Mg-12Gd-3Y-0.6Zr合金的二次擠壓熱變形行為

蘇再軍，徐雷，劉楚明，曾蘇民

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Mg-12Gd-3Y-0.6Zr合金的二次擠壓熱變形行為

蘇再軍1,2，徐雷2，劉楚明2，曾蘇民2

(1. 湖南工業(yè)大學(xué)機(jī)械工程學(xué)院，株洲412007；2. 中南大學(xué)材料科學(xué)與工程學(xué)院，長(zhǎng)沙 410083)

采用Gleeble-1500型熱模擬機(jī)在變形溫度為360～480 ℃、應(yīng)變速率為0.01～10 s?1、真應(yīng)變?yōu)?~0.7的條件下，研究Mg-12Gd-3Y-0.6Zr合金二次擠壓過(guò)程的熱變形行為，獲得其熱變形工藝參數(shù)，并分析熱變形后的顯微組織。結(jié)果表明：合金的峰值應(yīng)力隨應(yīng)變速率的增大而提高，隨應(yīng)變溫度的升高而降低；在變形溫度、應(yīng)變速率相同的情況下，一次熱模擬的峰值應(yīng)力均大于二次熱模擬(450 ℃，10 s?1除外)；合金二次擠壓過(guò)程的流變應(yīng)力可以采用含Zener-Hollomon參數(shù)的雙曲正弦函數(shù)形式來(lái)描述；由于二次熱模擬試樣中位錯(cuò)及晶界運(yùn)動(dòng)增強(qiáng)，使二次熱模擬的激活能()、應(yīng)力指數(shù)()均小于一次熱模擬的相應(yīng)參數(shù)，導(dǎo)致二次擠壓較一次擠壓容易發(fā)生再結(jié)晶。

Mg-12Gd-3Y-0.6Zr合金；二次擠壓；熱變形；激活能

作為工程應(yīng)用中最輕的金屬結(jié)構(gòu)材料，鎂合金具有高比強(qiáng)、高阻尼、高鑄造生產(chǎn)率、良好的切削加工性、完全可再生等優(yōu)點(diǎn)，早已引起了航天、航空和汽車工業(yè)的關(guān)注[1]。鎂合金應(yīng)用于這些工業(yè)領(lǐng)域中的減重效果非常好，可改善有效載荷和提高燃油效益，應(yīng)用意義重大，但要求鎂合金的力學(xué)性能和耐熱性能優(yōu)異，如在發(fā)動(dòng)機(jī)、殼體上的應(yīng)用。由于常規(guī)鎂合金耐熱性能較差，在高溫環(huán)境下，它的強(qiáng)度和耐熱性能會(huì)大幅度下降，不能作為高溫長(zhǎng)時(shí)間使用的耐熱部件，因此耐熱鎂合金的研究已成為近年來(lái)鎂合金研究的熱點(diǎn)之一[2?3]。稀土元素如Gd、Y、Nd等是鎂合金中很重要的合金元素，可以大幅度提高鎂合金的鑄造性能、室溫和高溫性能以及抗蠕變性能，特別是添加Gd元素的作用明顯[4]。但在Mg-Gd系合金中所含稀土量高，成本昂貴，為了進(jìn)一步提高M(jìn)g-Gd系合金的力學(xué)性能，減少Gd元素的含量，一些有發(fā)展前途的多元Mg- Gd合金相繼被開發(fā)，如Mg-Gd-Y-Zr，Mg-Gd-Y- Zn-Zr，Mg-Gd-Nd-Zr[5?7]等。目前已投入使用的耐熱鎂合金以鑄件居多，如ZM6和WE54合金等[8?9]，塑性加工產(chǎn)品少。但鑄件產(chǎn)品的力學(xué)性能偏低，產(chǎn)品形狀尺寸也有局限性，不適合大規(guī)模工業(yè)生產(chǎn)，因此對(duì)變形鎂合金的需求越來(lái)越迫切。除常規(guī)的擠壓、軋制工藝外，研究表明，對(duì)Mg-Al，Mg-Zn及Al-Li合金進(jìn)行二次擠壓[10?12]，可提高合金的塑性和力學(xué)性能，但有關(guān)Mg-Gd系合金二次擠壓的研究還鮮有報(bào)道。鎂合金進(jìn)行熱加工的變形參數(shù)較為復(fù)雜，高稀土含量的Mg-Gd系合金對(duì)變形參數(shù)的控制要求更為嚴(yán)格。熱變形工藝參數(shù)與高溫變形時(shí)流變應(yīng)力的變化規(guī)律有關(guān)，近年來(lái)，國(guó)內(nèi)外對(duì)鎂合金高溫變形時(shí)流變應(yīng)力的研究不少[13?15]，但對(duì)二次擠壓過(guò)程的高溫流變應(yīng)力行為的研究還未見(jiàn)報(bào)道。本研究利用Gleeble1500熱/力模擬機(jī)，對(duì)Mg-12Gd-3Y-0.6Zr合金二次擠壓過(guò)程的熱變形行為進(jìn)行系統(tǒng)研究，建立應(yīng)力應(yīng)變方程，并研究熱變形后合金的顯微組織，為制定合理的熱加工工藝，有效控制產(chǎn)品的組織及性能提供實(shí)驗(yàn)依據(jù)。

1 實(shí)驗(yàn)

采用熔煉鑄造制備Mg-12Gd-3Y-0.6Zr(質(zhì)量分?jǐn)?shù)，%；下同)合金，實(shí)驗(yàn)合金材料為工業(yè)純鎂錠、鎂釓中間合金(30 %Gd)、鎂釔中間合金(30 %Y)和鎂鋯中間合金(30%Zr)。合金熔煉在電阻坩堝爐中進(jìn)行，熔煉過(guò)程中采用CO2+SF6混合氣體保護(hù)。鑄態(tài)合金經(jīng)(530 ℃，24 h)均勻化退火后，加工成熱模擬試樣，進(jìn)行一次熱模擬實(shí)驗(yàn)，據(jù)此制定一次擠壓工藝，對(duì)合金進(jìn)行一次擠壓。再將一次擠壓后獲得的合金棒加工成熱模擬試樣，進(jìn)行二次熱模擬實(shí)驗(yàn)，以制定二次擠壓工藝。加工的熱模擬試樣尺寸為10 mm×15 mm，且兩端有深0.2 mm的凹槽，使用石墨和機(jī)油作為潤(rùn)滑劑減小試樣兩端與壓頭間的摩擦力。試樣在Gleeble 1500型熱/力模擬機(jī)上進(jìn)行，一次和二次熱模擬的變形溫度分別為360～480 ℃和360～450 ℃，應(yīng)變速率范圍均為0.01～10 s?1，總壓縮應(yīng)變量均為0.7(真應(yīng)變)，熱模擬實(shí)驗(yàn)的保溫時(shí)間為3 min。對(duì)一次熱模擬及二次熱模擬試樣變形前后的組織進(jìn)行觀察，用5 g苦味酸+100 mL酒精+5 mL乙酸+10 mL蒸餾水溶液侵蝕，采用POLYVAR MET型金相顯微鏡觀察合金光學(xué)顯微組織。

2 結(jié)果與分析

2.1熱模擬試樣組織分析

圖1所示為熱模擬試驗(yàn)合金各種狀態(tài)的光學(xué)顯微組織。鑄態(tài)的光學(xué)顯微組織如圖1(a)所示，可見(jiàn)鑄態(tài)組織中存在粗大的樹枝晶，主要由α-Mg相及晶界析出的化合物組成，晶界粗大。圖1(b)所示為均勻化態(tài)試樣的光學(xué)顯微組織，可見(jiàn)鑄態(tài)中的枝晶已全部消除，但在晶粒內(nèi)部還有少量難溶的第二相[16]，試樣晶粒粗大。圖1(c)所示為一次擠壓后試樣的光學(xué)顯微組織，由圖1(c)可見(jiàn)，合金發(fā)生了完全再結(jié)晶，原始的粗晶組織被再結(jié)晶的細(xì)小晶粒取代，此時(shí)的晶粒尺寸約為35 μm，合金經(jīng)擠壓后，晶粒尺寸明顯變小。

圖1 Mg-12Gd-3Y-0.6Zr合金的光學(xué)顯微組織

2.2 真應(yīng)力?真應(yīng)變曲線

圖2為Mg-12Gd-3Y-0.6Zr合金高溫壓縮變形時(shí)的真應(yīng)力?應(yīng)變曲線。由圖可見(jiàn)，不論是一次熱模擬還是二次熱模擬，熱壓縮時(shí)合金的應(yīng)力應(yīng)變曲線均具有相同的變化規(guī)律：真應(yīng)力先隨真應(yīng)變的增加而迅速上升，達(dá)到峰值后略有降低，出現(xiàn)近穩(wěn)態(tài)流變特征。但在某些條件下存在局部差異：一次熱模擬在應(yīng)變速率為0.01 s?1時(shí)，材料壓縮變形后很快出現(xiàn)峰值，如圖2(a)所示；當(dāng)應(yīng)變速率為10 s?1時(shí)，曲線出現(xiàn)鋸齒波形，之后隨應(yīng)變?cè)黾?，鋸齒波形趨于平緩，如圖2(d)和(h)所示。有這樣的總體變化規(guī)律是因?yàn)椋涸谖?yīng)變階段，曲線斜率大，真應(yīng)力上升很快，表明加工硬化占主導(dǎo)地位，此時(shí)合金中只發(fā)生了部分動(dòng)態(tài)回復(fù)或動(dòng)態(tài)再結(jié)晶，其硬化作用大大超過(guò)軟化作用。隨變形量增加，位錯(cuò)密度不斷升高，使得動(dòng)態(tài)回復(fù)或動(dòng)態(tài)再結(jié)晶加快，加工硬化逐漸被動(dòng)態(tài)回復(fù)或動(dòng)態(tài)再結(jié)晶所引起的軟化作用抵消。當(dāng)軟化作用大于加工硬化作用時(shí)，真應(yīng)力開始下降；當(dāng)二者達(dá)到動(dòng)態(tài)平衡時(shí)，應(yīng)力趨于相對(duì)穩(wěn)定狀態(tài)。

圖2 Mg-12Gd-3Y-0.6Zr合金的真應(yīng)力?真應(yīng)變曲線

在同一應(yīng)變速率下，隨變形溫度升高，峰值應(yīng)力水平明顯下降。這主要是由于隨溫度升高，位錯(cuò)進(jìn)行交滑移和攀移的驅(qū)動(dòng)力增加，動(dòng)態(tài)再結(jié)晶、動(dòng)態(tài)回復(fù)等軟化作用容易發(fā)生，引起應(yīng)力降低。另外，由于鎂合金非基面滑移的臨界剪切應(yīng)力隨變形溫度的升高會(huì)迅速降低，所以在同一應(yīng)變速率下，變形溫度越高，非基面滑移系越容易啟動(dòng)，從而最終引起應(yīng)力降低。

在同一變形溫度下，隨應(yīng)變速率增大，峰值應(yīng)力水平升高。因?yàn)殡S應(yīng)變速率升高，單位應(yīng)變時(shí)間明顯縮短，位錯(cuò)密度顯著增加，同時(shí)由于動(dòng)態(tài)回復(fù)和動(dòng)態(tài)再結(jié)晶等提供的軟化過(guò)程時(shí)間縮短，導(dǎo)致塑性變形進(jìn)行得不充分，合金變形的臨界切應(yīng)力提高，從而使得流變應(yīng)力增大。

在變形溫度、應(yīng)變速率相同的情況下，一次熱模擬的峰值應(yīng)力均大于二次熱模擬(450 ℃，10 s?1除外)。這是由于當(dāng)變形溫度高于等強(qiáng)溫度時(shí)，晶界滑動(dòng)對(duì)變形的貢獻(xiàn)大，導(dǎo)致細(xì)晶材料比粗晶材料軟。一次熱模擬試樣的晶粒尺寸明顯大于二次熱模擬試樣，因此在高溫下，一次熱模擬試樣的強(qiáng)度較高。合金不同擠壓次數(shù)、變形溫度和不同應(yīng)變速率下的峰值應(yīng)力如表1所列。

2.3 流變應(yīng)力方程

可根據(jù)Sellar 和Tegart 提出的一種修正的Arrhenius 關(guān)系描述這種熱激活變形行為，此公式為包含變形激活能和溫度的雙曲正弦形式[17]：

式中：，，均為與溫度無(wú)關(guān)的常數(shù)；為結(jié)構(gòu)因子，s?1；為應(yīng)力水平常數(shù)，MPa?1；為應(yīng)力指數(shù)；關(guān)系式表達(dá)了應(yīng)變硬化和動(dòng)態(tài)軟化之間的動(dòng)態(tài)平衡關(guān)系。還原公式(1)的原始形式為：

式中：為Zener-Hollomon 參數(shù)，是溫度補(bǔ)償?shù)淖冃嗡俾室蜃印?/p>

通過(guò)數(shù)學(xué)推導(dǎo)，在低應(yīng)力水平和高應(yīng)力水平條件下，公式(1)可分別表述為：

式中：1，2，和均為與溫度無(wú)關(guān)的常數(shù)；=。假設(shè)，Mg-Gd-Y-Zr合金在高溫塑性變形時(shí)應(yīng)力和應(yīng)變之間滿足式(1)，根據(jù)式(4)和式(5)，可求出，，。

對(duì)式(4)、(5)兩邊取對(duì)數(shù)分別可得：

由式(6)，(7)可知，當(dāng)溫度一定時(shí)，和分別為ln?lnσ，ln?σ曲線的斜率。采用一元線性回歸處理，得到ln?lnσ關(guān)系曲線，如圖3(a)，(c)所示，ln?σ關(guān)系曲線如圖3(b)，(d)所示。相關(guān)系數(shù)均大于0.98。根據(jù)求得的值和值確定值，這里一次熱模擬1=8.468 1，1=0.063 49，1=0.007 497 5，二次熱模擬2=6.087 83，2=0.049 355，2=0.008 107 2。

表1 Mg-12Gd-3Y-0.6Zr合金的不同條件下的峰值應(yīng)力

圖3 應(yīng)變速率與峰值應(yīng)力的關(guān)系

假設(shè)熱變形激活能與溫度無(wú)關(guān), 對(duì)式(1)兩邊分別取對(duì)數(shù)可得

把圖2中不同狀態(tài)下Mg-12Gd-3Y-0.6Zr合金變形時(shí)的峰值應(yīng)力、應(yīng)變速率和所求的值代入式(8)，再用最小二乘法線性回歸，繪制出相應(yīng)的ln?ln[sinh()]關(guān)系曲線，如圖4所示，ln[sinh()]?1/T關(guān)系曲線，如圖5所示。式(9)中的第一項(xiàng)為ln?ln[sinh()]關(guān)系曲線的斜率, 第二項(xiàng)為ln[sinh()] ?1/T關(guān)系曲線的斜率，=8.314 J/(mol·K)。由此，可求得不同溫度下變形激活能、應(yīng)力指數(shù)以及材料常數(shù)值，分別為：一次熱模擬1=271.131 63 kJ/mol，1=6.518 572，1=1.404 01×1019s?1；二次熱模擬2= 190.118 24 kJ/mol，2=4.736 23，2=2.827 40×1013s?1。

可以看出二次熱模擬的值、值均小于一次熱模擬，這與位錯(cuò)及晶界的運(yùn)動(dòng)有關(guān)。由圖1可知，二次熱模擬試樣的晶粒尺寸明顯小于一次熱模擬試樣，但在高溫變形時(shí)沒(méi)有細(xì)晶強(qiáng)化效果，而且高溫下的晶界在應(yīng)力作用下會(huì)產(chǎn)生粘滯性流動(dòng)，發(fā)生晶粒沿晶界的相對(duì)滑動(dòng)，這加速了位錯(cuò)和晶界的移動(dòng)，使材料中位錯(cuò)交滑移、位錯(cuò)的攀移及晶界遷移能力增強(qiáng)，使激活位錯(cuò)的能壘降低。

對(duì)式(3)兩邊取對(duì)數(shù)可以得到

將前面求得的變形激活能分別代入公式(2)得

將不同變形溫度下合金熱變形的應(yīng)變速率分別代入式(11)和(12)得到不同的值, 再將對(duì)應(yīng)的峰值應(yīng)力一起代入式(10)，用最小二乘法線性回歸，繪制出相應(yīng)的ln?ln[sinh()]關(guān)系曲線，如圖6所示。采用一元線性回歸分析可得出兩者的關(guān)系分別為：一次熱模擬：ln1=43.806 54+6.311 56ln[sinh(1)]；二次熱模擬：ln2=30.950 97+4.588 54ln[sinh(2)]。顯然在實(shí)驗(yàn)應(yīng)變速率和變形溫度范圍內(nèi)，合金流變應(yīng)力雙曲正弦項(xiàng)的自然對(duì)數(shù)和參數(shù)的自然對(duì)數(shù)間滿足線性關(guān)系。由此可見(jiàn), 可以用包含Arrhenius項(xiàng)的參數(shù)描述該合金高溫壓縮變形時(shí)的流變行為。

圖4 ln與ln[ sinh() ]的關(guān)系

Fig.4 Relationships between lnand ln[sinh() ](a) One time simulation; (b) Two times simulation

圖5 ln[sinh(ασ)]與1 000/T的關(guān)系

圖6 流變應(yīng)力與Z參數(shù)的關(guān)系

將所求參數(shù)代入式(1) 可求得實(shí)驗(yàn)合金的應(yīng)力—應(yīng)變關(guān)系方程：

一次擠壓：

其參數(shù)可表示為：

用參數(shù)表示的流變應(yīng)力方程為：

二次擠壓：

其Z參數(shù)可表示為：

用Z參數(shù)表示的流變應(yīng)力方程為：

2.4 變形后材料的顯微組織

圖7 Mg-12Gd-3Y-0.6Zr合金在=1時(shí)的光學(xué)顯微組織

綜上所述，由于二次熱模擬的再結(jié)晶溫度比一次熱模擬低，合金二次擠壓變形的溫度低于一次擠壓。此外，二次熱模擬的激活能比一次熱模擬的激活能小，合金二次擠壓變形的速度也高于一次擠壓。因此，二次擠壓能進(jìn)一步細(xì)化晶粒，提高合金的力學(xué)性能。

3 結(jié)論

1) 在同一應(yīng)變速率下，隨變形溫度升高，峰值應(yīng)力水平明顯下降；在同一變形溫度下，隨應(yīng)變速率增大，峰值應(yīng)力水平升高；在變形溫度、應(yīng)變速率相同的情況下，一次熱模擬的峰值應(yīng)力均大于二次熱模擬(450 ℃，10 s?1除外)。

2) 可以采用含Z參數(shù)的雙曲正弦函數(shù)形式來(lái)描述Mg-12Gd-3Y-0.6Zr合金二次擠壓過(guò)程的熱變形行為，獲得的熱變形工藝參數(shù)值分別為：一次擠壓：1=1.404 01×1019s?1，1=0.007 497 5 MPa?1，1=6.518 572，1=271.13 163 kJ/mol；二次擠壓：2=2.827 40×1013s?1，2=0.008 107 2 MPa?1，2=4.736 23，2=190.118 24 kJ/mol。

3) 由于二次熱模擬試樣中位錯(cuò)及晶界的運(yùn)動(dòng)增強(qiáng)，使二次熱模擬的和均小于一次熱模擬，導(dǎo)致二次擠壓較一次擠壓容易發(fā)生再結(jié)晶，且隨溫度的升高，動(dòng)態(tài)再結(jié)晶進(jìn)行更充分。

[1] CZERWINSKI F. Magnesium Alloys-Design, Processing and Properties[M]. Croatia: InTech, 2011: 1?2.

[2] 劉寶忠, 范燕平, 劉嬌嬌, 等. 重稀土耐熱鎂合金的研究現(xiàn)狀及發(fā)展[J]. 材料導(dǎo)報(bào), 2012, 26(6): 110?113. LIU Baozhong, FAN Yanping, LIU Jiaojiao, et al. Research and development of heat resistant magnesium-heavy rare earth alloys[J]. Materials Review, 2012, 26(6): 110?113.

[3] ZHU X R, WANG J, XU Y D, et al. Microstructure and creep behaviour of Mg-12Gd-3Y-1Zn-0.4Zr alloy[J]. Journal of Rare Earths, 2013, 31(2): 186?191.

[4] 李會(huì)會(huì), 王斌, 易丹青, 等. Mg-9Gd-3Y-0.3Zr 合金的蠕變行為[J]. 粉末冶金材料科學(xué)與工程, 2014, 19(4): 576?583. LI Huihui, WANG Bin, YI Danqing, et al. Creep behavior of Mg-9Gd-3Y-0.3Zr alloy[J]. Materials Science and Engineering of Powder Metallurgy, 2014, 19(4): 576?583.

[5] XIA X S, ZHANG K, LI X G, et al. Microstructure and texture of coarse-grained Mg-Gd-Y-Nd-Zr alloy after hot compression[J]. Materials & Design, 2013, 44(2): 521?527.

[6] ZHANG X M, LI L, DENG Y L, et al. Superplasticity and microstructure in Mg-Gd-Y-Zr alloy prepared by extrusion[J]. Journal of Alloys and Compounds. 2013, 481(1/2): 296?300.

[7] HONMA T, OHKUBO T, KAMADO S, et al. Effect of Zn additions on the age-hardening of Mg-2.0Gd-1.2Y-0.2Zr (at.%) alloys[J]. Acta Materialia, 2007, 55(12): 4137?4150.

[8] 遲大釗, 吉澤升, 梁維中. Mg-Nd-Zr-Zn合金的制備及釹對(duì)合金組織性能的影響[J]. 中國(guó)稀土學(xué)報(bào), 2004, 22(2): 251?253.CHI Dazhao, JI Zesheng, LIANG Weizhong. Preparation of Mg-Nd-Zr-Zn alloy and effect of neodymium on its structure[J]. Journal of The Chinese Rare Earth Society, 2004, 22(2): 251?253.

[9] XIN R L, LI L, ZENG K, et al. Structural examination of aging precipitation in a Mg-Y-Nd alloy at different temperatures[J]. Materials Characterization, 2011, 62(5): 535?539.

[10] DU Y Z, ZHENG M Y, QIAO X G, et al. The effect of double extrusion on the microstructure and mechanical properties of Mg-Zn-Ca alloy[J]. Materials Science and Engineering A, 2013, 583(11): 69?77.

[11] GUAN S K, ZHU S J, WANG LG, et al. Microstructures and mechanical properties of double hot-extruded AZ80+Sr wrought alloys[J]. Transactions of Nonferrous Metals Society of China, 2007, 17(6): 1143?1151.

[12] 張新明, 石其年, 尹志民, 等. 二次擠壓對(duì)Al-Li合金擠壓織構(gòu)及力學(xué)性能的影響[J]. 中南礦冶學(xué)院學(xué)報(bào), 1991, 22(2): 174?183. ZHANG Xinming, SHI Qinian, YIN Zhimin, et al. Effect of double extrusion processes on extrusion texture and properties of Al-Li alloy[J]. Journal of Central-South Institute of Mining and Metallurgy, 1991, 22(2): 174?183.

[13] CHEN Z Y, LI Z Q, YU C. Hot deformation behavior of an extruded Mg-Li-Zn-RE alloy[J]. Materials Science and Engineering A, 2011, 528(3): 961?966.

[14] 肖宏超, 劉楚明, 徐璐, 等. Mg-10Gd-4.8Y-0.6Zr鎂合金熱變形行為與加工圖[J]. 中國(guó)有色金屬學(xué)報(bào), 2013, 23(2): 303?310. XIAO Hongchao, LIU Chuming, XU Lu, et al. Deformation behavior and processing map of Mg-10Gd-4.8Y-0.6Zr magnesium alloy[J]. The Chinese Journal of Nonferrous Metals, 2013, 23(2): 303?310.

[15] LU L W, LIU T M, CHEN Y, et al. Deformation and fracture behavior of hot extruded Mg alloys AZ31[J]. Materials Characterization, 2012, 67(3): 93?100.

[16] GAO Y, WANG Q D, GU J H, et al. Behavior of Mg-15Gd-5Y-0.5Zr alloy during solution heat treatment from 500 to 540 ℃[J]. Materials Science and Engineering A, 2007, 459(1/2): 117?123.

[17] SAMANTARAY D, SUMANTRA M, BHADURI A K. A comparative study on Johnson Cook, modified Zerilli– Armstrong and Arrhenius-type constitutive models to predict elevated temperature flow behaviour in modified 9Cr-1Mo steel[J]. Computational Materials Science, 2009, 47(2): 568?576.

[18] Lü B J, PENG J, PENG Y, et al. The effect of LPSO phase on hot deformation behavior and dynamic recrystallization evolution of Mg-2.0Zn-0.3Zr-5.8Y alloy[J]. Materials Science and Engineering A, 2013, 579(6): 209?216.

[19] SHAO Z W, ZHU X R, WANG R, et al. Hot deformation and processing map of as-homogenized Mg-9Gd-3Y-2Zn-0.5Zr alloy[J]. Materials & Design, 2013, 51(5): 826?832.

(編輯 高海燕)

Hot deformation behavior of Mg-12Gd-3Y-0.6Zr alloy during secondary-extrusion process

SU Zaijun1, 2, XU Lei2, LIU Chuming2, ZENG Sumin2

(1. School of Mechanical Engineering, Hunan Industry University, Zhuzhou 412007, China;2. School of Materials Science and Engineering, Central South University, Changsha 410083, China)

The hot deformation behavior of Mg-12Gd-3Y-0.6Zr alloy during secondary-extrusion process over the temperature of 360?480 ℃, the strain rate of 0.01?10 s?1and the true strain of 0?0.7 was studied by using Gleeble-1500 hot simulator machine. The process parameters of hot deformation were obtained, and microstructure after hot deformation was studied. The results show that the peak flow stress increases with increasing strain rate at constant temperature, and decreases with increasing deformation temperature at constant strain rate. Under the condition of the same deformation temperature and strain rate, thermal simulation of peak stress at one time is higher than that at two times (except 450 ℃/10s?1);the flow stress of Mg-12Gd-3Y-0.6Zr alloy during secondary-extrusion process can be represented by a Zener-Hollomon parameter in the hyperbolic Arrhenius-type equation. With the strengthening of dislocation and grain boundaries, both the value of activation energy () and stress index () of secondary-hot simulation are smaller than those of single-hot simulation. Secondary-extrusion is easier than single-extrusion for dynamic recrystallization.

Mg-12Gd-3Y-0.6Zr alloy; secondary-extrusion; hot deformation; activation energy

TG146.2

A

1673?0224(2016)03?361?08

國(guó)家自然科學(xué)基金項(xiàng)目(51074186)，國(guó)家重點(diǎn)基礎(chǔ)研究發(fā)展計(jì)劃(2013CB632200)

2015?05?12；

2015?07?16

劉楚明，教授，博士。電話：0731-88877502；E-mail: cmliu@mail.csu.edu.cn