.1608· 北京科技大学学报 第35卷 表1690合金化学成分（质量分数） Table 1 Chemical composition of Inconel 690 % C Si Mn Cr Fe Al Ti Cu Nb Co N Ni 0.013 0.02 0.21 29.1 9.49 0.28 0.24 0.01 0.01 0.01 0.01 Bal. (a) 30 形，产生的李晶将原始晶粒碎化，并且在孪晶界处 产生再结晶，再结晶晶核形成之后，尺寸逐渐变大， 40 50 达到稳态尺寸后不再长大，继续变形会在新的晶粒 外侧产生新的再结晶晶核.变形量达到30%后（图 2(),原始晶粒被压缩变形程度加大，再结晶晶粒 10 明显增多，由晶界向晶内扩展，形成项链组织.随变 50 形量的继续增大，再结晶发展速度增大，直到再结 晶晶粒相互接触，再结晶完全为止.从图2中还可 图1试样尺寸(a)及试样照片(b)(单位：mm) 以看出，690合金在变形量达到80%后再结晶基本 Fig.1 Dimensions (a)and photo of specimen (b)(unit:mm) 完全，晶粒均匀，但仍有部分原始晶粒残余，未被 采用630t液压机进行锻压实验，压缩前圆锥 再结晶晶粒占据，一般为长条状 试样在箱式电阻炉内加热，将试样在800℃放入炉 将变形温度升高至1140℃以后，观察试样压 内，然后快速升温，到达变形温度后保温30min后 缩后的组织形貌，如图3所示.观察发现690合 取出锻压，将试样以12mms-1的下压速率锻压到 金在1140℃连续压缩变形后的组织演变规律趋势 圆锥试样平台处，工程应变为80%.变形温度分别 与1100℃时类似，发生了动态再结晶，首先在晶界 为1100、1140和1180℃.然后快速水冷以保存变 处发生形核，产生李生晶粒将原始晶粒分割成小晶 形组织.压缩过程中在试样上、下表面涂抹硫化钼 粒，随后发生孪晶形核，同样地，再结晶随着变形 作为润滑剂以防止试样不均匀变形. 量的增大而迅速大量发生，晶粒被压缩拉长，再结 试样压缩变形为直径约80mm、高度10mm 晶由晶界向晶内扩展直至晶粒相互接触 的圆饼状，将变形后试样沿直径压缩轴方向剖开， 变形温度的增加将使达到同样再结晶分数的 将纵切面机械研磨制成金相试样，用2.5g高锰酸 变形量明显降低，如1100℃变形量40%时再结品 钾、10mL浓硫酸、90mL水的混合溶液煮沸30min 分数仅为50%左右，而1140℃变形后同样的变形 后侵蚀以观察显微组织，利用光学显微镜观察剖面 量其再结晶分数已达90%左右.同时观察到，温度 的显微组织形貌.从边缘到中心选取不同变形量组 升高变形后试样原始晶粒变形程度加剧，1140℃ 织进行观察分析 在变形量为3%时原始晶粒就已经被压缩变形的很 严重，加上孪晶的碎化作用使晶粒尺寸明显减小， 2实验结果 而且可以发现温度升高后在较小变形量下产生的孪 经计算，试样变形后从中心到边缘的变形量逐 晶数量有所减少，如图3(b)所示.当变形量低于 渐减小.由于整个样品提供了变形量从0到80%的 30%时，再结品分数随变形量的增大增长速度较缓 连续变形，因此对研究在不同的连续变形条件下其 慢，1140C变形与1100℃相似.但当变形量大于 组织演变情况提供了有利条件. 30%以后，1140℃变形使得再结晶随变形量的增大 观察690合金在1100℃连续压缩变形后的组 迅速发展，变形量为60%时已经基本完成再结晶， 织形貌，发现合金发生了明显的再结晶，并且再结 变形量到达80%后，晶粒均匀，基本没有残余原始 晶分数随变形量的增大而增大，如图2所示.在变 晶粒 形量很小(0.05%)时没有发生再结晶（图2(a).当 继续升高温度到1180℃，观察变形后的显微组 变形量增大到3%后在三叉晶界处再结晶形核，在 织，发现690合金在1180℃连续压缩变形后再结晶 原始晶界处发生晶界弓弯，但是弯曲晶界部分并不 演变规律与1100和1140℃变形情况基本类似，如 都是再结晶核心，而只是其中曲率较大且尺寸较小 图4所示.不同的是：1180℃时在3%的较小变形量 的才是核心：在此变形量下还发现了大量的李晶存 下即发生明显再结晶，晶界处出现再结晶晶粒，李 在.当变形量继续增大到5%，原始晶粒被压缩变 晶数量也有所减少：当变形量小于10%之前，再结· 1608 · 北 京 科 技 大 学 学 报 第 35 卷 表 1 690 合金化学成分 (质量分数) Table 1 Chemical composition of Inconel 690 % C Si Mn Cr Fe Al Ti Cu Nb Co N Ni 0.013 0.02 0.21 29.1 9.49 0.28 0.24 0.01 0.01 0.01 0.01 Bal. 图 1 试样尺寸 (a) 及试样照片 (b) (单位: mm) Fig.1 Dimensions (a) and photo of specimen (b) (unit: mm) 采用 630 t 液压机进行锻压实验，压缩前圆锥 试样在箱式电阻炉内加热，将试样在 800 ℃放入炉 内，然后快速升温，到达变形温度后保温 30 min 后 取出锻压，将试样以 12 mm·s −1 的下压速率锻压到 圆锥试样平台处，工程应变为 80%. 变形温度分别 为 1100、1140 和 1180 ℃. 然后快速水冷以保存变 形组织. 压缩过程中在试样上、下表面涂抹硫化钼 作为润滑剂以防止试样不均匀变形. 试样压缩变形为直径约 80 mm、高度 10 mm 的圆饼状，将变形后试样沿直径压缩轴方向剖开， 将纵切面机械研磨制成金相试样，用 2.5 g 高锰酸 钾、10 mL 浓硫酸、90 mL 水的混合溶液煮沸 30 min 后侵蚀以观察显微组织，利用光学显微镜观察剖面 的显微组织形貌. 从边缘到中心选取不同变形量组 织进行观察分析. 2 实验结果 经计算，试样变形后从中心到边缘的变形量逐 渐减小. 由于整个样品提供了变形量从 0 到 80%的 连续变形，因此对研究在不同的连续变形条件下其 组织演变情况提供了有利条件. 观察 690 合金在 1100 ℃连续压缩变形后的组 织形貌，发现合金发生了明显的再结晶，并且再结 晶分数随变形量的增大而增大，如图 2 所示. 在变 形量很小 (0.05%) 时没有发生再结晶 (图 2(a)). 当 变形量增大到 3%后在三叉晶界处再结晶形核，在 原始晶界处发生晶界弓弯，但是弯曲晶界部分并不 都是再结晶核心，而只是其中曲率较大且尺寸较小 的才是核心；在此变形量下还发现了大量的孪晶存 在. 当变形量继续增大到 5%，原始晶粒被压缩变 形，产生的孪晶将原始晶粒碎化，并且在孪晶界处 产生再结晶，再结晶晶核形成之后，尺寸逐渐变大， 达到稳态尺寸后不再长大，继续变形会在新的晶粒 外侧产生新的再结晶晶核. 变形量达到 30%后 (图 2(f))，原始晶粒被压缩变形程度加大，再结晶晶粒 明显增多，由晶界向晶内扩展，形成项链组织. 随变 形量的继续增大，再结晶发展速度增大，直到再结 晶晶粒相互接触，再结晶完全为止. 从图 2 中还可 以看出，690 合金在变形量达到 80%后再结晶基本 完全，晶粒均匀，但仍有部分原始晶粒残余，未被 再结晶晶粒占据，一般为长条状. 将变形温度升高至 1140 ℃以后，观察试样压 缩后的组织形貌，如图 3 所示. 观察发现 690 合 金在 1140 ℃连续压缩变形后的组织演变规律趋势 与 1100 ℃时类似，发生了动态再结晶，首先在晶界 处发生形核，产生孪生晶粒将原始晶粒分割成小晶 粒，随后发生孪晶形核，同样地，再结晶随着变形 量的增大而迅速大量发生，晶粒被压缩拉长，再结 晶由晶界向晶内扩展直至晶粒相互接触. 变形温度的增加将使达到同样再结晶分数的 变形量明显降低，如 1100 ℃变形量 40%时再结晶 分数仅为 50%左右，而 1140 ℃变形后同样的变形 量其再结晶分数已达 90%左右. 同时观察到，温度 升高变形后试样原始晶粒变形程度加剧，1140 ℃ 在变形量为 3%时原始晶粒就已经被压缩变形的很 严重，加上孪晶的碎化作用使晶粒尺寸明显减小， 而且可以发现温度升高后在较小变形量下产生的孪 晶数量有所减少, 如图 3(b) 所示. 当变形量低于 30%时，再结晶分数随变形量的增大增长速度较缓 慢，1140 ℃变形与 1100 ℃相似. 但当变形量大于 30%以后，1140 ℃变形使得再结晶随变形量的增大 迅速发展，变形量为 60%时已经基本完成再结晶， 变形量到达 80%后，晶粒均匀，基本没有残余原始 晶粒. 继续升高温度到 1180 ℃，观察变形后的显微组 织，发现 690 合金在 1180 ℃连续压缩变形后再结晶 演变规律与 1100 和 1140 ℃变形情况基本类似，如 图 4 所示. 不同的是：1180 ℃时在 3%的较小变形量 下即发生明显再结晶，晶界处出现再结晶晶粒，孪 晶数量也有所减少；当变形量小于 10%之前，再结