Metals 2020, 10, 173; doi:10.3390/met10020173  www.mdpi.com/journal/metals 

Article 

Influence of Wavy Bending on Microstructure and 

Mechanical Properties of a Rolled AZ31 Sheet 

Tingting Liu 1, Yuyang Zhang 1, Yanan Chen 2, Zhiwen Du 1, Hongbing Chen 3, Qingshan Yang 4,* 

and Bo Song 1,* 

1  School of Materials and Energy, Southwest University, Chongqing 400715, China; ttliu@swu.edu.cn (T.L.); 

lf9423494@163.com (Y.Z.); s1mple6@163.com (Z.D.) 2  College of Arts and Science, Shanxi Agricultural University, Taigu 030801, China; 

yaya13096691042@163.com 3  College of Engineering and Technology, Southwest University, Chongqing 400715, China; 

chenhongbing1982@163.com 4  School of Metallurgy and Materials Engineering, Chongqing University of Science and Technology, 

Chongqing 401331, China 

*  Correspondence: qsyang@cqu.edu.cn (Q.Y.); bosong@swu.edu.cn (B.S.);   

Tel.: +86‐23‐6502‐3821 (Q.Y.); +86‐23‐6825‐4376 (B.S.)   

Received: 25 December 2019; Accepted: 23 January 2020; Published: 24 January 2020 

Abstract: In the present work, cross‐wavy bending at room temperature was carried out to tailor 

the  microstructure  and  stretch  formability  of  rolled  AZ31  sheets.  Wavy  bending  processing 

generates profuse  {10–12}  twins  and  a  tilt  basal  texture.  Subsequent  recrystallization  annealing 

causes grain coarsening and enhances the intensity of twin‐orientation. The combined use of wavy 

bending and annealing can maintain high  tensile ductility and  remarkably enhances  the  stretch 

formability of rolled AZ31 sheet. It can be mainly attributed to the non‐basal texture in the wavy 

bent sheet which increases the thinning capability during in‐plane tension. 

Keywords: wavy bending; AZ31 sheet; texture; stretch formability 

1. Introduction 

Mg and  its alloys are currently  receiving widespread attention, especially  in  the automobile 

industry,  due  to  the  low  density  and  high  specific  strength  [1,2].  However,  the  low  stretch 

formability at room temperature largely limits the widespread application of Mg alloy sheets [3,4]. It 

is well known that conventional rolling and extrusion are very easy to produce strong basal texture 

in Mg  alloy  sheets. This  is  also  the main  cause of poor  stretch  formability  in wrought Mg  alloy 

sheets. Thus, it is important to develop new plastic‐processing techniques to weaken or change the 

texture of Mg alloy sheets [3,5]. 

Asymmetry rolling  [6,7] and asymmetry extrusion  [8] have been developed  to generate a  tilt 

basal texture in the Mg alloy sheet. Severe plastic‐processing techniques (e.g., torsion‐extrusion [9] 

and equal channel angular extrusion  [10] etc.) can also  re‐orientate  the  basal  texture of Mg alloy 

plates. Moreover, some simple plastic deformation at room temperature can also be used to tailor 

texture, e.g., continuous bending [11,12], shear deformation  [13] and  in‐plane compression [14,15] 

etc. These deformation ways are  simple and  low‐cost, and  thus are an  important  supplement  to 

plastic‐processing techniques. 

For these simple deformation ways, {10–12} twins play an important role in texture control and 

improvement of stretch formability owing to its large misorientation (86.3°) with matrix [14,16,17]. 

Twin‐orientation  depends  on  twin  variant  selection  during  deformation  [18].  Previous  reports 

Metals 2020, 10, 173  2  of  12 

indicated that continuous bending, in‐plane shear and in‐plane compression favorably activate one 

twin variant  in  each grain  and generate  single  twin‐texture  [11–15,19].  It has been  reported  that 

change of strain path can promote the activation of multiple twin variations to further randomize 

twin‐texture [20]. However, it is difficult to do this through the methods mentioned above. In the 

present work, a wavy bending method is used to tailor texture and improve stretch formability of 

rolled Mg alloy sheet. It shows multi‐pass wavy bending can generate multiple twin variants in each 

grain and a  tilt basal texture  in the  rolled AZ31 sheet. In this paper, microstructure evolution and 

twinning  behavior  of  AZ31  sheet  during  wavy  bending  and  subsequent  annealing  were 

investigated. Their influences on mechanical properties and stretch formability were discussed. 

2. Experimental Procedure 

Initial material  is a commercial hot‐rolled AZ31 sheet with a  thickness of 1mm. Before wavy 

bending, the as‐rolled AZ31 sheet was subjected to annealing treatment at 300 °C for 1 h. As‐rolled 

and annealed sheet was denoted as  the AR sheet. The AR sheet was cut  into  the samples with a 

gauge size of 100 mm  (RD) × 100 mm  (TD) × 1 mm  (ND). Here, RD, ND and TD are  the  rolling 

direction, normal direction and transverse direction of the rolled plate, respectively. Subsequently, 

AR samples were processed by wavy bending at room temperature. Figure 1 shows the abridged 

general view of wavy bending. The peak‐peak separation of the waves was about 20 mm and the 

peak‐valley distance was approximately 8 mm in the vertical direction. Bending experiments were 

carried out at room temperature with a speed of 2 mm/min in the RD‐TD plane. The displacement 

along the ND during bending experiments at room temperature is 2 mm for each pass. DEFORM‐3D 

software (V6.0, Scientific Forming Technology Corporation, Columbus, OH, USA) was employed to 

examine wavy  bending processes  that were  encoded  on  the  basis  of  the  rigid‐viscoplastic  finite 

element method. The samples were bent for three passes with a followed 45° rotation after each pass, 

as shown in Figure 1b–d. There was not straightening carried out until three bending passes were 

finished. Effective strain contour plots of deformed sheets were simulated by finite element software 

(Figure 1b–d). It is found that the effective strain is inhomogeneous in each pass. With rotating the 

sheet pass by pass,  the distribution of effective strain becomes more homogeneous after 3 passes. 

The  wave‐shaped  sheets  were  flatted  by  compression  (1  mm/min)  at  room  temperature  on  a 

mechanical test machine. Some wavy bent samples were annealed at 300 °C for 1 h. The wavy bent 

sample and subsequent annealed sample are denoted as WB sample and WBA sample, respectively.   

 

Figure  1.  (a)  Schematic  illustration  of  the  device  for  cross‐wavy  bending;  (b)–(d)  finite  element 

simulation of wavy bending at room temperature: effective strain contour plot of deformed sheets at 

different steps, corresponding to (b) the 1st pass bending along the rolling direction  (RD), (c) 2nd 

pass bending along 45°, and (d) 3rd pass bending along the transverse direction (TD). The marked 

area with 45 mm × 45 mm is cut for the Erichsen test.

Dog‐bone shaped tension specimens with nominal gage dimensions of 8 mm × 3 mm × 1 mm 

were prepared for tension test. Mechanical tests were then carried out on a LD26.105 material test 

Metals 2020, 10, 173  3  of  12 

machine  (LiShi  (Shanghai)  Instruments Co., Ltd., Shanghai, China) at a constant strain rate of 1 × 

10−3 s−1 (using a testing standard of ASTM E8/E8M). The mechanical properties were obtained from 

the  average  values  of  triplicate  tests  for  each  condition.  The  formability  of  the  sheets  was 

investigated by measuring the Erichsen value (IE). Rectangular sheets with a size of 45 mm × 45 mm 

were cut  from  the middle  location of  the bent sheets  (see Figure 1d) and were used on a HET800 

Erichsen  test machine  (Chongqing Weishite Electromechanical Equipment Co., Ltd., Chongqing, 

China) The diameter of the hemispherical punch is 20 mm, the blank force is 10 KN and the punch 

speed  is  1 mm/min. The  deformability  in  the  thickness direction  during  stretch  formability was 

evaluated by measuring  the Lankford value  (r‐value), which  a  ratio of width  strain  to  thickness 

strain during tension. Some tensile tests were interrupted at 10% plastic strain to obtain the r‐value. 

The microstructure of  the alloys was examined by electron backscatter diffraction  (EBSD, Oxford 

AZtech Max2, Oxford Instruments, London, UK) analysis using an HKL Channel 5 System (Oxford 

system equipped in a JSM‐6610, JEOL, Tokyo, Japan). 

3. Results and Discussion 

Figure  2  shows  the  EBSD maps  of  various  samples.  The AR  sheet  had  an  equiaxial  grain 

structure with an average grain  size of approximately 12 μm. The kernel average misorientation 

maps  (KAM)  value  and  its  distribution  were  calculated  from  the  EBSD  data  to  evaluate  the 

dislocation accumulation [21,22]. KAM map indicates a low dislocation accumulation exists in the 

AR sheet. Moreover, a very small amount of {10–12} twin boundaries can also be observed in the AR 

sheet. After WB  treatment at room  temperature, profuse  twin  lamellae can be  found  in  the AZ31 

sheet. It was confirmed that almost all twins were {10–12} extension twins. Thus, the misorientation 

angle of near 86° obviously  increased after WB  treatment. Recrystallization annealing can remove 

twins and dislocations in WB sample and generate an equiaxial grain structure. Moreover, annealing 

also causes a slight grain coarsening (approximately 24 μm). Severe grain coarsening via annealing 

has been widely found in the AZ31 alloys with initial {10–12} twins. It can be attributed to the low 

store  energy  in  the  twinned  AZ31  alloys.  Subsequent  annealing  induces  thermally  activated 

boundary migration of {10–12} twins, rather than grain nucleation [23]. 

 

Figure 2. Electron backscatter diffraction (EBSD) inverse pole figure maps (IPF), image quality maps 

(IQ) with grain boundary and twin boundary  (GB‐TB), kernel average misorientation maps (KAM) 

of various samples and misorientation angle distribution (MAD): (a) as‐rolled sample; (b) wavy bent 

wavy bent (WB) sample; (c) wavy bent annealed (WBA) sample. 

KAM maps were used to further analyze the dislocation accumulation in the matrix. As shown 

in Figure 2, WB processing can  increase  the KAM value. The distribution of KAM value and  the 

Metals 2020, 10, 173  4  of  12 

average KAM  value were  calculated  and  shown  in  Figure  3.  It  shows  the  average KAM  value 

increased from 0.55° to 0.89° by WB processing. Subsequent annealing reduces the KAM value of the 

WB  sample  to  0.53° which  is  close  to  that  of  the AR  sample.  It  indicates  that  the WBA  sample 

contains  a  completely  recrystallized  microstructure.  This  result  is  further  confirmed  by  the 

misorientation angle distribution. It shows that both the AR sample and the WBA sample had a low 

frequency of low angle boundaries. It is also interesting that WBA processing remarkably increases 

the frequency of the misorientation angle ranging from 60° to 90°. 

 

Figure 3. Distribution of KAM value in various samples (a) as‐rolled (AR) sample; (b) WB sample 

and (c) WBA sample. 

Figure 4 shows the basal pole figures of various samples. The frequency distribution of texture 

orientation plotted against  the  tilt angle between  the ND and  the c‐axes of grains  is  illustrated  in 

Figure  4d. AR  sheet  exhibits  a  strong  basal  texture.  The  distribution  of  c‐axis  exhibits  a  slight 

dispersion  from ND  towards RD. This  is a  typical rolling  texture  for Mg alloys. The c‐axes of  the 

grains mainly gather at ψ [0–30°] with a frequency of above 70%. WB processing slightly reduces the 

pole intensity and significantly decreases the frequency of ψ [0–30°] from 72.7% to 59.5%. Although 

most of the grains still gather at ψ [0–30°] in the WB sample, the basal pole slightly deviated from the 

ND direction (approx. 11 deg.). Moreover, WB processing increases the frequency of ψ (60–90°] from 

3% to 11.9%. After recrystallization annealing, the tilt basal texture component is further weakened 

and the texture component with ψ (60–90°] is enhanced. For WBA sample, the frequency of ψ [0–30°] 

is 42.9% and  the  frequency of ψ  (60–90°]  is 29.8%.  It  is  found  that both WB and WBA  treatments 

exhibit  little  influence  on  the  frequency  of  ψ  (30–60°]  and  the  orientation  of  the  new  texture 

component in the WBA sample is close to that of {10–12} twins [20]. Thus, it is considered that the 

generation of new texture components in the WBA sample could be related to the {10–12} twins in 

the WB sample. 

 

Figure 4. The {0001} pole figures of (a) AR sample, (b) WB sample and (c) WBA sample. (d) Texture 

component  figure  in various  samples. Tilt angle  is  the misorientation of  the  c‐axis of grains with 

respect to the normal direction (ND). The contour levels in pole figures are 2, 4, 6 …. 

Parent grains and  twin  lamellae were extracted  to draw  the  {0001} pole  figures, as shown  in 

Figure  5.  It  shows  that  the  texture  of  parent  grains  is  like  that  of  the  overall microstructure. 

However, the c‐axes of {10–12} twin lamellae exhibit a more disperse distribution than that of parent 

grains. The c‐axes of most {10–12} twins are perpendicular to the ND direction and have a disperse 

Metals 2020, 10, 173  5  of  12 

distribution  from  the RD  to  the TD. To  reveal  the orientation distribution of  twins,  some  typical 

grains were shown in Figure 6. The {0001} pole figures correspond to the orientation of parent grains 

and  twins.  In  this  area,  the parent grains have  a  close orientation  (i.e.,  c‐axis//ND),  as  shown  in 

Figure 6a. However,  {10–12}  twins  in  the WB sample exhibit a very uneven distribution.  In some 

grains, no  twin  is  activated.  In  those  grains with  {10–12}  twins,  the  orientation  of  {10–12}  twins 

exhibits a disperse distribution. The features of twins in some typical grains are further analyzed. In 

grain P1, only one twin variant (T11) is activated. The T11 has an orientation close to the RD in {0001} 

pole figure, as shown in Figure 6b. Some grains contain multiple twin variants, e.g., grain P2. Grain 

P2 contains three twin variants, as shown in Figure 6c. T22 and T23 have an orientation close to TD, 

while T21 has an orientation close to RD. Moreover, T22 and T23 have a misorientation of 8.5° and T22 

and T21 have a misorientation of 59.5°. It infers that T22 and T23 are from a twin variant pair with a 

misorientation angle of ~7.4°. However, T22/T23 and T21 are from different twin variant pairs with a 

misorientation angle of ~60° [24]. In some grains, {10–12} twins can be re‐twinned, resulting in the 

formation of {10–12}‐{10–12} twins, e.g., grain P3, as shown in Figure 6d. Twin T31 with c‐axis close to 

RD is the primary {10–12} twin formed in grain P3. Twin T32 with c‐axis close to TD is the secondary 

{10–12} twin formed inside twin T31. For grain T4, both multiple twin variants (e.g., T41, T42, T43 and 

T45)  and  {10–12}‐{10–12}  twin  (T44)  can  be  observed,  which  leads  to  disperse  distribution  of 

twin‐orientation, as shown in Figure 6e. It shows both c‐axes of twins and secondary twins have a 

distribution from RD to TD. Thus, the increase in the frequency of ψ (60–90°) in the WB sample can 

be  attributed  to  the  generation  of  profuse  {10–12}  twins  during WB  processing. Moreover,  the 

formation of multiple twin variants and secondary twins is responsible for the disperse distribution 

of twin‐orientation. 

 

Figure 5. The {0001} pole figures of (a) parent grains and (b) {10–12} twins in the WB sample. 

Metals 2020, 10, 173  6  of  12 

 

Figure  6.  (a) WB  sample,  (b)–(e)  crystallographic orientation of parent grains  and  twin  lamellae, 

Here, Pi and Tij (i, j = 1; 2;3) represent the parent grain and twin lamellae, respectively. 

For the bending deformation, the outer region is under tension while the inner region is under 

compression  and  the  stress  axis  parallels  bending  direction  [25].  It  is well  known  that  {10–12} 

twinning can be favorably activated when the compression along the bending direction of the sheet, 

and are suppressed when then tension along the bending direction [18]. Thus, {10–12} twins can be 

formed in the compressed region of the bent sheet. For wavy bending, the distribution of strain on 

the sheet surface  is non‐uniform, as shown in Figure 7. It will be responsible for the non‐uniform 

distribution of twins. Figure 7 shows that compressive strain and tensile strain alternate on the sheet 

surface during wavy bending. During wavy bending, the compressed regions can favorably activate 

the  {10–12}  twins and  the c‐axes of  twins gather at compressive direction  [25]. Thus,  it  infers  that 

twins with c‐axis//RD texture, c‐axis//45° texture and c‐axis//TD texture could be formed during 1st, 

2nd and 3rd wavy bending, respectively. Moreover, it also found that the deformed regions of three 

passes  exhibit  a  large  amount  of  overlap.  It makes  the microstructure  evolution more  complex 

during wavy bending. During wavy bending, twin‐growth, detwinning, twin‐twin interaction and 

twin‐dislocation interaction all may occur [24,26–29]. Typically, the overlap of compressed regions 

during 1st pass and 3rd pass wavy bending can promote the activation of secondary {10–12} twins 

[24,30]. The twins with c‐axis//RD texture via 1st pass wavy bending have a favorable orientation for 

{10–12} twinning when compressed along the TD during 3rd pass wavy bending [31]. As shown in 

Figure 6,  the secondary  {10–12}  twins usually have an orientation whose c‐axis  is close  to  the TD 

direction  and  form  in  primary  {10–12}  twins with  c‐axis//RD  texture.  In  short,  the  formation  of 

multiple twin variants and secondary twins is closely related to the change of loading path during 

WB processing. Based on  the EBSD data,  the area  fraction of  {10–12}  twins  in WB sample  is  low 

(approximately  20%). Moreover,  the orientation of  twins via WB processing has  a very disperse 

distribution. Thus, {10–12} twins can remarkably change the orientation of the  lattice, but exhibits 

little influence on the overall texture of the WB sample. 

Metals 2020, 10, 173  7  of  12 

 

Figure 7. Schematic illustration of the uneven deformation during wavy bending (a) 1st pass; (b) 2nd 

pass and (c) 3rd pass. 

Annealing treatment slightly weakens the tilt basal texture and enhances the pole intensity of 

twin‐texture, as shown in Figure 4c,d. In the previous reports, {10–12} twins were quite stable during 

annealing  and  the  annealing  at  300  °C  cannot  remove  the  twin  structure  [32]. However,  in  the 

present work, annealing at 300 °C induces a complete static recrystallization and removes almost all 

twins. In fact, the thermal stability of twins is dependent on the store energy [33]. Figure 3 shows 

that  the wavy  bending  increases  the KAM  value.  It  is  considered  that  repeated wavy  bending 

increases  the  store  energy  to  reduce  the  thermal  stability  of  twins.  Moreover,  the  twin–twin 

interaction owing to the activation of multiple twin variants can also promote static recrystallization 

[32,34]. The influence of annealing on texture is dependent on twin size and dislocation stored for 

AZ31 alloys with initial twins [33,35]. In the present work, most twins are smaller than their parent 

grains. It has been reported  that when  the stored energy  is  low, the narrow twin  lamellae will be 

consumed by a large adjacent matrix during recrystallization annealing [35]. It indicates that high 

store  energy  in  the  WB  sample  could  remain  the  texture  of  twins  with  small  size  after 

recrystallization annealing [33]. Enhancement of twin‐texture after annealing could be attributed to 

the growth of new grains with twin‐orientation. 

The typical true stress‐strain curves are shown in Figure 8 and the detail mechanical properties 

are  listed  in Table 1. AR sheet exhibits a certain degree of yield anisotropy. Yield strength  in TD 

direction is higher than those in the RD and 45° direction. It can be attributed to the slight dispersion 

of basal  texture  towards  the RD, as shown  in Figure 4a. Figure  9 shows  that  the average Schmid 

factor (SF) for basal slip with the lowest CRSS for AZ31 alloys under various loading directions. It 

indicates that SF for basal slip under tension along the RD is larger than those under other loading 

directions  for  the AR sample. WB processing slightly  increases  the yield strength  in RD direction 

from 131 MPa to 152 MPa, but reduces those in 45° and TD direction. Especially, yield strength of TD 

direction  is decreased by 83 MPa. WB processing can  introduce dislocations and twin boundaries 

which can all generate hardening effect on yield strength. The reduction  in yield strength can be 

attributed to the texture change via WB processing. As shown in Figure 9, WB processing increases 

the SF of basal slip for loading along the 45° and TD direction. Moreover, tension along the TD has a 

deformation  feature of detwinning  [36],  as  shown  in Figure  8b. As  shown  in Figure  6,  c‐axes of 

{10–12} twins have a disperse distribution from the RD to the TD. It is considered that the activation 

of detwinning at the beginning of deformation plays a key role in the low yield strength along the 

TD direction [37]. However, obvious detwinning behavior has not been found in the tension curves 

along the RD and 45° direction. It is known that the twins with c‐axis//TD texture are mainly formed 

in the compressed region during the 3rd pass (i.e., final pass). In this case, the reverse tension can 

easily activate the detwinning [38]. However, {10–12} twins with c‐axis//RD and c‐axis//45° texture 

suffer  twin‐twin  and  twin‐dislocation  interaction  during  2nd  pass  and  3rd  pass wavy  bending. 

These could suppress the detwinning [39,40]. 

Metals 2020, 10, 173  8  of  12 

 

Figure 8. True stress–strain curves of (a) AR sample, (b) WB sample and (c) WBA sample. 

Table 1. Yield strength (YS), peak strength (PS) and uniform elongation (UE) of various samples. 

Mechanical 

properties 

YS (MPa)  PS (MPa)  UE 

RD  45°  TD  RD  45°  TD  RD  45°  TD 

AR 131 ± 

3 

152 ± 

7 

177 ± 

5 

310 ± 

2 

290 ± 

3 

309 ± 

5 

0.21 ± 

0.5 

0.18 ± 

0.2 

0.17 ± 

0.3 

WB 152 ± 

5 

136 ± 

4 94 ± 6 

307 ± 

3 

302 ± 

4 

294 ± 

5 

0.13 ± 

0.3 

0.13 ± 

0.3 

0.12 ± 

0.6 

WBA  99 ± 5 111 ± 

3 

128 ± 

4 

294 ± 

2 

277 ± 

3 

298 ± 

2 

0.22 ± 

0.5 

0.18 ± 

0.3 

0.18 ± 

0.2 

Annealing treatment  induces a completely recrystallized microstructure and further weakens 

texture  intensity,  as  shown  in  Figure  4c.  Randomization  of  texture  in  the WBA  sample  further 

increases  the  SF  of  basal  slip  for  in‐plane  tension,  as  shown  in  Figure  9.  Thus,  annealing  can 

remarkably reduce the yield strength and increase tensile ductility. However, it is interesting to find 

that annealing increases the yield strength along the TD. As shown in Figure 2c, annealing retains 

twin‐texture, however, it removes twin structure. The disappearance of the {10–12} twin structure 

leads to a transition from a detwinning predominant deformation to a slip predominant one during 

tension  along  the  TD  [41].  This  change  of  deformation mechanism  accounts  for  the  annealing 

hardening phenomenon. Finally, the WBA sample exhibits a lower yield strength and comparable 

uniform elongation with the AR sample. Low yield strength in the WBA sample can be attributed to 

the grain coarsening and the formation of tilt basal texture and twin‐texture. 

 

Figure 9. Frequency of the Schmid factor for basal slip in various samples. 

Metals 2020, 10, 173  9  of  12 

The Erichsen test was carried out to evaluate the stretch formability of annealed AZ31 sheet. As 

shown  in Table  1,  the WBA  sample  has  a  comparable uniform  elongation with  the AR  sample. 

However, WBA  processing  largely  enhances  the  stretch  formability. Erichsen  value  is  increased 

from 2.82 mm  to 3.56 mm by WBA processing,  as  shown  in  Figure  10.  It has been reported  that 

stretch formability of the AZ31 sheet is largely dependent on the ductility and deformability in the 

thickness direction during  in‐plane  tension  [3]. Table  2  shows  that WBA processing  reduces  the 

r‐values along various tensile directions. Thus, it is considered that high Erichsen value in the WBA 

sample could be attributed to the enhancement of deformability in the thickness direction. For the 

rolled AZ31 sheet with strong basal texture, basal slip and {10–12} twinning with low CRSS is hard 

to activate during  in‐plane  tension  [42]. The prismatic slip  is usually  the dominated deformation 

mode to accommodate the length strain and width strain, but cannot generate thickness strain. The 

thickness strain only can be coordinated by pyramidal slip and contraction twinning with the very 

large CRSS, resulting in a very poor thinning capacity [14,15]. This is also the main reason for the low 

stretch  formability  of Mg  alloys with  strong  basal  texture. As  shown  in  Figures  2  and  4, WBA 

processing slightly increases the grain size and generates non‐basal texture components. Formation 

of  non‐basal  texture  can  increase  the  contribution  of  basal  slip  and  {10–12}  twinning  to  plastic 

deformation  [43]. Moreover,  prismatic  slip,  basal  slip  and  {10–12}  twinning  in  the  grains with 

non‐basal texture can accommodate the thickness strain and enhances the thinning capability during 

in‐plane  tension  [14]. Moreover, Chino  et  al.  [44]  also  reported  that  the  grain  coarsening  could 

increase the thinning capability by promoting the twinning. For these reasons, WBA processing can 

also enhance the stretch formability of the rolled AZ31 sheet. 

 

Figure 10. Erichsen values of (a) as‐rolled sheet and (b) WBA sheet. 

Table 2. r‐value of various samples. 

Samples AR  WBA 

RD    45°  TD  RD    45°  TD 

r‐value  2.9 ± 0.3  3.5 ± 0.5  3.7 ± 0.5  1.7 ± 0.2  2.3 ± 0.4  1.5 ± 0.3 

Present work has revealed  that wavy bending processing can effectively  tailor  the  texture of 

the  rolled AZ31  sheet  and  improve  the  stretch  formability.  The  advantages  of  this method  are 

simple operation and  low  cost. However, poor microstructure uniformity  in  the WB  sheet  is  the 

main  problem  restricting  this method. Moreover,  increasing  the  active  amount  of  {10–12}  twins 

during  wavy  bending  can  enhance  the  effect  of  texture  control.  In  further  work,  controlling 

microstructure uniformity and twinning activation by optimizing the wave bending process will be 

interesting topics.   

4. Conclusions 

(1) Wavy bending processing generates profuse {10–12} twins and a tilt basal texture. The c‐axes 

of {10–12} twins in the WB sample exhibit a disperse distribution from the RD to TD. It can be mainly 

attributed  to  the  activation of multiple  twin variants  and generation of  secondary  {10–12}  twins 

during wavy bending processing.   

Metals 2020, 10, 173  10  of  12 

(2) Annealing at 300 °C induces a completely recrystallized microstructure and causes a slight 

coarsening of the grains in the wavy bent sample. After annealing, all twin lamellae are removed, 

but twin‐orientation is enhanced. 

(3) WBA sample has a comparable tensile ductility and lower yield strength compared with the 

AR  sample. Moreover, WBA processing  can  largely  enhance  the  stretch  formability of  the AZ31 

sheet. Erichsen value is increased by 26% by WBA processing. 

Author  Contributions:  Conceptualization,  Q.Y.;  methodology,  B.S.;  software,  Q.Y.;  formal  analysis,  Y.Z.; 

investigation,  B.S.;  data  curation, Y.Z.,  Z.D., H.C.  and  Y.C.; Writing  –  original  draft,  T.L.,  Y.Z.  and  Y.C.; 

Visualization, Z.D.;.Supervision, B.S.; project administration, T.L., Q.Y. and B.S.; Funding acquisition, T.L.; all 

authors have read and agreed to the published version of the manuscript. 

Funding: This project was financially supported by the National Science Foundation of Chongqing (Project No. 

cstc2018jcyjAX0070);  National  Natural  Science  Foundation  of  China  (project  No.  51601154)  and  the 

Fundamental Research Funds  for  the Central Universities  (project no. XDJK2019B003). Southwest University 

Undergraduate Innovation Project (project no. s201910635127 and X201910635287). 

Conflicts of Interest: The authors declare no conflict of interest. 

References 

1. Alaneme,  K.K.;  Okotete,  E.A.  Enhancing  plastic  deformability  of  Mg  and  its  alloys—A  review  of 

traditional and nascent developments. J. Magnes. Alloys 2017, 5, 460–475. 

2. Song, B.; She, J.; Guo, N.; Qiu, R.; Pan, H.; Chai, L.; Yang, C.; Guo, S.; Xin, R. Regulating Precipitates by 

Simple Cold Deformations to Strengthen Mg Alloys: A Review. Materials 2019, 12, 2507. 

3. Suh, B.‐C.; Shim, M.‐S.; Shin, K.S.; Kim, N.J. Current issues in magnesium sheet alloys: Where do we go 

from here? Scr. Mater. 2014, 84–85, 1–6. 

4. Limbadri, K.; Jella, G.; Ram, A.M.; Singh, S.K. Review of Formability in Relation to Texture. Mater. Today 

Process. 2015, 2, 2198–2204. 

5. Stráská, J.; Minárik, P.; Šašek, S.; Veselý, J.; Bohlen, J.; Král, R.; Kubásek, J. Texture Hardening Observed in 

Mg–Zn–Nd Alloy Processed by Equal‐Channel Angular Pressing (ECAP). Metals 2020, 10, 35. 

6. Hamad,  K.;  Ko,  Y.G.  A  cross‐shear  deformation  for  optimizing  the  strength  and  ductility  of  AZ31 

magnesium alloys. Sci. Rep. 2016, 6, 29954. 

7. Tolouie, E.;  Jamaati, R. Asymmetric cold rolling: A  technique  for achieving non‐basal  textures  in AZ91 

alloy. Mater. Lett. 2019, 249, 143–146. 

8. Wang,  Q.;  Song,  J.;  Jiang,  B.;  Tang,  A.;  Chai,  Y.;  Yang,  T.;  Huang,  G.;  Pan,  F.  An  investigation  on 

microstructure,  texture and  formability of AZ31 sheet processed by asymmetric porthole die extrusion. 

Mater. Sci. Eng. A 2018, 720, 85–97. 

9. Yalçinkaya,  T.;  Şimşek, Ü.; Miyamoto, H.;  Yuasa, M. Numerical Analysis  of  a New Nonlinear  Twist 

Extrusion Process. Metals 2019, 9, 513. 

10. Beausir, B.; Suwas, S.; Tóth, L.; Neale, K.; Fundenberger, J.‐J. Analysis of texture evolution in magnesium 

during equal channel angular extrusion. Acta Mater. 2008, 56, 200–214. 

11. Han, T.; Huang, G.; Huang. L.;  Jiang, B.; Wang, G.; Tang, A.; Pan, F.  Influence of Continuous Bending 

Process on Texture Evolution and Mechanical Properties of AZ31 Magnesium Alloy. Acta Metall. Sin. 2017, 

31, 225–233. 

12. Song, D.; Zhou, T.; Tu, J.; Shi, L.; Song, B.; Hu, L.; Yang, M.; Chen, Q.; Lu, L. Improved stretch formability 

of AZ31 sheet via texture control by introducing a continuous bending channel into equal channel angular 

rolling. J. Mater. Process. Technol. 2018, 259, 380–386. 

13. Kang, J.; Bacroix, B.; Brenner, R. Evolution of microstructure and texture during planar simple shear of 

magnesium alloy. Scr. Mater. 2012, 66, 654–657. 

14. Song, B.; Yang, Q.; Zhou, T.; Chai, L.; Guo, N.; Liu, T.; Guo, S.; Xin, R. Texture control by {10‐12} twinning 

to improve the formability of Mg alloys: A review. J. Mater. Sci. Technol. 2019, 35, 2269–2282. 

15. Park,  S.H.; Hong,  S.‐G.;  Lee,  C.S.  Enhanced  stretch  formability  of  rolled Mg–3Al–1Zn  alloy  at  room 

temperature by initial {10–12} twins. Mater. Sci. Eng. A 2013, 578, 271–276. 

Metals 2020, 10, 173  11  of  12 

16. Wang,  L.;  Song,  B.;  Zhang,  Z.;  Zhang, H.; Han,  T.;  Cao,  X.; Wang, H.; Cheng, W.  Enhanced  Stretch 

Formability of AZ31 Magnesium Alloy Thin Sheet by Induced Precompression and Sequent Annealing. 

Materials 2018, 11, 1401. 

17. Widiantara, I.P.; Yang, H.W.; Kamil, M.P.; Yoon, D.K.; Ko, Y.G. Grain Refinement by Extension Twin in 

Mg Alloy during Asymmetrical Rolling. Metals 2018, 8, 891. 

18. Hong, S.‐G.; Park, S.H.; Lee, C.S. Role of {10–12} twinning characteristics in the deformation behavior of a 

polycrystalline magnesium alloy. Acta Mater. 2010, 58, 5873–5885. 

19. Liu. D.; Tang, Y.; Shen, M.; Hu, Y.; Zhao, L. Analysis of Weak Zones in Friction Stir Welded Magnesium 

Alloys from the Viewpoint of Local Texture: A Short Review. Metals 2018, 8, 970. 

20. Sarker, D.; Chen, D. Dependence of compressive deformation on pre‐strain and  loading direction  in an 

extruded magnesium alloy: Texture, twinning and de‐twinning. Mater. Sci. Eng. A 2014, 596, 134–144. 

21. Britton, T.B.; Birosca, S.; Preuss, M.; Wilkinson, A.J. Electron backscatter diffraction study of dislocation 

content of a macrozone in hot‐rolled Ti–6Al–4V alloy. Scr. Mater. 2010, 62, 639–642. 

22. Song,  B.; Wang,  C.; Guo, N.;  Pan, H.;  Xin,  R.  Improving  Tensile  and  Compressive  Properties  of  an 

Extruded AZ91 Rod by the Combined Use of Torsion Deformation and Aging Treatment. Materials 2017, 

10, 280. 

23. Levinson, A.; Mishra, R.K.; Doherty, R.D.; Kalidindi, S.R.  Influence of deformation  twinning on  static 

annealing of AZ31 Mg alloy. Acta Mater. 2013, 61, 5966–5978. 

24. Song, B.; Xin, R.; Liang, Y.; Chen, G.; Liu, Q. Twinning characteristic and variant selection in compression 

of a pre‐side‐rolled Mg alloy sheet. Mater. Sci. Eng. A 2014, 614, 106–115. 

25. Lee, J.U.; Kim, S.‐H.; Kim, Y.J.; Park, S.H. Improvement in bending formability of rolled magnesium alloy 

through precompression and subsequent annealing. J. Alloys Compd. 2019, 787, 519–526. 

26. Chapuis, A.; Xin, Y.; Zhou, X.;  Liu, Q.  {10–12}  Twin  variants  selection mechanisms  during  twinning, 

re‐twinning and detwinning. Mater. Sci. Eng. A 2014, 612, 431–439. 

27. Mokdad,  F.;  Chen, D.;  Li, D.  Twin‐twin  interactions  and  contraction  twin  formation  in  an  extruded 

magnesium alloy subjected to an alteration of compressive direction. J. Alloys Compd. 2018, 737, 549–560. 

28. Jäger, A.; Habr, S.; Tesař, K. Twinning‐detwinning assisted reversible plasticity in thin magnesium wires 

prepared by one‐step direct extrusion. Mater. Des. 2016, 110, 895–902. 

29. Wang, F.; Agnew, S. Dislocation‐twin  interactions  in magnesium alloy AZ31.  In Magnesium Technology 

2015; Springer: Cham, Switzerland, 2015; pp. 139–144. 

30. Xin, Y.; Zhou, X.; Wu, Y.; Yu, H.; Liu, Q. Deformation behavior and mechanical properties of composite 

twin structures under different loading paths. Mater. Sci. Eng. A 2015, 640, 118–128. 

31. Song, B.; Xin, R.; Chen, G.; Zhang, X.; Liu, Q. Improving tensile and compressive properties of magnesium 

alloy plates by pre‐cold rolling. Scr. Mater. 2012, 66, 1061–1064. 

32. Li,  X.;  Yang,  P.; Meng,  L.;  Cui,  F. Analysis  of  the  Static  Recrystallization  at  Tension  Twins  in Az31 

Magnesium Alloy. Acta Metall. Sin. 2010, 2010, 147–154. 

33. Xin, Y.; Zhou, H.; Yu, H.; Hong, R.; Zhang, H.; Liu, Q. Controlling  the  recrystallization behavior of a 

Mg–3Al–1Zn alloy containing extension twins. Mater. Sci. Eng. A 2015, 622, 178–183. 

34. Guan, D.; Rainforth, W.M.; Ma, L.; Wynne, B.; Gao, J. Twin recrystallization mechanisms and exceptional 

contribution to texture evolution during annealing in a magnesium alloy. Acta Mater. 2017, 126, 132–144. 

35. Xin, Y.; Zhou, H.; Wu, G.; Yu, H.; Chapuis, A.; Liu, Q. A  twin  size effect on  thermally activated  twin 

boundary migration in a Mg–3Al–1Zn alloy. Mater. Sci. Eng. A 2015, 639, 534–539. 

36. Knezevic, M.; Levinson, A.; Harris, R.; Mishr, R.K.; Doherty, R.D.; Kalidindi, S.R. Deformation twinning in 

AZ31 Influence on strain hardening and texture evolution. Acta Mater. 2010, 58, 6230–6242. 

37. Park, S.‐H.; Hong, S.‐G.; Lee, C.S. In‐plane anisotropic deformation behavior of rolled Mg–3Al–1Zn alloy 

by initial {10–12} twins. Mater. Sci. Eng. A 2013, 570, 149–163. 

38. Sarker, D.; Friedman,  J.; Chen, D.  Influence of pre‐strain on de‐twinning activity  in an extruded AM30 

magnesium alloy. Mater. Sci. Eng. A 2014, 605, 73–79. 

39. Xin,  Y.;  Lv,  L.;  Chen, H.; He,  C.;  Yu, H.;  Liu, Q.  Effect  of  dislocation‐twin  boundary  interaction  on 

deformation by twin boundary migration. Mater. Sci. Eng. A 2016, 662, 95–99. 

40. Xin, Y.; Zhou, X.; Lv, L.; Liu, Q. The influence of a secondary twin on the detwinning deformation of a 

primary twin in Mg–3Al–1Zn alloy. Mater. Sci. Eng. A 2014, 606, 81–91. 

41. Zhao,  L.;  Xin,  Y.;  Guo,  F.;  Yu,  H.;  Liu.  Q.  A  new  annealing  hardening mechanism  in  pre‐twinned 

Mg–3Al–1Zn alloy. Mater. Sci. Eng. A 2016, 654, 344–351. 

Metals 2020, 10, 173  12  of  12 

42. Lian,  Y.;  Hu,  L.;  Zhou,  T.;  Yang, M.;  Zhang,  J.  Numerical  Investigation  of  Secondary  Deformation 

Mechanisms on Plastic Deformation of AZ31 Magnesium Alloy Using Viscoplastic Self‐Consistent Model. 

Metals 2019, 9, 41. 

43. Huang, X.; Suzuki, K.; Watazu, A.; Shigematsu, I.; Saito, N. Mechanical properties of Mg–Al–Zn alloy with 

a tilted basal texture obtained by differential speed rolling. Mater. Sci. Eng. A 2008, 488, 214–220. 

44. Chino, Y.; Kimura, K.; Mabuchi, M. Deformation characteristics at room temperature under biaxial tensile 

stress in textured AZ31 Mg alloy sheets. Acta Mater. 2009, 57, 1476–1485. 

 

© 2020 by the authors. Licensee MDPI, Basel, Switzerland. This article is an open access 

article distributed under the terms and conditions of the Creative Commons Attribution 

(CC BY) license (http://creativecommons.org/licenses/by/4.0/).