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

（1．中南大學(xué) 材料科學(xué)與工程學(xué)院, 長(zhǎng)沙 410083；2．澳洲國立大學(xué) 工程與計(jì)算科學(xué)學(xué)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(xué) 省部共建耐火材料與冶金國家重點(diǎn)實(shí)驗(yàn)室, 武漢 430081）

航空航天工業(yè)對(duì)減輕機(jī)身材料質(zhì)量的需求推動(dòng)了鋁鋰合金的蓬勃發(fā)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(tǒng)鋁合金相比，鋁鋰合金不僅具有高比強(qiáng)度、比剛度的優(yōu)點(diǎn)，還具有低疲勞裂紋擴(kuò)展速率、良好焊接性能及耐腐蝕等特點(diǎn)[1-2]。鋁合金中每添加1%的鋰，合金密度會(huì)降低約3%，剛度可提高約6%。鋁鋰合金近年來廣泛應(yīng)用于飛行器的機(jī)身框架、桁條、燃料貯箱等重要構(gòu)件上[3-5]。迄今為止，鋁鋰合金的發(fā)展可劃分為三個(gè)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(hào)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(fā)工作。國內(nèi)20 世紀(jì)以跟蹤仿制為主，進(jìn)入21 世紀(jì)后大力開展自主研發(fā)，取得了一系列令人矚目的成果，如2195 鋁鋰合金已應(yīng)用于航天器燃料貯箱艙段結(jié)構(gòu)；2099 鋁鋰合金用于桁條、火箭艙段結(jié)構(gòu)；2050 鋁鋰合金用于機(jī)身框梁結(jié)構(gòu)；2055 鋁鋰合金則因其超高強(qiáng)度有希望應(yīng)用于機(jī)身與上下翼梁結(jié)構(gòu)[9-10]。

同常規(guī)鋁合金一樣，鋁鋰合金通常需要經(jīng)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(huì)顯著影響合金的微觀組織與力學(xué)性能[11-13]。合金熱加工時(shí)的變形行為取決于應(yīng)變量、應(yīng)變速率、變形溫度等加工參數(shù)，而其最終的組織和性能很大程度上取決于再結(jié)晶過程[14-16]。眾所周知，鋁合金在熱變形過程中會(huì)同時(shí)出現(xiàn)加工硬化與動(dòng)態(tài)軟化兩種現(xiàn)象，其中動(dòng)態(tài)軟化主要包括動(dòng)態(tài)回復(fù)（dynamic recovery，DRV）與動(dòng)態(tài)再結(jié)晶（dynamic recrystallization，DRX）。20 世紀(jì)60 年代以來，DRV 和DRX 逐漸被人們熟悉并接受，相關(guān)的理論也得到了快速發(fā)展[17-20]。大量研究成果表明[21-22]，精確調(diào)控DRX 過程有助于細(xì)化鋁鋰合金的組織結(jié)構(gòu)、消除內(nèi)部缺陷并提高力學(xué)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(duì)于長(zhǎng)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(cuò)能金屬傾向于發(fā)生不連續(xù)動(dòng)態(tài)再結(jié)晶（discontinuous dynamic recrystallization，DDRX），即新的無畸變?cè)俳Y(jié)晶晶粒形核，這些新晶粒通過不斷吞噬高位錯(cuò)密度區(qū)域逐漸長(zhǎng)大[23-25]。而對(duì)于鋁鋰合金這類具有高層錯(cuò)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(jié)構(gòu)，在后續(xù)變形中會(huì)逐漸轉(zhuǎn)變?yōu)榇蠼嵌染Ы纾╤igh angle grain boundaries，HAGBs），發(fā)生連續(xù)動(dòng)態(tài)再結(jié)晶（continuous dynamic recrystallization，CDRX）[26-27]。另一方面，熱變形過程中晶粒逐漸伸長(zhǎng)，當(dāng)應(yīng)變量較大時(shí)，晶界處會(huì)出現(xiàn)明顯的鋸齒狀結(jié)構(gòu)，繼而“脫落”（pinch off）形成具有HAGBs 的等軸晶，這一過程稱為幾何動(dòng)態(tài)再結(jié)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(xì)化。需要指出，這三種類型DRX 行為之間并沒有嚴(yán)格的分界線，可能同時(shí)發(fā)生[17]。例如2050 鋁鋰合金于420 ℃熱變形時(shí)會(huì)同時(shí)出現(xiàn)DDRX 與CDRX 兩種行為[30]；2195 鋁鋰合金于500 ℃變形時(shí)也會(huì)同時(shí)出現(xiàn)CDRX 與GDRX 兩種行為[31-32]。此外，DRX 過程同時(shí)受多種因素影響，例如調(diào)整合金元素配比會(huì)改變層錯(cuò)能與第二相種類，從而改變合金的再結(jié)晶方式[26,33-34]。對(duì)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(huì)在很大程度上導(dǎo)致其再結(jié)晶方式發(fā)生轉(zhuǎn)變[35]。

綜上所述，熱加工過程中合金的DRX 行為會(huì)顯著影響合金的微觀組織與力學(xué)性能。本文針對(duì)鋁鋰合金中的DRX 現(xiàn)象（包括DDRX、CDRX 和GDRX 三種動(dòng)態(tài)再結(jié)晶機(jī)制），概述了影響DRX 行為的關(guān)鍵因素，詳細(xì)論述了鋁鋰合金中DRX 行為的形核機(jī)制與發(fā)生條件，并提出了值得進(jìn)一步探索與研究的方向。

1 動(dòng)態(tài)再結(jié)晶及其影響因素

探究合金的DRX 機(jī)制，應(yīng)當(dāng)從能量角度考慮。工業(yè)生產(chǎn)中，為使合金獲得符合要求的致密組織結(jié)構(gòu)與優(yōu)異力學(xué)性能，經(jīng)常采用鍛造、軋制、擠壓等技術(shù)手段在中、高溫度區(qū)間內(nèi)進(jìn)行不同應(yīng)變量的塑性加工。加工過程中輸入基體的能量一部分以儲(chǔ)能的形式留存在金屬內(nèi)部。由于儲(chǔ)能的存在，變形時(shí)體系自由能升高，導(dǎo)致了熱力學(xué)的不穩(wěn)定性，具有向形變前的穩(wěn)定狀態(tài)轉(zhuǎn)化的趨勢(shì)[36-38]。在進(jìn)行高溫加工時(shí)，各種動(dòng)態(tài)軟化過程傾向于消除這些不穩(wěn)定缺陷，以降低體系自由能。通過位錯(cuò)間的湮滅與重排，合金的組織與性能可以部分恢復(fù)到變形前的狀態(tài)。金屬的軟化過程主要為回復(fù)與再結(jié)晶，回復(fù)時(shí)的組織變化包括點(diǎn)缺陷和位錯(cuò)運(yùn)動(dòng)，不涉及HAGBs 在變形晶粒間的遷移過程；而由儲(chǔ)能驅(qū)動(dòng)HAGBs 遷移形成新的無畸變等軸晶的過程稱為再結(jié)晶[39]。再結(jié)晶晶粒與基體間的界面為HAGBs，這是再結(jié)晶晶粒與回復(fù)中多邊形化過程產(chǎn)生亞晶粒間最主要的區(qū)別[40]。加工硬化與由DRV和DRX 引起的動(dòng)態(tài)軟化同時(shí)發(fā)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(duì)流變曲線、晶界取向、再結(jié)晶分?jǐn)?shù)、再結(jié)晶晶粒尺寸等數(shù)據(jù)進(jìn)行細(xì)致分析。流變應(yīng)力可提供大量有價(jià)值的信息，但應(yīng)注意對(duì)流變應(yīng)力數(shù)據(jù)進(jìn)行修正以確保實(shí)驗(yàn)數(shù)據(jù)的可靠性。一旦獲得準(zhǔn)確的流變應(yīng)力，就可以預(yù)測(cè)并推導(dǎo)DRX 的相關(guān)參數(shù)[44-47]。對(duì)于DRX 過程的微觀組織演變，通常使用光學(xué)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(shù)進(jìn)行表征。與傳統(tǒng)的OM 技術(shù)相比，EBSD 和TEM技術(shù)的優(yōu)勢(shì)在于它們能夠揭示微觀尺度的亞結(jié)構(gòu)變化，從而可以結(jié)合晶粒尺寸、形狀、取向差等來區(qū)分再結(jié)晶晶粒和變形態(tài)晶粒[48-50]。除此以外，其他表征手段如結(jié)合聚焦離子束（focused ion beam，F(xiàn)IB）技術(shù)的3D-EBSD、電子通道對(duì)比成像（electron channel contrast imaging，ECCI）技術(shù)、3D-X 射線技術(shù)等在揭示合金DRX 行為方面也發(fā)揮著重要作用[51]，但目前國內(nèi)普及度不高，相關(guān)技術(shù)發(fā)展尚不成熟。

1.1 層錯(cuò)能

層錯(cuò)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(cuò)出現(xiàn)時(shí)，晶體結(jié)構(gòu)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(cuò)能（γ）[52]。一般而言，層錯(cuò)能越高的金屬，出現(xiàn)層錯(cuò)的概率越小。發(fā)生回復(fù)時(shí)，合金的形變儲(chǔ)能會(huì)通過位錯(cuò)的湮滅與重排而降低。對(duì)于具有高層錯(cuò)能的鋁鋰合金，其內(nèi)部拓展位錯(cuò)寬度較小，全位錯(cuò)分解為兩個(gè)不全位錯(cuò)困難，而傾向于發(fā)生束集，使位錯(cuò)更容易發(fā)生交滑移，熱變形時(shí)容易發(fā)生DRV 過程[53-54]。層錯(cuò)能（γ）與擴(kuò)展位錯(cuò)寬度（d）的關(guān)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(shù)。在變形過程中若觀察到具有較低位錯(cuò)密度的完整亞結(jié)構(gòu)，一般判定與CDRX 有關(guān)[25]。若合金經(jīng)歷較大形變且晶粒厚度在某一方向上顯著減小，則可能發(fā)生GDRX[31]。另一方面，層錯(cuò)能較低會(huì)促使更寬的擴(kuò)展位錯(cuò)形成，位錯(cuò)難以進(jìn)行交滑移并通過DRV 形成亞晶粒。此時(shí)合金內(nèi)部的位錯(cuò)密度會(huì)增加到較高水平，最終形成新的再結(jié)晶晶粒，這一動(dòng)態(tài)過程即為DDRX。綜上所述，層錯(cuò)能決定了層錯(cuò)的寬度，繼而影響了全位錯(cuò)分解為不全位錯(cuò)的難易程度。鋁鋰合金較高的層錯(cuò)能會(huì)阻礙這種分解反應(yīng)，從而促進(jìn)位錯(cuò)發(fā)生交滑移，即有利于發(fā)生DRV 而阻礙DRX。此外需要強(qiáng)調(diào)的是，層錯(cuò)能并不是確定金屬熱變形過程中發(fā)生何種類型DRX 過程的唯一因素，具有高層錯(cuò)能的鋁鋰合金在某些熱加工條件下也會(huì)發(fā)生DDRX，而DRV 與CDRX 更是貫穿合金的大部分動(dòng)態(tài)軟化過程。僅由層錯(cuò)能大小判斷合金發(fā)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(diǎn)認(rèn)為，鋁合金由于具有較高的層錯(cuò)能，易發(fā)生DRV 而難以發(fā)生DRX。但在鋁鋰合金中，由于復(fù)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(nèi)部存在大量不同類型的第二相粒子。根據(jù)這些粒子的形成條件及其對(duì)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(nèi)部或晶界處析出的納米級(jí)顆粒，在后續(xù)的熱變形過程中與位錯(cuò)交互作用，可有效阻礙DRV，進(jìn)而調(diào)控合金微觀組織的結(jié)構(gòu)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(jié)構(gòu)[57-60]。鋁鋰合金熱變形過程中動(dòng)態(tài)析出相的種類、分布及其對(duì)DRX 的影響如圖1所示。Zhang 等[31]和Guo 等[32]發(fā)現(xiàn)彌散分布的Al3Zr 粒子能夠阻礙熱變形過程中的位錯(cuò)運(yùn)動(dòng)，推遲DRX 開始時(shí)間并促進(jìn)DDRX（圖1（c），（d））。沉淀相指熱變形過程中動(dòng)態(tài)析出形成的納米團(tuán)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(shí)間較短時(shí)對(duì)位錯(cuò)運(yùn)動(dòng)也有明顯的阻礙作用，但當(dāng)變形溫度較高或變形時(shí)間較長(zhǎng)時(shí)，會(huì)逐漸長(zhǎng)大直至溶解進(jìn)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(cuò)密度的增加有利于T1相和σ 相的動(dòng)態(tài)析出。當(dāng)析出相尺寸小于100 nm 時(shí)，位錯(cuò)不能克服析出相的釘扎作用，此時(shí)DRV 受到抑制，相應(yīng)地儲(chǔ)能增加，導(dǎo)致驅(qū)動(dòng)力最終達(dá)到觸發(fā)DDRX 形核所需的臨界條件（圖1（a），（b））。Zheng 等[62]在對(duì)2060 鋁鋰合金進(jìn)行的熱拉伸實(shí)驗(yàn)中也發(fā)現(xiàn)了相似的現(xiàn)象，并且觀察到Cu 原子在晶界處存在團(tuán)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(duì)位錯(cuò)運(yùn)動(dòng)的阻礙作用減弱。同時(shí)，高溫時(shí)基體的固溶度較高，減弱了動(dòng)態(tài)析出行為，這時(shí)位錯(cuò)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(shí)DRV 可以順利進(jìn)行并抑制了DDRX[32]。這一結(jié)果也與Zhu 等[30]的研究結(jié)果相符。

表1 部分第三代鋁鋰合金的化學(xué)成分（質(zhì)量分?jǐn)?shù)/ %）Table 1 Chemical composition of major third generation Al-Li alloys （mass fraction/ %）

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

式中：M為常數(shù)；G為剪切模量，代表剪切應(yīng)力與應(yīng)變的比值；b為伯氏矢量，代表由位錯(cuò)所引起點(diǎn)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(yīng)變與軸向正應(yīng)變絕對(duì)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?jǐn)?shù)。不可變形的第二相粒子對(duì)位錯(cuò)運(yùn)動(dòng)的阻礙作用隨粒子半徑的減小和體積分?jǐn)?shù)的增大而增強(qiáng)，即粒子數(shù)量越多、間距越小，對(duì)位錯(cuò)運(yùn)動(dòng)的阻礙作用越大。鋁鋰合金中析出相種類復(fù)雜，作用各異（圖1（f），（g）），納米級(jí)的第二相粒子可以同時(shí)通過其本身的晶格結(jié)構(gòu)和應(yīng)力場(chǎng)阻力效應(yīng)阻礙位錯(cuò)運(yùn)動(dòng)以減緩DRV 和DRX 晶粒的生長(zhǎng)過程[64-67]。但與此相反的是，由于變形區(qū)儲(chǔ)能較多，存在較大的能量梯度和致密的亞結(jié)構(gòu)，晶界處的大尺寸微米級(jí)第二相粒子會(huì)通過粒子激發(fā)形核機(jī)制加速再結(jié)晶過程[57,>68-69]。因此，不同尺寸和空間分布的第二相粒子對(duì)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(shí)動(dòng)態(tài)析出的第二相粒子對(duì)合金的強(qiáng)度也存在顯著影響[32,35]。由于析出相的晶格結(jié)構(gòu)和應(yīng)力場(chǎng)降低了位錯(cuò)的運(yùn)動(dòng)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(qiáng)度。Li 等[41]研究發(fā)現(xiàn)，2195 鋁鋰合金熱拉伸過程中動(dòng)態(tài)析出的細(xì)小θ′、δ′和Al3Zr 粒子會(huì)明顯提高合金在420～480 ℃的抗拉強(qiáng)度，同時(shí)延伸率并沒有明顯下降；而在變形溫度處于480～520 ℃之間時(shí)，合金的抗拉強(qiáng)度急劇減小，且減小速率超過變形溫度升高帶來的補(bǔ)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(duì)位錯(cuò)的釘扎作用迅速減弱直至消失。

1.3 熱變形參數(shù)與晶粒尺寸

目前學(xué)者們對(duì)于熱加工參數(shù)對(duì)鋁鋰合金組織和性能的作用規(guī)律已有了較全面的認(rèn)識(shí)。針對(duì)DRX 的研究大多集中在固定的熱加工條件，即在整個(gè)熱變形過程中變形溫度（T）和應(yīng)變速率（）保持不變，便于將二者納入Zener-Hollomon 工程參數(shù)（Z）中表示。工程參數(shù)Z值可作為確定動(dòng)態(tài)軟化機(jī)制的標(biāo)準(zhǔn)，其表達(dá)式如下[45]：

式中：R為氣體常數(shù)；Q為變形激活能。變形激活能Q是一個(gè)重要的物理參數(shù)。Jonas 等[70]認(rèn)為，以DRV 為主的合金Q值較??；而較大的Q值則表明合金在熱變形過程中發(fā)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(dá)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(fù)合添加[13,30,35]。變形溫度和應(yīng)變速率會(huì)在一定程度上決定合金熱變形時(shí)的DRX 機(jī)制[70-74]。有學(xué)者研究了2195 鋁鋰合金不同熱加工條件的lnZ值[32]，結(jié)果顯示：應(yīng)變速率較高且變形溫度較低（高Z值）時(shí)，合金的形變儲(chǔ)能較少且變形時(shí)間較短，難以發(fā)生DRX 而以DRV 為主；而應(yīng)變速率較低且變形溫度較高（低Z值）時(shí)，DRX 進(jìn)行較充分，不同類型DRX 均有可能發(fā)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(fā)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(shí)主要發(fā)生DRV，而在480～520 ℃時(shí)則以DDRX 為主。類似規(guī)律在包括6×××、7×××系在內(nèi)的各類鋁合金中均有發(fā)現(xiàn)[16,32,35,72]。除變形溫度和應(yīng)變速率外，應(yīng)變量（ε）對(duì)合金的再結(jié)晶行為也有顯著影響[19]。應(yīng)變量增大時(shí)，合金形變儲(chǔ)能增加，更容易引發(fā)DRX，大尺寸變形晶粒更容易轉(zhuǎn)變?yōu)榧?xì)小的再結(jié)晶晶粒，對(duì)合金晶粒組織的細(xì)化作用更明顯（圖2（e），（f））。

原始晶粒尺寸對(duì)鋁鋰合金熱變形時(shí)的DRX 行為也發(fā)揮著重要作用。多晶體晶界對(duì)位錯(cuò)運(yùn)動(dòng)的阻礙作用可通過Hall-Petch 關(guān)系表示[75]：

式中：σy為屈服應(yīng)力；σ0為材料常數(shù)；ky為強(qiáng)化系數(shù)；d為平均晶粒尺寸。晶界處原子排列不規(guī)則，能夠有效阻礙位錯(cuò)運(yùn)動(dòng)，因此在一定范圍內(nèi)改變晶粒尺寸，即改變晶界密度可以改變位錯(cuò)運(yùn)動(dòng)的難易程度，進(jìn)而影響合金的DRX[49,76-77]。一方面，DRX 過程中，晶界是優(yōu)先形核位點(diǎn)，因此較大的原始晶粒提供的形核位點(diǎn)較少，使DRX 進(jìn)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(jié)構(gòu)，又可作為DRX 優(yōu)先形核的位點(diǎn)。此外，改變?cè)季Я３叽缫部赡芨淖僁RX 類型，已有文獻(xiàn)證實(shí)鎂合金中較小的原始晶粒尺寸會(huì)促進(jìn)CDRX[78-79]。鋁鋰合金中，減小原始晶粒尺寸也會(huì)顯著促進(jìn)CDRX[35]。

新生DRX 晶粒尺寸對(duì)合金的熱塑性也表現(xiàn)出強(qiáng)烈影響[17,19,36]。一般而言，DRX 進(jìn)行越充分，殘余的變形組織越少，DRX 晶粒占比越大，對(duì)組織的細(xì)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(xié)調(diào)能力。與晶粒細(xì)小的合金相比，晶粒尺寸較大的合金變形時(shí)受到的應(yīng)變只能分配給少量粗大晶粒，導(dǎo)致應(yīng)變分配差異較大，增加了晶粒間的協(xié)調(diào)變形難度，容易產(chǎn)生局部應(yīng)力集中和萌生裂紋，降低了合金的伸長(zhǎng)率。而當(dāng)大部分粗大變形組織被細(xì)小DRX 晶粒替代后，晶粒間的協(xié)調(diào)變形難度降低，合金的熱塑性得以有效改善[41]。但在實(shí)際工業(yè)生產(chǎn)中不應(yīng)盲目追求高DRX 水平，因?yàn)檫^高的變形溫度會(huì)顯著增大DRX 晶粒的長(zhǎng)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(yīng)結(jié)合實(shí)際情況選擇合適的變形溫度使DRX 晶粒充分形核的同時(shí)以較慢的速率長(zhǎng)大。

2 動(dòng)態(tài)再結(jié)晶機(jī)理

2.1 不連續(xù)動(dòng)態(tài)再結(jié)晶（DDRX）

DDRX 廣泛存在于中、低層錯(cuò)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(jié)晶晶粒形核過程且存在臨界應(yīng)變，這是其區(qū)別于其他再結(jié)晶行為的關(guān)鍵特征[36]。熱加工過程中，變形晶粒內(nèi)部的位錯(cuò)密度隨著應(yīng)變量的增大而逐漸增大，出現(xiàn)加工硬化現(xiàn)象，導(dǎo)致流變應(yīng)力不斷增大。位錯(cuò)密度（ρ）的變化是DDRX 發(fā)生期間最顯著的特征，通常與流變應(yīng)力（σ）有關(guān)，可表示如下[17]：

式中：σ0為摩擦因子；α為材料常數(shù)（取決于位錯(cuò)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(fā)生DDRX 取決于合金變形過程中位錯(cuò)是否能夠持續(xù)積累。熱變形過程中位錯(cuò)持續(xù)產(chǎn)生，同時(shí)伴隨DRV 行為，這兩個(gè)相互競(jìng)爭(zhēng)的過程同時(shí)發(fā)生。如果DRV 進(jìn)行的速度不足以消除加工硬化產(chǎn)生的位錯(cuò)，則位錯(cuò)密度將持續(xù)增加，直至達(dá)到DDRX 的臨界形核條件，此時(shí)原始變形晶粒的晶界迅速遷移，消耗大量位錯(cuò)，使合金的流變應(yīng)力明顯減小，流變曲線因此表現(xiàn)出峰值特征[31]。鋁鋰合金DDRX 行為對(duì)流變應(yīng)力和晶粒組織的影響如圖3 所示。大量實(shí)驗(yàn)結(jié)果表明，出現(xiàn)DDRX 的合金會(huì)表現(xiàn)出一些共有特征，可總結(jié)如下：

（1）流變曲線具有明顯的單峰或多峰特征，穩(wěn)態(tài)應(yīng)力受工程參數(shù)Z的影響[80]（圖3（a））；

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

（3）再結(jié)晶晶粒于原始變形晶粒晶界處形核并逐漸形成細(xì)小的項(xiàng)鏈狀結(jié)構(gòu)[82]（圖3（b））。

許多學(xué)者認(rèn)為，鋁合金在熱變形過程中由于驅(qū)動(dòng)力不足難以出現(xiàn)DDRX，但部分鋁鋰合金在經(jīng)歷熱變形后卻具有明顯的DDRX 特征，這是因?yàn)殇X鋰合金獨(dú)有的元素種類和動(dòng)態(tài)析出相對(duì)DRX 過程有著顯著影響。例如Mg 和Ag 元素的復(fù)合添加降低了層錯(cuò)能并增加了位錯(cuò)密度，促進(jìn)了DDRX[4]。在Al-Cu-Li 系合金中，層錯(cuò)能降低和位錯(cuò)密度增加有利于T1相和σ 相的動(dòng)態(tài)析出，阻礙位錯(cuò)移動(dòng)的同時(shí)保留了形變儲(chǔ)能，最終達(dá)到觸發(fā)DDRX 形核所需的臨界條件。由于DRV 過程進(jìn)行不充分，難以形成多邊形結(jié)構(gòu)，使晶粒之間的位錯(cuò)密度不同，晶界從一側(cè)到另一側(cè)的儲(chǔ)能存在較大差異。因此，晶界兩側(cè)的驅(qū)動(dòng)力不平衡，迫使晶界向高儲(chǔ)能的方向運(yùn)動(dòng)，即向高位錯(cuò)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(qū)域不斷變形，位錯(cuò)在這些區(qū)域不斷積累；持續(xù)塑性變形過程中，由于晶粒間的不相容性，阻礙了進(jìn)一步的晶界遷移和剪切過程，位錯(cuò)逐漸積累導(dǎo)致高位錯(cuò)密度梯度，促進(jìn)原始變形晶界附近形成連續(xù)且細(xì)小的亞晶粒；隨著變形量的增大，出現(xiàn)局部應(yīng)變集中，部分晶界發(fā)生滑動(dòng)、剪切，導(dǎo)致進(jìn)一步的不均勻變形。在較低變形溫度或較高應(yīng)變速率（高Z值）時(shí)，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(xiàn)連續(xù)的項(xiàng)鏈狀結(jié)構(gòu)[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(gè)原因?qū)е拢菏紫龋珼DRX 晶粒在生長(zhǎng)過程中受到進(jìn)一步變形，內(nèi)部的形變儲(chǔ)能增加，使其與相鄰基體之間的能量差減小，導(dǎo)致晶粒長(zhǎng)大的驅(qū)動(dòng)力減小；其次，鋁鋰合金中各類動(dòng)態(tài)析出相能夠有效固定晶界，抑制了DDRX 晶粒的進(jìn)一步生長(zhǎng)；此外，由于Z值較高時(shí)合金內(nèi)部位錯(cuò)密度大，LAGBs 的間距相對(duì)較小，也在一定程度上限制了DDRX 晶粒的生長(zhǎng)過程[20]。與CDRX 和GDRX 相比，DDRX 的形核方式與靜態(tài)再結(jié)晶最為相似，但由于其再結(jié)晶晶粒尺寸的限制，使得DDRX 對(duì)鋁鋰合金晶粒的細(xì)化作用比較有限。還有一些研究發(fā)現(xiàn)DDRX 的形核方式具有使織構(gòu)隨機(jī)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(xù)動(dòng)態(tài)再結(jié)晶（CDRX）

過去很長(zhǎng)一段時(shí)間內(nèi)，學(xué)者們一直認(rèn)為DRV是高層錯(cuò)能金屬的唯一動(dòng)態(tài)軟化機(jī)制，因而針對(duì)鋁鋰合金DRX 行為的研究較少。近年來研究發(fā)現(xiàn)，熱變形過程中因位錯(cuò)運(yùn)動(dòng)產(chǎn)生的高密度亞結(jié)構(gòu)會(huì)逐步轉(zhuǎn)變形成具有HAGBs 的再結(jié)晶晶粒，這一過程中合金的微觀組織結(jié)構(gòu)均勻地演變，沒有可辨別的形核與長(zhǎng)大階段，且不存在臨界應(yīng)變，這是CDRX 區(qū)別于DDRX 的關(guān)鍵特征[23,26]。在高變形溫度和低應(yīng)變速率（低Z值）條件下，各類熱激活行為活躍，此時(shí)位錯(cuò)除了容易進(jìn)行滑移和攀移外，還具有充足的驅(qū)動(dòng)力克服第二相粒子的釘扎作用。加工硬化產(chǎn)生位錯(cuò)的數(shù)量不足以補(bǔ)償DRV 過程中湮滅的位錯(cuò)，使得位錯(cuò)密度不斷降低，形成高密度的多邊形結(jié)構(gòu)與亞晶粒[31-32]。因此，CDRX 容易在低Z值時(shí)發(fā)生。同時(shí)，由于充分的DRV 過程，位錯(cuò)難以在合金組織內(nèi)部持續(xù)積累，在經(jīng)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(jìn)入平臺(tái)階段而不表現(xiàn)出峰值特征，其形狀與僅發(fā)生DRV 時(shí)的流變曲線相似。鋁鋰合金CDRX 行為對(duì)流變應(yīng)力和晶粒組織的影響如圖4 所示。從大量實(shí)驗(yàn)中得到的CDRX 特征可歸納為以下四個(gè)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(jìn)行不存在臨界應(yīng)變[32]（圖4（a））；

（3）在原始變形晶粒內(nèi)部形成高密度且均勻的亞結(jié)構(gòu)[20-21]；

（4）原始變形晶粒的取向差從晶粒內(nèi)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(shí)，內(nèi)部微觀組織結(jié)構(gòu)演變相對(duì)均勻，此時(shí)位錯(cuò)逐漸累積至LAGBs 處，增加了亞晶界的取向差，最終當(dāng)取向差達(dá)到臨界值（一般為10°～15°）時(shí)形成HAGBs 結(jié)構(gòu)，進(jìn)而形成CDRX 晶粒[87]。因此，此類CDRX 形核行為的一個(gè)典型特征是從晶粒內(nèi)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(yīng)力集中，更容易產(chǎn)生位錯(cuò)塞積，所以CDRX 晶粒更傾向于出現(xiàn)在三角晶界處（圖4（b）、（c））。在不同牌號(hào)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(jìn)行熱加工時(shí)，由于位錯(cuò)的不斷積累和亞晶界的重排，使得LAGBs 逐漸轉(zhuǎn)變?yōu)镠AGBs，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(zhuǎn)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(nèi)部各滑移系開動(dòng)能力不同造成應(yīng)力集中，使原始晶界附近的位錯(cuò)運(yùn)動(dòng)更活躍。高變形溫度會(huì)逐漸激活更多的滑移系統(tǒng)，使合金組織逐漸均勻。LAGBs 由位錯(cuò)重排在原始晶界附近形成，而CDRX 晶粒則通過持續(xù)吸收儲(chǔ)存在LAGBs 中的位錯(cuò)形成[89]（圖5（a））。兩相鄰的亞晶粒逐漸旋轉(zhuǎn)消除亞晶界間的取向差，大尺寸的亞晶粒更容易生長(zhǎng)并吞噬小尺寸的亞晶粒（圖5（b）～（d））。系統(tǒng)為減低體系的自由能提供了充足的驅(qū)動(dòng)力，使兩個(gè)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(nèi)部?jī)?chǔ)能[17,31]。此外，由于變形組織和位錯(cuò)分布的不均勻性，合金內(nèi)部?jī)?chǔ)能的分布也不均勻。因此，這種CDRX 行為會(huì)優(yōu)先出現(xiàn)在高應(yīng)變水平區(qū)域，例如具有高位錯(cuò)密度的三角晶界處[78,90]（圖5（e）、（f））。

CDRX 的第三種形核機(jī)制為微觀剪切帶協(xié)助形核。熱加工過程中由于變形的不均勻性僅有少數(shù)滑移系開動(dòng)，晶粒內(nèi)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(jìn)而形成由微觀剪切帶構(gòu)成的空間網(wǎng)絡(luò)[91]；在應(yīng)變量較低時(shí)，DRV 產(chǎn)生的亞結(jié)構(gòu)吸收了大量位錯(cuò)，形成較厚的位錯(cuò)墻圍繞在剪切帶周圍；隨著變形過程的持續(xù)，剪切帶的空間網(wǎng)絡(luò)在晶粒內(nèi)部逐漸擴(kuò)展，晶粒的平均取向差和儲(chǔ)能不斷增加，晶界附近的部分晶格因儲(chǔ)能的驅(qū)動(dòng)而不斷旋轉(zhuǎn)，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(cuò)的能量后于剪切帶中持續(xù)生長(zhǎng)，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?yōu)榧?xì)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(jī)制[32]（圖5（h））。有學(xué)者認(rèn)為，微觀剪切帶也為T1相和θ′相等動(dòng)態(tài)析出相提供了優(yōu)先形核的場(chǎng)所，但這一觀點(diǎn)尚需實(shí)驗(yàn)驗(yàn)證。

通過上述三種CDRX 形核機(jī)制，大尺寸的原始變形晶粒被分割為若干具有低應(yīng)變水平的小尺寸再結(jié)晶晶粒，這也使得CDRX 比DDRX 具有更顯著的晶粒細(xì)化效果。變形溫度較低時(shí)，LAGBs 可以均勻地增加取向差，伴隨微觀剪切帶的出現(xiàn)最終形成HAGBs；變形溫度較高時(shí)，組織協(xié)調(diào)性增強(qiáng)，微觀剪切帶不易出現(xiàn)，LAGBs 向HAGBs 的轉(zhuǎn)變通過漸進(jìn)的亞晶旋轉(zhuǎn)、合并實(shí)現(xiàn)。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(xù)，且更充分的DRV 可以促進(jìn)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(fā)現(xiàn)，2195 鋁鋰合金在400 ℃以上進(jìn)行熱變形時(shí)，CDRX 晶粒在所有DRX 晶粒中的占比可達(dá)70～80 %。同時(shí)，他還提出CDRX晶粒的占比會(huì)隨應(yīng)變量的增大而增大，但這一規(guī)律在其他牌號(hào)鋁鋰合金中是否同樣適用尚缺乏相關(guān)的研究證據(jù)。

2.3 幾何動(dòng)態(tài)再結(jié)晶（GDRX）

工業(yè)生產(chǎn)中雖然可以通過等徑角變形和高壓扭轉(zhuǎn)等大塑性變形方法獲得細(xì)晶結(jié)構(gòu)，但因生產(chǎn)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(jīng)歷了GDRX 過程，則依靠常規(guī)技術(shù)手段即可獲得具備細(xì)晶結(jié)構(gòu)的合金材料。Mcqueen[29]在20 世紀(jì)80 年代首次提出了GDRX 的概念，直到21 世紀(jì)才逐漸為學(xué)者們所接受。

相比于前兩種DRX 形核方式，有關(guān)鋁鋰合金GDRX 的研究較少。一般認(rèn)為GDRX 形核過程比較簡(jiǎn)單：熱變形初期，原始變形晶界因邊界曲率不同而不斷產(chǎn)生凸起，凸起部分的尺寸與亞晶粒尺寸相似；隨著應(yīng)變量的增大，充足的形變儲(chǔ)能作為驅(qū)動(dòng)力使HAGBs 持續(xù)遷移形成鋸齒狀晶界，同時(shí)晶界厚度減小導(dǎo)致晶界面積增加；當(dāng)應(yīng)變量進(jìn)一步增大時(shí)，原始晶粒厚度逐漸減小直至2～3 個(gè)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(fā)生GDRX 的區(qū)域，顏色對(duì)比表明變形結(jié)構(gòu)中HAGBs 的占比相對(duì)較高。上述GDRX 過程可通過圖6（c）表示。具有較高層錯(cuò)能的鋁鋰合金在高溫低應(yīng)變速率條件變形時(shí)易出現(xiàn)GDRX，而DRV 在低變形溫度條件占主導(dǎo)地位，這是因?yàn)樽冃螠囟容^低時(shí)HAGBs 的運(yùn)動(dòng)能力較弱無法遷移形成鋸齒狀晶界。根據(jù)目前有限的研究結(jié)果，GDRX 行為的一般特征與發(fā)生條件可總結(jié)如下：

（1）大塑性變形使原始晶粒厚度減少至2～3 個(gè)亞晶尺寸[29]；

（2）原始變形晶粒沿伸長(zhǎng)方向破碎，再結(jié)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(fā)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(fā)生GDRX 過程需要較大應(yīng)變是因?yàn)镚DRX 本質(zhì)上是晶粒受外力作用而產(chǎn)生幾何變形，當(dāng)應(yīng)變量較小時(shí)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(zhǎng)破碎后具有明顯的晶粒取向，產(chǎn)生再結(jié)晶織構(gòu)，取向差趨于一致。需要較小尺寸原始晶粒是因?yàn)樾枰嗟腍AGBs 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(nèi)HAGBs 的密度，同時(shí)減小了平均晶粒厚度。

關(guān)于鋁鋰合金中的GDRX 行為，主要的爭(zhēng)論點(diǎn)在于是否存在一個(gè)臨界應(yīng)變以觸發(fā)再結(jié)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(rèn)為當(dāng)合金變形量達(dá)到GDRX 的臨界應(yīng)變時(shí)，原始變形晶粒將迅速轉(zhuǎn)變?yōu)槿舾杉?xì)小的再結(jié)晶晶粒（圖7（a））。然而，已有實(shí)驗(yàn)證明這個(gè)過程是逐漸發(fā)生的。合金在熱變形過程中發(fā)生加工硬化和DRV，形成具有LAGBs 的亞結(jié)構(gòu)；原始晶粒在變形過程中逐漸被拉長(zhǎng)，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(dāng)HAGBs 某處達(dá)到臨界應(yīng)變時(shí)，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(jīng)歷高溫大塑性變形時(shí)均可能出現(xiàn)GDRX行，學(xué)者們已經(jīng)在Al-Mg 和Al-Mg-Si 合金中發(fā)現(xiàn)這一現(xiàn)象[97-98]。鋁鋰合金中也已經(jīng)證實(shí)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(shí)會(huì)出現(xiàn)明顯的GDRX 組織特征，同DDRX和CDRX 一樣可以細(xì)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(duì)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(fā)生條件與組織特征。由表2 可知，不同DRX 的形核機(jī)制和微觀組織存在明顯不同，亟待進(jìn)一步的系統(tǒng)性研究。

表2 DDRX、CDRX 和GDRX 的發(fā)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(jié)束語

DRX 有利于細(xì)化晶粒組織、消除缺陷并提高合金性能。雖然目前關(guān)于鋁鋰合金的DRX 仍需進(jìn)一步的研究，但現(xiàn)有實(shí)驗(yàn)成果已經(jīng)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(jià)值的參考和幫助。除常規(guī)的微觀組織表征外，數(shù)學(xué)模擬方法在分析鋁鋰合金DRX 行為時(shí)也發(fā)揮著十分重要的作用，目前主要包括以Arrhenius 雙曲正弦函數(shù)為模型的現(xiàn)象學(xué)方程和以Avrami 動(dòng)力學(xué)理論為基礎(chǔ)的動(dòng)力學(xué)方程[33,45,74,99]。由于鋁鋰合金DRX 機(jī)制復(fù)雜，影響因素眾多，單一模型難以適用于實(shí)際生產(chǎn)中復(fù)雜的熱變形條件[26,34,40]。雖然近年來許多學(xué)者針對(duì)不同的DRX 機(jī)制提出了各類相適配的數(shù)學(xué)模型，但都存在適用性太窄（僅針對(duì)單一合金）、考慮因素不全面或預(yù)測(cè)結(jié)果準(zhǔn)確性難以達(dá)到要求等局限性[13,30,42,99]。闡明DRX 行為在鋁鋰合金工業(yè)生產(chǎn)中具有重要指導(dǎo)價(jià)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(jìn)一步發(fā)展。基于我國鋁鋰合金未來發(fā)展的需要，筆者認(rèn)為應(yīng)當(dāng)從以下兩個(gè)方面開展更深入的研究：

（1）學(xué)者們應(yīng)當(dāng)在兼顧不同變形條件和微觀組織的前提下，構(gòu)建適用于不同DRX 機(jī)制的數(shù)學(xué)模型，預(yù)測(cè)合金的DRX 方式，調(diào)控流變應(yīng)力的大小與變化趨勢(shì)，以設(shè)計(jì)、指導(dǎo)鋁鋰合金的實(shí)際生產(chǎn)。目前僅依靠微觀組織表征無法達(dá)到工業(yè)生產(chǎn)與科學(xué)研究的要求，為預(yù)測(cè)鋁鋰合金的DRX 行為，全面、準(zhǔn)確的數(shù)學(xué)模型是必不可少的。但熱加工過程中合金各滑移系開動(dòng)難易程度不同，組織結(jié)構(gòu)變形不均勻，相較于理論預(yù)測(cè)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(tǒng)表征和數(shù)學(xué)建模帶來了困難，使得相關(guān)模擬工作難以進(jìn)一步開展。這阻礙了DRX 理論對(duì)企業(yè)實(shí)際生產(chǎn)的指導(dǎo)作用，同時(shí)也制約了學(xué)者們對(duì)鋁鋰合金DRX 行為認(rèn)識(shí)的深度。

（2）為了滿足各類苛刻、多元化服役條件的需求，應(yīng)當(dāng)在深入理解鋁鋰合金DRX 機(jī)制的基礎(chǔ)上，通過調(diào)整加工參數(shù)，精確控制合金的微觀組織，以獲得優(yōu)異的綜合性能。一方面，對(duì)于各向異性現(xiàn)象，可以適當(dāng)提高變形溫度并降低應(yīng)變速率，使熱變形過程中合金的DRX 過程能夠以DDRX 或CDRX 機(jī)制發(fā)生，利用二者的形核特點(diǎn)，達(dá)到改變織構(gòu)種類并使晶粒取向隨機(jī)化的效果。另一方面，為了進(jìn)一步提高鋁鋰合金構(gòu)件安全可靠性保障，應(yīng)避免合金在熱變形過程中出現(xiàn)孔洞、熱裂紋、絕熱剪切帶等失穩(wěn)現(xiàn)象，在控制再結(jié)晶晶粒長(zhǎng)大速度的同時(shí)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(nèi)部組織，充分發(fā)揮DRX 的儲(chǔ)能耗散能力，進(jìn)而獲得穩(wěn)定的流動(dòng)性及理想的加工性能。