2.1 真应力-真应变曲线

图1为5356铝合金在不同变形温度与变形速率下的真应力-真应变曲线（以下简称应力-应变曲线）。曲线中流动应力的变化由加工硬化与动态软化（DRX及DRV）之间的平衡所决定。流动应力对变形温度及变形速率均十分敏感。从图1可以看出：在变形速率恒定条件下，峰值应力随变形温度的升高而降低。这是由于温度升高会加速DRX过程，从而促进软化，使流动应力下降。当变形温度保持不变时，峰值应力随变形速率的提高而增大。高变形速率下材料变形时间缩短，DRV与DRX难以充分进行，动态软化效果减弱，导致变形所需能量增加，峰值应力相应上升^［9–10］。

图1 不同应变速率5356铝合金的真应力-真应变曲线

Fig.1 True stress-true strain curves of 5356 aluminum alloy with different strain rates

（a） $\dot{\epsilon }$=0.01 s⁻¹； （b） $\dot{\epsilon }$=0.1 s⁻¹； （c） $\dot{\epsilon }$=1 s⁻¹

在5356铝合金的塑性变形过程中，DRX与超塑性属于“安全”的变形机制，而DRV在热加工中也被视为有利的变形方式；其他机制则可能引起微观组织损伤或性能不均匀^［11］。从图1可见，当$\dot{\epsilon }$=0.01，0.1和1 s⁻¹，T=300和350 ℃时，应力-应变曲线均表现为典型的“加工硬化型”。而在T=400，450和500 ℃条件下，当变形速率超过0.1 s⁻¹时，应力值出现不同程度的波动，但波动幅度有限，表明线坯在热变形过程中同时发生DRV与DRX^［12］。

2.2 流动应力本构方程及热加工图的构建

本构方程能够反映真应力-真应变与变形速率、变形温度之间的内在联系，定量描述流动应力与变形条件、材料微观组织及性能之间的关联，是确定热变形工艺参数的重要依据^［13］。为表征5356铝合金线坯在热压缩变形过程中各参量之间的关系，采用包含Arrhenius项的指数型本构方程及Zener-Hollomon参数（Z参数）：$\dot{\epsilon }=Af(\sigma )\text{exp}\left[-\frac{Q}{RT}\right]$（1）$f(\sigma )=\{\begin{array}{c}{\sigma }^{n_1}，\alpha \sigma <0.8\\ exp(\beta \sigma )，\alpha \sigma >1.2\\ sinh{(\alpha \sigma )}^n，所有\sigma \end{array}$（2）式中，$\dot{\epsilon }$是变形速率，s⁻¹；σ是峰值应力，MPa；Q是变形激活能，J·mol⁻¹；T是绝对温度，K；R是气体常数，取值为8.314 J·mol⁻¹；A，n₁，n，α和β是材料常数，且满足α=β/n₁。通过对实验数据进行线性回归拟合，得到A=3.87×10¹¹ s⁻¹，n=4.98，α=0.014，Q=171.23 kJ·mol⁻¹。在给定应变条件下，5356铝合金线坯的Arrhenius本构方程可表示为：$\dot{\epsilon }=3.87\times {10}^{11}{\left[\sinh (0.014\sigma )\right]}^{4.98}\exp \left(\frac{-171.23}{RT}\right)$（3）对应的流动应力方程可借助Z参数表示为：$\sigma =\frac{1}{0.0142}\left\{{\left(\frac{Z}{3.87\times {10}^{11}}\right)}^{1/4.98}+{\left[{\left(\frac{Z}{3.87\times {10}^{11}}\right)}^{2/4.98}+1\right]}^{1/2}\right\}$（4）$Z=\dot{\epsilon }\text{exp}\left(\frac{-171.23}{RT}\right)$（5）

图2为5356铝合金在应变ε=0.7条件下基于动态材料模型构建的热加工图（白色区域为变形安全区，灰色区域为变形失稳区）。可知，失稳区集中在T=300~350 ℃，$\dot{\epsilon }$=0.01，0.1和1 s⁻¹的范围内；其余区域为安全区。当ε=0.7时，高功率耗散系数出现在T=430~480 ℃，$\dot{\epsilon }$=0.01~1 s⁻¹范围内，其最大功率耗散因子为0.38，表明该区域具有良好的可加工性。功率耗散系数随变形温度升高及变形速率降低而增大，说明高温、低应变速率条件有利于热变形加工。

图2 5356铝合金热加工图（ε=0.7）

Fig.2 Thermal processing diagram of 5356 aluminum alloy （ε=0.7）

2.3 变形速率对线坯微观组织演化的影响

为深入揭示线坯微观组织演变规律，基于图2中5356铝合金的热加工图，选取3个试样（ε=0.7，T=450 ℃，$\dot{\epsilon }$=0.01，0.1和1 s⁻¹）进行EBSD分析，以探讨变形速率与微观组织演化之间的关联。图3为不同变形速率条件下（ε=0.7，T=450 ℃，$\dot{\epsilon }$=0.01，0.1和1 s⁻¹）试样的晶粒分布图。图3（a~c）中均可见形状不规则且分布不均匀的细小晶粒，表明5356铝合金在热变形过程中发生了DRX^{［14–15］}。通常合金在锯齿状晶界凸起处发生“晶界弓弯形核”，当成核后的应变能差驱动力达到临界值时，DRX晶核开始长大，引发晶界迁移。当变形速率提高至$\dot{\epsilon }$=1 s⁻¹时，快速应变硬化导致位错密度迅速上升，为原始晶界的弓弯形核提供了更强的驱动力^［16］，从而在图3（c）虚线区域形成典型的“项链”组织，此为DRX的显著特征之一。图3（d~f）展示了不同变形速率条件下（ε=0.7，T=450 ℃，$\dot{\epsilon }$=0.01，0.1和1 s⁻¹）试样的晶粒尺寸分布。统计结果表明，5356铝合金在不同变形速率下的晶粒尺寸主要集中在3~10 μm范围内，且小尺寸晶粒占比较高。具体而言，当$\dot{\epsilon }$=0.01 s⁻¹时，晶粒尺寸分布较为均匀；在$\dot{\epsilon }$=0.1 s⁻¹条件下，尺寸小于5 μm的晶粒基本消失，整体晶粒尺寸与$\dot{\epsilon }$=0.01 s⁻¹时相比变化不大，但出现极少量大尺寸晶粒；当$\dot{\epsilon }$提高至1 s⁻¹，晶粒尺寸分布趋于不均匀，大尺寸晶粒明显增多。3个试样（$\dot{\epsilon }$=0.01，0.1和1 s⁻¹）的平均晶粒尺寸分别为7.47，8.55和9.45 μm，平均晶粒纵横比分别为2.89，1.95和4.93。随着变形速率的增加，平均晶粒尺寸逐渐增大，而平均晶粒纵横比呈现“先下降后上升”的变化趋势。在$\dot{\epsilon }$=0.1 s⁻¹条件下，平均纵横比最接近1，表明此时晶粒形貌最接近等轴状，说明在压缩过程中晶粒逐渐向等轴化演变。

图3 不同变形速率条件下（ε=0.7，T=450 ℃，$\dot{\epsilon }$=0.01，0.1和1 s⁻¹）试样的晶粒分布图和晶粒尺寸分布图

Fig.3 Grain distribution map （a~c） and grain size distribution map （d~f） of samples under different deformation rates （ε=0.7，T=450 ℃，$\dot{\epsilon }$=0.01，0.1 and 1 s⁻¹）

（a，c） $\dot{\epsilon }$=0.01 s⁻¹； （b，e） $\dot{\epsilon }$=0.1 s⁻¹； （c，f） $\dot{\epsilon }$=1 s⁻¹

图4是不同变形速率条件下（ε=0.7，T=450 ℃，$\dot{\epsilon }$=0.01，0.1和1 s⁻¹）试样的晶界分布图。图中黑色线条代表大角度晶界（HAGBs，取向差≥15°），绿色线条代表小角度晶界（LAGBs，取向差<15°）。LAGBs通常由变形引起，而再结晶过程会促使LAGBs向HAGBs迁移，因此晶界取向差分布可作为评估再结晶程度的重要依据。由图4（a~c）可知，当$\dot{\epsilon }$=0.01 s⁻¹时，LAGBs分布较少；在$\dot{\epsilon }$=0.1 s⁻¹条件下，LAGBs分布较前者更为密集；当$\dot{\epsilon }$增至1 s⁻¹时，LAGBs数量明显减少，其在大小晶粒中分布不均，呈现局部偏聚现象，并伴随晶粒长大。此外，$\dot{\epsilon }$=1 s⁻¹时HAGBs数量增加，这类晶界通常可作为DRX的潜在形核位置。图4（c）中HAGBs与小晶粒结合形成了典型的“项链”结构，这是DRX的显著特征，且新晶粒主要在弓弯晶界处形核与长大，表明该条件下主要发生非连续动态再结晶（DDRX）。图4（d）展示了变形速率对LAGBs与HAGBs比例的影响（ε=0.7，T=450 ℃）。随着变形速率从0.01 s⁻¹增至1 s⁻¹，LAGBs比例呈现“先升高后降低”的趋势（分别为38.3%，49.5%和39.0%），而HAGBs比例则呈“先降低后升高”的变化（分别为58.9%，47.6%和58.2%）。在挤压合金中，较多的HAGBs有助于阻碍位错运动，从而提升合金的抗拉强度；相反，较少的LAGBs可抑制裂纹扩展，有利于提高合金的塑性^{［17–18］}。在$\dot{\epsilon }$=0.01 s⁻¹条件下，HAGBs比例最高，LAGBs比例最低，表明该工艺状态下合金具有较优的综合性能。

图4 不同变形速率条件下（ε=0.7，T=450 ℃，$\dot{\epsilon }$=0.01，0.1和1 s⁻¹）试样的晶界分布图

Fig.4 Distribution of grain boundaries of samples under different deformation rates （ε=0.7，T=450 ℃，$\dot{\epsilon }$=0.01，0.1 and 1 s⁻¹）

（a） $\dot{\epsilon }$=0.01 s⁻¹； （b） $\dot{\epsilon }$=0.1 s⁻¹； （c） $\dot{\epsilon }$=1 s⁻¹； （d） Distribution of different grain boundary occupancies

图5是不同变形速率条件下（ε=0.7，T=450 ℃，$\dot{\epsilon }$=0.01，0.1和1 s⁻¹）试样的DRX分析图。图中蓝色区域代表再结晶晶粒，红色区域为变形晶粒，黄色区域则表示亚晶粒。由图5（a~c）可以看出，当$\dot{\epsilon }$=0.01 s⁻¹时，晶粒沿压缩方向被压扁，变形晶粒、亚晶粒和再结晶晶粒分布较为均匀；当$\dot{\epsilon }$=0.1 s⁻¹时，晶粒形态相较于$\dot{\epsilon }$=0.01 s⁻¹时更趋于等轴状，但出现大量聚集分布的变形晶粒，形成明显的“变形带”；当$\dot{\epsilon }$提高至1 s⁻¹时，晶粒尺寸分布不均，亚晶粒显著长大，且蓝色所标示的再结晶区域占比最高，表明该条件下晶界迁移过程加快、HAGBs数量增多，从而促进了DRX的发生。图5（d）反映了不同变形速率下再结晶区、亚结构区与形变区的比例变化。随着变形速率增加，再结晶区与亚结构区的占比均呈现“先降低后升高”的趋势（再结晶区：21.9%，9.47%和18.04%；亚结构区：52.8%，24.17%和48.12%），而形变区占比则表现为“先升高后降低”（25.2%，66.36%和33.83%）。再结晶体积分数的变化主要源于连续动态再结晶（CDRX）与DDRX之间的竞争机制，以及变形速率对二者演变过程的差异化影响。CDRX依赖于位错重组形成亚晶界，并逐步转化为HAGBs，该过程需要足够时间以实现亚晶稳定与晶界迁移。当$\dot{\epsilon }$=0.1 s⁻¹时，CDRX因时间不足及动态回复的竞争作用而受到抑制，导致DRX体积分数下降；而当$\dot{\epsilon }$=1 s⁻¹时，塑性变形引起的绝热温升与储存能积累共同激活了DDRX机制，HAGBs作为形核位点进一步促进再结晶，最终使DRX体积分数回升。

图5 不同变形速率条件下（ε=0.7，T=450 ℃，$\dot{\epsilon }$=0.01，0.1和1 s⁻¹）试样的DRX分析图

Fig.5 Analysis of DRX of samples under different deformation rates （ε=0.7，T=450 ℃，$\dot{\epsilon }$=0.01，0.1 and 1 s⁻¹）

（a） $\dot{\epsilon }$=0.01 s⁻¹； （b） $\dot{\epsilon }$=0.1 s⁻¹； （c） $\dot{\epsilon }$=1 s⁻¹； （d） DRX percentage plot

挤压态铝合金的DRX体积分数对其力学性能具有重要影响。通常，DRX晶粒体积分数越高，合金的塑性越好，这是因为较高的再结晶区域往往伴随晶粒细化^［19］。在$\dot{\epsilon }$=0.01 s⁻¹条件下，DRX占比最高，表明该状态下合金具备最优的可加工塑性，此结论与图4（a）的分析结果一致。

基于局部取向差的形核平均取向差方法，结合应变梯度理论对几何必须位错（GNDs）密度进行估算，可用于定量分析不同状态下的位错密度演化过程^{［20–23］}。图6为不同变形速率条件下（ε=0.7，T=450 ℃，$\dot{\epsilon }$=0.01，0.1和1 s⁻¹）试样的GNDs密度分布图和取向差柱状图。图6（a~c）为不同应变速率下的GNDs密度分布图，图中绿色区域表示塑性变形较大、位错密度较高的区域，蓝色区域则表示塑性变形较小、位错密度较低的区域。当$\dot{\epsilon }$=0.01 s⁻¹时，GNDs密度较低且分布较为均匀；$\dot{\epsilon }$=0.1 s⁻¹时，GNDs密度较高且分布相对集中；$\dot{\epsilon }$=1 s⁻¹时，GNDs主要聚集在细小的再结晶晶粒周围。总体而言，GNDs密度越高，对应的局部应变越大。结合图5可以看出，位错密度主要集中在变形晶粒周围。图6（b）中由变形晶粒构成的变形带区域位错密度显著集中，这是由于变形晶粒内部位错密度较高，而再结晶晶粒和亚晶粒中位错密度较低。图6（d~f）为对应条件下的取向差统计柱状图。图中“Correlated”表示相邻晶粒间的取向差分布，“Uncorrelated”表示非相邻晶粒间的取向差分布，“Random”表示随机或理论取向差分布。图6（e）中“Uncorrelated”与“Random”曲线吻合较好，表明合金在$\dot{\epsilon }$=0.1 s⁻¹条件下织构较弱。而在图6（d，f）中，“Uncorrelated”与“Random”曲线之间存在明显偏差，说明合金在$\dot{\epsilon }$=0.01和1 s⁻¹条件下存在晶粒择优取向，织构含量相对较高。此外，不同应变速率下相邻晶粒取向差均呈现双峰分布特征，峰值分别位于2°和46°附近，取向相关性较低，反映了压缩变形后晶粒取向整体趋于随机分布。

图6 不同变形速率条件下（ε=0.7，T=450 ℃，$\dot{\epsilon }$=0.01，0.1和1 s⁻¹）试样的GNDs密度分布图和取向差柱状图

Fig.6 Distribution of GNDs （a~c） and histograms of orientation differences （d~f） of samples under different deformation rates （ε=0.7，T=450 ℃，$\dot{\epsilon }$=0.01，0.1 and 1 s⁻¹）

（a，d） $\dot{\epsilon }$=0.01 s⁻¹； （b，e） $\dot{\epsilon }$=0.1 s⁻¹； （c，f） $\dot{\epsilon }$=1 s⁻¹

图7为不同变形速率条件下（ε=0.7，T=450 ℃，$\dot{\epsilon }$=0.01，0.1和1 s⁻¹）试样的GNDs密度图。为定量分析5356铝合金在不同变形工艺中位错密度的演变规律，基于EBSD测得的局部取向差数据，采用Kernel Average Misorientation （KAM）方法对GNDs密度进行计算^［24］：${\rho }^{\text{GNDs}}=\frac{2\theta }{ub}$（6）式中，${\rho }^{\text{GNDs}}$表示GNDs密度，θ表示局部取向差平均值，b表示Burger矢量，u表示单位长度。从图7可以看出，随着应变速率的提高，GNDs密度呈现“先升高后降低”的趋势，其值依次为2.36×10¹³，2.75×10¹³和2.10×10¹³ m⁻²。当$\dot{\epsilon }$=0.1 s⁻¹时，GNDs密度达到最高，这与图6（b）及图5（b）中观察到的该状态下位错密度最高、变形晶粒占比最大的结果一致。

图7 不同变形速率条件下（ε=0.7，T=450 ℃，$\dot{\epsilon }$=0.01，0.1和1 s⁻¹）试样的GNDs密度图

Fig.7 GNDs density of samples under different deformation rates （ε=0.7，T=450 ℃，$\dot{\epsilon }$=0.01，0.1 and 1 s⁻¹）

（a） $\dot{\epsilon }$=0.01 s⁻¹； （b） $\dot{\epsilon }$=0.1 s⁻¹； （c） $\dot{\epsilon }$=1 s⁻¹

图8为不同变形速率条件下（ε=0.7，T=450 ℃，$\dot{\epsilon }$=0.01，0.1和1 s⁻¹）试样的孪晶分布图，其中红色线条标记孪晶界。随着应变速率的增加，孪晶界所占比例同样呈现“先增加后减少”的趋势，分别为0.172%，0.772%和0.111%，该变化规律与GNDs密度的演变趋势一致。GNDs作为塑性变形梯度的产物，其非均匀分布会引起局部应力集中，从而直接降低孪生所需的临界分切应力（CRSS），促进孪生启动。因此，GNDs密度的升高会显著提升孪生机制的作用概率^［25］。当$\dot{\epsilon }$=0.1 s⁻¹时，位错增殖速率超过动态回复速率，导致GNDs密度上升，局部应力集中加剧，孪生形核概率显著增加，孪晶比例相应提高。而在$\dot{\epsilon }$=1 s⁻¹时，绝热温升与储存能积累共同促进DDRX的发生。孪晶界作为高能界面，可为再结晶提供优先形核位置，如图8（c）中绿色虚线所示，晶界弓弯形核主要发生在孪晶界附近，从而导致孪晶比例下降。

图8 不同变形速率条件下（ε=0.7，T=450 ℃，$\dot{\epsilon }$=0.01，0.1和1 s⁻¹）试样的孪晶分布图

Fig.8 Twin distribution of samples under different deformation rates （ε=0.7，T=450 ℃，$\dot{\epsilon }$=0.01，0.1 and 1 s⁻¹）

（a） $\dot{\epsilon }$=0.01 s⁻¹； （b） $\dot{\epsilon }$=0.1 s⁻¹； （c） $\dot{\epsilon }$=1 s⁻¹

图9为不同变形速率条件下（ε=0.7，T=450 ℃，$\dot{\epsilon }$=0.01，0.1和1 s⁻¹）试样的Schmid因子分布及其统计图。图9（a~c）中不同颜色代表晶粒的变形能力，当晶体从“硬取向”向“软取向”转变时，颜色相应由蓝色过渡到红色^［26］。图中大部分区域呈现红、黄色，表明3种应变速率下的显微组织均以“软取向”为主，晶粒取向有利于滑移进行。由图9（d~f）的统计结果可知，3种应变速率下的Schmid因子数值普遍较高，整体以“软取向”占优，说明线坯在热变形过程中持续发生晶粒旋转与晶界迁移。具体而言，当$\dot{\epsilon }$=0.01 s⁻¹时，Schmid因子在0.5区间出现最高峰；$\dot{\epsilon }$=0.1 s⁻¹时，峰值位于0.48区间；而$\dot{\epsilon }$=1 s⁻¹时，“软取向”程度有所降低，在小于0.36的区间出现新的峰值。总体来看，在给定温度下，随着应变速率的增加，“软取向”分布呈现逐渐减弱的趋势，这与图9（d~f）的统计结果一致。

图9 不同变形速率条件下（ε=0.7，T=450 ℃，$\dot{\epsilon }$=0.01，0.1和1 s⁻¹）试样的Schmid因子分布和统计图

Fig.9 Distribution （a~c） and statistics （d~f） of Schmid factors of samples under different deformation rates （ε=0.7，T=450 ℃，$\dot{\epsilon }$=0.01，0.1 and 1 s⁻¹）

（a，d） $\dot{\epsilon }$=0.01 s⁻¹； （b，e） $\dot{\epsilon }$=0.1 s⁻¹； （c，f） $\dot{\epsilon }$=1 s⁻¹

5356铝合金在塑性变形过程中，滑移引发晶粒旋转，促使滑移面逐渐转向最大剪切应力方向，即趋于“软取向”。在低应变速率下，位错滑移占主导地位，晶粒通过逐步旋转调整取向；软取向晶粒因变形抗力较低而优先参与塑性变形，从而进一步强化了软取向的分布。当应变速率升高时，绝热温升促进DRX，但位错的快速积累可能暂时抑制再结晶过程，此时晶粒旋转机制仍在取向调整中起主导作用，而随后温升所激活的DRX仍倾向于在软取向晶粒处形核。因此，在不同应变速率下，晶粒取向仍整体保持以“软取向”为主的特征。

图10为不同变形速率条件下（ε=0.7，T=450 ℃，$\dot{\epsilon }$=0.01，0.1和1 s⁻¹）试样的反极图面分布图（Inverse Pole Figure map，IPF）。IPF通过颜色表示晶粒取向与样品法向之间的关系：图中颜色代表晶体相对于试样法线的取向，相同颜色表示晶体取向一致。其中，红色对应<001>方向，蓝色对应<111>方向，绿色对应<101>方向。随着应变速率的增加，<100>丝织构呈现“先增强后减弱”的趋势，<110>丝织构为“先减弱后增强”，<111>丝织构则为“先增强后减弱”。整体上，丝织构的演变路径可概括为：<101>丝织构→<001>与<111>丝织构→<101>丝织构。从图10可以看出，晶粒整体取向并不显著，不同热压缩状态下的合金织构呈随机分布特征，这与图6（d~f）的取向相关性较低的结果相一致。3种应变速率下的反极图极密度值分别为2.99，3.76和2.96，表明织构强度整体不高。这种较弱织构状态通常有利于提高合金的塑性^{［27–28］}。

图10 不同变形速率条件下（ε=0.7，T=450 ℃，$\dot{\epsilon }$=0.01，0.1和1 s⁻¹）试样的IPF图

Fig.10 IPF plots of samples under different deformation rates （ε=0.7，T=450 ℃，$\dot{\epsilon }$=0.01，0.1 and 1 s⁻¹）

（a） $\dot{\epsilon }$=0.01 s⁻¹； （b） $\dot{\epsilon }$=0.1 s⁻¹； （c） $\dot{\epsilon }$=1 s⁻¹

表1为不同变形速率条件下（ε=0.7，T=450 ℃，$\dot{\epsilon }$=0.01，0.1和1 s⁻¹）试样在取向偏差20°范围内各织构的体积分数EBSD测量结果。3种应变速率下，立方织构（Cube）、旋转立方织构（Cube_ND）和P织构所占比例较高，表明合金中的再结晶织构主要以Cube，Cube_ND和P织构为主。当$\dot{\epsilon }$=0.01 s⁻¹时，C，Cube_ND和P织构所占比例较大，分别为13.3%，19.3%和14.5%。随着应变速率的增加，这3种织构的体积分数均呈现“先升高后降低”的趋势；而S织构和R织构的体积分数则随应变速率的提高持续增加。B织构和Q织构的体积分数随应变速率的变化呈现“先减少后增加”的特点。当$\dot{\epsilon }$=1 s⁻¹时，合金中C，S，B和Goss等变形织构的总含量较高。这些织构对应的Schmid因子相对较小，属于“硬取向”，不利于滑移进行，这与前文图8所述$\dot{\epsilon }$=1 s⁻¹时Schmid因子“软取向”程度降低的结论相符。

3.1 可加工性分析

基于热压缩实验建立了铸挤态5356铝合金的流动应力本构方程和热加工图。本构方程定量描述了流动应力与变形条件之间的关系，而热加工图可用于预测线坯在热变形过程中的“安全区”与“失稳区”，为5356铝合金焊丝制备提供工艺依据。由图2可知，功率耗散因子从左至右逐渐升高，其最高值（0.38）位于右下角区域，对应高温-低应变速率条件；最低值（0）则出现在左下角，对应低温-高应变速率条件。总体上，功率耗散因子随变形温度升高而增大，随应变速率降低而增大。较高的功率耗散因子通常意味着材料具有更好的可加工性，即高温-低应变速率区域有利于热变形加工。当ε=0.7时，5356焊丝线坯的高功率耗散区集中在T=430~480 ℃，$\dot{\epsilon }$=0.01~1 s⁻¹范围内。

3.2 DRX分析

热塑性变形中常见的变形机制包括DRV，DRX，超塑性、楔形裂纹、孔洞形成、晶间裂纹、颗粒边界裂纹及流动失稳等^［29］。其中，DRX和超塑性属于“安全”机制，DRV也为热加工所期望，而DRX对应的功率耗散因子通常高于DRV，更有利于热变形过程的进行^［30］。结合图4~6可知：当$\dot{\epsilon }$=0.1 s⁻¹时，较高的应变速率提升了变形活化能，促使位错增殖与积累更为显著，导致LAGBs的分布较$\dot{\epsilon }$=0.01 s⁻¹时更为密集；当$\dot{\epsilon }$=1 s⁻¹时，应变速率的进一步提高引起快速加工硬化，位错密度进一步增加。LAGBs在持续吸收位错后逐渐转变为HAGBs，同时变形过程中产生的热量促使亚晶及再结晶晶粒尺寸增大，形成典型的“项链”组织。在不同应变速率下，新晶粒主要在晶界弓弯处形核并长大，表明合金在热变形过程中的主要软化机制为DDRX。

热加工过程中微观组织（如亚晶、晶界特征）对DRX具有重要影响。首先，亚晶是DRX的形核基础，其状态直接影响再结晶的启动；其次，HAGBs作为有效的形核位置能够促进DRX进程，大小角度晶界的比例变化也会影响再结晶程度。图4（d）与图5（d）显示，HAGBs比例的变化趋势与再结晶区占比一致，而与LAGBs占比相反，说明HAGBs的增加为再结晶提供了更多形核位置，促进了再结晶的发生。当$\dot{\epsilon }$=0.01 s⁻¹时，HAGBs占比最高（58.9%），LAGBs占比最低（38.3%）。HAGBs能有效阻碍位错运动，有利于提高线坯的强度；LAGBs则可抑制裂纹扩展，有助于改善塑性。因此，该条件下线坯表现出最佳的综合性能。

3.3 织构演变

由图10和表1可知，不同变形状态下线坯的织构整体呈随机分布特征。随着应变速率的增加，不同丝织构之间发生相互转化，其演变路径可描述为：<101>丝织构→<001>与<111>丝织构→<101>丝织构。线坯中C，Cube_ND和P织构的体积分数随应变速率呈现“先升高后降低”的趋势，而B和Q织构则呈现“先降低后升高”的趋势。图5（d）显示，$\dot{\epsilon }$=0.01和1 s⁻¹时的再结晶程度高于$\dot{\epsilon }$=0.1 s⁻¹，说明再结晶区的增加促使C，Cube_ND和P织构向B和Q织构转变。此外，研究表明，Goss{011}<100>织构和P{011}<122>织构均与Brass{011}<112>织构存在35°<110>的晶体学取向关系，属于低能量取向^［31］。表1中，Goss织构和P织构的体积分数均随应变速率“先增加后减少”，而B织构的变化趋势恰好相反，表明这三者之间存在相互转化的关系。

5356铝合金线坯织构的演变主要受以下3方面因素影响：1）晶粒尺寸：如图3所示，随着应变速率的增加，平均晶粒尺寸逐渐增大（7.47，8.55和9.45 μm），增大了晶粒转动与晶界迁移的阻力，从而引起晶粒取向变化；2）变形区与再结晶区比例：结合图5（d）、图10和表1可知，随应变速率增加，变形区比例呈现“先升高后降低”（25.2%，66.36%和33.83%），变形晶粒的择优取向导致丝织构发生变化；再结晶区比例则呈现“先降低后升高”（21.9%，9.47%和18.04%），进而影响再结晶织构的组成；3）GNDs密度：位错密度是反映材料性能的关键参数。热变形中位错先相互缠结形成胞状结构，随后通过湮灭与重排逐渐演化为亚晶，最终在HAGBs迁移作用下形成新的DRX晶粒。该过程直接影响晶粒取向，故位错密度与织构演变密切相关。如图6所示，GNDs密度随应变速率呈“先升高后降低”趋势（2.36×10¹³，2.75×10¹³和2.10×10¹³ m⁻²），其增大会阻碍晶粒间的相对转动，从而引起织构变化。

3.4 表面质量

图11为不同变形速率条件下（ε=0.7，T=450 ℃，$\dot{\epsilon }$=0.01，0.1和1 s⁻¹）试样的SEM表面形貌图。可见，当$\dot{\epsilon }$=0.01 s⁻¹时，线坯表面缺陷最少，表面质量最佳。影响5356铝合金焊丝表面质量的主要因素包括晶粒尺寸、织构类型及晶体取向分布：1）晶粒尺寸：晶粒尺寸直接影响多晶体变形的均匀性。晶粒较大时，晶内与晶界附近的应变差异显著，变形不均匀性增大；晶粒较小时，应变分布更为均匀，有利于获得良好的表面质量。在ε=0.7，T=450 ℃，$\dot{\epsilon }$=0.01 s⁻¹条件下，线坯平均晶粒尺寸最小（7.47 μm），变形均匀性最佳，表面质量最优；2）织构类型：焊丝后续常进行阳极氧化处理，织构类型会影响氧化膜的均匀性。其中Cube织构{001}<100>对氧化膜生长影响最为显著，由于{001}取向晶粒的氧化膜生长速度高于{011}和{111}取向，易导致膜厚不均与反射率差异。Cube织构占比越高，理论上阳极氧化后的表面质量越好^［32］。由表1可知，在$\dot{\epsilon }$=0.01和0.1 s⁻¹条件下，Cube织构体积分数较高；3）晶体取向随机化程度：在$\dot{\epsilon }$=0.01 s⁻¹时，晶粒尺寸最小，晶粒转动与晶界迁移更易进行，促使织构随机化程度提高，晶粒间取向差增大。这种取向分布的不均匀性增强了材料的各向异性，有利于实现更均匀的塑性变形，从而改善表面质量。相较于织构类型，晶粒尺寸与晶粒间取向差对表面质量的影响可能更为显著。

图11 不同变形速率条件下（ε=0.7，T=450 ℃，$\dot{\epsilon }$=0.01，0.1和1 s⁻¹）试样的SEM表面形貌图

Fig.11 SEM images for surface topography of samples under different deformation rates （ε=0.7，T=450 ℃，$\dot{\epsilon }$=0.01，0.1 and 1 s⁻¹）

（a） $\dot{\epsilon }$=0.01 s⁻¹； （b） $\dot{\epsilon }$=0.1 s⁻¹； （c） $\dot{\epsilon }$=1 s⁻¹