往復(fù)擠壓鎂合金再結(jié)晶組織表征

楊文朋，郭學(xué)鋒，任 昉，梁世何

(1.河南理工大學(xué) 材料科學(xué)與工程學(xué)院，焦作 454000；2.河南理工大學(xué) 經(jīng)濟(jì)管理學(xué)院，焦作 454000)

鎂合金是目前可應(yīng)用的最輕的金屬基結(jié)構(gòu)材料，在汽車和航空航天工業(yè)使用量日益增多[1?2]。由于鎂合金鑄造性能好，大部分鎂結(jié)構(gòu)件是通過壓鑄方式生產(chǎn)[3]。然而鑄造鎂合金組織粗大、強(qiáng)度低、塑性差，產(chǎn)品形狀尺寸和應(yīng)用范圍受到很大限制。與鑄造鎂合金相比，經(jīng)過塑性加工的變形鎂合金組織細(xì)小，具有優(yōu)異的力學(xué)性能，更適用于制作大結(jié)構(gòu)件并滿足結(jié)構(gòu)多樣化的要求，顯示出巨大的發(fā)展?jié)摿4]。往復(fù)擠壓是集擠壓和墩粗為一體的大塑性變形工藝，材料經(jīng)過反復(fù)擠壓和墩粗后可以獲得足夠大的應(yīng)變量而沒有破裂危險(xiǎn)，變形后材料能恢復(fù)到原始尺寸，適合制備組織均勻的大塊細(xì)晶合金[5]。長(zhǎng)期以來，往復(fù)擠壓被認(rèn)為是最好的細(xì)化組織工藝之一，合金經(jīng)過往復(fù)擠壓后組織明顯細(xì)化，強(qiáng)度和伸長(zhǎng)率均有大幅提高[6?9]。雖然關(guān)于往復(fù)擠壓合金組織和性能已有大量報(bào)道，然而已報(bào)道的文獻(xiàn)[6?8]中，研究者通常將往復(fù)擠壓合金直接正擠壓出棒材進(jìn)行研究，而單獨(dú)的往復(fù)擠壓組織和擠壓參數(shù)對(duì)組織的影響鮮有關(guān)報(bào)道，因此限制了往復(fù)擠壓工藝的進(jìn)一步發(fā)展。本文作者以高強(qiáng)度 Mg-6Zn-1Y-1Ce合金[10]為對(duì)象，觀察其往復(fù)擠壓后的組織特征，分析合金在往復(fù)擠壓過程中組織演變規(guī)律和變形機(jī)制，研究擠壓道次和溫度對(duì)合金組織的影響，為往復(fù)擠壓工藝的優(yōu)化和細(xì)晶鎂合金的制備提供參考。

1 試驗(yàn)

使用純Mg、純Zn、Mg-47%Y和Mg-90%Ce中間合金顆粒在 Ar+SF6氣體保護(hù)環(huán)境中制備Mg-6Zn-1Y-1Ce合金，將熔體澆鑄到d 52 mm的石墨模具中獲得鑄錠。將鑄錠加工成d 50 mm的坯料用于擠壓。往復(fù)擠壓詳細(xì)工藝見文獻(xiàn)[5]，在本研究中，擠壓筒直徑d0=50 mm，擠壓頸直徑dm=14 mm，每個(gè)擠壓道次合金獲得的真應(yīng)變?chǔ)う?5.09 (Δε=4 ln(d0/dm)[5])。擠壓溫度范圍為300～360 ℃，擠壓前將坯料和擠壓模具在擠壓溫度下保溫60 min，使材料整體溫度均勻。在1.28 MN壓力下進(jìn)行擠壓，擠壓過程中溫度波動(dòng)±5℃，各溫度下擠壓桿運(yùn)動(dòng)速度 v和等效應(yīng)變速率，其中，是正擠壓的等效應(yīng)變速率；φ是凹模半角，為60°)列于表1。

表1 往復(fù)擠壓參數(shù)和晶粒尺寸Table 1 REX parameters and grain sizes

2 結(jié)果與分析

往復(fù)擠壓試樣表面光滑、有金屬光澤且無裂紋、褶皺等缺陷。由于合金在墩粗后恢復(fù)到原始直徑，所以附帶凹模區(qū)(包括擠壓區(qū)和墩粗區(qū))的往復(fù)擠壓試樣呈杯狀，實(shí)物照片如圖1所示。

圖1 往復(fù)擠壓試樣照片F(xiàn)ig.1 Photo of REXed sample (① Extrusion zone; ②Upsetting zone)

為研究往復(fù)擠壓過程中組織演變規(guī)律，以300 ℃經(jīng)1道次擠壓合金為例進(jìn)行剖析。圖2所示為試樣橫截面和凹模區(qū)縱截面典型宏觀組織。從橫截面組織(見圖2(a))可看出，試樣邊緣存在寬度約5 mm的環(huán)狀不均勻組織，隨著與邊緣距離增加，合金組織逐漸均勻，宏觀上很難分辨出組織差別。合金在擠壓區(qū)(見圖2(b))的變形與正擠壓相似，經(jīng)過頸縮變形后即被墩粗，可隱約看出擠壓流線分布。在擠壓筒和凹模交界處(見圖2(b)中插圖)存在不均勻組織，該區(qū)域?qū)挾燃s為5 mm，與橫截面(見圖2(a))不均勻環(huán)對(duì)應(yīng)。隨著向中心區(qū)域過渡，組織趨于均勻。

圖3所示為凹模區(qū)縱截面顯微組織。由圖3(a)可知，試樣凹模區(qū)組織與正擠壓合金相似，在靠近凹模一側(cè)，擠壓流線以凹模為輪廓彎曲，隨著與對(duì)稱軸距離減小，彎曲的弧線逐漸轉(zhuǎn)變?yōu)槠街?。在靠近凹模的區(qū)域，合金發(fā)生了充分的動(dòng)態(tài)再結(jié)晶，組織由均勻細(xì)小的等軸晶組成(見圖3(b))，平均尺寸為8.7 μm。在距離凹模細(xì)頸處約1.3 mm處有許多亮白色區(qū)域，這些區(qū)域是未發(fā)生再結(jié)晶的區(qū)域，沿?cái)D壓方向被拉長(zhǎng)且邊界呈鋸齒狀(見圖3(a)插圖)。對(duì)凹模頸縮邊緣區(qū)域和中心區(qū)域組織分析發(fā)現(xiàn)，各區(qū)域再結(jié)晶晶粒尺寸無差別。

圖2 往復(fù)擠壓試樣宏觀組織Fig.2 Macrostructures of REXed sample∶ (a)Cross section; (b)Longitudinal section of die area

圖3 300 ℃往復(fù)擠壓試樣凹模區(qū)縱截面組織Fig.3 Longitudinal section microstructures of die area of REXed sample processed at 300 ℃∶ (a)Low magnification image showing grains distribution; (b)High magnification image showing fine grains

圖4所示為試樣橫截面從邊緣到中心區(qū)域的組織演變，圖5所示為晶粒尺寸隨著與邊緣距離增加的變化圖。由圖4(a)和 5(a)可知，靠近邊緣區(qū)域存在一層細(xì)小的等軸晶區(qū)，晶區(qū)寬度約為100 μm，緊靠擠壓筒壁處晶粒平均尺寸約為 2.1 μm。隨著與邊緣距離增加，晶粒逐漸粗化，距離邊界100 μm處，晶粒平均尺寸約為4.3 μm，距離邊界250 μm處，平均晶粒尺寸已達(dá)11.9 μm。另一方面，隨著與邊緣距離的增加，組織中細(xì)小晶粒體積分?jǐn)?shù)逐漸減小，粗大晶粒體積分?jǐn)?shù)逐漸增加。在距邊緣約為600～870 μm之間區(qū)域中(見圖4(b))，大部分的晶粒為粗晶，粗大晶粒之間還夾雜著許多細(xì)小等軸晶，如圖4(b)中箭頭所示，該區(qū)域內(nèi)平均晶粒尺寸約為 13.0 μm。當(dāng)距離邊緣超過 1 mm時(shí)，組織基本上由粗晶組成，很難發(fā)現(xiàn)細(xì)小等軸晶。在距離邊緣1～4 mm的區(qū)域中，組織基本上由相對(duì)均勻的粗晶組成，在不均勻環(huán)的中心區(qū)域(距離邊緣約2 mm)(見圖4(c))，平均晶粒尺寸約為13.3 μm。在距離邊界5 mm區(qū)域中，粗晶逐漸向均勻細(xì)小的等軸晶組織轉(zhuǎn)變。圖4(d)所示為粗晶和均勻等軸晶過渡區(qū)域典型組織。在均勻等軸晶區(qū)域，合金晶粒尺寸變化不大，平均晶粒尺寸約為(9.5±0.2)μm，整個(gè)試樣各區(qū)域晶粒尺寸隨著距邊緣距離的變化如圖5(b)所示。

研究表明，各擠壓溫度下試樣均存在不均勻環(huán)，而且不均勻環(huán)是由靠近擠壓筒壁的細(xì)晶環(huán)和粗晶環(huán)組成；隨著擠壓溫度升高，環(huán)寬度變窄，320、340和360℃擠壓試樣不均勻環(huán)寬度分別約為 1.6 mm、580 μm和540 μm，細(xì)晶環(huán)寬度均在30 μm左右，主要是粗晶環(huán)寬度隨著溫度增加而減小。

圖6所示為300～360 ℃擠壓試樣金相組織。由圖6可知，各溫度下合金均發(fā)生了充分的再結(jié)晶，組織由均勻的等軸晶組成，平均晶粒尺寸見表1。從總體來看，隨著擠壓溫度的提高，晶粒尺寸隨之增加。340℃擠壓合金晶粒最小，平均晶粒尺寸約為8.2 μm。經(jīng)往復(fù)擠壓后，破碎的第二相顆粒仍呈網(wǎng)狀分布，而且隨著擠壓溫度的提高，均勻度并無明顯改善。

圖4 300 ℃往復(fù)擠壓試樣橫截面組織演變Fig.4 Microstructural evolutions of cross section of REXed sample processed at 300 ℃∶ (a)Edge; (b)About 600 μm from edge;(c)About 2 mm from edge; (d)About 5 mm from edge

圖5 距邊緣距離與晶粒尺寸之間的關(guān)系Fig.5 Relationship between distance from edge and grain size∶ (a)0?300 μm; (b)0?30 mm

結(jié)合以上觀察結(jié)果，在研究擠壓道次對(duì)合金組織影響時(shí)，將溫度確定為300 ℃和340 ℃。圖7所示為經(jīng)300 ℃和340 ℃多道次擠壓試樣組織。由圖7(a)可知，300 ℃下經(jīng)2道次擠壓試樣晶粒平均尺寸為12.4 μm，而且還可以觀察到少許尺寸約為40 μm的粗大晶粒，如箭頭所示。在340 ℃經(jīng)2和4道次擠壓試樣晶粒平均尺寸分別為10.5 μm 和11.2 μm，最大晶粒小于28 μm。從圖7可以看到，經(jīng)過擠壓后，破碎的第二相顆粒具有網(wǎng)狀分布特征，隨著擠壓道次的增加，顆粒分布的均勻度略有提高。

本文選取我國(guó)A股上市公司2012～2017年數(shù)據(jù)，通過融資約束綜合指標(biāo)和SA指數(shù)來衡量企業(yè)的融資約束程度，深入探究了融資約束、對(duì)外直接投資、企業(yè)績(jī)效三者之間的關(guān)系。實(shí)證結(jié)果顯示：（1）融資約束會(huì)對(duì)企業(yè)對(duì)外直接投資決策產(chǎn)生抑制作用，即企業(yè)融資約束程度越嚴(yán)重，對(duì)外直接投資傾向越?。唬?）對(duì)外直接投資對(duì)企業(yè)績(jī)效具有顯著的促進(jìn)作用，而且企業(yè)績(jī)效水平的提升存在滯后效應(yīng)；（3）融資約束在對(duì)外直接投資影響企業(yè)績(jī)效的過程中起到擴(kuò)大振幅的作用，即企業(yè)的融資約束程度越高，對(duì)外直接投資對(duì)企業(yè)績(jī)效的促進(jìn)作用越明顯。

3 討論

3.1 變形機(jī)制

通常認(rèn)為[12?14]，往復(fù)擠壓過程中合金會(huì)發(fā)生多次再結(jié)晶，即在擠壓過程合金會(huì)發(fā)生第一次再結(jié)晶，在墩粗過程中合金在正應(yīng)力和剪切應(yīng)力作用下，再結(jié)晶晶粒內(nèi)位錯(cuò)不斷增殖，位錯(cuò)和空位密度會(huì)有大幅升高，當(dāng)貯能達(dá)到臨界值時(shí)，再次發(fā)生再結(jié)晶。然而，通過組織分析，作者認(rèn)為在墩粗過程合金并未發(fā)生第二輪動(dòng)態(tài)再結(jié)晶，其主要原因如下：

圖6 不同溫度往復(fù)擠壓試樣橫截面組織Fig.6 Cross section microstructures of REXed samples at various temperatures∶ (a)300 ℃; (b)320 ℃; (c)340 ℃; (d)360 ℃

1)300 ℃擠壓合金組織中未再結(jié)晶區(qū)域具有鋸齒狀邊界，再結(jié)晶機(jī)制為晶界弓出形核的動(dòng)態(tài)再結(jié)晶機(jī)制[15](旋轉(zhuǎn)動(dòng)態(tài)再結(jié)晶機(jī)制也會(huì)產(chǎn)生類似的組織特征，但旋轉(zhuǎn)動(dòng)態(tài)再結(jié)晶只在具有粗大再結(jié)晶晶粒組織和較強(qiáng)基面纖維織構(gòu)的鎂合金軋制變形時(shí)才能觀察到，而且未再結(jié)晶區(qū)域沒有明顯被拉長(zhǎng)的現(xiàn)象[16])，若合金在墩粗過程中發(fā)生了新一輪的再結(jié)晶，在組織中可觀察到晶界弓出形核現(xiàn)象，即原始晶粒(上輪再結(jié)晶晶粒)周圍會(huì)存在一些細(xì)小晶粒。由于擠壓后馬上退模并取出試樣，所以在靠近凹模的區(qū)域再結(jié)晶晶粒受溫度影響較小，即使再結(jié)晶晶粒有所長(zhǎng)大，也可以發(fā)現(xiàn)一定數(shù)量的細(xì)晶。然而，組織觀察表明，往復(fù)擠壓合金墩粗后的晶粒尺寸和形貌與頸縮處相比無變化(見圖3)，墩粗區(qū)并未發(fā)現(xiàn)再次再結(jié)晶的細(xì)晶。

2)往復(fù)擠壓過程的計(jì)算機(jī)模擬結(jié)果表明[17]，材料在中心區(qū)域流變速度最快，而在墩粗一側(cè)，靠近擠壓筒內(nèi)壁，材料的運(yùn)動(dòng)速度最慢。以彩泥為原料模擬往復(fù)擠壓過程發(fā)現(xiàn)[18]，在墩粗一側(cè)中心區(qū)域，雖然材料的流變速度最快，但是其變形量較小，而且局部區(qū)域、尤其是最中心區(qū)域垂直于擠壓方向并不存在流動(dòng)性；相對(duì)地，在靠近擠壓筒內(nèi)側(cè)，雖然材料的流動(dòng)速度較慢，但變形量較大，可觀察到材料沿?cái)D壓方向明顯地被拉長(zhǎng)。當(dāng)材料獲得的變形量較小時(shí)，在塑性變形過程中，位錯(cuò)密度較低，材料獲得的貯能就較小，所以，很難發(fā)生再一輪再結(jié)晶。而接觸擠壓筒壁的區(qū)域，則會(huì)再次發(fā)生再結(jié)晶。

3)研究表明，在250～300 ℃范圍內(nèi)，鎂合金晶界滑移激活能與晶界擴(kuò)散激活能接近；在320～400 ℃范圍內(nèi)，鎂合金晶界滑移激活能與晶格擴(kuò)散激活能接近[19?21]。對(duì)于晶粒尺寸小于10 μm的鎂合金，當(dāng)變形溫度較高時(shí)，原子自由能較大；當(dāng)晶界滑移的激活能稍高于晶界擴(kuò)散或/和晶格擴(kuò)散激活能時(shí)，晶界會(huì)發(fā)生相對(duì)滑移。在300 ℃往復(fù)擠壓時(shí)，當(dāng)合金通過擠壓頸縮區(qū)時(shí)，大部分區(qū)域已經(jīng)發(fā)生動(dòng)態(tài)再結(jié)晶，形成了約為8.7 μm的細(xì)小等軸晶。因此，在隨后的墩粗過程中，細(xì)小的晶粒完全可以通過晶界滑移來實(shí)現(xiàn)。由于在墩粗過程中，材料的等效應(yīng)變速率為2.7×10?3s?1，即使在塑性變形過程中產(chǎn)生位錯(cuò)，位錯(cuò)也有充足的時(shí)間通過滑移或攀移至晶界，并被晶界吸收。

通過以上分析可知，在往復(fù)擠壓過程中，實(shí)質(zhì)上合金絕大部分只經(jīng)歷了一輪動(dòng)態(tài)再結(jié)晶。對(duì)于擠壓過程中未發(fā)生再結(jié)晶的區(qū)域，在墩粗過程中很難如細(xì)晶一樣通過晶界滑移實(shí)現(xiàn)塑性變形，這些區(qū)域在后續(xù)變形過程會(huì)積累大量位錯(cuò)，并發(fā)生再結(jié)晶。所以墩粗后的試樣很難發(fā)現(xiàn)未再結(jié)晶區(qū)域。

3.2 不均勻環(huán)

往復(fù)擠壓合金橫截面存在不均勻環(huán)，包括細(xì)晶環(huán)和粗晶環(huán)。對(duì)凹模區(qū)組織(見圖3(a))分析可知，靠近凹模的區(qū)域再結(jié)晶最充分，組織由均勻細(xì)小的等軸晶組成，而不均勻環(huán)是在凹模區(qū)末端和擠壓筒接觸區(qū)域才開始出現(xiàn)(見圖3(b))，因此，可以確定不均勻環(huán)是在墩粗最后階段形成的。合金經(jīng)墩粗充型后，隨著擠壓桿的推移，基本不發(fā)生塑性變形，由于整個(gè)擠壓裝置在繼續(xù)加熱，所以靠近擠壓筒的區(qū)域溫度較高，晶粒長(zhǎng)大較明顯，則會(huì)形成粗晶環(huán)。

細(xì)晶區(qū)的產(chǎn)生歸因于合金與擠壓筒之間的摩擦力作用。由于摩擦力作用，外層金屬受到的剪切力較大，獲得應(yīng)變較大，從而發(fā)生了第二次再結(jié)晶。隨著與邊緣距離增加，材料受到的剪切力逐漸減弱，變形量逐漸減小，只有部分區(qū)域發(fā)生第二次再結(jié)晶，所以圖4(b)中粗晶之間夾雜的細(xì)小晶粒為第二輪再結(jié)晶晶粒。并且隨著向中心距離的推移，細(xì)小等軸晶的數(shù)量和面積分?jǐn)?shù)逐漸減少。

由于摩擦力所致的細(xì)晶區(qū)寬度基本不變，所以不均勻環(huán)的寬度主要由粗晶區(qū)域決定。當(dāng)擠壓溫度較低時(shí)，合金變形速率較慢(見表1)，晶粒粗化區(qū)域受溫度影響較大，環(huán)較寬，反之亦然。

3.3 晶粒度及擠壓溫度對(duì)組織的影響

Mg-6Zn-1Y-1Ce合金在300、340和370 ℃經(jīng)正擠壓后晶粒的平均尺寸分別為2.7、3.3和11.2 μm[10]。擠壓比相同時(shí)，經(jīng)過1道次往復(fù)擠壓合金獲得的真應(yīng)變是正擠壓的2倍，然而，300 ℃和340 ℃往復(fù)擠壓合金晶粒平均尺寸分別為9.5 μm和12.3 μm?？梢?，應(yīng)變量對(duì)晶粒度沒有直接聯(lián)系。一般而言，再結(jié)晶晶粒尺寸D由形核率N和生長(zhǎng)速度v決定[22]：

形核率與應(yīng)變速率有關(guān)，應(yīng)變速率較大時(shí)，變形過程中產(chǎn)生的位錯(cuò)沒有充足的時(shí)間抵消或被吸收，位錯(cuò)密度較高，再結(jié)晶形核率較大。再結(jié)晶晶粒生長(zhǎng)速度與溫度有關(guān)，溫度提高，晶界擴(kuò)散和晶界遷移能力增強(qiáng)，晶粒容易長(zhǎng)大而導(dǎo)致晶粒粗化。因此，正擠壓和往復(fù)擠壓合金的晶粒尺寸差距主要是受應(yīng)變速率的影響。其結(jié)果可用綜合溫度和應(yīng)變速率的 Zener-Hollomon參數(shù)方程進(jìn)行描述[23]：

式中：Q為變形激活能；R為摩爾氣體常數(shù)；T為變形溫度；k和b均為常數(shù)。由式(2)和(3)可知，當(dāng)擠壓溫度和應(yīng)變速率確定時(shí)，合金的晶粒尺寸也是確定的。由于往復(fù)擠壓時(shí)擠壓的同時(shí)還受到墩粗反作用力的影響，所以合金變形速率非常小(表1)。(例如，300 ℃正擠壓的應(yīng)變速率約為往復(fù)擠壓的30倍，分別0.16 s?1[10]和5.4×10?3s?1)。當(dāng)擠壓力、溫度和擠壓比相同時(shí)，往復(fù)擠壓合金晶粒受溫度的影響而粗化，細(xì)化效果遜于正擠壓合金的。

經(jīng)300 ℃和320 ℃擠壓時(shí)，擠壓桿的運(yùn)動(dòng)速度分別為0.3 mm/min和0.6 mm/min，再結(jié)晶細(xì)晶有充足的生長(zhǎng)時(shí)間，因此，最終晶粒大小可看作是該溫度下平衡晶粒尺寸，與正擠壓組織相比，差距很大。

當(dāng)溫度升高時(shí)，擠壓速度明顯提高，再結(jié)晶晶粒長(zhǎng)大受溫度影響程度降低，因此，340 ℃擠壓合金晶粒比300 ℃和320 ℃時(shí)擠壓合金的更細(xì)小。360 ℃時(shí)，晶界在高溫驅(qū)動(dòng)下遷移速度很快，再結(jié)晶晶粒迅速長(zhǎng)大而粗化；同時(shí)，由于擠壓速度提高，再結(jié)晶晶粒受溫度影響很小，所以，360 ℃往復(fù)擠壓合金晶粒大小與370 ℃正擠壓合金晶粒大小接近。

3.4 擠壓道次對(duì)組織的影響

通常認(rèn)為，擠壓道次增加再結(jié)晶次數(shù)也會(huì)增加，晶粒會(huì)越來越細(xì)[7?9,13]。然而，對(duì) 300 ℃和 340 ℃不同擠壓道次組織觀察表明，晶粒隨著擠壓道次的增加而粗化。根據(jù)3.1節(jié)分析可知，合金只在通過凹模時(shí)經(jīng)歷一輪動(dòng)態(tài)再結(jié)晶，而墩粗的充型過程是細(xì)晶通過晶界滑移實(shí)現(xiàn)的。如果合金在第2道次擠壓時(shí)經(jīng)歷第二輪再結(jié)晶，則晶粒會(huì)更加細(xì)小，即使在高溫下晶粒有所長(zhǎng)大，晶粒也小于1道次擠壓合金。因此，后續(xù)的往復(fù)擠壓過程實(shí)質(zhì)上也是細(xì)晶通過晶界滑移實(shí)現(xiàn)的。整個(gè)過程中晶粒長(zhǎng)大是持續(xù)的，隨著擠壓道次增加晶粒會(huì)粗化。在多道次的擠壓過程中，細(xì)晶會(huì)不斷吸收位錯(cuò)或通過旋轉(zhuǎn)以有利于合金的塑性變形，因此晶粒長(zhǎng)大較緩慢。然而，如果擠壓時(shí)等效應(yīng)變速率過低，晶粒長(zhǎng)大將成為主要的控制機(jī)制。例如，300 ℃擠壓速度很慢，擠壓時(shí)間過長(zhǎng)，晶粒嚴(yán)重粗化，而且存在異常長(zhǎng)大的粗晶(見圖7(a))。

由以上分析可知，通過增加擠壓道次來增加應(yīng)變量不但不會(huì)使組織細(xì)化，反而由于長(zhǎng)時(shí)間保溫會(huì)使組織粗化。若要獲得細(xì)晶組織，往復(fù)擠壓需在較低溫度和較快的應(yīng)變速率下進(jìn)行。

4 結(jié)論

1)合金在往復(fù)擠壓的擠壓階段發(fā)生一次再結(jié)晶，而墩粗過程是通過晶界滑移實(shí)現(xiàn)的。

2)往復(fù)擠壓試樣橫截面邊緣存在不均勻環(huán)，不均勻環(huán)由靠近筒壁的細(xì)晶環(huán)和粗晶環(huán)組成，細(xì)晶環(huán)的形成歸因于邊緣區(qū)域與筒壁摩擦而發(fā)生第二輪再結(jié)晶，粗晶環(huán)歸因于晶粒長(zhǎng)大，不均勻環(huán)的寬度隨擠壓溫度提高而減小。

3)往復(fù)擠壓合金再結(jié)晶晶粒尺寸與應(yīng)變量無關(guān)，由變形速率和溫度決定，要獲得細(xì)晶粒組織，應(yīng)采取合適的溫度和變形速率。1.28×106N擠壓時(shí)，在340℃擠壓試樣晶粒最細(xì)，為8.2 μm。

4)后續(xù)多道次擠壓過程也是細(xì)晶通過晶界滑移實(shí)現(xiàn)的，隨著擠壓道次增加，保溫時(shí)間增加，晶粒粗化。

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