ZK60鎂合金高應變速率鍛造成形

吳遠志, 嚴紅革, 劉先蘭，李理, 李鑫, 袁丁玲

(1.湖南工學院 機械工程學院，湖南 衡陽 421002； 2.湖南大學 材料科學與工程學院，湖南 長沙 410082)

ZK60鎂合金高應變速率鍛造成形

吳遠志, 嚴紅革, 劉先蘭，李理, 李鑫, 袁丁玲

(1.湖南工學院 機械工程學院，湖南 衡陽 421002； 2.湖南大學 材料科學與工程學院，湖南 長沙 410082)

采用Gleeble-1500對ZK60合金進行鍛造模擬，分析了合金高應變速率可鍛性；并采用空氣錘對合金成功地進行高應變速率多向鍛造，研究了其組織演變和力學性能。結果表明：高應變速率(≥10 s-1)鍛造成形時，孿生和動態再結晶對變形儲能的消耗以及變形溫升對散熱造成的塑性下降的彌補，可防止合金在高應變速率鍛造時產生裂紋。此外，由于再結晶同時在晶界和孿晶上產生，獲得了比低應變速率鍛造成形更為均勻的再結晶組織，因此高應變速率鍛造成形是一種高效可行的鎂合金塑性加工工藝。經高應變速率多向鍛造成形后，可形成殼狀粗晶和核狀細晶構成的雙峰晶粒組織，應變∑Δε=2.64時，粗晶和細晶組織的平均晶粒尺寸分別為10 μm和1 μm。由于雙峰晶粒組織的形成，合金表現出良好的綜合力學性能，抗拉強度和延伸率分別達到330.2 MPa、24.8%，表明高應變速率多向鍛造成形是制備高性能鎂合金的有效途徑。

ZK60鎂合金；高應變速率鍛造；可鍛性；多向鍛造；雙峰組織；力學性能

鎂合金是密度最小的金屬結構材料，具有比強度和比剛度高、阻尼性能好等一系列優點。近年來，隨著能源危機和環境污染的日益突出，鎂合金作為新型工程材料迅速發展，逐漸成為鋼鐵、鋁合金等工程材料的理想替代品，在交通裝備、航空航天和電子產品等領域具有重要的應用價值和廣闊的應用前景[1-2]。但由于鎂合金晶體結構為密排六方，在室溫變形時獨立滑移系較少，塑性成形困難，目前鎂合金產品主要以壓鑄件為主。而鑄造鎂合金的晶粒組織和第二相粗大，且存在氣孔、縮孔等缺陷，采用鑄造方法生產的鎂合金力學性能偏低，難以滿足高性能結構材料的需求，嚴重制約了鎂合金的應用[3]。

研究表明，熱加工工藝可以細化合金晶粒組織并消除鑄造缺陷，提高材料綜合力學性能，從而擴大其使用范圍。其中，鍛造成形具有加工效率高、鍛件形狀和尺寸穩定性好等優點，并且適于制備大尺寸結構件[3]。然而，由于鎂合金塑性成形能力差、鍛造溫度區間窄和對應變速率敏感等特點，使得鎂合金鍛造成形困難。到目前為止，關于鍛造鎂合金的研究并不多，而鎂合金高應變速率鍛造成形的研究更是鮮有報道[4-7]。本文以ZK60鎂合金為研究對象，通過Gleeble-1500對ZK60合金進行鍛造模擬，分析了合金高應變速率可鍛性，并采用空氣錘成功地對合金進行高應變速率多向鍛造變形，研究了其組織演變和力學性能。

1 實驗材料與方法

實驗用材料為半連續鑄造ZK60鎂合金，名義成分為Mg-5.5Zn-0.45Zr。樣品經330℃、30 h均勻化處理后水淬。將固溶處理后的合金加工成圓柱形熱模擬試樣和方形鍛坯，熱模擬試樣尺寸為Φ12 mm×15 mm，在試樣兩端加工深為0.2 mm的槽用于涂敷潤滑劑；方形鍛坯尺寸為40 mm×30 mm×30 mm，除去尖銳的棱角避免因應力集中引起的開裂。鍛造模擬實驗在Gleeble-1500上進行，壓縮時在試樣兩端均勻涂敷潤滑劑(石墨+機油)，以減小試樣與壓頭之間的摩擦。為研究應變速率和變形量的影響，應變速率范圍為0.001～50 s-1，變形量范圍為10%～50%；熱壓縮模擬加熱速度為200℃/min，壓縮前試樣在300℃保溫3 min。變形后立即水淬，取垂直于壓縮方向的平面進行顯微組織觀察。高應變速率鍛造實驗在C41-65空氣錘上進行，空氣錘鍛打速度約為5 m/s。鍛造前將樣品置于300℃的電阻爐中保溫10 min，鍛造道次間不進行加熱。多向鍛造工藝如圖1所示，鍛造面按A-B-C-A-B…循環變化，每鍛1個面計作1道次，道次變形量控制為20%，即道次應變Δε=0.22。鍛造完成后對試樣進行水淬，鍛坯表面良好沒有明顯裂紋，取芯部垂直于取樣前最后一個鍛造方向的平面進行組織觀察。沿圖1所示的方向在芯部加工片狀拉伸試樣進行室溫拉伸實驗，拉伸試樣標距為10 mm，拉伸方向平行于取樣前最后一個鍛造方向的下一鍛造方向。組織觀察在MM-6型金相顯微鏡(OM)和和Tecnai-220型透射電子顯鏡(TEM)上進行；拉伸試驗在萬能材料試驗機上進行上進行，拉伸速度為0.5 mm/min。

圖1 高應變速率多向鍛造及拉伸方向示意圖Fig.1 Schematic of multiple forging process and tensile direction

2 結果與分析

2.1 合金變形前顯微組織

圖2所示分別為鑄態和均勻化ZK60合金顯微組織。從圖2(a)可以看出，鑄態合金平均晶粒尺寸約為100 μm，并且晶界附近有大量不連續網狀分布的第二相。經均勻化處理后，第二相基本融入了基體中，但晶界附件仍然有少量的第二相，如圖2(b)所示。第二相的減少可改善合金的塑性，以保證后續鍛造成形的順利進行。

2.2 熱壓縮合金變形組織

壓縮溫度為300℃、壓下量為50%時合金在不同壓縮應變速率時的變形組織如圖3所示。從圖中可以看出，當應變速率為0.01 s-1時，在初始晶界附近觀察到少量細小的再結晶晶粒，初始晶粒內基本沒有孿晶和再結晶晶粒，如圖3(a)所示；應變速率增加到0.1～1 s-1時，初始晶界附近的再結晶晶粒明顯增多，形成了項鏈狀的再結晶組織，同時初始晶粒內出現了孿晶且孿晶密度隨應變速率增大而升高，如圖3(b)、(c)所示；應變速率繼續增加至10 s-1以上時，再結晶同時在初始晶界附近和初始晶粒內的孿晶上產生，再結晶程度顯著提高，且其再結晶晶粒尺寸遠大于低應變速(0.01～1 s-1)壓縮時的再結晶晶粒尺寸，如圖3(d)～(f)所示。

圖2 ZK60鎂合金變形前顯微組織Fig.2 Microstructure of un-deformed ZK60 magnesium

鎂合金熱變形過程中，晶界是最容易發生位錯塞積的區域，位錯塞積可以增加晶界附近的位向差從而促進再結晶晶核的形成，并在初始晶界附近發

生動態再結晶[4]。因此，當壓縮變形量為50%時，所有應變速率范圍內均能在初始晶界附近觀察到再結晶晶粒，如圖3所示。隨著應變速率的升高，完成變形所需的時間縮短，可用于位錯滑移的時間減少，滑移機制不能充分保證變形的進行，孿生機制必須啟動以協調變形[8]。因此，變形組織中的孿晶密度隨應變速率的增大而升高，如圖3所示。值得注意的是，當應變速率大于10 s-1時，在孿晶上出現了大量的再結晶晶粒，變形組織中再結晶程度遠大于低應變速率(≤1 s-1)，獲得了更為均勻的再結晶組織。由于再結晶在鎂合金塑性變形過程中的重要軟化機制，有必要對其再結晶機理進行深入研究。

圖3 變形溫度為300℃時ZK60合金在不同壓縮速率下的顯微組織Fig.3 Microstructures of ZK60 compressed to a reduction of 50% at 300℃

圖4所示為合金在變形條件為300℃、20 s-1時不同壓縮量時的顯微組織。從圖中可以看出，孿晶上再結晶晶粒的形成過程分為三步：1)壓下量較小時，大量的孿晶將初始晶粒分割成細小的孿晶片層，且在孿晶片層內形成了較高密度的位錯，如圖4(a)、(b)所示；2)隨著壓下量的增大，孿晶密度升高，孿晶片層內的位錯發生重排形成亞晶，如圖4(c)、(d)所示；3)繼續增大壓下量，亞晶界通過吸收晶格位錯形成大角度晶界，從而在孿晶上形成再結晶晶粒，如圖4(e)、(f)所示。由此可見，本實驗中再結晶在孿晶上的形成過程與Sun等[8]對孿生誘發動態再結晶的研究結果基本一致。

2.3 高應變速率可鍛性分析

鎂合金塑性成形性能較差，尤其是在沖擊載荷下極易發生開裂，因此傳統觀點認為鎂合金不適于使用高應變速率鍛造工藝加工，只能在較低的應變速率下進行鍛造成形。本實驗中，合金在0.001～50 s-1的應變速率范圍內進行鍛造模擬均未發生明顯開裂，即鎂合金可采用高應變速率鍛造工藝成形。

研究表明，應力集中是金屬塑性變形過程中產生開裂主要原因，裂紋的萌生和擴展均可釋放應力，若要從根本上預防裂紋的產生，則需引入裂紋的競爭機制來釋放應力[9]。由圖4(a)～(c)可知，孿生是合金高應變速率壓縮前期的主要變形機制；孿生可在缺少足夠滑移系的條件下協調變形，使變形得以繼續進行；此外，孿生是塑性成形過程中消耗能量的基本途徑之一，且孿生的形核速度極快，通常情況下大于裂紋形核和擴展的速度[10]；因此孿晶的大量產生可使裂紋的萌生受到抑制，保證了合金在變形前期的可鍛性。由圖4(c)～(f)可知，在高應變速率鍛造后期合金發生了大范圍的動態再結晶，動態再結晶是一種典型的變形軟化機制，可降低位錯密度并釋放應力，從而抑制裂紋的產生。

圖5所示為合金高應變速率壓縮變形實測溫升。從圖5可以看出合金高應變速率壓縮變形時的實測溫度隨著應變速率的升高而增大。應變速率較低時(0.01～0.1 s-1)，實測溫度在壓縮過程基本保持不變；中等應變速率時(1 s-1)，試樣溫度略有升高，其升高幅度約為30℃；高應變速率變形時(>10 s-1)，試樣溫度大幅上升，其上升幅度為50℃～70℃。變形溫升的產生是由于金屬塑性成形時外界對變形體施加能量絕大部分轉化成熱量，并引起變形體溫度升高。當變形速度較慢時，變形所產生的熱量與散熱損失的熱量大致相同，因此試樣溫度變化較小；變形速度增大時，變形產生的熱量在短時間內無法散失，從而導致試樣溫度的升高[11]。

圖4 變形溫度和應變速率分別為300℃，20 s-1時ZK60合金在不同壓縮量下的顯微組織Fig.4 Microstructure of ZK60 compressed at strain rates of 20 s-1 under 300℃

圖5 變形溫度為300℃時ZK60合金在不同壓縮速率下的實測溫度 Fig.5 Tested temperature of ZK60 compressed at different strain rate under 300℃

由此可見，在高應變速率鍛造過程中，孿生和動態再結晶先后釋放應力集中，抑制裂紋的形核和擴展，使高應變速率鍛造成形得以實現；同時，高應變速率鍛造成形時產生的變形溫升可以彌補鎂合金因散熱導致的溫度下降，從而保持在穩定的鍛造溫度。

2.4 高應變速率多向鍛造組織及性能

合金在空氣錘下高應變速率多向鍛造變形的組織演變如圖6、7所示。累積應變∑Δε=0.22時，初始晶粒內產生大量孿晶，同時在初始晶界附近出現少量再結晶晶粒，如圖6(a)所示。增大累積應變，初始晶粒內的孿晶密度增大，初始晶界附近的再結晶程度升高，如圖6(b)。累積應變∑Δε=2.64時，形成了平均晶粒尺寸為10 μm的殼狀粗大再結晶和核狀組織，如圖6(c)、(d)所示；對核狀組織進行TEM觀察可以發現，核狀組織由平均晶粒尺寸為1 μm的再結晶晶粒組成，如圖7所示。結合圖6、7可知，累積應變為2.64時合金顯微組織為殼狀粗晶組織和核狀細晶組織構成的雙峰晶粒組織，其中粗晶組織晶粒尺寸為10 μm，核狀細晶組織晶粒尺寸為1 μm。力學性能測試表明，經高應變速率多向鍛造變形后，合金抗拉強度和延伸率分別由249.6 MPa和7.7%分別提高至330.2 MPa和24.8%，如圖8所示。

經高應變速率多向鍛造變形后，合金表現出較高的強度和延伸率，其高強度和延伸率與雙峰組織密切相關。大量研究表明，在雙峰晶粒組織中細晶組織可以提供較高的強度，粗晶組織則保證足夠的均勻延伸率，從而保證合金材料的高強度和高延伸率[12-13]。此外，合金較高的延伸率與織構也密切相關，多向鍛造過程中三向載荷的作用可以有效的避免強烈的基面織構和嚴重的各向異性[14]，從而獲得較高的延伸率。

圖6 不同累積應變高應變速率多向鍛造ZK60合金顯微組織Fig.6 Microstructure of ZK60 alloy fabricated by high strain rate forging at different accumulated strain

圖7 累積應變為2.64時島狀超細晶粒組織TEM像Fig.7 TEM image of the island ultrafine grains in the HSRFed sample with an accumulated strain of Δε=2.64

圖8 ZK60合金室溫拉伸曲線 Fig.8 The tensile curves of ZK60 alloys at room temperature

3 結論

1) 鍛造模擬過程中，合金再結晶程度隨應變速率升高而增大；低應變速率成形時(≤1 s-1)，再結晶只在初始晶界附近啟動；高應變速率成形時(≥10s-1)時，再結晶同時在初始晶界和初始晶粒內的孿晶上產生。

2) 高應變速率鍛造過程中，孿生和動態再結晶對變形儲能的消耗以及變形溫升對散熱造成的塑性下降的彌補，可保證合金在高應變速率鍛造成形時的可鍛性，并且通過高應變速率變形可獲得更為均勻的再結晶組織，表明高應變速率鍛造成形工藝是一種高效可行的鎂合金塑性加工工藝。

3) 經高應變速率多向鍛造成形后，可獲得殼狀粗晶和核狀細晶構成的雙峰晶粒組織，使合金綜合力學性能顯著提升；累積應變∑Δε=2.64時，合金抗拉強度和延伸率分別有由鑄態時的249.6 MPa和7.7%分別提高至330.2 MPa和24.8%；表明高應變速率多向鍛造成形是制備高性能鎂合金的有效途徑。

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Investigation of the high-strain-rate forging of ZK60 magnesium alloy

WU Yuanzhi1, YAN Hongge2, LIU Xianlan1, LI Li1, LI Xin1, YUAN Dingling1

(1.Department of Mechanical Engineering, Hu’nan Institute of Technology, Hengyang 421002, China; 2.School of Materials Science and Engineering, Hu’nan University, Changsha 410082, China)

Forging simulation was performed for ZK60 magnesium alloy using Gleeble-1500, and the forging capability during high-strain-rate forging (HSRF) was investigated. Moreover, high-strain-rate multiple forging (HSRMF) of the ZK60 alloy was successfully conducted on apneumatic power hammer, and the microstructural evolution and mechanical properties of the alloy were studied. The results show that together with the offset of ductility reduction owing to an increasing temperature, the dissipation of the deformation energy caused by twinning and dynamic recrystallization (DRX) can prevent the samples from cracking under HSRF (≥10s-1). A more homogenous recrystallization structure was obtained owing to DRX both at the grain boundaries and twins, then made HSRF feasible and more efficient than low-strain-rate forging. A bimodal structure characteristic comprising coarse-grained shells and ultrafine-grained cores formed after HSRMF. The average grain sizes of the coarse grains and ultrafine grains were 10 and 1μm, respectively, when the accumulated strain (Δε) was 2.64. The mechanical properties of the alloy improved significantly owing to the formation of the bimodal structure. An ultimate tensile strength (UTS) of 330.2 MPa and elongation of 24.8% were obtained via a mechanical test. Therefore, HSRMF was identified as a potential technique for making the wrought ZK60 alloy stronger and more ductile.

ZK60 magnesium alloy; high-strain-rate forging; forging capability; multiple forging; bimodal structure; mechanical property

2016-01-18.

日期：2017-03-10.

國家自然科學基金項目(51501061)；湖南省教育廳科學研究優秀青年項目(14B045)；湖南省科技計劃項目(2015JC3106)；湖南省大學生創新性實驗和研究性學習計劃項目(20140558).

吳遠志(1984-), 男, 副教授.

吳遠志, E-mail:ranco007@163.com.

10. 11990/jheu.201601068

TG146.2

A

1006-7043(2017)03-0478-06

吳遠志, 嚴紅革, 劉先蘭,等.ZK60鎂合金高應變速率鍛造成形[J]. 哈爾濱工程大學學報, 2017, 38(3):478-483.

WU Yuanzhi, YAN Hongge, LIU Xianlan，et al. Investigation of the high-strain-rate forging of ZK60 magnesium alloy[J]. Journal of Harbin Engineering University, 2017, 38(3):478-483.

網絡出版地址：http://kns.cnki.net/kcms/detail/23.1390.u.20170310.1722.008.html