鎂合金板材磁脈沖成形研究進展

徐俊瑞，王元豐，王宇陽，李毅，汪強昆，趙雨東，文智生，周穎奇

（1.內蒙古工業大學 材料科學與工程學院，呼和浩特 010051；2.湘潭大學 機械工程學院，湖南 湘潭 411105）

實現結構輕量化是當代工業發展的重要目標和方向，尤其在汽車、航空航天、電子等工業領域[1—2]。新的成形工藝和輕質材料的發展是結構輕量化的主要途徑。鎂合金具有比強度高、密度低、電磁屏蔽性能優異、易回收等特性，是良好的輕質金屬結構材料[3—4]。由于能源、資源和環保問題的日益凸顯，鎂合金的研究和生產受到更多的關注。在常溫下，鎂合金具有密排六方晶體結構，滑移系較少，成形性能較差，對于鎂合金的成形方式，在以往的研究和應用中，通常采用加熱成形[5—7]。

磁脈沖成形技術（Magnetic pulse forming technology，MPFT）是一種利用磁場力使金屬坯料變形的高速率成形技術[8]，能量釋放為微秒級，變形為毫秒級，成形效率極高，且能在高速變形過程中延緩斷裂的發生[9]，可顯著提高材料的成形性能[10—15]。磁脈沖成形技術的優點為鎂合金板材成形性能的提高提供了契機，將有利于實現輕量化的目標和擴大鎂合金板材在工業上的應用。

1 鎂合金板材高速率本構模型建立

1.1 Johnson-Cook（JC）本構方程的描述

高速率下的材料本構關系，通常采用Johnson-Cook（JC）本構模型進行描述[16]。JC 本構模型參數少且易求、具有清晰的物理解釋、形式較簡單等特點，已經在實際工程中得到了較廣泛的應用。JC 本構模型的方程表達式見式（1—3）[17]。

式中：T*為無綱量的溫度；T為試驗溫度；Tm為試驗金屬的熔點；Tr為選定的參考溫度；m為材料熱軟化參數；σ為流動應力；A為選定的參考溫度與參考應變率下AZ31 鎂合金板材的屈服應力強度；B為試驗材料的應變硬化系數；n為試驗材料的應變硬化指數；ε為等效塑性應變；為試驗應變速率；為參考應變速率（一般取10-3s-1）；C為材料應變率強化參數。A，B，n為通過準靜態拉伸試驗測定。

1.2 高速率應力-應變關系曲線

采用分離式霍普金森拉桿（Split hopkinson tensile bar-shtb）試驗設備對AZ31 鎂合金板材在不同溫度高應變速率下進行拉伸試驗[17]。SHTB 原理如圖1所示。

圖1 SHTB 原理示意[19]Fig.1 Schematic diagram of SHTB

筆者團隊[18—19]通過試驗獲得了溫度為298，373，473，523 K 和應變速率為1000，2000，3000 s-1下的應力-應變曲線，如圖2 所示。在室溫下，與準靜態拉伸試驗結果相比，高應變速率試驗條件下AZ31 鎂合金板材的伸長率明顯增加，尤其在3000 s-1時表現得更加明顯。在298 K 和373 K 試驗溫度下，2000 s-1和3000 s-1下AZ31 鎂合金板材的流動應力曲線十分相近；而在523 K 時，2000 s-1和3000 s-1下AZ31鎂合金板材的流動應力曲線出現了明顯的變化。說明AZ31 鎂合金板材在高應變速率拉伸條件下，在溫度較低時沒有表現出明顯的應變速率敏感性，而在溫度較高時顯示出了明顯的應變速率敏感性。

圖2 不同溫度和應變速率系下的應力-應變曲線Fig.2 Stress-strain curves under different temperature and strain rate

Ulacia 等[20]進行了應變速率為0.001，0.1 s-1的準靜態拉伸，以及40～100 s-1的中等應變速率拉伸與500，1500 s-1的高應變速率拉伸試驗。中等應變速率采用落錘試驗，高應變速率采用Tensile Split Hopkinson Bar。獲得應力-應變曲線如圖3 所示。結果表明，溫度增加，流動應力降低；準靜態條件下AZ31鎂合金表現出軟化行為，而在高速率下沒有觀察到。溫度高于150 ℃，軟化行為歸因于動態再結晶，而在高速率條件下沒有充足時間發生動態再結晶[21]。

圖3 Ulacia 試驗應力-應變曲線Fig.3 Stress-strain curves by Ulacia

Feng fei 等[22]研究了應變速率為700～3000 s-1和溫度在20～250 ℃下的AZ31B 鎂合金應力-應變曲線分布情況。拉伸變形過程中，加工硬化與溫度引起的軟化是一對相互矛盾的現象。高速率下變形，位錯增加并相互作用導致了加工硬化；另一方面，熱激活使動態回復和動態再結晶發生[23]。應變速率為1400 s-1和不同溫度下的應力-應變曲線如圖4 所示。由于熱激活的影響，溫度增加，流動應力降低。溫度為200 ℃時，非基系滑移與動態再結晶對塑性變形有至關重要的影響。

圖4 應變速率1400 s-1 和不同溫度下應力-應變曲線Fig.4 Stress-straincurves with different temperature and understrainrate 1400 s-1

通過準靜態與高速拉伸獲得的應力-應變數據，計算擬合獲得JC 模型中的參數，建立了AZ31 鎂合金板材高速率下的JC 本構方程。具體參數如表1 所示。

表1 JC 模型參數Tab.1 Model parameters of JC

2 室溫成形規律研究

2.1 自由脹形成形

由于鋁和銅具有良好的導電性能，板材磁脈沖成形技術主要應用在鋁和銅及其合金材料的成形上，對于鎂合金板材磁脈沖成形的研究并不多見。準靜態下，鎂合金板材室溫成形性能較差，常發生脆性斷裂。在磁脈沖成形中，對比準靜態成形結果，可顯著提高鎂合金板材的成形能力[24—29]。針對高速率下材料塑性能力提高的原因，Daehn[10]認為高速率下材料單向拉伸的伸長率先是隨著變形速度的增大而增大，然后當變形速度增大到某一臨界值時材料迅速破裂，高應變速率效應可以把變形分配到整個試樣上，從而抑制頸縮的發展，增大了材料的伸長率。筆者團隊[30]進行了AZ31 鎂合金板材的室溫磁脈沖成形研究。室溫下AZ31 鎂合金板材的脹形高度分布如圖5 所示，總體趨勢為成形高度隨放電能量的增加而增加，表明在電磁力推動產生的高速率塑性形變中，成形性能逐漸提升。與準靜態脹形高度對比，如圖6 所示，磁脈沖極限成形高度顯著增加。

圖5 不同放電能量下的脹形高度Fig.5 Bulging height at different energy

圖6 極限高度分布Fig.6 Distribution of the limit dome height

鎂合金的導電性能較鋁合金和銅合金弱，通常鎂合金的電阻率為9.2 μΩ·cm，而鋁合金的電阻率為3～6 μΩ·cm[31]。為了進一步提高板材在磁脈沖成形中的應變速率，有學者采用導電性更好的鋁合金板作為驅動板，用以加速板材成形[32—33]。筆者團隊[34]進行了Al 板驅動鎂合金板材的成形研究，Al 板獲得了更高的電磁力作用，用以驅動鎂合金板材高速變形，成形高度變化如圖7 所示，相同能量條件下，在鋁合金驅動板作用下鎂合金板材可獲得更高的成形高度，較準靜態成形高度最大提高了111%。

圖7 驅動板對成形高度的影響Fig.7 Effects of driver sheet on the bulging height

2.2 單向拉伸狀態分析

通過線圈結構的變化，可實現窄條試樣的單向拉伸應變方式的成形。黃亮[35]和李光耀等[36]分別利用橢圓形線圈和單匝線圈結構實現窄條試樣的成形，如圖8 所示。

圖8 橢圓線圈、單匝線圈結構成形示意Fig.8 Forming schematic diagram of elliptical and single-turn coil

筆者團隊[37—38]利用橢圓線圈進行鎂合金板材磁脈沖單向拉伸變形研究，發現試樣伸長率比準靜態的高，總體增加了37%，如圖9 所示。拉伸變形中，變形區域的應變速率峰值分布在2400 s-1以上，最大值約為3600 s-1（如圖10 所示），體現出成形過程的高應變速率特性。AA2219-O 板材在單向拉伸中的應變速率可以達到2170 s-1左右[35]。

圖9 伸長率分布Fig.9 Distributions of percentage elongation

圖10 應變速率峰值分布Fig.10 Distributions of peak strain rate

筆者團隊[37—38]還對磁脈沖單向拉伸成形的應變分布規律進行討論分析。應變大小分布于不同的區域（如圖11 所示），C 區位置的應變分布最大，B 區和A 區次之，D 區最小。由于C 區應變最大，增加放電能量，將在C 區發生失效。此種方法可以用于建立成形極限圖的單向拉伸應變部分。

圖11 不同位置的應變分布Fig.11 Strain distributions in various areas

3 溫熱、驅動耦合成形研究

3.1 鎂合金板材直接加熱成形

室溫磁脈沖成形中可以明顯提高AZ31 鎂合金板材的成形性能，但與準靜態、加熱條件下成形結果還有較大差距。El-Magd 等[39]論述了AZ80 鎂合金在動態加載下伸長率得到提高。鎂合金在加熱條件下的磁脈沖成形在蘇聯學者的研究中有過報道[40]。研究結果表明，溫度為200 ℃時，鎂合金的成形性能有顯著增加。Uhlmann 等[41]進行了鎂合金板材加熱磁脈沖成形的試驗研究。結果顯示，脹形高度隨著成形溫度的增加而增加。以上研究都是簡單的分析和探討，而并沒有對鎂合金板材磁脈沖溫熱成形進行系統論述。

Ulacia 等[42]進行了AZ31B 鎂合金板材從室溫到250 ℃下的磁脈沖成形研究。試驗中分析了不同溫度和放電能量對成形的影響。在試驗研究中發現，一方面，隨著成形溫度的提高，材料的屈服點降低；另一方面，隨著溫度的升高，材料的導電系數變大，電磁力降低。在給定放電能量下，增加溫度，變形的最大高度降低；而給定溫度，增大放電能量，材料可成形無缺陷的最大高度呈增加趨勢。不同放電能量和溫度下的成形件如圖12 所示。

圖12 100 ℃/9 kJ，100 ℃/12.6 kJ，250 ℃/15 kJ 條件下成形工件Fig.12 Deformed parts obtained by 100 ℃/9 kJ,100 ℃/12.6 kJ,250 ℃/15 kJ

黃尚宇等[43]采用溫熱與磁脈沖成形相結合的方法研究工藝參數對AZ31 鎂合金板材成形的影響，如圖13 所示。研究指出，提高放電電壓較提高電容對AZ31 鎂合金板材的脹形高度有更明顯的效果。提高溫度可以提高鎂合金板材的成形性能，但是需要較大的放電能量與之相匹配；當放電能量保持不變，脹形高度先減小（＜150 ℃），后增加（＞150 ℃），如圖13所示。

圖13 溫度對最終成形高度和放電能量的影響Fig.13 Effects of temperature on the ultimate bulging height and discharging energy

綜上所述，直接加熱磁脈沖成形過程中需要考慮兩方面的影響因素[44—46]：一方面，溫度提高，鎂合金板材自身的電阻率增加，導致電磁力下降，成形效率降低；另一方面，隨著溫度增加，鎂合金板材的流動應力降低，成形所需抗力降低，易于發生塑性變形。因此，最佳成形結果，需要這兩方面參數的平衡匹配。

3.2 耦合溫度與驅動成形

直接加熱鎂合金板材的磁脈沖成形，雖然成形性能得到提升，但由于鎂合金板材受熱后電阻率升高，鎂合金板材不能夠充分發揮在磁脈沖成形中的高應變速率效應。筆者團隊[48]提出鎂合金板材磁脈沖溫熱驅動成形研究。利用鋁合金驅動板與加熱鎂合金板相結合，使鎂合金板受溫度效應作用，同時在鋁合金驅動板的作用下，充分在高應變速率中發生塑性變形。研究中，建立了磁脈沖溫熱驅動成形結構（見圖14），系統論述了AZ31 鎂合金板材在磁脈沖溫熱驅動成形中的塑性變形規律。

圖14 磁脈沖溫熱驅動成形裝置Fig.14 Apparatus of magnetic pulse forming with temperature and driving

筆者團隊[47—48]研究結果表明，在耦合溫度和高應變速率下，成形高度較室溫顯著增加；且200 ℃下，低的放電能量可以獲得與250 ℃下高的放電能量相近的成形高度，如圖15 所示。對比相同能量條件下與不同溫度下的成形結果，如圖16 所示，在1 mm鋁合金驅動板的作用下，200 ℃時出現峰值，表明200 ℃下可獲得最優的成形結果。由圖15 可知，進一步提高放電能量和溫度（4 kV/615 μF/250 ℃），成形高度仍有提高的空間，對于最終成形高度還需在試驗中繼續探索。溫度的影響，主要在于降低流動應力，而難以發生如動態再結晶的微觀變化。

圖15 不同溫度和較高放電電壓下的成形高度Fig.15 Forming height with temperature and more higher voltage

圖16 相同能量和不同溫度下的成形高度Fig.16 Forming height with different temperature and same energy

3.3 成形極限曲線圖建立

成形極限是評價材料成形性能的重要指標，它確定了板料在變形過程中的最大變形程度，為生產制造和產品設計提供依據，在改善產品質量、降低生產成本方面有很大貢獻。

Ulacia 等[49]利用矩形線圈結合方形、圓形、橢圓形成形模具結構，并采用1 mm 的AA1050 鋁合金驅動板，獲得不同溫度下極限應變分布，如圖17 所示。研究中，只簡單描述了圓形模具應變值較準靜態室溫高，沒有提及具體完整的成形極限曲線的建立方法。

圖17 不同模具結構下極限應變分布Fig.17 Ultimate strain distribution under different forming die

筆者團隊[24]分別對AZ31 鎂合金板材的單向拉伸應變、平面應變、雙等拉伸應變狀態進行了分析研究，并建立了室溫下的成形極限圖，如圖18 所示，結果表明，鎂合金板材的磁脈沖成形極限曲線明顯高于準靜態，鎂合金板材在磁脈沖條件下的成形性能得到明顯提高；其中，磁脈沖單向拉伸中，由于試樣較窄、變形速度較大，慣性效應的作用較為顯著，變形更為劇烈，極限應變提高幅度最大。

圖18 AZ31 鎂合金板材磁脈沖室溫成形極限Fig.18 Forming limit diagram of magnetic pulse forming of AZ31 sheet at room temperature

筆者團隊[47—48]進一步基于Nakazima 試驗，利用3 種典型應變狀態（單向拉伸應變、平面應變、雙等拉伸應變），建立耦合溫度和磁脈沖成形中高應變速率效應的成形極限曲線。不同溫度下的極限應變失效試樣如圖19 所示。成形極限曲線隨溫度增加，其位置上升，極限應變值增加，200 ℃時極限應變值最大，顯著高于室溫下的結果，如圖20 所示；但仍小于準靜態235 ℃時的數值，特別是在單向拉伸應變的區域。結果表明，在磁脈沖成形中溫度的影響較準靜態下效果不顯著，歸因于變形過程中微觀機制不同[50—56]。

圖19 3 種典型應變狀態的失效試樣Fig.19 Fracture samples with three typical strain states under different temperature

圖20 不同溫度對成形極限曲線的影響Fig.20 Effect of temperature on FLC

4 沖擊介質成形研究

對于磁脈沖沖擊介質成形，目前國內外還沒有相關的研究。筆者團隊[57—59]基于磁脈沖成形中線圈結構、板材導電性、高速變形板材貼模性等問題，率先提出磁脈沖沖擊介質溫熱復合成形新工藝，其原理如圖21 所示。強大的脈沖電流通過平板線圈時，線圈與銅驅動板之間產生強勁的電磁力；銅驅動板在巨大的電磁力作用下高速向下運動，從而使沖擊結構和壓板對介質產生高速、強力壓縮，板材在介質的壓力作用下，發生高速變形。結果表明，200 ℃時，鎂合金板材磁脈沖沖擊介質溫熱復合成形下的成形高度顯著高于室溫，如圖22 所示。考慮到介質自身的阻礙作用，小的放電能量鎂合金板材僅能產生較小的塑性變形。放電能量增加，成形高度呈現增加趨勢。

圖21 板材磁脈沖沖擊介質成形原理示意Fig.21 Sheet forming principle of electromagnetic impacting medium forming (EIMF)

圖22 不同溫度和放電能量下的峰值高度Fig.22 Peak height values at different temperature and energy

相較于傳統板材磁脈沖成形，沖擊介質溫熱復合成形中，可實現多次沖擊變形。傳統板材磁脈沖成形中，由于第1 次板材發生變形，變形后的板材與線圈之間產生一定距離，若再次放電成形，由于感應電流較小，無法產生明顯的塑性形變。鎂合金板材磁脈沖沖擊介質溫熱復合成形中，二次沖擊后，成形高度顯然又有明顯提升，如圖23 所示，因此，有望采用不同能量與多次沖擊的組合，實現鎂合金板材脈沖沖擊介質溫熱復合成形下的復雜構件成形。

圖23 一次與二次沖擊下的高度變化Fig.23 Variation of height under once and twice impacting

5 結論

1）通過分離式霍普金森拉桿（Split hopkinson tensile bar-shtb）試驗獲得不同溫度和高應變速率下的應力-應變曲線，結合準靜態應力-應變曲線分布，可獲得鎂合金板材高速率下的Johnson-Cook 本構模型。

2）鎂合金板材在室溫磁脈沖成形中，成形性能較準靜態下有明顯提高，自由脹形成形高度較準靜態最大提高了111%，單向拉伸伸長率較準靜態總體提高了 37%；單向拉伸變形中，應變速率最大值約為3600 s-1，體現出成形過程的高應變速率特性。

3）鎂合金板材直接加熱磁脈沖成形中，需要綜合考慮加熱引起的流動應力降低與電磁力降低的平衡；耦合溫度與驅動作用使鎂合金板材的成形性能進一步提高，相同能量下，最佳成形溫度出現在200 ℃。

4）鎂合金板材在磁脈沖沖擊介質溫熱復合成形中，200 ℃成形高度顯著高于室溫，且可實現鎂合金板材的多次沖擊變形，二次沖擊后，成形高度明顯提升。