1.5　鎂鋰合金的變形行為

前已述及：Li加入到Mg中可使軸比c/a降低，使鎂合金晶格對稱性提高，從而使棱柱面滑移系和錐面滑移系更容易被激活，因此對于α單相的Mg-Li合金，雖仍為hcp結構，也具有良好的變形能力；對于α+β兩相合金，由于具有更多滑移系的bcc結構的β（Li）相，所以既保持了α相的適當強度又有β相良好的延性，冷熱變形能力進一步增強；β單相Mg-Li合金表現出更優良的變形能力。

Ando等研究了Mg-Li單晶的錐面滑移行為，結果發現Mg-（3.5～14.0）%（原子百分比）Li在77～293K的溫度范圍內均可發生二級錐面滑移。二級錐面滑移的屈服應力隨Li含量增加而下降。錐面滑移所引起的塑性變形過程可描述如下：滑移面上的位錯源產生c+a位錯（柏氏矢量為的全位錯）環，位錯環的刃型分量滑移一段距離后因熱激活而分解成a位錯（柏氏矢量為a/3的單位位錯）和c位錯（柏氏矢量為c<0001>的單位位錯），并使其滑移受阻，因此隨溫度升高滑移面上的應變受到抑制。為了協調變形，位錯大量增殖并通過螺型位錯雙交滑移而轉移到新的滑移面上繼續運動^［89］。

Hansen研究了多相Mg-Li-Al系合金的變形機制，認為多相合金的力學性能是由各個組分相的機械性能確定的。密排六方的Mg相屈服強度高，不易變形。而bcc結構的Li相軟，延展性好、易變形。金屬間化合物AlLi不易變形，并可產生彌散強化。通過各組成相的優化組合，可以設計出有足夠強度和塑性的鎂鋰合金^［90］。

吉田雄等人發現Mg-Li-Zn系合金的拉伸性能依賴于變形速度，變形速度愈大，加工硬化程度就高，強度增加，而伸長率減小^［91］。Liu等人在403K對Mg-8%Li-1%Al合金的研究發現，合金強度隨ECAE擠壓道次的增加而提高，而應變硬化和伸長率在第一個擠壓道次后則大大降低，但隨后則隨著擠壓道次增加逐漸增加^［92］。Tang等研究了Mg-Li-Al系合金的高溫塑性變形行為，結果表明：α單相和β單相合金在350℃，5×10^-4s^-1應變速率條件下可獲得最大伸長率，而α+β雙相合金在400℃，5×10^-4s^-1應變速率條件下可獲得最大伸長率^［93］。

劉騰等發現Mg-8Li-1Al雙相合金在等通道擠壓過程中α相和β相的變形方式存在較大差異，α相在第1道次ECAP過程中主要的變形方式是{101}<012>孿生，在隨后2至4道次的ECAP過程中，由于晶粒細化效應，主要變形方式為位錯滑移；β相在1至4道次的ECAP加工過程中，由于獨立滑移系較多，主要變形方式為位錯滑移^［94］。合金經ECAP后的室溫力學性能研究表明，隨著ECAE道次的增加，合金組織逐步得到細化，均勻性得到顯著改善，使合金的強度和塑性同時增加，且在變形過程中β相起協調變形的作用^［95］。

Zdenevk等研究了LA43、LA45合金的變形機制，認為在低溫下析出相（Mg₁₇Al₁₂）和固溶原子（Al、Li）是位錯移動的主要障礙；高溫時，位錯從基面到平行的基面穿越中間棱形面的交滑移是主要的熱激活機制^［96］。

Trojanova等研究了Mg-4Li、LA43和LA45合金從25～200℃的熱壓縮變形行為。結果表明，Mg-4Li合金的變形行為很大程度上取決于變形溫度，高于某一特定溫度下，軟化過程影響了形變強化。隨溫度升高，軟化活性增加，導致了這幾種合金變形行為的差異，位錯的割階和攀移是導致軟化的原因。當外加應力逐漸減小時LA43和LA45合金的流變應力有所增加^［48］。

鎂鋰合金由于良好的低溫成形性能，使其在150～250℃范圍內，展現出良好的超塑性加工能力，且在兩相區具有最大超塑性伸長率。人們發現在Mg-（8～10）%（質量分數）Li系合金中添加少量的鋁、鋅、銀或釔后可以產生超塑性現象。Dutta等發現，Mg-8Li-6.5Al合金組織主要由兩相組成，α相和β相的體積分數分別為0.55和0.45，通過在573K下軋制Mg-8Li-6.5Al鑄造合金，然后在200℃下軋制成帶材，在673K，應變速率為1.67×10^-3s^-1時測試，發現其伸長率達到379%^［97］。Sivakesavam等研究了Mg-11.5Li-1.5Al的超塑性，并得到了該合金的超塑性加工圖，在673K應變率為1.0×10^-3s^-1時，即使晶粒尺寸大到450？m，仍能獲得較高的塑性變形量^［98］。Mg-9.5Li-1Zn合金在523K，應變速率1.0×10^-4s^-1條件下獲得290%的超塑伸長率^［99］。稀土元素對超塑性有重要影響，Higashi等利用三元合金Mg-8.5Li-1Y，在較高應變速率下實現了超塑變形，在620K，4×10^-3s^-1條件下獲得了400%的伸長率^［100］。

等通道擠壓技術（ECAP）是實現低溫超塑性的一種成形工藝。Yoshida等在500K下對雙相合金Mg-Li-Zn進行ECAP處理，在423K（低于0.5Tm）和1×10^-3s^-1條件下獲得391%的超塑伸長率^［101］。Furui等將Mg-8Li合金在473K溫度下進行ECAP處理后，在473K，應變速率1.0×10^-4s^-1條件下獲得970%的超塑伸長率，應變速率敏感指數m為0.4～0.6^［102］。作為低溫與高應變速率超塑性例證的這一進展，對Mg-Li基合金的成形加工具有重要意義。

鎂合金和鎂鋰合金的超塑性變形的主要機制是晶界滑移（GBS）。Metenier等在Mg-9Li合金發現了超塑性，指出鎂鋰兩相鎂合金的超塑流動激活能接近鎂的晶格擴散激活能，并提出這種鎂鋰合金的超塑變形機理主要為晶界滑移，輔以擴散控制的位錯滑移^［103］。由于變形過程中晶界三角區及凹凸處容易因應力集中導致空洞出現，造成材料過早斷裂，為保證超塑性必須有能夠緩和這種應力集中的調整機制。一般認為，這種調整機制主要來自于伴隨晶界滑移的晶界位移移動^［104］。