鋁鋰合金動態再結晶行為的研究進展

郭幼節, 李勁風*, 劉丹陽, 曾卓然, 顏元明, 王 元,邱 耀, 張瑞豐

（1．中南大學 材料科學與工程學院, 長沙 410083；2．澳洲國立大學 工程與計算科學學院, 堪培拉 ACT. 2601；3．深圳市中金嶺南科技有限公司, 深圳 518122；4．武漢科技大學 省部共建耐火材料與冶金國家重點實驗室, 武漢 430081）

航空航天工業對減輕機身材料質量的需求推動了鋁鋰合金的蓬勃發展。鋁鋰合金是指在鋁或鋁合金中添加鋰元素后得到的一類新型鋁合金。與傳統鋁合金相比，鋁鋰合金不僅具有高比強度、比剛度的優點，還具有低疲勞裂紋擴展速率、良好焊接性能及耐腐蝕等特點[1-2]。鋁合金中每添加1%的鋰，合金密度會降低約3%，剛度可提高約6%。鋁鋰合金近年來廣泛應用于飛行器的機身框架、桁條、燃料貯箱等重要構件上[3-5]。迄今為止，鋁鋰合金的發展可劃分為三個階段，其中第三代鋁鋰合金在性能水平上有明顯提高，已逐步替代前兩代鋁鋰合金。不同牌號鋁鋰合金中合金化元素的種類與含量各不相同，主要包括Cu、Mg、Ag、Zr、Mn 和Zn 元素等[6-8]。國際上，美國、法國、俄羅斯等國家均十分重視鋁鋰合金的研發工作。國內20 世紀以跟蹤仿制為主，進入21 世紀后大力開展自主研發，取得了一系列令人矚目的成果，如2195 鋁鋰合金已應用于航天器燃料貯箱艙段結構；2099 鋁鋰合金用于桁條、火箭艙段結構；2050 鋁鋰合金用于機身框梁結構；2055 鋁鋰合金則因其超高強度有希望應用于機身與上下翼梁結構[9-10]。

同常規鋁合金一樣，鋁鋰合金通常需要經過一系列熱加工工序以獲得不同類型的成品或半成品，而熱變形過程會顯著影響合金的微觀組織與力學性能[11-13]。合金熱加工時的變形行為取決于應變量、應變速率、變形溫度等加工參數，而其最終的組織和性能很大程度上取決于再結晶過程[14-16]。眾所周知，鋁合金在熱變形過程中會同時出現加工硬化與動態軟化兩種現象，其中動態軟化主要包括動態回復（dynamic recovery，DRV）與動態再結晶（dynamic recrystallization，DRX）。20 世紀60 年代以來，DRV 和DRX 逐漸被人們熟悉并接受，相關的理論也得到了快速發展[17-20]。大量研究成果表明[21-22]，精確調控DRX 過程有助于細化鋁鋰合金的組織結構、消除內部缺陷并提高力學性能，某些情況下DRX 過程還有利于降低合金的各向異性程度，這對于長期受各向異性制約的鋁鋰合金而言具有十分重要的意義。

熱變形過程中低層錯能金屬傾向于發生不連續動態再結晶（discontinuous dynamic recrystallization，DDRX），即新的無畸變再結晶晶粒形核，這些新晶粒通過不斷吞噬高位錯密度區域逐漸長大[23-25]。而對于鋁鋰合金這類具有高層錯能的金屬而言，由于充分的DRV 過程，合金在熱加工過程中逐漸形成了具有小角度界面（low angle grain boundaries，LAGBs）的亞結構，在后續變形中會逐漸轉變為大角度晶界（high angle grain boundaries，HAGBs），發生連續動態再結晶（continuous dynamic recrystallization，CDRX）[26-27]。另一方面，熱變形過程中晶粒逐漸伸長，當應變量較大時，晶界處會出現明顯的鋸齒狀結構，繼而“脫落”（pinch off）形成具有HAGBs 的等軸晶，這一過程稱為幾何動態再結晶（geometric dynamic recrystallization，GDRX）[28-29]。因此，鋁鋰合金通過不同的DRX 行為，可以獲得不同程度的晶粒細化。需要指出，這三種類型DRX 行為之間并沒有嚴格的分界線，可能同時發生[17]。例如2050 鋁鋰合金于420 ℃熱變形時會同時出現DDRX 與CDRX 兩種行為[30]；2195 鋁鋰合金于500 ℃變形時也會同時出現CDRX 與GDRX 兩種行為[31-32]。此外，DRX 過程同時受多種因素影響，例如調整合金元素配比會改變層錯能與第二相種類，從而改變合金的再結晶方式[26,33-34]。對于同一種類型的合金而言，改變熱加工條件和晶粒尺寸也會在很大程度上導致其再結晶方式發生轉變[35]。

綜上所述，熱加工過程中合金的DRX 行為會顯著影響合金的微觀組織與力學性能。本文針對鋁鋰合金中的DRX 現象（包括DDRX、CDRX 和GDRX 三種動態再結晶機制），概述了影響DRX 行為的關鍵因素，詳細論述了鋁鋰合金中DRX 行為的形核機制與發生條件，并提出了值得進一步探索與研究的方向。

1 動態再結晶及其影響因素

探究合金的DRX 機制，應當從能量角度考慮。工業生產中，為使合金獲得符合要求的致密組織結構與優異力學性能，經常采用鍛造、軋制、擠壓等技術手段在中、高溫度區間內進行不同應變量的塑性加工。加工過程中輸入基體的能量一部分以儲能的形式留存在金屬內部。由于儲能的存在，變形時體系自由能升高，導致了熱力學的不穩定性，具有向形變前的穩定狀態轉化的趨勢[36-38]。在進行高溫加工時，各種動態軟化過程傾向于消除這些不穩定缺陷，以降低體系自由能。通過位錯間的湮滅與重排，合金的組織與性能可以部分恢復到變形前的狀態。金屬的軟化過程主要為回復與再結晶，回復時的組織變化包括點缺陷和位錯運動，不涉及HAGBs 在變形晶粒間的遷移過程；而由儲能驅動HAGBs 遷移形成新的無畸變等軸晶的過程稱為再結晶[39]。再結晶晶粒與基體間的界面為HAGBs，這是再結晶晶粒與回復中多邊形化過程產生亞晶粒間最主要的區別[40]。加工硬化與由DRV和DRX 引起的動態軟化同時發生，合金的組織和性能取決于二者相互抵消的程度[41-43]。

為了深入理解鋁鋰合金的DRX 行為，需對流變曲線、晶界取向、再結晶分數、再結晶晶粒尺寸等數據進行細致分析。流變應力可提供大量有價值的信息，但應注意對流變應力數據進行修正以確保實驗數據的可靠性。一旦獲得準確的流變應力，就可以預測并推導DRX 的相關參數[44-47]。對于DRX 過程的微觀組織演變，通常使用光學顯微鏡（optical microscope，OM）、電子背散射衍射（electron backscatter diffraction，EBSD）和透射電子顯微鏡（transmission electron microscope，TEM）等技術進行表征。與傳統的OM 技術相比，EBSD 和TEM技術的優勢在于它們能夠揭示微觀尺度的亞結構變化，從而可以結合晶粒尺寸、形狀、取向差等來區分再結晶晶粒和變形態晶粒[48-50]。除此以外，其他表征手段如結合聚焦離子束（focused ion beam，FIB）技術的3D-EBSD、電子通道對比成像（electron channel contrast imaging，ECCI）技術、3D-X 射線技術等在揭示合金DRX 行為方面也發揮著重要作用[51]，但目前國內普及度不高，相關技術發展尚不成熟。

1.1 層錯能

層錯能是決定鋁鋰合金DRX 過程最重要的因素。金屬在熱加工過程中，密排面的正常堆垛順序遭到破壞，層錯出現時，晶體結構喪失完整性和周期性，使晶體的能量增加，這部分增加的能量稱為層錯能（γ）[52]。一般而言，層錯能越高的金屬，出現層錯的概率越小。發生回復時，合金的形變儲能會通過位錯的湮滅與重排而降低。對于具有高層錯能的鋁鋰合金，其內部拓展位錯寬度較小，全位錯分解為兩個不全位錯困難，而傾向于發生束集，使位錯更容易發生交滑移，熱變形時容易發生DRV 過程[53-54]。層錯能（γ）與擴展位錯寬度（d）的關系可通過式（1）表示[36]：

式中：G為剪切模量；b1、b2為伯氏矢量；k為材料常數。在變形過程中若觀察到具有較低位錯密度的完整亞結構，一般判定與CDRX 有關[25]。若合金經歷較大形變且晶粒厚度在某一方向上顯著減小，則可能發生GDRX[31]。另一方面，層錯能較低會促使更寬的擴展位錯形成，位錯難以進行交滑移并通過DRV 形成亞晶粒。此時合金內部的位錯密度會增加到較高水平，最終形成新的再結晶晶粒，這一動態過程即為DDRX。綜上所述，層錯能決定了層錯的寬度，繼而影響了全位錯分解為不全位錯的難易程度。鋁鋰合金較高的層錯能會阻礙這種分解反應，從而促進位錯發生交滑移，即有利于發生DRV 而阻礙DRX。此外需要強調的是，層錯能并不是確定金屬熱變形過程中發生何種類型DRX 過程的唯一因素，具有高層錯能的鋁鋰合金在某些熱加工條件下也會發生DDRX，而DRV 與CDRX 更是貫穿合金的大部分動態軟化過程。僅由層錯能大小判斷合金發生何種類型DRX 的方法存在非常大的誤差。

1.2 第二相粒子

以往觀點認為，鋁合金由于具有較高的層錯能，易發生DRV 而難以發生DRX。但在鋁鋰合金中，由于復合添加了多種合金化元素（部分第三代鋁鋰合金的成分含量范圍如表1 所示），使得合金內部存在大量不同類型的第二相粒子。根據這些粒子的形成條件及其對合金性能的影響，可以劃分為彌散相和沉淀相。彌散相為均勻化退火過程中，在晶粒內部或晶界處析出的納米級顆粒，在后續的熱變形過程中與位錯交互作用，可有效阻礙DRV，進而調控合金微觀組織的結構與形貌[55-57]。通常，這些彌散相包含Zr、Sc 等元素，容易形成例如Al3X類的L12結構[57-60]。鋁鋰合金熱變形過程中動態析出相的種類、分布及其對DRX 的影響如圖1所示。Zhang 等[31]和Guo 等[32]發現彌散分布的Al3Zr 粒子能夠阻礙熱變形過程中的位錯運動，推遲DRX 開始時間并促進DDRX（圖1（c），（d））。沉淀相指熱變形過程中動態析出形成的納米團簇或析出相，如Al-Cu-Li 系合金中的T1（Al2CuLi）、θ′（Al2Cu）、δ′（Al3Li）和σ（Al5Cu6Mg2/ Al5Cu6Li2）相等。這些沉淀相在變形溫度較低且變形時間較短時對位錯運動也有明顯的阻礙作用，但當變形溫度較高或變形時間較長時，會逐漸長大直至溶解進入基體而失去作用[61]。Guo 等[32]的研究表明，2195 鋁鋰合金在300～400 ℃熱變形過程中，位錯密度的增加有利于T1相和σ 相的動態析出。當析出相尺寸小于100 nm 時，位錯不能克服析出相的釘扎作用，此時DRV 受到抑制，相應地儲能增加，導致驅動力最終達到觸發DDRX 形核所需的臨界條件（圖1（a），（b））。Zheng 等[62]在對2060 鋁鋰合金進行的熱拉伸實驗中也發現了相似的現象，并且觀察到Cu 原子在晶界處存在團簇聚集的情況。而隨著變形溫度升高，析出相的尺寸逐漸增大，對位錯運動的阻礙作用減弱。同時，高溫時基體的固溶度較高，減弱了動態析出行為，這時位錯能夠沿亞晶界有序排列，降低了基體的晶格畸變并增加了亞晶界的取向差，此時DRV 可以順利進行并抑制了DDRX[32]。這一結果也與Zhu 等[30]的研究結果相符。

表1 部分第三代鋁鋰合金的化學成分（質量分數/ %）Table 1 Chemical composition of major third generation Al-Li alloys （mass fraction/ %）

第二相粒子對位錯的阻礙作用分為切過機制和繞過機制。熱變形過程中鋁鋰合金動態析出的第二相與位錯間的相互作用以繞過機制為主，又稱奧羅萬（Orowan）機制（圖1（e））。奧羅萬機制對位錯的阻礙效果（ΔσOr）可如下表示[63]：

式中：M為常數；G為剪切模量，代表剪切應力與應變的比值；b為伯氏矢量，代表由位錯所引起點陣畸變的總積累量；r為第二相粒子平均半徑；υ為泊松比，代表橫向正應變與軸向正應變絕對值的比值；λ為第二相粒子平均間距；f為第二相粒子體積分數。不可變形的第二相粒子對位錯運動的阻礙作用隨粒子半徑的減小和體積分數的增大而增強，即粒子數量越多、間距越小，對位錯運動的阻礙作用越大。鋁鋰合金中析出相種類復雜，作用各異（圖1（f），（g）），納米級的第二相粒子可以同時通過其本身的晶格結構和應力場阻力效應阻礙位錯運動以減緩DRV 和DRX 晶粒的生長過程[64-67]。但與此相反的是，由于變形區儲能較多，存在較大的能量梯度和致密的亞結構，晶界處的大尺寸微米級第二相粒子會通過粒子激發形核機制加速再結晶過程[57,>68-69]。因此，不同尺寸和空間分布的第二相粒子對鋁鋰合金DRX 的影響各異，可能造成截然相反的效果。

鋁鋰合金熱變形時動態析出的第二相粒子對合金的強度也存在顯著影響[32,35]。由于析出相的晶格結構和應力場降低了位錯的運動能力，繼而降低了晶界的遷移速率，使合金的塑性變形過程受到抑制，從而在一定程度上提高了合金的強度。Li 等[41]研究發現，2195 鋁鋰合金熱拉伸過程中動態析出的細小θ′、δ′和Al3Zr 粒子會明顯提高合金在420～480 ℃的抗拉強度，同時延伸率并沒有明顯下降；而在變形溫度處于480～520 ℃之間時，合金的抗拉強度急劇減小，且減小速率超過變形溫度升高帶來的補償作用，這表明隨著基體的溶解度增大，θ′、δ′和Al3Zr 粒子逐漸溶解，對位錯的釘扎作用迅速減弱直至消失。

1.3 熱變形參數與晶粒尺寸

目前學者們對于熱加工參數對鋁鋰合金組織和性能的作用規律已有了較全面的認識。針對DRX 的研究大多集中在固定的熱加工條件，即在整個熱變形過程中變形溫度（T）和應變速率（）保持不變，便于將二者納入Zener-Hollomon 工程參數（Z）中表示。工程參數Z值可作為確定動態軟化機制的標準，其表達式如下[45]：

式中：R為氣體常數；Q為變形激活能。變形激活能Q是一個重要的物理參數。Jonas 等[70]認為，以DRV 為主的合金Q值較小；而較大的Q值則表明合金在熱變形過程中發生了DRX。相比于純鋁的Q值（142 kJ/mol），1460、2195 和2050 鋁鋰合金的Q值分別達到了303.14、226.7 和294.117 kJ/mol，這些鋁鋰合金變形激活能較高源于合金化元素的復合添加[13,30,35]。變形溫度和應變速率會在一定程度上決定合金熱變形時的DRX 機制[70-74]。有學者研究了2195 鋁鋰合金不同熱加工條件的lnZ值[32]，結果顯示：應變速率較高且變形溫度較低（高Z值）時，合金的形變儲能較少且變形時間較短，難以發生DRX 而以DRV 為主；而應變速率較低且變形溫度較高（低Z值）時，DRX 進行較充分，不同類型DRX 均有可能發生。鋁合金不同熱加工條件的晶粒組織演變EBSD 分析如圖2 所示。2195 鋁鋰合金在400 ℃/0.01～0.1 s-1變形條件主要發生DDRX，如圖2（a）～（d）所示；而在550 ℃/0.1～1 s-1下變形條件則以CDRX 為主；2099 鋁鋰合金在360～480 ℃變形條件加工時主要發生DRV，而在480～520 ℃時則以DDRX 為主。類似規律在包括6×××、7×××系在內的各類鋁合金中均有發現[16,32,35,72]。除變形溫度和應變速率外，應變量（ε）對合金的再結晶行為也有顯著影響[19]。應變量增大時，合金形變儲能增加，更容易引發DRX，大尺寸變形晶粒更容易轉變為細小的再結晶晶粒，對合金晶粒組織的細化作用更明顯（圖2（e），（f））。

原始晶粒尺寸對鋁鋰合金熱變形時的DRX 行為也發揮著重要作用。多晶體晶界對位錯運動的阻礙作用可通過Hall-Petch 關系表示[75]：

式中：σy為屈服應力；σ0為材料常數；ky為強化系數；d為平均晶粒尺寸。晶界處原子排列不規則，能夠有效阻礙位錯運動，因此在一定范圍內改變晶粒尺寸，即改變晶界密度可以改變位錯運動的難易程度，進而影響合金的DRX[49,76-77]。一方面，DRX 過程中，晶界是優先形核位點，因此較大的原始晶粒提供的形核位點較少，使DRX 進行緩慢；但另一方面，大尺寸原始晶粒附近更容易形成微觀剪切帶等非均勻組織結構，又可作為DRX 優先形核的位點。此外，改變原始晶粒尺寸也可能改變DRX 類型，已有文獻證實鎂合金中較小的原始晶粒尺寸會促進CDRX[78-79]。鋁鋰合金中，減小原始晶粒尺寸也會顯著促進CDRX[35]。

新生DRX 晶粒尺寸對合金的熱塑性也表現出強烈影響[17,19,36]。一般而言，DRX 進行越充分，殘余的變形組織越少，DRX 晶粒占比越大，對組織的細化作用越明顯[37]。合金的熱塑性取決于熱變形過程中大量晶粒之間的協調能力。與晶粒細小的合金相比，晶粒尺寸較大的合金變形時受到的應變只能分配給少量粗大晶粒，導致應變分配差異較大，增加了晶粒間的協調變形難度，容易產生局部應力集中和萌生裂紋，降低了合金的伸長率。而當大部分粗大變形組織被細小DRX 晶粒替代后，晶粒間的協調變形難度降低，合金的熱塑性得以有效改善[41]。但在實際工業生產中不應盲目追求高DRX 水平，因為過高的變形溫度會顯著增大DRX 晶粒的長大速率，使平均晶粒尺寸迅速增大，反而降低了合金的熱塑性[25]。因此，應結合實際情況選擇合適的變形溫度使DRX 晶粒充分形核的同時以較慢的速率長大。

2 動態再結晶機理

2.1 不連續動態再結晶（DDRX）

DDRX 廣泛存在于中、低層錯能金屬及合金的熱變形過程中。DDRX 的顯著特征為具有可清晰辨別的再結晶晶粒形核過程且存在臨界應變，這是其區別于其他再結晶行為的關鍵特征[36]。熱加工過程中，變形晶粒內部的位錯密度隨著應變量的增大而逐漸增大，出現加工硬化現象，導致流變應力不斷增大。位錯密度（ρ）的變化是DDRX 發生期間最顯著的特征，通常與流變應力（σ）有關，可表示如下[17]：

式中：σ0為摩擦因子；α為材料常數（取決于位錯的幾何排列）；μ為彈性剪切模量；M為泰勒因子；b為伯氏矢量。能否發生DDRX 取決于合金變形過程中位錯是否能夠持續積累。熱變形過程中位錯持續產生，同時伴隨DRV 行為，這兩個相互競爭的過程同時發生。如果DRV 進行的速度不足以消除加工硬化產生的位錯，則位錯密度將持續增加，直至達到DDRX 的臨界形核條件，此時原始變形晶粒的晶界迅速遷移，消耗大量位錯，使合金的流變應力明顯減小，流變曲線因此表現出峰值特征[31]。鋁鋰合金DDRX 行為對流變應力和晶粒組織的影響如圖3 所示。大量實驗結果表明，出現DDRX 的合金會表現出一些共有特征，可總結如下：

（1）流變曲線具有明顯的單峰或多峰特征，穩態應力受工程參數Z的影響[80]（圖3（a））；

（2）再結晶過程開始前存在臨界應變，且臨界應變大小與工程參數Z呈正相關[81]（圖3（a））；

（3）再結晶晶粒于原始變形晶粒晶界處形核并逐漸形成細小的項鏈狀結構[82]（圖3（b））。

許多學者認為，鋁合金在熱變形過程中由于驅動力不足難以出現DDRX，但部分鋁鋰合金在經歷熱變形后卻具有明顯的DDRX 特征，這是因為鋁鋰合金獨有的元素種類和動態析出相對DRX 過程有著顯著影響。例如Mg 和Ag 元素的復合添加降低了層錯能并增加了位錯密度，促進了DDRX[4]。在Al-Cu-Li 系合金中，層錯能降低和位錯密度增加有利于T1相和σ 相的動態析出，阻礙位錯移動的同時保留了形變儲能，最終達到觸發DDRX 形核所需的臨界條件。由于DRV 過程進行不充分，難以形成多邊形結構，使晶粒之間的位錯密度不同，晶界從一側到另一側的儲能存在較大差異。因此，晶界兩側的驅動力不平衡，迫使晶界向高儲能的方向運動，即向高位錯密度方向遷移。以Al-Mg-Li-Zr 合金為例，熱加工期間，HAGBs 掃過的區域不斷變形，位錯在這些區域不斷積累；持續塑性變形過程中，由于晶粒間的不相容性，阻礙了進一步的晶界遷移和剪切過程，位錯逐漸積累導致高位錯密度梯度，促進原始變形晶界附近形成連續且細小的亞晶粒；隨著變形量的增大，出現局部應變集中，部分晶界發生滑動、剪切，導致進一步的不均勻變形。在較低變形溫度或較高應變速率（高Z值）時，DDRX 晶核將由鋸齒狀晶界弓出形成，最終在原始變形晶界處出現連續的項鏈狀結構[82-83]（圖3（c）～（e））。鋁鋰合金的DDRX 形核過程可通過圖3（f）表示。

另一方面，鋁鋰合金中DDRX 晶粒的尺寸普遍較小，主要由以下三個原因導致：首先，DDRX 晶粒在生長過程中受到進一步變形，內部的形變儲能增加，使其與相鄰基體之間的能量差減小，導致晶粒長大的驅動力減小；其次，鋁鋰合金中各類動態析出相能夠有效固定晶界，抑制了DDRX 晶粒的進一步生長；此外，由于Z值較高時合金內部位錯密度大，LAGBs 的間距相對較小，也在一定程度上限制了DDRX 晶粒的生長過程[20]。與CDRX 和GDRX 相比，DDRX 的形核方式與靜態再結晶最為相似，但由于其再結晶晶粒尺寸的限制，使得DDRX 對鋁鋰合金晶粒的細化作用比較有限。還有一些研究發現DDRX 的形核方式具有使織構隨機化的效果，可以在一定程度上降低鋁鋰合金的各向異性程度[84]。

2.2 連續動態再結晶（CDRX）

過去很長一段時間內，學者們一直認為DRV是高層錯能金屬的唯一動態軟化機制，因而針對鋁鋰合金DRX 行為的研究較少。近年來研究發現，熱變形過程中因位錯運動產生的高密度亞結構會逐步轉變形成具有HAGBs 的再結晶晶粒，這一過程中合金的微觀組織結構均勻地演變，沒有可辨別的形核與長大階段，且不存在臨界應變，這是CDRX 區別于DDRX 的關鍵特征[23,26]。在高變形溫度和低應變速率（低Z值）條件下，各類熱激活行為活躍，此時位錯除了容易進行滑移和攀移外，還具有充足的驅動力克服第二相粒子的釘扎作用。加工硬化產生位錯的數量不足以補償DRV 過程中湮滅的位錯，使得位錯密度不斷降低，形成高密度的多邊形結構與亞晶粒[31-32]。因此，CDRX 容易在低Z值時發生。同時，由于充分的DRV 過程，位錯難以在合金組織內部持續積累，在經歷熱變形初期短暫的加工硬化階段后，合金的流變曲線立即進入平臺階段而不表現出峰值特征，其形狀與僅發生DRV 時的流變曲線相似。鋁鋰合金CDRX 行為對流變應力和晶粒組織的影響如圖4 所示。從大量實驗中得到的CDRX 特征可歸納為以下四個方面：

（1）流變曲線無明顯峰值特征[78,85-86]（圖4（a））；

（2）緊隨DRV 進行不存在臨界應變[32]（圖4（a））；

（3）在原始變形晶粒內部形成高密度且均勻的亞結構[20-21]；

（4）原始變形晶粒的取向差從晶粒內部至晶界均勻增加[25,69]。

鋁鋰合金的CDRX 可以通過三種不同方式形核。第一種方式為通過亞晶界取向差均勻增加形核。合金在高溫條件加工時，內部微觀組織結構演變相對均勻，此時位錯逐漸累積至LAGBs 處，增加了亞晶界的取向差，最終當取向差達到臨界值（一般為10°～15°）時形成HAGBs 結構，進而形成CDRX 晶粒[87]。因此，此類CDRX 形核行為的一個典型特征是從晶粒內部至晶界處的取向差不斷增加。值得一提的是，三角晶界處由于應力集中，更容易產生位錯塞積，所以CDRX 晶粒更傾向于出現在三角晶界處（圖4（b）、（c））。在不同牌號的鋁合金及鋁鋰合金中均已觀察到這種形核方式，如Al-Cu-Li 合金（圖4（d））、Al-Li-Mg-Sc 合金和Al-Zn-Mg-Cu 合金進行熱加工時，由于位錯的不斷積累和亞晶界的重排，使得LAGBs 逐漸轉變為HAGBs，最終形成CDRX 晶核[32,69,88]。

CDRX 的第二種形核方式為相鄰亞晶粒的旋轉與合并。鋁鋰合金熱變形過程中的CDRX 過程如圖5 所示。變形開始階段，合金內部各滑移系開動能力不同造成應力集中，使原始晶界附近的位錯運動更活躍。高變形溫度會逐漸激活更多的滑移系統，使合金組織逐漸均勻。LAGBs 由位錯重排在原始晶界附近形成，而CDRX 晶粒則通過持續吸收儲存在LAGBs 中的位錯形成[89]（圖5（a））。兩相鄰的亞晶粒逐漸旋轉消除亞晶界間的取向差，大尺寸的亞晶粒更容易生長并吞噬小尺寸的亞晶粒（圖5（b）～（d））。系統為減低體系的自由能提供了充足的驅動力，使兩個相鄰的亞晶粒合并，二者共享的LAGBs 消失，逐漸完成向HAGBs 的過渡，充分釋放了內部儲能[17,31]。此外，由于變形組織和位錯分布的不均勻性，合金內部儲能的分布也不均勻。因此，這種CDRX 行為會優先出現在高應變水平區域，例如具有高位錯密度的三角晶界處[78,90]（圖5（e）、（f））。

CDRX 的第三種形核機制為微觀剪切帶協助形核。熱加工過程中由于變形的不均勻性僅有少數滑移系開動，晶粒內部局部溫度升高形成高密度的絕熱剪切帶，使晶界的平均取向差快速增加，進而形成由微觀剪切帶構成的空間網絡[91]；在應變量較低時，DRV 產生的亞結構吸收了大量位錯，形成較厚的位錯墻圍繞在剪切帶周圍；隨著變形過程的持續，剪切帶的空間網絡在晶粒內部逐漸擴展，晶粒的平均取向差和儲能不斷增加，晶界附近的部分晶格因儲能的驅動而不斷旋轉，沿剪切方向形成不同取向的亞晶粒；隨著亞晶粒在吸收位錯的能量后于剪切帶中持續生長，其界面逐漸變薄且平坦，形成被LAGBs 包圍的大尺寸亞晶粒，最終演變為細小的CDRX 晶粒（圖5（g））[31,92]。研究人員已在2195 鋁鋰合金中觀察到這一形核機制[32]（圖5（h））。有學者認為，微觀剪切帶也為T1相和θ′相等動態析出相提供了優先形核的場所，但這一觀點尚需實驗驗證。

通過上述三種CDRX 形核機制，大尺寸的原始變形晶粒被分割為若干具有低應變水平的小尺寸再結晶晶粒，這也使得CDRX 比DDRX 具有更顯著的晶粒細化效果。變形溫度較低時，LAGBs 可以均勻地增加取向差，伴隨微觀剪切帶的出現最終形成HAGBs；變形溫度較高時，組織協調性增強，微觀剪切帶不易出現，LAGBs 向HAGBs 的轉變通過漸進的亞晶旋轉、合并實現。與DDRX 相比，CDRX不涉及HAGBs 的遷移過程，更多地依托于熱變形前期的DRV 過程。因此，Gourdet 等[87]指出，在一定程度上可以將CDRX 視作DRV 的延續，且更充分的DRV 可以促進CDRX 晶粒的形成。在鋁鋰合金的DRX 行為中，CDRX 的比重較大，Zhang 等[42]研究發現，2195 鋁鋰合金在400 ℃以上進行熱變形時，CDRX 晶粒在所有DRX 晶粒中的占比可達70～80 %。同時，他還提出CDRX晶粒的占比會隨應變量的增大而增大，但這一規律在其他牌號鋁鋰合金中是否同樣適用尚缺乏相關的研究證據。

2.3 幾何動態再結晶（GDRX）

工業生產中雖然可以通過等徑角變形和高壓扭轉等大塑性變形方法獲得細晶結構，但因生產效率的限制難以普遍推廣[43]。然而，若合金在熱變形過程中經歷了GDRX 過程，則依靠常規技術手段即可獲得具備細晶結構的合金材料。Mcqueen[29]在20 世紀80 年代首次提出了GDRX 的概念，直到21 世紀才逐漸為學者們所接受。

相比于前兩種DRX 形核方式，有關鋁鋰合金GDRX 的研究較少。一般認為GDRX 形核過程比較簡單：熱變形初期，原始變形晶界因邊界曲率不同而不斷產生凸起，凸起部分的尺寸與亞晶粒尺寸相似；隨著應變量的增大，充足的形變儲能作為驅動力使HAGBs 持續遷移形成鋸齒狀晶界，同時晶界厚度減小導致晶界面積增加；當應變量進一步增大時，原始晶粒厚度逐漸減小直至2～3 個亞晶尺寸，使得相鄰的鋸齒狀HAGBs 接觸并相互作用，變形晶粒被分割成若干具有相似取向角的小晶粒，即GDRX 晶粒[93-94]。鋁合金熱變形過程中的GDRX示意圖如圖6 所示。圖6（a）中白框與圖6（b）中黑色箭頭所示的凸起位置均為可能發生GDRX 的區域，顏色對比表明變形結構中HAGBs 的占比相對較高。上述GDRX 過程可通過圖6（c）表示。具有較高層錯能的鋁鋰合金在高溫低應變速率條件變形時易出現GDRX，而DRV 在低變形溫度條件占主導地位，這是因為變形溫度較低時HAGBs 的運動能力較弱無法遷移形成鋸齒狀晶界。根據目前有限的研究結果，GDRX 行為的一般特征與發生條件可總結如下：

（1）大塑性變形使原始晶粒厚度減少至2～3 個亞晶尺寸[29]；

（2）原始變形晶粒沿伸長方向破碎，再結晶晶粒的晶界取向差通常呈單峰或雙峰分布[21]；

（3）原始變形晶粒尺寸較小[17]。

GDRX 能否發生很大程度上取決于HAGBs 的厚度和遷移能力，因此與DDRX 和CDRX 相比，GDRX 受原始晶粒尺寸、形貌的影響更大。發生GDRX 過程需要較大應變是因為GDRX 本質上是晶粒受外力作用而產生幾何變形，當應變量較小時晶界難以相互接觸。GDRX 晶粒的晶界取向差通常呈單峰或雙峰分布的原因是原始晶粒伸長破碎后具有明顯的晶粒取向，產生再結晶織構，取向差趨于一致。需要較小尺寸原始晶粒是因為需要更多的HAGBs 遷移以充分形成鋸齒狀晶界，晶粒尺寸減小顯著增加了單位體積內HAGBs 的密度，同時減小了平均晶粒厚度。

關于鋁鋰合金中的GDRX 行為，主要的爭論點在于是否存在一個臨界應變以觸發再結晶形核。鋁合金熱變形過程中的GDRX 模型示意圖如圖7 所示。過去認為當合金變形量達到GDRX 的臨界應變時，原始變形晶粒將迅速轉變為若干細小的再結晶晶粒（圖7（a））。然而，已有實驗證明這個過程是逐漸發生的。合金在熱變形過程中發生加工硬化和DRV，形成具有LAGBs 的亞結構；原始晶粒在變形過程中逐漸被拉長，HAGBs 的厚度不斷減小，但其變形程度不均勻，使得邊緣部分比中間部分變薄的速度更快；當HAGBs 某處達到臨界應變時，邊緣位置的亞晶粒脫落，繼而形成新的GDRX 晶粒，如圖7（b）所示[95-96]。不同類型鋁合金材料經歷高溫大塑性變形時均可能出現GDRX行，學者們已經在Al-Mg 和Al-Mg-Si 合金中發現這一現象[97-98]。鋁鋰合金中也已經證實存在GDRX行，李旭等[21]和Zhang 等[31]指出，具有較小原始晶粒尺寸的2195 鋁鋰合金在400～500 ℃條件熱變形時會出現明顯的GDRX 組織特征，同DDRX和CDRX 一樣可以細化合金的晶粒組織。而與DDRX 和CDRX 的不同之處在于，GDRX 過程中HAGBs 的遷移程度相對較低，晶粒取向基本保持不變，難以有效降低合金微觀組織的各向異性程度[96]。

表2 概述了本章所述鋁鋰合金中DDRX、CDRX和GDRX 的發生條件與組織特征。由表2 可知，不同DRX 的形核機制和微觀組織存在明顯不同，亟待進一步的系統性研究。

表2 DDRX、CDRX 和GDRX 的發生條件與組織特征[19,28-29,31-32,42]。Table 2 Comparison of characteristics of DDRX, CDRX and GDRX [19,28-29,31-32,42]

3 結束語

DRX 有利于細化晶粒組織、消除缺陷并提高合金性能。雖然目前關于鋁鋰合金的DRX 仍需進一步的研究，但現有實驗成果已經可以為控制鋁鋰合金熱加工過程中的微觀組織演變提供有價值的參考和幫助。除常規的微觀組織表征外，數學模擬方法在分析鋁鋰合金DRX 行為時也發揮著十分重要的作用，目前主要包括以Arrhenius 雙曲正弦函數為模型的現象學方程和以Avrami 動力學理論為基礎的動力學方程[33,45,74,99]。由于鋁鋰合金DRX 機制復雜，影響因素眾多，單一模型難以適用于實際生產中復雜的熱變形條件[26,34,40]。雖然近年來許多學者針對不同的DRX 機制提出了各類相適配的數學模型，但都存在適用性太窄（僅針對單一合金）、考慮因素不全面或預測結果準確性難以達到要求等局限性[13,30,42,99]。闡明DRX 行為在鋁鋰合金工業生產中具有重要指導價值，但目前仍存在許多困難與問題亟待解決，阻礙了DRX 理論的進一步發展。基于我國鋁鋰合金未來發展的需要，筆者認為應當從以下兩個方面開展更深入的研究：

（1）學者們應當在兼顧不同變形條件和微觀組織的前提下，構建適用于不同DRX 機制的數學模型，預測合金的DRX 方式，調控流變應力的大小與變化趨勢，以設計、指導鋁鋰合金的實際生產。目前僅依靠微觀組織表征無法達到工業生產與科學研究的要求，為預測鋁鋰合金的DRX 行為，全面、準確的數學模型是必不可少的。但熱加工過程中合金各滑移系開動難易程度不同，組織結構變形不均勻，相較于理論預測的演變過程存在較大差異；不同組織間存在較高的溫度梯度，DRX 形核不均勻，這也給系統表征和數學建模帶來了困難，使得相關模擬工作難以進一步開展。這阻礙了DRX 理論對企業實際生產的指導作用，同時也制約了學者們對鋁鋰合金DRX 行為認識的深度。

（2）為了滿足各類苛刻、多元化服役條件的需求，應當在深入理解鋁鋰合金DRX 機制的基礎上，通過調整加工參數，精確控制合金的微觀組織，以獲得優異的綜合性能。一方面，對于各向異性現象，可以適當提高變形溫度并降低應變速率，使熱變形過程中合金的DRX 過程能夠以DDRX 或CDRX 機制發生，利用二者的形核特點，達到改變織構種類并使晶粒取向隨機化的效果。另一方面，為了進一步提高鋁鋰合金構件安全可靠性保障，應避免合金在熱變形過程中出現孔洞、熱裂紋、絕熱剪切帶等失穩現象，在控制再結晶晶粒長大速度的同時盡可能提高合金的DRX 水平，充分釋放因局部變形不均勻帶來的流變集中以軟化內部組織，充分發揮DRX 的儲能耗散能力，進而獲得穩定的流動性及理想的加工性能。