镁合金板材超塑性成形性能及变形失稳
MB15镁合金板材的超塑性能研究
Zn
Zr
Mn
5～6
013～019
011
Mg 余量
表 2 ( MB15) 镁合金的机械性能
加工状态 轧制
σb ( MPa) 270
力学性能 σs ( MPa)
160
δ ( %) 8
超塑性拉伸试验的试样沿轧制方向下料 , 标距 长度为 15mm , 宽度为 6mm 。
率拉伸 ; 同时采用拉伸速度突变法测定 MB15 镁合 金的 m 值 。试验结果表明 : MB15 镁合金在 280～ 400 ℃这段较宽的温度范围和 ε· = 5156 ×10 - 4～5156 ×10 - 3s - 1的初始应变速率范围内 , 均显示出较高的 超塑性指标和较低的流动应力值 , 并有较为理想的 应变速率敏感指数 m , 特别是 340 ℃时有最大的延 伸率 δ和应变速率敏感指数 m 。现仅将该温度下的 试验数据 , 绘制出如图 2 、3 、4 所示的曲线 。
3 陈拂晓 , 杨蕴林 , 上官林建等 1 MB26 镁合金的超塑性与超塑挤 压研究 1 热加工工艺 , 2001 (4) : 16～17
4 陈浦泉编著 1 组织超塑性 1 哈尔滨 : 哈尔滨工业大学出版社 , 19881
图 6 340 ℃不同应变速率下拉伸件的显微组织 (a) ε·= 5156 ×10 - 4s - 1 , (b) ε·= 5156 ×10 - 3s - 1 ,
(c) ε·= 5156 ×10 - 2s - 1
三 、结论
(1) 对于晶粒度为 519μm 的轧制态 MB15 镁合 金 , 在 280 ～ 400 ℃较宽的温度范围和 ε· = 5156 × 10 - 4s - 1～5156 ×10 - 2 s - 1 的初始应变速率范围内均 能呈现超塑性 。在最佳变形条件 340 ℃, 应变速率ε· = 5156 ×10 - 4 s - 1 时 , 应变 速 率 敏 感 指 数 m 值 为 0151 , 延伸率δ为 415 % , 流动应力σ仅为 11M Pa 。 观察试件无明显颈缩 , 在变形过程中保持了均匀变 形。
AZ31镁合金塑性变形不均匀性与变形机制的研究
AZ31镁合金塑性变形不均匀性与变形机制的研究AZ31镁合金是一种常用的镁合金，具有良好的塑性和强度，广泛应用于航空航天、汽车制造、电子设备等领域。
然而，AZ31镁合金的塑性变形不均匀性是其在使用过程中的一个重要问题。
本文将探讨AZ31镁合金塑性变形不均匀性的研究，并探讨其变形机制。
首先，AZ31镁合金的塑性变形不均匀性主要体现在晶粒的变形和晶粒间的变形不一致。
晶粒的变形不均匀性是由于晶粒内部存在晶界、位错和析出物等缺陷，这些缺陷会对晶粒的变形行为产生影响。
晶粒间的变形不一致是由于晶粒之间的晶界无法同时滑移，导致晶粒间的应力分布不均匀。
其次，AZ31镁合金的塑性变形机制主要包括晶体滑移、孪晶形变和析出物强化等。
晶体滑移是指晶体中的位错在晶格平面上滑动，这是AZ31镁合金的主要变形机制。
孪晶形变是指晶体在应力作用下发生晶格结构的变化，形成孪晶。
孪晶形变在AZ31镁合金中往往与晶界的滑移相结合，对材料的塑性变形起到重要作用。
此外，AZ31镁合金中的析出物也会对材料的塑性变形产生影响，析出物的细化和分布均匀性有助于提高材料的塑性。
为了研究AZ31镁合金的塑性变形不均匀性和变形机制，可以采用多种实验方法和理论模型。
实验方法包括金相显微镜观察、拉伸实验、压缩实验和高分辨电子显微镜观察等。
金相显微镜观察可以用来观察晶粒的变形和晶界的变形情况，拉伸实验和压缩实验可以用来研究材料的力学性能和塑性变形行为，高分辨电子显微镜观察可以用来观察晶体滑移和孪晶形变的细节。
理论模型可以采用晶体塑性理论、晶界滑移理论和强化理论等。
晶体塑性理论可以用来描述晶体内部的位错滑移和应力分布，晶界滑移理论可以用来描述晶界的滑移和应力分布，强化理论可以用来描述析出物对材料塑性的影响。
总之，AZ31镁合金的塑性变形不均匀性与变形机制是一个复杂的问题，需要综合运用实验方法和理论模型进行研究。
通过深入研究AZ31镁合金的塑性变形不均匀性和变形机制，可以为优化材料的制备工艺和提高材料的塑性性能提供重要参考。
AZ31B镁合金板材超塑性变形与断裂机理研究
收稿日期:2005-04-03 基金项目:重庆市科委自然科学基金资助项目(8413) 第一作者简介:宋美娟(1963-),女,湖北武汉人,博士研究生,副教授。
AZ31B 镁合金板材超塑性变形与断裂机理研究宋美娟,1,2,王智祥2,汪凌云1,刘筱薇2(1.重庆大学材料科学与工程学院,重庆400044;2.重庆科技学院,重庆400050)摘要:研究了工业态热轧AZ 31B 镁合金板材的超塑性及其变形机制,在应变温度为723K,应变速率为1×1023s 21的试验条件下,其最大断裂伸长率达到216%,应变速率敏感性指数达0136。
研究结果表明:晶界滑动(G BS )是工业态热轧AZ 31B 镁合金超塑性的主要变形机制,变形初期有动态再结晶发生,断裂是由晶界处形成的空洞不断长大、连接而引起的。
关键词:AZ 31B 镁合金;超塑性;晶界滑动;空洞中图分类号:TG 146.22;TG 135.3 文献标识码:A 文章编号:1007-7235(2005)08-0040-04Superplasticity and Fracture Mechanism of AZ 31B Magnesium Alloy SheetS ONG Mei 2juan ,WANG Zhi 2xiang ,WANGLing 2yun ,LI U X iao 2wei(1.College of Material Science and E ngineering ,Chongqing U niversity ,Chongqing 400044,China ;2.Chongqing I nstitute of Science and T echnology ,Chongqing 400050,China)Abstract :This paper investigate the superplasticity and fracture mechanism in a commercial hot rolling AZ 31B magnesium alloy sheet ,the maximum elongation 2to 2failure reaches 216%at tem peratures 723K and strain rates 1×10s 21,a high strain rate sensitivi 2ty exponent reaches 0.36.Investigation suggest that grain boundary sliding (G S B )is substantial deformation mechanism ,and there is the dynamic re 2crystallization at early stage ,cavity growth and linking to make tensile specimen fractured.K ey w ords :AZ 31B magnesium alloy ;superplasticity ;grain bounding sliding ;cavity 近年来,镁合金以其密度小,比强度、比刚度高,阻尼性、导热性好,电磁屏蔽性强,铸造成本低,易回收,无污染等优点,成为航空、航天、汽车、通讯电子等领域特别是汽车工业构件的优选材料[1,2]。
镁合金塑性成形技术——AZ31B成形性能及流变应力
镁合金塑性成形技术——AZ31B成形性能及流变应力
张先宏;崔振山;阮雪榆
【期刊名称】《上海交通大学学报》
【年(卷),期】2003(37)12
【摘要】通过热模拟压缩试验研究了镁合金AZ31B在不同温度下的成形性能,获得了200～400°C温度下的镁合金变形特性和流动应力.试验结果发现,镁合金在低于200°C以下的温度范围内变形困难,发生断裂.在高于400°C时,由于镁合金极易氧化,不适合塑性加工.试验显示,镁合金塑性成形的最佳温度为250～400°C.由于镁合金在高温下的软化效应,流变应力随应变的增加而下降,提出了适合镁合金塑性成形的流变应力模型.试验结果表明,该模型适用于镁合金热变形过程的流变应力分析.【总页数】4页(P1874-1877)
【关键词】镁合金;加工软化;流变应力;软化因子
【作者】张先宏;崔振山;阮雪榆
【作者单位】上海交通大学塑性成形工程系
【正文语种】中文
【中图分类】TG319
【相关文献】
1.镁合金板材超塑性成形性能及变形失稳 [J], 姜文超;卢维娜;李希云;王晨茹;张进
2.AZ31B镁合金板料超塑性成形极限数值模拟 [J], 宋美娟;李宝顺;王秋;姜浩;胡腾飞;薛晗
3.AZ31B镁合金板材冷轧成形应力应变响应的数值模拟 [J], 任一方;蓝永庭;陈渊;王帅
4.AZ31B镁合金板材冷轧成形应力应变响应的数值模拟 [J], 任一方;蓝永庭;陈渊;王帅;;;;
5.AZ31B镁合金薄板超塑性气胀成形 [J], 张青来;肖富贵;郭海铃;A B Bondarev;B
I Bondarev
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镁合金的超塑性
镁合金的超塑性梁冬梅周远富褚丙武（中国铝业郑州研究院，郑州 450041）摘要：综述了镁合金的超塑变形特点及晶粒细化对镁合金超塑性的影响,描述了镁合金的高应变速率超塑性和低温超塑性。
指出镁合金超塑成形技术的发展将大大拓展其应用领域。
关键词：镁合金；超塑性；晶粒细化The Deformation Mechanism and Superplasticity ofMagnesium AlloysLiang Dong-mei Zhou Yuan-fu Chu Bing-wu（Zhengzhou Research Institute of Chalco，Zhengzhou 450041,China）Abstract：The characteritics of superplasticity and the effects of fine grain on superplasticity are described. High strain rate and low temperature superplasticity of magnesium alloys are reviewed. The developing of superplastic forming will enlarge the applications of magnesium alloys.Key words：magnesium alloys; deformation mechanism; superplasticity；fine grain0 前言镁是所有结构用金属及合金材料中密度最低的。
与其他金属结构材料相比，镁及镁合金具有比强度、比刚度高，减振性、电磁屏蔽和抗辐射能力强，易切削加工，易回收等一系列优点，在汽车、电子、电器、航天、航空和国防军事工业领域具有极其重要的应用价值和广阔的应用前景，是继钢铁和铝合金之后发展起来的第三类金属结构材料，被誉为“2l世纪绿色工程金属结构材料”[1]。
镁合金超塑性的变形机理
Deformation mechanisms, current status and development direction of superplastic magnesium alloys
CHEN Zhen-hua, LIU Jun-wei, CHEN Ding, YAN Hong-ge (School of Materials Science and Engineering, Hunan University, Changsha 410082, China)
第 18 卷第 2 期 Vol.18 No.2
中国有色金属学报 The Chinese Journal of Nonferrous Metals
2008 年 2 月 Feb. 2008
文章编号：1004-0609(2008)02-0193-10
镁合金超塑性的变形机理﹑研究现状及发展趋势
陈振华，刘俊伟，陈 鼎，严红革
表1 变形图中不同变形机理的本构方程[7, 10]
Table 1 Constitutive equations for different deformation mechanisms Creep process Diffusional flow Grain boundary sliding & = k 3 ( D L / d 2 )(σ / E ) 2 ε Lattice diffusion sliding
7.59×108
Pipe diffusion controlled
& = k 4α ( D p / d 2 )(σ / E ) 4 ε & = k 5 ( DGB b / d 3 )(σ / E ) 2 ε
3.81×108 7.04×107
AZ31B镁合金的超塑性力学特征及变形机制
2 AZ31B镁合金的超塑性力学特征及变形机制2.1 引言目前，超塑成形主要用于航空工业中的铝、钛等合金零件的生产，很少用于镁合金零件的生产。
由于镁金属的密排六方结构，其室温塑性加工性能较差，超塑成形对于镁合金的应用显得十分重要。
随着镁合金研究和应用的进一步发展，在节能环保的新工业时代，超塑性镁合金的应用将会日益增加，这对工业态(commercial)镁合金而言，意义尤其重大。
镁合金细晶超塑性变形及控制机理已有大量的相关报道，而对具有非典型等轴细晶的工业态(commercial)变形镁合金超塑性的研究较少，因此有必要对工业态(commercial)变形镁合金超塑变形的微观机制作深入研究。
本章对工业态热轧AZ31B镁合金板材的超塑性力学特征和变形机制进行了研究。
试验用热轧AZ31B镁合金板材超塑性拉伸试样的原始组织平均晶粒尺寸约为17.5μm，且组织不均匀，不具有典型等轴细晶组织。
超塑性拉伸试验在重庆钢铁股份有限公司钢铁研究所物理实验室的HT-9102电脑伺服控制材料试验机上进行，高温拉伸试验的温度范围为673~763K，应变速率范围为1×104-~1×103-1-s。
试验测定工业态轧制AZ31B镁合金超塑性变形应变速率敏感性指数m值，流动应力σ和延伸率δ等数据，以及厚向异性指数r、应变强化指数n等成形性能参数。
并寻求轧制AZ31B镁合金板材最佳超塑性变形温度和应变速率，以获得其超塑性最佳变形条件。
采用XL30-TMP扫描电镜对拉伸后试样的断口及超塑性变形轴剖面的空洞进行观察和分析。
旨在为其工业应用打下一定的理论基础。
2.2 AZ31B镁合金超塑性高温拉伸试验2.2.1 试验材料和试样本文研究的实验用材料为工业态热轧AZ31B镁合金板材。
其制备过程为：选取工业态镁合金AZ31B铸锭（化学成分见表2.1），铣面后坯料厚度尺寸为40mm。
坯料的加热温度为733~743K，保温时间6小时；轧制工艺制度：开轧温度为723~733K，热轧道次变形量为15~20%，在轧制过程中采用测温仪测量坯料温度，当温度低于573K时就返回加热炉再加热，使温度达到703~723K，保温时间为1小时。
改善变形镁合金塑性的研究进展
改善变形镁合金塑性的研究进展*任红霞,刘长瑞,张 娟,鞠克江(西安建筑科技大学冶金工程学院,陕西西安710055)摘 要:综述了变形镁合金的基本塑性变形特征,变形镁合金常温下因塑性较差限制其发展,故改善变形镁合金的塑性成为变形镁合金研究与应用中急需解决的重点。
细化晶粒、提高变形温度和超塑性变形等方法可以显著提高变形镁合金的塑性,本文介绍了以上2种方法改善变形镁合金塑性的最新研究进展。
关键词:变形镁合金;塑性变形;晶粒细化;超塑性中图分类号:T G146 文献标志码:A镁及镁合金是21世纪轻量化材料,其比重轻,比强度和比刚度高,阻尼性、导热性、切削加工性和铸造性好,具有电磁屏蔽能力强、尺寸稳定、资源丰富、容易回收等一系列优点,其开发和应用受到越来越多的关注,成了 最年轻的金属结构材料之一[1]。
目前,镁合金的应用主要是以模铸、压铸等工艺生产产品,但产品容易出现晶粒粗大、组织太致密、成分偏析且力学性能偏低等缺陷,不能充分发挥镁合金的性能优势。
与铸造镁合金相比,变形镁合金晶粒细小,无偏析和微观孔洞,具有优良的综合性能以及较高的强度、塑形和韧性。
此外,众多领域所需板材、棒材、管材和型材等重要结构材料只能用塑性成型工艺生产,但是镁合金塑性较差、成形困难及成材率低成为变形镁合金加工与应用的瓶颈,因此改善变形镁合金的塑性成为其应用中急需解决的关键技术之一。
细化晶粒、提高变形温度和超塑性变形可以显著改善镁合金的塑性,是较有前景的塑性改善方法。
本文从以上3个方面介绍了变形镁合金塑性改善的研究进展,并指出塑性变形技术进一步的发展方向。
1 变形镁合金的塑性变形特征镁合金属于密排六方晶体结构,对称性低,室温下滑移系少,塑性变形时只有基面滑移和角锥面孪体质量分数容易偏低。
通过观察,固体质量分数过低,达到工艺范围下限时漆膜会出现缩孔,因此应定期向槽液内补加高浓度颜料浆与树脂,保持电泳漆的固体质量分数在工艺要求范围内,保持在工艺范围的中限较好。
镁合金剧烈塑性变形力学性能研究(模板3)
毕业论文开题报告镁合金剧烈塑性变形力学性能研究一、选题背景和意义镁合金做为一种新型金属材料，已被广泛应用于汽车、计算机、通讯及航空航天等众多领域，许多国家将之视为２１世纪的重要战略物资，提出了若干重大的研究与开发计划。
在此背景下，深入分析这一新型金属材料的发展前景并拟定相应的对策，具有重要的意义。
镁合金是最轻的金属结构材料，其密度为1.75-1.90g／cm3；其比强度高于铝合金和钢，略低于比强度最高的纤维增强塑料；其机加工性能优良，易加工且加工成本低，加工能量仅为铝合金的70％；其耐腐蚀性比低碳钢好得多，已超过压铸铝合金A380；其减振性、电磁屏蔽性远优于铝合金。
另外，镁合金的低密度、低熔点、低动力学黏度、低比热容、低相变潜热以及与铁的亲和力小等特点，使其具有熔化耗能少、充型变速快、凝固速度快、实际压铸周期短、模具使用寿命长等优势，极适合于采用现代压铸技术进行成形加工，直接制备出薄壁和近终形复杂形状的零部件。
而且镁合金压铸件的性能优良，在常规使用条件下替代钢、铝合金、塑料等制件的效果非常好。
在实现产品轻量化的同时，还使产品具有优良的特殊功能，并且在镁合金压铸件报废后，还可以直接回收再利用，符合环保要求。
所以，综合性能优良的镁合金被誉为“21世纪金属”并被广泛应用于汽车、计算机、通讯等广阔领域。
虽然镁合金具有一系列的优良性能，然而镁具有密排六方结构，塑性差，难以塑性加工。
本课题是为了研究改善镁合金的力学性能的途径，使镁合金更好的应用于工业领域。
晶粒细化及组织控制是改善提高金属材料性能的有效途径。
晶粒细化能够大幅度提高镁合金的室温强度,塑性和超塑性成形。
细化晶粒的方法有很多，如锻造，挤压，轧制以及随后的再结晶退火处理工艺等。
而等通道转角挤压(ECAP)作为一种可细化合金组织、改善性能、提高材料成形性的塑形加工技术在国内外学术界被广泛的研究。
二、课题关键问题及难点本课题重点研究镁合金采用等通道转角挤压工艺与材料晶粒细化的关联，以及由此而引发的材料组织、力学性能等的变化；研究了ECAP工艺对材料性能、材料组织关系等的作用与影响．如何确定外切角ψ、内切角Φ的大小，及挤压路线、挤压次数、挤压温度和挤压速度的选择。
镁合金板材超塑性成形极限的实验研究
２ ９
镁 合 金 板 材 超 塑 性 成 形 极 限 的 实 验 研 究
Ｒｅ ｅ ｒ ｈ ｏ ｓ ａ ｃ ｎ Ｓｕｐ ｒ ａ ｔｃ Ｆｏｒ ｉ ｇ Ｌｉ ｉ ｆ ｅ ｐｌ ｓ ｉ ｍ ｎ ｍ ｔｏ Ｍ ａ ｎｅ ｉ ｇ ｓ ｕｍ ｌｏ Ａ ｌ ｙ Ｓｈｅ ｔ ｅ
ｇａ （ ｒ ｍ ＦＬＤ） ｔ ５ ３ ａ ．３× １ Ｓ ａ ７ Ｋ ｎｄ ３ ０ ＿。ｗａ ｓ ａ ｉ ｈ ｄ ｆ ｒ ｔ ｅ ｆｒ ｔ ｔｍ ｅ Ｉ Ｓ ｆ ｕｎｄ ｔ ｔ，ｅｔ ｒ ｉ ｓ ｅ ｔ ｂｌｓ ｅ ｏ ｈ ｉｓ ｉ ． ｔ ｉ ｏ ｈａ ｉｈｅ ｎ
ｔ ｎ ｉ －ｏ ｒ ｓ ｉｅ ｄ ｆ ｒ ｔｏ ｒ ｉ ｉ ｘｓ ｔｎ ｉｅ ｄ ｆ ｒ ｔｏ ｅ ｓｌ ｃ ｍｐ ｅ ｓｖ ｅｏ ｍａｉｎ ｏ ｎ ｂ－ ｉ ｅ ｓｌ ｅｏ ｍａ ｉｎ， ｔ ｅ ｊ ｄ ｍｅ ｔ ｃｉｅ ｉｎ ｆ ｒ ｌｃ ｌ ｅ ａ ｈ ｕ ｇ ｎ ｒｔ ｒｏ ｏ ｏ ａ
成 形性 能 的优 劣往 往决 定着 一种 使 用性 能优 越 的
材料 能否 得到 实 际应用 。在 材料 的成 形 性能 中最 为 重 要 的是 成 形 极 限 的大 小 。材 料 的成 形 极 限 曲线 Ｆ Ｃ Ｌ
对 超塑性 板 料拉 伸 失稳 的研 究 目前还 较 少［ 。 ４ ］ 本 工作 通 过 超 塑 性 凸模 胀 形 实 验 建 立 了 ＡＺ １ ３Ｂ
宋 美 娟 ， 汪凌 云 刘饶 川 ， ， 向
毅
（ １重 庆科 技学 院 机 械 系 ， 庆 ４ ０ ５ ； 庆 大学 材 料科 学 与工程 学 院 ， 庆 ４ ０ ４ ） 重 ０ ０ ０ ２重 重 ０ ０ ４
ＳＯＮＧ ｅ— ａ ，Ｗ ＡＮＧ ｎｇ ｙ ，ＬＩ Ｒａ — ｈ ｎ Ｍ ｉｉ ｎ ｕ Ｌｉ － ｕｎ Ｕ ｏ ｃ ｕａ ，ＸＩ ＡＮＧ Ｙｉ
镁合金材料挤压成形过程力学特性分析
镁合金材料挤压成形过程力学特性分析随着科学技术的不断发展，人们对于材料的要求也越来越高。
而镁合金材料因其轻质、强度高等特点，被广泛应用于车辆、航空航天、电子及军工等领域。
在镁合金制品加工过程中，挤压成形技术被认为是较为理想的加工方式。
本文将重点探讨镁合金材料在挤压成形过程中的力学特性分析。
一、挤压成形技术的概述挤压成形技术是一种基于材料的塑性变形特性，通过施加轴向压力将材料从复杂的截面形状变成较为简单的截面形状。
在挤压成形过程中，材料会受到较大的拉伸、剪切和压缩等力学特性影响，因此需要对其力学特性进行认真分析。
二、镁合金材料的力学特性镁合金材料主要由镁和其他合金元素组成，具有轻质、强度高、刚性好等特点。
在挤压成形过程中，材料的力学特性会对成形质量产生直接影响。
因此，了解材料的力学特性具有十分重要的意义。
1. 弹性模量弹性模量是衡量材料在受到力的作用下发生形变时，它抵抗形变的能力的大小。
弹性模量越大，说明材料具有越好的抗变形能力。
对于镁合金来说，由于其成分相对较轻，因此其弹性模量较小。
同时，随着镁合金中其他合金元素的加入，其弹性模量也会发生变化。
2. 屈服强度屈服强度是材料承受压力后开始出现塑性变形的强度。
在挤压成形过程中，材料的屈服强度是其质量稳定性的关键指标。
对于镁合金来说，随着合金成分的不同，其屈服强度也会发生不同程度的变化。
3. 可塑性除了弹性模量和屈服强度以外，镁合金材料的可塑性也是决定其截面形状变化程度的重要因素。
可塑性是指材料受力变形后容易塑性变形的能力。
随着合金成分的不同，镁合金的可塑性也会有所差异。
三、挤压成形过程中的力学特性分析在挤压过程中，镁合金材料受到轴向压力和涡流力的影响，发生了较大的压缩和剪切。
由于镁合金的成分比较轻，因此其塑性变形能力相较于钢铁等重型材料而言较弱。
因此，需要注意在挤压成形过程中的压力、温度等参数的合理控制，以避免发生失控的挤压变形。
同时，在挤压过程中需要对喷嘴、辊子、支撑装置等挤压设备进行充分的维护，以保证挤压成形的稳定性和一致性。
AZ41镁合金超塑性成形特性
Trans.Nonferrous Met.Soc.China31(2021)648−654Superplastic forming characteristics of AZ41magnesium alloyS.TAYLOR1,G.D.WEST1,E.MOGIRE2,F.TANG1,H.R.KOTADIA11.WMG,the University of Warwick,Coventry CV47AL,UK;2.Buehler,WMG Materials Engineering Centre,the University of Warwick,Coventry CV47AL,UKReceived5May2020;accepted30November2020Abstract:An AZ41magnesium alloy in the hot-rolled condition without further thermomechanical processing to modify its microstructure was investigated to establish its suitability for use within a superplastic forming process and to establish optimum forming parameters.Formability was assessed using elevated temperature tensile testing and hot gas bulging,across a range of strain rates(1×10−1−1×10−3s−1)and temperatures(350−450°C).Circle grid analysis with GOM Aramis cameras was used to understand peak strains and material thinning in relation to industrial forming processes.Post forming EBSD and STEM analysis was conducted to understand the mechanisms responsible for the materials formability,with dynamic recrystallization being clearly evident.Peak elongation of520%was achieved at 450°C and1×10−3s−1;industrially relevant elongation was achieved at1×10−2s−1at both450°C(195%)and400°C (170%).Key words:magnesium;superplastic forming;superplasticity;electron back-scattered diffraction(EBSD);AZ41 magnesium alloy1IntroductionMagnesium has the lowest density (ρ≈1.74g/cm3)among structural metals which, combined with its high specific stiffness,makes it a very attractive material for automotive manufacturers to aid in mass reduction to improve performance and efficiency[1].Magnesium however suffers from limited ambient temperature ductility owing to its hexagonal close packed(HCP) crystal structure which offers limited slip systems with non-basal slip being extremely difficult. Elements such as aluminium and zinc are commonly alloyed with magnesium to improve mechanical properties but still ambient temperature formability is limited[2,3].This limited ductility can be overcome through the use of advanced forming techniques such as superplastic forming(SPF)and quick plastic forming(QPF)which operate at elevated temperatures[4].SPF typically takes place at temperatures around70%of melting point of a material;at these temperatures,various mechanisms within material microstructure,such as grain boundary sliding(GBS)[5,6],dynamic recrystallization[7,8]and dislocation creep[9,10], allow for significant elongations greatly in excess of those at room temperature.The superplastic properties of various magnesium alloys are well reported with studies showing elongation of up to520%in AZ31at 500°C[11],1000%in AZ91under optimal conditions[12]and impressive1604%at300°C following friction stir processing[13].AZ31B alloy has been shown to be suitable for use within a QPF process which could significantly reduce industrial cycle times[14].Magnesium alloys alloyed with rare earth(RE)elements have shown great promise as materials for SPF forming,and the elongation inCorresponding author:S.TAYLOR;E-mail:*************************.ukDOI:10.1016/S1003-6326(21)65526-71003-6326/©2021The Nonferrous Metals Society of China.Published by Elsevier Ltd&Science PressS.TAYLOR,et al/Trans.Nonferrous Met.Soc.China31(2021)648−654649excess of400%has been observed within WE43 which has a3.4wt.%RE addition due to solute drag[15];other studies have shown impressive levels of formability in AE42and QE22 RE-containing alloys[16].In combination with advanced forming techniques,wrought magnesium alloys can see industrial applications in vehicle lightweighting,as shown by a General Motors demonstration part[14],and within the Porsche GT3RS whose roof is superplastically formed from POSCO AZ31alloy achieving a claimed10kg mass reduction[17].In the present study,an AZ41alloy was tested firstly by elevated temperature uniaxial tension to establish its strain rate sensitivity(m)value and suitability for SPF forming.Subsequently,the material was trialled within a free forming gas bulge test to investigate its formability on a larger more industrially relevant scale as a comparison to alloys currently used commercially.SEM and TEM analysis was employed to observe microstructures pre and post forming to understand the deformation mechanisms at work and to image the intermetallics within the alloy.2ExperimentalIn this study,a hot-rolled AZ41alloy with alloying elements of4.2wt.%Al,1.3wt.%Zn and 0.3wt.%Mn was investigated.The material was supplied in the as-rolled condition with a thickness of3.3mm;no further thermomechanical processing was applied prior to testing.Elevated temperature tensile testing was conducted using an Instron5742 load frame with an integrated furnace and controlled using Instron Wave Matrix software operating in strain rate control to achieve constant strain rates throughout.Dog bone shaped samples were prepared by CNC machining;having a15mm gauge length and a nominal cross section of 9.4mm2.Tests were carried out across a range of strain rates from1×10−1to1×10−3s−1and temperatures from350to450°C.Gas bulge testing was conducted using an Interlaken press;tests were conducted at400°C and GOM Aramis cameras were used to conduct circle grid analysis(CGA) using an established methodology[15].Microstructural analysis was conducted using a JEOL7800F FEGSEM and an Oxford instruments symmetry electron back-scattered diffraction (EBSD)camera.An accelerating voltage of20kV was used across all scans,with a step size of0.2µm. Samples were prepared using mechanical polishing regime modified from standard preparation techniques[18];a final step of30min broad beam ion milling using a Hitachi IM4000operating at 4kV was applied to achieving a high quality surface finish.TEM samples were prepared by FIB lift-out using an FEI Scios dual beam FIB-SEM, with a viewing area size of approximately 6μm×6μm and a nominal thickness of0.15μm. Samples were attached to a copper grid and analysed in an FEI Talos F200X FEG-(S)TEM operating at200kV.Scanning transmission electron microscopy(STEM)imaging and chemical maps were obtained using the four EDS Super-X Silicon Drift Detectors(SDD)fitted inside TEM Talos to identify the various intermetallics within the alloy. 3Results and discussionElevated temperature tensile testing identified optimum conditions for maximum elongation as 1×10−3s−1and450°C where the material achieved 520%elongation,as illustrated in Fig.1.Relatively uniform elongation was observed(Fig.2)within the material with limited localised necking where failure occurred,indicative of typical SPF deformation occurring due to GBS complemented by dynamic recrystallization[19].Decrease in forming temperature from450to350°C led to a significantly reduced peak elongation from520%to 220%,as would be expected for such an alloy.Cup and cone failures and regions of localised necking were observed in lower temperature samples, indicating that dynamic recrystallization and GBS were not active.Increases in strain rate across all temperatures led to significant reductions in elongation due to the materials strain rate sensitivity and the reduced influence of mechanisms such as dynamic recrystallization at these strain rates.Elongations of around170%were achieved at 400°C and1×10−2s−1which is of industrial relevance as typical designs employing SPF techniques will obtain a maximum of elongation of150%[20].Testing across a full range of temperatures and strain rates allowed for m value of the materials to be established between0.13and650S.TAYLOR,et al/Trans.Nonferrous Met.Soc.China31(2021)648−654Fig.1Stress vs strain curves at350°C(a),400°C(b)and450°C(c),and m values of material across all temperatures at strain of0.3(d)Fig.2IPF maps and MUD plots of as-received microstructure(a),microstructure in shoulder section after heating(b), dogbone geometry pre and post forming at450°C and1×10−1s−1(c),microstructure in gauge length after heated deformation(d)and microstructure in failure region after heated deformation(e)S.TAYLOR,et al/Trans.Nonferrous Met.Soc.China31(2021)648−654651 0.46,depending on forming condition,as shown inFig.1(d).The maximum m value of0.46being inthe region where the stress exponent n=2which,asdiscussed by SHELBY and WADSWORTH[21],indicates GBS as the dominate deformationmechanism.The m value being the materials strainrate sensitivity can be thought of,with its resistanceto localised necking,higher resistance to localisednecking being favourable for industrial forming.However,this alloy has not been investigatedelsewhere;at the optimum temperature for thisalloy(450°C),elongations are in excess ofthose reported for AZ31of365%and440%;AZ31 has a similar composition to the AZ41in this study[22,23].EBSD analysis of the material pre and post forming is shown in Fig.2alongside the dog bone geometry used for tensile testing.IPF maps were captured whilst multiples of uniform distribution (MUD)plots were from the same regions to capture more grains and give a sample set more representative of the full microstructure.Figure2(a) shows the as-received hot-rolled AZ41magnesium alloy microstructure prior to testing with some partially elongated grains in the direction of rolling, and very little evidence of annealing twins with a high MUD value of11.9is observed.In Fig.2(b), when the alloy underwent heating but no physical deformation,an annealed structure is observed with grain twins dominating the microstructure,as expected due to magnesium alloys propensity to form annealing twins,and a reduction of MUD values to6.9indicates more random orientations within the microstructure.Within the gauge length in Fig.2(d)exposed to heated deformation,we can see evidence of reduced numbers of grain twins, with independent strain-free grains being visible within the parent microstructure indicative of dynamic recrystallization during deformation.This Fig.3Occurrences of high angle grain boundaries within AZ41under different conditionsreduction in twinning is confirmed in Fig.3which shows a significant reduction in percentage of high angle grain boundaries within the structure. Towards the failure region of the sample shown in Fig.2(e),we observe a grain structure devoid of twins,showing the dynamic recrystallization which has occurred throughout the testing,and an elongated structure is observed along with an increased MUD value of15.3.Grain growth is clearly observed,which will lead to material softening,causing voids,the coalescence of which would be responsible for sample failure as observed at the bottom of the image[24,25].Figure4illustrates the CGA strain map of a sample following gas bulge testing within a free forming bulge tool.A region of higher strain is observed near to the die entry,which has been observed in previous studies and is due to a combination of material thickness,tool entry angle and the free bulge of the test rather than being limited by tool walls[15].Owing to this,the material was deformed to a specific height at various pressures to establish formability at higher strain rates;a dome height of52mm was achievedFig.4IPF map of undeformed base after forming(a),circle grid analysis(CGA)strain analysis map of sample formed at400°C and0.6MPa(b),and IPF map of deformed section near to dome peak after forming(c)S.TAYLOR,et al/Trans.Nonferrous Met.Soc.China31(2021)648−654652Fig.5Dark field STEM image of AZ41alloy(a),with EDS maps showing zinc(b),aluminium(c)and manganese(d)with strains of0.49at the dome peak with a forming time of around12min.Indicative of the materials ability to form,higher strain rates and lower forming temperatures are aspects of the SPF forming process,which are inhibitive to its uptake across more industrial applications.The equivalent strain at the dome peak was 115%;equivalent strain being a measure of strain within a material due to thinning is calculated by ((T o/T s)−1)×100%,where T o is original thickness and T s is strained thickness.Being a measure of material thinning this is an important factor within the design of parts formed within SPF processes.A finer microstructure is observed in Fig.4(c) compared to Fig.4(a),indicating that grain growth has occurred within the undeformed base material, whilst the same dynamic recrystallization mechanism observed in Fig.2(e)was also active within the bulged sample.Premature melting of aluminium intermetallics Al12Mg17is reported to be responsible for premature failures within AZ91alloys,due to melting at and around the material forming temperature[26]. STEM EDS analysis was conducted to understand the location and composition of intermetallics within the AZ41in this study,and the resultant dark field image and EDS maps are shown in Fig.5.Zn and Al containing intermetallics were observed to decorate grain boundaries with a maximum size of around200nm,and this size is too large to aid recrystallization by means of particle stimulated nucleation,but will inhibit grain growth following dynamic recrystallization,helping to minimize localised necking.Manganese intermetallics were observed within the matrix of grains but not across grain boundaries.Due to the lower aluminium content in this alloy compared to AZ91,less Al12Mg17intermetallics are observed,suggesting that they will have less influence on the failure of the material,which occurs due to coalescence of voids at extreme elongations.4Conclusions(1)Superplastic behaviour was observed within the AZ41alloy,with peak elongation in excess of500%under the optimum forming conditions.Optimum forming conditions were identified as450°C and1×10−3s−1.(2)The material was capable of achieving industrially relevant levels of formability under sub optimum conditions with170%elongation achieved at400°C and1×10−2s−1.At400°C within a gas bulge test,the material achieved a dome height of 52mm in around12min,similar to that of high strength aluminium under the same conditions.(3)Grain boundary sliding was the primary deformation mechanism responsible for super-S.TAYLOR,et al/Trans.Nonferrous Met.Soc.China31(2021)648−654653plasticity,with clear evidence of dynamic recrystallization of the microstructure.No evidence of solute drag or dislocation creep was observed during forming.AcknowledgmentsThe authors would like to thank the WMG High Value Manufacturing Catapult Centre for funding this work.In addition,the characterisation facility is supported from the Higher Education Funding Council for England(HEFCE). 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AZ31镁合金塑性变形行为的模拟与参数分析
AZ31镁合金塑性变形行为的模拟与参数分析镁合金的密度较小,在地球储量很大,所以镁合金是迄今为止最有前景的工程材料。
但是,镁合金在室温下的塑性变形能力较低,这是由于镁合金的晶体结构是密排六方结构,在室温下镁合金能够启动的滑移系十分有限。
为了提高镁合金的塑形有不少学者对镁合金进行了研究。
本文目的在于结合实验数据和VPSC模型对镁合金的塑性变形行为进行模拟分析。
本文研究了AZ31轧制板材在沿不同方向压缩和拉伸时候所表现的机械性能和微观组织变化,以及通过不同的变形方式获得不同的变形机制,再分析不同的参数对于塑性变形的影响。
实验沿试样不同方向压缩不同的应变量:沿ND方向压缩,沿TD方向压缩和以及沿与RD和ND方向成45度角压缩和沿RD拉伸。
再通过金相显微镜(OM),X射线衍射仪,电子背散射衍射仪(EBSD)以及VPSC 模型分析数据。
研究表明:(1){10-12}拉伸孪晶出现在塑形变形的开始阶段,这类孪晶消耗母体晶粒并且改变母体晶粒的取向。
(2)当应变量为0.05-0.06的时候,{10-11}压缩孪晶开始成为塑性变形的变形机制。
随着塑性变形量的增加,{10-11}压缩孪晶的体积分数也增加直至断裂。
(3)在压缩过程中,当总应变大于0.15时,压缩孪晶成为变形过程中的一种重要变形机制。
尽管在{10-11}压缩孪晶会产生应力集中。
但在断裂之前,压缩孪晶会协调所产生的塑性变形。
(4)在大塑性变形过程中,利用VPSC模型能够准确模拟出流变应力、孪晶相对运动、孪晶体积分数以及宏观的织构演化。
(5)在模拟过程中,孪晶不会产生额外的硬化效果,滑移所产生的硬化效果不需要通过提高孪晶的潜在硬化参数获得。
在其他论文中,滑移需要从拉伸孪晶中获得更高的硬化参数来调整应力应变曲线。
(6)当应变较高时,虽然在沿ND和TD方向压缩所产生的压缩孪晶的体积分数很接近,但是在沿ND方向压缩时的流变应力(通过实验和模拟所获得)曲线比沿TD方向压缩所得到的流变应力曲线更低。
AZ31镁合金变形行为的研究进展
收稿日期:2008202227作者简介:孙付涛(19832),女,河南柘城人,硕士研究生.第3卷 第2期材 料 研 究 与 应 用Vo1.3,No.22009年6月MA TERIAL S RESEARCH AND APPL ICA TIONJ un .2009文章编号:167329981(2009)022*******AZ31镁合金变形行为的研究进展孙付涛1,韩 晨2,陈拂晓1,杨永顺1,郭俊卿1(1.河南科技大学材料科学与工程学院,河南洛阳 471003;2.北京科技大学材料科学与工程学院,北京 100083)摘 要:介绍了AZ31镁合金的优良性能及变形行为的特点,讨论了合金元素对AZ31合金性能的影响,重点对目前镁合金加工方法的研究进展及发展方向进行了综述.关键词:AZ31镁合金;变形行为;性能;加工方法中图分类号:T G 306 文献标识码:A镁合金是实际应用中最轻的金属结构材料[1],具有较高的比强度和比刚度,力学性能、切削加工性能和铸造性能优良,特别适用于进行高效率的压铸生产.镁合金还具有优良的耐腐蚀性能、良好的导电性及电磁屏蔽性等优点.尤其值得一提的是镁及镁合金具有优良的减振性能,从而使其在许多应用中具有降低振动和噪音的能力.镁合金在电子、航空航天、交通工具、体育用品等行业中的应用日益广泛[2].由于镁合金为密排六方结构,室温下塑性变形能力较差,所以目前镁合金制品大都采用铸造成形,这大大限制了镁合金的应用范围.为扩大镁合金的应用范围,利用各种塑性变形方法来制造镁合金制品是镁合金发展的一大趋势.与铸造成形产品相比,变形镁合金制品的力学性能更优,加工成本更低.A Z31镁合金的强度较高,延展性良好,可用来制造不同厚度的板材及形状复杂的锻件、模锻件及挤压件,是目前应用最广泛的变形镁合金[3].1 化学成分对AZ31镁合金性能的影响1.1 铝含量的影响Al 是A Z31镁合金的主要合金元素,通过固溶强化和形成沉淀析出相,提高AZ31的强度和耐蚀性,降低合金的塑性[4].Mg 2Al 二元合金系富镁侧是共晶型相图,在437℃时发生共晶反应:L →α(Mg )+β(Mg 17Al 12).铝在镁中的最大溶解度为12.7%(437℃),溶解度随温度的降低而减小,室温下铝在镁中的溶解度约2%.在富镁区可以析出第二相β(Mg 17Al 12).铸态下Mg 2Al 合金主要由α镁固溶体和枝晶间Mg 17Al 12相组成.当w (Al )<10%时,随着Al 含量的增加,Mg 合金的液相线及固相线均降低,Mg 合金的抗拉强度提高;伸长率则随着Al 含量的增加先提高后下降.当w (Al )>4%时,Mg 2Al 合金的耐腐蚀性能迅速提高.因此,兼顾合金的力学性能和铸造性能,合金中最佳铝含量w (Al )为8%～9%[3].1.2 锌含量的影响Zn 是Mg 2Al 系合金中的另一个重要元素.Zn在镁合金中的溶解度较大,在二元共晶温度340℃时达6.2%.在合金中加入少量的Zn (约1%),可显著提高室温下铝在镁基体中的固溶度.同时,Zn 的加入可以提高合金的抗蚀性及力学性能.但Zn 含量过高会加大合金的结晶温度间隔,增加了合金的热裂和缩松倾向,因此,合金中的Zn 一般控制在w (Zn )≈1%.1.3 Al/Zn 比的影响在Mg 2Al 2Zn 合金中,铝/锌比是值得重视的一个参数.对不同Al/Zn 比的Mg 2Al 2Zn 合金进行力学性能的测试结果表明,当w (Al )<8%时,合金的抗拉强度随Zn 质量分数的增加而提高,伸长率下降;当w (Al )>8%时,随Zn 含量的增加,合金的抗拉强度降低,伸长率提高.由此可见,要获得综合力学性能良好的合金,Al ,Zn 的含量应有合适的比例.有人[5]研究了不同Zn ,Al 含量对Mg 2Al 2Zn 合金铸造性能的影响(图1).当合金中w (Zn )<1%时,Mg 2Al 2Zn 合金处于可铸造区,随着Zn 含量的增加,合金进入热裂区,热裂区的范围随Al 含量的不同而变化;进一步增加Zn 含量,合金进入可铸造区和脆性区.因此,要保证Mg 2Al 2Zn 合金具有良好的铸造性能,Al ,Zn 的含量应有一个合适的比例.图1 Zn 含量对镁合金铸件性能的影响[5]Fig.1 Effect of Zn content to performance of magnesium al 2loy casting1.4 其他元素的影响Mn 对提高镁合金的耐腐蚀性能十分有利.Mn可与合金中的有害杂质Fe 形成化合物,以熔渣的形式排除,消除了Fe 对镁合金耐蚀性的不利影响,同时提高了合金的电位.因此,用于耐腐蚀性场合的镁铝合金中一般都含有一定量的Mn.此外,Mn 还可以细化晶粒,提高可焊性.镁铝系合金中需要严格控制的杂质元素有Si ,Cu ,Fe ,Ni 和Co 等,由于它们在镁中的溶解度都很小,含量很低时就足以在晶界上形成与基体有很大电位差的难溶相,产生腐蚀.因此,必须严格控制这些杂质在合金中的含量.2 AZ31合金变形过程的特点AZ31镁合金在变形时对温度的改变很敏感,在低温下进行压缩或挤压变形时,变形机制主要为基面滑移和孪生,此时显微结构中有较多的位错和孪晶存在,整体上呈现变形组织,因此如果变形速率太快,材料容易在低应变量下发生断裂.而在较高的温度下挤压(200℃以上),材料的变形机制会发生改变.首先,由于热激活镁基体的棱柱滑移面位错在基面滑移上受阻时,可发生交叉滑移到棱柱滑移面上,这种情况在变形温度适当的情况下比较容易发生,此时动态再结晶还来不及发生,合金中的位错可发生滑移、攀移,从而提高合金的塑性变形能力.在更高的温度下,动态再结晶发生,这时晶界可以发生滑动和转动,参与塑性变形,细小的再结晶晶粒进一步提高了镁合金的塑性,甚至出现类似超塑性变形的变形机制.图2 动态再结晶形成的细小晶粒Fig.2 Tiny grains formed during dynamic recrystallization3 AZ31合金变形行为的研究现状S.B.Yi [6]研究了AZ31合金在室温到250℃范围内的拉伸变形行为.结果表明,在150℃以上进行拉伸时观察到连续动态再结晶现象.在200℃时观察到与高激活能<c +a >滑移面对应的晶体结构组织.动态再结晶由于再结晶晶粒的转动持续进行.在200℃时,尽管发生了动态再结晶,仍然可以观察到大量的由晶界转动和滑移协同作用产生的典型组织.在250℃时,由于另一个变形机制晶界滑移的发68材 料 研 究 与 应 用2009生使细小晶粒组织减少.为了扩大镁合金的使用范围.Q.Yang等人[7]研究了室温下极细晶粒的AZ31镁合金的变形行为.通过轧制,压缩,挤压等剧烈变形方法制得细晶粒镁合金.实验结果表明,与粗晶粒的镁合金相比,极细晶粒的镁合金对应变速率的敏感性及流变应力均有一定的上升,延伸率也有所上升.同时,合金的屈服强度显著上升,各向同性更明显.Z.Q.Sheng[8]建立了镁合金的流变应力方程.基于密排六方晶体结构的变形机制及数学分析方法,以应变、应变速率及温度补偿因子为参数建立了数学模型.验证发现与三个已发表的实验数据相吻合.严红革等人[9]研究了A Z3l镁合金板材在不同工艺条件下的气胀成形性能.实验表明,胀形高度随温度的升高而增大,且应变速率敏感指数均大于0.3.在673K,0.7M Pa下胀形25min,所得胀形件的胀形高度达23.34mm,高径比为0.67.金相及SEM观察可见,在胀形件的顶端晶界处聚集了大量的空洞.通过动态再结晶,晶粒得到了很大细化.并且随变形程度的增大,晶粒细化更明显.A Z31镁合金板材的超塑性胀形主要由晶界滑移控制,动态再结晶则为重要的辅助机制.汪凌云等人[10]研究了AZ31B镁合金板材的超塑性及超塑性不稳定性.他们发现,在723K,10-3 s-1的条件下,板料的延伸率可达到216%,应变敏感系数为0.36,在变形的初级阶段发生了动态再结晶.板料的超塑性成形机制主要为晶界滑移,断裂则主要是由于空洞的长大和链接.苌群峰等人[11]研究了AZ31镁合金板料的拉伸性能.他们对温热冲压过程进行了数值模拟,研究了拉深温度、压边力等工艺条件对镁合金板材成形性能的影响;并通过极限拉深比实验,对数值模拟结果进行了实验验证.最后得到结果是:在极限拉深温度150℃,极限拉深速度15mm/s,固定压边力的工艺条件下,极限拉深比达到2.5,得到如图3所示的拉伸件.他们还通过温热交叉轧制工艺制备了成形性能良好的镁合金薄板[12],并用此板料进行了盒形件拉延实验.结果发现:采用压边力随凸模行程先增后减的变压边力技术可将盒形件的拉伸深度提高13.2%.图3 镁合金拉延件Fig.3 Magnesium alloy drawings华中科技大学的夏巨谌等人[13]对镁合金管材的挤压过程进行了数值模拟,采用DEFORM23D软件,对不同壁厚管材的成形过程进行模拟.研究发现,挤压时管材内壁的金属比外壁的金属流动快,挤压筒与圆锥面过渡处的等效应变值最大,通过工艺试验验证了模拟分析的正确性.何祝斌等人[14]研究了AZ31镁合金挤压管材的内高压成形性能,胀形实验在其自行研制的内高压成型机上进行,实验温度分别为室温、100、150、200和250℃,结果表明:变形不是对称发生的,而是集中在管的一侧直至破裂.从破裂时的极限膨胀率来看,150℃时表现出最好的成形性能;之后,随着温度的升高,极限膨胀率反而下降,相同温度下,胀形区尺寸较小时得到的极限膨胀率明显大于胀形区较大时的极限膨胀率,双向等拉应变状态下的成形性能要好于平面应变状态下的成形性能.4 结 语目前,虽然对A Z31镁合金的变形行为及加工工艺的研究已经取得了一定的进展,但适用于镁合金生产的塑性加工技术还不够成熟及完善.为了生产出性能更加优良的镁合金制件,降低生产成本,扩大镁合金的使用范围,作者认为对镁合金的研究应注重以下方面:(1)性能的改善.镁合金具有很多优良的性能,但其强度达不到某些领域的要求.比如,镁合金用于制造汽车轮毂,可以减重、减振,降低油耗,提高行驶的舒适性,但镁合金的强度很难达到σb>280M Pa和σ0.2>180M Pa.(2)成形技术的研究.镁合金铸件的综合性能较差,采用塑性加工,可78第3卷 第2期孙付涛,等:AZ31镁合金变形行为的研究进展以得到性能优良的制件.常温下镁合金的塑性较差,而当其处于超塑性状态时,具有优良的塑性和极小的变形抗力,从而有利于塑性加工.挤压是镁合金塑性成形的另一种有效方法.挤压加工时,金属三面受压,有利于变形的发生.挤压成形可制备其他成形方法难以制备的产品,如带凹角和暗槽的型材、大直径和变截面厚度的薄壁管等[15].另外,挤压还有细化晶粒的作用,可提高材料的强度和韧性.因此,研究镁合金的挤压成形工艺和超塑性成形工艺具有重要意义.参考文献:[1]刘正,张奎,曾小勤.镁基轻质合金理论基础及应用[M].北京:机械工业出版社,2002:1952207.[2]刘静安.镁合金加工技术发展趋势与开发应用前景[J].轻合金加工技术.2001,129:127.[3]黎文献.镁及镁合金[M].长沙:中南大学出版社,2005:972102.[4]吕宜振,翟春泉,王渠东,等.压铸镁合金的应用现状及发展趋势[J].,1998(12):50253.[5]张诗昌,段汉桥,蔡启舟,等.主要合金元素对镁合金组织和性能的影响[J].铸造,2001,50(6):3102340.[6]YI S B.Mechanical behaviour and microstructural evolu2tion of magnesium alloy AZ31in tension at differenttemperatures[J].Materials Science and Engineering, 2006,A424:2752281.[7]YAN G Q,GHOSH A K.Deformation behavior of ul2trafine2grain(U F G)AZ31B Mg alloy at room tempera2 ture[J].Acta Materialia,2006,54:515925170.[8]SH EN G Z Q.Modeling flow stress of magnesium alloysat elevated temperature[J].Materials Science and Engi2 neering,2006,A419:2022208.[9]严红革,刘俊伟,陈振华,等.AZ31镁合金板材超塑性气胀成形研究[J].热加工工艺,2006(5):47250.[10]WAN G Ling2yun.SuperplaSticity and superplastic in2stability of AZ31B magnesium alloy sheet[J].Trans Nonferrous Met Soc China,2006,16:3272333.[11]苌群峰,李大永,彭颖红,等.AZ31镁合金板材温热冲压数值模拟与实验研究[J].中国有色金属学报,2006(4):5802585.[12]苌群峰,李大永,彭颖红,等.AZ31镁合金盒形件变压边力温热拉延工艺[J].中国机械工程,2006,17(增刊):16218.[13]夏巨谌,王新云,程俊伟,等.AZ31镁合金管材挤压过程的数值模拟[J].锻压技术,2005(2):49252.[14]何祝斌,王小松,苑世剑,等.AZ31B镁合金挤压管材的内高压成形性能[J].金属学报,2007(5):5342538. [15]赵文元,夏兰廷.镁合金成形技术现状及展望[J].铸造设备研究,2005(4):47252.R esearch progress on deformation behavior of AZ31magnesium alloySUN Fu2tao1,HAN Chen2,CH EN Fu2xiao1,YAN G Y ong2shun1,GUO J un2qing1(1.Henan Universit y of Science and Technology,L uoy ang471003,China;2.Universit y of S cience and Technolo2g y,B ei j ing100038,China)Abstract:The excellent p roperties and deformation behavior characters of A Z31magnesium alloy are de2 scribed in t his paper.The influences of alloy element s on t he p roperties of t he AZ31alloy are discussed. And t he research p rogress and develop ment tendency on p rocessing met hods of magnesium alloys at pres2 ent are summarized.K ey w ords:A Z31magnesium alloy;deformation behavior;p roperty;processing met hod88材 料 研 究 与 应 用2009。
镁合金超塑性
2014/12/02
镁合金超塑性
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大晶粒镁合金超塑性机理
早期的超塑性理论认为，超塑性是细晶材料（金属晶粒尺寸<10um，陶瓷 晶粒尺寸<1um）在恒温变形时所表现的特征。随着研究的深入，发现某些 合金虽是大晶粒，但当存在稳定的微米尺寸的亚晶粒时亦可显示一定的超 塑性。许多材料如Mg、Al合金不经过细化晶粒也能在一定程度上呈现超塑 性。
大晶粒金属在拉伸变形过程中一般具有很长的稳态流变阶段，即具有很长 的应变硬化与应变软化保持动态平衡的阶段。塑性变形是通过位错的滑移 和攀移进行的，而亚晶界的迁移、滑动和转动起到协调变形的作用，造成 了材料在宏观上的超塑性。
变形后晶粒显著细化是大晶粒金属超塑性变的普遍特征。
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镁合金超塑性
镁合金超塑性
报告人：
镁合金超塑性
镁及镁合金的概述
镁Mg 密度1.74g/cm3，（纯铝：2.702 g / cm3） 熔点648.8℃。 沸点1107℃。 化合价+2， 电离能7.646eV 晶体结构 密排六方
镁合金
铸造镁合金 变形镁合金
变形镁合金：一般是指可用挤压、轧制、锻造等塑性成形方法加工成形的镁合金。
在变形终了阶段，即出口直壁段，模 具壁的摩擦作用使材料表面受到剪切 力，但在该阶段晶粒已经不再发生变 形。
镁合金超塑性
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对 ECAE一般而言，挤压温度越低，速度越快，则晶粒越细小， 这是因为在较低温度快速挤压时，再结晶晶粒难以长大。但温 度过低或速度过快时，镁合金的塑性得不到充分发挥，挤压过 程中试样容易出现裂纹，且在应变较小或有第二相存在的局部 区域，动态再结晶难以进行，从而细晶组织中往往会夹杂少量 粗大等轴晶粒组织。提高挤压温度能够提高组织均匀性，但容 易导致晶粒粗化。因此，应采取低温多道次的挤压工艺，以获 得细小而均匀的组织。
变形镁合金的变形特征(一)
变形镁合金的变形特征（一）1、镁合金的结构特点镁属于密排六方晶体结构，在室温下只有1个滑移面，也称基面、底面或密排面，滑移面上有3个密排方向，即密排六方晶体在室温下只有3个滑移系，其塑性比面心和体心立方金属都低，塑性变形需要更多地依赖于滑移与孪生的协调动作，并最终受制于孪生；滑移与孪生的协调动作是镁合金塑性变形的一个重要特征。
室温下，镁合金的塑性较差，变形困难，且易出现变形缺陷，是镁合金自身性质决定的，也是制约变形镁合金加工成形的本质原因。
2、镁合金的应力应变曲线根据实验测得镁合金室温下的伸长率一般不超过20%，塑性变形能力低，不能满足大多数金属成形工艺的要求。
温度对变形镁合金的塑性影响很大，温度愈高，塑性愈好，变形抗力愈低，易于成型加工。
提高变形温度，能够使镁合金晶体内棱面、锥面的滑移系启动，显著的改善镁合金的塑性。
在温度高于2200C时，镁晶体中的附加滑移面[10 1]开始起作用，变形容易的多。
因此变形镁合金主要是在300~4000C温度范围，就可以顺利进行挤压、轧制和锻造等成形工艺。
温度过高，则材料氧化严重，成形加工性能变差。
变形镁合金的成形工艺与其他易成形金属一样，变形镁合金几乎可以用所有的金属塑性成形工艺来实现成形。
成形原理相同，不同的是具体工艺参数的变化。
1、挤压成形工艺典型的镁合金挤压成形工艺流程为：挤压坯生产→加热→挤压→矫直→热处理变形镁合金的加热温度一般不超过4000C，可用电炉加热挤压坯，一般不需要保护气氛。
挤压温度为300~4000C之间。
挤压截面收缩范围在10：1~100：1之间。
在挤压过程中，由于大变形而产生大量的热量，需要采取冷却措施，以避免温度过高，出现热裂纹。
坯料挤压成型后进行热处理，可以获得细小而均匀的合金组织，去除残余应力，稳定形状和尺寸，改善其使用性能。
金属挤压工艺生产变形镁合金型材和管材目前国内还不太成熟，尤其是生产薄壁管材和高精度型材还有困难，主要缺陷有裂纹、皱纹和扭曲等。
变形镁合金的发展现状
变形镁合金的发展现状摘要：本文介绍了变形镁合金的发展现状，介绍了变形镁合金的主要成型方式，包括镁合金高压扭转、多向锻造、轧制等、等通道转角挤压和连续挤压等剧烈塑性变形方式1, 2。
分析了大塑性变形的原理，介绍了大塑性变形方式对变形镁合金晶粒细化和织构控制的影响。
通过对现有镁合金大塑性变形研究结果的总结与归纳,得出了镁合金大塑性变形技术未广泛应用的原因所在,并指出开发生产效率高、成本低、工艺简单的一道次成型即可显著细化晶粒和控制织构的新型大塑性变形技术将会是未来变形镁合金领域中的研究重点3。
同时介绍了镁合金大塑性变形挤压成形的几种方法，分析了这些方法的特点，并对镁合金大塑性变形挤压技术的前景进行了展望。
关键词：镁合金；大塑性变形；连续挤压0 绪论镁及其合金是实际工程应用中最轻的金属结构材料，具有密度低、比强度和比刚度高、阻尼减震性好、导热性好、电磁屏蔽效果佳、机加工性能优良、零件尺寸稳定和易回收等优点，成为航空、航天、汽车、计算机、电子、通信和家电等行业的重要新型料。
镁合金的开发和应用存在着巨大的空间和潜力，正如著名材料专家Cahn所指出的，“在材料领域中还没有任何材料像镁那样存在潜力与现实如此大的颠倒4。
”目前，压铸是镁合金成形的主要方式；但是压铸件力学性能较差，并且容易产生微小的气孔，因此阻碍了镁合金产品的进一步发展。
变形镁合金因其良好的综合力学性能而受到了重视5。
1各种镁合金成型技术1.1 高压扭转技术高压扭转工艺通过压杆向放置在固定不动模具中的盘状材料施加很高的压力，同时压杆作旋转运动，从而实现扭转剪切变形。
试样一般为圆盘状，尺寸较小，直径一般为10-20mm，厚度为0.2-1.5mm。
在高压扭转过程中，盘状试样可以在高达几个Gpa的压力下发生扭转变形，而试样的尺寸不发生变化，因此在试样的外侧可以引入很大的剪切应变。
由于材料的剪切应变是通过压杆的旋转来引入，因此剪切应变量的大小与材料所处位置的半径有关。
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镁合金板材超塑性成形性能及变形失稳文章研究了轧制AZ31B镁合金板材的超塑性与变形失稳，对镁合金板材进行了超塑性拉伸试验和超塑性凸模胀形试验。
通过对AZ31B镁合金进行超塑性单向拉伸（初始应变比？籽00）实验，研究其在不同加载途径下变形过程中板平面内的两主应变（？着1，？着2）的分布和最小截面处的应变路径变化。
结果表明：在一定变形速度与温度下，工业态AZ31B镁合金板材具有优良的超塑性；在变形温度为573K中温条件下的超塑性成形性合乎成形零件的基本要求。
标签：AZ31B镁合金；超塑性；成形性能；变形失稳Abstract：The superplasticity and deformation instability of rolled AZ31B magnesium alloy sheet were studied in this paper. The superplastic tensile test and the bulging test of superplastic convex die were carried out on the magnesium alloy sheet. The superplastic uniaxial tensile test （initial strain ratio ρ00）were carried out on AZ31B magnesium alloy. The distribution of two principal strains （？著1，？着2）and the variation of strain path at the minimum cross section in the plate plane during different loading paths are studied. The results show that the industrial AZ31B magnesium alloy sheet has excellent superplasticity at a certain deformation rate and temperature，and the superplastic formability at a deformation temperature of 573K meets the basic requirements of forming parts.Keywords：AZ31B magnesium alloy；superplasticity；formability；deformation instability目前，工业中的铝、钛等合金零件的生产多使用超塑性成形工艺，而超塑性成形工艺较少用于镁合金零件的生产过程。
由于镁合金在受力结构材料中是最轻的金属，且随着近年来制造工艺的发展进步，镁合金已经被广泛应用到航空航天、国防军工、汽车、电子通信等领域中，传统的铸造镁合金已经渐渐被各领域所淘汰[1-3]。
而经过锻造、挤压、轧制等工艺生产后的变形镁合金产品具备了更高的强度，更好的延展性，更多样化的力学性能。
超塑性成形性能在镁合金的应用中显得十分重要。
随着对镁合金研究和应用的进一步深入，在新工业时代，超塑性镁合金由于其环保的特性，应用日益增加，这对工业态镁合金而言，将具有更高的要求和深远的意义。
内部损伤的缓慢扩展常导致金属超塑性失稳和断裂的发生。
材料的流动性可以用局部化颈缩来体现同时也是衡量金属板材成形的一个重要特征。
金属薄板成形时的流动性可以用变形时的局部化颈缩来度量这可以用成形极限曲线图FLC 来体现。
因此，分析金属薄板成形工艺常广泛运用成形极限曲线图（FLC）。
材料断裂前体现的最大流动性可以定义为具体成形过程中材料没有发生失稳的极限值，Hill运用经典塑性理论分析了金属在局部化颈缩过程中的流动性便是其最具有代表性的研究。
由于超塑性板材变形时应变速率因素的影响明显，导致其变形过程中失稳后的亚稳定阶段较长。
事实上，正是由于亚稳定变形阶段较长导致了超塑性材料的大延伸率。
因而现有的对于一般塑性板料的拉伸失稳理论无法适用于超塑性材料。
镁合金板料超塑性变形及控制机理已有大量的研究成果，而对工业态变形镁合金超塑性拉伸失稳理论的研究较少，因此有必要对工业态变形镁合金超塑变形的微观机制作深入究。
1 试验材料与方法1.1 材料和试样本文研究的实验材料为工业态热轧AZ31B镁合金板材。
超塑性拉伸试样是在与轧制方向平行、垂直、成45°时切取的，试样的尺寸统一为长3.5mm、宽6mm、厚15mm。
试样的原始组织的平均晶粒大小为17.5μm，组织不成典型等轴晶粒，组织不是均匀的。
超塑性凸模胀形实验所使用的镁合金板材的厚度为0.6mm，胀形条件为：变形温度为573K、初始应变速率为3.3×10-4S-1，胀形凸模半径为50mm。
保持凸模向下移动速率恒定为1mm/min。
在易破坏截面处通过试验前在试样表面勾画网格来测量两个主应变值。
表1为原始晶粒尺寸约为15μm的AZ31B镁合金板材凸模胀形试验条件及试件尺寸。
表1 AZ31B镁合金板材凸模胀形试验条件及试件尺寸1.2 试验设备和方法超塑性拉伸试验在空气中进行且拉伸实验材试样表面不必加高温防护涂层，试验在HT-9102电脑伺服控制材料试验机上进行。
超塑性凸模胀形试验需要加热和保温，选用Alliance RT/50电子拉力试验机进行，试验在空气中进行，试样表面不必加高温防护涂层。
通常超塑性变形温度T>0.5Tm（Tm为材料熔点温度，AZ31B镁合金的熔点是923K），因此选取超塑性拉伸试验的温度范围控制在673～763K，应变速率范围为1×10-4～1×10-3S-1之间。
AZ31B镁合金板料凸模胀形试验时模具首先放在加热炉里，随加热炉一起升温至573K时取出；将板料试件放置于上、下压边圈之间，此时应如图1所示把试件的边缘压紧。
然后将板料和模具一起放进加热炉，当温度保持在573K 时，凸模开始以1mm/min的速率向下移动，板材开始发生超塑性胀形，胀形后的试样宏观形貌见图2。
图1 将板料试件放置于压边圈之间图2 AZ31B镁合金板材超塑性胀形2 实验结果2.1 镁合金的超塑性表2为工业态热轧AZ31B镁合金板材的超塑性拉伸试验数据结果。
从在723K，1×10-3S-1条件下的真应力-真应变曲线（图3）可以看出，镁合金板材超塑性变形呈应变硬化现象。
真应变达到0.3左右时真应力达到最大值，真应力-真应变曲线开始进入相对稳定的流变阶段，即不需要更大应力材料即可发生较大應变，此过程持续直至试样断裂。
2.2 AZ31B镁合金板料凸模胀形图4 一组AZ31B镁合金FCL试件的实物照片图工业态的AZ31B镁合金板料超塑性成形极限FCL试件的实物照片图如图4。
我们采用了Hecker提出的方法建立了AZ31B镁合金板材成形极限曲线图（FLC），即试件在胀形发生破裂后，试样破裂处表面的网格也会发生变化由方格变成的椭圆，用测量破裂处那个椭圆的长短轴的应变值来表示试验材料破裂的最大应变。
最大应变的选取决定FLC的准确性和适用性，这是受主观因素影响最大的环节，是建立试验成形极限FLC的重点和难点。
由图5所示，运用Hecker提出的方法建立了AZ31B镁合金板材成形极限曲线图（FLC），？着1、？着2实测值的散点分布如图（1）所示，图（2）为成形极限曲线（FLC）。
3 分析3.1 AZ31B镁合金板料的拉伸失稳过程如图3所示：在拉伸初始阶段，载荷达到最大值Pmax的时间较短，曲线开始呈应变硬化效应。
当等效应变达到0.3左右时，载荷开始下降，且下降速度非常缓慢，此时曲线进入流变阶段，当达到一定量的变形程度之后，试样就完全断裂。
超塑性材料获得较大延伸率的主要原因是其中的流变阶段较长。
在研究AZ31B镁合金板超塑性拉伸轧制过程中，发现拉伸曲线不稳定后，试样最小段的拉伸载荷P1与等效真应变？着之间的关系可如下表示：式中：P1max为最大拉伸载荷，a1、a2为材料的特性常数，m为应变速率敏感性指数，？着d为与最大载荷P1max对应的等效应变。
当m→0时，普通塑性薄板材料的载荷与应变的关系为P1=P1max。
在变形温度在723K，应变速率为1×10-3S-1时，m=0.36，？着d=0.29，可采用高斯-牛顿法对拉伸载荷曲线进行进行多次迭代进行非线性回归分析，即可得到材料特性常数a1与a2的值分别为1.37043、1.84184，则（1）式可推导表示为：3.2 试件的应变分布与应变路径变化规律本文在初始应变比？籽00两种变形状态下，对材料试验中应变分布与应变路径变化的规律进行了研究。
在对板材超塑性单向拉伸（？籽00）试验中，使试件受力呈现不同的变形程度，AZ31B镁合金板材在加载初始应变比不同的情况下，分别测量出拉伸、胀形变形过程中的板平面内两个主应变（？着1，？着2）的分布情况和最小截面处应变路径的变化，可绘制出如图6的两条曲线。
其中，初始应变比？籽0为负值时的应变路变化图是曲线（a），初始应变比？籽0为正值时的应变路径变化图是曲线（b）。
试验结果显示，到达最大载荷之前，试件各处应变分布均匀；到达最大载荷后，在一定大小的载荷范围内，试件各处应变分布仍大致保持均匀。
只有当载荷达到一定值时，试样才发生明显的非均匀变形，且变形程度与初始应变比有关。
现将AZ31B镁合金板材超塑性变形过程中的应变路径变化曲线分成四个阶段（如图6所示）。
分别为：oa阶段：与载荷增加相对应的均匀变形阶段；ab阶段：最大载荷出现后的流变阶段，即应变路径仍基本保持不变的阶段，从宏观上看，应变路径基本保持不变，且没有明显的分散性缩颈形成；bc阶段：应变路径发生漂移的阶段和平面应变阶段。
尤其在变形的后期，漂移速率明显加快，到c点时，平面状态形成，应变状态漂移结束。
此外，在双向受拉的变形方式下，应变状态变化特征与拉压变形方式下相同。
无论是在拉压变形方式或是在双向受拉变形方式进行超塑性变形时，d？着2=0均是AZ31B镁合金板料发生集中性失稳的条件。
4 结束语（1）在变形温度为574K，初始变形速率为3.3×10-4S-1时，试件胀形的最大高度为41.20mm，半径为50mm，其高径比为H/d=0.824。
当变形条件为变形温度为723K和应变速率为1×10-3S-1时，最大断裂延伸率为216%，应变速率敏感性指数m可达0.36，厚向异性指数r为0.9245、应变硬化指数为0.26。
（2）在变形温度为723K，应变速率为1×10-3S-1时，出现的最大载荷导致失稳时等效应变？着d=0.29的情况下，运用高斯-牛顿法对拉伸载荷曲线进行多次迭代进行非线性回归分析，得到的数学模型为：（3）通过上述对AZ31B镁合金板料进行超塑性单向拉伸（初始应变比？籽00）试验，得到AZ31B镁合金板料在进行拉压或是在双向受拉下的超塑性变形时，d？着2=0总是发生集中性变形失稳的条件。