ZK60鎂合金高應(yīng)變速率鍛造成形

吳遠(yuǎn)志, 嚴(yán)紅革, 劉先蘭，李理, 李鑫, 袁丁玲

(1.湖南工學(xué)院 機(jī)械工程學(xué)院，湖南 衡陽(yáng) 421002； 2.湖南大學(xué) 材料科學(xué)與工程學(xué)院，湖南 長(zhǎng)沙 410082)

ZK60鎂合金高應(yīng)變速率鍛造成形

吳遠(yuǎn)志, 嚴(yán)紅革, 劉先蘭，李理, 李鑫, 袁丁玲

(1.湖南工學(xué)院 機(jī)械工程學(xué)院，湖南 衡陽(yáng) 421002； 2.湖南大學(xué) 材料科學(xué)與工程學(xué)院，湖南 長(zhǎng)沙 410082)

采用Gleeble-1500對(duì)ZK60合金進(jìn)行鍛造模擬，分析了合金高應(yīng)變速率可鍛性；并采用空氣錘對(duì)合金成功地進(jìn)行高應(yīng)變速率多向鍛造，研究了其組織演變和力學(xué)性能。結(jié)果表明：高應(yīng)變速率(≥10 s-1)鍛造成形時(shí)，孿生和動(dòng)態(tài)再結(jié)晶對(duì)變形儲(chǔ)能的消耗以及變形溫升對(duì)散熱造成的塑性下降的彌補(bǔ)，可防止合金在高應(yīng)變速率鍛造時(shí)產(chǎn)生裂紋。此外，由于再結(jié)晶同時(shí)在晶界和孿晶上產(chǎn)生，獲得了比低應(yīng)變速率鍛造成形更為均勻的再結(jié)晶組織，因此高應(yīng)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(jīng)高應(yīng)變速率多向鍛造成形后，可形成殼狀粗晶和核狀細(xì)晶構(gòu)成的雙峰晶粒組織，應(yīng)變∑Δε=2.64時(shí)，粗晶和細(xì)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(xiàn)出良好的綜合力學(xué)性能，抗拉強(qiáng)度和延伸率分別達(dá)到330.2 MPa、24.8%，表明高應(yīng)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(yīng)變速率鍛造；可鍛性；多向鍛造；雙峰組織；力學(xué)性能

鎂合金是密度最小的金屬結(jié)構(gòu)材料，具有比強(qiáng)度和比剛度高、阻尼性能好等一系列優(yōu)點(diǎn)。近年來(lái)，隨著能源危機(jī)和環(huán)境污染的日益突出，鎂合金作為新型工程材料迅速發(fā)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(chǎn)品等領(lǐng)域具有重要的應(yīng)用價(jià)值和廣闊的應(yīng)用前景[1-2]。但由于鎂合金晶體結(jié)構(gòu)為密排六方，在室溫變形時(shí)獨(dú)立滑移系較少，塑性成形困難，目前鎂合金產(chǎn)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(chǎn)的鎂合金力學(xué)性能偏低，難以滿足高性能結(jié)構(gòu)材料的需求，嚴(yán)重制約了鎂合金的應(yīng)用[3]。

研究表明，熱加工工藝可以細(xì)化合金晶粒組織并消除鑄造缺陷，提高材料綜合力學(xué)性能，從而擴(kuò)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(wěn)定性好等優(yōu)點(diǎn)，并且適于制備大尺寸結(jié)構(gòu)件[3]。然而，由于鎂合金塑性成形能力差、鍛造溫度區(qū)間窄和對(duì)應(yīng)變速率敏感等特點(diǎn)，使得鎂合金鍛造成形困難。到目前為止，關(guān)于鍛造鎂合金的研究并不多，而鎂合金高應(yīng)變速率鍛造成形的研究更是鮮有報(bào)道[4-7]。本文以ZK60鎂合金為研究對(duì)象，通過(guò)Gleeble-1500對(duì)ZK60合金進(jìn)行鍛造模擬，分析了合金高應(yīng)變速率可鍛性，并采用空氣錘成功地對(duì)合金進(jìn)行高應(yīng)變速率多向鍛造變形，研究了其組織演變和力學(xué)性能。

1 實(shí)驗(yàn)材料與方法

實(shí)驗(yàn)用材料為半連續(xù)鑄造ZK60鎂合金，名義成分為Mg-5.5Zn-0.45Zr。樣品經(jīng)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(rùn)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(yīng)力集中引起的開裂。鍛造模擬實(shí)驗(yàn)在Gleeble-1500上進(jìn)行，壓縮時(shí)在試樣兩端均勻涂敷潤(rùn)滑劑(石墨+機(jī)油)，以減小試樣與壓頭之間的摩擦。為研究應(yīng)變速率和變形量的影響，應(yīng)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(jìn)行顯微組織觀察。高應(yīng)變速率鍛造實(shí)驗(yàn)在C41-65空氣錘上進(jìn)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(jìn)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(huán)變化，每鍛1個(gè)面計(jì)作1道次，道次變形量控制為20%，即道次應(yīng)變?chǔ)う?0.22。鍛造完成后對(duì)試樣進(jìn)行水淬，鍛坯表面良好沒(méi)有明顯裂紋，取芯部垂直于取樣前最后一個(gè)鍛造方向的平面進(jìn)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(jìn)行室溫拉伸實(shí)驗(yàn)，拉伸試樣標(biāo)距為10 mm，拉伸方向平行于取樣前最后一個(gè)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(jìn)行；拉伸試驗(yàn)在萬(wàn)能材料試驗(yàn)機(jī)上進(jìn)行上進(jìn)行，拉伸速度為0.5 mm/min。

圖1 高應(yīng)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(jié)果與分析

2.1 合金變形前顯微組織

圖2所示分別為鑄態(tài)和均勻化ZK60合金顯微組織。從圖2(a)可以看出，鑄態(tài)合金平均晶粒尺寸約為100 μm，并且晶界附近有大量不連續(xù)網(wǎng)狀分布的第二相。經(jīng)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(xù)鍛造成形的順利進(jìn)行。

2.2 熱壓縮合金變形組織

壓縮溫度為300℃、壓下量為50%時(shí)合金在不同壓縮應(yīng)變速率時(shí)的變形組織如圖3所示。從圖中可以看出，當(dāng)應(yīng)變速率為0.01 s-1時(shí)，在初始晶界附近觀察到少量細(xì)小的再結(jié)晶晶粒，初始晶粒內(nèi)基本沒(méi)有孿晶和再結(jié)晶晶粒，如圖3(a)所示；應(yīng)變速率增加到0.1～1 s-1時(shí)，初始晶界附近的再結(jié)晶晶粒明顯增多，形成了項(xiàng)鏈狀的再結(jié)晶組織，同時(shí)初始晶粒內(nèi)出現(xiàn)了孿晶且孿晶密度隨應(yīng)變速率增大而升高，如圖3(b)、(c)所示；應(yīng)變速率繼續(xù)增加至10 s-1以上時(shí)，再結(jié)晶同時(shí)在初始晶界附近和初始晶粒內(nèi)的孿晶上產(chǎn)生，再結(jié)晶程度顯著提高，且其再結(jié)晶晶粒尺寸遠(yuǎn)大于低應(yīng)變速(0.01～1 s-1)壓縮時(shí)的再結(jié)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(guò)程中，晶界是最容易發(fā)生位錯(cuò)塞積的區(qū)域，位錯(cuò)塞積可以增加晶界附近的位向差從而促進(jìn)再結(jié)晶晶核的形成，并在初始晶界附近發(fā)

生動(dòng)態(tài)再結(jié)晶[4]。因此，當(dāng)壓縮變形量為50%時(shí)，所有應(yīng)變速率范圍內(nèi)均能在初始晶界附近觀察到再結(jié)晶晶粒，如圖3所示。隨著應(yīng)變速率的升高，完成變形所需的時(shí)間縮短，可用于位錯(cuò)滑移的時(shí)間減少，滑移機(jī)制不能充分保證變形的進(jìn)行，孿生機(jī)制必須啟動(dòng)以協(xié)調(diào)變形[8]。因此，變形組織中的孿晶密度隨應(yīng)變速率的增大而升高，如圖3所示。值得注意的是，當(dāng)應(yīng)變速率大于10 s-1時(shí)，在孿晶上出現(xiàn)了大量的再結(jié)晶晶粒，變形組織中再結(jié)晶程度遠(yuǎn)大于低應(yīng)變速率(≤1 s-1)，獲得了更為均勻的再結(jié)晶組織。由于再結(jié)晶在鎂合金塑性變形過(guò)程中的重要軟化機(jī)制，有必要對(duì)其再結(jié)晶機(jī)理進(jìn)行深入研究。

圖3 變形溫度為300℃時(shí)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(shí)不同壓縮量時(shí)的顯微組織。從圖中可以看出，孿晶上再結(jié)晶晶粒的形成過(guò)程分為三步：1)壓下量較小時(shí)，大量的孿晶將初始晶粒分割成細(xì)小的孿晶片層，且在孿晶片層內(nèi)形成了較高密度的位錯(cuò)，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(nèi)的位錯(cuò)發(fā)生重排形成亞晶，如圖4(c)、(d)所示；3)繼續(xù)增大壓下量，亞晶界通過(guò)吸收晶格位錯(cuò)形成大角度晶界，從而在孿晶上形成再結(jié)晶晶粒，如圖4(e)、(f)所示。由此可見，本實(shí)驗(yàn)中再結(jié)晶在孿晶上的形成過(guò)程與Sun等[8]對(duì)孿生誘發(fā)動(dòng)態(tài)再結(jié)晶的研究結(jié)果基本一致。

2.3 高應(yīng)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(fā)生開裂，因此傳統(tǒng)觀點(diǎn)認(rèn)為鎂合金不適于使用高應(yīng)變速率鍛造工藝加工，只能在較低的應(yīng)變速率下進(jìn)行鍛造成形。本實(shí)驗(yàn)中，合金在0.001～50 s-1的應(yīng)變速率范圍內(nèi)進(jìn)行鍛造模擬均未發(fā)生明顯開裂，即鎂合金可采用高應(yīng)變速率鍛造工藝成形。

研究表明，應(yīng)力集中是金屬塑性變形過(guò)程中產(chǎn)生開裂主要原因，裂紋的萌生和擴(kuò)展均可釋放應(yīng)力，若要從根本上預(yù)防裂紋的產(chǎn)生，則需引入裂紋的競(jìng)爭(zhēng)機(jī)制來(lái)釋放應(yīng)力[9]。由圖4(a)～(c)可知，孿生是合金高應(yīng)變速率壓縮前期的主要變形機(jī)制；孿生可在缺少足夠滑移系的條件下協(xié)調(diào)變形，使變形得以繼續(xù)進(jìn)行；此外，孿生是塑性成形過(guò)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(kuò)展的速度[10]；因此孿晶的大量產(chǎn)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(yīng)變速率鍛造后期合金發(fā)生了大范圍的動(dòng)態(tài)再結(jié)晶，動(dòng)態(tài)再結(jié)晶是一種典型的變形軟化機(jī)制，可降低位錯(cuò)密度并釋放應(yīng)力，從而抑制裂紋的產(chǎn)生。

圖5所示為合金高應(yīng)變速率壓縮變形實(shí)測(cè)溫升。從圖5可以看出合金高應(yīng)變速率壓縮變形時(shí)的實(shí)測(cè)溫度隨著應(yīng)變速率的升高而增大。應(yīng)變速率較低時(shí)(0.01～0.1 s-1)，實(shí)測(cè)溫度在壓縮過(guò)程基本保持不變；中等應(yīng)變速率時(shí)(1 s-1)，試樣溫度略有升高，其升高幅度約為30℃；高應(yīng)變速率變形時(shí)(>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(chǎn)生是由于金屬塑性成形時(shí)外界對(duì)變形體施加能量絕大部分轉(zhuǎn)化成熱量，并引起變形體溫度升高。當(dāng)變形速度較慢時(shí)，變形所產(chǎn)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(shí)，變形產(chǎn)生的熱量在短時(shí)間內(nèi)無(wú)法散失，從而導(dǎo)致試樣溫度的升高[11]。

圖4 變形溫度和應(yīng)變速率分別為300℃，20 s-1時(shí)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(shí)ZK60合金在不同壓縮速率下的實(shí)測(cè)溫度 Fig.5 Tested temperature of ZK60 compressed at different strain rate under 300℃

由此可見，在高應(yīng)變速率鍛造過(guò)程中，孿生和動(dòng)態(tài)再結(jié)晶先后釋放應(yīng)力集中，抑制裂紋的形核和擴(kuò)展，使高應(yīng)變速率鍛造成形得以實(shí)現(xiàn)；同時(shí)，高應(yīng)變速率鍛造成形時(shí)產(chǎn)生的變形溫升可以彌補(bǔ)鎂合金因散熱導(dǎo)致的溫度下降，從而保持在穩(wěn)定的鍛造溫度。

2.4 高應(yīng)變速率多向鍛造組織及性能

合金在空氣錘下高應(yīng)變速率多向鍛造變形的組織演變?nèi)鐖D6、7所示。累積應(yīng)變∑Δε=0.22時(shí)，初始晶粒內(nèi)產(chǎn)生大量孿晶，同時(shí)在初始晶界附近出現(xiàn)少量再結(jié)晶晶粒，如圖6(a)所示。增大累積應(yīng)變，初始晶粒內(nèi)的孿晶密度增大，初始晶界附近的再結(jié)晶程度升高，如圖6(b)。累積應(yīng)變∑Δε=2.64時(shí)，形成了平均晶粒尺寸為10 μm的殼狀粗大再結(jié)晶和核狀組織，如圖6(c)、(d)所示；對(duì)核狀組織進(jìn)行TEM觀察可以發(fā)現(xiàn)，核狀組織由平均晶粒尺寸為1 μm的再結(jié)晶晶粒組成，如圖7所示。結(jié)合圖6、7可知，累積應(yīng)變?yōu)?.64時(shí)合金顯微組織為殼狀粗晶組織和核狀細(xì)晶組織構(gòu)成的雙峰晶粒組織，其中粗晶組織晶粒尺寸為10 μm，核狀細(xì)晶組織晶粒尺寸為1 μm。力學(xué)性能測(cè)試表明，經(jīng)高應(yīng)變速率多向鍛造變形后，合金抗拉強(qiáng)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(jīng)高應(yīng)變速率多向鍛造變形后，合金表現(xiàn)出較高的強(qiáng)度和延伸率，其高強(qiáng)度和延伸率與雙峰組織密切相關(guān)。大量研究表明，在雙峰晶粒組織中細(xì)晶組織可以提供較高的強(qiáng)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(qiáng)度和高延伸率[12-13]。此外，合金較高的延伸率與織構(gòu)也密切相關(guān)，多向鍛造過(guò)程中三向載荷的作用可以有效的避免強(qiáng)烈的基面織構(gòu)和嚴(yán)重的各向異性[14]，從而獲得較高的延伸率。

圖6 不同累積應(yīng)變高應(yīng)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(yīng)變?yōu)?.64時(shí)島狀超細(xì)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(jié)論

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

2) 高應(yīng)變速率鍛造過(guò)程中，孿生和動(dòng)態(tài)再結(jié)晶對(duì)變形儲(chǔ)能的消耗以及變形溫升對(duì)散熱造成的塑性下降的彌補(bǔ)，可保證合金在高應(yīng)變速率鍛造成形時(shí)的可鍛性，并且通過(guò)高應(yīng)變速率變形可獲得更為均勻的再結(jié)晶組織，表明高應(yīng)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(jīng)高應(yīng)變速率多向鍛造成形后，可獲得殼狀粗晶和核狀細(xì)晶構(gòu)成的雙峰晶粒組織，使合金綜合力學(xué)性能顯著提升；累積應(yīng)變∑Δε=2.64時(shí)，合金抗拉強(qiáng)度和延伸率分別有由鑄態(tài)時(shí)的249.6 MPa和7.7%分別提高至330.2 MPa和24.8%；表明高應(yīng)變速率多向鍛造成形是制備高性能鎂合金的有效途徑。

[1]AVEDESIAN M M, BAKER H. ASM specialty handbook: magnesium and magnesium alloys[M]. New York: ASM International, 1999: 7-8.

[2]丁文江, 袁廣銀, 曾小勤, 等. 鎂合金科學(xué)與技術(shù)[M]. 北京: 科學(xué)出版社, 2007: 24-25. DING Wenjiang, YUAN Guangyin, ZENG Xiaoqin, et al. Magnesium science and technology[M]. Beijing: Science Press, 2007: 24-25.

[3]KAINER K U. Magnesium alloys and technology[M]. Weinheim: GKSS Research Center Geesthacht GmbH, 2003.

[4]吳遠(yuǎn)志. ZK系列鎂合金高應(yīng)變速率鍛造工藝及機(jī)理的研究[D]. 長(zhǎng)沙: 湖南大學(xué), 2012. WU Yuanzhi. Research on the technics and mechanisms of ZK series magnesium alloys during high strain rate forging[D]. Changsha: Hunan University, 2012.

[5]吳遠(yuǎn)志, 嚴(yán)紅革, 朱素琴, 等. Mg-Zn-Zr合金高應(yīng)變速率多向鍛造組織演變及力學(xué)性能[J]. 材料研究學(xué)報(bào), 2014, 28(2): 144-152. WU Yuanzhi, YAN Hongge, ZHU Suqin, et al. Microstructure evolution and mechanical properties of Mg-Zn-Zr alloys during high strain rate triaxial-forging[J]. Chinese journal of materials research, 2014, 28(2): 144-152.

[6]吳遠(yuǎn)志, 嚴(yán)紅革, 陳吉華, 等. AZ31鎂合金高應(yīng)變速率多向鍛造組織演變及力學(xué)性能[J]. 中國(guó)有色金屬學(xué)報(bào), 2012, 22(11): 3000-3005. WU Yuanzhi, YAN Hongge, CHEN Jihua, et al. Microstructure evolution and mechanical properties of AZ31 magnesium alloy fabricated by high strain rate triaxial-forging[J]. The Chinese journal of nonferrous metals, 2012, 22(11): 3000-3005.

[7]吳遠(yuǎn)志, 嚴(yán)紅革, 朱素琴, 等. 鍛造方式對(duì)ZK21鎂合金顯微組織和力學(xué)性能的影響[J]. 中南大學(xué)學(xué)報(bào): 自然科學(xué)版, 2015, 46(2): 444-451. WU Yuanzhi, YAN Hongge, ZHU Suqin, et al. Effects of forging technique on microstructure and mechanical properties of ZK21 magnesium alloy[J]. Journal of central south university: Science and Technology, 2015, 46(2): 444-451.

[8]SUN H Q, SHI Y N, ZHANG M X, et al. Plastic strain-induced grain refinement in the nanometer scale in a Mg alloy[J]. Acta materialia, 2007, 55(3): 975-982.

[9]ZHU S Q, YAN H G, CHEN J H, et al. Effect of twinning and dynamic recrystallization on the high strain rate rolling process[J]. Scripta materialia, 2010, 63(10): 985-988.

[10]ZHU S Q, YAN H G, LIAO X Z, et al. Mechanisms for enhanced plasticity in magnesium alloys[J]. Acta materialia, 2015, 82: 344-355.

[11]LUO Guangmin, WU Jiansheng, FAN Junfei, et al. Deformation behavior of an ultrahigh carbon steel (UHCS-3.0Si) at elevated temperature[J]. Materials science and engineering: A, 2004, 379(1/2): 302-307.

[12]WANG Y M, MA E. Three strategies to achieve uniform tensile deformation in a nanostructured metal[J]. Acta materialia, 2004, 52(6): 1699-1709.

[13]王鴻鼎, 喇培清, 師婷, 等. 塊體納米晶/微米晶復(fù)相金屬材料研究現(xiàn)狀及其發(fā)展趨勢(shì)[J]. 材料工程, 2013(4): 92-96. WANG Hongding, LA Peiqing, SHI Ting, et al. Research status and development trend of bulk Nano/Micro-crystalline composite metallic materials[J]. Journal of materials engineering, 2013(4): 92-96.

[14]RINGEVAL S, PIOT D, DESRAYAUD C, et al. Texture and microtexture development in an Al-3Mg-Sc(Zr) alloy deformed by triaxial forging[J]. Acta materialia, 2006, 54(11): 3095-3105.

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(guó)家自然科學(xué)基金項(xiàng)目(51501061)；湖南省教育廳科學(xué)研究?jī)?yōu)秀青年項(xiàng)目(14B045)；湖南省科技計(jì)劃項(xiàng)目(2015JC3106)；湖南省大學(xué)生創(chuàng)新性實(shí)驗(yàn)和研究性學(xué)習(xí)計(jì)劃項(xiàng)目(20140558).

吳遠(yuǎn)志(1984-), 男, 副教授.

吳遠(yuǎn)志, E-mail:ranco007@163.com.

10. 11990/jheu.201601068

TG146.2

A

1006-7043(2017)03-0478-06

吳遠(yuǎn)志, 嚴(yán)紅革, 劉先蘭,等.ZK60鎂合金高應(yīng)變速率鍛造成形[J]. 哈爾濱工程大學(xué)學(xué)報(bào), 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.

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