王 剛, 王建瓏, 張拓達(dá), 張治朋

(哈爾濱工業(yè)大學(xué)(威海) 材料科學(xué)與工程學(xué)院，威海 264209)

AZ31B鎂合金板材快速氣壓脹形行為

王 剛, 王建瓏, 張拓達(dá), 張治朋

(哈爾濱工業(yè)大學(xué)(威海) 材料科學(xué)與工程學(xué)院，威海 264209)

對板厚1.0 mm的細(xì)晶AZ31B鎂合金板材進(jìn)行快速氣壓脹形研究，在300～400 ℃的溫度范圍內(nèi)進(jìn)行了各種氣壓下300 s的快速氣壓脹形試驗(yàn)，研究溫度和氣壓對AZ31B板材快速氣壓脹形能力的影響。結(jié)果表明：在不同溫度下，脹形高度均隨著氣壓的升高而增大，但氣壓升高到一定程度時(shí)，脹形時(shí)間不到300 s即產(chǎn)生破裂；脹形高度在脹形溫度400 ℃時(shí)出現(xiàn)峰值為45 mm。在400 ℃和0.6 MPa條件下，脹形5 min時(shí)相對脹形高度達(dá)到1.13。脹形件壁厚分布不均勻，溫度越高，壁厚分布不均勻度越高。最后，研究了不同溫度下快速氣壓脹形時(shí)脹形件微觀組織的演變規(guī)律。

AZ31B鎂合金板；快速氣壓脹形；壁厚分布；組織演變

輕量化是航空、航天、汽車等領(lǐng)域的發(fā)展趨勢，鎂合金必將大量代替鋁合金及其它材料，隨著鎂合金板材軋制、板材熱加工技術(shù)以及變形鎂合金的發(fā)展，使鎂合金殼形件和管形件大量應(yīng)用成為可能。但鎂合金板材在室溫下塑性差，難以進(jìn)行塑性成形，因此，鎂合金板殼件熱加工已經(jīng)成為塑性加工界的熱點(diǎn)。AZ31是應(yīng)用最廣的變形鎂合金，國外 PANICKER等[1]研究了超塑性 AZ31鎂合金板材的微觀組織演變和晶界滑移， KAYA等[2]開發(fā)了AZ31鎂合金的非等溫深沖工藝。TSAI等[3]試驗(yàn)用鎂合金板材熱沖壓加工筆記本外殼，CESCHINI等[4]研究了雙輥鑄軋的AZ31鎂合金板材的超塑性；國內(nèi)CHENG等[5]、REN等[6]、張凱鋒等[7]和WANG等[8]也在鎂合金板材熱拉深和超塑成形理論研究方面做了大量的研究工作。

快速氣壓脹形技術(shù)是近10年來發(fā)展起來的技術(shù)，使氣壓脹形技術(shù)用于大批量生產(chǎn)成為可能。目前，對鋁合金的快速氣壓脹形研究較多，通用汽車公司開發(fā)了快速氣壓脹形專用的鋁合金 AA5083，并且美國通用汽車、日本本田汽車公司均已采用快速氣壓脹形技術(shù)生產(chǎn)了汽車覆蓋件產(chǎn)品[9?10]；對鎂合金快速氣壓脹形的研究相對較少，CARTER等[11]對AZ31鎂合金的快速氣壓脹形性以及應(yīng)用進(jìn)行了研究。SUN等[12]研究了氣壓加載曲線對 AZ31B鎂合金快速氣壓脹形的影響，并研究了5.1 μm的細(xì)晶AZ31鎂合金板材的快速氣壓脹形盒形件，LIU和WU[13]研究了AZ31B鎂合金管材的金屬熱態(tài)氣壓脹形技術(shù)，張曉蕾[14]、李海蓮和王剛[15]分別研究了AZ80和ZK60鎂合金板材的快速氣壓脹形相關(guān)塑性變形規(guī)律。

本文作者研究等通道擠壓?軋制 AZ31鎂合金板材的快速氣壓脹形工藝基礎(chǔ)，分析溫度和氣壓對脹形高度的影響， 探索對AZ31鎂合金進(jìn)行快速氣壓脹形試驗(yàn)最適合的溫度和氣壓，為該技術(shù)的廣泛應(yīng)用提供理論基礎(chǔ)。

1 實(shí)驗(yàn)

試驗(yàn)所用材料為AZ31鎂合金，經(jīng)過等通道轉(zhuǎn)角擠壓后通過冷軋成1.0 mm 厚的薄板，晶粒尺寸為3.0 μm。合金成分(質(zhì)量分?jǐn)?shù))為 3.19%Al、0.334%Mn、0.81%Zn、0.005%Fe、0.02%Si、0.01%Be和 0.005% Cu，其余為Mg。試驗(yàn)前用剪板機(jī)將板料裁成140 mm×140 mm 大小。試驗(yàn)所用凹模尺寸如下：內(nèi)徑80 mm，高度60 mm，凹橫入口圓角半徑5mm。

將AZ31鎂合金板材放入凹模和進(jìn)氣板之間，然后將整套裝置放入高溫電阻爐中，并加熱到一定溫度。用 WE600液壓萬能壓力機(jī)將板材與模具壓緊密封，由氬氣鋼瓶通入一定壓力的氬氣，使板料在一定溫度和氣壓下脹形300 s或不足300 s時(shí)到脹破為止。脹形結(jié)束后，把脹形件取出，進(jìn)行后續(xù)工作。對板厚1.0 mm的AZ31鎂合金板材進(jìn)行快速氣壓脹形試驗(yàn)，本試驗(yàn)選用的試驗(yàn)溫度區(qū)間為 300～400 ℃，氣體壓力為0.5～1.4 MPa。

脹形后制備金相試樣，用ZJP?200型金相顯微鏡觀察顯微組織，從而分析材料的微觀組織演變規(guī)律，脹形件取件位置分別為頂部、邊部以及頂部與邊部的中間位置。浸蝕劑配方為：1.5 g苦味酸＋10 mL冰醋酸(35%)＋25 mL無水乙醇＋10 mL去離子水。

2 結(jié)果與分析

2.1 脹形高度

脹形結(jié)束后，用高度尺測量脹形件的高度，精確度為0.02 mm，為保證高度測量的精確性，在相互垂直的兩個(gè)方向分別測量，然后取其平均值作為脹形高度數(shù)據(jù)。用脹形高度與半徑的比值(高徑比H/r)來表征脹形性能的好壞。脹形件照片見圖1。

以脹形氣壓為橫坐標(biāo)，脹形高度為縱坐標(biāo)繪制脹形氣壓對脹形高度曲線，每條曲線上最后一個(gè)點(diǎn)的數(shù)據(jù)為脹形時(shí)間不到300 s即破裂的脹形件的脹形高度，見圖2。

圖1 不同條件下快速氣壓脹形的半球件照片F(xiàn)ig. 1 Photos of quick gas blow formed hemisphere part under different conditions: (a) At 300 ℃ and 1.2 MPa; (b) At 350 ℃ and 0.8 MPa; (c) At 400 ℃ and 0.6 MPa

圖2 溫度和氣壓對脹形高度的影響Fig.2 Influence of temperature and gas pressure on bulge height

在不同溫度下，在300 s的時(shí)間內(nèi)，脹形高度均隨著氣壓的升高而增大，但氣壓升高到一定程度時(shí)，脹形時(shí)間不到300 s即產(chǎn)生破裂，因?yàn)檫^大的氣壓會使變形過程中的金屬流變過快，從而導(dǎo)致爆裂；另一方面，氣壓過大使應(yīng)變速率很大，再結(jié)晶來不及進(jìn)行，無法通過細(xì)化晶粒來提高塑性。由圖2可見，雖然脹形時(shí)間不到300 s即發(fā)生破裂，但脹形高度并未產(chǎn)生多大變化，所以有可能采用較高的氣壓，在更短的時(shí)間內(nèi)成形。隨著成形溫度的升高，快速脹形所需氣壓變小，而脹形高度在脹形溫度400 ℃時(shí)出現(xiàn)峰值。這是由于在400 ℃時(shí)，AZ31的滑移系增多，同時(shí)發(fā)生動態(tài)再結(jié)晶，使晶粒變得細(xì)小。由圖2看出，在400 ℃和0.6 MPa條件下，脹形高度最大，達(dá)到45.04 mm，高徑比為H/r=1.126。而在300 ℃和1.0 MPa條件下，脹形高度只有27.56 mm，高徑比僅為0.68。

綜合來看，對于1.0 mm厚的AZ31鎂合金板材，在400 ℃和0.6 MPa條件下的脹形高度最大，材料的塑性變形能力最強(qiáng)。

2.2 壁厚分布規(guī)律

快速氣壓脹形過程是一個(gè)板材體積不變，而面積發(fā)生改變的變形過程。隨脹形高度的增加，脹形件逐漸變薄，成形后零件會發(fā)生厚度減薄不均勻的現(xiàn)象，脹形后板材的厚度越小表示變形量越大。圖3所示為脹形件的線切割的截面圖。測量前在脹形件上距中心點(diǎn)水平等距取不同部位的點(diǎn)，本試驗(yàn)相鄰點(diǎn)之間的水平距離為4 mm，共取12個(gè)點(diǎn)，其中第1點(diǎn)是半球頂點(diǎn)。測量厚度所用的工具是百分表，精確度為 0.01 mm。根據(jù)測得的數(shù)據(jù)繪制厚度分布曲線如圖4所示。

由圖4可知，隨脹形件高度增加，脹形件厚度減小，脹形件頂端為最薄處，厚度減薄到0.3 mm以下，此處變形量最大。隨溫度升高，壁厚分布不均勻性增加。當(dāng)溫度為300 ℃時(shí)，板料脹形完畢后各處壁厚的差異明顯比350和400 ℃條件下的壁厚差要??；而板料在400 ℃條件下進(jìn)行變形時(shí)，半球件頂部厚度分布較為均勻，因?yàn)?，在一定溫度下，材料的?yīng)變速率敏感性指數(shù)m隨溫度升高而增大， 有助于提高成形性能。

圖3 脹形件截面照片F(xiàn)ig.3 Section photograph of hemisphere part

圖4 脹形件厚度分布曲線Fig.4 Thickness distribution curve of hemisphere part

2.3 組織演變

利用金相顯微鏡觀察組織，所得的金相照片如圖5～7所示。

由圖5可看出，在300 ℃和1.2 MPa條件下脹形時(shí)，脹形件頂端的晶粒尺寸非常細(xì)小，平均晶粒尺寸僅4.5μm左右，且晶粒為均勻等軸晶。這是因?yàn)轫敳康淖冃瘟枯^大，變形能釋放誘發(fā)動態(tài)再結(jié)晶，使晶粒均勻細(xì)小。中間位置的晶粒比頂部的略大，平均晶粒尺寸為5.8 μm左右，大部分都是細(xì)小的晶粒；另外，一些較大的晶粒的存在表明動態(tài)再結(jié)晶進(jìn)行得不徹底，細(xì)小的晶粒是動態(tài)再結(jié)晶產(chǎn)生的，這個(gè)位置的動態(tài)再結(jié)晶剛開始進(jìn)行。邊部位置是只加熱不變形位置，晶粒較大，平均晶粒尺寸為20 μm左右，這是由于溫度升高，晶粒開始長大造成的。

圖5 在300 ℃和1.2 MPa條件下不同位置的顯微組織Fig.5 Microstructures at different positions under condition of 300 ℃ and 1.2 MPa: (a) Flange, thinning rate 0%; (b) Middle,thinning rate 33.8%; (c) Dome, thinning rate 73.6%

圖6 在350 ℃和0.8 MPa條件下不同位置的顯微組織Fig.6 Microstructures at different positions under condition of 350 ℃ and 0.8 MPa: (a) Flange, thinning rate 0%; (b) Middle,thinning rate 34%; (c) Dome, thinning rate 73.7%

圖7 在400 ℃和0.6 MPa條件下不同位置的顯微組織Fig.7 Microstructures at different positions under condition of 400 ℃ and 0.6MPa: (a) Flange, thinning rate 0%; (b) Middle,thinning rate 35.4%; (c) Dome, thinning rate 77.6%

如圖6和7所示，在350 ℃和0.8 MPa及400 ℃和0.6 MPa條件下脹形時(shí)，脹形件的微觀組織演變規(guī)律與圖5所示的類似，只是平均晶粒尺寸較大。這是因?yàn)樵谳^高的脹形溫度下脹形，晶粒長大較快，導(dǎo)致晶粒細(xì)化趨勢小于晶粒長大趨勢。

由圖7可以看出，雖然晶粒演變規(guī)律與較低溫度下的演變規(guī)律類似，但脹形件各個(gè)位置的平均晶粒尺寸相差不大，均在 10～15 μm 左右，較原始晶粒(3.0 μm)長大較多，尤其頂部晶粒長大較明顯。 因?yàn)榕c在300℃和350 ℃脹形相比，在400 ℃脹形時(shí)的變形程度增大有限，因此，在高溫的作用下晶粒更容易長大。

3 結(jié)論

1) 對板厚1.0 mm的AZ31鎂合金板材進(jìn)行300 s的快速氣壓脹形試驗(yàn)時(shí)，脹形高度的大小由溫度和氣壓共同決定；在同一溫度下，隨著脹形氣壓的增大，脹形高度增加；氣壓增加到一定程度后在不到 300 s的時(shí)間內(nèi)破裂。

2) 隨著溫度的升高，脹形高度增大，在400 ℃和0.6 MPa條件下，脹形高度最大，達(dá)到45.04 mm，高徑比為H/r=1.126，說明所用AZ31B鎂合金板材在400℃塑性最好。

3) 所有脹形件都是隨著脹形高度的增大而壁厚不均勻程度增大， 脹形件的頂端處厚度最小。在300℃和1.2 MPa條件下，脹形件頂端的厚度僅為0.264 mm，厚度減薄率達(dá)到73.6%；

REFERENCES

[1] PANICKER R, CHOKSHI A H, MISHRA R K, VERMA R,KRAJEWSKIP E. Microstructural evolution and grain boundary sliding in a superplastic magnesium AZ31 alloy[J]. Acta Materialia, 2009, 57(13): 3683?3693.

[2] KAYA S, SPAMPINATO G, ALTAN T. An experimental study on nonisothermal deep drawing process using aluminum and magnesium alloys[J]. Journal of Manufacturing Science and Engineering, 2008, 130(6): 061001?061011.

[3] TSAI H K, LIAO C C, CHEN F K. Die design for stamping a notebook case with magnesium alloy sheets[J]. Journal of Materials Processing Technology, 2008, 201(1/3): 247?251.

[4] CESCHINI L, EL M M, MORRI A, SAMBOGNA G,SPIGARELLI S. Superplastic deformation of twin roll cast AZ31 magnesium alloy[J]. Materials Science Forum, 2009,604/605: 267?277.

[5] CHENG Y Q, CHEN Z H, XIA W J. Drawability of AZ31 magnesium alloy sheet produced by equal channel angular rolling at room temperature[J]. Materials Characterization, 2007,58(7): 617?622.

[6] REN L M, ZHANG S H, PALUMBO G, TRICARICO L. Warm deep drawing of magnesium alloy sheets—Formability and process conditions[J]. Proceedings of the Institution of Mechanical Engineers, Part B: Journal of Engineering Manufacture, 2008, 222(11): 1347?1354.

[7] 張凱鋒, 尹德良, 王國峰, 韓文波. 熱軋 AZ31鎂合金超塑變形中的微觀組織演變及斷裂行為[J]. 航空材料學(xué)報(bào), 2005(1):34?37.ZHANG Kai-feng, YIN De-liang, WANG Guo-feng, HAN Wen-bo. Microstructure evolution and fracture behavior in superplastic deformation of hot-rolled AZ31 Mg alloy[J]. Journal of Aeronautical Materials, 2005(1): 34?37.

[8] WANG L Y, SONG M J, LIU R C. Superplasticity and superplastic instability of AZ31B magnesium alloy sheet[J].Transaction of Nonferrous Metals Society of China, 2006, 16(2):327?332.

[9] KRAJEWSKI P, SCHROTH J. Overview of quick plastic forming technology [J]. Materials Science Forum, 2007, 551/552:3?12.

[10] SAITO K, WATANABE J, YOKOYAMA O, NAKAO K.Application technology of aluminum blow forming for automotive closure panel[C]//Proceedings of the 6th EUROSPF Conference. Carcassonne, France, 2008, 6.

[11] CARTER J, KRAJEWSKI P, VERMA R. The hot blow forming of AZ31 Mg sheet：Formability assessment and application development [J]. JOM, 2008, 60(11): 77?81.

[12] SUN P H, WU H Y, TSAI H H, HUANG C C, TZOU M D.Effect of pressurization profile on the deformation characteristics of fine-grained AZ31B Mg alloy sheet during gas blow forming[J]. Journal of Materials Processing Technology, 2010, 210(12):1673?1679.

[13] LIU Y, WU X. A Microstructure study on an AZ31 magnesium alloy tube after hot metal gas forming process[J]. Journal of Materials Engineering and Performance, 2007, 16(3): 354?359.

[14] 張曉蕾. AZ80鎂合金板材氣壓脹形工藝基礎(chǔ)研究[D]. 哈爾濱:哈爾濱工業(yè)大學(xué), 2009.ZHANG Xiao-lei. Research on gas blow forming for AZ80 magnesium alloy sheet [D]. Harbin: Harbin Institute of Technology, 2009.

[15] 李海連, 王 剛. ZK60鎂合金板材快速氣壓脹形研究[J]. 材料科學(xué)與技術(shù), 2010, 18(增刊1): 124?128.LI Hai-lian, WANG Gang. Research on quick blow forming of ZK60 magnesium alloy sheet [J]. Material Science and Technology, 2010, 18(Suppl 1): 124?128.

Quick gas blow forming behavior of AZ31B magnesium alloy sheet

WANG Gang, WANG Jian-long, ZHANG Tuo-da, ZHANG Zhi-peng
(College of Materials Science and Engineering, Harbin Institute of Technology at Weihai, Weihai 264209, China)

QGBF behavior for AZ31B magnesium alloy sheet with 1.0 mm thick was studied. Half-sphere free gas bulging tests were performed at 300?400 ℃ for 300 s duration to study the effects of temperature and gas pressure on QGBF properties of AZ31B sheet. The results show that the bulging height increases with the gas pressure increasing at different temperatures, however, the bulging parts crack within 300 s when the forming temperature exceeds the threshold.And the bulging height exists peak value at 400 ℃ reaches 45 mm and the highest specific height can reach 1.13 under the condition of 400 ℃ and 0.6 MPa for 5 min duration. The thickness distribution of bulging parts is uniform, and the higher the temperature, the larger the unevenness of thickness distribution. Furthermore, the microstructure revolution in the quick gas blowing process was discussed by observing the microstructure at different temperatures.

AZ31B magnesium alloy sheet; quick gas blow forming; thickness distribution; microstructure evolution

TG146. 22

A

1004-0609(2011)09-2023-05

國家自然科學(xué)基金面上項(xiàng)目(50775052)

2010-08-25；

2011-03-07

王 剛，副教授，博士；電話：0631-5687324；E-mail：wg@hitwh.edu.cn

(編輯 何學(xué)鋒)