不同伺服驅動模式下AZ31鎂合金鐓粗變形行為與顯微組織

陳名濤，程永奇，陳登輝，肖小亭，黃 冠

（廣東工業大學材料與能源學院，廣州510006）

0 引 言

變形鎂合金作為最輕的金屬結構材料，被譽為“21世紀最具發展前途的綠色工程材料”［1］，與已廣泛應用的鑄造鎂合金相比，它具有更加優良的綜合性能，可實現近凈成形，材料的利用率高，具有廣闊的應用前景。但是，目前變形鎂合金尤其是高性能鎂合金鍛件的應用較少，主要是因為鎂合金的密排六方晶格結構決定了其塑性變形能力較差，特別是在高應變速率下的生產效率較低，制造成本較高，這嚴重制約了鍛造鎂合金產品的應用和推廣［2］。

研究表明，影響鎂合金可鍛性的主要因素為合金元素、變形速率、晶粒尺寸、變形量與變形道次等［3-5］。而對于鎂合金鍛件產品來說，變形速率和晶粒尺寸成為影響其生產效率和質量的關鍵因素。有研究表明，采用多階段應變速率成形有助于提高鎂合金的成形性能［6-7］。但目前在生產中，鎂合金的鍛造成形多在液壓機上進行，一方面成形速度較低，另一方面普通液壓機難以實現變速成形。機械伺服壓力機作為新一代鍛壓成形設備，采用大功率交流伺服電機取代普通感應電機，具有動力（位移、速度、壓力）可控、節能以及工藝適應性強等優點，既具有液壓機的優點，又具有機械壓力機的效率［8-9］，這為鎂合金鍛造成形提供了新的發展思路。日本KOMATSU公司采用HCP3000型伺服壓力機對鎂合金進行的反擠壓成形試驗表明，采用滑塊變速-恒定壓力混合驅動擠壓模式能成功制得深度較大、質量良好的杯形件［9］；Matsumoto等10-11］采用 CNC伺服壓力機對AZ31鎂合金進行了鐓粗試驗，結果表明，壓力機滑塊降速鐓粗比常規滑塊速度和加速滑塊速度的鐓粗極限提高了30%。作者前期在伺服壓力機上進行的鎂合金變加載反擠壓成形研究也表明，采用伺服驅動加載模式可有效提高鎂合金的塑性成形性能［12］。

為了開發AZ31鎂合金鐓粗成形的新工藝，作者采用機械伺服壓力機，在不同的伺服驅動模式下對AZ31鎂合金進行鐓粗試驗，并對其顯微組織進行分析；同時采用有限元軟件對鎂合金的變形行為進行模擬，以探討通過伺服驅動模式提高鎂合金可鍛性，并實現對其微觀組織控制的可行性。

1 試樣制備與試驗方法

試驗材料為商業鑄態AZ31鎂合金，其名義化學成分（質量分數）為 Mg-3%Al-0.8%Zn-0.4%Mn；試樣尺寸為φ8mm×12mm。采用GPS-1100型伺服機械壓力機在不同伺服驅動模式下進行鐓粗試驗，壓力機的基本參數：公稱壓力1 100kN，曲柄半徑90mm，滑塊額定行程次數50次·min-1，連桿系數0.098。伺服驅動模式分別有伺服勻速驅動模式（曲柄轉速分別為5，25，50r·min-1）和伺服減速驅動模式兩種；依據壓力機結構參數，按滑塊曲柄轉速計算得到了不同伺服驅動模式下滑塊行程-速度曲線，如圖1所示。試驗過程中，根據試樣高度和滑塊行程-速度曲線，利用伺服機械壓力機滑塊運動可控的特性，通過控制滑塊壓下停止位置，采用多次重復試驗，以出現微裂紋時的變形量作為極限變形量。最終變形量的大小通過游標卡尺測量試樣變形前后的高度來計算。采用電熱管加熱試樣和模具，并用溫控箱測量、控制溫度，模具與試樣的預熱溫度為250℃，在此溫度下保溫5min后再進行鐓粗。另外，在試樣兩端面均勻涂敷石墨、機油進行潤滑，以減小壓頭和試樣之間的摩擦。

圖1 不同伺服驅動模式下的滑塊行程-速度曲線Fig.1 Curves of slider stroke vs velocity at different servo driving modes

將鐓粗前后的試樣制成金相試樣，用4%（體積分數）硝酸酒精溶液腐蝕25s后，采用XJP-6A型光學顯微鏡觀察顯微組織。

2 有限元分析

為了研究不同伺服驅動模式下鐓粗試樣的溫度變化、所需載荷和損傷程度等特征，采用有限元軟件Deform-3D對試驗條件下試樣的變形行為進行模擬。

通過UG軟件建立三維模型，并將模型以STL格式導出。利用有限元Deform-3D軟件將模型導入，劃分網格，模型如圖2所示。試驗過程中，由于需要加熱，所以要考慮熱傳導的問題。鐓粗試驗過程中上、下模與試樣之間采用剪切摩擦，有限元分析參數見參考文獻［12］。

圖2 有限元分析模型Fig.2 The model of finite element method

3 有限元模擬結果與討論

3.1 不同伺服驅動模式下的損傷云圖

為了表征試樣在鐓粗變形過程中發生開裂的難易程度，采用韌性斷裂準則判定伺服驅動模式下AZ31鎂合金在鐓粗變形過程中發生破裂的趨勢，即損傷值越小發生開裂的可能性越低。由圖3可知，在四種驅動模式下，試樣的損傷分布基本相同，均為外表面的損傷程度最大。在伺服勻速驅動模式下，隨著滑塊速度的增大（即隨著曲柄轉速的增大），鐓粗試樣的損傷程度增大。在伺服勻速25r·min-1驅動模式下以及伺服減速驅動模式下，試樣的最大損傷值分別為0.318和0.310。這表明，與伺服勻速驅動模式相比，伺服減速驅動模式可以減小試樣的損傷，有利于提高鎂合金鐓粗的成形極限。盡管伺服減速驅動模式的最大損傷值比伺服勻速5r·min-1驅動模式（最大損傷值為0.293）下的大，但伺服減速驅動模式下滑塊的速度較大，所以在保證鐓粗質量的前提下，采用伺服減速驅動模式能夠有效提高生產效率。

圖3 不同伺服驅動模式下鐓粗變形后試樣的損傷分布云圖Fig.3 Damage of the upsetting samples at the end of stage at different servo driving modes：（a）servo uniform speed driving，5r·min-1；（b）servo uniform speed driving，25r·min-1；（c）servo uniform speed driving，50r·min-1 and（d）servo decreasing-speed driving

3.2 不同伺服驅動模式下的溫度、載荷曲線

由圖4（a）可知，在伺服勻速驅動模式下，試樣鐓粗過程中的溫度變化較大，并且滑塊速度越大，變化幅度越大。這是因為在外部條件和變形量相同的情況下，滑塊速度越大，單位時間內由外力做功轉化為材料的內能（即熱量）就越多，從而導致試樣溫升就越大；同時，滑塊速度越大，外力做功產生的熱量來不及擴散，會導致試樣內溫度分布的不均勻性增大，從而導致溫度變化幅度越大。另外，在伺服減速驅動模式下試樣在鐓粗過程中的溫度變化最小。這表明，與伺服勻速驅動模式相比，伺服減速驅動模式可以減小試樣的溫度波動，這有利于試樣在整個鐓粗過程中均勻變形，從而可以提高產品質量。

圖4 AZ31鎂合金在不同伺服驅動模式下鐓粗變形的有限元模擬結果Fig.4 FEM results for AZ31 magnesium alloy during upsetting procedure at different servo driving modes：（a）temperature curves and（b）load curves

從圖4（b）可以看出，在伺服勻速驅動模式（5，25，50r·min-1）和伺服減速驅動模式下，鐓粗所需的最大載荷分別為13.8，14.7，15.4，13.4kN。可見，伺服減速驅動模式所需的載荷最小。在伺服減速驅動模式下，試樣鐓粗開始塑性變形后，載荷先是逐漸降低，當滑塊行程約為5mm后，載荷又逐漸增加，而在勻速驅動模式下的載荷都是持續增加的。這可能是因為伺服減速驅動模式有利于鎂合金發生充分的動態再結晶，晶粒之間的協調變形能力增強，從而使材料的變形抗力降低，所以會出現載荷降低的現象。隨著變形量的進一步增加，由于鎂合金具有優良的導熱性能，在伺服減速驅動模式下，由外力做功轉化的熱量小于熱傳導損失的熱量，故而導致試樣溫度降低，如圖4（a）所示，從而使其變形抗力增大；另一方面，伺服減速驅動模式更有利于鎂合金晶粒的細化發生再結晶，此時細晶強化開始占據主導地位，這也是載荷增大的另一原因。因此伺服減速驅動模式有利減小鐓粗試樣所需的載荷，更加節約能源。

4 試驗結果與討論

從圖5中可以看出，伺服減速驅動模式下的鐓粗極限變形量最大，為59%；伺服勻速5r·min-1和25r·min-1驅動模式下的分別僅為50%和53%；對于伺服勻速50r·min-1驅動模式，試樣一出現裂紋即呈脆性開裂，發生脆性開裂后所測變形量為52%。這表明，與伺服勻速驅動模式相比，伺服減速驅動模式有利于改善合金的塑性變形能力，從而提高試樣的鐓粗成形極限。而變形速度較高（50r·min-1）時，試樣呈脆性開裂，這與常規變形條件下鎂合金難以高速成形的特性一致。

由于在伺服勻速50r·min-1驅動模式下的鐓粗試樣出現了裂紋，所以未對該試樣進行顯微組織分析。由圖6可見，鐓粗前，AZ31鎂合金試樣的晶粒粗大；在相同的變形量和變形溫度下，伺服勻速驅動變形后合金晶界或晶界附近出現了細晶。這是因為隨著鐓粗的進行，合金發生了動態再結晶，動態再結晶一般發生在晶界處所致。因為晶界上的位錯密度高，位錯易被晶界吸收，所以相對于晶內，晶界更易發生動態再結晶。在伺服減速驅動模式下，晶粒細化程度明顯增大。這表明，與勻速驅動模式相比，伺服減速驅動模式可以獲得更加細小的晶粒組織，從而使材料的力學性能與成形性能得到提高。

圖5 AZ31鎂合金在不同伺服驅動模式下極限鐓粗后的宏觀形貌Fig.5 Macrographs of AZ31 magnesium alloy after limit upsetting at different servo driving modes：（a）servo uniform speed driving，5r·min-1，deformation degree 50%；（b）servo uniform speed driving，25r·min-1，deformation degree 53%；（c）servo uniform speed driving，50r·min-1，deformation degree 52% and（d）servo decreasing-speed driving，deformation degree 59%

圖6 AZ31鎂合金在50%變形量和不同伺服驅動模式下鐓粗前后的顯微組織Fig.6 Microstructure of AZ31 magnesium alloy before and after upsetting at deformation degree 50% and different servo driving modes：（a）before upsetting；（b）servo uniform speed driving，5r·min-1；（c）servo uniform speed driving，25r·min-1 and（d）servo decreasing-speed driving

另從圖6（b）和圖6（c）可見，伺服勻速變形速度增加后，雖然細晶數量有所增多，但其組織更加不均勻。這是因為，變形速度的提高使位錯增多，再結晶形核增多，從而細化了晶粒；另一方面，變形速度增大后，動態回復來不及發生，從而導致組織不均勻。

5 結 論

（1）在鎂合金鐓粗變形過程中，與伺服勻速驅動模式相比，采用伺服低速驅動模式和伺服減速驅動模式可減小鎂合金鐓粗變形的損傷值，縮小鐓粗變形過程中的溫度變化，降低變形負荷，有利于提高材料的塑性成形極限。

（2）在其它變形條件相同的情況下，與伺服勻速驅動模式相比，伺服減速驅動模式可獲得更加細小、均勻的組織，從而使鎂合金的力學性能與成形性能得到提高。

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