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Al-Mg合金是典型的溶质拖曳蠕变合金,其使用量占超塑性成形零件的60%。研究Al-Mg合金的准超塑性具有理论价值和实际意义。本文以Al-2.68Mg-0.33Li合金和Al-4.97Mg-0.5Li合金的粗晶超塑性为研究对象,采用铸锭、均匀化、轧制、退火热机械化技术路线制备此两种合金板材进行超塑性实验,从显微组织、力学性能、变形机理等方面研究粗晶铝镁合金超塑性。本论文主要工作及研究成果如下：1.在变形温度为350℃-500℃,初始应变速率为1.67×10-4-1.67×10-1s-1对进行高温变形实验。Al-2.68Mg-0.33Li合金和Al-4.97Mg-0.5Li合金在400℃,初始应变速率1.67×10-4s-1条件下获得最大延伸率,分别为219.87%和193.33%。2.获得应力应变曲线,采用双曲正弦本构方程模型回归实验数据,得到关于应变速率、应力、温度和变形激活能的本构方程。两种合金的变形激活能分别为138.54kJ/mol和128.70kJ/mol,应力指数为3.25和2.86。3.通过金相显微分析研究变形温度和初始应变速率对超塑性变形过程中的组织的影响。发现在高温拉伸时变形晶界处发生动态再结晶,随着温度升高或是速率降低时再结晶晶粒长大。Al-2.68Mg-0.33Li合金和Al-4.97Mg-0.5Li合金在最佳超塑性下的晶粒尺寸119μm和140.9μm。4.建立了两种速控机理图,考虑位错的R-W-S机理图和位错蠕黏性滑移与位错攀移转变蠕变机理图。将位错密度和位错数量引入到归一化晶粒尺寸和应力R-W-S机理图,绘制出带有位错的R-W-S机理图。实验数据与带有位错的R-W-S机理图对比得出随着变形温度的增加,变形机制逐渐从位错管扩散控制的位错滑移机制向晶格扩散控制的位错滑移机制转变。位错蠕黏性滑移与位错攀移转变蠕变机理图表明在低应变变速率下,位错受到原子团的拖拽作用,3次幂位错黏性滑动为速控机理。5.基于DMM理论,建立和分析Al-2.68Mg-0.33Li合金应变为0.3时加工图,确立了稳定区域为温度440-500℃,应变速率在1.67×104-1.67×10-3s-1区。该区域是适合加工本合金的区域。