图1.2 ECAP路径示意图
1.3.3  挤压道次
镁合金的显微组织同样受到ECAP挤压道次的影响。对各种系列标号的镁合金而言，无论采用何种挤压路径，在一个道次的挤压过程之后，晶粒细化的程度十分显著，并且所得晶粒多为条带状。在接下来的挤压过程中，条带状晶粒逐渐演化为均匀细小的等轴晶。
根据累积等效应变公式，累计的塑性应变量随着挤压道次的增加而增大。在ECAP中体现为：晶粒细化程度随着挤压道次的增加而变得应该更高。但是根据Cheng和Shinh等人的研究发现，挤压道次存在一个特定的数值，当挤压道次达到这个数值时，即使继续增加挤压道次，晶粒的几何尺寸大小和长宽比变化情况不明显，但是伴随着持续增加的挤压道次，晶粒间的位向差会增大，大角度晶界同样会增多。导致这个现象产生的原因是，塑性变形过程中，位错的增殖、湮灭及回复作用。汪建敏等人发现随着挤压道次的增加，材料的硬度的上升越来越缓慢，在经历了第一道次ECAP加工后，材料的硬度上升十分迅速。但在经历了4 道次的ECAP后，材料的硬度不再发生明显的变化且趋于饱和。出现这样的现象，是由于在1、2、3道次的ECAP加工过程中，基态镁合金以晶内的位错运动作为主要的变形机制，但随着挤压道次的增加，基态镁合金的变形机制逐渐从晶内的位错运动转变为晶界滑移，并且晶界滑移的程度十分细小。这样的转变导致了位错密度的增加速度降低，其结果必然是晶粒细化速度变慢，硬度上升趋于平缓稳定[7]。
1.3.4  挤压速度和温度
在 ECAP中，镁合金的微观组织和力学性能同样受到挤压温度的影响。过高的挤压温度将会导致晶粒呈现长大的趋势，从而使得晶粒细化效果减弱。在一定范围内，过快的挤压速度将使得晶粒变得十分不均匀[8]。
1.4  等径角挤压对AZ31镁合金的影响
1.4.1  晶粒尺寸对AZ31镁合金的影响

图1.3 AZ31B试样的光学显微照片
（a）铸态；(b)1道次ECAP；(c)2道次ECAP；(d)8道次ECAP，通过路径都为Bc
图1.3（a）至（d）分别显示了铸态、经过1道次ECAP、2道次ECPA以及8道次ECPA(挤压路径为Bc)的AZ31B合金坯料的光学显微图像。铸态材料的晶粒平均尺寸为50μm，并且颗粒均匀的分布在整个样本中。虽然许多晶粒仅仅经过一道次ECAP后明显细化，但是显微结构是不均匀的，细粒的平均粒径为4μm，而一些粗粒达到15μm。经过第二道次后，在三个面上的观测中，晶粒分布的合理且均匀，平均粒径为2.5μm。近一步地，经过8道次的挤压获得更为整齐的显微结构，平均粒径为2.4μm。当比较相同应变水平的ECAP时，在许多合金中，粒径可被细化低至0.5~1μm间，在纯金属中，甚至低至0.2μm。对于AZ31B合金，粒径细化不太明显（8道次后达到2.4μm），但是相较于之前的ECAP挤压得到粒径为10至17μm的AZ31B样本，提升了很多[9]。造成区别的主要原因为ECAP处理温度不同（200℃相对于300℃）[10]。
根据Hall-Petch公式:
σy=σ0+K*d-1/2
可知：由于多晶体中的晶界变形抗力较大，且每个晶粒的变形都要受到周围晶粒的牵制，故多晶体的室温强度总是随着晶粒的细化（即晶界的）而提高。式中d为晶粒直径。由于ECAP变形大大降低了AZ31镁合金的粒径，并且AZ31镁合金的屈服强度显著提升，故推断AZ31镁合金的晶粒尺寸与强度符合Hall-Petch关系。此外，大量研究已表明，镁合金的强度和晶粒尺寸间符合Hall-Petch关系。
1.4.2  织构对AZ31镁合金的影响
 
图1.4 经过1道次ECAP后AZ31镁合金的正极图
1道次的ECAP处理带来的效果相当于镁合金内部的小部分晶粒偏离了初始取向（图1.4），并且多数晶粒的基面与ED之间呈20°夹角，柱面和锥面的取向基本上处于随机状态，因此便导致了初始的丝织构[11]减弱程度十分明显。经1道次ECAP后，在拉伸力学性能中，AZ31镁合金的抗拉强度大小约为310MPa，拉伸屈服强度大小约为188MPa，延伸率大小约为20%；在压缩力学性能中，AZ31镁合金的抗压强度大小约为280MPa，压缩屈服强度大小约为150MPa，延伸率大小约为13%，材料的拉-压屈服强度之比大小约为1.25，这表明，材料仍然表现出拉压屈服强度大小的非对称性。这主要是由于AZ31镁合金内部晶粒大小被细化以及织构改变两项原因，最大化地限制了{10 2}<10  >孪生变形[12]。 微米晶AZ31镁合金低周疲劳行为研究(3):http://www.youerw.com/cailiao/lunwen_12712.html