田 耘， 楊 崢， 柳光祖

(鋼鐵研究總院，北京100081)

因極其粗大盤狀晶組織MGH956 合金板材具有最優(yōu)異的高溫蠕變強(qiáng)度［1］，以往對MGH956 合金冷軋板材再結(jié)晶行為的研究均是以這種粗晶組織為對象，通過系統(tǒng)研究再結(jié)晶形核和長大過程，分析其形成機(jī)理［2，3］。然而，MGH956 合金冷軋板材再結(jié)晶的組織形貌和晶粒尺寸并非只表現(xiàn)為這一種形態(tài)，而是根據(jù)加工工藝的不同，還可形成較為均勻的細(xì)晶及在組織形貌和晶粒尺寸上呈現(xiàn)出很大差異的混晶等多種組織形態(tài)［4］。那么，這些再結(jié)晶形態(tài)的形核和長大過程如何，是否與極其粗大盤狀晶組織同以一種機(jī)制形成，這些問題至今未見報(bào)道。為更全面地認(rèn)識、及更合理地解釋MGH956 合金冷軋板材的再結(jié)晶行為，本文詳細(xì)檢驗(yàn)了具有較為均勻細(xì)小和極其粗大兩種晶粒組織狀態(tài)再結(jié)晶的起始和完成溫度、起始形核位置、及長大速率，對比了它們之間的差異，并根據(jù)實(shí)驗(yàn)結(jié)果，分析了兩者的形成機(jī)理。

1 實(shí)驗(yàn)材料與方法

采用機(jī)械合金化(MA)工藝加工出合金粉，將合金粉熱等靜壓(HIP)固實(shí)化成合金錠，再經(jīng)熱鍛成厚度為40mm 的待軋板坯。為避免板材組織和性能上形成明顯的各向異性，軋制過程對板坯進(jìn)行了90°換向的交叉軋制(Cross Rolling)。再結(jié)晶后形成盤狀粗晶組織的板材出自同一板坯A，以較低的熱軋溫度(1050 ～550℃)，單向熱軋到厚度約4. 0 mm，轉(zhuǎn)向90°，再以不同的壓下量(分別為64%CW，70%CW，76%CW，及80%CW)單向冷軋成厚度為1.5mm，1.2mm，1.0mm，及0.8mm 的四塊板材;再結(jié)晶后形成細(xì)晶組織的板材也出自同一板坯B，以較高的熱軋溫度(1100 ～950℃)，熱軋過程中進(jìn)行過1 次90°轉(zhuǎn)向，軋到厚度約3.0mm，再進(jìn)行1 次90°轉(zhuǎn)向，以不同的冷軋壓下量(分別為49%CW 和67%CW)軋成厚度為1.5mm 和1.0mm 的兩塊板材。板坯A 和B 的化學(xué)成分見表1。

表1 試驗(yàn)板坯A 和B 的化學(xué)成分(質(zhì)量分?jǐn)?shù)/%)Table 1 Compositions of experimental sheet A and B (mass fraction/%)

在板材上取樣，進(jìn)行等溫退火處理，退火溫度700 ～1350℃，保溫時(shí)間1 ～120min。采用光學(xué)顯微鏡對退火后板材縱截面(平行于冷軋方向)和板面(平行于軋制面)的組織進(jìn)行檢驗(yàn)。采用定量金相法對板材在1350℃不同保溫時(shí)間再結(jié)晶所占面積的比例進(jìn)行統(tǒng)計(jì)計(jì)算繪出再結(jié)晶動力學(xué)曲線。金相浸蝕劑為:10%HNO3+10%HF +80%H2O(體積分?jǐn)?shù)，下同)。低倍浸蝕劑為:10% HSO3+ 90% H2O(煮沸)。

2 結(jié)果與討論

2.1 MGH956 冷軋板材再結(jié)晶衍變過程

2.1.1 細(xì)晶態(tài)組織再結(jié)晶的衍變過程

再結(jié)晶形成細(xì)晶態(tài)組織的兩塊冷軋板材B1.5mm和B1.0mm 在800℃、保溫60min 的金相照片示于圖1。由圖1 可以看到，兩塊板材的組織基本保持冷軋態(tài)特征，但通過仔細(xì)觀察可以看到，在靠近板材表層區(qū)域已有個(gè)別再結(jié)晶晶粒形成(圖1a 和b 箭頭處，及局部放大照片)。隨退火溫度提高，從900 ～1200℃、同樣保溫60min，兩塊板材的組織隨退火溫度提高的衍變規(guī)律基本相同，在靠近板材表層區(qū)域再結(jié)晶晶粒數(shù)量逐漸增多，形成再結(jié)晶的區(qū)域也在不斷擴(kuò)大，但在板材心部仍保持了冷軋態(tài)特征(圖2)。當(dāng)退火溫度提高到1250℃、還是保溫60min，除在靠近板材表層已形成再結(jié)晶的區(qū)域占板材總厚度的比例繼續(xù)擴(kuò)大以外，在板材心部也開始出現(xiàn)新的再結(jié)晶晶粒(圖3，及圖3a 和b 箭頭處)。

圖1 板材B1.5mm(a)和B1.0mm(b)在800℃、保溫60min 退火后的金相照片F(xiàn)ig.1 Metallographes of sheet B1.5mm (a)and B1.0mm (b)annealed at 800℃for 60min

圖2 板材B1.5mm 和B1.0mm 在900℃，1000℃，1100℃，1200℃保溫60min 退火后的金相照片F(xiàn)ig.2 Metallographes of sheet B1.5mm and B1.0mm annealed at 900℃，1000℃，1100℃，and 1200℃for 60min

圖3 板材B1.5mm(a)和B1.0mm(b)在1250℃、保溫60min 退火后的金相照片F(xiàn)ig.3 Metallographes of sheet B1.5mm (a)and B1.0mm (b)annealed at 1250℃for 60min

在1300℃、這兩塊板材經(jīng)不同保溫時(shí)間的退火組織顯于圖4。由圖4 可以看到，保溫15min，在板材B1.5mm 表層占板材總厚度近3/5 的區(qū)域內(nèi)均已形成再結(jié)晶，但隨保溫時(shí)間延長，直到60min，再結(jié)晶區(qū)域并未繼續(xù)擴(kuò)展，同樣，在板材心部形成的新的再結(jié)晶晶粒也未表現(xiàn)出繼續(xù)發(fā)展的趨勢。這樣結(jié)果表明，在此溫度，保溫15min，板材表層和心部形成了一定量的再結(jié)晶后，再結(jié)晶進(jìn)程變得十分緩慢，基本處于停頓狀態(tài)，這意味著僅通過延長保溫時(shí)間不可能使板材B1.5mm 完全實(shí)現(xiàn)再結(jié)晶。對于板材B1.0mm，在1300℃、保溫15min 的退火組織雖與板材B1.5mm 的相似，但隨保溫時(shí)間延長，其再結(jié)晶進(jìn)程則有明顯發(fā)展，到60min，不僅板材表層基本實(shí)現(xiàn)了再結(jié)晶，心部大部分區(qū)域也已形成再結(jié)晶，盡管并不完全，仍明顯留有未再結(jié)晶的部分(圖5)。

只有當(dāng)退火溫度達(dá)到1350℃，兩塊板材再結(jié)晶進(jìn)程才明顯加快(圖6)，主要表現(xiàn)在初始階段。保溫僅1min，再結(jié)晶的程度與1300℃、保溫15min 的相近(對比圖4 和6);隨保溫時(shí)間延長，從1min 到30min，再結(jié)晶進(jìn)程仍較快;但在30min 之后，又明顯減緩，直到120min，在板材心部依然殘留少量未再結(jié)晶的部分(圖7)。

圖4 板材B1.5mm 和B1.0mm 在1300℃、保溫15min，30min 和60min 退火后的金相照片F(xiàn)ig.4 Metallographes of sheet B1.5mm and B1.0mm annealed at 1300℃for15min，30min and 60min

圖5 板材B1.0mm 在1300℃，保溫60min 退火后平行板面的金相照片 (a)靠近板材表層(b)靠近板材心部Fig.5 Metallographes of sheet B1.0mm parallel to rolling plane annealed at 1300℃for 60min(a)Near sheet surface (b)Near sheet centerline

2.1.2 粗晶態(tài)組織再結(jié)晶衍變過程

再結(jié)晶形成粗晶態(tài)組織的四塊冷軋板材A1.5mm，A1.2mm，A1.0mm，及A0.8mm 在1250℃、保溫60min 的金相照片示于圖8。由圖8 可以看到，四塊板材中只有板材A1.5mm 在靠近板材表層區(qū)域可清晰地看到再結(jié)晶晶粒的出現(xiàn)，而其他三塊板材仍保持冷加工態(tài)特征，看不到任何再結(jié)晶的跡象。

圖6 板材B1.5mm 和B1.0mm 在1350℃、保溫1 ～120min 退火后的金相照片F(xiàn)ig.6 Metallographes of sheet B1.5mm and B1.0mm annealed at 1350℃for 1 ～120min

在1300℃、這四塊板材經(jīng)不同保溫時(shí)間的退火組織示于圖9。由圖9 可以看到，保溫5min，板材A1.5mm組織中率先出現(xiàn)再結(jié)晶的位置與1250℃，60min 退火時(shí)相同，仍在靠近板材表層區(qū)域，但板材A1.2mm組織中未看到再結(jié)晶的跡象，而板材A1.0mm和A0.8mm 組織中再結(jié)晶則是首先出現(xiàn)在板材心部，與板材A1.5mm、及B1.5mm 和B1.0mm相比，再結(jié)晶起始形核位置發(fā)生了改變;保溫15min，可以看到在板材A1.5mm 的心部也出現(xiàn)了再結(jié)晶，雖在板材A1.2mm 組織中首先出現(xiàn)再結(jié)晶的位置不易判斷，但與A1.5mm 的相似，表層和心部均有，而在板材A1.0mm 和A0.8mm 組織中看不到表層形核的跡象，再結(jié)晶完全是從心部向表層發(fā)展;隨保溫時(shí)間延長，四塊板材間的再結(jié)晶速率存在一定差異，尤其是在保溫初始階段，板材A1.0mm和A0.8mm 的速率明顯快于板材A1.5mm 和A1.2mm的，但由于后期階段再結(jié)晶速率均趨于緩慢，保溫60min，四塊板材組織中均殘留有少量未再結(jié)晶的部分，直到120min，才實(shí)現(xiàn)了完全的再結(jié)晶(圖10)。

當(dāng)退火溫度達(dá)到1350℃，四塊板材的再結(jié)晶速率均大大加快(圖11)，同樣表現(xiàn)在保溫的初始階段。保溫僅1min，再結(jié)晶進(jìn)程既快于1300℃、保溫15min 的狀態(tài);保溫5min，既與1300℃、保溫60min的狀態(tài)相似，殘留的未再結(jié)晶部分已很少;保溫30min，板材A1.5mm、A1.2mm、及A1.0mm 均已完全再結(jié)晶，而板材A0.8mm 更是在保溫15min 既已完全再結(jié)晶，組織中已無任何未再結(jié)晶部分的殘留(圖12);而從再結(jié)晶整體發(fā)展進(jìn)程和衍變規(guī)律來看與1300℃的基本相似。

2.2 粗、細(xì)兩種不同組織狀態(tài)再結(jié)晶行為對比

圖13 對比了細(xì)晶組織板材B1. 5mm 和B1.0mm與粗晶組織板材A1.5mm 和A1.0mm 完全再結(jié)晶的組織形貌和晶粒尺寸。由圖13 可以看到，兩塊細(xì)晶板材從表層到約1/4 板材厚度的區(qū)域內(nèi)，晶粒細(xì)小、呈近等軸狀，最細(xì)的晶粒直徑只有10 ～30μm，而心部約1/2 板材厚度的區(qū)域內(nèi)，晶粒明顯大、呈盤狀，但最大晶粒直徑不到500μm、且厚度小于50μm，總體上呈較為均勻細(xì)小的形貌特征;而兩塊粗晶板材從表層到心部晶粒均極其粗大、呈盤狀，最大晶粒直徑達(dá)幾十毫米，厚度達(dá)300 ～600μm，整個(gè)板材的厚度僅被2 ～4個(gè)晶粒所占有，總體上呈極其粗大的形貌特征;兩者呈現(xiàn)出的反差極其鮮明。圖14 對比了兩塊細(xì)晶板材B1. 5mm 和B1. 0mm 與兩塊粗晶板材A1.5mm 和A1.0mm 在1350℃的再結(jié)晶動力學(xué)曲線。圖14 反映出粗晶板材再結(jié)晶的長大速率比細(xì)晶的明顯快。

圖7 板材B1.5 mm(a)和B1.0mm(b)在1350℃，保溫120min 退火后平行板面靠近板材心部的金相照片F(xiàn)ig.7 Metallographes of sheet B1.5 mm (a)and B1.0mm (b)parallel to rolling plane and near sheet centerline annealed at 1350℃for 120min

圖8 四種厚度板材A 在1250℃、保溫60min 退火后的金相照片F(xiàn)ig.8 Metallographes of four thickness sheet A annealed at 1250℃for 60min

根據(jù)上一節(jié)實(shí)驗(yàn)的結(jié)果、及圖13 和14，表2 歸納出了再結(jié)晶形成粗、細(xì)兩種不同組織形態(tài)MGH956 板材再結(jié)晶的差異。由表2 可以看到，細(xì)晶組織板材再結(jié)晶的起始形核溫度很低，僅為800℃(圖1)，從800℃到1200℃，起始形核位置均在靠近板材表層區(qū)域(圖1 和圖2)，到1250℃以上，新的再結(jié)晶又可在板材心部形核(圖3 和圖4)，而完成再結(jié)晶的溫度確高達(dá)1350℃以上，所需保溫時(shí)間在120min 以上(圖6 和圖7)，再結(jié)晶長大速率明顯慢(圖14);而粗晶組織板材再結(jié)晶的起始形核溫度非常高，靠近板材表層區(qū)域的形核溫度高達(dá)1250℃(圖8)，在板材心部的更是在1300℃以上(圖9)，但完成再結(jié)晶的溫度則相對低、或所需保溫時(shí)間也短，在1300℃，不到120min(圖9 和圖10)，在1350℃，僅需30min(圖11 和12)，再結(jié)晶長大速率明顯快(圖14)。

表2 均勻細(xì)小和極其粗大兩種再結(jié)晶組織狀態(tài)MGH956 板材再結(jié)晶的差異Table 2 Differences on recrystallization behaviors between rather uniformly fine and extremely coarse grain structures of MGH956 sheets

圖9 四種圖厚度板材A 在1300℃、保溫5 ～120min 退火后金相照片F(xiàn)ig.9 Metallographes of four thickness sheet A annealed at 1300℃for 5min，15min，30min，60min and 120min

圖10 四種厚度板材A 在1300℃、保溫60min 和120min 在平行板面靠近板材心部的金相照片F(xiàn)ig.10 Metallographes parallel to rolling plane and near sheet centerline plane of four thickness sheet A annealed at 1300℃for 60min and 120min

圖11 四種厚度板材A 在1350℃、保溫1 ～30min 退火后金相照片F(xiàn)ig.11 Metallographes of four thickness sheet A annealed at 1350℃for 1 －30min

圖12 四種厚度板材A 在1350℃、保溫5 ～30min 平行板面靠近板材心部的金相照片F(xiàn)ig.12 Metallographes parallel to rolling plane and near sheet centerline plane of four thickness sheet A annealed at 1350℃for 5 －30mm

圖13 完全再結(jié)晶后細(xì)晶與粗晶板材的組織形貌和晶粒尺寸對比Fig.13 Comparison on structure morphology and grain size of completely recrystallized fine and coarse grain structures of MGH956 sheets

圖14 形成粗、細(xì)晶兩種組織狀態(tài)板材1350℃的再結(jié)晶動力學(xué)曲線Fig.14 Recrystallization kinetics curves of fine and coarse recrystallized grain structure MGH956 sheets at 1350℃

2.3 MGH956 冷軋板材再結(jié)晶形成機(jī)理分析

影響MGH956 合金再結(jié)晶的因素非常復(fù)雜，包括:儲能，織構(gòu)分布和強(qiáng)弱、彌散相分布和流向、殘余應(yīng)力分布和類型、亞晶尺寸大小和均勻性、以及應(yīng)變強(qiáng)弱和均勻性等亞結(jié)構(gòu)的性質(zhì)［2，3，5～10］，再結(jié)晶機(jī)理都是從這些方面入手進(jìn)行分析和解釋。

NUTTING J.等最早對以熱擠壓、熱軋、及60%CW 冷軋壓下量制成1.5mm 厚MA956(與MGH956對應(yīng)的美國牌號)板材的再結(jié)晶進(jìn)行了研究［2］。檢驗(yàn)得知，板材冷軋態(tài)組織非常均勻，位錯(cuò)密度很高、且分布均勻，并形成了很強(qiáng)的(001)(110)取向的織構(gòu)。具有這種組織狀態(tài)板材的再結(jié)晶形核溫度非常高，退火過程，經(jīng)一定孕育期后，只有少數(shù)再結(jié)晶晶核能夠率先在板材的心部形成，隨后沿板面方向迅速生長，直至與其他生長過來的晶粒交匯，而再結(jié)晶晶粒在垂直于板面方向的生長速率明顯緩慢，導(dǎo)致再結(jié)晶完成后形成極其粗大的盤狀晶組織。他們認(rèn)為這種冷軋板材再結(jié)晶的形核是通過亞晶轉(zhuǎn)動的方式合并而成。

KLUG R. C. 等隨后對以熱等靜壓、熱軋、及60%CW 冷軋壓下量制成0.5mm 厚MA956 板材的再結(jié)晶進(jìn)行了研究［3］。板材冷軋態(tài)組織檢驗(yàn)得知，與NUTTING J.等研究的1.5mm 厚冷軋板材極為相似，非常均勻，位錯(cuò)密度很高、分布均勻，且具有很強(qiáng)的(001)(110)織構(gòu)，再結(jié)晶形核同樣位于板材心部，并最終形成極其粗大的盤狀晶組織。同時(shí)，他們對比了與MA956 成分相似的鐵素體鋼的板材，其高冷軋變形組織也與上述MA956 板材的十分相似，再結(jié)晶后也形成粗大的晶粒組織。因此，他們認(rèn)為均勻冷軋變形組織和很強(qiáng)的(001)(110)織構(gòu)是導(dǎo)致MA956 冷軋板材再結(jié)晶形核困難，溫度高、數(shù)量少、長大迅速快，最終形成粗晶組織的主要原因。進(jìn)一步檢驗(yàn)得知，MA956 板材(001)(110)織構(gòu)的強(qiáng)度在板材厚度上從表層到心部的分布并不均勻，而是呈由弱到強(qiáng)的梯度分布，心部最高，且沿軋向被拉長的亞晶尺寸也最大，被認(rèn)為是最有可能以亞晶合并的方式形成足夠尺寸再結(jié)晶晶核的位置。這一推斷雖與織構(gòu)抑制再結(jié)晶形核理論相矛盾，但再考慮到彌散相的作用則不難理解，盡管MA956 合金中彌散相在冷軋板材中的分布很難檢驗(yàn)，但KLUG R. C. 等根據(jù)冷軋變形在板材厚度上分布的不均勻性，即表層承受的變形明顯高于心部的狀態(tài)作出推斷，越靠近板材表層，彌散相分布越密、間距越短，彌散相從表層到心部呈由密到疏的層狀分布，因此，板材表層再結(jié)晶形核和長大阻力最大。這一推斷不僅可以用于解釋再結(jié)晶的形核只在板材心部，還能解釋再結(jié)晶晶粒在平行于板面方向的生長速率遠(yuǎn)遠(yuǎn)快于垂直于板面方向，最終將形成極其粗大的盤狀晶組織的現(xiàn)象。

CHOU T. S. 等針對以熱擠壓、熱軋制成φ(25mm MA956 棒材再結(jié)晶的研究得知［6］，熱軋棒組織均勻，并具有很強(qiáng)的(111)(110))織構(gòu)，再結(jié)晶形核同樣十分困難，溫度高、數(shù)量少，一旦形成，將迅速沿?zé)峒庸し较?彌散相流向的方向)快速生長，最終形成具有顯著長徑比的、且極其粗大的棒狀晶組織。他們對于這種具有均勻變形和很強(qiáng)的特定取向織構(gòu)組織再結(jié)晶的形核機(jī)制給出了解釋。盡管織構(gòu)強(qiáng)度越高，形核越困難，但同時(shí)合金中取向差極小的亞晶數(shù)量就越多，當(dāng)織構(gòu)強(qiáng)度高到一定程度時(shí)，就有可能出現(xiàn)相鄰亞晶趨向同一取向的亞晶束的存在，在高溫下，在這樣亞晶束內(nèi)取向差極小的亞晶就可以通過相互不大的轉(zhuǎn)動合并成有效的再結(jié)晶晶核。

綜合上述研究，可較為合理地解釋MA956 合金再結(jié)晶形核困難，溫度高、數(shù)量少、位置特殊，沿某些特定取向長大速率極快，最終形成具有特定取向極其粗大晶粒組織的再結(jié)晶行為，并可歸納為是一種均勻變形織構(gòu)控制形核的再結(jié)晶模式。然而，這一模式顯然無法用于解釋再結(jié)晶形成較為均勻細(xì)小，或粗、細(xì)混晶組織的再結(jié)晶行為。

CHEN Y. L. 和CAPDEVILA C. 等近幾年對熱擠壓后，采用一種特殊的軋制方式(Flow Forming)，并經(jīng)不同冷軋壓下量、制成不同厚度PM2000(與MGH956 對應(yīng)的歐洲牌號)管材的再結(jié)晶進(jìn)行了研究［7～10］。這種軋制的變形主要來自管材外表面的軋輥，變形方向不僅沿管材軸向，且沿周向，而管材的內(nèi)表面與芯棒保持靜止?fàn)顟B(tài)。再結(jié)晶退火顯示，當(dāng)冷軋變形量不高時(shí)，從管材外表層到內(nèi)表層，再結(jié)晶晶粒呈由細(xì)到粗的形貌特征，起始形核位置是在靠近管材外表層的區(qū)域，起始形核溫度明顯低;隨冷軋壓下量提高，管材壁厚變薄，從管材外表層到內(nèi)表層再結(jié)晶晶粒均呈極其粗大的形貌特征，起始形核位置轉(zhuǎn)移至靠近管材壁厚的中間區(qū)域，起始形核溫度大幅提高。針對這一現(xiàn)象，他們仔細(xì)檢驗(yàn)了管材組織后得知，經(jīng)熱擠壓，管材組織在晶粒(或亞晶)尺寸、織構(gòu)強(qiáng)度、及位錯(cuò)密度等方面均呈均勻分布狀態(tài)，而施加在管材外表面的冷軋變形在管壁厚度上從外到內(nèi)形成了由高到低的梯度分布。當(dāng)冷軋壓下量不高時(shí)，冷軋變形未能有效穿透管壁厚度的情況下，在管材外層組織中可以看到與管材軸向呈30°，且被明顯拉長的變形泡狀結(jié)構(gòu)，而內(nèi)層組織的均勻性則基本保持，僅存在少量的變形泡狀結(jié)構(gòu)，且仍沿軸向。硬度測試結(jié)果也顯示，從管壁外層到內(nèi)層，硬度呈明顯降低的趨勢。這些現(xiàn)象說明管材原有均勻的熱擠壓態(tài)組織遭到了破壞，且不均勻性在管壁厚度上，從外到內(nèi)形成了由高到低的梯度分布。隨冷軋壓下量提高，在冷軋變形能夠有效穿透整個(gè)管壁厚度的情況下，管壁內(nèi)外層硬度值接近，外層變形泡狀結(jié)構(gòu)與管材軸向呈45°，內(nèi)層的也有15°，說明冷變形組織已完全取代了原有的熱擠壓組織，冷軋變形在管壁厚度上的分布再次趨于均勻。基于這些觀察，他們認(rèn)為管材再結(jié)晶晶粒的粗細(xì)與再結(jié)晶前變形組織的均勻性有關(guān)，越不均勻，越有利于再結(jié)晶形核，形核溫度就越低，數(shù)量就越多，就越易于細(xì)小再結(jié)晶組織的形成;相反，越均勻，就越不利于再結(jié)晶形核，形核溫度就越高，數(shù)量就越少，就越易于粗大再結(jié)晶組織的形成。

進(jìn)一步TEM 檢驗(yàn)得知，冷軋管材外層組織中有變形轉(zhuǎn)變帶的存在，這些夾在不同取向變形條帶間的轉(zhuǎn)變帶主要出現(xiàn)在距管材外表面0.1 ～0.3mm 的范圍內(nèi)，根據(jù)再結(jié)晶轉(zhuǎn)變帶形核理論，轉(zhuǎn)變帶的存在，意味著可移動大角度晶界的存在，就可以晶界移動的方式形成有效的再結(jié)晶晶核，以這種方式形核所需能量低，溫度也就低，相對容易。據(jù)此，提出了一種非均勻變形轉(zhuǎn)變帶控制形核的再結(jié)晶模式。這一模式可較為合理地解釋當(dāng)冷軋變形量不高時(shí)，再結(jié)晶起始形核位置是距管材外表層0.1 ～0.3mm 的范圍內(nèi)，形核溫度明顯低、數(shù)量多，再結(jié)晶晶粒細(xì)小的原因;當(dāng)冷軋變形量達(dá)到一定程度后，盡管轉(zhuǎn)變帶依然存在，但因冷軋變形在管壁厚度上整體均勻性提高，織構(gòu)強(qiáng)度增加，轉(zhuǎn)變帶形核模式受到抑制，再結(jié)晶形核機(jī)制發(fā)生改變，變?yōu)榍拔奶岬降木鶆蜃冃慰棙?gòu)控制形核的模式形成，因此，起始形核位置轉(zhuǎn)移到管壁中間的位置，形核困難、溫度大幅提高、數(shù)量也少，最終形成極其粗大的晶粒組織。

盡管CHEN Y. L.和CAPDEVILA C.等提出非均勻變形再結(jié)晶模式是針對冷軋管材，但也可用于解釋本研究中再結(jié)晶形成細(xì)晶組織板材B1.5mm 和B1.0mm 的再結(jié)晶行為。冷軋前，管材組織為均勻熱擠壓態(tài)，而板材B1.5mm 和B1.0mm，因采用了高熱軋溫度(1100℃)和高壓下量(90%HW 以上)，其組織也呈均勻的熱軋態(tài);雖因冷軋方式不同，管材與板材冷軋組織中的亞結(jié)構(gòu)，包括:織構(gòu)類型、強(qiáng)度、分布，彌散相流向和分布，及應(yīng)變強(qiáng)度和均勻性等不盡相同，但冷變形在板材厚度上從表層到心部形成由高到低分布的規(guī)律應(yīng)基本相同，冷軋導(dǎo)致板材原有均勻的熱軋態(tài)組織，尤其在靠近表層組織的均勻性遭到破壞的狀態(tài)也基本相同;盡管CHEN Y. L. 等認(rèn)為冷軋管材組織中變形轉(zhuǎn)變帶的存在是導(dǎo)致再結(jié)晶形核更容易、溫度低，再結(jié)晶晶粒細(xì)小的主要原因，而本研究軋制出的板材是否存在轉(zhuǎn)變帶尚有待證實(shí)，但變形剪切帶的確存在(圖15)，CHEN Y. L.等認(rèn)為剪切帶也可以起到與轉(zhuǎn)變帶相似的作用［10］。因此，本研究軋制出的板材B1.5mm 和B1.0mm 完全可以非均勻變形的再結(jié)晶模式，首先在靠近板材表層區(qū)域形成，表現(xiàn)在形核十分容易，起始形核溫度很低、只有800℃，起始形核位置也是在距板材表面0.1 ～0.3mm 的范圍內(nèi)(圖1)，完全再結(jié)晶組織中在靠近板材表面約1/4 厚度的區(qū)域內(nèi)，晶粒十分細(xì)小(圖13 和表1)等方面與這一模式十分吻合。然而，本研究結(jié)果也顯示，僅以這種模式再結(jié)晶，雖然起始形核溫度只有800℃，但在1250℃以下，板材無法實(shí)現(xiàn)完全再結(jié)晶，在板材表層，再結(jié)晶發(fā)展到一定程度后將處于停頓狀態(tài)，心部將一直保持冷加工態(tài)特征(圖2)，即使在1300℃，冷軋壓下量為49%CW的板材B1.5mm，保溫時(shí)間從15min 到60min，再結(jié)晶進(jìn)程未顯示出繼續(xù)發(fā)展的跡象(圖4)。另一個(gè)值得注意的現(xiàn)象是，在1250℃、保溫60 min，在這兩塊板材心部仍為冷加工態(tài)組織中又有了新的再結(jié)晶形核(圖3 箭頭處);這一情況在1300℃、保溫15min的組織中顯現(xiàn)得更加清晰，并且，冷軋壓下量為67%CW 的板材B1.0mm 隨保溫時(shí)間延長，其再結(jié)晶進(jìn)程在板材心部會繼續(xù)發(fā)展，但越來越緩慢(圖4);只有在1350℃，兩塊板材隨保溫時(shí)間延長均顯示出再結(jié)晶是先表層后心部的發(fā)展規(guī)律，保溫15mm 后，又趨于緩慢，直到120mm，再結(jié)晶才基本完成(圖6)。對比板材表層和心部的再結(jié)晶晶粒，除形核位置不同外，形貌和尺寸也存在明顯差異，靠近板材表層的晶粒非常細(xì)小，呈近等軸狀，最小的晶粒直徑只有φ10 ～30μm，而心部則為盤狀，最大晶粒直徑為幾百微米(圖13 和表2)。如此明顯的差異顯然不能同以非均勻變形的再結(jié)晶模式予以解釋，板材心部的再結(jié)晶以均勻變形的再結(jié)晶模式予以解釋應(yīng)更具合理性，雖然再結(jié)晶晶粒并未呈極其粗大的狀態(tài)，原因尚不十分明確，但很可能與這兩塊板材是采用熱等靜壓固實(shí)化、熱鍛成坯、高的熱軋溫度、以及相對低的冷軋變形的加工工藝，使得板材的儲能本來就低，加之，板材表層率先開始的再結(jié)晶又消耗了大量儲能，導(dǎo)致板材心部再結(jié)晶形核后長大驅(qū)動力明顯不足，長大速率明顯減緩有關(guān)。

圖15 在板材(a)B1.0mm 和(b)B1.5 mm 平行于冷軋方向縱截面上的剪切帶Fig.15 Shear bands on the section parallel to cold rolling direction (a)sheet B1.0mm;(b)sheet B1.5mm

本研究中再結(jié)晶形成粗晶組織的四塊板材由于采用了很低的熱軋溫度，及相對高的冷軋變形，其再結(jié)晶行為、尤其對于冷軋變形最高的兩塊板材A1.0mm和A0.8mm 與KLUG R. C.和NUTTING J.等所報(bào)道的［2，3］幾乎完全一致，表現(xiàn)為再結(jié)晶起始形核溫度極高(1300℃)、起始形核位置只在板材心部，沿板面長大速率極快，最終形成極其粗大的盤狀晶組織(圖9、11、及13)，完全符合均勻變形的再結(jié)晶模式;而冷軋變形稍低的兩塊板材A1. 5mm 和A1.2mm 的情況稍有所不同，主要表現(xiàn)在形核位置，即在板材心部，又在表層(圖8，9)，并且，從板材A1.5mm 在1250℃和1300℃退火組織中可以看到，靠近板材表層區(qū)域形核的溫度稍低，所需保溫時(shí)間也稍短(圖8 和9)。出現(xiàn)這種情況并不意外，不能排除以非均勻變形的再結(jié)晶模式率先在表層形核的可能，CHEN Y. L.和CAPDEVILA C.等對不同冷軋變形管材的研究中也出現(xiàn)過類似情況［7～10］，且與本研究軋制出再結(jié)晶形成細(xì)晶板材B 的形核位置先表層、后心部的規(guī)律并不矛盾。KLUG R. C.等也曾作出推斷，認(rèn)為與均勻變形心部形核模式相對應(yīng)的應(yīng)是非均勻變形表層形核模式［3］，但遺憾的是他們并未遇到這種情況，原因無疑是他們的研究只是針對一種工藝、加工出具有非常均勻冷軋態(tài)組織的一種厚度的板材，再結(jié)晶只表現(xiàn)為心部形核、并生成極其粗大盤狀晶組織的一種狀態(tài)。從CHEN Y. L.等研究的不同冷軋變形軋制出不同厚度的管材［9，10］，及本研究對不同工藝軋制出不同厚度板材的結(jié)果來看，NUTTING J. 和KLUG R. C. 等所研究的僅僅是MA956 板材再結(jié)晶行為中一種極端特殊的狀態(tài)，且也只有這種極端特殊的狀態(tài)是以均勻變形心部形核單一模式完成的再結(jié)晶，而更普遍的，如:細(xì)晶板材B1.5mm 和B1.0mm 的再結(jié)晶是先以非均勻變形表層形核，再以均勻變形心部形核兩種模式共同完成的(圖3，4，及6);粗、細(xì)晶各占不同比例混晶態(tài)板材的再結(jié)晶也是以兩種模式共同完成的，這在表層均勻細(xì)小、心部極其粗大、反差極為鮮明的混晶態(tài)再結(jié)晶組織形貌上顯現(xiàn)得非常明顯(圖16);即便粗晶板材A1.5mm 和A1.2mm 的再結(jié)晶仍是以兩種模式共同完成的(圖8，9，及11)。正是由于MGH956冷軋板材的再結(jié)晶可以兩種不同的機(jī)制形成，且兩種機(jī)制常共同發(fā)生在同一塊板材中，使得板材的再結(jié)晶組織形貌多樣化，晶粒尺寸差異極大。

圖16 再結(jié)晶后形成表層為均勻細(xì)小、心部為極其粗大的混晶組織 (a)板材縱截面;(b)靠近表層板面Fig.16 Mixed grain structure of very fine near sheet surface and extremely coarse at sheet centerline(a)longitudinal section;(b)plane near sheet surface

3 結(jié)論

(1)MGH956 板材的再結(jié)晶有兩種機(jī)制:非均勻變形表層形核和均勻變形心部形核的模式形成;并且，這兩種模式可在同一塊板材內(nèi)共同發(fā)生。

(2)MGH956 板材以非均勻變形表層形核模式形成再結(jié)晶的起始形核溫度可以非常低(800℃)，也可非常高(1250℃)，而以均勻變形心部形核模式形成再結(jié)晶的起始形核溫度則非常高(不低于1250℃);兩種模式形成再結(jié)晶的起始形核溫度越低，形成再結(jié)晶的晶粒就越細(xì)小;反之，則越粗大。

(3)MGH956 板材不能僅以非均勻變形表層形核的單一模式實(shí)現(xiàn)完全再結(jié)晶;只有在均勻變形心部形核模式充分發(fā)生的情況下才能實(shí)現(xiàn)完全再結(jié)晶。

(4)MGH956 板材以兩種模式共同完成再結(jié)晶的組織，從表層到心部，可呈較為均勻的細(xì)晶，表層細(xì)小、心部粗大各占不同比例的混晶，以及均為粗晶的多種形態(tài);而以均勻變形心部形核單一模式完成再結(jié)晶的組織則只有極其粗大這一種形態(tài)。

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