Mg/Al復(fù)合板波紋軋模擬及變形區(qū)微觀組織演變分析

申宏卓 劉元銘,2,3 劉延嘯 王 濤,2,3 劉燕萍,2,3

1.太原理工大學(xué)機(jī)械與運(yùn)載工程學(xué)院，太原，030024 2.先進(jìn)金屬復(fù)合材料成形技術(shù)與裝備教育部工程研究中心，太原，030024 3.太原理工大學(xué)中澳聯(lián)合研究中心，太原，030024

0 引言

金屬復(fù)合板不僅能夠有效綜合組元材料的性能和功能等方面的優(yōu)勢，并且可以減少稀有金屬的使用，達(dá)到降低材料成本的目的[1-2]。鎂合金具有質(zhì)量小、比強(qiáng)度高的特點(diǎn)[3]，但較差的耐腐蝕與塑性成形性能大大限制了其在各領(lǐng)域的應(yīng)用。鋁合金具有出色的耐腐蝕與塑性成形性能[4]。通過相關(guān)工藝制備的Mg/Al復(fù)合板兼具鎂合金與鋁合金的優(yōu)異性能，可應(yīng)用到航天、航海和國防等領(lǐng)域[5-7]。Mg/Al復(fù)合板生產(chǎn)的工藝主要有爆炸焊接法、擠壓法、軋制復(fù)合法等[8-10]，其中，軋制復(fù)合法具有生產(chǎn)效率高、工藝簡單及容易實(shí)現(xiàn)批量生產(chǎn)等優(yōu)勢[11-12]，成為復(fù)合板的主要生產(chǎn)方式之一。但傳統(tǒng)平輥軋制工藝生產(chǎn)的復(fù)合板仍存在結(jié)合強(qiáng)度低、殘余應(yīng)力大、板形翹曲嚴(yán)重、成材率低等問題[13]。

波紋輥軋制(下稱“波紋軋”)是近年來提出的一種新型軋制技術(shù)，該工藝的首道次使用“波紋輥+平輥”進(jìn)行軋制，其中，波紋輥接觸難變形金屬；隨后平整道次的上下輥均為平輥，再將復(fù)合板波紋狀表面軋平，該工藝可實(shí)現(xiàn)復(fù)合板的批量生產(chǎn)。近年來相關(guān)學(xué)者對波紋軋復(fù)合板展開了研究，WANG等[14]通過一道次波紋軋+二道次平軋工藝(下稱“CFR工藝”)制備了Cu/Al復(fù)合板，結(jié)果表明，通過CFR工藝制備的波紋連接界面的復(fù)合板具有優(yōu)異的剪切和拉伸性能；他們通過CFR工藝制備Mg/Al復(fù)合板實(shí)現(xiàn)了良好的復(fù)合，并且組織細(xì)化、具有較高的力學(xué)性能和良好的板形，抗拉強(qiáng)度達(dá)278.3 MPa[15]。以上研究結(jié)果表明，波紋軋可以有效細(xì)化復(fù)合界面處的晶粒并提高復(fù)合板結(jié)合強(qiáng)度，優(yōu)化復(fù)合板的力學(xué)性能[13]。但復(fù)合板波紋軋過程中的變形行為尚不清晰，受力情況與微觀組織演變尚未建立聯(lián)系，并且僅靠單純的實(shí)驗(yàn)研究無法獲取軋制過程中復(fù)合板的應(yīng)力場、應(yīng)變場和溫度場的分布[16-17]。

本文利用CFR工藝將3 mm厚的AZ31B鎂板與3 mm厚的5052鋁板制備復(fù)合板，一道次波紋軋復(fù)合界面未出現(xiàn)明顯波紋，但經(jīng)過二道次平整后復(fù)合界面呈現(xiàn)明顯的波紋狀。具有波紋狀連接界面的復(fù)合板與傳統(tǒng)平輥軋制的復(fù)合板相比增加了復(fù)合界面的面積，在提高結(jié)合強(qiáng)度的同時(shí)也獲得了優(yōu)異的拉伸與剪切性能[14]。由于CFR工藝中一道次復(fù)合板的變形情況對最終二道次復(fù)合強(qiáng)度具有重要的影響，所以本文建立Mg/Al復(fù)合板一道次波紋軋熱-力耦合有限元模型，并進(jìn)行了軋卡實(shí)驗(yàn)，將軋制變形區(qū)內(nèi)應(yīng)力、應(yīng)變、溫度場的分布與微觀組織演變規(guī)律建立聯(lián)系，分析波紋輥形對復(fù)合軋制過程中金屬變形及復(fù)合的影響。

1 實(shí)驗(yàn)過程與有限元模型的建立

1.1 軋卡試樣的制備

圖1為CFR工藝制備復(fù)合板示意圖，圖中，ND表示軋制方向，RD表示軋制面法向。實(shí)驗(yàn)采用表1所示的AZ31B鎂合金和5052鋁合金為原料，板材尺寸均為100 mm×30 mm×3 mm。進(jìn)行軋卡實(shí)驗(yàn)前使用打磨機(jī)將待復(fù)合表面進(jìn)行打磨，去除其表面氧化膜，再使用丙酮或酒精將待復(fù)合表面充分清洗去除油污以及金屬碎屑，最后通過鋁絲捆綁板材進(jìn)行制坯。

圖1 CFR工藝制備復(fù)合板示意圖Fig.1 Schematic of composite plate prepared by CFR technology

表1 AZ31B與5052的化學(xué)成分(質(zhì)量分?jǐn)?shù))實(shí)測值Tab.1 Chemical composition of AZ31B and 5052 (mass fraction) %

將組好的復(fù)合板坯放置在400 ℃的真空加熱爐中加熱20 min。圖2所示為加熱后的AZ31B金相顯微組織，經(jīng)過加熱的組織主要為等軸狀晶粒以及少量孿晶，且晶粒大小不均勻，平均晶粒尺寸約13.57 μm。將加熱好的復(fù)合板坯送入輥縫，難變形的鎂合金對應(yīng)波紋輥，延展性較好的鋁合金對應(yīng)平輥。設(shè)定軋輥轉(zhuǎn)速為1.3 rad/s，平均壓下率(復(fù)合板波腰處減小的厚度/復(fù)合板坯初始厚度)為35%，當(dāng)復(fù)合板坯的一半長度通過輥縫時(shí)關(guān)閉軋機(jī)電源，獲取圖3a所示的軋卡試樣，圖中TD表示軋件的橫向。軋卡試樣沿軋制方向可分為圖3b所示三個(gè)部分：未變形區(qū)、軋制變形區(qū)和已變形區(qū)。

(a)加熱后組織 (b)晶粒尺寸統(tǒng)計(jì)圖2 AZ31B金相組織Fig.2 Microstructure of AZ31B

(a)俯視圖 (b)側(cè)視圖圖3 軋卡試樣Fig.3 Rolling block sample

首先對軋卡實(shí)驗(yàn)樣品的軋制變形區(qū)部分進(jìn)行切割取樣，將切好的試樣鑲嵌后依次使用1000號、1500號、2500號、4000號砂紙進(jìn)行手工研磨，再使用氧化鋁拋光液進(jìn)行機(jī)械拋光。拋光完成后用腐蝕液對試樣進(jìn)行腐蝕，最后用三維形貌儀和光學(xué)顯微鏡觀察其微觀組織形貌。

1.2 熱-力耦合有限元模型的建立與驗(yàn)證

利用有限元軟件模擬波紋軋過程，通過對比圖3a所示已變形區(qū)軋件寬度和未變形區(qū)寬度可以發(fā)現(xiàn)，平均壓下率為35%時(shí)的復(fù)合板寬厚比大、軋后寬展小，故采用二維模型進(jìn)行分析。

模型中板材的厚度與實(shí)際軋制實(shí)驗(yàn)一致，將AZ31B鎂合金與5052鋁合金設(shè)置為彈塑性體，由于熱軋過程中AZ31B鎂合金與5052鋁合金變形抗力較小，故將軋輥視為可傳熱剛體。本課題組在前期研究中已通過熱壓縮實(shí)驗(yàn)得到了不同應(yīng)變速率和溫度下的AZ31B鎂合金流變應(yīng)力曲線[18]。5052鋁合金的材料模型采用文獻(xiàn)[19]中通過熱壓縮實(shí)驗(yàn)得到的結(jié)果，將兩種材料的材料模型導(dǎo)入有限元軟件中設(shè)定實(shí)驗(yàn)材料屬性。

分析步類型采用溫度-位移耦合顯式算法，各接觸面間采用面與面接觸，摩擦類型為罰接觸。軋輥轉(zhuǎn)速設(shè)置為實(shí)驗(yàn)所用的1.3 rad/s，軋輥初始溫度和復(fù)合板坯初始溫度分別設(shè)置為25 ℃與400 ℃。由于軋輥與板材接觸表面溫度變化比較劇烈[20]，為了提高模擬精度并保證計(jì)算效率，對軋輥外徑網(wǎng)格進(jìn)行了局部細(xì)化，復(fù)合板坯網(wǎng)格大小經(jīng)過多次模擬設(shè)定為0.2 mm×0.2 mm，有限元模型網(wǎng)格劃分如圖4所示。其中，網(wǎng)格類型選用CPE4RT單元，該單元應(yīng)用到熱-力耦合模擬中可以保證有限元計(jì)算的精度及效率。

圖4 波紋軋有限元模型示意圖Fig.4 Schematic of finite element model for corrugated rolling

利用有限元模擬復(fù)合板板厚與軋制實(shí)驗(yàn)對比來驗(yàn)證有限元模擬的可靠性。圖5a為有限元模擬復(fù)合板應(yīng)力場分布云圖，波紋復(fù)合板沿軋制方向各個(gè)位置依次定義為波峰、后波腰、波谷和前波腰。圖5b是通過三維形貌儀拍攝的實(shí)驗(yàn)軋后復(fù)合板形貌圖，圖5c為有限元模擬復(fù)合板局部放大圖，通過對比圖5b與圖5c厚度得到有限元模擬與實(shí)驗(yàn)板厚對比圖(圖5d)。結(jié)果表明，模擬值和實(shí)測值基本吻合，最大偏差小于4.9%。

(a)應(yīng)力場分布 (b)軋后板厚 (c)有限元模擬 (d)板厚對比圖5 有限元模型驗(yàn)證Fig.5 Finite element model validation

圖6為有限元與實(shí)驗(yàn)軋制力結(jié)果對比圖，由于復(fù)合板坯頭部進(jìn)行了鉚接，鉚釘?shù)挠捕扰c剛度高于AZ31B鎂合金和5052鋁合金，所以實(shí)驗(yàn)采集得到的軋制力首先快速增大并出現(xiàn)波動，然后進(jìn)入穩(wěn)定軋制階段后軋制力變化趨勢平緩，通過對比穩(wěn)定軋制階段內(nèi)各個(gè)時(shí)刻采集的軋制力與有限元模擬軋制力可得，實(shí)驗(yàn)采集軋制力在22.84～23.31 kN范圍內(nèi)波動，有限元軋制力波動范圍為23.02～24.21 kN，最大誤差小于6.0%。這說明本文建立的有限元模型可以較準(zhǔn)確地分析Mg/Al復(fù)合板波紋軋的變形過程。

圖6 有限元與實(shí)驗(yàn)軋制力結(jié)果對比Fig.6 Comparison of finite element and experimental rolling force results

2 結(jié)果與討論

2.1 軋卡試樣復(fù)合界面分析

圖7為波紋軋Mg/Al復(fù)合板變形區(qū)界面形貌和微觀組織典型位置示意圖，a、c、e位置為復(fù)合界面波谷，b、d、f位置為復(fù)合界面波峰。為了分析復(fù)合板軋制過程中的結(jié)合特性，通過三維形貌儀在高倍率下獲取了軋卡試樣復(fù)合界面處a～f六個(gè)位置的微觀形貌，圖8所示為軋制變形區(qū)復(fù)合界面不同位置處的形貌及壓下率，圖8a～圖8f分別對應(yīng)圖7中a～f位置。由于波紋輥輥形曲線的特點(diǎn)，波紋輥波峰位置始終對應(yīng)復(fù)合板波谷，波紋輥的波谷位置始終對應(yīng)復(fù)合板波峰，故本文重點(diǎn)描述a-c-e位置、b-d-f位置的變形趨勢。a、b位置為復(fù)合板坯剛咬入輥縫的位置，該位置復(fù)合板界面處存在明顯的縫隙，說明鎂層與鋁層在此階段未結(jié)合。隨著壓下率進(jìn)一步增大，c、d位置相對于a、b位置縫隙寬度明顯減小，最終在靠近軋制變形區(qū)出口處的e、f位置界面緊密結(jié)合，沒有裂紋和其他缺陷。

圖7 軋制變形區(qū)界面典型位置示意圖Fig.7 Schematic of typical interface position in rolling deformation zone

(a)εa=6.1% (b)εb=1.3%

(a)e位置

圖9a與圖9b所示為Mg/Al復(fù)合板軋制變形區(qū)復(fù)合界面處e、f位置SEM和相應(yīng)的EDS線掃結(jié)果，可知在靠近軋制變形區(qū)出口處的e、f位置界面緊密結(jié)合，沒有發(fā)現(xiàn)孔洞和裂紋。根據(jù)EDS線掃結(jié)果，e、f位置經(jīng)過波紋軋后均產(chǎn)生了擴(kuò)散層，e位置擴(kuò)散層厚度為3.3 μm，f位置擴(kuò)散層厚度為2.7 μm，這是由于e位置壓下率比f位置壓下率大。復(fù)合板復(fù)合界面兩側(cè)鎂和鋁元素的連續(xù)變化表明在界面處鎂層和鋁層發(fā)生了元素?cái)U(kuò)散實(shí)現(xiàn)了復(fù)合[21]，但在復(fù)合界面位置觀察到鎂元素與鋁元素含量急劇下降，這說明e、f兩個(gè)位置沒有形成金屬間化合物[22]。

2.2 有限元分析結(jié)果

2.2.1復(fù)合界面處壓應(yīng)力分析

復(fù)合界面處的壓應(yīng)力是影響復(fù)合板實(shí)現(xiàn)復(fù)合的重要因素。圖10a為復(fù)合板壓應(yīng)力場分布云圖，波谷位置主要受壓，而波峰處部分金屬由于受到波紋輥前后波腰的擠壓而逐漸充滿輥縫，受到拉應(yīng)力，沿軋制方向隨著壓下率的增大，壓應(yīng)力逐漸滲透至復(fù)合界面處，在e、f位置附近復(fù)合界面處壓應(yīng)力基本達(dá)到峰值，隨后沿軋制方向減小。為了定量分析復(fù)合界面處壓應(yīng)力的變化趨勢，取圖10a所示的兩條路徑分別提取復(fù)合界面處鎂側(cè)與鋁側(cè)的壓應(yīng)力值，得到圖10b所示的壓應(yīng)力曲線，壓應(yīng)力沿軋制方向先增大，在一定范圍內(nèi)保持平穩(wěn)，然后在靠近出口處減小，最終降至零。a、b位置由于剛進(jìn)入軋制變形區(qū)，壓下率較小，故壓應(yīng)力較小。結(jié)合圖8可知，a、b位置復(fù)合界面處的縫隙也較大。隨著復(fù)合板進(jìn)一步咬入，c、d位置壓下量分別比a、b位置大，故壓應(yīng)力相應(yīng)增大。c、d位置復(fù)合界面處的縫隙相對于a、b位置明顯減小。e位置受到的壓應(yīng)力達(dá)到了整個(gè)軋制變形區(qū)的峰值，促進(jìn)了復(fù)合板復(fù)合。由于f位置靠近軋制變形區(qū)出口處，故其壓應(yīng)力小于d處。但軋制過程中f位置經(jīng)歷了d處的壓應(yīng)力，且由圖8知e、f位置復(fù)合界面處已經(jīng)實(shí)現(xiàn)復(fù)合。

(a)壓應(yīng)力場云圖

(b)界面壓應(yīng)力曲線圖10 壓應(yīng)力分布Fig.10 Compress stress distribution

2.2.2復(fù)合界面處等效應(yīng)變與溫度分析

復(fù)合界面處的等效應(yīng)變通過影響動態(tài)再結(jié)晶分?jǐn)?shù)來改變鎂合金的動態(tài)再結(jié)晶行為；溫度通過影響鎂合金位錯(cuò)滑移和孿生的臨界剪切應(yīng)力來改變其滑移方式和塑性變形機(jī)制。為了具體分析等效應(yīng)變與溫度的分布特征，分別沿復(fù)合界面提取了網(wǎng)格節(jié)點(diǎn)的等效應(yīng)變值與溫度值。

圖11a為復(fù)合板等效應(yīng)變場分布云圖，等效應(yīng)變值由復(fù)合板表面向界面處呈遞減趨勢，并且復(fù)合板波谷處的等效應(yīng)變值明顯大于波峰處的等效應(yīng)變值。圖11b所示為復(fù)合板軋制變形區(qū)復(fù)合界面處等效應(yīng)變曲線，在咬入階段a、b位置的應(yīng)變值很小，基本為零。雖然a位置的壓下率大于b位置的壓下率，但b位置的等效應(yīng)變值大于a位置的等效應(yīng)變值。這主要是由于波紋輥前后波峰共同作用，對板坯產(chǎn)生了推擠作用，使得b位置的等效應(yīng)變值略大于a位置的等效應(yīng)變值。c、d位置的應(yīng)變值相對于a、b位置有所增大，這說明軋輥對復(fù)合板施加的摩擦力及壓應(yīng)力已傳遞至復(fù)合板復(fù)合界面處，使復(fù)合板復(fù)合界面處產(chǎn)生了較大的變形。并且c、d位置的等效應(yīng)變分布規(guī)律與a、b位置相似，這同樣是由于波紋輥對板坯的推擠作用，促進(jìn)了金屬沿軋向的流動。相對于c位置，e位置應(yīng)變值繼續(xù)增大；相對于d位置，f位置等效應(yīng)變值增幅很小。

(a)應(yīng)變場云圖

(a)溫度場云圖

圖12a為復(fù)合板溫度場分布云圖，溫度沿軋制方向逐漸減小，呈明顯的階梯狀分布。軋輥的溫度遠(yuǎn)低于復(fù)合板溫度，復(fù)合板的界面溫度比表面溫度高。圖12b所示為復(fù)合板軋制變形區(qū)復(fù)合界面處溫度曲線，軋制過程中存在復(fù)雜的傳熱現(xiàn)象，包括接觸換熱、塑性變形生熱、摩擦生熱、熱輻射等。由圖12可知，a、b位置鎂側(cè)溫度基本為初始軋制溫度400 ℃，而鋁側(cè)溫度沿軋制方向下降幅度較鎂側(cè)大。這是由于a、b位置為初始咬入階段，一方面是由于該位置處的應(yīng)力以及變形量較小，產(chǎn)生的塑性變形熱以及摩擦熱較??；另一方面，由于復(fù)合板與軋輥接觸時(shí)間較短，接觸換熱導(dǎo)致復(fù)合板損失的熱量也較小，短時(shí)間內(nèi)熱輻射散失的熱量也可忽略不計(jì)，但鋁合金的接觸換熱系數(shù)相對于鎂合金大，故接觸換熱損失的熱量更多。c、d位置鎂側(cè)的溫度相對于初始軋制溫度400 ℃有了小幅下降，鋁側(cè)溫度進(jìn)一步降低且明顯低于鎂側(cè)溫度。這是由于熱軋時(shí)軋輥溫度相對于復(fù)合板坯溫度較低，軋制過程中板坯的熱量會由于接觸換熱的作用流向軋輥，c、d位置相對于a、b位置進(jìn)一步進(jìn)入輥縫，故c、d位置流向軋輥的熱量要比a、b位置流向軋輥的熱量多。由圖10和圖11可看出，鎂合金與鋁合金c、d位置處的壓應(yīng)力及應(yīng)變量較a、b位置大，產(chǎn)生的摩擦熱與塑性變形熱也較多。但在這些傳熱因素的綜合作用下，最終導(dǎo)致c、d位置的溫度分別較a、b位置下降，并且由于波紋輥形曲線，鎂側(cè)產(chǎn)生的塑性變形熱比鋁側(cè)的塑性變形熱高，且由于接觸傳熱系數(shù)的差異，接觸傳熱系數(shù)小的鎂側(cè)溫度高于鋁側(cè)溫度。e、f位置復(fù)合界面處鎂側(cè)的溫度相對于c、d位置分別下降了20 ℃左右。

2.3 變形區(qū)微觀組織演變分析

(a)a位置 (b)b位置

圖13所示為軋卡試樣不同位置的AZ31B微觀組織。波紋軋Mg/Al復(fù)合板鎂側(cè)的微觀組織結(jié)構(gòu)主要由等軸晶、動態(tài)再結(jié)晶晶粒以及少量孿晶構(gòu)成。由于沿軋制方向復(fù)合界面處不同位置溫度與應(yīng)變的差異，AZ31B沿軋制方向a～f六個(gè)位置的微觀組織也呈現(xiàn)出一定的變化規(guī)律。從圖13a、圖13b中可以觀察到少量的孿晶和一些大晶粒，大晶粒的數(shù)量相對于圖2減少，并且在大晶粒的晶界周圍區(qū)域出現(xiàn)了動態(tài)再結(jié)晶晶粒。a、b位置平均晶粒尺寸分別為12.03 μm、11.27 μm。結(jié)合圖11和圖12可以發(fā)現(xiàn)，a、b位置的溫度達(dá)400 ℃左右，并且a、b位置等效應(yīng)變值分別達(dá)0.05、0.11，雖然a、b位置材料的變形量較小，但由于高溫下鎂合金非基面滑移系的臨界剪切應(yīng)力較小，交滑移和位錯(cuò)堆積代替了孿生，成為主導(dǎo)變形機(jī)制，從而增加了變形儲能并促進(jìn)了動態(tài)再結(jié)晶的發(fā)生[23]，晶粒得到了細(xì)化且孿晶數(shù)量減少。圖13b中大晶粒的數(shù)量少于圖13a，并且b位置平均晶粒尺寸略小于a位置。這是由于圖11中的b位置等效應(yīng)變略大于a位置等效應(yīng)變，變形量的增加使微觀組織逐漸均勻且晶粒尺寸逐漸減小。

圖13中的c、d位置與a、b位置相比，晶粒明顯細(xì)化。c位置平均晶粒尺寸為8.05 μm，d位置平均晶粒尺寸為7.56 μm。

由圖11可知，c、d位置等效應(yīng)變值分別達(dá)0.59和0.71，相對于a、b位置等效應(yīng)變量增幅較大，使得變形儲能也進(jìn)一步增大，發(fā)生了較多的動態(tài)再結(jié)晶行為，組織變形更加均勻，晶粒尺寸得到進(jìn)一步細(xì)化。c、d位置原始大晶粒被分割為不規(guī)則多邊形，所形成的再結(jié)晶新晶粒的形貌也不規(guī)則。圖13e中微觀組織已相對均勻，不再有大尺寸晶粒組織，很多原始晶粒被拉成長條狀分布在細(xì)晶組織中，而且?guī)缀蹩床坏綄\晶的存在。e位置平均晶粒尺寸為3.71 μm，f位置平均晶粒尺寸為6.92 μm。對比e與c位置以及f與d位置的平均晶粒尺寸可知，f位置晶粒細(xì)化程度與d位置相比相差不大，而e位置晶粒相對于c位置明顯細(xì)化。這是由于e、f位置等效應(yīng)變值分別達(dá)到了0.90和0.72，f位置相對于d位置基本沒有產(chǎn)生變形，而e位置的等效應(yīng)變值相對于c位置進(jìn)一步增大，進(jìn)而發(fā)生了動態(tài)再結(jié)晶使晶粒細(xì)化。

3 結(jié)論

(1)本文建立了Mg/Al復(fù)合板波紋軋熱-力耦合有限元模型，通過軋制實(shí)驗(yàn)驗(yàn)證了模型的準(zhǔn)確性，并利用模型研究了軋制變形區(qū)應(yīng)力、應(yīng)變以及溫度的分布特點(diǎn)。

(2)軋制變形區(qū)界面處縫隙沿軋制方向減小，最終在接近變形區(qū)出口位置實(shí)現(xiàn)結(jié)合，波谷和波峰位置擴(kuò)散層厚度分別為3.3 μm和2.7 μm。

(3)波紋輥形促進(jìn)了鎂合金的變形，產(chǎn)生了大量的塑性變形熱。較高的界面溫度有利于發(fā)生動態(tài)再結(jié)晶，促使復(fù)合板實(shí)現(xiàn)更充分的復(fù)合。

(4)利用軋卡實(shí)驗(yàn)與有限元模擬分析了變形區(qū)不同位置鎂合金晶粒的變化，其微觀組織結(jié)構(gòu)主要包括等軸晶、孿晶及動態(tài)再結(jié)晶晶粒，接近變形區(qū)出口復(fù)合界面的波谷和波峰處平均晶粒尺寸分別為3.71 μm和6.92 μm。