第12期 谭化超等：690合金高温连续变形动态再结晶行为 1613· 原始晶粒的晶界处已经被再结晶晶粒所包围，形成行了分割，在每个晶粒内部再结晶晶粒逐渐吞噬变 了项链组织.大块退火李晶随着变形量的增大逐渐 形组织.690合金的动态再结晶发展过程如图9所 被拉长或压扁，从形貌上看大块孪晶将原始晶粒进 示. 图9690合金动态再结晶模型 Fig.9 Dynamic recrystallization model of Inconel 690 总结690合金在连续热变形中的动态再结晶的 再结品基本完全，品粒均匀.对不同试样变形量最 过程是：随变形的增大首先在三叉晶界及晶界弓弯 大处，即再结晶充分处测量再结晶晶粒的尺寸，如 形核，再结晶晶核以凸起的方式在原有晶界上形成， 图2（①）、图3（①）和图4)，对再结晶晶粒尺寸进行 直到原有晶界被全部占据，包在原有晶界上的第一 定量分析.从试样的显微组织可以看出，变形温度 层新晶粒生长到它们的直径达到Ds(Ds是稳态再 在1100℃时，即使变形量很大，变形后仍然有部分 结晶尺寸)时停止生长.这层晶粒停止生长后如果 原始组织残余，但当变形温度在1140℃以上时，再 变形的增加使位错密度增大那么将在这层新形成的结晶进行的非常充分，再结晶晶粒非常细小，为7 品粒和原有的品粒的表面形核，发展为项链组织： 18m,变形温度对组织的影响很小. 在晶界弓弯形成的再结晶晶粒长大的同时，有些李 综上所述，可以总结出温度对690合金动态再 晶把原始晶粒碎化成小晶粒，在李晶处产生再结晶 结晶的影响规律：温度越高，再结晶开始形核的临 并且向晶内扩展：再结晶发展到一定程度后，大约 界变形量越小，在变形量较小时，再结晶分数随变 在再结晶分数达到30%~40%以后，开始有晶内形 形量的增大增长速度较慢，并且温度的影响不大： 核，在所有机制的作用下，再结晶晶粒逐渐吞噬原 当变形量继续增大以后，温度的升高使再结品分数 始晶粒，直到再结晶晶粒相互接触，再结晶发展完 随变形量的增大的增长速度提高，温度越高，再结 全 晶完全所需的变形量越小，如图10.不同温度变形 变形量相同时，动态再结品情况随温度的变化 到达相同的再结晶分数所需的变形量不同，温度越 而改变.在变形量相同的条件下，温度越高，再结品 低，所需变形量越大：再结晶分数较小时，温度对 分数越大，再结晶越充分：温度越高，再结晶开始 所需变形量的影响较小，如图11. 形核的临界变形量越小.1100℃变形量为3%时再 4结论 结晶刚刚开始，当温度升高到1140℃以后，变形量 同为3%，再结晶已经非常明显，如图2(b)和3(b) (1)690合金在连续热压缩变形过程中动态再 所示.在变形量较小(10%)时，如图2(d)、图3(d) 结晶的形核机制随变形量的开动顺序为：三叉晶界 和图4()，随温度的升高再结晶分数的增大并不明 形核一原始晶界形核一孪晶形核（孪晶界和孪晶 显：但在较大的变形量时，图2(g)、图3(g)和图4(g) 碎化)一晶内形核 为变形量为40%的组织形貌图，随温度的升高再结 (2)690合金再结晶的发展与孪晶的发展互为 晶分数迅速升高，尤其是在温度大于1140℃以后， 关联.退火孪晶的产生促进了690合金的再结晶过第 12 期 谭化超等：690 合金高温连续变形动态再结晶行为 1613 ·· 原始晶粒的晶界处已经被再结晶晶粒所包围，形成 了项链组织. 大块退火孪晶随着变形量的增大逐渐 被拉长或压扁，从形貌上看大块孪晶将原始晶粒进 行了分割，在每个晶粒内部再结晶晶粒逐渐吞噬变 形组织. 690 合金的动态再结晶发展过程如图 9 所 示. 图 9 690 合金动态再结晶模型 Fig.9 Dynamic recrystallization model of Inconel 690 总结 690 合金在连续热变形中的动态再结晶的 过程是：随变形的增大首先在三叉晶界及晶界弓弯 形核，再结晶晶核以凸起的方式在原有晶界上形成， 直到原有晶界被全部占据，包在原有晶界上的第一 层新晶粒生长到它们的直径达到 DS (DS 是稳态再 结晶尺寸) 时停止生长. 这层晶粒停止生长后如果 变形的增加使位错密度增大那么将在这层新形成的 晶粒和原有的晶粒的表面形核，发展为项链组织； 在晶界弓弯形成的再结晶晶粒长大的同时，有些孪 晶把原始晶粒碎化成小晶粒，在孪晶处产生再结晶 并且向晶内扩展；再结晶发展到一定程度后，大约 在再结晶分数达到 30%∼40%以后，开始有晶内形 核，在所有机制的作用下，再结晶晶粒逐渐吞噬原 始晶粒，直到再结晶晶粒相互接触，再结晶发展完 全. 变形量相同时，动态再结晶情况随温度的变化 而改变. 在变形量相同的条件下，温度越高，再结晶 分数越大，再结晶越充分；温度越高，再结晶开始 形核的临界变形量越小. 1100 ℃变形量为 3%时再 结晶刚刚开始，当温度升高到 1140 ℃以后，变形量 同为 3%，再结晶已经非常明显，如图 2(b) 和 3(b) 所示. 在变形量较小 (10%) 时，如图 2(d)、图 3(d) 和图 4(d)，随温度的升高再结晶分数的增大并不明 显；但在较大的变形量时，图 2(g)、图 3(g) 和图 4(g) 为变形量为 40%的组织形貌图，随温度的升高再结 晶分数迅速升高，尤其是在温度大于 1140 ℃以后， 再结晶基本完全，晶粒均匀. 对不同试样变形量最 大处，即再结晶充分处测量再结晶晶粒的尺寸，如 图 2(i)、图 3(i) 和图 4(i)，对再结晶晶粒尺寸进行 定量分析. 从试样的显微组织可以看出，变形温度 在 1100 ℃时，即使变形量很大，变形后仍然有部分 原始组织残余，但当变形温度在 1140 ℃以上时，再 结晶进行的非常充分，再结晶晶粒非常细小，为 7∼ 18 µm，变形温度对组织的影响很小. 综上所述，可以总结出温度对 690 合金动态再 结晶的影响规律：温度越高，再结晶开始形核的临 界变形量越小，在变形量较小时，再结晶分数随变 形量的增大增长速度较慢，并且温度的影响不大； 当变形量继续增大以后，温度的升高使再结晶分数 随变形量的增大的增长速度提高，温度越高，再结 晶完全所需的变形量越小，如图 10. 不同温度变形 到达相同的再结晶分数所需的变形量不同，温度越 低，所需变形量越大；再结晶分数较小时，温度对 所需变形量的影响较小，如图 11. 4 结论 (1) 690 合金在连续热压缩变形过程中动态再 结晶的形核机制随变形量的开动顺序为：三叉晶界 形核 — 原始晶界形核 — 孪晶形核 (孪晶界和孪晶 碎化)— 晶内形核. (2) 690 合金再结晶的发展与孪晶的发展互为 关联. 退火孪晶的产生促进了 690 合金的再结晶过