第1期 李强等：GH720L山合金y+Y两相区再结晶行为 ·77· 同时亚晶界内位错的相互作用使A、B两个亚晶之 断增大，最终使亚晶界转化为大角度晶界并扫过原 间的亚晶界开始部分消失（如图3(c)中箭头所 始晶粒内的高密度区域，开始再结晶过程，如图3 指).合并长大的亚晶与周围变形组织的取向差不 (d)所示. 200nm 200nm 200m盒 200nm 图3合金热压缩并空冷后的不同位错组态.()位错网格：(b)亚品结构：(c)亚品合并：(d)再结品核心长大 Fig.3 Different dislocation characteristics of GH720Li alloy under hot compression and air cooling conditions:(a)dislocation net:(b)subgrain structure:(c)merging of subgrains:(d)nucleation and growth of recrystallization grains 由图3所显示的合金位错组态发展过程，可以 表现为合金再结晶形核机制的选择.金属再结晶过 发现GH720Li合金在两相区变形及随后的空冷过 程中以常见的应变诱导形核机制(SBM)发生品界 程中主要以亚晶迁移和亚晶合并两种机制进行再结 弓弯并形成再结晶核心的定性判据可表述为回 晶形核.前一种机制表现为回复过程中形成的亚晶 4E=46 (1) 向高位错密度区域生长，其尺寸增加的同时界面与 L 周围变形基体的取向差不断增大，大于15°后便形 式中，△E为界面两侧应变能差，K为材料特性参 成一个再结晶核心；而当两个位错密度相近的亚晶 数，y为晶界能，L为发生弓弯之前的晶界长度.由 接触时，由于储存能差不大，两者不能向对方长入而 式(1)可以看出，原始晶粒尺寸越小，形成再结晶核 形成较为平直的界面.此时由于亚晶界属于小角度 心所需的应变能差越大，以应变诱导晶界迁动形核 晶界，本质上是一种位错界面，其中位错的相互作用 就越困难.对GH720Li合金来说，大量一次y相的 可使亚品界面逐步转化为低位错密度的位错墙界 存在限制了合金晶粒尺寸，使得再结晶以晶界弓弯 面，最终位错墙消失，两个亚晶发生融合，如图4所 形核需要极大的应变能差.如在图3(c)中，亚晶A 示图.亚晶合并到一定的临界尺寸，且与周围基体 与周围晶粒的位错密度相差极大，但两者之间的相 的取向差大于15°之后也形成再结晶晶粒. 邻晶粒仍保持平直，并未出现向高应变能区域生长 由2.1节讨论可知，在y+y两相区，GH720Li 的弓弯形核现象.在这种情况下，合金只能通过变 合金晶粒组织受到一次γ‘相的控制，这一作用首先 形晶粒内部亚晶的迁动及合并机制进行再结晶形核第 1 期 李 强等: GH720Li 合金 γ + γ'两相区再结晶行为 同时亚晶界内位错的相互作用使 A、B 两个亚晶之 间的亚晶界开始部分消失( 如图 3 ( c) 中 箭 头 所 指) ． 合并长大的亚晶与周围变形组织的取向差不 断增大，最终使亚晶界转化为大角度晶界并扫过原 始晶粒内的高密度区域，开始再结晶过程，如图 3 ( d) 所示． 图 3 合金热压缩并空冷后的不同位错组态． ( a) 位错网格; ( b) 亚晶结构; ( c) 亚晶合并; ( d) 再结晶核心长大 Fig． 3 Different dislocation characteristics of GH720Li alloy under hot compression and air cooling conditions: ( a) dislocation net; ( b) subgrain structure; ( c) merging of subgrains; ( d) nucleation and growth of recrystallization grains 由图 3 所显示的合金位错组态发展过程，可以 发现 GH720Li 合金在两相区变形及随后的空冷过 程中主要以亚晶迁移和亚晶合并两种机制进行再结 晶形核． 前一种机制表现为回复过程中形成的亚晶 向高位错密度区域生长，其尺寸增加的同时界面与 周围变形基体的取向差不断增大，大于 15°后便形 成一个再结晶核心; 而当两个位错密度相近的亚晶 接触时，由于储存能差不大，两者不能向对方长入而 形成较为平直的界面． 此时由于亚晶界属于小角度 晶界，本质上是一种位错界面，其中位错的相互作用 可使亚晶界面逐步转化为低位错密度的位错墙界 面，最终位错墙消失，两个亚晶发生融合，如图 4 所 示［8］． 亚晶合并到一定的临界尺寸，且与周围基体 的取向差大于 15°之后也形成再结晶晶粒． 由 2. 1 节讨论可知，在 γ + γ'两相区，GH720Li 合金晶粒组织受到一次 γ'相的控制，这一作用首先 表现为合金再结晶形核机制的选择． 金属再结晶过 程中以常见的应变诱导形核机制( SIBM) 发生晶界 弓弯并形成再结晶核心的定性判据可表述为［9］ ΔE = 4K1γB L ． ( 1) 式中，ΔE 为界面两侧应变能差，K1 为材料特性参 数，γB为晶界能，L 为发生弓弯之前的晶界长度． 由 式( 1) 可以看出，原始晶粒尺寸越小，形成再结晶核 心所需的应变能差越大，以应变诱导晶界迁动形核 就越困难． 对 GH720Li 合金来说，大量一次 γ'相的 存在限制了合金晶粒尺寸，使得再结晶以晶界弓弯 形核需要极大的应变能差． 如在图 3( c) 中，亚晶 A 与周围晶粒的位错密度相差极大，但两者之间的相 邻晶粒仍保持平直，并未出现向高应变能区域生长 的弓弯形核现象． 在这种情况下，合金只能通过变 形晶粒内部亚晶的迁动及合并机制进行再结晶形核 ·77·