某些铝合金挤压制品在挤压及热处理后，在其周边出现一层粗大晶粒组织，通常称为粗晶环（Peripheral Coarse Grain—PCG）。粗晶环是铝合金挤压制品中的主要缺陷之一，当断面形成相当大部分的粗晶区域时，材料的力学性能、疲劳强度等性能显著降低，造成挤压制品的报废。

根据实际生产的统计，粗晶环在挤压制品上的大概分布规律为：①挤压制品长度方向上的分布是前端薄后端厚，呈内径有锥度的管状，粗晶区和细晶区有明显的分界线，严重情况下会在全断面出现粗晶组织；②用单孔模挤压的铝合金棒材，经淬火后粗晶区域均匀地分布在周边；多孔模挤压的棒材，经淬火后粗晶区域在棒材周边的一部分呈月牙状；模孔数少，月牙形粗晶环较长，模孔数多，则月牙形粗晶环短；③挤压空心型材时，易出现在型材空心部分四周的表面上，外表面更明显，在壁厚较大处，粗晶环的厚度也较大；④在挤压制品的尾端常带有部分粗晶环进入制品的中心区。

关于粗晶环的机理形成的机理，国内外研究学者进行了大量的实验和研究，但是目前尚未形成统一的看法，对其形成机理曾提出了多种观点：①粗晶环是一次再结晶的结果；②粗晶环是二次再结晶的结果；③粗晶环是坯料与挤压筒壁之间剧裂摩擦而产生剧烈的剪切变形引起；④临界变形程度的观点；⑤锰元素的偏析观点；等等。但是，大量的生产实践及研究结果表明，导致粗晶环形成的因素很多，包括挤压导致的不均匀变形、挤压出口温度变化、挤压比的大小、挤压速度的大小、挤压方式（如正向挤压与反向挤压）的选择、挤压设备及工具的影响、挤压润滑条件、挤压前均匀化工艺、挤压后的冷却条件、合金本身的化学成分等等，都会对粗晶环的形成产生影响。

目前，对于挤压不均匀变形及温升导致粗晶环的观点普遍认可。因为挤压时，因挤压材料与模面的摩擦产生的热效应，造成局部温度升高，该局部温升也会因挤压速度的提高而提高，另外，挤压工艺固有的不均匀形变不可避免。不均匀温度和形变的复合，导致型材周边的局部再结晶和晶粒长大形成了粗晶环。

因此，要减轻粗晶环或防止粗晶环形成，首先要控制好型材在模具的出口温度。如果出口温度低于合金的再结晶温度，粗晶环就不会形成。但是，如果出口温度高于再结晶温度，在线快速冷却可能中断再结晶，避免晶粒长得很大。例如部分中强度铝合金，特别是对用在非载重场合的型材，粗晶环并不一定是一个严重的问题，因为这些合金的固溶温度相对较低，对快速冷却的敏感性也较弱，所以可以在挤压后给予在线快速冷却。可是，并不是所有的中强度铝合金都适合于在线快速冷却，例如有的合金冷却形变太严重，或者因为没有在线快速冷却设备，在这些情况下，粗晶环就成了中强度铝合金型材的质量问题之一了。实际上，静态再结晶只需要几秒钟的时间，而目前大多数挤压设备并不具备出口温度精确控制技术，所以在线快速冷却有时也不可能避免再结晶的发生。

另外，粗晶环对需要非在线固溶热处理的2XXX系列和7XXX系列高强度铝合金来说是个更严重的质量问题。例如对于7XXX系列铝合金，在线快速冷却工艺无法实施，因为这些合金的固溶温度和熔解温度的区间很小，所以这类合金的挤压速度相对较慢（防止温升波动过大），导致型材在模具出口到快速冷却设备的间隙时间较长，因而无法避免静态再结晶的发生。

虽然可以用调节或优化挤压工艺参数（如梯温加热、减小挤压比、加强润滑等）的方法减小或防止粗晶环形成，但实际生产中这些手段还是非常有限或不便使用的。因此，从目前研究成果看，在允许的合金成分范围内，调节合金元素的含量，来产生弥散相颗粒，从而抑制再结晶的发生，应当是防止粗晶环形成的有效手段之一。    

弥散相颗粒锁定（“钉扎”）晶界的作用可以用齐纳（Zener）阻力P_z来描述，齐纳阻力越高，晶界锁定作用越强烈，再结晶和晶粒长大就越少：

P_z=3γF_v／2R

上式中，γ是被弥散相颗粒锁定的晶界表面能，F_v是弥散相颗粒的体积分数，R是弥散相颗粒的半径。可见，晶界锁定作用与弥散相颗粒的体积分数成正比，而与弥散相颗粒的尺寸成反比。换一句话说，要达到晶界锁定作用或齐纳阻力的最大化，关键是要获得大的弥散相颗粒体积分数和小的弥散相颗粒尺寸。 

例如，锰、铬以及锆是7XXX系铝合金中常见的弥散相形成元素。常见的弥散相，例如Al₁₂Mn₂Cr，A1₂₀Mn₃Cu₂，A1₇Cr，AlCrMg，Al₆Mn，A1MnSi以及Al₃Zr等等，都有可能阻止晶界的移动，阻止晶粒的长大。这些元素既可以单一地加入到铝合金中，也可以同时加入铝合金中。增加它们在铝合金中的含量，会增加弥散相颗粒的体积分数，减少弥散相颗粒间距，从而增强晶界锁定作用。关键是要控制在铸造后的均匀化热处理时，能产生的细小的、均匀分布的弥散相颗粒(<0.5μm)，还要防止在挤压和固溶处理时弥散相颗粒的粗化，维持它们与基体(铝固溶体)的共格界面。与含锰和含铬的弥散相相比较，Al₃Zr有更大的阻止再结晶潜力。铝合金中加入微量的锆(最多0.5％)，就会产生球状的、纳米尺寸的Al₃Zr颗粒(大约20nm)，该类弥散相与基体(铝固溶体)有共格界面。但是，在铝锭连铸时，锆有偏析的倾向，使得Al₃Zr颗粒在均匀化热处理时不均匀析出，导致在弥散相颗粒不稠密的地方，再结晶不能完全受抑制。所以，要达到晶界锁定作用的最大化，就必须优化均匀化热处理工艺，来获得均匀分布的细小的Al₃Zr颗粒。但是，弥散相颗粒在铝合金中的存在，不可避免地增加铝合金在挤压时的流变应力和快速冷却敏感性。所以，要选择最有效的合金元素，优化这些元素的含量，来达到晶界锁定作用的最大化，同时，限制合金流变应力的提升。

再如，6061铝合金为Al-Mg-Si系，有良好的塑性和优良的可焊性和抗蚀性，无应力腐蚀开裂倾向，可阳极氧化着色，也可涂漆，上珐琅等，广泛用作建筑装饰型材和工业结构材料。然而在热挤压和淬火的生产过程中，容易产生粗晶环，使铝合金材料的力学性能下降，强度、硬度降低。有研究认为，6061铝合金加入Mn，可以提高强度，改善冲击韧性和弯曲性能。Cr和Mn有相似的作用，Cr可以改善Cu的耐蚀性能下降的不良影响。更为重要的是，Cr、Mn与金属Al形成CrAl₇、MnAl₆金属化合物，在热挤压过程中，大分子团CrAl₇、MnAl₆增加了铝基体的变形抗力，Cr、Mn等元素起到了一个钉扎作用，使6061铝合金的不均匀变形程度降低。同时，在强大应力作用下，部分CrAl₇、MnAl₆以弥散质点状态析出并聚集在晶粒的晶界上。弥散质点析出物对亚结构的多边化和稳定化起主要作用，使晶核形核率和长大速率都下降，再结晶温度提高，阻碍了晶粒的长大和聚集。利用CrAl₇、MnAl₆的上述特性，在6061铝合金中适当添加元素Cr和Mn，显著地提高了再结晶温度，阻碍了在挤压过程中粗晶环的生长。研究表明，6061铝合金铸棒不宜进行长时间均匀化热处理，因为在铸造过程中，冷却速度快，CrAl₇、MnAl₆相来不及充分地从基体中析出，但在均匀化时，CrAl₇、MnAl₆相进一步由基体中析出，在长时间高温的作用下，CrAl₇、MnAl₆弥散质点聚集长大，从而使6061铝合金再结晶温度降低和阻止再结晶能力减弱，反而易于产生粗晶环。

再如，2024铝合金，属于Al-Cu-Mg系高强硬铝合金，耐热性好，广泛用于军工和民用结构件。但是，由于2024铝合金的固溶温度和溶解度线的间隙很小，无法进行在线固溶热处理，难以避免固溶处理过程中发生再结晶，在2024铝合金型材中容易形成粗晶环缺陷。有关研究表明，2024铝合金圆锭中Mn元素的增加所形成的Mn元素晶内偏析，晶界Mn元素富集，“阻碍和钉扎”晶界迁移，抑制晶粒长大，减弱了挤压过程中的一次再结晶程度，进而也减弱了固溶淬火产生的二次再结晶程度，使得粗晶环深度减小。因此，若保持均匀化退火、挤压工艺参数和淬火加热条件等不变，则可通过增加Mn含量来减弱2024铝合金挤压圆棒的粗晶环深度。挤压制品粗晶环的产生除了与晶粒元素偏析引起的化学成分不均匀有关外，还与变形不均匀有关。由于热挤压时变形不均匀，外层金属流动滞后于中心部分的，外层金属内呈很大的应力梯度和附加拉应力状态，挤压制品的中心区则受附加压应力状态，挤压完后就变为相应的残余应力留在棒材中。Mn元素的扩散速度与合金的应力状态有关。压应力大的地方，Mn扩散速度低；而拉应力大的地方，Mn扩散速度高，因而导致2024铝合金挤压棒材表层金属的Mn第二相粒子快速扩散析出。因此，在边部粗晶区内，Mn第二相粒子分布稀疏。在随后的离线淬火加热时，由于温度高，析出的Mn第二相质点又重新溶解，使阻碍晶粒长大的作用消失，一次再结晶的一些晶粒开始吞并周围的晶粒而迅速长大，发生二次再结晶，形成粗晶环；而在中心部位，Mn粒子分布密集，使中心区金属的再结晶温度提高，不易形成粗晶环。由此可理解为：2024铝合金挤压圆棒粗晶环的形成是化学成分不均匀和变形不均匀共同作用的结果。

以上结合国内外有关文献的研究成果可以说明，粗晶环的形成机理比较复杂，其影响因素较多，针对不同合金的粗晶环缺陷，不大可能找到绝对相同的解决方案，在实际挤压生产和工艺方案制定中，要从挤压工艺及参数优化、挤压设备与工具选择、合金成分优化、合金坯料均匀化制度等多方面进行分析研究，寻求合理的解决方法。