張宏凱，李巖，肖豪，黃科

（西安交通大學(xué) 機械工程學(xué)院 機械制造系統(tǒng)工程國家重點實驗室，西安 710049）

高性能鎳基高溫合金材料及構(gòu)件、高端鋁合金材料及構(gòu)件制造等涉及航空航天領(lǐng)域的高端制造技術(shù)一直是我國工業(yè)制造界比較突出的“卡脖子”問題，而主要原因是形性協(xié)同一體化制造無法精準實現(xiàn)。形似而性不同的問題導(dǎo)致了很多零部件在生產(chǎn)中面臨著性能不穩(wěn)定、廢品率高等諸多困境。這一問題的主要原因是熱成形過程微觀組織演變機理及其組織控制工藝缺乏系統(tǒng)研究。

大多數(shù)金屬零部件生產(chǎn)需要經(jīng)過熱軋、熱鍛造、熱擠壓等熱成形過程，而熱成形件的最終微觀組織和力學(xué)性能往往取決于動態(tài)再結(jié)晶（DRX）行為[1]。動態(tài)再結(jié)晶理論對熱變形過程中新晶粒形成過程及影響因素的闡釋已經(jīng)成為了熱變形微觀組織控制的重要依據(jù)。實現(xiàn)熱變形微觀組織精密控制還需要綜合考慮熱變形間隔或熱變形后的亞動態(tài)再結(jié)晶、含第二相顆粒材料中第二相對組織演變的影響以及一些鋼和鈦合金在熱變形中或熱變形后的相變行為[1—2]。文中從金屬熱變形過程所涉及的不同動態(tài)再結(jié)晶機制特征、亞動態(tài)再結(jié)晶、第二相顆粒影響、熱變形中和冷卻過程的相變、微觀組織演變數(shù)值模型5 個方面進行討論，并為熱變形微觀組織精密控制提供相應(yīng)的理論依據(jù)及策略。

1 動態(tài)再結(jié)晶機制

在金屬材料熱變形過程中，通常是通過控制動態(tài)再結(jié)晶以實現(xiàn)目標微觀組織，從而實現(xiàn)設(shè)計的使用性能。動態(tài)再結(jié)晶理論從20 世紀40 年代被提出至今已經(jīng)形成了3 種被廣泛認可的DRX 機制，即不連續(xù)動態(tài)再結(jié)晶（DDRX）、連續(xù)動態(tài)再結(jié)晶（CDRX）和幾何動態(tài)再結(jié)晶（GDRX）[1]。此外，孿晶動態(tài)再結(jié)晶（TDRX）、異質(zhì)外延再結(jié)晶（HERX）、轉(zhuǎn)動動態(tài)再結(jié)晶（RDRX）、晶界弓出動態(tài)再結(jié)晶（GBBDRX）和低溫動態(tài)再結(jié)晶（LTDRX）等相對較新的動態(tài)再結(jié)晶機制被報道[2]，但這些機制要么類似于現(xiàn)有的動態(tài)再結(jié)晶機制，要么往往局限于特定的材料或變形經(jīng)歷。

1.1 不連續(xù)動態(tài)再結(jié)晶

不連續(xù)動態(tài)再結(jié)晶，即傳統(tǒng)意義上的動態(tài)再結(jié)晶，該機制主要特征為具有明顯的形核和長大過程，通常發(fā)生于奧氏體不銹鋼、鎳及其合金等低層錯能材料中。熱變形中經(jīng)歷DDRX 機制的材料往往也會在應(yīng)力-應(yīng)變曲線、微觀組織上表現(xiàn)出一些典型的特征，如圖1 所示。DDRX 的啟動一般都要達到相應(yīng)的臨界應(yīng)變值，臨界應(yīng)變值與Zener-Hollomon 參數(shù)有關(guān)。在不同的變形條件和初始晶粒尺寸下，DDRX 的流變曲線可能會出現(xiàn)單峰或多峰（見圖1a—b），而且穩(wěn)態(tài)應(yīng)力也與Zener-Hollomon 參數(shù)有關(guān)，但與初始晶粒尺寸無關(guān)[1]。原始晶界一般是DDRX 的優(yōu)先形核點，當再結(jié)晶晶粒與初始晶粒在尺寸上有較大差異時，DDRX 晶粒會形成等軸晶的項鏈狀結(jié)構(gòu)（見圖1c）。通常DDRX 必然會導(dǎo)致晶粒的細化，然而，在一定條件下經(jīng)歷DDRX 的晶粒卻很容易發(fā)生粗化（見圖1e—f），這往往跟較小的初始晶粒尺寸和變形條件有關(guān)，由于變形中最終的穩(wěn)態(tài)晶粒尺寸是變形溫度和變形速率的函數(shù)，初始晶粒尺寸較小的金屬材料在高溫低應(yīng)變速率下很容易導(dǎo)致晶粒粗化[3—4]。

圖1 不同變形條件和初始晶粒度下DDRX 的典型特征示意圖[1]Fig.1 Schematic illustration of the typically characteristics of DDRX with changes in deformation conditions (T,) and initial grain size (D0)

1.2 連續(xù)動態(tài)再結(jié)晶

在鋁及其合金、鎂及其合金等高層錯能材料熱變形過程中往往會發(fā)生CDRX[5]，盡管CDRX 至今還存在諸多爭議，但實際上已被研究者普遍接受。CDRX最顯著的特征是在其過程中沒有可識別的形核和長大過程，取而代之的是亞晶粒不斷吸收位錯或者不斷轉(zhuǎn)動形成大角度晶界的新晶粒[1]。需要注意的是，CDRX 的完成甚至啟動所需要的變形量較大，一般實驗室中的壓縮或拉伸是無法達到的，而且在鋁合金熱鍛造、熱擠壓和熱軋過程中由于有穩(wěn)定晶粒的存在，很少有完整的CDRX 過程[6]。如圖2 所示，CDRX 的典型特征主要體現(xiàn)在4 個方面。應(yīng)力-應(yīng)變曲線受到溫度和應(yīng)變速率等變形條件的影響，穩(wěn)態(tài)應(yīng)力與初始晶粒尺寸無關(guān)，而是隨溫度的升高和應(yīng)變速率的降低而降低（見圖2a）[7—8]。在CDRX 過程中，平均取向差隨應(yīng)變增大而增加，但也存在一些穩(wěn)定取向，其取向差的增加還不足以形成大角度晶界[9]。小角度晶界通過取向差的均勻增加（HIM）、晶界附近的晶格轉(zhuǎn)動（LRGB）或是在大變形下的微剪切帶轉(zhuǎn)變（MSBs）成為大角度晶界，即形成CDRX 晶粒，見圖2c，其中粗線代表大角度晶界或微剪切帶，細線代表小角度晶界[1]。經(jīng)歷CDRX 機制的材料，其晶粒尺寸隨應(yīng)變的增大而減小，并最終趨于一穩(wěn)定值，但值得注意的是，即使在大應(yīng)變下仍然會有一些穩(wěn)定的初始晶粒存在（見圖2d）[6]。

圖2 CDRX 的典型特征示意圖[1]Fig.2 Schematic illustration of the typically characteristics for CDRX

1.3 幾何動態(tài)再結(jié)晶

僅在大變形下產(chǎn)生的GDRX 純粹從幾何形狀方面來考慮，即原始晶粒在變形過程中由于常常被認為是一種并行或者輔助的動態(tài)再結(jié)晶機制[10—11]，主要發(fā)生于高溫低應(yīng)變速率下高層錯能材料的變形中。在GDRX 過程中，初始晶粒通過鋸齒形的形成、晶粒的伸長和減薄以及在臨界應(yīng)變下鋸齒化的原始晶界沖擊3 個步驟形成新的等軸晶粒[2]。通常GDRX 易于在晶界距離較小的三叉晶界處開始，但依然需要應(yīng)變在發(fā)生大量GDRX 前達到臨界值，對于典型初始晶粒尺寸約為50～100 μm 的金屬材料，該臨界應(yīng)變遠高于熱拉伸或壓縮試驗中可達到的均勻變形應(yīng)變量。在GDRX 的應(yīng)力-應(yīng)變曲線中，應(yīng)力在初始階段增加到一個相對寬的峰值應(yīng)力，隨后緩慢下降直至在大應(yīng)變下達到穩(wěn)態(tài)應(yīng)力，應(yīng)力-應(yīng)變曲線見圖3a，曲線中存在兩個平臺，第一個平臺應(yīng)變在1～3 左右，第二個平臺在大應(yīng)變下。在應(yīng)變達到臨界應(yīng)變后形成亞晶粒，亞晶粒的尺寸保持不變且接近等軸狀（見圖3b）[1]。通過透射電鏡（TEM）圖測量，GDRX 中位錯反應(yīng)形成亞晶界的取向差大約在2°飽和（見圖3c），因為變形帶通常在粗大的初始晶粒形成，所以在計算亞晶平均小角度取向差時，忽略了原始大角度晶界中的部分[12]。大角度晶界（HAGB）分數(shù)隨變形的進行和變形溫度的升高而增大，在忽略小于2°取向差的情況下，GDRX 中HAGB 分數(shù)可以達到約80%，見圖3d，其中還包括LAGBs 小于2°的附加情況以進行比較。此外，GDRX 過程中再結(jié)晶的微觀組織結(jié)構(gòu)基本與原始組織保持一致，這是由于在整個過程中僅有少部分大角度晶界的遷移。

盡管通過動態(tài)再結(jié)晶實現(xiàn)熱成形件微觀組織的精確控制一直是工業(yè)生產(chǎn)所期盼的，但實際工業(yè)生產(chǎn)中復(fù)雜變形條件往往使金屬材料經(jīng)歷多種不同動態(tài)再結(jié)晶機制交替或同步運行，這也一直是熱成形材料組織控制的難點。系統(tǒng)進行復(fù)雜熱變形條件下的動態(tài)再結(jié)晶機制研究，并建立通用的動態(tài)再結(jié)晶模型可能是解決實際工業(yè)生產(chǎn)熱成形件微觀組織控制的有效途徑。

2 亞動態(tài)再結(jié)晶

2.1 亞動態(tài)再結(jié)晶特征及對熱變形組織影響

圖3 GDRX 過程中晶粒厚度（尺寸遞減方向的HAGB 間距）和亞晶粒尺寸的演變[1]Fig.3 Evolution of grain thickness (HAGB spacing in the decreasing dimension direction) and subgrain size during GDRX

亞動態(tài)再結(jié)晶（MDRX）又被稱為后動態(tài)再結(jié)晶，發(fā)生于熱變形停止而變形材料仍然處于較高溫度時，通常被認為是動態(tài)再結(jié)晶晶核繼續(xù)長大的過程，即亞動態(tài)再結(jié)晶形核率為0、無孕育過程[3,13]。近年來，在鋼、鋁合金、鎂合金、鈦合金以及鎳基高溫合金中均報道了MDRX 行為[14—18]。MDRX 具有在熱變形結(jié)束后繼續(xù)細化再結(jié)晶組織的作用。以奧氏體Ni-30Fe 合金為例[19]，在1000 ℃以1 s?1的應(yīng)變速率熱變形后保溫一定時間后再變形，經(jīng)歷不同間隔時間的微觀組織表現(xiàn)出明顯的區(qū)別，如圖4 所示，其中雙箭頭表示剪切方向。DRX 亞結(jié)構(gòu)通常呈現(xiàn)多種亞晶/胞形貌隨機分布的特征，位錯亞結(jié)構(gòu)主要由發(fā)育良好的亞晶粒組成，由平面小角度位錯墻包圍，內(nèi)部位錯密度較低（見圖4a），在熱變形后保溫過程中，先是位錯發(fā)生重排，亞晶開始瓦解，隨后亞晶界的分解和位錯的溟滅越來越明顯（見圖4b—d）。對AISI 304L 奧氏體不銹鋼的MDRX 研究發(fā)現(xiàn)，晶粒長大行為主要受到應(yīng)變引起的晶界遷移驅(qū)動，而且相比于靜態(tài)再結(jié)晶，MDRX后晶粒更細，與變形過程中儲存的能量一致[20]。

毋容置疑，亞動態(tài)再結(jié)晶的發(fā)生會在一定程度上改變甚至完全覆蓋DRX 微觀組織，使組織變成由原始變形晶粒、動態(tài)再結(jié)晶晶粒（隨后發(fā)生應(yīng)變硬化）和由MDRX 生長的新DRX 晶粒組成的復(fù)雜混合組織[2]，此外，可能還會存在靜態(tài)再結(jié)晶晶粒。遺憾的是，在實際工業(yè)生產(chǎn)中，工件在多道次變形中或在熱變形后，由于種種原因不能做到及時淬火，因此很難避免MDRX 的發(fā)生，尤其是導(dǎo)熱系數(shù)相對低的金屬材料以及大型變形件。

圖4 不同變形后間隔時間MDRX 晶粒的位錯特征[19]Fig.4 Dislocation characteristics of MDRX grains at different post-deformation interpass times

2.2 發(fā)生亞動態(tài)再結(jié)晶熱變形的微觀組織控制

要實現(xiàn)熱變形微觀組織的精密控制，需要適當避免或減緩MDRX 的進行，亦或是恰當利用MDRX。首先，MDRX 發(fā)生的速度非?？?，尤其是在高溫高應(yīng)變速率的熱變形條件下。熱變形結(jié)束后及時淬火非常重要，當無法實現(xiàn)將熱變形工件快速移入冷卻介質(zhì)時，原位噴淋、氣體淬火等原位淬火是避免或減輕MDRX 的有效手段。其次，因為MDRX 主要與變形溫度和應(yīng)變速率有關(guān)，并且隨著先前DRX 分數(shù)的增加，其應(yīng)變依賴性逐漸降低，當DRX 分數(shù)高于50%時，MDRX 將與應(yīng)變無關(guān)[21—22]，所以在立即淬火難以實現(xiàn)時，適當降低變形速率/變形溫度也可以顯著避免MDRX 的發(fā)生[2]。

合理利用MDRX 實現(xiàn)熱變形組織控制的前提是需要對MDRX 進行有效評估。目前絕大部分學(xué)者對MDRX 的評估是進行雙擊試驗[13]。雙擊試驗由兩個獨立的變形先后完成，第一次沖擊為再結(jié)晶提供驅(qū)動力，而第二次沖擊用于獲得MDRX 引起的軟化分數(shù)。根據(jù)雙擊試驗的應(yīng)力-應(yīng)變曲線，通過如下軟化分數(shù)公式[19]，間接量化道次間隔間MDRX 進行程度：

式中：σ1為第一次壓縮時的屈服應(yīng)力；σ2為第二次壓縮時的屈服應(yīng)力；σ3為第一次道次間隔時的應(yīng)力。值得注意的是，對MDRX 的評估不能僅僅分析雙擊應(yīng)力-應(yīng)變曲線，還需要結(jié)合電子背散射衍射（EBSD）、透射電子顯微鏡（TEM）等對微觀組織進行分析，當然，在普通光學(xué)顯微鏡下也能觀測到一定的晶粒尺寸變化。近年來，原位EBSD[23]、高溫激光掃描共聚焦顯微鏡（HTLSCM）[24]等原位觀測手段為 MDRX 的觀察提供了更直觀的途徑。在HTLSCM 的觀測下，通過對比熱變形后不同保溫時間的微觀組織，可以很容易地明晰MDRX 過程中微觀組織的演變規(guī)律。圖5 展示了300M 鋼在1000 ℃以0.01 s?1應(yīng)變速率變形后繼續(xù)保溫的微觀組織演變，圖5a 為保持28 s 的熱刻蝕微觀組織，圖5b 展示了圖 5a 中 d1，d2，d3位置的演變過程[24]。在HTLSCM 觀測的微觀組織中，分別發(fā)現(xiàn)了晶粒的吞并過程（d1位置）、晶界的遷移過程（d2位置）以及形核過程（d3位置）。MDRX 過程中發(fā)生成核現(xiàn)象與現(xiàn)有文獻報道存在區(qū)別，但也值得關(guān)注，因為DRX晶核繼續(xù)長大并非是一個定義精準的過程。MDRX過程中的形核可以被認為是在先前變形中開始弓出晶界的繼續(xù)弓出[24]。

圖5 300M 鋼在0.01 s?1 預(yù)應(yīng)變速率和1000 ℃保溫溫度下原位保溫過程中的熱刻蝕組織[24]Fig.5 Thermal etched microstructure of 300M steel at the pre-strain rate of 0.01 s?1 and the insulation temperature of 1000 ℃ during in-situ insulation process

3 第二相顆粒影響

3.1 第二相顆粒對熱變形微觀組織演變影響

對于鎳基高溫合金、鋁合金、氧化物彌散強化（ODS）鋼等含第二強化相的材料，熱變形微觀組織演變中第二相顆粒起著至關(guān)重要的作用。細小的彌散相在齊納釘扎效應(yīng)下通常會阻礙晶界的運動，從而延緩再結(jié)晶的發(fā)生和晶粒的長大。齊納釘扎力的大小取決于顆粒邊界能、顆粒體積分數(shù)和顆粒的平均尺寸。同樣，固溶體中的溶質(zhì)拖拽效應(yīng)也會在不同的晶界遷移速度下不同程度地降低晶界的遷移能力。相反，較大尺寸的第二相顆粒由于在變形區(qū)存儲了大量能量，可以通過顆粒誘發(fā)成核（PSN）的形式促進再結(jié)晶行為，但目前幾乎還沒有報道過熱變形DRX 期間PSN的直接證據(jù)，因此文中不再贅述PSN 機制。

熱變形中，溶質(zhì)元素含量對DRX 等微觀組織演變機制影響主要體現(xiàn)在3 個方面[1]。溶質(zhì)含量的上升將導(dǎo)致流變應(yīng)力峰值區(qū)域變寬；峰值應(yīng)力、峰值應(yīng)變和穩(wěn)態(tài)應(yīng)力都相應(yīng)地升高；穩(wěn)態(tài)應(yīng)力與穩(wěn)態(tài)晶粒尺寸的比例常數(shù)取決于溶質(zhì)含量[1,25—26]。

第二相顆粒的存在導(dǎo)致材料的熱變形組織演變更加復(fù)雜多變。在熱變形過程中，由于應(yīng)力和溫度的共同作用，第二相顆粒是不穩(wěn)定的，隨時可能發(fā)生動態(tài)溶解、相變和析出。可變形的第二相顆粒自身也可能會發(fā)生形變[27]。首先，激活應(yīng)變誘導(dǎo)的溶解機制可以促進相變的完成，應(yīng)變的增加可以加速動態(tài)溶解、相變和析出的同時發(fā)生[28]。其次，所有主要工藝參數(shù)（如高的有效應(yīng)變、應(yīng)變率和溫度）以及動態(tài)回復(fù)過程都可能對擴散過程產(chǎn)生強烈影響[29]，擴散及其產(chǎn)生的化學(xué)梯度與第二相的演化直接相關(guān)。需要指出的是，在擴散誘導(dǎo)晶界遷移（DIGM）機制下，擴散的變化也會影響變形組織和DRX[30]。最后，第二相粒子在發(fā)揮某些作用后，也可能自行演化或?qū)е缕渌诙嗟难莼?/p>

此外，顆粒/基體界面的性質(zhì)也會對微觀組織演變產(chǎn)生影響。通過對兩種分別含共格析出相和非共格析出相的銅合金進行熱變形發(fā)現(xiàn)，由于位錯與共格析出相之間的相互作用更強，含非共格顆粒的銅合金相對更容易發(fā)生DRX[31]。共格析出相向非共格析出相的轉(zhuǎn)變可以通過在較大應(yīng)變下的再結(jié)晶擴散來實現(xiàn)。

第二相顆粒對DRX 的影響取決于它們是在再結(jié)晶開始前存在、在再結(jié)晶過程中形成還是在再結(jié)晶結(jié)束后形成。在同時發(fā)生析出的DRX 過程中，再結(jié)晶驅(qū)動力和齊納釘扎力隨時間而變化[1]。

3.2 含第二相材料熱變形微觀組織控制

盡管涉及諸多復(fù)雜因素，依然有大量的研究工作致力于通過第二相顆粒來控制材料微觀組織以及通過DRX 調(diào)控力學(xué)性能[32—36]。最典型的例子便是在熱軋過程中通過細小析出相來提高再結(jié)晶的起始溫度來延緩再結(jié)晶行為[37]。由于對奧氏體組織施加的大應(yīng)變可以導(dǎo)致奧氏體碳化，并通過應(yīng)變誘導(dǎo)相變形成細小的鐵素體。應(yīng)變誘導(dǎo)相變將在下一章具體討論。同時，析出相的存在也增加了材料的流變應(yīng)力和奧氏體晶粒的粗化溫度。

利用細小顆粒和粗大顆粒對晶粒細化的影響，在Al-Mg-Mn 合金的等徑角擠壓（ECAP）過程中也實現(xiàn)了組織的控制[38]。在約300 ℃的溫度下在1～12 的應(yīng)變范圍內(nèi)進行ECAP，當?shù)诙郃l6Mn 細顆粒出現(xiàn)分散時，便可以通過CDRX 得到大量的細化晶粒，其微觀組織演變過程如圖6 所示，其中PD 代表壓力方向。相比之下，在含有粗Al6Mn 的材料中，只能得到粗大的再結(jié)晶晶粒組織，見圖7，這跟ECAP 的間隔時間內(nèi)，再結(jié)晶晶粒的不連續(xù)生長（即MDRX）有關(guān)[2]。

4 熱變形中及熱變形后的相變

4.1 應(yīng)變誘導(dǎo)相變

圖6 經(jīng)ECAP 300 ℃加工的含細Al6Mn 顆粒的Al-Mg-Mn 合金在不同應(yīng)變下的EBSD 圖[38]Fig.6 EBSD maps of Al-Mg-Mn alloy containing fine Al6Mn particles processed by ECAP at 300 ℃ under various strains

應(yīng)變誘導(dǎo)相變最初被報道在低碳鋼熱軋過程中發(fā)生的奧氏體向鐵素體的轉(zhuǎn)變，因此又被稱之為應(yīng)變誘導(dǎo)鐵素體相變或者動態(tài)相變[39—40]，近期，在鈦合金熱變形中也發(fā)現(xiàn)了應(yīng)變誘導(dǎo)相變現(xiàn)象[41—42]。在2000 年，Yada 等通過在Ae3上方40 ℃溫度下對Fe-6Ni-(0.0008-0.29)C 合金樣品進行扭轉(zhuǎn)和原位X 射線檢測，明確證明了熱變形過程中應(yīng)變誘導(dǎo)相變的存在[43]。如圖8 所示，(110)α線與(111)γ線的共同存在清楚地表明，在變形過程中發(fā)生了奧氏體向鐵素體的轉(zhuǎn)變。隨著表征技術(shù)發(fā)展，通過EBSD、TEM、中子衍射和原子探針層析技術(shù)（APT）等獲得了更多應(yīng)變誘導(dǎo)相變發(fā)生的證據(jù)。在應(yīng)變誘導(dǎo)相變被報道之初就發(fā)現(xiàn)該機制可以在熱變形中形成超細鐵素體晶粒，因此也被認為是一種有效且具有良好應(yīng)用前景的晶粒細化方法。

圖8 典型的X 射線衍射圖[40]Fig.8 Typical X-ray diffraction patterns

與DRX 類似，應(yīng)變誘導(dǎo)相變的啟動也需要達到臨界應(yīng)變，臨界應(yīng)變值也同樣可以通過雙微分法來預(yù)估。雙微分法采用應(yīng)力-應(yīng)變曲線和加工硬化率-應(yīng)力曲線對DRX 和應(yīng)變誘導(dǎo)相變進行研判，詳細的分析過程可參見文獻[44—45]。值得注意的是，由于應(yīng)變誘導(dǎo)相變的臨界應(yīng)變總是低于DRX 的臨界應(yīng)變，因此熱變形中相變會早于DRX 發(fā)生，這意味著通過DRX 對微觀組織的控制會被應(yīng)變誘導(dǎo)相變所干擾[2]。同時，由于在熱變形過程中應(yīng)變誘導(dǎo)相變的發(fā)生消耗了原始奧氏體相的存儲能，因此母相奧氏體的DRX也就極可能被延緩。

實際上，可以發(fā)生應(yīng)變誘導(dǎo)相變材料的熱變形組織演變更加復(fù)雜。Fe-10Ni-0.1C 熱變形過程中的微觀組織演變?nèi)鐖D9 所示[46]，其中Fs，F(xiàn)f，Rs分別表示應(yīng)變誘導(dǎo)鐵素體相變開始、結(jié)束和DRX 開始的時間（或所需應(yīng)變），變形奧氏體中的位錯可以成為相變的形核點（b），在達到開始轉(zhuǎn)變時間（Fs）后相變開始發(fā)生（c）。由于高溫下鐵素體比奧氏體軟[43]，一旦奧氏體中的位錯被鐵素體的形成所消耗，進一步的應(yīng)變將會施加在相變形成的鐵素體上而不是母相奧氏體上。鐵素體上的持續(xù)變形導(dǎo)致了DRX 驅(qū)動力的增加，進而相變的鐵素體發(fā)生DRX（見圖9d—e）[46]。由于與奧氏體相比，高溫下鐵素體的回復(fù)增強，因此在相對較低溫度下（在應(yīng)變誘導(dǎo)相變溫度區(qū)）對單一鐵素體相樣品進行變形時，引發(fā)DRX 的臨界應(yīng)變通常非常大[43]。然而，相變鐵素體在相對較小的應(yīng)變下發(fā)生了DRX，是由于施加的應(yīng)變明顯集中在相變鐵素體上，換句話說，應(yīng)力誘導(dǎo)相變促進了相變相的DRX。還需要注意的是，應(yīng)力誘導(dǎo)相變生成的相往往是亞穩(wěn)態(tài)[40,42,46]，其在變形或卸載過程中還可能發(fā)生進一步的轉(zhuǎn)變，這使得微觀組織控制的難度繼續(xù)增加。

圖9 Fe-10Ni-0.1C 熱變形過程中的微觀組織演變[46]Fig.9 Microstructure evolution of Fe-10Ni-0.1C during hot deformation

4.2 靜態(tài)相變

熱變形通常是將金屬材料加熱至再結(jié)晶溫度以上進行塑性變形，隨后通過冷卻介質(zhì)（水、油、空氣等）冷卻至室溫獲得成形件。對于鋼和鈦合金等材料，在熱變形結(jié)束后從高溫（奧氏體區(qū)或β區(qū)）到室溫的冷卻過程中，通常會發(fā)生從奧氏體到鐵素體或者從bccβ到hcpα相的相變。對于許多金屬材料，如高強度低合金（HSLA）鋼、碳鋼和α+βTi 合金，在快速冷卻過程中都會發(fā)生馬氏體相變，導(dǎo)致與熱變形組織完全不同的微觀結(jié)構(gòu)，使得真正的熱變形（亞）結(jié)構(gòu)的許多特征被遮蓋[47]。熱變形高強低合金（HSLA）鋼冷卻后的不同顯微組織如圖10 所示[48]。熱變形的奧氏體被淬火后的馬氏體取代會發(fā)生在諸如22Mn5高強鋼的很多鋼材料中[49]，因此要實現(xiàn)此類材料的微觀組織控制首先需要對熱變形組織和相變組織進行準確鑒別，從而確定能獲得真正的熱變形微觀組織演變規(guī)律。

研究相變材料中DRX 等微觀組織演變機制最直接的方法是將熱變形與原位表征相結(jié)合技術(shù)，包括原位SEM-EBSD 變形[50]，原位TEM 變形[51]以及原位同步輻射衍射變形[52]，盡管這些方法還存在僅能獲取表層信息、表征區(qū)域過小等局限性[2]。由于原位觀測專用設(shè)備的制造和表征還存在諸多難度，目前廣泛采用的方法依然是對相變前的熱變形組織進行重構(gòu)[2]。采用特殊的刻蝕試劑、工藝重現(xiàn)相變前熱變形組織的辦法具有一定的實用性而且成本也相對更低[2,53]，但該方法是否能再現(xiàn)所有高溫晶界以及其普適性仍然值得商榷。基于高溫和低溫相（典型的奧氏體和馬氏體）之間的取向關(guān)系的EBSD 重構(gòu)是相對比較可靠的熱變形組織再現(xiàn)方法[2]，攪拌摩擦焊后鐵素體重構(gòu)先前奧氏體晶粒結(jié)構(gòu)（由于有用的鐵素體數(shù)量少，無法重現(xiàn)晶粒取向的奧氏體呈白色）的示例如圖11 所示[54]。

圖10 HSLA 鋼的熱加工示意圖以及冷卻過程中產(chǎn)生的不同組織[48]Fig.10 Schematic diagram of thermomechanical controlled processing of HSLA steels and different microstructures generated during cooling

圖11 攪拌摩擦焊后EBSD 重構(gòu)奧氏體組織[54]Fig.11 Microstructure of EBSD reconstructed austenite after friction stir welding

5 熱變形微觀組織演變數(shù)值模型

對熱變形過程微觀組織演變建立可靠的數(shù)值模型并實現(xiàn)有效的組織模擬是金屬熱變形微觀組織精密控制至關(guān)重要的內(nèi)容。目前大多數(shù)的熱成形微觀組織演變模型還是基于恒溫恒速變形條件下建立的DRX 模型，而且往往對第二相顆粒做了理想球形、均勻分布等簡化處理。Hallberg 在文獻[55]中討論了不同的模擬方法，包含了解析模型和經(jīng)驗?zāi)Ｐ汀⑦B續(xù)介質(zhì)力學(xué)模型和離散方法以及再結(jié)晶相場等模型，從適用性、基本假設(shè)、物理基礎(chǔ)、實現(xiàn)問題和計算效率等方面詳細討論了不同模型的優(yōu)缺點?；贒DRX，CDRX，GDRX 這3 種機制所分別建立的多種數(shù)值模型的系統(tǒng)分析及適用性見前期工作[1]，主要包含可以應(yīng)用到有限元軟件中來分析任何實際工業(yè)過程中微觀結(jié)構(gòu)演變的模型，即解析模型和經(jīng)驗?zāi)Ｐ停约熬Я３叨认碌奈锢斫y(tǒng)計模型。由于不同數(shù)值模型所涉及的參量存在差異，并需要詳細地解釋參量的定義、邊界條件及計算過程等，文中不再對具體的模型進行贅述，僅簡要討論各數(shù)值模型中適應(yīng)熱變形微觀組織控制的主要因素及模型的適用性。

基于物理冶金學(xué)基礎(chǔ)并具有高計算效率的DRX模型可以有效預(yù)測不同熱變形參數(shù)下的晶界結(jié)構(gòu)、晶界遷移動力學(xué)、晶粒尺寸和分布、第二相顆粒等[1,55]。盡管經(jīng)典的結(jié)果和經(jīng)驗?zāi)Ｐ?Kolmogorov-Johnson-Mehl-Avrami（JMAK）模型也具有一定的實用性[55—57]。據(jù)筆者所知，目前大量的DRX 模型集中于DDRX 過程，建立的數(shù)值模型主要可以分為經(jīng)驗?zāi)Ｐ汀⒉豢紤]第二相的物理模型、考慮溶質(zhì)和第二相模型以及多步變形等復(fù)雜變形條件模型[1]。一個理想的DDRX 模型應(yīng)該能夠在使用經(jīng)濟的計算資源下有效預(yù)測流動應(yīng)力曲線、晶粒尺寸演變、再結(jié)晶分數(shù)和織構(gòu)，而且應(yīng)該考慮孿生的貢獻、第二相顆粒的尺寸和數(shù)量密度隨變形的空間分布和演化[1]。

用于進行CDRX 過程的模型相對較少，Gourde-Montheillet（GM）模型[5]和Toth 模型[58]是認可度較高的兩種模型，可以用于解釋加工硬化、動態(tài)回復(fù)和大角度晶界遷移等現(xiàn)象，并能預(yù)測流變行為、晶粒尺寸和取向差分布等。兩種模型具有一些顯著的區(qū)別，GM 模型是為大熱變形而設(shè)計基于物理冶金的簡化模型，而Toth 模型是基于小應(yīng)變開發(fā)的、并考慮了織構(gòu)的演變多晶體塑性模型[1]。

De Pari 模型、Martorano-Padilha 模型、Pettersen模型等基于幾何考慮的GDRX 模型，通?？梢詫崿F(xiàn)晶粒形態(tài)演變的定性預(yù)測，但對于高溫變形中的GDRX 過程中大角度晶界的產(chǎn)生、遷移以及晶粒形貌還缺乏充分考慮[59—61]，而且對于工業(yè)實際生產(chǎn)非常重要的應(yīng)力-應(yīng)變曲線，目前的模型都還不能實現(xiàn)預(yù)測，一個重要的原因便是模型只關(guān)注了幾何形狀的變化而未考慮位錯密度的演變。

能有效描述復(fù)雜熱變形條件微觀組織演變的通用DRX 模型一直是科學(xué)界所致力的目標。綜合考慮不同DRX 機制的交替或同步運行，溶質(zhì)和第二相顆粒與DRX 交互作用、第二相顆粒動態(tài)演變等實際金屬熱變形微觀組織演變因素將是通用DRX 模型的主要內(nèi)容。通過通用模型逆向優(yōu)化熱變形工藝獲得優(yōu)異目標組織性能，實現(xiàn)工業(yè)熱變形生產(chǎn)的微觀組織精密控制。

6 結(jié)論

對熱變形微觀組織精密控制所涉及的基礎(chǔ)理論進行了討論，并基于相應(yīng)微觀組織演變機制提出了相應(yīng)的微觀組織控制策略。討論了3 種常見DRX 機制特征，并澄清了一些相應(yīng)的誤解。闡明了MDRX 組織特征及其對熱變形組織的影響，并給出了有效評估MDRX、延緩或避免MDRX 的方法。分析了第二相顆粒對微觀組織演變的影響及組織控制途徑。熱變形中的相變會改變組織演變過程而冷卻時的相變會掩蓋熱變形組織，闡述了應(yīng)力誘導(dǎo)相變的組織演變規(guī)律，分析了相變后熱變形組織重現(xiàn)的實際解決辦法。分析討論了不同DRX 數(shù)值模型的特點及其適用性。