動態(tài)再結(jié)晶更容易發(fā)生，加工硬化和再結(jié)晶軟化也更容易達(dá)到平衡。圖5為應(yīng)變速率對單道次熱壓縮過程應(yīng)力-應(yīng)變曲線的影響，對應(yīng)的變形溫度623 K，應(yīng)變速率(0.001～1 s-1)。從圖可以得出，隨著應(yīng)變速率的增加，峰值應(yīng)力和穩(wěn)態(tài)應(yīng)力也隨之增加。原因在于低應(yīng)變速率條件下，臨界位錯密度值更小，更易滿足臨界形核條件。

表1 AZ31B鎂合金的材料參數(shù)Table 1 Material parameters for AZ31B magnesium alloy

圖4 不同溫度條件下AZ31B單道次熱壓縮應(yīng)力 應(yīng)變曲線(0.01 s-1)Fig.4 Stress-strain curves for AZ31B at different temperatures (strain rate 0.01 s-1)

圖5 不同應(yīng)變速率條件下AZ31B單道次熱壓縮應(yīng)力 應(yīng)變曲線(623K)Fig.5 Stress-strain curves for AZ31B at different strain rates(623 K)

圖6給出了應(yīng)變速率為0.01 s-1，兩道次溫度分別為523 K和623 K條件下AZ31B雙道次熱壓縮模擬和實(shí)驗(yàn)[25]應(yīng)力應(yīng)變曲線。從圖6中可以得出，模擬結(jié)果和實(shí)驗(yàn)結(jié)果吻合較好。通過和圖4對比發(fā)現(xiàn)，第一道次的峰值應(yīng)力及應(yīng)變與單道次過程基本一致，但第二道次的值顯著低于單道次過程。分析原因有兩點(diǎn)：一方面由于道次間靜態(tài)回復(fù)、靜態(tài)或亞動態(tài)再結(jié)晶的發(fā)生使部分變形儲存能得到了釋放；另一方面，第一道次變形后晶粒組織包括發(fā)生了再結(jié)晶后的新生組織以及未再結(jié)晶組織，位錯密度不再是均勻分布。由以上分析可得出，采用多道次變形工藝可以顯著降低變形抗力。

圖6 AZ31B鎂合金雙道次熱變形應(yīng)力應(yīng)變曲線(變形 溫度為523 K和623 K，應(yīng)變率為0.01 s-1)Fig.6 Stress-strain curves for AZ31B at the temperature 523 K and 623 K, strain rate 0.01 s-1

圖7 AZ31B鎂合金雙道次熱變形應(yīng)力應(yīng)變曲線(變形 溫度623 K，應(yīng)變率為0.01 s-1和0.1 s-1)Fig.7 Stress-strain curves for AZ31B at the temperature 1273 K, strain rate 0.01 s-1 and 0.1 s-1

圖7為變形溫度為623 K,兩道次應(yīng)變率分別為0.01 s-1和0.1 s-1條件下的AZ31B雙道次熱壓縮模擬和實(shí)驗(yàn)[25]應(yīng)力應(yīng)變曲線。 從圖7可以看到，盡管存在一些差距，模擬結(jié)果和實(shí)驗(yàn)結(jié)果基本一致。差異的原因主要是當(dāng)前模型在再結(jié)晶激活能和形核率計(jì)算中進(jìn)行了簡化，并且忽略了合金中第二相粒子對再結(jié)晶過程影響。當(dāng)應(yīng)變速率由0.01 s-1增加到0.1 s-1，第二道次流變應(yīng)力顯著增加;但是，和同應(yīng)變速率條件下單道次變形(圖4)相比，峰值應(yīng)力和穩(wěn)態(tài)應(yīng)力都相對較低。原因是盡管道次間發(fā)生了亞動態(tài)再結(jié)晶、靜態(tài)回復(fù)和靜態(tài)再結(jié)晶等物理過程，但儲存能并沒有完全釋放，殘余儲存能的存在使第二道次動態(tài)再結(jié)晶發(fā)生更容易進(jìn)行。因此，多道次變形流變應(yīng)力曲線不能簡單依照單道次變形推斷，多道次變形條件下，必須考慮殘余儲存能的影響。

圖8給出了的兩道次變形溫度分別為623K和523K，應(yīng)變?yōu)?.01 s-1時(shí)，模擬得到的不同道次間隔時(shí)間的應(yīng)力應(yīng)變曲線。圖中三條曲線對應(yīng)道次間隔時(shí)間分別為30 s，60 s和120 s。模擬結(jié)果表明，隨著道次間隔時(shí)間的增加，第二道次峰值應(yīng)力更低。另外，隨著第二道次變形進(jìn)行，其穩(wěn)態(tài)應(yīng)力趨于一致。這是由于道次間隔時(shí)間越長，則道次間的靜態(tài)回復(fù)效應(yīng)越強(qiáng)，位錯密度降低的越多。因此，增加道次間隔時(shí)間，可以使下一道次變形更容易進(jìn)行。

圖8 不同道次間隔條件下AZ31B鎂合金雙道次熱變形 模擬應(yīng)力應(yīng)變曲線(623 K，0.01 s-1)Fig.8 Stress-strain curves for AZ31B during different intervals at the temperature 623 K, strain rate 0.01 s-1

圖9為不同第一道次應(yīng)變條件下得到的AZ31B鎂合金雙道次熱壓縮模擬應(yīng)力-應(yīng)變曲線。從圖9可以發(fā)現(xiàn),不同第一道次應(yīng)變得到的應(yīng)力-應(yīng)變曲線的開始部分是基本重合的。第一道次應(yīng)變較大時(shí)，滿足臨界變形條件，發(fā)生了動態(tài)再結(jié)晶。隨著第一道次應(yīng)變增加，第二道次流變應(yīng)力趨于減小，但最終的穩(wěn)態(tài)應(yīng)力趨于一致。原因是由于第一道次動態(tài)再結(jié)晶的細(xì)化了晶粒，使第二道次動態(tài)再結(jié)晶更容易發(fā)生。因此，第一道次變形可以細(xì)化晶粒，降低第二道次的變形抗力。實(shí)際生產(chǎn)中，通過調(diào)整多道次變形工藝可以降低變形抗力、節(jié)省能源。

圖9 不同第一道次應(yīng)變AZ31B鎂合金雙道次熱變形應(yīng)力 應(yīng)變曲線(溫度623 K，應(yīng)變率0.01 s-1和 0.1 s-1)Fig.9 Stress-strain curves for AZ31B during different first-stage strain (623 K, strain rate 0.01s-1 and 0.1 s-1)

4 結(jié) 論

(1)考慮鎂合金晶體結(jié)構(gòu)，以及多道次熱變形過程各物理過程，建立了鎂合金雙道次熱變形過程的CA模型。利用模型對AZ31B鎂合金單道次和雙道次熱壓縮過程進(jìn)行了模擬，討論了變形溫度、應(yīng)變速率、初始晶粒尺寸、第一道次變形量以及道次間隔時(shí)間對應(yīng)力應(yīng)變曲線的影響。

(2)對不同變形溫度和應(yīng)變速率條件下單道次熱壓縮過程，以及不同變形溫度、應(yīng)變速率、第一道次應(yīng)變和道次間隔時(shí)間條件下雙道次熱壓縮過程進(jìn)行了模擬，模擬結(jié)果和實(shí)驗(yàn)結(jié)果吻合較好。

(3)在雙道次變形加工中，由于第一道次變形提供了更細(xì)小的晶粒組織和殘余的變形儲存能，使第二道次變形比第一道次更容易發(fā)生。模擬結(jié)果還表明，當(dāng)?shù)谝坏来螞]有發(fā)生完全動態(tài)再結(jié)晶轉(zhuǎn)變時(shí)，適當(dāng)增加道次間隙時(shí)間或第一道次變形量可以使靜態(tài)和亞動態(tài)再結(jié)晶轉(zhuǎn)變進(jìn)行的更充分，降低第二道次變形抗力。

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(責(zé)任編輯：張 崢)

Simulation of Flow Stress Characteristic During Two-stage Hot Deformation Process in AZ31B Magnesium Alloy

DENG Xiaohu1,2, HU Xiaodong3, ZHAO Hongyang3, JU Dongying4

(1.Tianjin Key Laboratory of High Speed Cutting and Precision Machining, Tianjin University of Technology and Education, Tianjin 300222, China; 2.Tianjin Digital Manufacture Engineering Center of Die & Mould, Tianjin University of Technology and Education, Tianjin 300222, China; 3.School of Materials Science and Engineering, Liao Ning University of Science & Technology, Anshan 114051, Liaoning China; 4.Advanced Science Research Laboratory，Saitama Institute of Technology, Saitama 369-0293, Japan)

A 2-D CA model has been developed to simulate two-stage hot deformation processing of magnesium (Mg) alloy. Based on the fact that Mg has an HCP crystal structure with six-fold symmetry, the model employs hexagonal CA lattice. The physically-based model has integrated the effects of individual metallurgical phenomena related with the hot deformation, including dynamic recrystallization (DRX), static recovery, static recrystallization (SRX), meta-dynamic recrystallization (MDRX) and grain growth, etc. The model is validated by simulating single-stage and two-stage hot compression tests of AZ31B. The effects of temperature, strain rate, the interval and pre-strain on stress-strain curves are investigated. The calculated results are compared with the available experimental findings in AZ31B Mg alloy, and the simulated results agree well with the experimental results and theoretical models.

AZ31B；two-stage hot compression；flow stress characteristic；cellular automaton

2016-10-17；

2016-12-11

天津科技創(chuàng)新體系及平臺建設(shè)計(jì)劃(14TXGCCX00011)；天津市高等學(xué)校創(chuàng)新團(tuán)隊(duì)培養(yǎng)計(jì)劃(TD12-5043)

鄧小虎(1984—)，男，博士，副教授，主要研究方向?yàn)樗苄约庸み^程仿真，(E-mail)dengxh@tute.eu.cn。

10.11868/j.issn.1005-5053.2016.000232

TG111.7

A

1005-5053(2017)03-0030-07