镁合金是最轻的金属结构材料,其密度仅相当于普通铝合金的2/3,具有比强度和比刚度高及良好的散热性、降噪减振性和电磁屏蔽性等优点。近年来,随着高速列车、地铁轻轨、汽车等交通领域轻量化的发展需求,镁合金材料的工程应用受到了越来越多的关注。然而,传统镁合金材料多为hcp结构,室温下滑移系较少,塑性成形难度较大。通过在镁合金中添加一定量的Li元素,能够在减小镁合金密度的同时,将镁合金由hcp转变为bcc结构,从而大幅度提高镁合金的塑性成形能力^[1,2,3]。

挤压型材是镁合金构件的主要形式之一。挤压工艺比较灵活,可生产各种截面的实心和空心型材,且型材尺寸精度高、表面质量好。此外,镁合金材料的层错能较低,在挤压过程中容易发生动态再结晶。镁合金的动态再结晶行为随初始组织、变形方式和变形条件的不同而存在较大差异,现有文献^[4,5,6,7]中已报道了多种镁合金动态再结晶机理,如非连续动态再结晶、连续动态再结晶、孪晶诱发动态再结晶和低温动态再结晶等。动态再结晶作为一种重要的材料软化和晶粒细化机制,对于改善挤压型材微观组织和提高其力学性能具有重要意义。

分流模挤压成形是生产中空类镁合金型材的主要方式,挤压过程中材料经历加热、整体流动、分流、焊合、定形、冷却等多个阶段,影响挤压成形的因素较多。国内外学者借助数值模拟和实验方法,研究了模具结构和工艺参数对镁合金分流模挤压过程的影响规律。何芯等^[8]针对一种AZ61薄壁中空镁合金型材,分析了模具出口处材料的流动速度分布,通过修改分流孔尺寸改善了型材壁厚不均的问题。张保军等^[9]在综合考虑AZ31镁合金管材尺寸精度和挤压力的前提下,提出了分流孔轴向倾角及挤压速度的合理取值范围。Liu等^[10]研究了AZ31镁合金方管分流模挤压过程的材料流动行为,揭示了工作带长度对型材挤出速度的影响规律。Hsiang和Lin^[11]针对AZ31、AZ61镁合金管材设计了挤出实验,研究了棒料温度、模具温度、挤压速度、润滑条件等工艺参数对型材力学性能的影响规律,获得了工艺参数的最佳组合。

在分流模挤压过程中,预热的实心铸锭被分流桥劈分成几股金属流,之后在高温、高压、高真空的焊合室内重新聚集焊合,焊合后的金属突破模具工作带,并在整个型材长度上形成若干条纵向焊缝。通常,纵向焊缝是型材最薄弱的部位,当空心型材受到较大的外部应力时,容易在纵向焊缝或其周围区域发生断裂。因此,焊合质量的高低直接影响了型材的整体性能。国内外学者围绕分流焊合问题开展了大量的数值模拟和实验工作,但研究对象多是铝合金材料。研究表明,焊合室、分流桥、分流孔、工作带等模具结构以及挤压速度、挤压比、挤压温度等工艺参数对焊合质量的影响较大^{[12,13,14,15,16]}。本课题组在前期研究^{[17,18,19,20]}中发现,型材焊合质量主要取决于2个关键因素,即金属的流动行为和固态焊合过程,金属流动行为决定焊缝是否存在宏观缺陷,而固态焊合过程决定焊缝是否存在微观缺陷,并结合数值模拟结果提出了一种基于应力三轴度、等效应变速率、温度和接触时间的J焊合准则,该准则在对焊合质量的预测上表现出了较高的准确性。

综上所述,尽管研究人员针对镁合金挤压成形开展了大量的研究工作,但仍较少涉及Mg-Li合金的分流模挤压成形,尚未明确Mg-Li合金分流模挤压过程中物理场量的分布规律、焊合质量和微观组织等问题。本工作以LZ91 Mg-Li合金为研究对象,建立了该合金分流模挤压过程的有限元分析模型,研究了挤压比对挤压过程中温度、应变、流动速度等物理场量的影响规律,并基于本课题组前期研究中提出的J准则对型材的焊合质量进行了预测。另外,还开展了不同挤压比的LZ91 Mg-Li合金分流模挤压实验,研究了铸造态、均热态、挤压态LZ91 Mg-Li合金的微观组织特点。

1 数值建模方法

本工作设计了一套简化的分流模挤压工装模具,主要包括挤压杆、挤压垫、挤压筒、上模、下模等单元,其中上模仅开设2个分流孔,挤出型材为矩形截面的实心板材,在型材宽度方向的中线位置处存在一条纵向焊缝。采用直径40 mm、高55 mm的圆柱形棒料,挤出型材的截面尺寸分别为15 mm×8 mm和15 mm×4 mm,对应挤压比分别为10.5和21。

基于Deform-3D有限元分析软件,对分流模挤压过程进行数值建模。由于实验坯料和挤压模具都具有对称结构,为节约模拟时间,采用了1/4有限元模型,如图1所示。所有几何体均利用四面体网格进行离散,为保证模拟精度,采用绝对网格划分方法,即在初始网格划分和后续网格再划分过程中,将网格的最小尺寸和最大尺寸均设定为定值。本工作中坯料网格最小尺寸为0.2 mm,最大尺寸为1.0 mm。模拟过程中随变形体形状复杂程度的不断增加,网格数目随之增加,从而能够更精确地描述变形体的三维形状。

坯料为LZ91 Mg-Li合金,模具材料为H13钢,其相关物理参数如表1所示。坯料和模具温度为300 ℃,挤压速度为0.1 mm/s。边界条件主要包括传热边界条件和摩擦条件。其中,环境温度设置为20 ℃,坯料与环境之间的换热系数设定为20 W/(m²℃),坯料和模具之间的换热系数为11000 W/(m²℃)。挤压过程中不同位置的摩擦条件不同,工作带处主要发生滑动摩擦,而其它区域则发生黏附摩擦^[21]。基于以上原则,摩擦模型选用塑性剪切摩擦模型,材料与工作带接触区域的摩擦因子设为0.3,材料与挤压筒以及模具其它区域的摩擦因子设为1.0。材料的本构关系方程对模拟结果的准确性影响很大,本工作采用的是贾玉鑫等^[22]建立的Mg-Li合金高温变形本构关系。

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图1   LZ91 Mg-Li合金分流模挤压过程数值建模

Fig.1   Numerical modeling of the porthole die extrusion process of LZ91 Mg-Li alloy (ED—extruded direction, TD—transverse direction, ND—normal direction)

2 实验方法

实验材料为LZ91 Mg-Li合金铸坯,合金成分(质量分数,%)为：Li 8.89,Zn 0.96,Si 0.01,Mg余量。对LZ91铸坯在300 ℃下均热处理12 h,空冷至室温,之后将其加工成直径40 mm、高55 mm的圆柱形挤压棒料。挤压实验装置的尺寸和结构与数值建模一致,实验在200 t压力试验机上完成。将挤压筒、模具和LZ91棒料加热至300 ℃后保温10 min,以保证各部分的温度分布均匀。挤压速率为0.1 mm/s,并且在整个实验过程中保持恒定。实验结束后,将挤出型材连同模具、挤压筒放入冷水中进行淬火处理。铸态、均质态以及挤压态LZ91 Mg-Li合金均采用4%硝酸酒精溶液腐蚀15 s,并利用GX51倒置金相显微镜(OM)观察其微观组织。

3 数值模拟结果与讨论

图2给出了LZ91 Mg-Li合金分流模挤压过程中,模具型腔内材料的应变分布情况,所对应的挤压行程为30 mm。可以看出,挤压过程中模具型腔内不同位置处材料的等效应变存在较大差别。随挤压进行,材料先后经历挤压筒内镦粗、分流、焊合、挤出等阶段,在上述阶段中材料的等效应变逐渐升高。由于本工作所采用的原始棒料直径与挤压筒直径均为40 mm,故挤压筒内的材料几乎不发生镦粗变形。在分流阶段,靠近分流桥表面及其下方的金属受剪切力作用而发生剧烈变形,其应变值较大。对于分流孔内部,其中心位置处的金属因距离分流孔壁较远,受到的剪切力相对较小,其应变值较小。在焊合阶段,2股金属流在焊合室内相遇,并从分流桥附近流入焊合室形成型材的焊缝区,其应变达到最大值,而从分流孔内部流入焊合室的金属形成型材的基体区,其应变值相对较小。此外,当挤压比增大时,型腔内材料的变形更加剧烈,其等效应变值较高。

为了更直观地分析挤出型材的等效应变分布情况,图3给出了模具出口处型材沿法线方向(ND)的应变分布规律,图中虚线是指所形成的纵向焊缝的位置。可以看到,焊缝处的应变最大,且应变随着与焊缝之间距离的增大而逐渐减小。型材表面处,由于靠近工作带,其应变值略微回升。对比不同挤压比的应变分布情况可以看出,随挤压比增大,应变最大值与最小值的差距明显减小,且应变的变化也更加平缓。众所周知,应变的大小直接影响动态再结晶进行的程度,均匀的应变分布预示着型材中动态再结晶体积分数的分布更加均匀,可能会获得更加均匀的微观组织。

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图2   模具型腔内材料的应变分布

Fig.2   Strain distributions of material inside die cavity with extrusion ratios of 10.5 (a) and 21 (b)

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图3   型材不同位置处的等效应变分布

Fig.3   Effective strain distributions across the profile

图4给出了LZ91 Mg-Li合金分流模挤压行程为30 mm时模具型腔内材料的温度分布情况。挤压成形中材料的温度变化受多种因素影响,主要包括材料与模具摩擦产生的热量、材料塑性变形产生的热量、材料与模具接触时的热传导以及已挤出型材与型腔内部材料之间的热传导等。从图4可以看出,分流桥上端处材料的温度较高,这主要是由于材料在分流的初始阶段变形比较剧烈,产生大量的热使得材料的温度升高;而越靠近模具出口处温度越低,这是由于已挤出的型材在空气中冷却,热量大量散失,进而导致型腔内靠近模具出口处材料温度下降。对比不同挤压比的温度分布情况可以发现,其趋势大致相同,但随挤压比增大,金属在挤压过程中的变形加剧,产生的变形热也更高,导致材料的整体温度偏高。需要指出的是,本工作对分流模进行了简化设计,在上模中仅留有2个分流孔。而在实际生产中,型材多为复杂形状的空心截面,分流孔数量很多且挤压比很高,塑性变形非常剧烈。在这种情况下,塑性变形产生的热量大于型材冷却散失的热量,可能会导致模具出口处材料的温度升高。

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图4   模具型腔内材料的温度分布

Fig.4   Temperature distributions of material inside die cavity with extrusion ratios of 10.5 (a) and 21 (b)

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图5   焊合面上的静水压力分布

Fig.5   Distributions of hydrostatic pressure on welding plane with extrusion ratios of 10.5 (a) and 21 (b)

图5给出了焊合面上静水压力的分布情况。可以看出,焊合面上靠近中心处的静水压力较小,而两侧的静水压力较大。随挤压比增大,焊合面上的静水压力大幅增加,挤压比为10.5和21时静水压力最大值分别为133和189 MPa。Akeret^[23]认为当焊合室内最大压力超过某一临界值时,可形成焊合良好的纵向焊缝。Donati和Tomesani^[24]认为焊合室内焊合压力和流动应力的比值越大时,越有利于焊合质量的提高。本工作中,静水压力随挤压比增大而增大,表明挤压比增大后焊合质量将得以提高。图6给出了焊合面上的速度分布情况,图中虚线为不同位置处材料的流动轨迹。可以看出,焊缝边缘处材料的焊合路径较长且流经区域的流动速度较小,而焊缝中心处材料的焊合路径较短且流经区域的流动速度较大。较长的焊合路径和较小的流动速度表示材料有更长的焊合时间进行充分焊合,也预示着更好的焊合质量。此外,从图5中的静水压力分布也可以看出,焊缝边缘处金属流经区域里的静水压力高于焊缝中心处金属流经的区域。因此,结合焊合路径的长短、流动速度的快慢和焊合压力的高低,可以推断出焊缝中心位置处的焊合质量较差,而焊缝边缘位置处焊合质量较高,当挤压比增大时焊合质量也会得到一定程度的提升。

Yu等^[18]研究发现塑性变形和扩散共同决定了分流模挤压过程中焊合界面上的微孔洞闭合行为,并提出了一种基于应力三轴度、等效应变速率、温度和接触时间的无量纲J焊合准则,其具体形式为：

J=∫0tk0ε̅˙σmσ̅expRTQDdt(1)

式中,t为时间,σ_m为静水压力, ε̅˙为等效应变速率, σ̅为等效应力,R为气体常数,T为热力学温度,Q_D为扩散激活能,k₀为材料常数。为进一步研究不同挤压比、型材不同位置处的焊合质量,采用J准则对其进行定量分析。选取模具出口处的若干点进行点追踪,得到金属在分流挤压过程中应力、应变、应变速率和时间等物理参数的数据,并利用所获得数据计算各点处的J值,结果如图7所示,图中虚线为焊缝的中心位置。可以看到,距离焊缝不同位置处的焊合质量存在着较大差别。焊缝中心处的J值最低,焊合质量较差。随着与焊缝中心位置间距离的增大,J值逐渐升高,焊合质量得到提升。此外,当挤压比较大时,其J值较高,焊合质量也明显提升。由此可见,J值的计算结果与上文分析中推断的规律是一致的。

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图6   焊合面上的流动速度分布

Fig.6   Distributions of flowing velocity on welding plane with extrusion ratios of 10.5 (a) and 21 (b) (The dotted lines show the flow tracks of material)

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图7   焊缝不同位置的J值计算结果

Fig.7   Calculated J values at different positions of profile

4 实验结果与讨论

图8所示为铸态和均热态的LZ91 Mg-Li合金显微组织的OM像。可以看出,铸态和均热态组织均由亮白色的α-Mg固溶体和暗灰色的β-Li固溶体组成,这是因为LZ91 Mg-Li合金中Li含量为8.89% (质量分数),高于Li在hcp α-Mg中的最高溶解度5.3%,从而形成了hcp结构的α-Mg与bcc结构的β-Li共存的双相结构^[25,26]。铸态组织中α-Mg以长条状为主,且尺寸差别较大,而在均热态组织中α-Mg两端发生钝化变为圆形,且尺寸差别较小。β-Li的铸态组织晶粒较为细小,但在均热处理中发生了明显的晶粒长大现象。此外,对比图8a和b还可以发现,均热处理后α-Mg所占的比例明显减少,图9所示的铸态与均热态LZ91 Mg-Li合金的XRD结果也验证了这一结论。通常情况下,α-Mg强度更高,而β-Li则具有良好的塑性^[27],这一结果也表明了通过均热处理能够提高LZ91 Mg-Li合金的塑性成形能力。

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图8   LZ91 Mg-Li合金显微组织OM像

Fig.8   OM images of the as-cast (a) and homogenized (b) LZ91 Mg-Li alloy

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图9   铸造态和均热态LZ91 Mg-Li合金XRD谱

Fig.9   XRD spectra of the as-cast and homogenized LZ91 Mg-Li alloy

图10给出了不同挤压比所对应的型材横截面微观组织。对比均热态(图8b)和挤压态(图10)的LZ91 Mg-Li合金,可以发现挤压过程中材料发生了不同程度的动态再结晶,晶粒得到细化,但再结晶的程度和晶粒的尺寸在不同挤压比、型材不同位置处不尽相同。总体而言,型材焊缝区的晶粒尺寸均明显小于基体区。如图3所示,焊缝区的应变大于基体区,焊缝区变形程度最大,原始的粗大晶粒破碎严重,导致位错密度增加、晶格畸变严重,从而再结晶形核数量增加,因此焊缝区的晶粒得到明显细化。基体区变形程度较小,未完全发生完全动态再结晶,仍保留了一些尺寸较大的晶粒。另一方面,对比图10b与d可以发现,挤压比较高时,型材焊缝区晶粒尺寸反而更大。通常来说,挤压比增大使材料的应变增加,有助于晶粒的进一步细化,但本工作中却观察到了相反的规律,这一现象可以从温度的角度进行解释。如图4所示,当挤压比增大时,塑性变形产生的热量更多,模具型腔内材料温度更高。随温度升高,晶界扩散和晶界迁移的能力提高,晶粒长大的驱动力增大,从而晶粒更易长大粗化。最后,从图10中还可以看出,β-Li相的动态再结晶进行得比较充分,其晶粒比较细小,而在图10a、c、d中α-Mg相只发生了部分动态再结晶。这主要是因为,β-Li相比α-Mg相软,挤压过程中塑性变形首先发生在β-Li相,β-Li相聚集了更高的畸变能,从而首先发生了动态再结晶。由于β-Li相再结晶软化的协调作用,使α-Mg相中的应力集中被释放,难以形成较高的变形储存能,从而导致了动态再结晶的不充分。

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图10   挤压态LZ91 Mg-Li合金基体区与焊合区的微观组织

Fig.10   Microstructures of the matrix zone (a, c) and welding zone (b, d) with extrusion ratios of 10.5 (a, b) and 21 (c, d)

5 结论

(1) LZ91 Mg-Li合金分流模挤压过程中,分流桥表面及其下部为材料的大变形区,分流孔内部为小变形区,型材焊缝区材料的等效应变远大于基体区。随挤压比增加,材料的变形程度更加剧烈,应变整体上升。

(2) 材料在分流的初始阶段变形比较剧烈,产生大量的热,使分流桥上端的材料温度升高。而当型材被挤出模孔,并在空气中冷却后,大量热沿着挤出型材散失,导致了型腔内靠近模具出口处材料温度的下降。

(3) 焊合路径的长短、流动速度的快慢和焊合压力的高低,均对焊合质量有较大影响。焊缝中心位置处的焊合质量低于焊缝边缘处,而挤压比较大时,焊合质量也会得到改善。

(4) LZ91 Mg-Li合金为典型的α-Mg和β-Li共存的双相结构。挤压后,焊缝区由于应变较大,再结晶形核数量多,生成的晶粒比较细小,而基体区的动态再结晶进行的不够充分。当挤压比增大时,剧烈塑性变形产生的热量使材料的温度上升,发生了晶粒长大的现象。

The authors have declared that no competing interests exist.