陈名涛，肖小亭，程永奇，黄育忠，杨长毅

(广东工业大学材料与能源学院，广州 510006)

镁合金具有众多优点受到广泛关注，且室温成形的镁合金产品力学性能好，对设备要求低.但镁合金作为密排六方(HCP)结构材料，其滑移系少，室温下塑性变形容易破裂，从而限制了镁合金室温成形的发展［1-3］.目前，受设备的限制，大部分镁合金室温成形的研究主要在液压机的恒速模式下进行［4-6］，鲜有关于变速模式对镁合金室温成形研究方面的报道.

相比普通曲柄压力机和液压机，伺服压力机能够实现速度和位移的可控，为镁合金成形工艺提供了新的发展思路［7-8］.MATSUMOTO 等［9］采用伺服压力机在高温下进行了镁合金镦粗实验，研究结果表明，减速模式能使镁合金成形极限提高30%.程永奇等［10］采用伺服模式进行镁合金反挤压实验，获得了较好的产品效果.本文作者前期采用机械伺服压力机在变形温度为300℃下进行镁合金镦粗实验发现，曲柄减速模式下有利于细化镁合金晶粒，提高其力学性能［11］.因此，伺服压力机在镁合金塑性成形方面显示其潜能.

本文基于伺服压力机进行镁合金室温压缩实验研究，以曲柄匀速驱动和曲柄单向减速驱动两种模式进行对比，研究镁合金变速模式微观组织和硬度变化，以期为镁合金室温变速成形工艺提供理论依据.

1 实验

实验材料采用铸态镁合金AZ31，其成分为Mg-3%Al-1%Zn.将镁锭在400℃和10 h下进行均匀化退火处理，沿铸锭轴线取Φ10 mm×15 mm的圆柱试样.采用GPS1100机械伺服压力机进行镁合金室温压缩实验.以曲柄匀速驱动模式(A)和曲柄单向减速驱动模式(B)为变形速率进行压缩实验，本实验匀速驱动模式和单向减速驱动模式是基于压力机曲柄转速的恒定和变化而定，图1为由曲柄转速转化为滑块的变形速率-变形量曲线.变形量为 5%、10%、15%、20%、25%和30%.由图1可以看到，变形量为30%时，试样断裂.压缩后沿着轴线取试样横截面经过磨光和抛光再进行腐蚀后，在MR5000光学显微镜下进行金相组织观察，金相观察区域(大变形区)如图2所示，腐蚀剂为4.2 g苦味酸+10 mL水+10 mL乙酸+100 mL无水乙醇.采用HV-1000维氏硬度计进行试样硬度检测，每个试样取3个点进行测试，加载压力为0.98 N，保压20 s，测量其对应的棱形对角线长度，查表获得硬度值.

图1 两种压缩变形速率曲线

结合有限元对镁合金在不同速度模式下压缩行为进行模拟分析，为减少模拟时间，压缩试样采用1/4简化对称模型.模型尺寸与压缩实验尺寸一致，压缩模具设置为刚性，最小网格单元体尺寸为0.325 mm.模具和试样间的摩擦条件为剪切摩擦，摩擦系数为0.12，变形温度设置为室温.

图2 金相观察区域示意图

2 结果与讨论

2.1 变形量对微观组织的影响

镁合金铸锭经过均匀化处理后，晶粒粗大且不均匀，平均晶粒尺寸约为93 μm，第二相基本消失，均匀化处理后的微观组织如图3所示.

图3 镁合金均匀化处理后组织

图4是两种变形速率下不同变形量的镁合金组织形貌，可以看到，当变量为5%时，如图4(a)和(f)，少量粗大晶粒内部产生宽度较大的孪晶组织，多组孪晶基本平行且数量较少.随着变形量的增大，孪晶细而长，且密度增大，多组平行孪晶相互交错，形成一定角度.变形量为25%时，细长的平行孪晶交错缠结布满整个组织形貌.

作为密排六方结构的材料，镁合金在室温下可以启动的滑移系少，孪生则使得晶粒转向为有利取向，促进新的滑移和孪生进行.与滑移相似，需要达到一定的临界切应力才能发生孪晶，通常孪晶所需临界切应力比滑移的大，因此，应力集中处多为孪生发生的区域［12］.当变形量小时，应力集中程度弱，同时，与细晶相比，粗晶内位错滑移程度大，晶界附近的应力集中更为明显，导致变形程度小时，少量孪晶产生于粗大晶粒内.随着变形量增大，应力集中加剧以及晶粒转向更多趋于有利于进一步孪生的发生，使得孪晶数量增多［13-14］.

图4 两种变形速率下不同变形量的组织形貌

此外，从孪晶形貌上可分为拉伸孪晶和压缩孪晶，拉伸孪晶形貌通常为透镜凸起状，压缩孪晶形貌通常为窄带扁平状［4，15］.图 4(a)和(f)所示为拉伸孪晶，图4(d)和(i)为压缩孪晶.有研究表明［16］:孪晶为拉伸孪晶，因其位错芯宽，可动性较强，易于发生;孪晶为压缩孪晶，位错芯细，发生所需能量高，可动性差，使得该孪晶只能向长度方向生长.因此，变形量由小变大，应力集中逐渐加剧，使得孪晶形貌和数量产生上述不同的影响效果.

2.2 变形速率对微观组织的影响

孪生通常在低温和高应变速率下发生，除温度和变形量外，变形速率对镁合金孪生组织具有重要影响.图1所示为压缩速度曲线，试样变形速率较高，曲柄单向减速驱动模式(B)是基于曲柄匀速模式驱动模式(A)下进行减速.对比图4(a)和(f)，变形量均为5%时，曲柄单向减速驱动模式下孪晶宽度大，长度较短;曲柄匀速驱动模式下孪晶长而细.变形速率大，应力集中更严重，为孪生提供能量更多，图5(a)与(b)和图6(a)与(b)为通过有限元分析所得两种速度模式下，在变形初期试样等效应变速率和等效应力分布云图，金相观察区域对应的等效应力和等效应变速率均明显集中，曲柄匀速驱动模式下观察区域的等效应变速率较高，约为2.38 s-1，使得产生窄带扁平状的孪晶趋势增强;曲柄单向减速驱动模式对应的等效应变速率较小，约为1.9 s-1，在此阶段则趋于产生凸起状孪晶，宽而短.随着变形继续进行，孪晶形貌由透镜状转变为细长孪晶，曲柄匀速驱动模式下孪晶分布较为散乱，不同方向的孪晶交错;而曲柄单向减速驱动模式下孪晶分布较为规律，多组平行孪晶相互交叉，孪晶致密且数量多.

图5(c)和图6(c)为试样在曲柄匀速驱动模式下25%变形量的等效应变速率和等效应力云图，可以看到，检测区域的等效应变速率仍高达1.71 s-1，等效应力为370 MPa.这表明试样变形过程中应力集中较为严重，孪生容易发生，导致晶粒内孪晶基本保持一个方向，仅有少量孪晶相互交叉;另一方面，由于速度较快，晶粒取向来不及转为有利于进一步孪生发生的方向，使得孪生无序发生.图5(d)和图6(d)是曲柄单向减速驱动模式下，试样的等效应变速率和等效应力云图，可以看到，检测区域变形速率小于0.15 s-1，且等效应力减小，整个过程中减速幅度较大，每个晶粒内多组可能发生的孪晶系具有足够的时间进行孪生，因此，曲柄单向减速驱动模式出现多组平行孪晶相交现象.刘天模和夏伟军等［5-6］采用不同恒定变形速率进行了镁合金室温压缩实验，结果表明，随着变形速率的增高，孪晶致密，孪晶基本保持一致方向.而在低速下，多组平行孪晶交叉.

图5 试样等效应变速率分布云图(s-1)

图6 试样等效应力分布云图(MPa)

2.3 变形速率对试样硬度的影响

图7为两种速度模式下试样硬度和变形量变化曲线，可以看到，两种速度模式下硬度变化呈现先增大后减少再增大的趋势.这可能是由于在变形初期，变形速率大，加工硬化程度迅速上升，导致硬度增大.变形速度降低，孪生应力提高，从而一定程度抑制了孪生的发生，硬度则降低［15］.变形量的增加，速度控制对硬度的贡献并不是主要因素，两种速度模式下硬度值趋于一致.与曲柄匀速驱动模式相比，曲柄单向减速驱动模式下硬度总体较小.这是因为所需应力随着变形速率减小而提高［17］，因此，曲柄单向减速驱动模式下孪生取代滑移进行的几率减小，孪生产生的倾向减小，则材料硬度在曲柄单向减速驱动模式下整体较小.

图7 两种速度模式下硬度变化

图8为有限元分析得到的两种速度模式下试样压缩所需载荷变化图.由图8可知，试样压缩所需的载荷迅速增加至约4 000 N，随着变形继续进行，载荷增加速率减缓.变形量小于10%时，两种速度模式下试样压缩所需要的载荷基本相等.曲柄匀速驱动模式和曲柄单向减速驱动模式下试样所需最大载荷分别约为11 800和10 800 N，曲柄单向减速驱动模式下试样压缩所需载荷整体较小.结合上述硬度变化可知，曲柄匀速驱动模式和单向减速驱动模式在最终成形阶段硬度基本达到相同，这表明在获得相同性能前提下，曲柄单向减速驱动模式有利于降低试样的成形力，降低设备吨位要求，有助于能源节约.

图8 两种速度模式下压缩载荷变化(有限元分析结果)

3 结 论

1)在曲柄匀速驱动和曲柄单向减速驱动两种模式下，变形初期主要在粗大晶粒内形成少量平行的拉伸孪晶，随着变形量增大，应力集中加剧，孪晶密度增大，孪晶数量增多且相互交叉.

2)曲柄单向减速驱动模式下，变形试样微观组织呈现多组平行孪晶相互交叉，孪晶分布较为规律，孪晶形貌由透镜凸起状转变窄带扁平状;曲柄匀速驱动模式下，试样少量平行孪晶相互交叉，分布较为集中，孪晶形貌以窄带扁平状的压缩孪晶为主.

3)与曲柄匀速驱动模式相比，曲柄单向减速驱动模式下压缩试样整体硬度较小，但最终变形阶段其硬度与曲柄匀速驱动模式下基本相等，试样压缩所需的载荷较小.采用单向减速模式有利于在保证性能前提下，节约能源.

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