AZ31鎂合金不同擠壓速度下的組織演變及力學性能研究

韓修柱，田政，臧曉云，肖陽，張高龍，于洋

AZ31鎂合金不同擠壓速度下的組織演變及力學性能研究

韓修柱1,2，田政1，臧曉云1，肖陽3，張高龍4，于洋2

（1.北京空間飛行器總體設(shè)計部，北京 100094；2.哈爾濱工業(yè)大學 材料科學與工程學院，哈爾濱 150001；3.鄭州輕研合金科技有限公司鄭州 450041；4.天津航天機電設(shè)備研究所，天津 300301）

針對AZ31鎂合金材料在擠壓成形過程中變形較為困難的問題，研究AZ31鎂合金在不同擠壓速度下的微觀組織和力學性能演化規(guī)律。采用DEFORM–2D軟件對0.5、3、12、20 mm/s這4種擠壓速度下材料擠壓變形過程中的材料流動趨勢、應(yīng)變場、應(yīng)力場和溫度場等進行數(shù)值模擬和分析。AZ31鎂合金材料的擠壓溫度場隨著擠壓速度的增加顯著升高，不同速度擠壓后坯料的溫度模擬值與實驗結(jié)果實測值的變化趨勢吻合。隨著擠壓速度的增大，材料的晶粒尺寸先增大后減小，0.5、3、12、20 mm/s這4種速度擠壓后的晶粒尺寸分別為1.0、0.9、1.4、1.1 μm，變形材料的加工硬化率呈現(xiàn)出先增大后減小的趨勢。在0.5 mm/s的擠壓速度下，材料內(nèi)部的微觀組織均勻性較差，然而強度較高，抗拉強度約為416 MPa；在擠壓速度為12 mm/s時，合金的晶粒組織最均勻，同時其綜合力學性能較好，屈服強度為220 MPa，伸長率為17.3%，其加工硬化率也達到最大，為0.184。通過DEFORM數(shù)值模擬能夠為鎂合金擠壓變形提供指導。對于鎂合金擠壓變形，采用較低的擠壓速度（約0.5 mm/s）對AZ31鎂合金進行擠壓變形，能夠獲得強度較高、伸長率相對偏低的擠壓棒材，采用較高的擠壓速度（約12 mm/s），則更有利于獲得綜合性能優(yōu)良的鎂合金擠壓棒材。

擠壓速度；AZ31鎂合金；組織；力學性能

鎂合金作為最輕質(zhì)的金屬結(jié)構(gòu)材料，在航空航天等領(lǐng)域具有巨大的潛在應(yīng)用價值[1-4]。由于材料固有的本質(zhì)屬性，鎂合金的塑性變形較為困難，在制備大規(guī)格的鍛件、板材過程中仍存在較大的工程技術(shù)瓶頸[5-8]。為了進一步降低空間航天器的結(jié)構(gòu)重量，已有多種型號的鎂合金應(yīng)用于衛(wèi)星、飛船和深空探測器結(jié)構(gòu)中，其中較為典型的為衛(wèi)星蜂窩夾層結(jié)構(gòu)中的金屬內(nèi)置件，目前已部分采用鎂合金/鎂鋰合金材料代替原來的高強鋁、2×××鋁合金。以一顆大型的遙感衛(wèi)星為例，蜂窩夾層結(jié)構(gòu)中的內(nèi)置件數(shù)量最多可達30 000，內(nèi)置件若均采用鎂合金材料替代鋁合金材料，整星結(jié)構(gòu)減輕的質(zhì)量可達約120 kg，效果十分明顯。但是，鎂合金的強度相對較低，在對內(nèi)置件強度要求較高的位置仍不可能大規(guī)模采用鎂合金材料。因此，亟需開展更高強度的鎂合金棒材擠壓制備研究，進而制備高強度鎂合金擠壓棒材，以滿足遙感衛(wèi)星結(jié)構(gòu)對高強度鎂合金內(nèi)置件的需求。

AZ系列鎂合金雖然在國內(nèi)外已經(jīng)開展了大量研究，但由于鎂合金的層錯能較低，對擠壓速度較為敏感，為了弄清楚擠壓速度與鎂合金變形、材料流動、微觀組織和力學性能等之間的關(guān)系，文中選擇傳統(tǒng)的AZ31鎂合金作為研究對象，根據(jù)反向溫度場工藝開展擠壓速度對合金微觀組織和性能的影響研究[13-14]，并針對性地開展擠壓速度對材料變形和流動的數(shù)值模擬分析，同時揭示擠壓速度對材料變形、微觀組織和力學性能的影響規(guī)律，為后續(xù)高強度鎂合金內(nèi)置件的制備和工程應(yīng)用提供支撐。

1 實驗

1.1 材料

所用的原始材料為AZ31鎂合金擠壓棒材，擠壓棒材是在原始鑄態(tài)坯料的基礎(chǔ)上，首先經(jīng)過300 ℃、12 h的均勻化處理，之后采用擠壓比為10︰1的擠壓工藝得到的棒材，規(guī)格為16 mm×40 mm，擠壓實驗過程中采用石墨油基潤滑，原始坯料的成分如表1所示，擠壓后的金相組織如圖1所示，擠壓后棒材的抗拉強度、屈服強度和伸長率分別為240 MPa、155 MPa和14%。

表1 AZ31鎂合金的熱擠壓棒坯化學成分

Tab.1 Chemical composition of hot-extruded billet of AZ31 Mg alloy wt.%

圖1 原始狀態(tài)AZ31鎂合金的金相組織

1.2 有限元模擬

為了能夠更好地研究AZ31鎂合金棒材的最優(yōu)擠壓工藝，提前預判擠壓過程中的塑性變形問題，并提出針對性的解決和預防措施，在對AZ31鎂合金進行第2次擠壓前，對合金在不同擠壓速度下的變形和材料流動規(guī)律進行數(shù)值模擬。采用DEFORM–2D對擠壓過程的溫度場、等效應(yīng)力場、等效應(yīng)變場、速度場等進行分析，模擬的工藝參數(shù)如下：擠壓比為4︰1，擠壓棒材的直徑為16 mm，試樣與工具間的導熱系數(shù)為11 W/(m·K)，采用油基石墨潤滑，摩擦因數(shù)為0.025。

1.3 擠壓工藝

文中AZ31鎂合金的擠壓實驗在315 t（設(shè)備噸位）普通液壓機上進行，在原始擠壓棒材（原始坯料）的基礎(chǔ)上，對AZ31鎂合金棒材在20、12、3、0.5 mm/s這4種速度（擠壓沖頭的速度）下進行第2次擠壓，擠壓比為4︰1，將直徑為16 mm的棒材擠壓成8 mm的棒材，擠壓過程中采用石墨油基潤滑，第2次擠壓后獲得的棒材規(guī)格為8 mm×140 mm。表2為擠壓過程中相應(yīng)的工藝參數(shù)。

表2 擠壓速度、模具溫度和坯料溫度工藝參數(shù)

Tab.2 The parameters of extrusion velocity, die temperature and billet temperature

2 結(jié)果與分析

2.1 AZ31鎂合金不同擠壓速度下的數(shù)值模擬分析

2.1.1 4種擠壓速度的擠壓力特征

圖2為不同擠壓速度下擠壓行程與擠壓力的曲線。隨著擠壓速度減小到0.5 mm/s，擠壓力明顯增大到160 kN。這主要是由于在低速下擠壓時，形變強化的速度要比動態(tài)再結(jié)晶產(chǎn)生的軟化速度快，得到的組織大部分是變形組織，而金屬的形變強化導致在低速擠壓時所需的擠壓力更大。

圖2 4種擠壓速度下擠壓行程–擠壓力曲線

2.1.2 溫度場模擬結(jié)果分析

2.1.2.1 不同擠壓速度對溫度場的影響

圖3為不同擠壓速度下剛進入變形階段的溫度場分布情況，擠壓速度為3、12、20 mm/s時，溫度場分布比較一致，未進入擠壓區(qū)的等溫曲線均為下凹曲線。速度為0.5 mm/s時，未進入變形階段的坯料表層溫度和心部溫度基本一致，這主要是因為較低速度下未變形區(qū)的溫度場分布主要受模具溫度熱傳導的影響，在低速情況下模具向坯料進行了大量的熱傳導，使坯料的溫度接近模具的溫度。在相對較高的速度下，模具的熱量不能充分傳導至心部，所以心部溫度較低。在變形區(qū)，隨著擠壓速度的增加，變形區(qū)的溫度升高，變形區(qū)的等溫線為上凸形，說明坯料表層溫度低于心部溫度，因而可以認為在100 ℃擠壓時，擠壓熱效應(yīng)是擠壓過程中坯料溫度場變化的主要影響因素。另外，在4種擠壓速度下，最高溫度均集中在變形區(qū)。在不同的擠壓速度下，出?？诘臏囟纫膊煌?。擠壓速度為0.5 mm/s時，出?？诘臏囟葹?06～ 117 ℃；擠壓速度為3 mm/s時，出?？诘臏囟葹?26～ 135 ℃；擠壓速度為12 mm/s時，出模口的溫度為147～162 ℃；擠壓速度為20 mm/s時，出模口溫度為169～188 ℃。隨著擠壓速度的增加，變形區(qū)的溫度和出?？诘臏囟榷枷鄳?yīng)增大，主要是因為在較高的速度下，擠壓導致的熱效應(yīng)十分明顯，溫度有一定程度的升高。

圖3 不同擠壓速度下坯料的模擬溫度場曲線

2.1.2.2 同種擠壓速度不同變形階段的溫度場模擬分析

圖4為擠壓速度為3 mm/s時不同變形階段的溫度場，可以看出，在未變形區(qū)，等溫線是下凹曲線，說明坯料的心部溫度低于表面溫度，在經(jīng)過基本水平的等溫線（圖4中黃線）的過渡下，曲線逐漸變?yōu)橹虚g向上凸起的形狀，說明在變形區(qū)或接近變形區(qū)，坯料的心部溫度是高于表面溫度的。在未變形的區(qū)域，坯料的溫度主要受凹模熱傳導影響，隨著坯料逐漸向下運動，摩擦導致坯料的心部金屬比邊部金屬運動得快，運動不均勻?qū)е滦牟慨a(chǎn)生較多的熱量，因而心部溫度升高，變形區(qū)金屬的變形最大，產(chǎn)生了較多的熱量，曲線變?yōu)橹虚g向上凸起的形狀，該擠壓速度下溫升較小，未達到AZ31鎂合金的再結(jié)晶溫度，得到組織大部分是變形組織，大量變形帶附近有細小的再結(jié)晶晶粒出現(xiàn)，這說明雖然沒有達到再結(jié)晶溫度，但仍會有少部分區(qū)域可以形核并且長大。

圖4 擠壓速度為3 mm/s不同變形階段模擬溫度場分布

2.1.3 等效應(yīng)力場模擬分析

2.1.3.1 4種擠壓速度下應(yīng)力場分析

圖5為4種不同擠壓速度與等效應(yīng)力場的關(guān)系曲線?？梢钥闯觯?種擠壓速度下的等效應(yīng)力場基本一致，在未變形區(qū)，心部和邊部的應(yīng)力線基本處于水平位置。變形區(qū)邊部應(yīng)力大于心部應(yīng)力，特別是擠壓模角拐彎處的應(yīng)力最大。這主要是由于在擠壓過程中，心部金屬流動速度較邊部金屬快，熱效應(yīng)使溫度升高、變形抗力降低。邊部金屬在較大的剪切變形和摩擦作用下，發(fā)生了較大的塑性變形，造成鎂合金內(nèi)部變形不均勻，位錯相互交割纏繞產(chǎn)生局部應(yīng)力集中，使變形更加困難。隨著擠壓速度的升高，變形區(qū)相應(yīng)位置的應(yīng)力增大。

圖5 4種擠壓速度的模擬等效應(yīng)力場

2.1.3.2 同種擠壓速度不同變形階段等效應(yīng)力場

擠壓速度為3 mm/s時不同變形階段的等效應(yīng)力場見圖6。其主要特點為坯料進入擠壓變形區(qū)后，坯料心部應(yīng)力不斷增大，而與模壁接觸區(qū)域增加不顯著，形成心部應(yīng)力大于表面層區(qū)域應(yīng)力的狀態(tài)，當變形進入穩(wěn)定階段后，擠壓變形區(qū)中心區(qū)域形成最大應(yīng)力線為線，而在出?？趨^(qū)附近應(yīng)力線逐漸降低或過渡為線或者線，且出?？趨^(qū)沿坯料橫截面應(yīng)力分布均勻，等效應(yīng)力幾乎為平直線。在第1階段的變形區(qū)，應(yīng)力線為中心向上凸起的形狀，隨著擠壓的進行，變形進入穩(wěn)定階段后，應(yīng)力線基本處于水平。表明在塑性變形開動時所需的外部應(yīng)力相對較大，隨著塑性變形的持續(xù)進行，材料內(nèi)部滑移系逐漸運動，降低了局部的應(yīng)力水平，持續(xù)塑性變形所需的外部應(yīng)力較其開動時偏低，但維持在相對穩(wěn)定的水平。

圖6 擠壓速度為3 mm/s下不同變形階段模擬等效應(yīng)力場

2.1.4 等效應(yīng)變場模擬結(jié)果分析

2.1.4.1 4種擠壓速度下等效應(yīng)變場分析

圖7為4種擠壓速度下應(yīng)變場模擬分析結(jié)果，可以看出，4種擠壓速度下的等效應(yīng)變場基本相同，變形區(qū)的應(yīng)變曲線呈現(xiàn)出中心下凹的形狀，表明坯料變形區(qū)邊部的應(yīng)變大于心部的應(yīng)變，并且在出?？诟浇膽?yīng)變達到最大值，在通過模具的定徑帶后，坯料內(nèi)部的應(yīng)變繼續(xù)逐漸增大，但心部應(yīng)變小于邊部應(yīng)變的趨勢不變。這說明4種擠壓速度下的應(yīng)變狀態(tài)除受溫度場影響外，模具摩擦的影響也占有重要地位。也正是由于邊部受到摩擦的作用導致邊部溫度較高，因而邊部與心部比起來更易發(fā)生塑性變形，雖然在整個變形過程中，心部金屬的流動速度較大，但邊部金屬的變形最先開始發(fā)生。

2.1.4.2 同種擠壓速度不同變形階段等效應(yīng)變場模擬分析

速度為3 mm/s時，材料擠壓過程中4個階段等效應(yīng)變場分布情況的模擬分析結(jié)果見圖8?？梢钥闯觯?階段為坯料剛擠出形成擠壓變形的初始階段，擠壓變形首先是從坯料邊部開始，最大應(yīng)變區(qū)在變形區(qū)的邊部區(qū)。第2、3、4階段進入穩(wěn)定區(qū)后，擠壓變形區(qū)內(nèi)的應(yīng)變演化的主要特點為：在擠壓模具拐角區(qū)，應(yīng)變隨著坯料直徑變小而不斷增大。在通過模具的定徑帶之后，變形區(qū)沿橫截面的應(yīng)變分布趨勢較為均勻，邊部金屬應(yīng)變增大，芯部金屬應(yīng)變相對較小。

圖7 4種擠壓速度的模擬等效應(yīng)變場

圖8 擠壓速度為3 mm/s時4個變形階段等效應(yīng)變場模擬分析

2.1.5 4種擠壓速度下速度場的模擬分析

圖9為4種擠壓速度下擠壓坯料流動的速度場模擬情況，擠壓坯料的流動速度隨著擠壓變形區(qū)坯料截面積減小而不斷增大，在模具的定徑帶附近金屬流動速度達到最大。在擠壓棒材中心處明顯存在一個高速度區(qū)，擠壓速度為0.5 mm/s時，坯料中心的速度為1.74～2.07 mm/s，隨著擠壓速度的增大，坯料心部金屬流動速度也在逐漸增大，擠壓速度為20 mm/s時，中心的速度可達到70～74.8 mm/s。變形區(qū)坯料邊部和心部的速度也嚴重不均勻，心部較邊部快，這也是擠壓得到的棒材總存在尾坑和斷裂的主要原因。模具出口處定徑帶區(qū)域速度分布較均勻，出模具定徑帶后速度達到最大，坯料心部與表層速度差減小，有利于得到表面質(zhì)量較好的棒材。

圖9 4種擠壓速度下模擬速度場

2.2 擠壓速度對AZ31鎂合金擠壓力和溫度場的影響

2.2.1 擠壓力

在AZ31鎂合金擠壓過程中，通過擠壓機上的傳感器可以測出不同擠壓速度對擠壓力的影響，如表3所示。圖10為4種擠壓速度下擠壓力的實測值與模擬值之間的對比，可以看出，隨著擠壓速度的增大，擠壓力下降。這是由于AZ31鎂合金在較低速下擠壓時熱效應(yīng)產(chǎn)生的熱量較少，動態(tài)再結(jié)晶引起的軟化速度較加工硬化速度慢，得到的組織大部分是變形組織，因而變形抗力大，變形困難，而高速擠壓時，熱效應(yīng)產(chǎn)生的熱量較多，動態(tài)軟化速率較形變強化速率大，變形抗力較小，因而較低速擠壓時擠壓力要比較高速擠壓時大。

表3 不同擠壓速度下的擠壓力峰值

Tab.3 The peak value of extrusion pressure at different extrusion velocities

圖10 擠壓力的模擬值與實測值對比

2.2.2 擠壓后坯料溫度

在擠壓過程中，利用便攜式測溫儀測量剛擠壓出來的棒料溫度，以此來表現(xiàn)擠壓過程中產(chǎn)生的熱量。一般情況下，速度越高，擠壓過程中熱效應(yīng)引起的溫升越高。不同擠壓速度下棒材表面的溫度測試結(jié)果如表4所示，擠壓速度與擠壓后坯料溫度曲線如圖11所示?？梢钥闯觯S著擠壓速度的增大，得到的棒材溫度越高，這主要是由于擠壓速度較大時，擠壓過程中的擠壓熱效應(yīng)明顯，產(chǎn)生的熱量較多。在較低速擠壓時，擠壓熱效應(yīng)不明顯，擠壓過程所需的時間較長，熱效應(yīng)產(chǎn)生的熱量大部分散失，溫升較小，擠壓后棒材溫度也較低。擠壓過程中棒材的溫度模擬值與實測值變形趨勢一致。

表4 不同擠壓速度后棒材的溫度測試結(jié)果

Tab.4 The temperatures of billets at different extrusion velocities

圖11 棒材溫度的模擬與實測值對比

2.3 擠壓速度對AZ31鎂合金組織和力學性能的影響

2.3.1 AZ31鎂合金組織

圖12為不同擠壓速度下AZ31鎂合金的金相組織，可以看出，擠壓速度為0.5 mm/s時，得到的棒材組織大部分是變形組織，存在較多的變形帶，不同的變形帶沿著擠壓方向形成纖維組織，說明在此種速度下進行擠壓時，由于產(chǎn)生的熱量較少，不足以或很少發(fā)生動態(tài)再結(jié)晶。擠壓速度為3 mm/s時，組織中仍然有較多的變形帶和纖維組織，沿變形組織的周圍分布著許多細小的晶粒，這些晶粒尚未長大，呈等軸狀，主要是動態(tài)再結(jié)晶形成的細小晶粒。隨著擠壓速度的增大，得到的棒材組織越來越均勻，變形組織越來越少，如圖12c所示。在此過程中，由于擠壓速度較高，擠壓熱效應(yīng)產(chǎn)生的熱量足以使坯料發(fā)生動態(tài)再結(jié)晶，變形帶附近形成的細小再結(jié)晶晶粒長大，但仍然有變形帶出現(xiàn)。擠壓速度為20 mm/s時，如圖12 d所示，在擠壓過程中雖然發(fā)生了動態(tài)再結(jié)晶，但由于擠壓過程產(chǎn)生的熱量較多，使再結(jié)晶組織異常長大，導致出現(xiàn)了非常大的晶粒，但此種速度下坯料儲存了較多的能量，為后續(xù)的熱處理工藝和靜態(tài)再結(jié)晶奠定了能量基礎(chǔ)。

隨著擠壓速度的增大，晶粒先增大后減小，0.5、3、12、20 mm/s這4種擠壓速度下的晶粒尺寸分別為1.0、0.9、1.4、1.1 μm，這主要是因為擠壓速度會影響擠壓熱效應(yīng)和變形組織的產(chǎn)生。在0.5 mm/s低速擠壓時，擠壓熱效應(yīng)產(chǎn)生的熱量在較長時間內(nèi)均勻散失，坯料吸收較少的熱量，得到的組織大部分是變形組織和少部分的動態(tài)再結(jié)晶組織。3 mm/s擠壓時，熱效應(yīng)產(chǎn)生熱量相對較多，動態(tài)再結(jié)晶組織主要在變形組織的周圍形核長大，這種剛形核的再結(jié)晶組織越多，則得到的晶粒尺寸越細小。12 mm/s擠壓時，擠壓過程中形核和長大的再結(jié)晶組織更多，由于在此擠壓過程中產(chǎn)生的熱量更多，因而晶粒相對較大，且均勻。20 mm/s擠壓時，由于擠壓進行過快，在擠壓時也產(chǎn)生了大量的熱量，某些晶粒異常長大，而有些地方才剛開始形核，造成晶粒大小不均勻。

圖12 4種擠壓速度下的金相組織

2.3.2 AZ31鎂合金性能

圖13為4種擠壓速度下AZ31鎂合金的真實應(yīng)力–應(yīng)變曲線?？梢钥闯?，在擠壓速度為0.5 mm/s時，其抗拉強度可達到420 MPa，伸長率為6.7%，在擠壓速度較低時得到的棒材強度較高。隨著擠壓速度的增大，強度降低，伸長率升高，主要是由于較低速擠壓時得到的組織大部分是變形組織，形變強化使強度升高。擠壓速度為12 mm/s時，其伸長率要比20 mm/s時更大，其抗拉強度為290 MPa左右。觀察金相組織可以發(fā)現(xiàn)，擠壓速度為12 mm/s時得到的坯料組織比20 mm/s時更均勻，雖然都有等軸狀的再結(jié)晶組織出現(xiàn)，但20 mm/s擠壓時，在擠壓過程中產(chǎn)生了較多的熱量，坯料發(fā)生動態(tài)再結(jié)晶，晶粒的異常長大使組織變得不均勻。另外由于擠壓過程相對較短，擠壓過程中的應(yīng)力場較高（見2.1.3節(jié)應(yīng)力場分析），仍然有部分變形組織存在，說明坯料雖然儲存了較多的能量，但擠壓后得到的組織仍然是再結(jié)晶組織和變形組織的混合組織，其中變形組織所占比例較小，如圖13d所示。

在AZ31鎂合金擠壓過程中，擠壓變形產(chǎn)生的形變強化和動態(tài)再結(jié)晶產(chǎn)生的軟化過程是影響鎂合金變形抗力的2個重要因素。在擠壓速度較低時，由于整個擠壓變形需在較長的時間內(nèi)完成，在此過程中形變強化的速率大于動態(tài)再結(jié)晶的軟化速率。因此隨著低速擠壓過程的進行，坯料的變形抗力逐漸升高，所需的擠壓力也逐漸增大。在較高速度下擠壓時，擠壓過程中的熱效應(yīng)促使合金內(nèi)部微觀組織發(fā)生了動態(tài)再結(jié)晶，動態(tài)再結(jié)晶的軟化速率大于形變強化的速率。因而隨著擠壓速度的增大，得到的擠壓后棒材的微觀組織大部分是等軸狀的動態(tài)再結(jié)晶組織，材料的擠壓變形抗力降低，所獲得的擠壓棒材的伸長率也相對較高。

圖13 4種擠壓速度真實應(yīng)力–應(yīng)變曲線

表5為4種擠壓速度與擠壓后棒材強度、伸長率之間的關(guān)系。可以看出，隨著擠壓速度的增加，強度總體呈下降趨勢，伸長率增大。屈服強度和抗拉強度變化趨勢相同。由于密排六方結(jié)構(gòu)的脆性特點，AZ31鎂合金的低溫和室溫的塑性很差，在較低的擠壓速度下，可以獲得屈服強度為390 MPa、抗拉強度為430 MPa而伸長率不低于6%的表面質(zhì)量良好的棒材，因而擠壓對AZ31鎂合金綜合性能的改善具有非常大的意義。

表5 4種擠壓速度與力學性能之間關(guān)系

Tab.5 The mechanical properties at different extrusion velocities

圖14為不同的擠壓速度與加工硬化指數(shù)之間的關(guān)系曲線，隨著擠壓速度的增大，加工硬化指數(shù)先增大后減小，在擠壓速度為12 mm/s時達到最大，隨后逐漸降低。

由金屬學塑性加工理論可知，金屬的塑性變形主要分為均勻塑性變形階段和集中塑性變形階段，其應(yīng)力與應(yīng)變之間的關(guān)系如式（1）所示。加工硬化率為應(yīng)力隨應(yīng)變的增長率，在拉伸過程中，當加工硬化率與該點的真實應(yīng)力相等時，試樣便開始出現(xiàn)頸縮。因而加工硬化率主要表征的是金屬材料在均勻塑性變形階段變形量的大小，值越大，表示隨著變形量的增加所需的應(yīng)力值增高較快，即材料的加工硬化趨勢較大。大的加工硬化能力可以保證形變過程中材料的變形能夠不斷傳播到材料的其他部分，而不會出現(xiàn)局部的應(yīng)力集中，從而使變形能夠均勻地持續(xù)進行。最終所導致的結(jié)果即為材料的均勻變形量大幅度增加，頸縮出現(xiàn)的時機相對較晚。

=kε(1)

式中：為真實應(yīng)力；為硬化系數(shù)，對同種狀態(tài)材料來說為定值；為真實應(yīng)變；為加工硬化率或硬化指數(shù)。

由圖14可知，擠壓速度為12 mm/s時的加工硬化率最大，為0.184，充分說明在此種速度下得到的棒材在室溫拉伸過程中的均勻變形量最大，能夠獲得較好的均勻塑性變形階段。在較低速和較高速的情況下，其加工硬化率都比較低，由組織分析也可看出，在速度較低或較高時，得到了變形組織和含有少量動態(tài)再結(jié)晶組織的混合組織或者晶粒異常長大的不均勻組織，在拉伸過程中，由于晶粒大小和取向相差太大，這種組織會造成變形很不均勻，過早出現(xiàn)頸縮階段。

圖14 4種擠壓速度與加工硬化指數(shù)關(guān)系曲線

3 結(jié)論

在不同擠壓速度下對AZ31鎂合金的擠壓過程進行了數(shù)值模擬，并對擠壓后的鎂合金棒材進行了微觀組織和力學性能分析，得到結(jié)論如下。

1）隨著擠壓速度的增大，溫度場顯著升高。在同種擠壓速度下的不同變形階段，未變形區(qū)的坯料心部溫度低于表面溫度，通過模具的定徑帶后，溫度逐漸降低。擠壓速度越大，擠壓時未變形區(qū)的溫度越低。

2）同種擠壓速度下，擠壓變形區(qū)中坯料心部應(yīng)力不斷增大，形成心部應(yīng)力大于表面層區(qū)域應(yīng)力的狀態(tài)，當變形進入穩(wěn)定階段后，變形區(qū)的應(yīng)力最大，而出?？趨^(qū)附近的應(yīng)力逐漸降低。出模口附近，坯料內(nèi)部的應(yīng)變達到最大值，在經(jīng)過定徑帶后，坯料內(nèi)部的應(yīng)變逐漸增大但仍是心部應(yīng)變小于邊部應(yīng)變。隨著擠壓速度的增大，擠壓過程中的速度場也逐漸增大，心部和邊部材料流動速度不均勻的趨勢越來越明顯。不同擠壓速度下的溫度與應(yīng)力、應(yīng)變、速度場等的變化趨勢與實驗中的測試結(jié)果吻合程度較好。

3）擠壓速度的增大并沒有帶來晶粒的持續(xù)細化，擠壓速度為12 mm/s時，獲得了較均勻的晶粒組織，而在較低和較高的擠壓速度下，均獲得了不均勻的組織，0.5 mm/s和3 mm/s時獲得的組織中含有較多的變形組織。20 mm/s時，組織基本上為異常粗大的晶粒和細化的再結(jié)晶組織的混合組織。

4）擠壓速度為12 mm/s時，力學性能較好，屈服強度為220 MPa，伸長率為17.3%。擠壓速度較低時，強度較高，最高屈服強度為416 MPa。擠壓速度為20 mm/s時，伸長率為16%，屈服強度為270 MPa。隨著擠壓速度的增大，加工硬化率先增大后減小，加工硬化率在12 mm/s時為0.184，均勻塑性變形時間較長，因而獲得了較大的變形量。

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Microstructure Evolution and Mechanical Properties of AZ31 Magnesium Alloy at Different Extrusion Velocities

HAN Xiu-zhu1,2, TIAN Zheng1, ZANG Xiao-yun1, XIAO Yang3, ZHANG Gao-long4, YU Yang2

(1. Beijing Institute of Spacecraft System Engineering, Beijing 100094, China; 2. Harbin Institute of Technology, Harbin 150001, China; 3. Zhengzhou Qingyan Alloy Technology Co., Ltd., Zhengzhou 450041, China; 4. Tianjin Aerospace Electromechanical Equipment Research Institute, Tianjin 300301, China)

According to the demand of spacecraft and relatively difficult of extrusion of AZ31 magnesium alloy, the paper aims to reveal the microstructure evolution and mechanical behaviors of AZ31 magnesium alloy at different extrusion speeds. the DEFORM-2D software is used to study the numerical simulation and analysis of material deformation and flow tendency at extrusion velocities of 0.5, 3, 12, 20 mm/s. The results show that the temperature field of extruded AZ31 magnesium alloy increases obviously with the increase of extrusion speed, and the simulation result of the temperature at different speeds is in good agreement with the measured value of the extruded AZ31 magnesium alloy. With the increase of extrusion speed, the grain size of the alloy increases at first and then decreases. The grain sizes of 0.5, 3, 12, 20 mm/s are 1.0, 0.9, 1.4, 1.1 μm respectively, and the work hardening rate of the extruded alloy also increases at first and then decreases. At the extrusion speed of 0.5 mm/s, the microstructure is less homogeneous, but the strength is higher. The ultimate tensile strength is 416 MPa. At the extrusion speed of 12 mm/s, the microstructure of the alloy is relatively homogeneous, the tensile yield strength and elongation are 220 MPa and 17.3%, respectively. The work hardening rate is 0.184. The numerical simulation method of DEFORM can provide guidance for the extrusion process of AZ31 magnesium alloy. The extruded alloy with high strength and low elongation can be obtained through extrusion process at the low extrusion speed (～0.5 mm/s). Nevertheless, the extruded alloy with excellent comprehensive properties can be obtained during extrusion process at the relatively extrusion speed (～12 mm/s), which suggests the advantage of the high extrusion speed in the extrusion process of the AZ31 magnesium alloy.

extrusion velocity; AZ31 magnesium alloy; microstructure; mechanical properties

10.3969/j.issn.1674-6457.2022.06.002

TG302

A

1674-6457(2022)06-0010-10

2021–08–01

裝備預先研究項目（50922010302）；中國空間技術(shù)研究院“杰青”人才項目

韓修柱（1985—），男，博士，高級工程師，主要研究方向為航天器結(jié)構(gòu)設(shè)計、鎂合金及鋁合金等輕質(zhì)材料的工程化應(yīng)用。

責任編輯：蔣紅晨