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第10期 王飞等：粗晶Fe3基合金在高温变形时显微组织演变机制 .997. 降.这是因为动态再结晶虽然已经发生，但还不完 全，这时变形导致的硬化依然占主导地位，动态再结 晶导致的软化还不足以抵消变形引起的硬化：因此 尽管发生了动态再结晶，但其相应的应力一应变曲 线并没有明显的下降 2.2分析与讨论 由前面的组织演变可知：所用Fe3Al基合金在 10m 850℃、10-3s1条件下变形时能够发生动态再结晶 过程。下面将对上述结果进行讨论 图5Fe3Al在850℃、10-3s-1变形到0.51应变时典型的“弓弯 图5是e=0.51时的典型的晶界“弓弯形核的 形核的取向成像图(OIM) Fig-5 Typical OIM map (level 2'(gray,thin),15(black,bold)) 取向成像图(OIM),从图中可以看出：应变诱导晶 showing DRX bulging nucleation at serrated grain boundary of 界迁移(SlBM,strain induced grain boundary migra Fe3Al deformed to a strain of 0.51 at 850C and 10-3s tion)导致了部分原始晶界“弓弯”(bulging),从而在 图.点一点取向差定义为：两个相邻扫描点之间晶体 迁移的晶界后面留下一低位错密度区，且“弓弯”部 取向的相对差.累积取向差定义为：第一个扫描点 分和原始晶粒被一小角度晶界隔开.传统观点认为 和第n个扫描点之间晶体取向的相对差，为方便起 晶界“弓弯”是动态再结晶形核主要机制，或者说 见，假定第一个扫描点在累积取向差分布图中取向 晶界“弓弯”形核是不连续动态再结晶(DDRX,dis~ 角为零.从图5和图6中可以看出：沿着垂直于晶 continuous dynamic recrystallization)的典型标志， 界方向，发生了一定的晶格转动.这表明在“弓弯” 图6(a)是图5中沿A→A方向对应的点一点取 部分伴随着一定的晶格转动，Wusatow ska Sarnek 向差分布图，图6(b)是其对应的累积取向差分布 等[1]在多晶Cu中也观察到了同样的现象. 50(a) 50 (b) 40 40 吃 实 30 0 3 0 2 3 距离m 距离μm 图6(a)图5中沿着A→A'方向的点一点取向差分布图：(b)图5中沿着A→A'方向的累积取向差分布图 Fig.6 (a)Point-to-point misorientations measured from A to A'marked in Fig.5 and (b)corresponding cumulative misorientations 然而随着应变量的增加(=0.92)，在较低应 当应变量继续增加时，F3Al中发生了明显的 变量下形成的动态再结晶核心变得并不明显，即动 连续动态再结晶(CDRX,continuous dynamic re- 态再结晶核心没有发生明显的长大，这可能是因为 crystallization)·连续动态再结晶是指在晶粒内部的 原始晶粒尺寸较大，变形很不均匀，在部分晶界附近 亚晶界，随着应变量的增加，通过不断吸收位错导致 产生了较大的应变梯度，从而具有足够的驱动力导 其取向差不断增大，逐步向大角度晶界演变的过程， 致“弓弯”形核.由于Fe3Al是体心立方(bcc)的衍生 图4(d)中箭头所指的A→BC线（其中A代表6° 结构，层错能较高，易于发生动态回复；因而随着应 线，B代表11.4°线，C代表42.3°线)表明此时Fe3Al 变量的增加，动态回复充分发展使原始晶粒内部亚 中存在小角度晶界连续向大角度晶界转变的现象， 结构充分发展，导致原始晶粒内部应变趋于均匀，局 即发生了连续动态再结晶，这意味着由于“弓弯”形 部较大的应变梯度消失，没有了动态再结晶核心长 成的小核心不易长大，图4(c)以及图4(d)中的细晶 大的驱动力，从而只观察到动态再结晶核心的形成， 很可能是连续动态再结晶所形成，严重变形的原始 而不见其长大，Fe3Al基合金中固溶拖曳导致的粘 晶粒内部的大量亚晶的存在，且尺寸与细晶相当（图 滞滑移可能也起到了对大角度晶界的固溶拖曳作 4(d)),也表明大应变量条件下变形组织中存在的细 用6,81. 晶很可能是由于亚晶通过亚晶界的连续转动而转变降．这是因为动态再结晶虽然已经发生但还不完 全这时变形导致的硬化依然占主导地位动态再结 晶导致的软化还不足以抵消变形引起的硬化；因此 尽管发生了动态再结晶但其相应的应力－应变曲 线并没有明显的下降． 2∙2 分析与讨论 由前面的组织演变可知：所用 Fe3Al 基合金在 850℃、10－3s －1条件下变形时能够发生动态再结晶 过程．下面将对上述结果进行讨论． 图5是ε＝0∙51时的典型的晶界“弓弯”形核的 取向成像图（OIM）．从图中可以看出：应变诱导晶 界迁移（SIBMstrain-induced grain boundary migration）导致了部分原始晶界“弓弯”（bulging）从而在 迁移的晶界后面留下一低位错密度区且“弓弯”部 分和原始晶粒被一小角度晶界隔开．传统观点认为 晶界“弓弯”是动态再结晶形核主要机制［9］或者说 晶界“弓弯”形核是不连续动态再结晶（DDRXdiscontinuous dynamic recrystallization）的典型标志． 图6（a）是图5中沿 A→A′方向对应的点－点取 向差分布图图6（b）是其对应的累积取向差分布 图5 Fe3Al 在850℃、10－3s －1变形到0∙51应变时典型的“弓弯” 形核的取向成像图（OIM） Fig．5 Typical OIM map （level2°（graythin）15°（blackbold）） showing DRX bulging nucleation at serrated grain boundary of Fe3Al deformed to a strain of0∙51at850℃ and10－3s －1 图．点－点取向差定义为：两个相邻扫描点之间晶体 取向的相对差．累积取向差定义为：第一个扫描点 和第 n 个扫描点之间晶体取向的相对差．为方便起 见假定第一个扫描点在累积取向差分布图中取向 角为零．从图5和图6中可以看出：沿着垂直于晶 界方向发生了一定的晶格转动．这表明在“弓弯” 部分伴随着一定的晶格转动Wusatowska-Sarnek 等［10］在多晶 Cu 中也观察到了同样的现象． 图6 （a） 图5中沿着 A→A′方向的点－点取向差分布图；（b） 图5中沿着 A→A′方向的累积取向差分布图 Fig．6 （a） Point-to-point misorientations measured from A to A′marked in Fig．5and （b） corresponding cumulative misorientations 然而随着应变量的增加（ε＝0∙92）在较低应 变量下形成的动态再结晶核心变得并不明显即动 态再结晶核心没有发生明显的长大．这可能是因为 原始晶粒尺寸较大变形很不均匀在部分晶界附近 产生了较大的应变梯度从而具有足够的驱动力导 致“弓弯”形核．由于 Fe3Al 是体心立方（bcc）的衍生 结构层错能较高易于发生动态回复；因而随着应 变量的增加动态回复充分发展使原始晶粒内部亚 结构充分发展导致原始晶粒内部应变趋于均匀局 部较大的应变梯度消失没有了动态再结晶核心长 大的驱动力从而只观察到动态再结晶核心的形成 而不见其长大．Fe3Al 基合金中固溶拖曳导致的粘 滞滑移可能也起到了对大角度晶界的固溶拖曳作 用［68］． 当应变量继续增加时Fe3Al 中发生了明显的 连续动态再结晶（CDRXcontinuous dynamic recrystallization）．连续动态再结晶是指在晶粒内部的 亚晶界随着应变量的增加通过不断吸收位错导致 其取向差不断增大逐步向大角度晶界演变的过程． 图4（d）中箭头所指的 A→B→C 线（其中 A 代表6° 线B 代表11∙4°线C 代表42∙3°线）表明此时 Fe3Al 中存在小角度晶界连续向大角度晶界转变的现象 即发生了连续动态再结晶．这意味着由于“弓弯”形 成的小核心不易长大图4（c）以及图4（d）中的细晶 很可能是连续动态再结晶所形成．严重变形的原始 晶粒内部的大量亚晶的存在且尺寸与细晶相当（图 4（d））也表明大应变量条件下变形组织中存在的细 晶很可能是由于亚晶通过亚晶界的连续转动而转变 第10期 王 飞等： 粗晶 Fe3Al 基合金在高温变形时显微组织演变机制 ·997·