镁合金材料塑性变形理论及塑性加工技术

镁合金材料塑性变形理论及塑性加工技术

由于密度低、比强、刚性强、抗疲劳防滑性能强、电屏蔽效果好、易于回收等优点，镁合金具有广泛的应用价值和广阔的应用前景。它被称为21世纪最合适的金属结构材料。目前,工业镁合金大多以模铸、压铸及半固态工艺制造。铸造法生产的镁合金晶粒不够细小,存在成分偏析,不能从根本上解决脆性和腐蚀问题,难以制备出性能优良的镁合金。实践表明,塑性变形能有效改善铸造镁合金的力学性能,变形镁合金比铸造镁合金具有更高的强度和塑性。然而,由于镁为密排六方结构金属,塑性变形能力差,材料的成品率低,因而变形镁合金材料的成本和价格昂贵。因此,研究新型的镁合金制备技术成为发展变形镁合金材料的主导方向之一。另外一个限制变形镁合金材料发展的关键因素是对镁及镁合金的塑性变形机理的认识还不够全面和深入,更未能建立起完善的塑性变形理论体系,因此对于如何从根本上改善镁及镁合金的变形能力,改进现有的塑性变形工艺乃至开发新的塑性变形技术缺乏理论指导。到目前为止,有关镁及镁合金的塑性变形理论和塑性加工技术的研究报道也有不少。本文的目的是对这些研究成果进行较全面的总结,并介绍一些最新的研究成果。1位错滑动控制态大部分镁合金具有密排六方晶体结构,对称性低,其轴比(c/a)值为1.623,接近理想的密排值1.633,室温滑移系少,冷加工成形困难。温度是影响镁合金塑性变形能力的关键因素,低于498K时,多晶镁的塑性变形仅限于基面{0001}〈11ˉ20〉{0001}⟨112¯0⟩滑移和锥面{10ˉ12}〈11ˉ20〉{101¯2}⟨112¯0⟩孪生。因此,镁合金变形时只有3个几何滑移系和2个独立滑移系(铝合金有12个几何滑移系和5个独立滑移系),易在晶界处产生大的应力集中。当变形量较大时沿孪生区域(尤其在压缩时)或沿大晶粒的基面{0001}产生局部穿晶断裂,因而镁合金的冷变形仅限于中等变形,一般在室温下的冷变形量约为10%～20%。高于498K时,温度升高增加了原子振动的振幅,最密排面和次密排面的差别减小,因此会激活潜在的滑移面和滑移方向,使附加角锥滑移面{10ˉ11}{101¯1}、{11ˉ21}{112¯1}启动,这时镁呈现明显的延性转变,塑性大大提高;同时由于发生回复、再结晶而造成的软化,也会使镁及镁合金具有较高的塑性,所以镁合金的压力加工通常在高温下进行。此时在角锥平面{10ˉ11}{101¯1}上产生滑移并抑制孪晶形成。室温以上镁的滑移面和滑移方向见图1。与其他材料相同,镁的力学行为受优先的位错反应所支配,这些位错反应可控制原来由Peierls应力支配的力学性能。在密排六方晶格中,位错滑移面的范围涉及基面、棱柱面及柏氏矢量b=a3〈11ˉ20〉的第一级锥滑移面及为b=13(c+a)〈11ˉ23〉的第一级和第二级锥面系统。a3〈11ˉ20〉矢量是hcp晶格中最短的柏氏矢量,因此a3〈11ˉ20〉螺位错中心区域结构造成的晶格摩擦支配了分级控制的塑性变形模式。对镁基合金力学性能的任何比较都必须立足于a3〈11ˉ20〉螺位错的中心区结构。a3〈11ˉ20〉螺位错基面分解的位错反应式为a3〈11ˉ20〉→a6〈10ˉ10〉+a6〈01ˉ10〉。对镁来说,这种分解相当于10mJ/m2数量级的层错能γb。由于棱柱面层错能比基面约大7倍,所以镁在室温下无交滑移。基面层错能低使有效滑移模式数量少,但与纯铝中相应的螺位错比较,层错能低也使分级控制的a3〈11ˉ20〉基面螺位错有较大的分解。这种已分解的基面位错对随后更多位错的运动来说是一种中强的、穿晶的障碍,因而与无活化交滑移的铝晶体比较,在纯镁中会出现更多的位错塞积。虽然Peierls力较纯铝中相应值低得多,但这是导致纯镁硬度及热力学温度K值中等高以及晶间脆化的重要因素。由于晶体对称的原因,进一步分解(例如与其他已分解的位错相交)均不可能将固定的韧型成分导入基面。基面层错是可动的,这一点的证据是镁合金加工硬化效应较铝合金低。2结合离子法的开口和开口特点2.1镁合金变形响应的物理模型描述金属流动过程的通式为˙ε=f(σ‚Τ‚Si‚Ρi)(1)式(1)描述了流变应力σ、温度T、状态参数Si和材料特性参数Pi对应变速率˙ε的影响。应变速率恒定时,应力可以考虑为应变速率和温度的函数。这样,式(1)变为˙ε=f(σ,Τ)(2)Frost和Ashby认为纯镁在573K以上、2～80MPa内,金属流动过程可用幂指数模型来描述:˙ε=A1σnexp(-QRΤ)(3)式中Q是镁的变形激活能,R是气体常数,A1和n是与材料有关的常数。Galiyev等研究者也发现纯镁和ZK60镁合金变形行为也可以用上述模型来描述。他们认为,纯镁及其合金在423～773K、10-4～10-2?s-1应变速率下的变形行为根据变形特征可分为3个温度区进行分析。在低于523K时,Mg的变形行为可用指数方程描述˙ε=A2exp(βσ)exp(-QRΤ)(4)式中A2、β是与材料有关的常数。在523～623K应力指数接近于7或673～773K应力指数接近于2.2时,可用幂指数方程描述。而对于含Zn等元素的Mg合金,其塑性变形行为会发生改变。McQueen等研究者根据Selars蠕变模型针对镁合金AZ31提出了一个更为合适的模型˙ε=A3(sinhασ)nexp(-QRΤ)(5)式中A3和α均为与材料相关的常数,n为应力指数,常数α的值为0.052MPa-1。这一模型比Frost和Ashby的模型更适合于描述镁合金的流变应力。当ασ<1时,式(3)与式(5)是等价的。在应力小于20MPa时,McQeen的数据与式(3)一致。2.2纯镁的激活能式(3)和式(4)可写成˙εexp(QRΤ)=A1σn=Ζ(6)˙εexp(QRΤ)=A2exp(βσ)=Ζ(7)式中Z为Zener-Hollomon参数,其物理意义为温度补偿的应变速率因子。当应变速率恒定时,可将式(6)和式(7)写成lnσ=QnRΤ+C1(8)σ=QβRΤ+C2(9)由于n、β均可以经验求得,则通过一组恒定应变速率的lnσ与1/T以及σ与1/T的曲线,求出平均斜率就可以算出塑性变形激活能。一般来说,求出n和β的方法和上述方法一样,若将温度保持不变(Q不变),则可得到lnσ=ln˙εn+C3(10)σ=ln˙εβ+C4(11)通过一组恒定温度下的lnσ与ln˙ε或σ与ln˙ε曲线,就可求得n和β。图2所示为纯镁及ZK60镁合金激活能与温度的关系曲线。可见,二者的激活能均随温度的升高而增大,但具体的变化规律不同。对于纯镁(图2a),在低温区(423～523K)激活能几乎与温度呈线性关系;中温区(523～623K),一直到573K时激活能都不发生变化,然后一直增加,直到转折点623K;在高温区(673～773K),激活能逐渐增加。高温区的激活能是中温区激活能的3倍。在623～773K(特别是超过673K),激活能随成形温度的增加比在573～623K所看到的增加更大,类似的激活能对温度的依从关系也见之于铝、铜、锡、钨、氯化钠。然而,从定量的角度分析,当温度由423K升至773K时,纯镁的塑性变形激活能与晶格自扩散激活能(135kJ/mol)之比由0.35增大到2.1,变化的程度几乎是其他材料的2倍。对于ZK60合金,激活能对温度的依从关系与纯镁不同(图2b),在低温区(473～523K),其激活能接近于Mg的通道扩散激活能,而在高温区(573～723K),激活能不断增加,直到Q=134kJ/mol,这接近于Mg的体积自扩散激活能。2.3纯镁和zk60镁合金的动态再结晶特性之间的层错带(扩展位错)较宽。这种相距较远的不全位错很难聚成全位错,因而滑移和攀移均很困难,动态回复的速度慢而不能在变形的瞬间内完成。但随着变形量的增加,可产生足够高的局部位错差值,促使再结晶的发生。因此,镁合金即使在较低的温度下变形,其流动应力-应变曲线也呈现动态再结晶的特征。图3给出了纯镁和ZK60镁合金的流动应力-应变曲线。在423～523K低温区,纯镁的流动应力增加很大,呈现明显的加工硬化趋势,而ZK60合金在423K时与之类似;在高温区(Mg在573～623K,ZK60合金在473～523K),随着温度的升高,应变硬化很快减弱。在整个温度范围内,其力学行为可归纳为:低温区高的峰值应力和随后明显的软化;在高温区(Mg在673～773K,ZK60合金在573～723K),经过小的应变后即可实现稳定的流动状态。3不同温度下的工质分析镁合金的塑性变形机理还不十分清楚,至今还没有能完整地解释所有温度区间和应变速率下镁变形行为的理论,很多学者解释变形行为的理论模型也不同。从已公布的数据来看,试验结果与其解释也不一致。综合现有的文献,主要有3种观点。早期的研究是将位错攀移作为控制变形的机理。文献报道了相对较高的应力指数和塑性变形激活能,并对试验数据提出了一些原创性的解释。但有人认为高应力指数和激活能是由弥散氧化物粒子引起的。在高温下,Edelin和Poirier得到了比自扩散激活能高的激活能,认为这是非基面滑移激活能增加所导致的结果,并得到了n=2.7的低应力指数。第二种观点是Vagarali和Langdon提出的Friedel交滑移模型。根据Friedel机理,在600～750K和大于2.5MPa应力条件下,镁的塑性变形行为由交滑移控制。用这种机理对其塑性变形现象进行分析,可以比较满意地解释Mg的激活能对温度和应变速率的依从关系。第三种观点是Courent等提出的Friedel-Escaig机理。他们的研究是在293～623K温度范围内,在原位TEM上观察塑性变形来完成的。根据Friedel-Escaig机理,在423～623K时,镁合金塑性变形由交滑移控制。用原位试验数据所计算出的微观激活能数据与理论预测值相一致。与此同时,Couret和Caillard指出高温下是由不同的机理来控制变形的。值得注意的是,该研究所用的样品是单晶,晶体处于硬取向时滑移困难。后来Couret等采用改进的Friedel模型,计算了位错周围的不均匀应力场,并得出如下结论:即使在高温下Friedel机理也几乎不可能实现,热变形的惟一可能机理是Friedel-Escaig交滑移机理。图4为Friedel-Escaig机理和Friedel位错滑移机理简要说明图。图4a示意地说明了Friedel-Escaig机理。由于镁的层错能低,螺型全位错易分解为扩展位错。当扩展位错的局部线段PQ沿基面1的滑动因某种原因受阻时,可以通过位错的束集和重新分解而转移到新的基面3上,并在外加应力的作用下,于基面1和滑移面2交界处形成一位错环。束集线段PQ可沿滑移面2进行滑动,当遇到最近邻的基面3时,又重新分解成扩展位错,同时在滑移面2上形成两段刃型位错PP′和QQ′,而它们沿滑移面2运动的结果使螺型位错由基面1转移到了基面3。上述过程的实质就是双滑移。Friedel机理如图4b所示。该机理与前述Friedel-Escaig机理的一个显著不同之处在于:扩展位错束集后不会在临近基面上重新分解,而是在新的滑移面2上形成具有临界尺寸的位错环。在该过程中,束集位错以整体转移到新的滑移面,并保持螺型位错的方向不变。在位错环于新的滑移面上恢复平直并发生新的交滑移以前,将滑动一段相对较长的距离,结果导致的波浪状滑移线。大量研究表明,不同温度范围内镁合金的塑性变形机制也不相同,不能用一种观点来描述所有温度区和应变速率下镁的塑性变形理论。在低温区(<473K)主要为基面滑移及锥面孪生,这是hcp晶格结构合金的典型的低温变形机制。基面上柏格斯矢量为a的位错塞积在孪晶界附近,由于晶界处大的弹性畸变使晶内应力局部地超过非基面滑移的临界剪切应力,该应力比基面上室温下的临界剪切应力大很多,可使{11ˉ22}〈ˉ1ˉ123〉滑移系启动。中温区(473～523K)塑性变形的控制机制是a位错在非基面上的交滑移(Friedel-Escaig交滑移)。交滑移主要在原始晶界附近被激活,该处的应力高度集中。高温区(>523K)变形时,激活能不断上升至134kJ/mol,与镁的晶格扩散激活能相近,变形行为受扩散控制,同时伴随有位错攀移。合金元素对镁的塑性变形机理有影响,对纯镁和镁合金变形机理的分析表明,在幂指数定律范围内,两者的塑性变形均由交滑移控制。但是,合金化可改变滑移模式。微量的合金元素如Zn使堆垛层错能(SFE)大大降低。结果,在高温下塑性变形控制机理有Friedel模型转变为伴随着高温攀移的Friedel-Escaig交滑移。4采用镁合金属件加工技术4.1铸造温度及力学性能镁合金和铝合金的锻造成形技术基本相同,但存在以下几方面差异:(1)高温下镁合金的表面摩擦系数较大,流动性差,黏附力大,充填较深的垂直模孔较为困难,因此镁合金锻造时的内、外圆角半径及肋厚等比铝合金的大;(2)大多数情况下,镁合金锻造用材料大都采用挤压坯料,可以在挤压前进行均匀化处理,减小力学性能的各向异性;(3)镁合金锻造时应避免与温度较低的模具接触,以免发生激冷而产生龟裂,因此镁合金锻造时不仅要控制工件温度,而且要预热锻模;(4)镁合金对变形速率敏感,即变形速率增大时塑性显著下降,一些较复杂的镁合金锻件需要多次成形,同时为了避免晶粒长大,应逐步降低各次的锻造温度。常用的锻造镁合金有Mg-Al-Zn系和Mg-Zn-Zr系。某些要求高温强度的场合,使用含有Y和稀土元素的WE系列镁合金。利用镁合金铸锭直接进行锻造,可以改变传统的采用一次挤压坯料来生产锻件的工艺流程,从而简化制备镁合金锻件的生产工艺,降低消耗。Mg-Al-Zn系合金的原材料来源广泛,生产成本低,因此被广泛用于制备镁合金锻件。但是,Mg-Al-Zn系合金铸件的实际晶粒尺寸不适于铸造后直接锻造,因此锻造前有必要对铸锭进行预挤压,以获得合乎要求的细晶组织,提高合金的可锻性。锻造温度取决于锻造压力和锻造合金的种类。镁合金的锻造温度通常比固相线温度低55K左右,除高锌ZK60合金外,大多数镁合金可在563～658K进行锻造。在锻造温度下,AZ31B、AZ61A和AZ80A等合金的晶粒快速长大,因此通常在逐步降低的温度下进行锻造以细化晶粒。一般每一步锻造操作后将温度调低15～20K,只经过少量压缩变形的工件可以在实际可行的最低温度下进行锻造以获得应变硬化效果。在锻造温度下,AK60A和HM21A合金的晶粒长大缓慢,并且晶粒不会过分长大。镁合金锻后水淬可以防止再结晶和晶粒长大。对于一些时效硬化型合金,水淬保留了固溶时的硬化相并在随后的时效处理中从固溶体中沉淀析出。影响Mg合金锻件力学性能的因素很多,主要包括变形程度、终锻温度及变形方式等。一般来说,锻件性能随变形程度的增大而提高,而随着变形温度的升高,镁合金锻件的力学性能逐渐降低。变形方式对锻件力学性能的影响,主要是通过改变其各向异性特征来实现的。当镁合金承受单轴压缩时,由于其具有hcp晶体结构,会导致变形极不均匀,结果平行于金属流动方向的拉伸强度明显比其他方向高,即表现出各向异性行为。镁合金锻件的这种各向异性特征,对承受径向载荷的部件如车轮等部件是有利的,但在大多数工程应用中,通常要求拉伸性能具有各向同性,因此必须对铸坯进行不同方向的镦粗。三轴锻造可以控制3个方向上的镦粗过程,能有效避免各向异性,还可以很好地应用于手工锻造工艺。4.2热处理对晶粒的影响镁合金的挤压工艺和设备与其他金属的类似,包括正向挤压和反向挤压。镁及镁合金的典型挤压温度范围是573～723K,挤压温度的高低取决于合金种类和挤压件形状。镁合金挤压的挤压比在(10∶1)～(100∶1)变化,已预挤压的锭坯挤压比可适当增大。工件在挤压成形过程中会生成大量的热,从而必须充分散热,否则会导致镁合金发生热裂。挤压件脱模后,为了保持微细、均匀的显微组织,可采用强迫气冷或水冷进行淬火。挤压具有细化晶粒的作用,同时能提高材料的强度和塑性。ZK60合金经423K挤压后抗拉强度上升到500MPa以上,这可归因于晶粒细化。AM60、AZ91、ZK60和ZK61等合金热挤压件的性能优于铸锭,延伸率高达10%以上。ZK60、WE43和WE54合金的热处理状态一般为T5(人工时效)态或T6(固溶+人工时效)态。ZK系列镁合金挤压件经过T5或T6热处理后,有利于提高力学性能的各向同性和获得高塑性。热处理对WE系镁合金挤压件的室温性能影响不大,但能提高高温稳定性。AZ61和AZ80镁合金也可以产生时效强化,经过T5或T6处理后,强度略有提高而塑性大大降低。挤压态ZK系列镁合金强度和塑性的匹配良好,通常不需要热处理强化。反向挤压可以用来制造轴对称的管状镁合金工件,特别是带有薄壁或不规则截面的工件。镁合金反向挤压的温度范围为448～643K,挤压温度取决于合金的成分和挤压速度。挤压过程中必须保持挤压温度恒定,以保证公差。在挤压过程中,由于吸热,模具温度可升高65K左右。在允许工件性能有所降低的情况下,可以稍微提高挤压温度。4.3制备工艺对成形性能的影响镁合金板材一般采用轧制成形的方法生产,温度是镁合金轧制过程中最重要的工艺参数。低温轧制时,高的应力集中可导致孪晶形核和切变断裂;轧制温度过高时,晶粒容易长大而使板材热脆倾向增大。镁合金轧制时的温度范围一般为498～723K,在此温度区间和中等应变速率条件(0.3s-1)下,易发生动态再结晶而使轧制性能得到明显改善。Hosokawa等研究了轧制温度对AZ31镁合金成形性能的影响。结果表明,当轧制温度超过498K(498～673K)时,轧制压下量可达85.7%以上而不出现裂纹;而在473K以下的温度轧制时,成形性能变差,易出现裂纹。温度对镁合金板材的各向异性也有很大影响。当温度达573K时,轧制态AZ31镁合金板材的各向异性基本消失。高温时,镁合金各向异性减弱的原因是由于温度升高激活能增大而有更多的滑移系启动,以及板材发生再结晶综合作用的结果,这对镁合金板材的二次成形如拉深等是极为有利的。镁合金板材在轧制后一般要进行退火处理,退火后会发生再结晶。因此若要获得最高的常温力学性能,则退火温度应靠近完全再结晶温度范围内。退火温度过高会引起晶粒长大,降低材料性能。镁合金的再结晶温度取决于压下量、热轧开始和终了温度。4.4拉拔效果的影响镁合金的二次成形工艺有弯曲、深拉延、旋压、橡皮板成形、拉延成形等,其中深拉延最为重要。镁合金薄板的深拉延性能与板材的各向异性比r和加工硬化率n以及成形温度、速度、工件形状及摩擦润滑等工艺条件有很大关系。一般说来,随着温度的升高,镁合金薄板的深拉延性能可得到明显改善。如图5所示,矩形拉伸件在室温(293K)附近成形时,即使拉深比很小,也会在冲头边缘处出现裂纹;423K条件下成形时,拉深比可达1.5,但在工件凸缘处有少量裂纹;而当成形温度升至498K时,拉深性能得到明显改善,即使拉深比达到1.5时,也不会出现任何裂纹。工件形状对深拉延性也有很大影响。拉拔圆柱形杯时,最大拉延度可达70%,而方形和矩形盒子很少剧烈拉拔。对大多数工件而言,拉延深度并不是主要因素,关键是如何使带有圆角或异形的工件在拉延时不产生皱褶。因此,拉拔温度通常高于最大可拉延性所要求的温度。对于特殊的难拉延零件,必须改变工艺流程降低废品率。4.5热挤压态镁合金的超塑性近年来,镁合金超塑成形[25,26,27,28,29,30,31,32,33,34,35,36]受到广泛关注。一方面,它能由棒材、板材直接制造形状复杂的产品,且加工成本比相应的压铸件低;另一方面,超塑性成形件的机械性能比相应的压铸件高。镁合金的超塑性成形甚至有可能以压缩气体作为成形的动力,实现复杂形状结构件在固态下近净形成形,从而已成为当前镁合金研究领域的一个焦点。国内外学者对镁合金的超塑变形机理和工艺进行了大量研究。Backofen等发现晶粒度为0.55μm的ZK60(Mg-6Zn-0.5Zr)合金在543K以3.3×10-3?s-1的条件下,应变速率敏感指数m值为0.5左右,相应的总延伸率δ在1000%以上。快速凝固(RS)Mg-Al-Zn合金的超塑成形速率明显高于其他轻合金。例如,在423K、应变速率大于1×10-3?s-1时,挤压态EA55B-RS及EA65A-RS合金的断裂延伸率为190%～220%,因此有可能将其锻造成形状极为复杂的零件而不发生开裂。温度高于100℃时,EA55B-RS的应变速率敏感性急剧增加。当温度为548～573K、应变速率不小于0.1s-1时,超塑镁合金的断裂延伸率可从376%变化至436%。中国对超塑性技术的研究始于20世纪70年代初期,经过几十年的发展,在镁合金超塑性研究领域取得了一系列重要成果。据报道,超轻Mg-8Li合金在573K、应变速率为5×10-4?s-1的条件下超塑变形,可获得的最大超塑延伸率δ=960%,实验确定的应变速率敏感性指数m=0.64。研究结果还表明,该合金在高温低速情况下的变形机制是以晶界滑移为主的速控过程。新型高强度镁合金MB26是在MB15合金基础上添加了富钇混合稀土元素制得的,对该合金超塑性拉伸和压缩变形行为的研究表明,热挤压态MB26合金不经过任何预处理即可具有很好的超塑性,超塑性拉伸时在623～723K、初始应变速率ε0=1.67×10-3～4.1×10-2?s-1范围内,延伸率均在520%以上,其中在最佳变形条件400℃、ε0=1.17×10-2?s-1时δ=1450%,流变应力σ=8.7MPa,m=0.6,试样在变形过程中均匀流变,无明显颈缩。超塑性压缩时,在400℃、ε0=8.3×10-3?s-1变形条件下,压缩真应变ε高达2.18,试样仍无破坏迹象,σ仅为18MPa,m值在0.4以上,呈现极好的超塑性。成形温度高和应变速率低是限制镁合金超塑成形技术应用的两大问题。最近有人报道粉末冶金镁合金具有高应变速率超塑性或低温超塑性,甚至能同时具有高应变速率超塑性和低温超塑性。日本工业技术院名古屋技术研究所复合材料研究室发现,用熔液搅拌法铸造的镁基复合材料经挤压加工后进行轧制时可出现高应变速率超塑性,成分为Mg-5%Zn(wt)/20%TiC(vol)的复合材料,以0.1s-1左右的变形速率可实现300%延伸率的变形加工。含15%AlN(vol)(粒径0.72μm)的Mg-5%Al(wt)基复合材料,可以大约0.8s-1或更高的变形速度实现延伸率高达200%的超塑性成形。该研究室正在进一步深入研究这种新型超塑性镁合金基复合材料的结晶组织微细化机理及其高速超塑性变形机制,并将确立实用的高速超塑性成形技术。日本的大阪城市技术研究所研究了镁基复合材料的低温超塑性行为。研究用的材料是17%SiC(vol)颗粒增强的ZK60镁基复合材料[ZK60/17%SiCp(vol)]。基体镁合金的化学成分是Mg-6%Zn(mass)-0.5%Zr(mass),增强剂SiC颗粒呈不规则形状,平均粒径为2μm。研究结果表明,这种镁基复合材料具有良好的超塑性,延伸率超过300%,应变速率与应力的平方成正比。有关超塑变形的理论和模型很多,由于超塑变形是极微细晶粒在高温下变形,极其复杂,同时各研究者的试验条件各不相同,其结果存在很大的差异,所以迄今为止尚未能形成统一的超塑变形理论。多数研究者倾向于以晶界滑移(GBS)为主的多机制迭加理论,即在超塑材料lgσ-lgε的S形曲线的3个区域内都同时存在扩散蠕变、晶界滑移、位错滑移或位错蠕变等的作用。5晶粒尺寸对晶粒细化的影响如前所述,室温滑移系少、冷加工困难是限制变形镁合金材料发展的关键因素,因此改善镁合金的塑性变形能力具有特殊重要的意义。提高变形温度虽然能明显改善镁合金的塑性变形能力,但镁合金在高温下容易氧化。镁密排六方晶格各晶面原子密排程度常随轴比(c/a)值变化而改变,在冶炼过程中往镁中加入锂、铟和银等元素可以降低c/a值,如镁中加入8%Li后c/a值下降到1.618,从而激活棱柱滑移系{10ˉ10}〈11ˉ20〉,使镁合金在较低温度下具有延展性而无需借助于晶粒细化。然而这些镁合金固溶强化效果不显著,加工硬化效应低,抗蚀性差,很难工业应用。多年来大量的研究表明,除非使晶粒充分细化以降低反向应力并通过晶界滑动以增强晶体旋转,否则结构镁合金室温变形非常困难。与铝合金比较,镁合金晶粒细化对改善强度和塑性来说效果更明显。晶粒细化不仅能提高镁合金强度和延展性,而且会导致高应变速率和低温超塑性。根据Hall-Petch公式(σ=σ0+Kd-1/2,其中σ为屈服应力,σ0为单晶屈服应力,K为常数,d为晶粒尺寸),合金强度随晶粒尺寸的减小而增加。一般而言,常数K∝M2(M为Taylor因子),常数K随Taylor因子的增大而增大,而Taylor因子通常取决于滑移系数目。相对体心立方和面心立方晶体而言,密排六方结构晶体滑移系少,相应的Taylor因子大(Mg为6.5,Al为3.06)。镁的Hall-Petch系数K为280MPa√m,而纯铝相应的系数为68MPa√m,所以晶粒尺寸对密排六方金属强度的影响大,细晶镁基材料强度高。AZ91镁合金和5083铝合金的屈服应力σ和晶粒尺寸d的关系对比研究表明:d≥2μm