图5：真实应力与在AZ80合金的真应变曲线伸长至破坏试验：（1）ε=10-2秒-1;（2）ε=10-3 s-1
图6：不同温度和应变速率下的伸长率
图7 ：SRC测试数据绘制成真应变率与真应力补偿系数的关系
表2：应力指数n线性回归的计算
3.3变形机制
与结晶材料的高温拉伸行为密切相关的因素是温度和应变速率。应变速率由铝原子在Mg基体，?/ D的扩散补偿，用于构造一个?/ D-σ/ E的曲线在双对数标度，如图8所示，D= D0exp（-Q/RT），D0=1.2×10-3 M-2/ S，Q=143±10千焦/摩尔[18,19]。当应变速率由镁晶格扩散与D0补偿类似的结果可以得到=
1.0×10-4米2/秒和Q=135千焦/摩尔[20]。三个区域是按照N值指定：低n区，其中n=1.79，1.78×109 M-2≤?/ D≤4.14×1010 M-2，中间n区，其中n=4.29，5.01×1010 M-2≤?/ D≤4.82×10 12 M-2;高n区，其中n=9.54和9.62×10 12 M-2≤?/ D≤2.07×1014 M-2。高n区域通常被认为是对在低温和高应变率的幂律击穿的过渡。
图8 ：SRC测试数据绘制成扩散补偿的真应变率与弹性模量补偿的真实应力的关系
被调查的AZ80合金在400-450°C和10-2和10-3 s-1的初始应变速率具有超过100％的伸长率，这给约1.04×1011个M-2≤?/ D≤1.789×1011米-2，并落入n的中间区域4.29。变形激活能Q，此区域是使用如下公式计算[4]：
其中，n =4.29，σ的流动应力取为0.2，真实应变在图每个温度的关系，构建图9。计算出的活化能为149.60千焦/摩尔，这两者相若的135千焦/摩尔镁晶格扩散和143±10千焦/摩尔的Al扩散的镁。根据计算出的应力指数和激活能，位错攀移蠕变（DCC），是负责提高延展性和变形速率，通过晶格扩散由位错攀移控制。然而，调查合金具有相对细晶粒结构和高Al含量，所以晶界滑移（GBS）和溶质拖曳蠕变（SDC）必须为可能的机制进行讨论。
图9：蠕变激活能的计算
SDC工作通过溶质原子与位错的粗糙和稳定的微观结构之间的弹性相互作用延缓位错滑移。在AZ80合金，Al原子要么于Mg17Al12相析出或溶解在Mg基体的溶质原子。基于所述Mg-Al相图，在AZ80合金熔融Mg17Al12相的温度在约350℃，这表明大部分Mg17Al12相析出物溶解在400和450℃，和Al溶质原子可与位错相互作用，以协助SDC机制。然而，根据显微组织的研究中，在最伸长的发生量规所研究的合金具有稳定的细粒结构（16微米）。本细粒结构通常不便于显著SDC操作，但有利于GBS在高温和低应变速率。
扩散，需要一个优良稳定的微观结构。在n的低应力指数区域n=1.79（高温度和低应变速率下），晶界GBS在滑动和晶粒转动可以引起应力集中时的扩散是不能够协调变形的。位错从晶界发射以释放应力集中。这些发射的位错和晶内原有的位错滑移和攀到晶界，协助GBS[21]。在N =4.29（较低的温度和较高的应变速率），其中高伸长率实现的中间区域，GBS仍然是不能够以更低的扩散系数和较高的应变速率协调变形，而位错较为活跃的热激活棱柱形和金字塔防滑系统。因此，DCC变得更加显著和高延展性应归功于GBS和DCC的具有竞争力的变形机制。
符合两个机制的解释，一种现象学方程（方程（4））采用应力指数为GBS（N =1.79）和应力指数为DCC（N =4.29）成立的目的是制定一个本构模型[22]。该模型成功地拟合到图中的数据。如图10所示。此模型中，AZ80板材的平面应变变形可以与特定的扩散系数，弹性模量，和应力指数进行评价。
图10：模拟双机制现象方程
4.结论
1）AZ80合金和具有16微米的展品的初始平均晶粒尺寸在400增强的高于100％伸长到失败延性稳态变形过程中和450℃下的10-2应变速率10-3 S-1，而在300伸长率和350℃下小于100％无稳态变形。
2）原细晶粒结构是稳定的均匀变形计的拉伸变形，达到增强延展性期间。空腔在骨折时，在10-3 s-1的变形，从400升高温度至450℃显著开发和拉伸伸长率下降相应。
3）超过100％的延展性提高了4.29应力指数和149.60千焦/摩尔的活化能功能，并通过晶界滑移和位错攀移蠕变，这可以通过一个模拟竞争机制，速度控制双机制模型采用回归应力指数。
参考文献
[ 1 ] 研究和开发镁度会H.趋势合金，降低结构材料的重量，在汽车科学和技术发展趋势， 2006，18 ： 84-97 。
[ 2 ] 易立，程培元，林华。当前应用镁合金在汽车行业和3C产品领域的研究[J ] 。江西有色金属，2007， 21 （ 2 ） ： 30-33 。 （在中国） [ 3 ] MUKHERJEE AK ，鸟乙脑， DORN ? E.实验的相关性高温蠕变研究[J ] 。 ASM的，1969年， 62交易：155-179 。
[ 4 ] 魏华，王QD ，朱萍，周羟色胺，丁WJ ， CHINO Y，万宝至M.超塑性和晶界滑动的滚AZ91镁合金在高应变率研究[J ] 。材料科学与工程A， 2003 ， 360 （ 1-2） ：107-115 。
[ 5 ] FIGUEIREDO RB ，晶粒细化兰登特固原则和超塑性流动的镁合金处理的ECAP研究[J ] 。材料科学与工程，2009 ， 501 （ 1-2） ： 105-114 。
[ 6 ] FIGUEIREDO包，在LANDON特固超塑性开发通过ECAP [ J]。 AZ31镁合金。兵器材料科学，2008年， 43 （ 23-24） ： 7366-7371 。
[ 7 ] 布瓦洛JM ，弗里德曼的PA ，休斯顿DQ ， LUCKEY式洸。连续铸造AZ31B镁板材的超塑性响应合金的研究[J ] 。材料工程与性能， 2010年，19 （4）： 467-480 。 [ 8 ] 加西亚BERNAL马，埃尔南德斯 - 席尔瓦D， SAUCERANGEL粗粒度的Al-Mg -Zn系的五超塑性行为合金的研究[J ] 。材料科学，2007， 42 （ 11） ： 3958-3963 。 [ 9 ] VALLE JAD ，佩雷斯 - 普拉多吨， RUANO OA。变形负责高延展性的镁合金AZ31机制通过电子背散射衍射研究[J ]分析。材料科学与工程，2005， 36 （ 6 ） ： 1427年至1438年。
[ 10 ] SOMEKAWA H，平井K，渡边H， TAKIGAWA Y，HIGASHI K.位错蠕变行为镁铝锌合金的研究[J ] 。材料科学与工程，2005， 407 （ 1-2） ： 53-61 。
[ 11 ] 渡边H，筒井H， MUKAI T， KOHZU M，田边S，在粗粒度HIGASHI K.变形机制的Mg- Al-Zn合金在高温下[J]。国际期刊的可塑性， 2001，17 （ 3 ） ： 387-397 。 [ 12 ] KOTTADA RS ， CHOKSHI一个H.晶界滑动的过程中扩散和位错蠕变在镁0.7百分比Al合金[ J] 。冶金与材料交易甲，2007， 38 （ 8 ） ： 1743-1749 。
[ 13 ] SOERA WA ， CHEZANA AR ， HOSSON JTM D.变形和在粗粒超塑性的Al-Mg重建机制合金的研究[J ] 。金属学报，2006 ， 54 （ 14 ） ： 3827-3833 。
[ 14 ] 乔军，王钰，石郭洞。高温拉伸挤压行为和轧制AZ31镁合金的研究[J ] 。交易有色金属学会中国，2010 ， 20 （ S2 ）的： S540 - S544 。
[ 15 ] 常JK ， TALEFF EM ，中KRAJEWSKI P E.影响在一个细粒度的热变形微观结构对空化通过三维的铝 - 镁合金作为显示表征[ J] 。冶金与材料交易A，2009年， 40
（ 13 ） ： 3128-3135 。
[ 16 ] 文LZ ，平安私服，杰LP ，平安LL。腔演化行为在热变形研究[J]双辊铸造AZ31镁合金板材。该中国有色金属学报，2009 ， 19 （ 5 ） ： 785-792 。 （在中国） [ 17 ] TAKIGAWA Y，阿吉雷合资， TALEFF EM ·东K。在AZ61晶界滑动变形过程中的气蚀镁合金的研究[J ] 。材料科学与工程，2008 ，497 （ 1-2） ： 139-146 。
[ 18 ] MCNELLEY T R ， MICHEL D，J ，萨拉马答的Al-Mg合金的强度的过程中Mg的浓度依赖性滑行控制变形研究[J ] 。 SCRIPTA体育学院，1989， 23 （ 10 ） ：1657年至1662年。
[ 19 ] VAGARALI SS ，在HCP兰登特固变形机制金属在升高的温度 - Ⅱ 。一个镁0.8 ％的Al蠕变行为固溶体合金的研究[J ] 。武汉体育学院，1982， 30 （ 6 ） ： 1157至1170年。
[ 20 ] FROST黄建忠， ASHBY梅芬变形机制图：在可塑性和金属和陶瓷的蠕变[M]。英国牛津：Pergamon出版社，1982 ： 43-44 。
[ 21 ] 张水昌，宗Q，胡渝生，程新河蠕变性能和高温下AZ31镁合金的机制和低应力研究[J ] 。机械工程学报，2009， 45 （ 3 ） ：291-295 。
[ 22 ] VERMA R， HECTOR LG， KRAJEWSKI PE ， TALEFF ? M的高温AZ31镁有限元模拟板料成形研究[J ] 。中国的矿产金属和材料社会，2009 ， 61 （ 8 ） ： 29-37 。