AZ31B鑄軋鎂合金板材的預變形溫熱拉深

劉志民，邢書明，鮑培瑋，李 楠，姚淑卿，張密蘭

(北京交通大學 機械與電子控制工程學院，北京100044)

鎂合金是目前最輕的結構金屬材料，它具有比強度和比剛度高、阻尼減震性好、電磁屏蔽效果好等優點，在航空、航天、汽車和電子領域具有很高的應用前景[1?3]。但由于鎂合金晶體結構是密排六方晶體結構，滑移系少，低溫塑性差，傳統軋制板材工藝困難，成材率低，成本高，制約其應用[4?5]。鑄軋工藝是將材料的連續鑄造和軋制結合在一起，以液態金屬為原料，直接在短時間內完成熔體的凝固和熱軋，具有流程短、成本低和組織細化等優點，已經受到國內外學者的廣泛關注[6?7]。由于冷卻速度快，鎂合金鑄軋板帶在晶粒得到細化的同時，還可改善凝固組織、減少宏觀偏析，提高鑄軋板帶材的力學性能[8?9]。近年來，隨著鎂合金鑄軋技術不斷提高，鑄軋板材的質量越來越高，使得進一步生產鑄軋鎂合金板材深加工產品成為可能。

鎂合金低溫塑性差，室溫下難以成形，而當成形溫度升高至225~400 ℃時，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、潤滑帶來諸多困難，特別是高溫下成形易導致晶粒異常長大，影響產品性能[10?11]。因此，研究 225 ℃以下的鎂合金溫熱成形工藝是未來鎂合金板材成形的發展方向。近幾年來，國內外學者對于鎂合金板材的溫熱沖壓成形進行大量的研究，并取得許多成果，但在成形過程中，主要是通過反復的交叉軋制和熱處理對板材微結構進行改善，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、能耗大、生產效率低，難以滿足未來材料成形發展的短流程、低成本的要求。近年來，預變形拉深工藝做為一種特種成形技術在汽車和航空工業獲得應用。其工作原理是先給板料預展變形，使之發生超過屈服點的伸長，在應力充分傳遞給板料各部分后，再用壓力機進行最終成形。預先產生超過屈服點的伸長可以帶來很多好處[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，所以成形后回彈小，殘余應力小；3) 誘導鎂合金發生動態再結晶形核，細化晶粒，使板料和成品的力學性能提高；4) 可以改變板料在沖頭接觸部分的應力狀態，減小拉深初期的開裂和起皺可能，提高其成形性能；5) 工藝裝備可以簡化。由此可見，利用鎂合金材料在熱力共同作用下容易發生動態再結晶的特點，將預變形成形技術與在線熱處理有機地給合起來，運用再結晶動力學原理對生產工藝參數進行優化，可以提高鎂合金板材在溫熱條件下的成形性能，并可以降低能耗、提高生產效率和改善產品性能。因此，預變形成形技術將成為鎂合金材料成形的一個新的發展方向。如果這種預變形成形技術能夠在鑄軋鎂合金板材的深加工中得到應用，對于推廣鑄軋鎂合金板材在各領域中應用，促進鎂工業發展有著重要的意義。

然而，目前還沒有關于利用預變形技術對鑄軋鎂合金板材進行沖壓成形的報道。為此，本文作者以圓筒形件為例，首次采用預變形技術對鎂合金鑄軋板材的溫熱拉深成形工藝進行研究，確定適合AZ31B鎂合金鑄軋板材溫熱成形的溫度范圍，分析預變形、沖頭溫度和凹模溫度對圓筒形件成形質量的影響，并分析鑄軋鎂合金圓筒形件的微觀組織演變，探討鑄軋鎂合金動態再結晶形核機制，為鎂合金鑄軋板材深加工探索一條可行的應用路線。

1 實驗

拉深實驗選用商用鑄軋鎂合金 AZ3lB的板坯,AZ31B板坯采用雙輥鑄軋技術生產。AZ31B鎂合金的合金成分如表1所列。拉深所用實驗樣品從鑄軋板坯直接機械切割得到，樣品為厚3.3 mm、直徑96 mm的圓片。

表1 實驗用鎂合金的化學成分Table 1 Chemical composition of experimental Mg alloy(mass fraction, %)

鑄軋鎂合金板材溫熱拉深成形實驗在THP200液鍛機上進行，液鍛機為200 t。采用剛性壓邊裝置對壓邊力進行調整。鎂合金板料加熱方式為內部加熱，即將板料放入凹模中隨模加熱到設定的成形溫度。凹模埋有環形電熱環，用于模具加熱，電熱環采用控溫儀控溫，測溫用熱電偶點接觸測量，沖頭采用隨模加熱方式，模具結構及電加熱系統設置如圖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。預變形溫熱拉深的工藝原理圖如圖2所示。預變形時，沖頭先下行一定的行程，即給板料一定的變形量；沖頭停留一段時間待應力傳遞至板料各部分后，再上行，板料留在凹模中進行在線熱處理，退火溫度230 ℃，保溫時間40 min；熱處理完成后再繼續進行溫熱拉深成形。

預變形溫熱拉深試驗條件為：凹模溫度 20~220

圖1 模具結構示意圖Fig.1 Schematic diagram of warm deep drawing: 1—Electric heating elements; 2—Die; 3—Blank holder; 4—Punch; 5—Blank

來說，一定的預變形能使晶粒內部的位錯密度大幅度增加，儲存大量的畸變能，為后續的再結晶退火處理時再結晶晶粒形核與長大提供主要的驅動力。此外，鎂合金的錐面拉伸孿晶是最易激活的孿晶系，其臨界剪切應力 CRSS 遠小于壓縮孿生和〈c+a〉錐滑移，因此，通過一定的預變形量就可以激活〉拉伸孿晶；同時，由于拉伸孿晶使晶粒轉動86.3?，孿晶內的所有基面在變形后近似平行于拉深方向，調節晶體的取向，進一步激發滑移和孿生，使滑移和孿生交替進行，從而獲得較大的變形[17]，且它可以成為動態再結晶的形核點，增大動態再結晶的溫度范圍[18?19]。在后續的再結晶熱處理過程中，只要溫度控制合理，避免因溫度過高而產生的晶粒異常長大就可以使變形晶粒與細小的動態再結晶晶粒被熱激活，經過較長一段時間的孕育期后，也會有晶核形成并緩慢長大，再結晶晶核的形核數量多，完成整個再結晶過程的時間較長，最后形成的組織細小而且均勻[1,20]。因此，通過預變形可以對板料再結晶晶粒組織的尺寸大小和分布進行控制。對于板料的危險截面，如沖頭圓角和凹模圓角處，在預變形熱處理后，該部分晶粒在預變形應力誘導和熱激活的℃，沖頭速度45 min，預變形量16%，沖頭表面溫度設定在20~110 ℃。潤滑劑采用石墨＋機油混合液。

2 結果與分析

2.1 預變形對成形質量的影響

預變形可以改善鎂合金板料顯微組織，從而提高板料的力學性能。圖3所示為預變形前、后板料的顯微組織。由圖3可見，預變形前鑄軋板的表層為粗大晶粒，心部為細小等軸晶(見圖3(a))；當板料預變形后，首先在位錯密度高的晶界與“三叉點”處發生部分動態再結晶，然后通過在線熱處理熱激活，再結晶晶粒不斷生成，由于退火溫度低，晶粒長大速率小，保溫時間合適，再結晶形成的晶粒細小，數量多，顯微組織趨于均勻(見圖 3(b))。圖 4所示為預變形處理和未經預變形處理的板料在220 ℃拉深得到的工件照片。由圖4可知，預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；而未經預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220 ℃拉深時，沖頭拉深力與沖頭行程(40 mm)的關系。由圖5可知，未經預變形處理的板料在沖頭下行到13 mm時，便發生脆性斷裂，拉深力迅速增大，且僅達到23 kN；而經預變形處理后，拉深時的最大拉深力可達43 kN，拉深能夠順利進行。

圖3 預變形前、后板料的金相組織Fig.3 Metallographs of blank before (a) and after (b) preforming

圖4 預變形對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系Fig.5 Relationship between punch force and punch stroke(within 40 mm)

預變形提高鑄軋鎂合金板成形性能的原因在于：首先，預變形改變板料在沖頭接觸部分的應力狀態，減小拉深初期沖頭對板料的沖擊力，有效避免拉深早期開裂和起皺現象。此外，最主要的是，對于鎂合金共同作用下，首先發生動態再結晶，細化晶粒，并且不斷向板材其余部分發展，從而使整個板材特別是危險截面處的組織得到改善，應力集中得以松弛，這樣就可以提高鑄軋鎂合金板材的力學性能，得到比較高的極限拉深比。

2.2 沖頭溫度對成形質量的影響

在進行溫熱拉深時，由于沖頭溫度與板料溫度不同，板料在沖頭接觸區與板料突緣變形區形成一定的溫差，即使在拉深過程中，圓筒件的底部與側壁溫度始終低于板料突緣變形區，這種溫度差導致變形區塑性高于傳力區，有利于拉深進行。然而，在進行板料的溫熱拉深時，如果沖頭溫度過低，當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系數的鎂合金板接觸時很容易產生激冷現象，使得沖頭圓角處板料的塑性急劇變差，進而使板料在沖頭圓角處發生斷裂，工件在拉深初期即發生脆性斷裂；而若將沖頭加熱至較高溫度甚至接近板料溫度時，則由于沖頭圓角接觸，產生塑性變形熱以及摩擦發熱，使得板料軟化，抗拉強度降低，在拉深坯料時，危險截面的等效應力隨拉深力不斷增大直至超過板料的抗拉強度，造成塑性失穩斷裂[12?13]。因此，確定合適的沖頭溫度范圍對于鎂合金的溫熱拉深是非常重要的。

圖6所示為在220 ℃預變形溫熱拉深時，沖頭溫度(θP)在 20~95 ℃以及大于 95 ℃時得到的拉深件。由圖 6(a)可知，板料在沖頭圓角處產生開裂現象。這是由于沖頭溫度較高,溫熱拉深時板料與沖頭接觸部分的流動應力和凸緣部分的流動應力接近，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力將超過材料的屈服應力而產生變形，隨著拉深力進一步增大，沖頭圓角處等效應力超過抗拉強度，最終導致失穩開裂。當沖頭溫度在 20~95 ℃變化時,沖頭圓角處沒有出現脆性裂紋，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))。上述實驗結果表明，20~95 ℃是使板料在預變形溫熱拉深時獲得高極限拉深比的合理沖頭溫度。

2.3 成形溫度對成形質量的影響

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，拉深性能明顯改善，例如，當溫度在175 ℃以上時，原子密度僅次于基面的附加滑移面{1011}和{1012}，也開始發生滑移，塑性明顯提高；當溫度在225 ℃以上時，則12個滑移系都可以參加變形[1]，塑性很好。但隨著溫度升高，給實驗中板料加熱，潤滑等方面帶來諸多困難[10?11]。所以，開發鎂合金溫熱成形技術是目前亟待進行的工作。研究表明，對于鎂合金軋制板材，在120~170 ℃之間溫熱塑性變形能力就很好，尤其在170 ℃左右的變形能力已經很高，筒形件的極限拉深比可達1.8以上[10]。

圖6 沖頭溫度對拉深成形的影響Fig.6 Effect of punch temperature on deep drawing (forming temperature 220 ℃): (a) θp≥95 ℃; (b) 20 ℃≤θp≤95 ℃

對鑄軋鎂合金板材在 20~170 ℃的預變形溫熱拉深進行研究表明，成形溫度對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，極限拉深比變化很小，為1.50~1.58；當溫度提高至150 ℃時，極限拉深比急增至1.89；當溫度升高至160 ℃時，已經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，當在成形溫度較低時(170 ℃)(見圖8(a))，合金晶粒沿拉深方向伸長，晶粒呈現長條形，有較多的孿晶和少量的動態再結晶晶粒在晶界和“三叉點”處出現；在195 ℃成形時，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

大晶粒周圍出現了越來越多的細小等軸晶，變形的大晶粒被細小的動態再結晶小晶粒包圍，呈現出顯著的項鏈狀組織特征，整個材料的顯微組織為變形的大晶粒與動態再結晶小晶粒共存的現象；且再結晶晶粒逐步取代原始大晶粒(見圖 8(b))；在 220 ℃成形時，再結晶晶粒略有長大，顯微組織趨于均勻，以動態再結晶晶粒為主，僅有少量變形大晶粒存在(見圖8(c))。

圖8 在不同成形溫度時板料的光學顯微組織Fig.8 Optical micrograph of blank formed at various temperatures: (a) 170 ℃; (b) 195 ℃; (c) 220 ℃

在不同成形溫度下，鎂合金動態再結晶晶粒表現出形態的多樣性，這種多樣性由鎂合金動態再結晶機制決定，而動態再結晶機制與鎂合金塑性變形機制之間有很密切的關系[1,21]。在低溫(＜200 ℃)變形時，基面滑移和孿生是鎂合金主要的變形機制。α位錯基面滑移在孿晶界附近塞集并發生彈性畸變，彈性畸變引起的內應力可使晶界局部區域受到的應力超過低溫下非基面滑移的臨界剪切應力。位錯的重排導致大角度晶界的形成，這些大角度晶界是由大量位錯纏繞而成的位錯墻。因而，動態再結晶首先在位錯密度高的大角度晶界處形成晶核。在中溫(200~250 )℃變形時，Friendel-escaing機理下的交滑移控制著塑性變形和動態再結晶形核。α位錯在非基面上的交滑移一般在原始晶界應力集中的地方發生，α位錯的交滑移使螺位錯部分轉變成位刃位錯并由基面滑移至非基面，刃位錯沿非基面發生攀移。位錯的交滑移和攀移可以使位錯重組而在原始晶粒邊界形成一小角度晶界網。并通過不斷吸收新的位錯轉化成大角度晶界，從而形成新的晶粒。鎂合金的這種動態再結晶形核機制即為連續動態再結晶[21]。因此，在220 ℃成形時，動態再結晶形核機制為連續動態再結晶(見圖8(c))，大部分再結晶晶粒形貌上呈等軸狀，且極為細小，晶界為波紋形，為典型的連續動態再結晶晶粒特征。

3 結論

1)鑄軋鎂合金板材能夠在 20~220 ℃條件下直接進行溫熱拉深成形，預變形技術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；而未經預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變形溫熱拉深時獲得高極限拉深比的合理沖頭溫度；拉深力曲線變化表明，未預變形處理的板料在沖頭下行到13 mm時，便發生脆性斷裂，而預變形技術可以使拉深能夠順利進行；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，LDR提高至1.89，而在160 ℃拉深時已經可以獲得LDR=2.26的完整圓筒件。

3) 鎂合金動態再結晶晶粒體積分數隨著成形溫度的升高而提高；再結晶晶粒尺寸也隨著成形溫度升高而增大，且再結晶晶粒分布趨于均勻。鎂合金塑性變形機制決定動態再結晶晶粒在形態上的不同。在220 ℃成形時，Friendel-Escaing機理下的交滑移控制著塑性變形和動態再結晶形核，動態再結晶形核機制為連續動態再結晶，得到的再結晶晶粒體積分數高，晶粒尺寸細小，顯微組織均勻。

[1] 黎文獻. 鎂及鎂合金[M]. 長沙: 中南大學出版社, 2005: 1?10.

LI Wen-xian. Magnesium and magnesium alloys[M]. Changsha:Central South University Press, 2005: 1?10.

[2] 萇群峰, 彭穎紅, 劉守榮, 李大永, 曾小勤. 鎂合金板材溫熱成形性能[J]. 上海交通大學學報, 2006, 40(6): 887?880.

CHANG Qun-feng, PENG Ying-hong, LIU Shou-rong, LI Da-yong, ZENG Xiao-qin. Forming performance of magnesium sheet metal at elevated temperatures[J]. Journal of Shanghai Jiao Tong University, 2006, 40(6): 877?880.

[3] 余 琨, 黎文獻, 王日初. 鎂合金塑性變形機[J]. 中國有色金屬學報, 2005, l5(7): 1081?1086.

YU Kun, LI Wen-xian, WANG Ri-chu. Plastic deformation mechanism of magnesium alloys[J]. The Chinese Journal of Nonferrous Metals, 2005, 15(7): 1081?1086.

[4] 余 琨, 黎文獻, 王日初, 馬正青. 變形鎂合金研究、進展及應用[J]. 中國有色金屬學報, 2003, 13(2): 277?287.

YU Kun, LI Wen-xian, WANG Ri-chu, MA Zheng-qing.Research, development and application of wrought magnesium alloy[J]. The Chinese Journal of Nonferrous Metals, 2003, 13(2):277?287.

[5] SLOOFF F A, ZHOU J, DUSZCZYK J, KATGERMAN L.Constitutive analysis of wrought magnesium alloy Mg-Al4-Zn1[J]. Scripta Materialia, 2007, 57(8): 759?762.

[6] 婁花芬, 汪明樸, 唐 寧, 李 周, 郭明星, 雷 前. AZ31B鎂合金的鑄軋組織及其相關變形機制[J]. 中國有色金屬學報,2008, 18(9): 1584?1589.

LOU Hua-fen, WANG Ming-pu, TANG Ning, LI Zhou, GUO Ming-xing, LEI Qian. Microstructures of twin-roll cast AZ31B Mg alloy and its deformation mechanism[J]. The Chinese Journal of Nonferrous Metals. 2008, 18(9): 1584?1589.

[7] PARK S S, OH Y S, KANG D H, KIM N J. Microstructural evolution in twin-roll strip cast Mg-Zn-Mn-Al alloy[C]//Proceedings of the 12th International Conference on Rapidly Quenched & Metastable Materials. Cheongju: Mater Sci Eng A,2007, 449/451: 352?355.

[8] PARK S S, BAE G T, KANG D H, JUNG I H, SHIN K S, KIM N J. Microstructure and tensile properties of twin-roll cast Mg-Zn-Mn-Al alloys[J]. Scripta Materialia, 2007, 57(9):793?796.

[9] SONG S X, HORTON J A, KIM N J, NIEH T G. Deformation behavior of a twin-roll-cast Mg-6Zn-0.5Mn-0.3Cu-0.02Zr alloy at intermediate temperatures[J]. Scripta Materialia, 2007, 56(5):393?395.

[10] ZHANG S H, ZHANG K, XU Y C, WANG Z T, XU Y, WANG Z G. Deep-drawing of magnesium alloy sheets at warm temperatures[J]. Journal of Materials Processing Technology,2007, 185(1/3): 147?151.

[11] HUANG T B, TSAI Y A, CHEN F K. Finite element analysis and formability of non-isothermal deep drawing of AZ31B sheets[J]. Journal of Materials Processing Technology, 2006,177(1/3): 142?145.

[12] ZHANG K F, YIN D L, WU D Z. Formability of AZ31 magnesium alloy sheets at warm working conditions[J].International Journal of Machine Tools & Manufacture, 2006,46(11): 1276?1280.

[13] 尹德良, 張凱鋒, 吳德忠. AZ31鎂合金非等溫拉深性能的研究[J]. 材料科學與工藝, 2004, 12(1): 87?91.

YIN De-liang, ZHANG Kai-feng, WU De-zhong. Nonisothermal deep drawability of AZ31 magnesium alloy[J]. Materials Science& Technology, 2004, 12(1): 87?91.

[14] LUO Y, LUCHEY S G, FRIEDMAN PA, PENG Y.Development of an advanced superplastic forming process utilizing a mechanical pre-forming operation[J]. International Journal of Machine Tools & Manufacture, 2008, 48(12/13):1509?1518.

[15] NGUYEN B N, BAPANAPALLI S K. Forming analysis of AZ31 magnesium alloy sheets by means of a multistep inverse approach[J]. Materials and Design, 2009, 30(4): 992?999.

[16] 郭 成, 儲家佑. 現代沖壓技術手冊[M]. 北京: 中國標準出版社, 2005: 576?577.

GUO Cheng, CHU Jia-you. Modern technology manual of stamping[M]. Beijing: Chinese Standard Press, 2005: 576?577.

[17] 路 君, 靳 麗, 董 杰, 曾小勤, 丁文江, 姚真裔. 等通道角擠壓變形 AZ31鎂合金的變形行為[J]. 中國有色金屬學報,2009, 19(3): 424?432.

LU Jun, JIN Li, DONG Jie, ZENG Xiao-qin, DING Wen-jiang,YAO Zhen-yi. Deformation behaviors of AZ31 magnesium alloy by equal channel angular extrusion[J]. The Chinese Journal of Nonferrous Metals, 2009, 19(3): 424?432.

[18] BOHLEN J, CHMELIK F, DOBRON P, LUKAC P, LETZIG D,KAINER K U. Orientation effects on acoustic emission during tensile deformation of hot rolled magnesium alloy AZ31[J].Journal of Alloys and Compounds, 2004, 378(1/2): 207?213.

[19] BEER A G, BARNETT M R. Microstructure evolution in hot worked and annealed magnesium alloy AZ31[J]. Mater Sci Eng A, 2008, 485(1/2): 318?324.

[20] 汪凌云, 黃光勝, 范永革, 黃光杰. 變形 AZ31鎂合金的晶粒細化[J]. 中國有色金屬學報, 2003, 13(3): 594?598.

WANG Ling-yun, HUANG Guang-sheng, FAN Yong-ge,HUANG Guang-jie. Grain refinement of wrought AZ31 magnesium alloy[J]. The Chinese Journal of Nonferrous Metals,2003, 13(3): 594?598.

[21] GALIYEV A, KAIBYSHEV R, GOTTSTEIN G. Correlation of plastic deformation and dynamic recrystallization in magnesium alloy ZK60[J]. Acta Materialia, 2001, 49(7): 1199?1207.