镁合金

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二、热机处理
镁合金经过冷轧变形后，在基体合金中留下了大量位错和畸变能，在超塑性变形的 高温环境下发生再结晶形核，且基体中弥散的颗粒有效地阻止了再结晶晶粒的长大， 从而使晶粒变得更加细小。
温轧变形后的合金，一方面，变形亚晶为再结晶形核提供了有利的组织条件，保证 有足够多的再结晶形核点；另一方面，温轧形成的高贮能区和高贮能梯度的变形结 构，为合金的再结晶形核提供能量基础，使大多数再结晶形核点易于激活。合金达 到再结晶温度后，再结晶形核率很高，超塑变形前可以获得微细的晶粒组织。 热机处理后的基体内弥散分布着大量小颗粒，另外，脆性大的质点温轧后也变成小 颗粒状态弥散分布于基体内。合金在超塑变形温度下，大颗粒质点开始溶解，基体 内第二相粒子细小，容易在晶界处聚集，通过钉扎晶界或亚晶界，对再结晶后晶粒 的长大产生强烈的抑制作用，保证了合金细晶组织在超塑变形过程中的热稳定性。
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大多数镁合金具有密排六方结构 塑性变形的主要方式是滑移和孪生
一个滑移面 三个滑移方向 实质只有两个独立滑移系
滑移系少 决定了镁合金的塑性差， 变形加工能力有限
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超塑性的概述

通常认为 , 超塑性是指材料在拉伸条件下 , 表现出异常高的伸长率而 不产生缩颈与断裂的现象。通常 , 当伸长率 A ≥ 10 0 % 时即可称为 超塑性 , A 的范围可从 100 % ～ 300 %, 有的甚至达到百分之几千。 也有人用应变速率敏感性指数 m 来定义超塑性 , 当材料的 m > 0 . 3 时 , 材料即具有超塑性 。
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液相辅助晶界滑移协调机制
高应变速率超塑性材料在晶界上总会含有一些低熔点物质，而这些材 料达到最大伸长率的温度常常接近这些低熔点物质局部熔化的温度。
由于晶界滑移所产生的应力集中不能及时通过扩散流动或位错移动协 调，在相界面处会产生空洞，而晶界液相可有效消除应力集中，阻止 微裂纹形成，使材料获得超塑性。
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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。
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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与其他合金超塑性变形相比，镁合金超塑性变形有以下几个特点：
第一，镁合金超塑性变形的初始阶段会有动态再结晶的发生。动态再结晶 不仅细化了晶粒，而且使组织中的大角度晶界增加，更有利于晶界滑移， 从而为超塑性变形创造了组织条件。另外镁合金超塑性变形的应变速率敏 感程度会随着动态再结晶的进行而增加，从而在一定程度上抑制了局部颈 缩的形成。同时，由于在镁合金中原子晶界扩散系数比较高，因此镁合金 晶界上的位错塞积容易被吸收到晶粒内部，使镁合金超塑性变形过程中的 动态再结晶更加容易进行。
由图可知，在两通道入口直壁部分， 材料受顶杆压力的作用并受到模腔的 限制而处于三向压应力状态。 在变形初始阶段，即从A点所在滑移线 处，晶粒开始受到剪切力的作用而随 着变形的发展，在剪切应力的作用下， 晶粒发生转动与剪切变形，从而引起 材料组织结构的变化，即晶粒尺寸的 变化和新的织构的形成。
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。
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超塑性镁合金的制备工艺
一、等径角挤压（ECAE） 所谓ECAE法，就是通过两 个轴线相交且截面尺寸相等 的通道，将被加工材料挤出。 因通道的转角作用，在加工 过程中材料发生剪切变形， 使变形材料产生大的剪切应 变，并由此导致位错的重排 从而使晶粒得到细化。
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镁合金超塑性
报告人：马良
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。
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扩散蠕变调节的晶界滑移机制 扩散蠕变又叫空位蠕变。该理论认为在超塑性变形时，材料内部存在着大量的 过饱和空位，因而应力梯度所引起的空位扩散流可以成为超塑性变形的主要形 式。扩散蠕变包括晶界扩散和晶内扩散。对于晶内—晶界扩散共同调节的晶界 滑移模型是由Ashby等人于1973年提出的。如图
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镁合金超塑性变形机制及特点

人们普遍认为 , 晶界滑动( grain boundary sliding ,GBS ) 是超塑性变 形的主要机制,其基本原理是单个晶粒作为变形中的基本单元 , 通过其 界面的相互滑动而实现晶粒的换位及移动 。

由于镁合金超塑性变形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 , 其晶界滑移总会在三叉晶界处或材料增强相与基体 的相界处产生应力集中，产生应力集中使得晶界滑移受阻 , 从而导致 空隙和重叠产生 , 因此镁合金在超塑性变形中存在对晶界的滑动起协 调和补偿作用的机制 , 如原子与空穴的扩散及位错的运动等 。
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位错运动调节晶界滑移机制
数个晶粒组成的两个晶粒群，沿晶界滑移时，遇到障碍晶粒，滑 移被迫停止。受阻处应力集中导致障碍晶粒内位错开动，位错通 过晶粒内部塞积在对面晶界上，产生应力集中。应力达到某个数 值时，促使塞积的前端位错沿晶界攀移而消失，晶界滑动又再次 发生。
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变形镁合金的力学性能明 显优于铸造镁合金。 研究表明，镁合金在热变 形（如挤压、轧制、锻造 等）后组织得到明显细化， 铸造组织缺陷被消除，从 而产品的综合力学性能大 大提高。
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AZ31B镁合金按制造工艺镁合金可分为两大类：变形镁合金和铸造镁合金。铸 造镁合金在室温和高温下具有良好的机械性能，AZ31B铸造镁合金主要用于汽 车零件、机件壳罩和通信设备等。与铸造镁合金相比，AZ31B变形镁合金具有 更高的强度、更好的塑性，主要用于薄板、挤压件和锻件等。 在民用机和军用飞机尤其是轰炸机广泛使用镁合金制品。著名的美国B-52轰炸机的机 身部分就使用了镁合金板材635公斤，挤压件90公斤，铸件超过200公斤。 目前,AZ31B镁合金在汽车上的应用也很广泛。如离合器壳体、阀盖、变速箱体气缸盖、 空调机外壳等。为了在汽车受到撞击后提高吸收冲击力和轻量化，在方向盘和坐椅上 使用镁合金。根据有关研究,汽车所用燃料的60%是消耗于汽车自重, 所以减轻汽车重 量对环境和能源的影响非常大，汽车的轻量化成必然趋势。
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AZ31B镁合金按制造工艺镁合金可分为两大类：变形镁合金和铸造镁合金。铸 造镁合金在室温和高温下具有良好的机械性能，AZ31B铸造镁合金主要用于汽 车零件、机件壳罩和通信设备等。与铸造镁合金相比，AZ31B变形镁合金具有 更高的强度、更好的塑性，主要用于薄板、挤压件和锻件等。 在民用机和军用飞机尤其是轰炸机广泛使用镁合金制品。著名的美国B-52轰炸机的机 身部分就使用了镁合金板材635公斤，挤压件90公斤，铸件超过200公斤。 目前,AZ31B镁合金在汽车上的应用也很广泛。如离合器壳体、阀盖、变速箱体气缸盖、 空调机外壳等。为了在汽车受到撞击后提高吸收冲击力和轻量化，在方向盘和坐椅上 使用镁合金。根据有关研究,汽车所用燃料的60%是消耗于汽车自重, 所以减轻汽车重 量对环境和能源的影响非常大，汽车的轻量化成必然趋势。
但一种理论仅能解释超塑性变形中的一部分现象 , 还没有得到一个统 一的理论能对超塑性现象做出完整的解释。
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几种有代表性的模型和机制：
1、扩散蠕变调节的晶界滑移机制 2、位错运动调节晶界滑移机制 3、液相辅助晶界滑移协调机制 4、空洞协调晶界滑移机制 5、动态再结晶协调晶界迁移机制

材料在超塑性状态下典型的宏观变形特征表现为大变形 、小应力 、 无颈缩及易成形等。
镁合金超塑性变形是利用镁合金在一定条件(温度、变形速度、组织 等)下的超塑性特性进行大变形成形的加工方式。

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相变超塑性
按照实现超塑性的条件和变形特点的不同
组织超塑性
相变超塑性又称为转变超塑性或动态超塑性 , 是指金属材料在一定相变温度 范围内和载荷作用下 , 经过多次循环相变或同素异构转变，使金属原子发生 剧烈运动而呈现超塑性。相变超塑性不要求材料具有微细等轴晶粒 , 但要求 具有固态相变 , 变形温度需频繁变化 , 给实际应用带来困难 , 故应用受到限制 。 在这方面 , 钢铁 、钛合金 、铜合金研究的比较多。 组织超塑性又称为恒温超塑性或微细晶粒超塑性或结构超塑性 , 它要求材料 具有微细的等轴晶组织 , 在一定的温度区间( Ts ≥ 0 . 5 Tm , Ts 和 Tm 分别是 超塑性变形的绝对温度和材料熔点的绝对温度) 和一定的变形速率条件下( 应 变速率在 10-4～ 10-1s- 1之间) 呈现超塑性 。 因此 , 初始组织具有微细晶粒尺寸 , 以及所需的高温 、 低速是获得良好结构 超塑性的三个必要条件 。 一般来说，晶粒越细小则越有利于超塑性的发展，当晶粒细化至1um以下时， 甚至在较低温度和较高应变速率条件下也可能获得良好的超塑性。
第二，变形速度对镁合金超塑性变形的影响较大。镁合金在低变形速度下 变形时比在较高变形速度下更能完整地完成软化作用。较高的变形速会阻 碍这种软化作用而引起变形抗力升高，其结果是导致伸长率下降。
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第三，大晶粒镁合金超塑性 一般而言，金属的超塑性变形要求金属的晶 粒尺寸不超过10um，但是镁合金超塑性变形可以超越此限制，甚至在高 出一个数量级的情况下也可能发生超塑性，有文献指出晶粒尺寸为 300um的AZ31合金在温度为773K，应变速率为1×10-3 S-l条件下可以获 得320%的伸长率，晶粒在变形过程中也细化到了25um，这对于镁合金 的工业应用具有很大的意义。
第四，高温是镁合金发生超塑性变形的条件之一，温度较高的时候，晶 界上低熔点相会部分熔化，晶界上的固液共存相在高温下为黏性物质。 它在晶粒或颗粒滑移过程中起了有效的协调作周，促进晶粒滑移过程进 行。但是温度也不宜过高，随温度的升高，晶界强度降低，晶粒长大速 度进一步加快，从而使材料内部变形的协调过程难以进行，使材料在晶 界处容易产生空洞而引发断裂。
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大晶粒超塑性的变形Байду номын сангаас理为连续动态回复与再结晶，即：
通过位错的滑移和攀移，形成位错墙和位错网络，构成亚晶界，原始大晶 粒被分隔成无数细小的亚晶粒。
不稳定的亚晶界在超塑性变形过程中不断吸收晶内滑移和攀移位错。亚晶 界位错密度不断增高，位向差不断增大，加上亚晶界的转动、滑动和迁移， 部分亚晶界在变形过程逐步向小角度以至大角度晶界演变。因而随着变形 量的增加，小角度晶界所占比例逐渐增大，大角度晶界数量也逐渐增加， 而总的晶界数量也随变形量的增加而不断增加。（亚晶界晶界）
一般来说，晶界滑移不能被扩散和位错充分协调时，液相起辅助协调 作用。
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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。