镁合金的超塑性
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。
ECAE镁合金超塑性变形行为的研究的开题报告
ECAE镁合金超塑性变形行为的研究的开题报告题目：ECAE镁合金超塑性变形行为的研究背景和意义：随着现代工业的不断发展，轻质高强材料的需求也越来越大。
镁合金因其较低的密度和优异的力学性能，在汽车、航空航天等领域被广泛应用。
然而，镁合金的低塑性和易于疲劳等缺点限制了其进一步的应用。
因此，开发出新的提高镁合金塑性的方法变得十分必要。
超塑性是指材料在高温下具有超过1000%的延伸率，是一种可行的改善材料原有塑性的方法。
而挤压等通道变形（ECAE）作为一种有效的获得超塑性材料的方法，被广泛应用于金属材料的研究中。
本研究旨在通过ECAE工艺来改善镁合金的塑性，并探究其超塑性变形行为和机理，为镁合金的应用和发展提供理论依据和实验支撑。
研究内容：1. ECAE工艺在镁合金中的应用2. 镁合金经过ECAE后的塑性及其超塑性特性研究3. 镁合金经过ECAE后的微观组织演变和变形机理分析研究方法：1. 预备工作：选取合适的镁合金，设计合适的ECAE工艺参数2. 材料制备：采用ECAE工艺对镁合金进行加工3. 材料性能测试：测量镁合金在不同温度下的真应力、真应变4. 材料分析：采用X射线衍射分析、扫描电子显微镜等手段对镁合金进行显微组织观察和分析研究预期结果：1. 通过ECAE工艺提高镁合金的塑性2. 分析镁合金经过ECAE后的超塑性变形行为和机理3. 为镁合金的应用和发展提供理论依据和实验支撑参考文献：1. Valiev, R. Z., & Langdon, T. G. (2006). Principles of equal-channel angular pressing as a processing tool for grain refinement. Progress in Materials Scien ce, 51(7), 881-981.2. Wu, X. B., Lee, S. W., & Nakata, T. (2003). The superplastic deformation behavior of magnesium alloy processed by equal channel angular pressing. Materials Science and Engineering: A, 353(1-2), 50-58.3. Liu, H. M., Wu, X. B., Lee, S. W., & Nakata, T. (2002). Influence of extrusion die angle on the superplastic deformation of a Mg-Al-Zn alloy processed by equal channel angular pressing. Acta Materialia, 50(19), 4941-4949.。
镁合金的超塑性
维普资讯
现代材料动 态
镁 系 材 料 工 业 化地 进 行超 塑性 成 形 的例 子
２０ 年 第 ５ ０２ 期
但 已有 实验 室 级 的用 超 塑 性 吹 塑 成 形 、超 塑 性
锻 造 的方 法 进 行 实验 室 试制 的报 道 。 另外 ，利 用超 塑 性 变 形 的 新 的成 形 方 法还 有 超 塑 性 注 射 成 形 、超 塑 性旋 压 成形 。但 用 上述 方 法 成 形 ， 由于变 形 速 度 较 慢 ，因此 生 产 效 率 较 低 ， 并 且 成 形 温 度 要 求 较 高 ，操 作 性 差 ，模 具 易损 导致 成 本 上 升 因 此 如 何提 高超 塑 性 变 形 速
度 、降低 超 塑 性 变 形温 度 成 为必 须解 决 的课题 。 三 ．先 进 的镁 超塑 性 材料 高 速 超 塑 性 是 指 应 变速 度 在 与工业 生 产 速 度相 当 的 １ 五 以上 仍 具有 超 塑性 。具 有 高 ＯＳ
里 大 学 离子 束 应用 研 究 中心 的 加速 器 施 加 达 ２０万 Ｖ 的 巨大 电压用 来加 速 质 子 。 高能质 子 ０ 轰 击 在 Ｍｇ ２ 品 上 穿透 的深 度 仅 为 ｎ ０ｌ Ｂ 样 ×１‘ ｍｍ，但 沿 着 这条 路径 使镁 和 硼 原 子 的排 列 失 准 。帝 国 学 院 的研 究 人 员通 过 改 变 辐 照 强度 已能 在 Ｍｇ ２内创造 出一定 范 围的缺 陷密 度 。 Ｂ
人 员用 铁作 包 套成 功 地 拉成 了线 材 。
所得 线 材在 ４２ 的温度 下临 界 电流 密 度 为 ８ ０ ０ Ａ ｃ 与普通 Ｍｇ ： 乎 福 同。 金松 ．Ｋ ５０ ／ｍ： Ｂ几
浩 等人 的研 究表 明 ，用铁 以外 的 其 它 金属 作 包 套 材 料将 明显 降 低 Ｍｇ 线 材 的 载流 密 度 ， Ｂ： 其 原 因 是存在 弱 连 接 问题 。
镁合金板材超塑性成形性能及变形失稳
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。
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
高强度镁合金
高强度镁合金，铝镁合金热变形过程中的超塑性在573K和应变率0.002时铝10.2%，镁0.52%的锰合金热变形过程拉力测试中观察到超塑性延伸率超过400%。
热变形加工处理工艺包含溶液处理和热处理。
接着在573K温度下多次轧制，这温度低于镁合金的固溶相线。
这种处理导致完好的亚晶结构与纯净均一分布的β（Al8Mg5）和MnAl6一起凝固。
当在573K退火而不出现连续再结晶在这温度变形得到完好晶粒结构而有最微小的空隙，这种结构不是静止再结晶。
在温度超过镁的固溶线，例如673K再结晶和晶体长大很容易出现，当超塑性变形时导致相对粗大的晶粒结构并伴随有大量晶界滑移和空隙产生。
Ⅰ介绍最初超塑性观点被限制在有限数量的低共熔混合物和类似最低共熔合金成分的合金。
超塑性在很多的系统包括铝基合金作为制造高强度合金7075和7475现在已经被报道。
在最近通常被报道的材料超塑性延展性只有在相对高的温度下（T＞773K），例如，温度超过0.8Tm 空隙被认为上导致晶界滑移变形的原因。
热变形加工方法可获得超塑性功能，在如此典型合金存在冷轧或是热轧，在重结晶温度超过固溶相线温度而得到加强相。
为得到足够重结晶使材料具有超塑性加热到固溶相线是必要的。
接下来做如此处理，通过应力应变测试延展性来评估提升的温度。
先前在实验室的工作证明，通过热变形处理工艺包括热轧，在外界温度作用下可得高强度良好延展性的高强度镁，镁铝合金。
在这研究中，热变形处理工艺必要特点是在高于镁固溶相线温度进行熔融处理（适用于10.2%铝镁二元相镁铝合金）。
以热处理做补充，其温度～变（ε>2.0缩小80%）如此步骤导致0.02~0.5微米金属化合物均一、精炼纯净、均匀分散在固溶基质包含0.5~1.0微米尺寸的完好结构的伸延晶体。
静止`退火低于固溶相线，例如，在573K用显微镜和X-射线方法可以看到不必要重结晶的恢复。
对疲劳特别是没有经加热处理的合金压力腐蚀特性，保持金属化合物β均匀分散是很重要的。
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。
镁合金材料的塑性变形理论及其技术
［ ］ " 室温以上镁的滑移面的滑移方向
" （ （) * ） #） " # (& + > + > ? ? $ + %
（ ） "
（按热激活能力顺序排列）
&数量级的层错能 ／ 。由于棱柱面层错能 ! #$ % $ ! ’ 比基面约大(倍，所以镁在室温下无交滑移。基面
［ ］ + . < /蠕变模型针对镁 ; E F G + + =等 : 研究者根据 H 合金 6 B ) !提出了一个更为合适的模型
来描述。他们认为，纯镁及其合金在 " & )!( ( )0、
C " C & C ! ! # / !应变速率下的变形行为根据变形特 ! # 征可分为 ) 个温度区进行分析。在低于 2 & )0 时，
; D的变形行为可用指数方程描述 式中 (&、 & )!9 & )0 $ 是与材料有关的常数。在 2 应力指数接近于 ( 或 9 ( )!( ( )0 应力指数接近于 & 1 & 时，可用幂指数方程描述。而对于含 B = 等元 素的 ; D 合 金， 其 塑 性 变 形 行 为 会 发 生 改 变。
" " = ./ . = # #. ) , " " = ./ # #. " $
（ ） ! # （ ） ! !
式 （ ） 描述了流变应力 #、温度 %、状态参数 ! " & , 和材料特性参数 ’ , 对应变速率" 的影响。 应变速率恒定时，应力可以考虑为应变速率和 ） 变为 温度的函数。这样，式 （ !
第 !期
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。
镁合金材料超塑性的研究进展
镁合金是继钢铁和铝合金之后发 展起来的第三类金属结构材料 ,并被称 之为“21 世 纪 绿 色 金 属 结 构 工 程 材 料”[1 ,2 ] 。
由于晶 体 发 生 塑 性 变 形 时 滑 移 面 总是原子排列的最密排面 ,而滑移方向 总是原子排列的最密方向 。因此 ,密排六方结构的多 晶镁 ,其塑性变形在低于 498 K 时仅限于基面{0001} 〈11 20〉滑移及锥面{101 1}〈10 11〉孪生 [3 ,4] 。镁合金 变形时只有 3 个几何滑移系和 2 个独立滑移系 ,与其 它常用金属如铝 、铁 、铜相比 ,镁的滑移系少是造成其 塑性变形能力差的主要原因 。目前 ,大多数镁合金产 品都是用铸造方法生产的 ,很少采用锻压 、轧制 、挤压 等塑性成型方法加工 ,这使镁合金的应用受到了极大 地限制 。为此 , 镁合金超塑成形受到国内外广泛关 注[5] 。 目前 ,超塑成形技术主要用于铝 、钛等合金零件的 生产 ,很少用于镁合金零件的生产[6 ,7] 。因此 ,研究镁 合金超塑性及其成形技术对于扩大镁合金应用范围 、
·664 ·
铸造技术 FOUNDR Y TEC HNOLO GY
Vol. 26 No . 8 Aug. 2005
镁合金材料超塑性的研究进展
宋佩维1 ,2 ,郭学锋2 ,张忠明2 ,徐春杰2 ,井晓天2
(1. 陕西理工学院机电工程系 ,陕西 汉中 723003 ;2. 西安理工大学材料科学与工程学院 ,陕西 西安 710048)
摘要 :综述了镁合金超塑变形的机理与特点 ,评述镁合金超塑性研究现状 ,指出了细晶超塑性 、大晶粒超塑性 、高应变速率超 塑性和低温超塑性是镁合金超塑性研究的重点和发展方向 。 关键词 :镁合金 ;超塑性 ;研究现状 ;发展方向 中图分类号 : T G146. 2 + 2 ; T G113. 25 + 3 文献标识码 :A 文章编号 :100028365 (2005) 0820664203
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。
镁合金系列-镁合金温度相关问题(内嵌swf在浏览器中可能无法显示)
A、蠕变机制
在服役温度（35-70%熔 点）下，应力远低于屈 服应力时结构/材料中 长度（变形）随时间增 长而增加，卸载后变形 无回复；破坏时无明显 颈缩
蠕变过程不仅表现为外形尺寸的改变，而且内部衍生孔洞， 聚合长大导致部件/材料的断裂
A、蠕变机制
与短时拉伸曲线的区别：低应力，时间长
Stress rupture creep rupture
A、蠕变机制
• 蠕变第一阶段以晶内滑移和晶界滑移方式 进行。
– 攀移驱动力不足，因而滑移造成的加工硬化效 应超过攀移造成的回复软化效应，故变形速率 不断降低。 – 在晶界台阶处或第二相质点附近形成裂纹核心， 也可能由于晶界滑动在三晶粒交汇处受阻而形 成裂纹核心。
A、蠕变机制
裂纹的形成
A、蠕变机制
c.加Ca
d.
e.
f.
加Sb或Ca都能显著提高抗蠕变性能
原始材料第二相非常粗大
加入Sb或Ca，析出相形貌有所改变
B、研究案例
压 头 压 入 速 度
时间（秒）
B、研究案例
A、裂边的原因
对加工速度的影响（挤压成本是铝合金的3倍） 除了设备本身可以调节温度外，塑性加工输入的机械能， 也有90%的会转变为热量。加工速度速度过快，会导致 热量来不及散发而升高温度。
A、裂边的原因
虚线表示铝 合金，挤压 速度已经 “爆表”
B、研究案例
为了控制热裂，需要 减少低熔点相，增加 高熔点相。 从右图可知，Zn元 素会生成大量低熔点 相。
A、蠕变机制
抗蠕变性能的表征方式---蠕变极限
A、蠕变机制
抗蠕变性能的表征方式---持久强度极限
A、蠕变机制
如果提高抗蠕变性能：
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). References[1]HIRSCH J,AL-SAMMAN T.Superior light metals bytexture engineering:Optimized aluminum and magnesiumalloys for automotive applications[J].Acta Materialia,2013,61(3):818−843.[2]PEKGULERYUZ M O.Current developments in wroughtmagnesium alloys[C]//Advances in Wrought MagnesiumAlloys.Elsevier,2012.[3]TRANG T T T,ZHANG J H,KIM J H,ZARGARAN A,HWANG J H,SUH B C,KIM N J.Designing a magnesium alloy with high strength and high formability[J].NatureCommunications,2018,9(1):1−6.[4]GRIMES R.Superplastic forming of magnesium alloys[C]//Superplastic Forming of Advanced Metallic Materials.Elsevier,2011.[5]CHOKSHI A H,MUKHERJEE A K,LANGDON T G.Superplasticity in advanced materials[J].Materials Scienceand Engineering R,1993,10(6):237−274.[6]TAN J C,TAN M J.Superplasticity and grain boundarysliding characteristics in two stage deformation ofMg−3Al−1Zn alloy sheet[J].Materials Science andEngineering A,2003,339:81−89.[7]MOHRI T,MABUCHI M,NAKAMURA M,ASAHINA T,IWASAKI H,AIZAWA T,HIGASHI K.Microstructural evolution and superplasticity of rolled Mg−9Al−1Zn[J].Materials Science and Engineering A,2000,290:139−144.[8]MOHAMED F A,LANGDON T G.The transition fromdislocation climb to viscous glide in creep of solid solutionalloys[J].Acta Metallurgica,1974,22(6):779−788.[9]KULAS M A,GREEN W P,TALEFF E M,KRAJEWSKI PE,MCNELLEY T R.Deformation mechanisms insuperplastic AA5083materials[J].Metallurgical andMaterials Transactions A:Physical Metallurgy and MaterialsScience,2005,36(5):1249−1261.[10]HIRAI K,SOMEKAWA H,TAKIGAWA Y,HIGASHI K.Superplastic forging with dynamic recrystallization ofMg−Al−Zn alloys cast by thixo-molding[J].ScriptaMaterialia,2007,56(3):237−240.[11]DASHWOOD R J,KLAUMUNZER D,JACKSON M,FANZ Y,GRIMES R.The development of superplasticmagnesium alloy sheet[J].Key Engineering Materials,2010,433:273−279.[12]SOLBERG J K,TØRKLEP J,BAUGERØ,GJESTLAND H.Superplasticity in magnesium alloy AZ91[J].MaterialsScience and Engineering A,1991,134:1201−1203.[13]ZHANG D T,WANG S X,QIU C,ZHANG W.Superplastictensile behavior of a fine-grained AZ91magnesium alloyprepared by friction stir processing[J].Materials Science and Engineering A,2012,556:100−106.[14]VERMA R,CARTER J T.Quick plastic forming of a decklidinner panel with commercial AZ31magnesium sheet[J].SAE Technical Papers,2006−01−0525.https:///10.4271/2006−01−0525.[15]TAYLOR S,JANIK V,GRIMES R,MOGIRE E,DASHWOOD parison of superplastic formingabilities of as-cast AZ91magnesium alloy prepared by twin roll casting and WE43magnesium alloy[J].Materialwissenschaft und Werkstofftechnik,2018,49(10):1206−1212.[16]TROJANOVÁZ,DROZD Z,LUKÁČP.Superplasticbehaviour of selected magnesium alloys[M]//MagnesiumAlloys-Selected Issue.IntechOpen,2018.Doi:10.5772/intechopen.79752[17]POSCO to supply magnesium sheets for Porsche's newmodel roof[Z].2015.https:///posco-to-supply-magnesium-sheets-for-porsches-new-model-roof/[18]van der VOORT G.Tech notes:Metallography ofmagnesium and its alloys,Volume4,Issue2https:///solutions/technotes/vol4_issue2.pdf(accessed26.02.20)[19]RIDLEY N.Metals for superplastic forming[M]//Superplastic Forming of Advanced Metallic Materials.Elsevier,2011:3−33.[20]EDWARDS D.Ground-breaking design freedom from highstrength7000series aluminium alloys[C]//GlobalAutomotive Lightweight Materials.Detroit,2016.https:///c547/global-automotive-lightweight-materials-detroit-2016/[21]SHERBY O D,WADSWORTH J.Superplasticity−Recentadvances and future directions[J].Progress in MaterialsScience,1989,33(3):169−221.[22]ZHANG K F,YIN D L,WANG G F,HAN W B.Superplastic deformation behavior of hot-rolled AZ31magnesium alloy sheet at elevated temperatures[J].Journal of Wuhan University of Technology:Materials ScienceEdition,2006,21(3):1−6.[23]CUSICK M,ABU-FARHA F,LOURS P,MAOULT Y,BERNHART G,KHRAISHEH M.Superplastic forming of AZ31magnesium alloy with controlled microstructure[J].Materialwissenschaft und Werkstofftechnik,2012,43(9):810−816.[24]CAMPBELL J.Cavitation during superplastic forming[J].Materials,2011,4(7):1271−1286.[25]BLANDIN J J.Superplastic forming of magnesium alloys:Production of microstructures,superplastic properties,cavitation behaviour[J].Materials Science Forum,2007,551: 211−217.[26]SRINIVASAN A,AJITHKUMAR K K,SWAMINATHAN J,PILLAI U T S,PAI B C.Creep behaviour of AZ91 magnesium alloy[J].Procedia Engineering,2013,55:109−113.654S.TAYLOR,et al/Trans.Nonferrous Met.Soc.China31(2021)648−654AZ41镁合金超塑性成形特性S.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,UK摘要：研究AZ41镁合金在热轧(无后续热变形)条件下的显微组织变化，以确定其在超塑性成形工艺中的适用性，并确定最佳成形参数。
MB26镁合金的超塑性与超塑挤压研究
M B26镁合金的超塑性与超塑挤压研究陈拂晓1,杨蕴林1,上官林建1,马洪涛1,柏奇志2(1.洛阳工学院材料科学与工程系,河南洛阳471039;2.河南第二纺织机械股份有限公司)摘 要:研究了M B26镁合金的超塑性,找到了该合金的最佳超塑性条件,分析了变形速率、温度等因素对该合金超塑性的影响。
另外还对该合金的超塑性挤压作了实验研究。
关键词:超塑性;超塑性挤压;镁合金中图分类号:T G379 文献标识码:A 文章编号:100123814(2001)0420016202Researches on Superpla stic ity and Superpla stic Extrusion i n M B26M agnesiu m A lloy CHEN Fu2x ia o1,Y ANG Yun2lin1,SHANGGUAN L in2jia n1,MA Hong2ta o1,BA I Q i2zh i2(1.D ep t.of M a ter S ci.&E ng.,L uoy ang Institu te of T echnology;2.H enan S econd S p inn ing&W eav ing M ach ine L td.Co.)Abstract:T he superp lastic flow characteristics of ho t ex truded M B26m agnesium alloy under the conditi on s of ten si on are studied.T he effects of defo rm ati on temperatu re and strain rate on superp lasticity are analyzed.T he superp lastic ex tru si on of M B26m agnesium alloy is also studied.Key words:superp lasticity;superp lastic ex tru si on;m agnesium alloyΞ M B26合金是在M B15合金基础上添加富钇混合稀土元素而研制的高强度变形镁合金。
镁合金超塑性
2014/12/02
镁合金超塑性
15
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。
2014/12/02
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
21
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。
AZ31镁合金的超塑性研究
Ｆ ｅ
ｎ ｎ０ ４
Ｃｕ
０ ００ ８
较 为 复杂 ， 本也 高 ， 成 因此在 工业 上 的应 用 受到 限 制 。挤 压态 ＡＺ １ 合金 具有 成熟 的生 产工 艺 以 ３ 镁 及 十分 广阔 的应 用 前景 ， 塑性 加 工 镁 合 金理 想 是
的原 材 料 ｌ 。对 ＡＺ １镁 合 金 超 塑 性 的 研 究 有 ６ ｑ］ ３
性 是提 高材料 塑性 变形 能力 的重 要途径 。 目前关 于镁合 金 的超 塑性 研究 主要 集 中在对超 细 晶镁合
计算 超 塑性 参 数 。最 后 在 Ｃ Ａ一３ Ｘ ７ ３电 镜 上 貌分 析 。 Ｅ
表 １ Ａ ３ 镁 合金的化学成分 （ ／ ） Ｚ１ ％
镁 具 有 密 排 六 方 晶 体 结 构 ， 性 变 形 时 可 以 塑 开 动 的 滑 移 系 少 ， 此 塑 性 加 工 性 能 较 差 。 超 塑 因
样 预热 １ ｎ 以使试 样 获得 均 匀 的温 度 。测 量 ５ｍｉ ， 试样 力一 伸长 曲线 ， 制 试 样 真应 力一 应 变 曲线 ， 绘 真
通 常 采 用 等 角 挤 压 或 快 速 凝 固 的 方 法 获 得 １肚 ｍ
以下 的细小 晶粒 ， 种 组 织 的合 金 一 般 具 有 较 高 这
的 超 塑 性 变 形 能 力 ］ 但 是 获 取 超 细 晶 的 工 艺 。
Ｚ ｎ
ｎ ９９ Ｒ
Ｍｎ
ｎ Ｒ ４
Ｓ ｉ
Ｆｉ １ Ｍ ｉ ｒ ｓ ｒ ｃ ｕｒ ｇ． ｃ ｏ ｔ ｕ ｔ ｅ ｏｆ ＡＺ３１ ｍ ａ ｎｅ ｉ ｇ ｓ ｕｍ ｌｏ ａ ｌｙ
所示 。ＡＺ １ 合 金 的 显 微 组 织 为 ａＭｇ以 及 晶 ３ 镁 — 界上 分布 的 Ｍｇ Ａ１ 晶粒尺 寸 为 ３ ． ｍ。 ７ ５肚 超 塑 性 拉 伸 试 验 在 Ｓ ｉ ｄ ｕ 司 生 产 的 ｈｍａ ｚ 公 ＤＳ ５ Ｃ２ Ｔ高温 拉 伸 试 验 机上 进 行 ， 热 炉 内温 度 加 误差 控 制在 ± １。 Ｃ。将 挤 压棒 加 工 成 拉 伸试 样 ， 尺寸 为 ５ｍｌ ×１ Ｔ Ｔ ｌ ５ ｍＩ。试 验 温 度 分别 为 ４ ０ ｌ ０，
高塑性变形镁合金合金系简介
高塑性变形镁合金合金系简介按成形工艺，镁合金可分为铸造镁合金和变形镁合金，两者在成分、组织性能上存在较大差异。
铸造镁合金主要用压铸工艺生产，其主要特点是生产效率高、可生产薄壁及形状复杂的构件，且铸态组织优良、铸件表面质量好、尺寸精度高。
在合金中加入铝可强化镁合金并使其具有优异的铸造性能，为了便于压铸，铸造镁合金中的铝大于3%，同样为了降低热裂倾向，铸造镁合金中的锌含量不超过2%。
铸造镁合金应用于汽车零件、机件罩壳和电器结构等。
与铸造镁合金相比，变形镁合金组织更细、成分更均匀、内部更致密，因此变形镁合金强度和延伸率均较高。
第一次世界大战以来，变形镁合金获得了较系统地研究与发展，并形成系列的镁合金系。
变形镁合金的板材、挤压材以及锻件等塑性加工产品在军用飞机、航空航天、赛车等领域得到了较多的应用。
目前镁合金形成了一个较完整的体系，但镁合金牌号还没有形成国际通用的标准。
美国材料试验协会(ASTM)的命名方法应用更普遍一点，其命名方法是由“字母-数字-字母”三部分组成的命名系统。
第一部分的二个字母表示两种主要两种合金元素，第二部分数字分别表示这两种元素含量的重量百分比，第三部分的字母是用来区分具有相同标称成分的不同合金。
暂不考虑镁锂合金，下面介绍具有密排六方结构的镁合金。
①Mg-Al系Mg-Al系合金一般属于中等强度、塑性较高的最常用合金系，它们具有良好的强度、塑性和耐腐蚀性等综合性能，而且价格较低。
Mg-Al系合金中，部分AZ、AM、AE合金属于高塑性镁合金。
Mg-Al-Zn系合金应用很广泛。
它的主要特点是强度高，并具有良好的铸造性能。
铝是该合金系中的主要元素，其主要作用是提高合金的室温强度，并赋于热处理强化效果。
共晶温度(437℃)下，铝在镁中的溶解度为12.27%，100℃时溶解度为2.0%，因此可进行热处理强化。
锌能提高合金的强度，改善合金的塑性，提高耐腐蚀性，但锌增加疏松和热裂纹的形成倾向。
AZ系中的AZ31、AZ61，具有良好的塑性、强度和耐腐蚀性等综合力学性能，AZ31和AZ61的延伸率能达到19%以上。
- 1、下载文档前请自行甄别文档内容的完整性，平台不提供额外的编辑、内容补充、找答案等附加服务。
- 2、"仅部分预览"的文档,不可在线预览部分如存在完整性等问题,可反馈申请退款(可完整预览的文档不适用该条件!)。
- 3、如文档侵犯您的权益，请联系客服反馈,我们会尽快为您处理(人工客服工作时间：9:00-18:30)。
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]。
由于镁晶体为密排六方结构，镁基体的独立滑移系比较少，因此，镁合金的塑性加工能力较差，在很大程度上限制了镁合金的应用。
因此必须采用锻压、轧制、挤压等变形方式获得更高的强度，更好的延展性，以拓展镁合金的应用[2]。
开发镁合金塑性加工工艺，提高镁合金作为结构件的综合力学性能，成为镁合金的发展动力[2]。
在镁合金的成形工艺中超塑成形对于这类强度高而塑性差的材料是一种非常有优势的成形方式。
目前研究镁合金的超塑性及其成形工艺具有重要意义，是镁合金研究当中极具先进性与挑战性的研究重点。
1 镁合金的超塑性超塑性特征不仅意味着非常大的伸长率，还表现出非常低的流变应力，可实现复杂工件的一次成形，大大降低材料及能源消耗[4]。
自从20世纪50年代发现金属超塑性以来，其研究发展很快，各国都十分重视超塑性的研究和应用，力图拓展其应用领域。
一般金属材料在实现超塑性变形时，必须具有细小的等轴晶粒，晶粒尺寸在10μm以下，此外，还必须满足较高的超塑变形温度（≈0.7Tm，Tm为材料熔点）和较低的应变速率(小于10-3s-1)条件[5]。
而对于镁合金，近期的研究结果表明[3]：镁合金在较大晶粒尺寸（可达100μm）、较快应变速率（1×10-2s-1）和较低温度下（300～400℃）也能实现较好的超塑性，镁合金处于超塑性状态时具有优异的塑性和极小的变形抗力，从而有利于塑性加工。
形状复杂或变形量很大的零件可以一次成形，并且具有流动性高，填充性好，所需设备吨位小等优点[2]。
因此人们对研究镁合金的超塑性引起了极大的兴趣。
到目前为止，超塑性成形通常被用于航空工业中铝合金及钛合金，在镁合金中的应用很少，超塑性被用于镁合金的成形中将大大拓宽镁合金的应用领域。
2 镁合金的超塑变形机制描述超塑性的基本方程为[4]： ()()exp()p n O D Gb b Q A kT d G RTοσσε-=- 式中：ε为应变速率，A 为常数，k 为波尔兹曼常数，G 为剪切模量，b 为柏格斯矢量，d 为晶粒尺寸，σ为流动应力，σo 为临界应力，n 为应力指数，n ＝1／m ，m 为应变速率敏感指数，p 为晶粒尺寸指数，Do 为扩展系数，Q 为与速度控制过程有关的激活能。
式中n,p,Q 通常用来表征超塑性变形机制。
目前人们普遍接受晶界滑移(GBS)是镁合金超塑性主要的变形机制[1,3]，即单个晶粒作为变形中主要基本单元，通过其界面的相互滑动而实现晶粒的换位及移动。
由于镁合金超塑变形的过程中晶界滑移的激活能稍高于晶界扩散和晶格扩散的活化能［6］，GBS 通常会造成晶界三角区或材料增强相与基体的相界处产生应力集中，为了获得大的伸长率，必须使应力集中得到松弛，来协调GBS 机制，即必须有协调变形机制。
普遍认为在变形中原子与空穴的扩散及位错的运动对晶界的滑动起协调作用[3,7]。
在这种机制下，金属材料经历大变形后仍能维持其原有的等轴晶粒形态特征。
文献[8]对细晶AZ31镁合金的超塑变形过程中微观结构的发展进行了研究，并对673K 及773K 下超塑变形样品表面进行了SEM 观察，以确定晶界滑移是否主要的变形机制。
样品表面的SEM 图见图1和图2。
图1通过空洞的形成，可以明显地看到673K 、应变速率1×10-3s-1条件下变形至60%延伸率（图1a ）和120%延伸率（图1b ）样品的晶界滑移，表明673K 下晶界滑移是其主要的变形机制。
但在773K 应变速率1×10-3s -1的图2a 、b 两种变形条件下，不仅观察到晶界滑移，也观察到了晶粒的滑动，表明在773K 下，由晶粒滑动协调晶界滑移是其主要的变形机制。
图1 AZ31在673K 、应变速率1×10-3s -1条件下变形至(a)60%延伸率和(b)120%延伸率时样品表面形貌的SEM 图。
可以明显观察到晶界滑移。
Fig.1 SEM surface observations on the samples deformed to (a)60% elongation and (b)120% elongation at673K with the strain rate of 1×10-3s -1. Obvious grain boundary sliding can be observed.图3 三种不同晶粒度合金的应变速率对0.1应变下流变应力和断裂延伸率的影响（598K ） Fig.3 Flow stress at fixed strain of 0.1 and elongation to failure as functions of strainrate for three magnesium alloys with different grain sizes at (598K) 应变速率， s -1 断裂延伸率，% 流变应力，M P a 3 晶粒细化对镁合金超塑性的影响晶粒细化对改善镁合金的塑性成形能力和提高力学性能具有重要意义[5]。
细晶有利于激活新的变形机制，导致晶界滑动及室温下的新的流变过程，改善合金塑性，提高合金的延展性。
通常认为，细晶是镁合金出现超塑性的前提条件，利于提高超塑性流动的最佳应变速率和降低最佳变形温度[1]。
文献[3]选择了三种不同晶粒尺寸的镁合金材料（～130μm 轧制AZ31板材，～5μm AZ31挤压棒材及～17μm AZ61挤压板材），分别对三种材料在不同温度和应变速率范围内的超塑性流动行为进行了测试，研究了晶粒尺寸对超塑性的影响。
三种不同晶粒度的镁合金的应变速率对固定应变下(ε=0.1)流变应力和断裂延伸率的影响见图3。
可见流变应力在给定的温度和应变速率下随着晶粒的细化而降低，应变速率敏感性指数m 随晶粒的细化增加，最大断裂延伸率对应的最佳应变速率也随着晶粒的细化而增加。
目前报导的制备细晶镁合金材料的主要工艺有[7]：1．动态再结晶； 2．热机械处理； 3．非晶晶化或纳米晶粉末固结； 4．机械合金化；5．物理气相沉积； 6．强烈塑性变形等。
试验证明大塑性变形(SPD)在细化晶粒方面更有效[9]。
对试样施加很大的应变，由于应变导致的位错的重排使晶粒发生极大的细化，至微米级甚至纳米级。
因此大塑性变形提供了一种能够产生比传统热机械加工更细的晶粒组织的工艺。
SPD 法通常有两种不同的工艺：等径角挤压(ECAE 或ECAP)和高压扭转变形(HPT)。
ECAE [10]是一种获得大的剪切应变的新工图2 AZ31在773K 、应变速率1×10-3s -1条件下变形至(a)60%延伸率和(b)120%延伸率时样品表面形貌的SEM 图。
可以明显观察到晶界滑移和晶粒滑动。
Fig.2 SEM surface observations on the samples deformed to (a)60% elongation and (b)120% elongation at773K with the strain rate of 1×10-3s -1. Obvious grain boundary sliding and slip in the grains can beobserved.图4 镁合金晶粒度倒数与最佳超塑应变速率的关系[3] Fig.4 Optimal superplastic strain rate in fine grain magnesium alloys againstinverse of grain size [3] 艺，可制备出具有独特显微组织和优异力学性能的镁合金。
经过高塑性应变的材料比传统加工材料的最佳超塑性的应变速率小—个数量级，并且前者的m 值更小。
4镁合金的高应变速率超塑性高应变速率超塑变形（HSP ）是超塑性研究领域的一个新方向，日本标准协会规定应变速率>10-2s -1的超塑变形行为为高应变速率超塑变形[11]。
目前随着镁合金加工技术的进步，越来越多的镁合金采用先进的制备工艺，获得了微细晶粒，使镁合金在高应变速率条件下进行超塑变形成为可能，对扩展镁合金的应用具有很重要的实际意义。
镁合金高应变速率的获得归因于晶粒细化，因为在较高的应变速率下塑性变形时间短，伴随着晶界滑移存在着晶界迁移、晶粒转动、扩散蠕变和位错运动等协调变形机制，细晶的短距离有助于提高扩散和塑性变形对晶界滑移的协调能力，利于获得高应变速率超塑性[7]。
人们就晶粒细化对镁合金应变速率的影响开展了广泛的研究。
图4 [3]示出了镁合金晶粒度倒数与最佳超塑应变速率的关系。
可见高应变速率的获得强烈依赖于晶粒尺寸的细化。
直线的斜率表示材料的晶粒尺寸指数约为3，文献[3]指出，镁合金要获得最佳应变速率晶粒尺寸必须小于2μm ，。