基于伺服壓力機鎂合金冷壓縮組織和硬度研究

陳名濤，肖小亭，程永奇，黃育忠，楊長毅

(廣東工業(yè)大學材料與能源學院，廣州 510006)

鎂合金具有眾多優(yōu)點受到廣泛關注，且室溫成形的鎂合金產(chǎn)品力學性能好，對設備要求低.但鎂合金作為密排六方(HCP)結構材料，其滑移系少，室溫下塑性變形容易破裂，從而限制了鎂合金室溫成形的發(fā)展［1-3］.目前，受設備的限制，大部分鎂合金室溫成形的研究主要在液壓機的恒速模式下進行［4-6］，鮮有關于變速模式對鎂合金室溫成形研究方面的報道.

相比普通曲柄壓力機和液壓機，伺服壓力機能夠實現(xiàn)速度和位移的可控，為鎂合金成形工藝提供了新的發(fā)展思路［7-8］.MATSUMOTO 等［9］采用伺服壓力機在高溫下進行了鎂合金鐓粗實驗，研究結果表明，減速模式能使鎂合金成形極限提高30%.程永奇等［10］采用伺服模式進行鎂合金反擠壓實驗，獲得了較好的產(chǎn)品效果.本文作者前期采用機械伺服壓力機在變形溫度為300℃下進行鎂合金鐓粗實驗發(fā)現(xiàn)，曲柄減速模式下有利于細化鎂合金晶粒，提高其力學性能［11］.因此，伺服壓力機在鎂合金塑性成形方面顯示其潛能.

本文基于伺服壓力機進行鎂合金室溫壓縮實驗研究，以曲柄勻速驅動和曲柄單向減速驅動兩種模式進行對比，研究鎂合金變速模式微觀組織和硬度變化，以期為鎂合金室溫變速成形工藝提供理論依據(jù).

1 實驗

實驗材料采用鑄態(tài)鎂合金AZ31，其成分為Mg-3%Al-1%Zn.將鎂錠在400℃和10 h下進行均勻化退火處理，沿鑄錠軸線取Φ10 mm×15 mm的圓柱試樣.采用GPS1100機械伺服壓力機進行鎂合金室溫壓縮實驗.以曲柄勻速驅動模式(A)和曲柄單向減速驅動模式(B)為變形速率進行壓縮實驗，本實驗勻速驅動模式和單向減速驅動模式是基于壓力機曲柄轉速的恒定和變化而定，圖1為由曲柄轉速轉化為滑塊的變形速率-變形量曲線.變形量為 5%、10%、15%、20%、25%和30%.由圖1可以看到，變形量為30%時，試樣斷裂.壓縮后沿著軸線取試樣橫截面經(jīng)過磨光和拋光再進行腐蝕后，在MR5000光學顯微鏡下進行金相組織觀察，金相觀察區(qū)域(大變形區(qū))如圖2所示，腐蝕劑為4.2 g苦味酸+10 mL水+10 mL乙酸+100 mL無水乙醇.采用HV-1000維氏硬度計進行試樣硬度檢測，每個試樣取3個點進行測試，加載壓力為0.98 N，保壓20 s，測量其對應的棱形對角線長度，查表獲得硬度值.

圖1 兩種壓縮變形速率曲線

結合有限元對鎂合金在不同速度模式下壓縮行為進行模擬分析，為減少模擬時間，壓縮試樣采用1/4簡化對稱模型.模型尺寸與壓縮實驗尺寸一致，壓縮模具設置為剛性，最小網(wǎng)格單元體尺寸為0.325 mm.模具和試樣間的摩擦條件為剪切摩擦，摩擦系數(shù)為0.12，變形溫度設置為室溫.

圖2 金相觀察區(qū)域示意圖

2 結果與討論

2.1 變形量對微觀組織的影響

鎂合金鑄錠經(jīng)過均勻化處理后，晶粒粗大且不均勻，平均晶粒尺寸約為93 μm，第二相基本消失，均勻化處理后的微觀組織如圖3所示.

圖3 鎂合金均勻化處理后組織

圖4是兩種變形速率下不同變形量的鎂合金組織形貌，可以看到，當變量為5%時，如圖4(a)和(f)，少量粗大晶粒內部產(chǎn)生寬度較大的孿晶組織，多組孿晶基本平行且數(shù)量較少.隨著變形量的增大，孿晶細而長，且密度增大，多組平行孿晶相互交錯，形成一定角度.變形量為25%時，細長的平行孿晶交錯纏結布滿整個組織形貌.

作為密排六方結構的材料，鎂合金在室溫下可以啟動的滑移系少，孿生則使得晶粒轉向為有利取向，促進新的滑移和孿生進行.與滑移相似，需要達到一定的臨界切應力才能發(fā)生孿晶，通常孿晶所需臨界切應力比滑移的大，因此，應力集中處多為孿生發(fā)生的區(qū)域［12］.當變形量小時，應力集中程度弱，同時，與細晶相比，粗晶內位錯滑移程度大，晶界附近的應力集中更為明顯，導致變形程度小時，少量孿晶產(chǎn)生于粗大晶粒內.隨著變形量增大，應力集中加劇以及晶粒轉向更多趨于有利于進一步孿生的發(fā)生，使得孿晶數(shù)量增多［13-14］.

圖4 兩種變形速率下不同變形量的組織形貌

此外，從孿晶形貌上可分為拉伸孿晶和壓縮孿晶，拉伸孿晶形貌通常為透鏡凸起狀，壓縮孿晶形貌通常為窄帶扁平狀［4，15］.圖 4(a)和(f)所示為拉伸孿晶，圖4(d)和(i)為壓縮孿晶.有研究表明［16］:孿晶為拉伸孿晶，因其位錯芯寬，可動性較強，易于發(fā)生;孿晶為壓縮孿晶，位錯芯細，發(fā)生所需能量高，可動性差，使得該孿晶只能向長度方向生長.因此，變形量由小變大，應力集中逐漸加劇，使得孿晶形貌和數(shù)量產(chǎn)生上述不同的影響效果.

2.2 變形速率對微觀組織的影響

孿生通常在低溫和高應變速率下發(fā)生，除溫度和變形量外，變形速率對鎂合金孿生組織具有重要影響.圖1所示為壓縮速度曲線，試樣變形速率較高，曲柄單向減速驅動模式(B)是基于曲柄勻速模式驅動模式(A)下進行減速.對比圖4(a)和(f)，變形量均為5%時，曲柄單向減速驅動模式下孿晶寬度大，長度較短;曲柄勻速驅動模式下孿晶長而細.變形速率大，應力集中更嚴重，為孿生提供能量更多，圖5(a)與(b)和圖6(a)與(b)為通過有限元分析所得兩種速度模式下，在變形初期試樣等效應變速率和等效應力分布云圖，金相觀察區(qū)域對應的等效應力和等效應變速率均明顯集中，曲柄勻速驅動模式下觀察區(qū)域的等效應變速率較高，約為2.38 s-1，使得產(chǎn)生窄帶扁平狀的孿晶趨勢增強;曲柄單向減速驅動模式對應的等效應變速率較小，約為1.9 s-1，在此階段則趨于產(chǎn)生凸起狀孿晶，寬而短.隨著變形繼續(xù)進行，孿晶形貌由透鏡狀轉變?yōu)榧氶L孿晶，曲柄勻速驅動模式下孿晶分布較為散亂，不同方向的孿晶交錯;而曲柄單向減速驅動模式下孿晶分布較為規(guī)律，多組平行孿晶相互交叉，孿晶致密且數(shù)量多.

圖5(c)和圖6(c)為試樣在曲柄勻速驅動模式下25%變形量的等效應變速率和等效應力云圖，可以看到，檢測區(qū)域的等效應變速率仍高達1.71 s-1，等效應力為370 MPa.這表明試樣變形過程中應力集中較為嚴重，孿生容易發(fā)生，導致晶粒內孿晶基本保持一個方向，僅有少量孿晶相互交叉;另一方面，由于速度較快，晶粒取向來不及轉為有利于進一步孿生發(fā)生的方向，使得孿生無序發(fā)生.圖5(d)和圖6(d)是曲柄單向減速驅動模式下，試樣的等效應變速率和等效應力云圖，可以看到，檢測區(qū)域變形速率小于0.15 s-1，且等效應力減小，整個過程中減速幅度較大，每個晶粒內多組可能發(fā)生的孿晶系具有足夠的時間進行孿生，因此，曲柄單向減速驅動模式出現(xiàn)多組平行孿晶相交現(xiàn)象.劉天模和夏偉軍等［5-6］采用不同恒定變形速率進行了鎂合金室溫壓縮實驗，結果表明，隨著變形速率的增高，孿晶致密，孿晶基本保持一致方向.而在低速下，多組平行孿晶交叉.

圖5 試樣等效應變速率分布云圖(s-1)

圖6 試樣等效應力分布云圖(MPa)

2.3 變形速率對試樣硬度的影響

圖7為兩種速度模式下試樣硬度和變形量變化曲線，可以看到，兩種速度模式下硬度變化呈現(xiàn)先增大后減少再增大的趨勢.這可能是由于在變形初期，變形速率大，加工硬化程度迅速上升，導致硬度增大.變形速度降低，孿生應力提高，從而一定程度抑制了孿生的發(fā)生，硬度則降低［15］.變形量的增加，速度控制對硬度的貢獻并不是主要因素，兩種速度模式下硬度值趨于一致.與曲柄勻速驅動模式相比，曲柄單向減速驅動模式下硬度總體較小.這是因為所需應力隨著變形速率減小而提高［17］，因此，曲柄單向減速驅動模式下孿生取代滑移進行的幾率減小，孿生產(chǎn)生的傾向減小，則材料硬度在曲柄單向減速驅動模式下整體較小.

圖7 兩種速度模式下硬度變化

圖8為有限元分析得到的兩種速度模式下試樣壓縮所需載荷變化圖.由圖8可知，試樣壓縮所需的載荷迅速增加至約4 000 N，隨著變形繼續(xù)進行，載荷增加速率減緩.變形量小于10%時，兩種速度模式下試樣壓縮所需要的載荷基本相等.曲柄勻速驅動模式和曲柄單向減速驅動模式下試樣所需最大載荷分別約為11 800和10 800 N，曲柄單向減速驅動模式下試樣壓縮所需載荷整體較小.結合上述硬度變化可知，曲柄勻速驅動模式和單向減速驅動模式在最終成形階段硬度基本達到相同，這表明在獲得相同性能前提下，曲柄單向減速驅動模式有利于降低試樣的成形力，降低設備噸位要求，有助于能源節(jié)約.

圖8 兩種速度模式下壓縮載荷變化(有限元分析結果)

3 結 論

1)在曲柄勻速驅動和曲柄單向減速驅動兩種模式下，變形初期主要在粗大晶粒內形成少量平行的拉伸孿晶，隨著變形量增大，應力集中加劇，孿晶密度增大，孿晶數(shù)量增多且相互交叉.

2)曲柄單向減速驅動模式下，變形試樣微觀組織呈現(xiàn)多組平行孿晶相互交叉，孿晶分布較為規(guī)律，孿晶形貌由透鏡凸起狀轉變窄帶扁平狀;曲柄勻速驅動模式下，試樣少量平行孿晶相互交叉，分布較為集中，孿晶形貌以窄帶扁平狀的壓縮孿晶為主.

3)與曲柄勻速驅動模式相比，曲柄單向減速驅動模式下壓縮試樣整體硬度較小，但最終變形階段其硬度與曲柄勻速驅動模式下基本相等，試樣壓縮所需的載荷較小.采用單向減速模式有利于在保證性能前提下，節(jié)約能源.

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