Mg-12Gd-3Y-0.6Zr合金的二次挤压热变形行为

苏再军，徐雷，刘楚明，曾苏民



Mg-12Gd-3Y-0.6Zr合金的二次挤压热变形行为

苏再军1,2，徐雷2，刘楚明2，曾苏民2

(1. 湖南工业大学机械工程学院，株洲412007；2. 中南大学材料科学与工程学院，长沙 410083)

采用Gleeble-1500型热模拟机在变形温度为360～480 ℃、应变速率为0.01～10 s−1、真应变为0~0.7的条件下，研究Mg-12Gd-3Y-0.6Zr合金二次挤压过程的热变形行为，获得其热变形工艺参数，并分析热变形后的显微组织。结果表明：合金的峰值应力随应变速率的增大而提高，随应变温度的升高而降低；在变形温度、应变速率相同的情况下，一次热模拟的峰值应力均大于二次热模拟(450 ℃，10 s−1除外)；合金二次挤压过程的流变应力可以采用含Zener-Hollomon参数的双曲正弦函数形式来描述；由于二次热模拟试样中位错及晶界运动增强，使二次热模拟的激活能()、应力指数()均小于一次热模拟的相应参数，导致二次挤压较一次挤压容易发生再结晶。

Mg-12Gd-3Y-0.6Zr合金；二次挤压；热变形；激活能

作为工程应用中最轻的金属结构材料，镁合金具有高比强、高阻尼、高铸造生产率、良好的切削加工性、完全可再生等优点，早已引起了航天、航空和汽车工业的关注[1]。镁合金应用于这些工业领域中的减重效果非常好，可改善有效载荷和提高燃油效益，应用意义重大，但要求镁合金的力学性能和耐热性能优异，如在发动机、壳体上的应用。由于常规镁合金耐热性能较差，在高温环境下，它的强度和耐热性能会大幅度下降，不能作为高温长时间使用的耐热部件，因此耐热镁合金的研究已成为近年来镁合金研究的热点之一[2−3]。稀土元素如Gd、Y、Nd等是镁合金中很重要的合金元素，可以大幅度提高镁合金的铸造性能、室温和高温性能以及抗蠕变性能，特别是添加Gd元素的作用明显[4]。但在Mg-Gd系合金中所含稀土量高，成本昂贵，为了进一步提高Mg-Gd系合金的力学性能，减少Gd元素的含量，一些有发展前途的多元Mg- Gd合金相继被开发，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热镁合金以铸件居多，如ZM6和WE54合金等[8−9]，塑性加工产品少。但铸件产品的力学性能偏低，产品形状尺寸也有局限性，不适合大规模工业生产，因此对变形镁合金的需求越来越迫切。除常规的挤压、轧制工艺外，研究表明，对Mg-Al，Mg-Zn及Al-Li合金进行二次挤压[10−12]，可提高合金的塑性和力学性能，但有关Mg-Gd系合金二次挤压的研究还鲜有报道。镁合金进行热加工的变形参数较为复杂，高稀土含量的Mg-Gd系合金对变形参数的控制要求更为严格。热变形工艺参数与高温变形时流变应力的变化规律有关，近年来，国内外对镁合金高温变形时流变应力的研究不少[13−15]，但对二次挤压过程的高温流变应力行为的研究还未见报道。本研究利用Gleeble1500热/力模拟机，对Mg-12Gd-3Y-0.6Zr合金二次挤压过程的热变形行为进行系统研究，建立应力应变方程，并研究热变形后合金的显微组织，为制定合理的热加工工艺，有效控制产品的组织及性能提供实验依据。

1 实验

采用熔炼铸造制备Mg-12Gd-3Y-0.6Zr(质量分数，%；下同)合金，实验合金材料为工业纯镁锭、镁钆中间合金(30 %Gd)、镁钇中间合金(30 %Y)和镁锆中间合金(30%Zr)。合金熔炼在电阻坩埚炉中进行，熔炼过程中采用CO2+SF6混合气体保护。铸态合金经(530 ℃，24 h)均匀化退火后，加工成热模拟试样，进行一次热模拟实验，据此制定一次挤压工艺，对合金进行一次挤压。再将一次挤压后获得的合金棒加工成热模拟试样，进行二次热模拟实验，以制定二次挤压工艺。加工的热模拟试样尺寸为10 mm×15 mm，且两端有深0.2 mm的凹槽，使用石墨和机油作为润滑剂减小试样两端与压头间的摩擦力。试样在Gleeble 1500型热/力模拟机上进行，一次和二次热模拟的变形温度分别为360～480 ℃和360～450 ℃，应变速率范围均为0.01～10 s−1，总压缩应变量均为0.7(真应变)，热模拟实验的保温时间为3 min。对一次热模拟及二次热模拟试样变形前后的组织进行观察，用5 g苦味酸+100 mL酒精+5 mL乙酸+10 mL蒸馏水溶液侵蚀，采用POLYVAR MET型金相显微镜观察合金光学显微组织。

2 结果与分析

2.1热模拟试样组织分析

图1所示为热模拟试验合金各种状态的光学显微组织。铸态的光学显微组织如图1(a)所示，可见铸态组织中存在粗大的树枝晶，主要由α-Mg相及晶界析出的化合物组成，晶界粗大。图1(b)所示为均匀化态试样的光学显微组织，可见铸态中的枝晶已全部消除，但在晶粒内部还有少量难溶的第二相[16]，试样晶粒粗大。图1(c)所示为一次挤压后试样的光学显微组织，由图1(c)可见，合金发生了完全再结晶，原始的粗晶组织被再结晶的细小晶粒取代，此时的晶粒尺寸约为35 μm，合金经挤压后，晶粒尺寸明显变小。

图1 Mg-12Gd-3Y-0.6Zr合金的光学显微组织

2.2 真应力−真应变曲线

图2为Mg-12Gd-3Y-0.6Zr合金高温压缩变形时的真应力−应变曲线。由图可见，不论是一次热模拟还是二次热模拟，热压缩时合金的应力应变曲线均具有相同的变化规律：真应力先随真应变的增加而迅速上升，达到峰值后略有降低，出现近稳态流变特征。但在某些条件下存在局部差异：一次热模拟在应变速率为0.01 s−1时，材料压缩变形后很快出现峰值，如图2(a)所示；当应变速率为10 s−1时，曲线出现锯齿波形，之后随应变增加，锯齿波形趋于平缓，如图2(d)和(h)所示。有这样的总体变化规律是因为：在微应变阶段，曲线斜率大，真应力上升很快，表明加工硬化占主导地位，此时合金中只发生了部分动态回复或动态再结晶，其硬化作用大大超过软化作用。随变形量增加，位错密度不断升高，使得动态回复或动态再结晶加快，加工硬化逐渐被动态回复或动态再结晶所引起的软化作用抵消。当软化作用大于加工硬化作用时，真应力开始下降；当二者达到动态平衡时，应力趋于相对稳定状态。

图2 Mg-12Gd-3Y-0.6Zr合金的真应力−真应变曲线

在同一应变速率下，随变形温度升高，峰值应力水平明显下降。这主要是由于随温度升高，位错进行交滑移和攀移的驱动力增加，动态再结晶、动态回复等软化作用容易发生，引起应力降低。另外，由于镁合金非基面滑移的临界剪切应力随变形温度的升高会迅速降低，所以在同一应变速率下，变形温度越高，非基面滑移系越容易启动，从而最终引起应力降低。

在同一变形温度下，随应变速率增大，峰值应力水平升高。因为随应变速率升高，单位应变时间明显缩短，位错密度显著增加，同时由于动态回复和动态再结晶等提供的软化过程时间缩短，导致塑性变形进行得不充分，合金变形的临界切应力提高，从而使得流变应力增大。

在变形温度、应变速率相同的情况下，一次热模拟的峰值应力均大于二次热模拟(450 ℃，10 s−1除外)。这是由于当变形温度高于等强温度时，晶界滑动对变形的贡献大，导致细晶材料比粗晶材料软。一次热模拟试样的晶粒尺寸明显大于二次热模拟试样，因此在高温下，一次热模拟试样的强度较高。合金不同挤压次数、变形温度和不同应变速率下的峰值应力如表1所列。

2.3 流变应力方程

可根据Sellar 和Tegart 提出的一种修正的Arrhenius 关系描述这种热激活变形行为，此公式为包含变形激活能和温度的双曲正弦形式[17]：

式中：，，均为与温度无关的常数；为结构因子，s−1；为应力水平常数，MPa−1；为应力指数；关系式表达了应变硬化和动态软化之间的动态平衡关系。还原公式(1)的原始形式为：

式中：为Zener-Hollomon 参数，是温度补偿的变形速率因子。

通过数学推导，在低应力水平和高应力水平条件下，公式(1)可分别表述为：

式中：1，2，和均为与温度无关的常数；=。假设，Mg-Gd-Y-Zr合金在高温塑性变形时应力和应变之间满足式(1)，根据式(4)和式(5)，可求出，，。

对式(4)、(5)两边取对数分别可得：

由式(6)，(7)可知，当温度一定时，和分别为ln−lnσ，ln−σ曲线的斜率。采用一元线性回归处理，得到ln−lnσ关系曲线，如图3(a)，(c)所示，ln−σ关系曲线如图3(b)，(d)所示。相关系数均大于0.98。根据求得的值和值确定值，这里一次热模拟1=8.468 1，1=0.063 49，1=0.007 497 5，二次热模拟2=6.087 83，2=0.049 355，2=0.008 107 2。

表1 Mg-12Gd-3Y-0.6Zr合金的不同条件下的峰值应力

图3 应变速率与峰值应力的关系

假设热变形激活能与温度无关, 对式(1)两边分别取对数可得

把图2中不同状态下Mg-12Gd-3Y-0.6Zr合金变形时的峰值应力、应变速率和所求的值代入式(8)，再用最小二乘法线性回归，绘制出相应的ln−ln[sinh()]关系曲线，如图4所示，ln[sinh()]−1/T关系曲线，如图5所示。式(9)中的第一项为ln−ln[sinh()]关系曲线的斜率, 第二项为ln[sinh()] −1/T关系曲线的斜率，=8.314 J/(mol·K)。由此，可求得不同温度下变形激活能、应力指数以及材料常数值，分别为：一次热模拟1=271.131 63 kJ/mol，1=6.518 572，1=1.404 01×1019s−1；二次热模拟2= 190.118 24 kJ/mol，2=4.736 23，2=2.827 40×1013s−1。

可以看出二次热模拟的值、值均小于一次热模拟，这与位错及晶界的运动有关。由图1可知，二次热模拟试样的晶粒尺寸明显小于一次热模拟试样，但在高温变形时没有细晶强化效果，而且高温下的晶界在应力作用下会产生粘滞性流动，发生晶粒沿晶界的相对滑动，这加速了位错和晶界的移动，使材料中位错交滑移、位错的攀移及晶界迁移能力增强，使激活位错的能垒降低。

对式(3)两边取对数可以得到

将前面求得的变形激活能分别代入公式(2)得

将不同变形温度下合金热变形的应变速率分别代入式(11)和(12)得到不同的值, 再将对应的峰值应力一起代入式(10)，用最小二乘法线性回归，绘制出相应的ln−ln[sinh()]关系曲线，如图6所示。采用一元线性回归分析可得出两者的关系分别为：一次热模拟：ln1=43.806 54+6.311 56ln[sinh(1)]；二次热模拟：ln2=30.950 97+4.588 54ln[sinh(2)]。显然在实验应变速率和变形温度范围内，合金流变应力双曲正弦项的自然对数和参数的自然对数间满足线性关系。由此可见, 可以用包含Arrhenius项的参数描述该合金高温压缩变形时的流变行为。

图4 ln与ln[ sinh() ]的关系

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

图5 ln[sinh(ασ)]与1 000/T的关系

图6 流变应力与Z参数的关系

将所求参数代入式(1) 可求得实验合金的应力—应变关系方程：

一次挤压：

其参数可表示为：

用参数表示的流变应力方程为：

二次挤压：

其Z参数可表示为：

用Z参数表示的流变应力方程为：

2.4 变形后材料的显微组织

图7 Mg-12Gd-3Y-0.6Zr合金在=1时的光学显微组织

综上所述，由于二次热模拟的再结晶温度比一次热模拟低，合金二次挤压变形的温度低于一次挤压。此外，二次热模拟的激活能比一次热模拟的激活能小，合金二次挤压变形的速度也高于一次挤压。因此，二次挤压能进一步细化晶粒，提高合金的力学性能。

3 结论

1) 在同一应变速率下，随变形温度升高，峰值应力水平明显下降；在同一变形温度下，随应变速率增大，峰值应力水平升高；在变形温度、应变速率相同的情况下，一次热模拟的峰值应力均大于二次热模拟(450 ℃，10 s−1除外)。

2) 可以采用含Z参数的双曲正弦函数形式来描述Mg-12Gd-3Y-0.6Zr合金二次挤压过程的热变形行为，获得的热变形工艺参数值分别为：一次挤压：1=1.404 01×1019s−1，1=0.007 497 5 MPa−1，1=6.518 572，1=271.13 163 kJ/mol；二次挤压：2=2.827 40×1013s−1，2=0.008 107 2 MPa−1，2=4.736 23，2=190.118 24 kJ/mol。

3) 由于二次热模拟试样中位错及晶界的运动增强，使二次热模拟的和均小于一次热模拟，导致二次挤压较一次挤压容易发生再结晶，且随温度的升高，动态再结晶进行更充分。

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

[2] 刘宝忠, 范燕平, 刘娇娇, 等. 重稀土耐热镁合金的研究现状及发展[J]. 材料导报, 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] 李会会, 王斌, 易丹青, 等. Mg-9Gd-3Y-0.3Zr 合金的蠕变行为[J]. 粉末冶金材料科学与工程, 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] 迟大钊, 吉泽升, 梁维中. Mg-Nd-Zr-Zn合金的制备及钕对合金组织性能的影响[J]. 中国稀土学报, 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] 张新明, 石其年, 尹志民, 等. 二次挤压对Al-Li合金挤压织构及力学性能的影响[J]. 中南矿冶学院学报, 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, 刘楚明, 徐璐, 等. Mg-10Gd-4.8Y-0.6Zr镁合金热变形行为与加工图[J]. 中国有色金属学报, 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.

(编辑 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

国家自然科学基金项目(51074186)，国家重点基础研究发展计划(2013CB632200)

2015−05−12；

2015−07−16

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