·342· 工程科学学报，第37卷，第3期 S0 um 50 um 504 50 um 50 um 50 un 50m 50 um 50 um 50m 50 um 图9第二道次不同变形条件下的金相组织形貌.(a)0.1s1,1050℃：(b)0.1s1,1075℃：(c)0.1s1,1100℃：(d)0.1s1,1125 ℃：(e）0.01s1,1050℃：(f00.01s,1075℃：(g)0.01s1,1100℃：(h)0.01s1,1125℃：(i)0.001s-1,1050℃：(i）0.001s-1, 1075℃：(k)0.001s1,1100℃：(1)0.001s1,1125℃ Fig.9 Microstructures of samples under the second-pass hot deformation:(a)0.1s-l,1050℃：()0.1s-l,1075℃：(c)0.1s-l,1100℃： (d)0.1s-l,1125℃：(c)0.01s,1050℃：(00.01s,1075℃：(g)0.01s-1,1100℃：(h)0.01s1,1125℃：(i)0.001s-1,1050 ℃：(j)0.001s1,1075℃：(k)0.001s1,1100℃；(1)0.001s1,1125℃ 图中能量耗散率较高的区域，但由于应变量小，变形速 束后的晶粒尺寸大于第二道次结束后的晶粒尺寸，这 率高，再结晶时间短，合金中只出现少量的再结晶组 与热变形过程中能量耗散值的变化有关.热加工过程 织：在相同变形条件下，第二道次结束后，组织几乎全 中合金内部不断地发生形核与晶粒的长大，新形成的 部为细小再结晶晶粒，细小的晶粒不仅与能量耗散峰 晶粒在后续的再结晶过程仍然继续变形再结晶，晶粒 值在整个变形区域内一直较高，动态再结晶形核较快 大小实际上是由形核与晶粒长大相互竞争所决定的. 有关，而且与变形速率较高再结晶晶粒来不及长大有 在应变量低于0.2时，能量耗散值相对较低（低于 关，更主要是因为y相的存在，促进了动态再结晶 30%),合金的形核速率较低，虽然在第一道次结束 形核，钉扎晶界，使得晶粒难以长大. 时，能量耗散值增加了，但此时动态再结晶形核与晶界 合金在1050℃、0.01s和0.001s变形时（即热 迁移共同决定的动态再结晶并未达到平衡，晶粒尺寸 加工图上能量低谷)，合金中出现大量的不完全动态 大于此时由于能量耗散值所决定的平衡状态下的晶粒 再结晶的组织状态，表明在此区域内发生动态再结晶 尺寸.第二道次变形能量耗散率保持在35%，相对较 困难，这也验证了热加工图在此区域内为低能量耗散 高，此时形核率增加，较快的形核率细化了再结晶 区（能量耗散率低于20%），而已发生的再结晶晶粒由 组织 于变形时间较长而长大. 合金在1100~1125℃、0.001s1变形时，在相同 合金在1080~1125℃、0.010.1s1热变形时 的变形温度下，第二道次结束后的晶粒尺寸要大于第 (即热加工图中第二个能量峰值)，在相同变形温度 一道次结束后的晶粒尺寸，这也与合金内部能量耗散 下，第一道次和第二道次均得到细小完全的再结晶组 率的变化有关.在此条件下对应的能量耗散值，随着 织.但对比1125℃、0.1s变形条件下的第一道次和 应变量的增加，从峰值逐渐变化到了低能量耗散值，这 第二道次的再结晶晶粒可以明显地发现，第一道次结 反映了合金在此条件下存在不同的演变机制.但是，工程科学学报，第 37 卷，第 3 期 图 9 第二道次不同变形条件下的金相组织形貌． ( a) 0. 1 s － 1，1050 ℃ ; ( b) 0. 1 s － 1，1075 ℃ ; ( c) 0. 1 s － 1，1100 ℃ ; ( d) 0. 1 s － 1，1125 ℃ ; ( e) 0. 01 s － 1，1050 ℃ ; ( f) 0. 01 s － 1，1075 ℃ ; ( g) 0. 01 s － 1，1100 ℃ ; ( h) 0. 01 s － 1，1125 ℃ ; ( i) 0. 001 s － 1，1050 ℃ ; ( j) 0. 001 s － 1， 1075 ℃ ; ( k) 0. 001 s － 1，1100 ℃ ; ( l) 0. 001 s － 1，1125 ℃ Fig． 9 Microstructures of samples under the second-pass hot deformation: ( a) 0. 1 s － 1，1050 ℃ ; ( b) 0. 1 s － 1，1075 ℃ ; ( c) 0. 1 s － 1，1100 ℃ ; ( d) 0. 1 s － 1，1125 ℃ ; ( e) 0. 01 s － 1，1050 ℃ ; ( f) 0. 01 s － 1，1075 ℃ ; ( g) 0. 01 s － 1，1100 ℃ ; ( h) 0. 01 s － 1，1125 ℃ ; ( i) 0. 001 s － 1，1050 ℃ ; ( j) 0. 001 s － 1，1075 ℃ ; ( k) 0. 001 s － 1，1100 ℃ ; ( l) 0. 001 s － 1，1125 ℃ 图中能量耗散率较高的区域，但由于应变量小，变形速 率高，再结晶时间短，合金中只出现少量的再结晶组 织; 在相同变形条件下，第二道次结束后，组织几乎全 部为细小再结晶晶粒，细小的晶粒不仅与能量耗散峰 值在整个变形区域内一直较高，动态再结晶形核较快 有关，而且与变形速率较高再结晶晶粒来不及长大有 关，更主要是因为 γ'相的存在［14］，促进了动态再结晶 形核，钉扎晶界，使得晶粒难以长大． 合金在 1050 ℃、0. 01 s － 1和 0. 001 s － 1变形时( 即热 加工图上能量低谷) ，合金中出现大量的不完全动态 再结晶的组织状态，表明在此区域内发生动态再结晶 困难，这也验证了热加工图在此区域内为低能量耗散 区( 能量耗散率低于 20% ) ，而已发生的再结晶晶粒由 于变形时间较长而长大． 合金在 1080 ～ 1125 ℃、0. 01 ～ 0. 1 s － 1 热变 形 时 ( 即热加工图中第二个能量峰值) ，在相同变形温度 下，第一道次和第二道次均得到细小完全的再结晶组 织． 但对比 1125 ℃、0. 1 s － 1变形条件下的第一道次和 第二道次的再结晶晶粒可以明显地发现，第一道次结 束后的晶粒尺寸大于第二道次结束后的晶粒尺寸，这 与热变形过程中能量耗散值的变化有关． 热加工过程 中合金内部不断地发生形核与晶粒的长大，新形成的 晶粒在后续的再结晶过程仍然继续变形再结晶，晶粒 大小实际上是由形核与晶粒长大相互竞争所决定的． 在应变 量 低 于 0. 2 时，能 量 耗 散 值 相 对 较 低 ( 低 于 30% ) ，合金的形核速率较低，虽然在第 一 道 次 结 束 时，能量耗散值增加了，但此时动态再结晶形核与晶界 迁移共同决定的动态再结晶并未达到平衡，晶粒尺寸 大于此时由于能量耗散值所决定的平衡状态下的晶粒 尺寸． 第二道次变形能量耗散率保持在 35% ，相对较 高，此时 形 核 率 增 加，较 快 的 形 核 率 细 化 了 再 结 晶 组织． 合金在 1100 ～ 1125 ℃、0. 001 s － 1 变形时，在相同 的变形温度下，第二道次结束后的晶粒尺寸要大于第 一道次结束后的晶粒尺寸，这也与合金内部能量耗散 率的变化有关． 在此条件下对应的能量耗散值，随着 应变量的增加，从峰值逐渐变化到了低能量耗散值，这 反映了合金在此条件下存在不同的演变机制． 但是， · 243 ·