吳遠(yuǎn)志，嚴(yán)紅革，朱素琴，劉先蘭，劉安民，張蓉

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鍛造方式對ZK21鎂合金顯微組織和力學(xué)性能的影響

吳遠(yuǎn)志1, 2，嚴(yán)紅革3，朱素琴3，劉先蘭1, 2，劉安民1, 2，張蓉1, 2

(1. 湖南工學(xué)院 機(jī)械工程學(xué)院，湖南 衡陽，421002；2. 汽車零部件制造與績效提升技術(shù)湖南省應(yīng)用基礎(chǔ)研究基地，湖南 衡陽，421002；3. 湖南大學(xué) 材料科學(xué)與工程學(xué)院，湖南 長沙，410082)

采用空氣錘對ZK21合金進(jìn)行高應(yīng)變速率鍛造成形，對比研究單向、雙向和三向鍛造合金的顯微組織和力學(xué)性能。研究結(jié)果表明：鍛造成形時通過改變載荷方向可以提高合金所能承受的累積應(yīng)變，從而獲得良好的晶粒細(xì)化效果和優(yōu)異的綜合力學(xué)性能。雙向鍛造時，再結(jié)晶機(jī)制主要為孿生誘發(fā)動態(tài)再結(jié)晶，合金最終鍛造組織為平均晶粒粒徑約為0.3 μm的超細(xì)晶粒組織；而三向鍛造時，再結(jié)晶機(jī)制主要為旋轉(zhuǎn)動態(tài)再結(jié)晶和孿生誘發(fā)動態(tài)再結(jié)晶，合金最終鍛造組織為平均晶粒粒徑為15 μm的蜂窩狀粗大再結(jié)晶組織和平均晶粒粒徑約為0.3 μm的島狀細(xì)小再結(jié)晶組織。累積應(yīng)變?yōu)?.64時，雙向鍛造合金的抗拉強(qiáng)度、屈服強(qiáng)度和伸長率分別為355.7 MPa，295 MPa和16.6%，三向鑄造合金的抗拉強(qiáng)度、屈服強(qiáng)度和伸長率分別為341.6 MPa，270.7 MPa和25.1%。

ZK21鎂合金；高應(yīng)變速率鍛造；鍛造方式；顯微組織；力學(xué)性能

鎂合金是最輕的金屬結(jié)構(gòu)材料，具有高比強(qiáng)度、高比剛度、良好的減振能力、優(yōu)良的導(dǎo)熱性和導(dǎo)電性、良好的尺寸穩(wěn)定性、電磁屏蔽性和易于回收等特點[1]。隨著能源和環(huán)境問題的日益突出，鎂合金作為新型工程材料迅速崛起，在航空航天、交通運輸和電子通訊等領(lǐng)域具有廣闊的應(yīng)用前景[2]。但由于鎂合金一般為密排六方結(jié)構(gòu)，在室溫變形條件下獨立滑移系較少，塑性加工困難，到目前為止鎂合金產(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比較粗大，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)性能不夠理想，難以滿足高性能結(jié)構(gòu)材料的需求，嚴(yán)重制約了鎂合金的廣泛應(yīng)用[3]。大量研究結(jié)果表明，熱變形工藝可以細(xì)化鎂合金晶粒組織并消除鑄造缺陷，提高合金綜合力學(xué)性能，從而擴(kuò)大其使用范圍[4]。其中，鍛造加工生產(chǎn)效率高，鍛件形狀和尺寸穩(wěn)定性好，并且可以制備綜合性能優(yōu)異的大尺寸結(jié)構(gòu)件。然而，由于鎂合金塑性成形能力差、鍛造溫度區(qū)間窄、鍛造過程降溫快以及對應(yīng)變速率敏感等特點，使得鎂合金鍛造成形難度大且防護(hù)困難[5]，目前關(guān)于鎂合金鍛造的研究報道較少[6?8]。Wu等[9?10]研究了ZK系列鎂合金高應(yīng)變速率變形行為，結(jié)果表明，在高應(yīng)變速率(≥10 s?1)變形條件下，大量的孿晶以及孿晶誘發(fā)的動態(tài)再結(jié)晶可以消耗變形儲能抑制裂紋的產(chǎn)生，從而從根本上提高合金的塑性成形能力；此外，高應(yīng)變速率變形產(chǎn)生的變形溫升還可以彌補(bǔ)散熱造成的溫度下降。在此基礎(chǔ)上，Wu等[11?13]采用高應(yīng)變速率鍛造工藝制備了高性能ZK21，ZK60和AZ31鎂合金鍛坯，證明了鎂合金高應(yīng)變速率變形的可行性。在此，本文作者研究高應(yīng)變速率鍛造方式對ZK21合金顯微組織和力學(xué)性能的影響，可為鎂合金高應(yīng)變速率鍛造工藝的制定提供一定的參考。

1 實驗方法

實驗用材料為鑄態(tài)ZK21鎂合金，名義成分為Mg-2.3Zn-0.45Zr，其平均晶粒尺寸約為150 μm。將鑄錠加工成長×寬×高分別為40 mm×35 mm×35 mm的鍛坯，并除去尖銳的棱角，避免由于應(yīng)力集中引起的開裂。高應(yīng)變速率鍛造實驗在空氣錘上進(jìn)行，空氣錘的鍛打頻率為200次/min，鍛打速度約為5 m/s。鍛造方式包括單向、雙向和三向鍛造。單向鍛造時，鍛造方向始終沿樣品的長度方向；雙向鍛造時，鍛造方向按樣品長和寬的方向依次循環(huán)變化；三向鍛造時，鍛造方向則按樣品長、寬、高的方向依次循環(huán)變化。鍛造前將樣品置于300 ℃的電阻爐中保溫10 min，所有試樣均采用一次加熱成形，即道次間不進(jìn)行加熱，道次變形量為20%，即道次應(yīng)變Δ=0.22。鍛造完成后對試樣進(jìn)行水淬以保留高溫變形組織，鍛坯表面良好沒有明顯裂紋。

取鍛坯芯部垂直于最終鍛造方向的平面進(jìn)行組織觀察。采用Leitz MM6臥式金相顯微鏡進(jìn)行金相組織觀察,觀察前經(jīng)打磨、拋光、腐蝕，腐蝕劑成分為1 g草酸+1 mL硝酸+98 mL蒸餾水。采用JEOL 1400和TECNAI G220型透射電鏡進(jìn)行透射電鏡（TEM）觀察，所采用加速電壓分別為120 kV和200 kV，透射樣品采用雙噴法經(jīng)電解拋光減薄制得，電解液成分為5.3 g氯化鋰+11.16 g高氯酸鎂+500 mL甲醇+100 mL 2-丁基乙醚。使用TCI平均晶粒度分析評級軟件測定平均晶粒尺寸，測定方法為直線截點法。在鍛坯芯部加工片狀拉伸試樣進(jìn)行室溫拉伸實驗，片狀試樣標(biāo)距長×寬×厚為10 mm×3 mm×2.5 mm，拉伸方向垂直于最終鍛造方向。拉伸實驗在WDW E200型電子萬能試驗機(jī)上進(jìn)行，拉伸速度為0.5 mm/min。

2 實驗結(jié)果與分析

2.1 顯微組織

圖1所示為ZK21合金高應(yīng)變速率單向鍛造組織演變。累積應(yīng)變?yōu)?.22時，大量的孿晶分割初始晶粒，基本沒有觀察到再結(jié)晶晶粒，如圖1(a)所示。隨著累積應(yīng)變的增大，孿晶密度升高。累積應(yīng)變?yōu)?.44時，孿晶密度明顯升高，在光學(xué)顯微鏡下依然觀察不到再結(jié)晶晶粒，如圖1(b)所示。累積應(yīng)變?yōu)?.88時，孿晶密度繼續(xù)升高，孿晶基本覆蓋了整個樣品，同時初始晶界附近出現(xiàn)少量再結(jié)晶晶粒，如圖1(c)所示。累積應(yīng)變增大到1.32時，孿晶密度進(jìn)一步升高，再結(jié)晶的程度也有所增加，但其組織極不均勻，仍有少量沒有孿晶也沒有再結(jié)晶的區(qū)域，如圖1(d)所示。繼續(xù)增大累積應(yīng)變，鍛坯發(fā)生開裂，即經(jīng)6道次單向鍛造變形之后合金無法繼續(xù)變形。

累積應(yīng)變：(a) 0.22；(b) 0.44；(c) 0.88；(d) 1.32

圖2和圖3所示為ZK21合金高應(yīng)變速率雙向鍛造組織演變。累積應(yīng)變?yōu)?.44時，大量相互交錯的孿晶分割初始晶粒，基本沒有觀察到再結(jié)晶晶粒，如圖2(a)所示。隨著累積應(yīng)變的增大，初始晶粒內(nèi)的孿晶密度提高，在光學(xué)顯微鏡下依然觀察不到再結(jié)晶晶粒，如圖2(b)和(c)所示。對累積應(yīng)變?yōu)?.32的樣品進(jìn)行TEM觀察可以發(fā)現(xiàn)：相互交錯的孿晶互成一定角度，孿晶上位錯密度較高，但并沒有觀察到再結(jié)晶晶粒，如圖3(a)所示。繼續(xù)增大累積應(yīng)變，初始晶粒內(nèi)的孿晶密度進(jìn)一步提高，同時再結(jié)晶開始在孿晶上啟動，如圖2(d)和(e)所示，對累積應(yīng)變?yōu)?.64的樣品進(jìn)行TEM觀察可以發(fā)現(xiàn)：變形初期相互交錯的孿晶已經(jīng)被細(xì)小的再結(jié)晶晶粒所替代，其再結(jié)晶晶粒尺寸約為0.3 μm，如圖3(b)所示。結(jié)合圖2(e)，2(f)和3(b)可知：累積應(yīng)變?yōu)?.64時，雙向鍛造ZK21合金顯微組織主要由平均晶粒尺寸約為0.3 μm的超細(xì)晶粒構(gòu)成。

累積應(yīng)變：(a) 0.44；(b) 0.88；(c) 1.32；(d) 1.76；(e), (f) 2.64

累積應(yīng)變：(a) 1.32；(b) 2.64

圖4和5所示為ZK21合金高應(yīng)變速率三向鍛造組織演變。累積應(yīng)變?yōu)?.66時，初始晶粒內(nèi)形成大量的孿晶，如圖4(a)所示。隨著累積應(yīng)變的增大，孿晶密度大幅提高，如圖4(b)和(c)所示。對累積應(yīng)變?yōu)?.1的鍛坯進(jìn)行TEM分析可以發(fā)現(xiàn)，孿晶片層已經(jīng)細(xì)化至微米級，但孿晶上沒有發(fā)現(xiàn)再結(jié)晶晶粒，如圖5(a)所示。繼續(xù)增大累積應(yīng)變，再結(jié)晶開始啟動，累積應(yīng)變?yōu)?.76時，在初始晶界附近出現(xiàn)了大量的再結(jié)晶晶粒，其平均晶粒粒徑約為15 μm，如圖4(d)所示。當(dāng)累積應(yīng)變增大到2.64時，合金組織由蜂窩狀粗大再結(jié)晶組織和島狀組織構(gòu)成，如圖4(e)和(f)所示。對島狀區(qū)域進(jìn)行TEM觀察可以發(fā)現(xiàn)，初始晶粒內(nèi)的孿晶片層被平均晶粒粒徑為0.3 μm的再結(jié)晶晶粒替代，如圖5(b)所示。結(jié)合圖3(e)，3(f)和4(b)可知：累積應(yīng)變?yōu)?.64時，ZK21合金顯微組織由平均晶粒粒徑為15 μm的蜂窩狀粗大再結(jié)晶組織和平均晶粒粒徑約為0.3 μm的島狀細(xì)小再結(jié)晶晶粒組成。

累積應(yīng)變：(a) 0.66；(b), (c) 1.1；(d) 1.76；(e), (f) 2.64

對比ZK21合金3種鍛造工藝下的顯微組織可以發(fā)現(xiàn)，單向鍛造變形時，合金所能承受的累積應(yīng)變較小，僅為1.32，未能獲得均勻的再結(jié)晶組織；而雙向鍛造和三向鍛造變形時，合金所能承受的累積應(yīng)變遠(yuǎn)大于單向鍛造變形，達(dá)到2.64甚至以上，合金晶粒細(xì)化效果明顯。研究表明，鎂合金單向鍛造變形過程中，當(dāng)變形量超過一定程度時，基面織構(gòu)強(qiáng)度大幅增強(qiáng)，合金塑形成形能力下降[6]；而雙向和三向鍛造成形則可以有效地控制基面織構(gòu)強(qiáng)度，使合金具有良好的塑性成形能力[14?15]。由此可見，通過改變變形載荷方向可以削弱合金基面織構(gòu)強(qiáng)度，提高合金持續(xù)變形能力，增加其所能承受的累積應(yīng)變，從而獲得較好的晶粒細(xì)化效果。

分析合金3種鍛造方式下的組織演變還可以發(fā)現(xiàn)，孿生在高應(yīng)變速率鍛造過程中發(fā)揮著重要的作用。孿生、滑移和晶界滑移是鎂合金塑性變形的主要機(jī)制；由于本文所用材料初始組織粗大，晶界滑移難以在變形中發(fā)揮作用；此外，由于高應(yīng)變速率鍛造成形時變形在很短的時間內(nèi)完成，位錯滑移的有效時間縮短，位錯滑移的作用減弱；因此，大量的孿生啟動以協(xié)調(diào)變形，從而使孿生成為高應(yīng)變速率鍛造的主要變形機(jī)制。孿晶界與晶界一樣可以阻礙位錯運動，為再結(jié)晶提供儲能，從而在孿晶上形成再結(jié)晶晶粒，這種再結(jié)晶機(jī)制被稱為孿生誘發(fā)動態(tài)再結(jié)晶(twin induced DRX, TDRX)[16]。從圖2和圖4可以看出，孿生誘發(fā)動態(tài)再結(jié)晶是ZK21合金雙向和三向鍛造過程中主要的晶粒細(xì)化機(jī)制。

值得注意的是，累積應(yīng)變?yōu)?.64時，三向鍛造合金組織由平均晶粒粒徑為15 μm的蜂窩狀粗大再結(jié)晶組織和平均晶粒粒徑約為0.3 μm的島狀細(xì)小再結(jié)晶晶粒組成，而雙向鍛造合金組織則由平均晶粒粒徑約為0.3 μm的超細(xì)晶粒構(gòu)成。高應(yīng)變速率三向鍛造過程中，外加載荷方向循環(huán)變化，其基面也有循環(huán)改變的趨勢，在這樣的情況下，大量的晶粒旋轉(zhuǎn)必須啟動才能協(xié)調(diào)基面變化的趨勢。晶粒的旋轉(zhuǎn)會使晶粒之間產(chǎn)生剪切應(yīng)力，并在初始晶界附近形成畸變區(qū)，從而成為動態(tài)再結(jié)晶優(yōu)先形核的區(qū)域，這種再結(jié)晶機(jī)制被稱為旋轉(zhuǎn)動態(tài)再結(jié)晶(rotation DRX, RDRX)[10]。由于初始晶界附近和初始晶粒內(nèi)部的再結(jié)晶機(jī)制不同，三向鍛造合金初始晶界附近的再結(jié)晶晶粒粒徑與初始晶粒內(nèi)部的晶粒粒徑差別很大。而雙向鍛造時，由于正交循環(huán)的雙向載荷可以降低合金初始晶界附的應(yīng)力集中，使初始結(jié)晶附近的位錯密度下降[17]，從而使再結(jié)晶難以在初始晶界附近直接形核，轉(zhuǎn)而通過在孿晶上形核以實現(xiàn)其晶粒細(xì)化。由于初始結(jié)晶附近和初始晶粒內(nèi)部的再結(jié)晶機(jī)制均為孿生誘發(fā)動態(tài)再結(jié)晶，雙向鍛造合金再結(jié)晶組織更為均勻。

2.2 力學(xué)性能

圖6所示為不同鍛造方式的ZK21合金室溫拉伸曲線，表1給出了其室溫力學(xué)性能，包括屈服強(qiáng)度s、抗拉強(qiáng)度b和伸長率。從圖6(a)和表1可以看出：單向鍛造ZK21合金的強(qiáng)度和延伸率均隨累積應(yīng)變的增大而升高。累積應(yīng)變?yōu)?.32時，合金抗拉強(qiáng)度為308 MPa，伸長率則為15.2%。而雙向鍛造合金強(qiáng)度隨累積應(yīng)變的增大先升高后降低，伸長率則隨累積應(yīng)變的增大而上升，如圖6(b)和表1所示。累積應(yīng)變?yōu)?.76時，合金抗拉強(qiáng)度達(dá)到最高為373.4 MPa；而當(dāng)累積應(yīng)變?yōu)?.64時，合金抗拉強(qiáng)度下降至355.7 MPa，伸長率則提高到16.6%。三向鍛造合金強(qiáng)度隨累積應(yīng)變的變化關(guān)系與雙向鍛造合金類似，但其伸長率則隨累積應(yīng)變的增大先降低后升高，如圖6(c)和表1所示。累積應(yīng)變?yōu)?.1時，合金的抗拉強(qiáng)度達(dá)到最高為401 MPa，伸長率最低僅為9.6%；累積應(yīng)變增大到2.64時，合金抗拉強(qiáng)度降低至341.6 MPa，伸長率則增大到25.1%。

(a) 單向鍛造；(b) 雙向鍛造；(c) 三向鍛造

表1 不同鍛造方式ZK21合金室溫力學(xué)性能

對不同鍛造方式ZK21合金組織和力學(xué)性能分析可以發(fā)現(xiàn)，單向鍛造變形時，由于合金所能承受的極限變形量有限，難以獲得均勻細(xì)小的再結(jié)晶組織，其綜合力學(xué)性能不夠理想；而雙向和三向鍛造變形時，合金所能承受的累積應(yīng)變大幅增加，晶粒細(xì)化效果明顯，其綜合力學(xué)性能得到大幅提高。累積應(yīng)變?yōu)?.64時，雙向和三向鍛造合金具有良好的綜合力學(xué)性能，雙向鍛造合金的抗拉強(qiáng)度、屈服強(qiáng)度和伸長率分別為355.7 MPa，295 MPa和16.6%，三向鍛造合金的抗拉強(qiáng)度、屈服強(qiáng)度和伸長率分別為341.6 MPa，270.7 MPa和25.1%。

對比雙向和三向鍛造合金力學(xué)性能變化規(guī)律還可以發(fā)現(xiàn)，合金的強(qiáng)度均隨累積應(yīng)變的升高先增大后減小。結(jié)合ZK21合金雙向和三向鍛造組織演變可知：變形前期，孿生主導(dǎo)變形，隨著累積應(yīng)變的升高，孿晶密度急劇上升，孿晶界的數(shù)量增大，而孿晶界可以有效地阻礙位錯的運動，從而大幅提高材料的強(qiáng)度[18]，因此合金的強(qiáng)度隨累積應(yīng)變的升高而增大；而變形后期，再結(jié)晶主導(dǎo)變形，合金再結(jié)晶程度隨累積應(yīng)變的升高而增大，眾所周知再結(jié)晶可以釋放變形儲能、降低位錯密度從而引起合金軟化[19]，因此合金強(qiáng)度隨累積應(yīng)變的升高而降低。

3 結(jié)論

1) 單向鍛造成形時，由于合金所能承受的變形量有限，難以獲得均勻的組織；而通過改變鍛造成形的載荷方向可以提高合金持續(xù)變形能力，增加其所能承受的累積應(yīng)變，從而獲得良好的晶粒細(xì)化效果。

2) 雙向鍛造時，再結(jié)晶機(jī)制主要為孿生誘發(fā)動態(tài)再結(jié)晶，合金最終鍛造組織為平均晶粒粒徑約為0.3 μm的超細(xì)晶粒組織；而三向鍛造時，再結(jié)晶機(jī)制主要為旋轉(zhuǎn)動態(tài)再結(jié)晶和孿生誘發(fā)動態(tài)再結(jié)晶，合金最終鍛造組織為平均晶粒粒徑為15 μm的蜂窩狀粗大再結(jié)晶組織和平均晶粒粒徑約為0.3 μm的島狀細(xì)小再結(jié)晶晶粒。

3) 雙向和三向鍛造工藝可以大幅提高ZK21合金的綜合力學(xué)性能，累積應(yīng)變?yōu)?.64時，雙向和三向鍛造合金具有良好的綜合力學(xué)性能，雙向鍛造合金的抗拉強(qiáng)度、屈服強(qiáng)度和延伸率分別為355.7 MPa，295 MPa和16.6%，三向鍛造合金的抗拉強(qiáng)度、屈服強(qiáng)度和伸長率分別為341.6 MPa，270.7 MPa和25.1%。

[1] Mordike B L, Ebert T. Magnesium properties- applications-potential[J]. Materials Science and Engineering A, 2001, 302(1): 37?45.

[2] Aghion E, Bronfin B, Eliezer D. The role of the magnesium industry in protecting the environment[J]. Journal of Materials Processing Technology, 2001, 117(3): 381?185.

[3] Avedesian M M, BAKER H. ASM specialty handbook: Magnesium and magnesium alloys[M]. Materials Park: ASM International, 1999: 7?8.

[4] 陳振華. 變形鎂合金[M]. 北京: 化學(xué)工業(yè)出版社, 2005: 2?10.
CHEN Zhenhua. Wrought magnesium alloy[M]. Beijing: Chemical Industry Press, 2005: 2?10.

[5] Kainer K U. Magnesium alloys and technology[M]. Weinheim: GKSS Research Center Geesthacht GmbH, 2003: 99?104.

[6] 曲家惠, 李四軍, 王福, 等. AZ31鎂合金擠出棒材鍛造變形時的組織與織構(gòu)的變化[J]. 材料與冶金學(xué)報, 2006, 5(7): 221?225.
QU Jiahui, LI Sijun, WANG Fu, et al. Texture evolution during forging of magnesium AZ31 alloy[J]. Journal of Materials and Metallurgy, 2006, 5(7): 221?225.

[7] Matsumoto R, Osakada K. Ductility of magnesium alloy in warm forging with controlled forming speed using CNC servo press[J]. Journal of Materials Processing Technology, 2010, 210(14): 2029?2035.

[8] ZHENG Xingwei, DONG Jie, YIN Dongdi, et al. Forgeability and die-forging forming of direct chill casting Mg-Nd-Zn-Zr magnesium alloy[J]. Materials Science and Engineering A, 2010, 527(16/17): 3690?3694.

[9] WU Yuanzhi, YAN Hongge, CHEN Jihua, et al. Hot deformation behavior and microstructure evolution of ZK21 magnesium alloy[J]. Materials Science and Engineering A, 2010, 527(16/17): 3670?3675.

[10] YAN Hongge, WU Yuanzhi, CHEN Jihua, et al. Microstructure evolution of ZK40 magnesium alloy during high strain rate compression deformation at elevated temperature[J]. Materials Science and Technology, 2011, 27(9): 1416?1421.

[11] WU Yuanzhi, YAN Hongge, CHEN Jihua, et al. Microstructure and mechanical properties of ZK21 magnesium alloy processed by multiple forging at different strain rate[J]. Materials Science and Engineering A, 2012, 556: 164?169.

[12] WU Yuanzhi, YAN Hongge, CHEN Jihua, et al. Microstructure and mechanical properties of ZK60 alloy fabricated by multiple forging[J]. Material Science and Technology, 2013, 29(1): 54?59.

[13] 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]. 中國有色金屬學(xué)報, 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.

[14] Xin Y C, Liang J, Chapuis A, et al. Plastic deformation behavior of AZ31 magneisum alloy under multiple pass cross compression[J]. Materials Science and Engineering A, 2012, 532: 50?57.

[15] YANG Xuyue, SUN Zhengyan, XING Jie, et al. Grain size and texture changes of magnesium alloy AZ31 during multi-directional forging[J]. Transactions of Nonferrous Metals Society of China, 2008, 18(1): 200?204.

[16] Ma Q, Li B, Marin E B, et al Twinning-induced dynamic recrystallization in a magnesium extruded at 450 ℃[J]. Scripta Materialia, 2011, 65(9): 823?826.

[17] Pinheiro P, Monteiro W A, Bardosa R, et al. The effect of strain path on the mechanical behavior and dislocation arrangements in the hot working of copper[J]. Materials Science and Engineering A, 2004, 368(1/2): 280?285.

[18] SHEN Yongfeng, LU Lei, LU Qiuhong, et al. Tensile properties of copper with nano-scale twins[J]. Scripta Materialia, 2005, 52(10): 989?994.

[19] ZHU Shuqin, YAN Hongge, CHEN Jihua, et al. Effect of twinning and dynamic recrystallization on the high strain rate rolling process[J]. Scripta Materialia, 2010, 63(10): 985?988.

Effects of forging technique on microstructure and mechanical properties of ZK21 magnesium alloy

WU Yuanzhi1, 2, YAN Hongge3, ZHU Suqin3, LIU Xianlan1, 2, LIU Anmin1, 2, ZHANG Rong1, 2

(1. Department of Mechanical Engineering, Hunan Institute of Technology, Hengyang 421002, China;2. Institution of Applied Fundamental Research of Hunan Province for Automobile Parts Manufacturing and Efficiency Promotion Technology, Hengyang 421002, China;3. School of Materials Science and Engineering, Hunan University, Changsha 410082, China)

The high strain rate forging of ZK21 magnesium alloy was conducted on the pneumatic power hammer, and the microstructure and mechanical properties of the forged alloys processed by different forging techniques including uniaxial forging (UF), biaxial forging (BF) and triaxial forging (TF) were investigated. The results show that higher strain should be accumulated on ZK21 alloy by alternating the loading direction, which consequently results in extensive grain refinement and excellence mechanical properties. Twinning induced dynamic recrystallization (TDRX) is the main DRX mechanism of BF, which consequently results in ultrafine grains with average grain size of 0.3 μm. However, both rotation DRX (RDRX) and TDRX are responsible for the DRX during TF, which consequently results in a novel mixed structure of honeycombe-like coarse DRX grains with average grain size of 15 μm and island-like ultrafine grains with average grain size of 0.3 μm. An excellent combination of mechanical property is achieved in biaxial forged and triaxial forged alloys at accumulated strain of 2.64. The ultimate tensile strength (UTS), yield strength (YS) and elongation of biaxial forged alloy are 355.7 MPa, 295 MPa and 16.6%, respectively. The VTS, YS and elongation of triaxial forged alloy are 341.6 MPa, 270.7 MPa and 25.1%, respectively.

ZK21 magnesium; high strain rate forging; forging technique; microstructure; mechanical properties

TG146.2

A

1672?7207(2015)02?0444?08

2014?03?17；

2014?06?23

湖南省自然科學(xué)基金資助項目(14JJ6047)；湖南省教育廳科學(xué)研究青年項目(14B045)(Project (14JJ6047) supported by the Natural Science Foundation of Hunan Province of China; Project (14B045) supported by the Sciencetific Research Funds of Hunnan Provincial Education Department)

吳遠(yuǎn)志，博士，從事高性能變形鎂合金制備技術(shù)研究；E-mail：ranco007@163.com

10.11817/j.issn.1672-7207.2015.02.010

(編輯 趙俊)