雙相不銹鋼兼有鐵素體和奧氏體兩相組織特點，具有良好的強度、韌性以及耐腐蝕性，廣泛用于化學處理容器、管道、熱交換器和建筑鋼筋等結(jié)構(gòu)材料領(lǐng)域。目前，Ni元素的價格約為同等質(zhì)量下Mn元素的8~9倍，且不斷攀升，一定程度上制約了雙相不銹鋼的發(fā)展。對于以Mn代Ni型雙相不銹鋼，Mn的添加將對兩相的層錯能(SFE)產(chǎn)生一定影響[1]，與傳統(tǒng)高Ni型雙相不銹鋼相比，因Mn和Ni穩(wěn)定奧氏體能力不同，可在熱加工過程中表現(xiàn)出不同的變形特點。

熱加工過程中金屬軟化主要受堆垛SFE影響，通常認為鐵素體具有較高的SFE，高溫變形時位錯的攀移和交滑移容易發(fā)生，其軟化主要以動態(tài)回復(DRV)為主[2]，而奧氏體具有較低的SFE，其軟化以動態(tài)再結(jié)晶(DRX)為主[3]。但近期研究發(fā)現(xiàn)，鋁合金[4,5]、低碳鋼[6,7]、Nb微合金鋼[8,9]等高SFE金屬在熱變形時亦可發(fā)生DRX，且Fe-3%Si (質(zhì)量分數(shù))鐵素體不銹鋼在大變形熱壓縮條件下能發(fā)生DRX[10]。因合金元素在鐵素體中的擴散速率遠高于在奧氏體中的擴散速率，導致雙相不銹鋼兩相晶界遷移能力不同，使得位錯運動更加復雜，且兩相SFE差異較大，故在高溫變形過程中表現(xiàn)出不同的軟化行為機制[11]。Dehghan-Manshadi和Hodgson[12]對比AISI 304奧氏體鋼和2205雙相不銹鋼的扭轉(zhuǎn)變形發(fā)現(xiàn)，AISI 304奧氏體發(fā)生非連續(xù)動態(tài)再結(jié)晶(DDRX)，而雙相不銹鋼中的奧氏體相在鐵素體相影響下以連續(xù)動態(tài)再結(jié)晶(CDRX)軟化機制為主。然而，有研究發(fā)現(xiàn)，DRX主要發(fā)生在雙相不銹鋼的鐵素體相上。Fan等[13]認為，2205雙相不銹鋼在熱壓縮的變形過程中，DRV只發(fā)生在奧氏體相，而鐵素體發(fā)生DRX。Cizek和Wynne[14]研究發(fā)現(xiàn)，21Cr-10Ni-3Mo雙相不銹鋼在扭轉(zhuǎn)變形下，鐵素體相中無新晶粒的形核和長大相關(guān)的DDRX的現(xiàn)象，其軟化機制為CDRX。方軼琉等[15]則認為，2101雙相鋼熱壓縮變形過程中鐵素體和奧氏體都發(fā)生了CDRX。鑒于雙相不銹鋼復雜的再結(jié)晶機制以及DDRX和CDRX之間的相似性，為提高以Mn代Ni雙相不銹鋼的高溫熱變形性能，需對其不同熱變形參數(shù)條件下大變形熱壓縮行為以及組織演變特征進一步深入研究。

本工作采用19%Cr節(jié)Ni型雙相不銹鋼，其Cr含量低于LDX 2101不銹鋼，不易形成對力學性能有害的析出相[16]，具有較高的經(jīng)濟性。主要分析了不同熱變形條件下雙相不銹鋼的熱壓縮流變行為，并利用掃描電鏡(SEM)、電子背散射衍射(EBSD)等分析變形組織和DRX晶粒的亞結(jié)構(gòu)特征，探討微觀組織演化及軟化機理，建立加工圖預測雙相不銹鋼的理想加工區(qū)域。以期為合理選擇該合金的熱變形工藝參數(shù)，實現(xiàn)組織的控制提供科學依據(jù)。

實驗用雙相不銹鋼成分(質(zhì)量分數(shù)，%)為：C 0.041，Si 0.21，Mn 5.77，S 0.004，P 0.007，Cr 18.66，Ni 1.04，Mo 1.12，Cu 0.13，N 0.23，F(xiàn)e余量。采用25 kg真空感應爐熔煉，澆注成錠，將鑄錠熱鍛成寬130 mm、厚35 mm的長方塊，然后在1313~1453 K下熱軋成12.5 mm厚的板材。將板材在1323 K固溶處理30 min，以保持兩相平衡和成分均勻化。將固溶后的板材沿軋制方向加工成直徑8 mm、長15 mm的圓柱體試樣，表面粗糙度Ra為3.2。采用Gleeble-3800熱力模擬試驗機對試樣進行不同熱參數(shù)下70%的壓縮實驗，熱壓縮工藝曲線如圖1所示。以10 K/s的速率將試樣加熱到變形溫度，保溫3 min，熱變形完成后立刻水淬以保持高溫變形時組織。其中變形溫度分別為1123、1223、1323和1423 K，變形速率分別為0.01、0.1、1和10 s-1，最大真應變?yōu)?.2。為進一步減小試樣在熱壓縮過程中的摩擦，在模具和試樣接觸位置放置厚度為0.05 mm的Ta箔片。熱壓縮后試樣沿垂直于壓縮變形方向切割并在濃HNO3中電解腐蝕，腐蝕電壓為1.5 V，腐蝕時間為5~10 s，采用DMI5000 M型光學顯微鏡(OM)和VEGA3 TESCAN型SEM觀察微觀組織，并使用Nano Measurer軟件統(tǒng)計晶粒尺寸。將試樣研磨后在10%高氯酸+90%乙醇溶液(體積分數(shù))中電解拋光，拋光后的樣品用酒精清洗干凈。采用LEO-1450型SEM上裝配的Channel 5系統(tǒng)進行EBSD測試分析，其中掃描區(qū)域為試樣表面中心位置，加速電壓為15 kV，步長為0.5 μm。

圖2為試樣在不同熱變形條件下進行熱壓縮實驗的真應力-真應變曲線。可見，流變曲線在變形初期均發(fā)生加工硬化，應力峰值出現(xiàn)后流變應力逐漸降低至穩(wěn)態(tài)應力。同時，升高溫度和降低應變速率使流變應力在低應變下趨于穩(wěn)態(tài)。隨著應變速率的增加和溫度的降低，峰值應力/應變增加。在0.01和0.1 s-1變形時，試樣在1123~1423 K條件下均表現(xiàn)出應力迅速上升至峰值、隨后軟化至穩(wěn)態(tài)區(qū)域的典型DRX行為(圖2a和b)。而在1 s-1變形的應變后期則出現(xiàn)加工硬化狀態(tài)(圖2c)，這主要由于位錯增殖和纏結(jié)所產(chǎn)生的加工硬化作用大于回復與再結(jié)晶過程中位錯的重排和抵消所引起的軟化效應所致[17]。在10 s-1的高應變速率下(圖2d)，1123~23 K條件下變形時均有明顯的DRX行為，而在1423 K條件下流變曲線中表現(xiàn)為一個寬的應力峰值，且峰值之后的流動軟化量減小。應變速率增加可使位錯增殖和運動速率加快以提高流變應力，同時縮短動態(tài)回復與動態(tài)再結(jié)晶的軟化時間。因此，在高應變速率條件下變形，只有提高變形溫度、提供足夠大的軟化速率來平衡加工硬化速率增大，以達到在小應變下出現(xiàn)峰值并迅速進入穩(wěn)態(tài)的現(xiàn)象[18]。在1 s-1、1323和1423 K條件變形時出現(xiàn)明顯的曲線波動，這是因為晶界遷移速率快使得再結(jié)晶形核快速長大，流變應力突然下降導致波動產(chǎn)生，表明在此條件下發(fā)生DDRX[19]。但Yamagata等[19]提出無流變曲線波動也可能發(fā)生DDRX，高的晶界遷移速率是誘發(fā)DDRX的重要條件。因此，需通過組織演變進一步研究其再結(jié)晶機制。

圖3為試樣熱壓縮態(tài)和固溶態(tài)的OM像，深色為鐵素體，淺色為奧氏體。相對固溶態(tài)組織(圖3m)，不同熱變形條件下兩相呈現(xiàn)出明顯的細化。在0.01 s-1、1123 K變形時鐵素體相主要為細小等軸晶，而奧氏體為長條狀變形組織(圖3a)。當溫度為1223 K時(圖3b)，鐵素體相發(fā)生DRV，奧氏體相的細晶區(qū)逐漸由相界處延伸到晶界及內(nèi)部。當溫度升高到1323 K時(圖3c)，鐵素體相仍發(fā)生DRV，而奧氏體內(nèi)部主要為等軸再結(jié)晶晶粒組織。因此，該低應變速率條件下鐵素體相在1123 K變形時發(fā)生DRX，隨著溫度升高發(fā)生DRV。而奧氏體在1123 K條件下發(fā)生部分DRX，并隨溫度升高晶界遷移速率增加，逐漸轉(zhuǎn)變?yōu)榧毿〉容S狀再結(jié)晶組織[20]。在1123 K、0.01~10 s-1條件下(圖3a、d、g和j)，鐵素體均為細小的等軸晶，且隨應變速率增加，晶粒發(fā)生明顯細化。這主要因為高SFE鐵素體相對奧氏體發(fā)生再結(jié)晶需要的儲存能低，且高應變速率增加了變形儲能，為其發(fā)生DRX提供驅(qū)動力，這與所報道的低碳微合金鋼的變形機理相一致[21]。此外，提高應變速率一定程度上抑制了DRX晶粒長大。奧氏體呈現(xiàn)混晶形貌，細小DRX晶粒沿變形方向呈條狀分布，且隨應變速率增加而減少，出現(xiàn)分割奧氏體的“細線”特征(圖3j)。在1223 K (圖3b、e、h和k)和1323 K (圖3c、f、i和l)變形時，隨著應變速率的增加，鐵素體晶粒尺寸的平均值和不均勻程度均減小，奧氏體DRX發(fā)生程度減小。這與較高應變速率下γ/α相界和奧氏體相內(nèi)進行DRX的形核和長大時間較短，晶界遷移不足，形核率降低有關(guān)[22]。

為進一步分析1123和1223 K變形時奧氏體相再結(jié)晶晶粒的細化程度和形核情況(圖3中橢圓標記)，可采用SEM對其進一步分析(圖4中橢圓標記)，可觀察到γ/α相界和奧氏體相內(nèi)的細小變形帶為DRX的形核組織。圖4a (1123 K、0.01 s-1)中A位置表示奧氏體在γ/α相界處形核，形成再結(jié)晶晶粒，B位置為未變形晶粒。奧氏體相在1223 K較高溫度變形時發(fā)生DRX的程度增加，且鐵素體晶粒也長大(圖4b)。圖4c~h橢圓標記位置處均發(fā)現(xiàn)奧氏體內(nèi)有細小DRX晶粒形核，且形核范圍隨溫度升高和應變速率降低而增加，并形成部分納米晶粒。奧氏體在γ/α相界處新形成的DRX晶粒可以阻礙晶界的遷移和晶粒的轉(zhuǎn)動，有利于再結(jié)晶的發(fā)生[20]。在1123 K、0.01~10 s-1變形時，鐵素體均為細小的等軸晶，且應變速率增加，其晶粒發(fā)生明顯細化，晶粒尺寸減小。圖5為1123 K變形時所統(tǒng)計的鐵素體晶粒尺寸隨應變速率的變化柱狀圖。應變速率由0.01增加至10 s-1時(圖4a、c、e和g)，平均晶粒尺寸由6.00 μm降至3.20 μm，且不均勻程度減小，表明鐵素體在高應變速率下晶粒DRX細化效果明顯。這是因為壓縮變形過程中鐵素體相發(fā)生了CDRX[6]，與真應力-真應變曲線在高應變速率下出現(xiàn)明顯“再結(jié)晶”特征曲線一致(圖2d)。

發(fā)生再結(jié)晶時，相鄰亞晶界遷移或者合并導致晶粒之間的取向差進一步增大，使小角度晶界(LAGB)轉(zhuǎn)化為大角度晶界(HAGB)[15]，故可采用EBSD技術(shù)統(tǒng)計大小角度晶界所占比例來分析DRX發(fā)生的程度。

圖6a~g為試樣在不同變形條件下的大小角度晶界分布圖。圖6h為1223 K、0.01 s-1變形時對應圖6a的兩相分布圖，可知奧氏體相(紅色)大部分為HAGB且晶粒細化，鐵素體相(綠色)存在較多LAGB且晶粒較粗大。圖7為所統(tǒng)計HAGB數(shù)量在單相以及兩相總晶界的占比變化。在1223 K、0.1~10 s-1變形時(圖7a)，鐵素體相中的HAGB比例隨應變速率增大而增加，其在1223 K、10 s-1條件下的HAGB比例高達0.908 (圖6d)，表明變形過程中鐵素體相發(fā)生了從LAGB不斷向HAGB轉(zhuǎn)變的CDRX，與在該變形條件下OM (圖3k)和SEM (圖4h)組織變化一致。高溫變形過程中LAGB持續(xù)吸收位錯轉(zhuǎn)變?yōu)镠AGB，大量消耗位錯并導致晶粒細化[15]，故CDRX是導致鐵素體相在高應變速率下晶粒細化的原因，這與Abedi等[23]得出提高應變速率有助于CDRX的發(fā)生而導致晶粒細化一致。1223 K變形時，奧氏體相HAGB比例隨著應變速率的增加而降低，表明其在低應變速率下(0.01 s-1)更容易發(fā)生DRX。但奧氏體相大、小角度晶界比例隨變形條件變化并沒有鐵素體波動大，HAGB所占比例變化的最大差值為0.152。

在0.1 s-1、1123~1323 K (圖7b)變形條件下，奧氏體的HAGB比例隨著溫度的升高而增加，其中HAGB在1323 K、0.1 s-1條件下的比例高達0.939，但在1123 K、0.1 s-1變形時所占比例僅有0.762，表明其在較高溫度下才有足夠變形儲存能使LAGB充分轉(zhuǎn)化為HAGB，從而發(fā)生較為完全的DRX，這與金相組織規(guī)律變化一致(圖3f)。隨著溫度升高到1423 K，奧氏體相HAGB比例降低到0.878，這是由于DRV的加強消耗了部分存儲能，使DRX驅(qū)動力減少，減少了DRX發(fā)生[24,25]。結(jié)合上述分析，奧氏體晶界在1223 K、0.01 s-1條件下具有明顯再結(jié)晶“晶界凸起”的特征，即通過晶粒的形核和長大的方式使位錯湮滅以及消除亞晶界等缺陷，為DDRX。DDRX是通過HAGB的遷移實現(xiàn)的，同時晶粒內(nèi)也存在大、小角度晶界之間轉(zhuǎn)換的CDRX[12]。因此奧氏體熱變形軟化以DDRX為主，同時存在CDRX，與Dehghan-Manshadi和Hodgson[12]報道的雙相不銹鋼中奧氏體相同時存在DDRX和CDRX 2種變形機制相符合。

在低應變速率下，再結(jié)晶晶界有足夠的時間遷移，且遷移速度率隨著溫度升高而變大，容易發(fā)生DDRX。而在高應變速率時，再結(jié)晶晶界沒有足夠時間遷移，容易產(chǎn)生CDRX，故升高溫度、提高晶界遷移速率容易誘發(fā)DDRX。此外，在1223 K下，總的HAGB所占比例隨應變速率的變化規(guī)律與鐵素體相相同。在0.1 s-1應變速率下，總的HAGB所占比例隨變形溫度變化規(guī)律與奧氏體相相同。因此，應變速率對鐵素體DRX影響較大，而奧氏體DRX對變形溫度變化較為敏感。

圖8為試樣在不同變形條件下沿軋制方向(RD)的EBSD取向分布圖，可以直觀地反映織構(gòu)分布及強度情況。可見，經(jīng)過熱變形后的織構(gòu)主要為變形織構(gòu)和再結(jié)晶織構(gòu)，其中變形織構(gòu)為(101)織構(gòu)(綠色)，變形晶粒大部分沿軋制方向呈長條狀分布。再結(jié)晶織構(gòu)明顯不同于變形織構(gòu)，主要為(001)和(111)織構(gòu)等。由于試樣中HAGB的比例較大及晶粒的生長方向不同，相鄰的晶粒間織構(gòu)取向各異，如圖8b中A位置，存在晶粒的擇優(yōu)生長。在1223 K、0.01 s-1(圖8a)變形時主要為(001)和(111)再結(jié)晶織構(gòu)，存在(101)變形織構(gòu)。變形織構(gòu)隨應變速率的增加而增多，但在(101)變形織構(gòu)中局部出現(xiàn)的再結(jié)晶織構(gòu)(圖8b~e中黑色矩形位置)表明，中高應變速率下也會發(fā)生DRX，但較低的應變速率更有利于再結(jié)晶的發(fā)生。溫度提高有利于晶粒發(fā)生轉(zhuǎn)動，晶粒取向由(101)變形織構(gòu)(綠色)逐漸向(001) (紅色)和(111) (藍色)再結(jié)晶織構(gòu)轉(zhuǎn)變，使試樣中的變形織構(gòu)逐漸減弱并轉(zhuǎn)變?yōu)樵俳Y(jié)晶織構(gòu)。溫度的升高有助于奧氏體發(fā)生CDRX，(001)和(111)再結(jié)晶織構(gòu)增多，取向差增大且取向變得更加集中(圖8f和g)。

圖9是應變速率為0.1 s-1時兩相的反極圖。隨著溫度的升高，奧氏體變形織構(gòu)(101)強度顯著降低，逐漸向(001)再結(jié)晶織構(gòu)轉(zhuǎn)變，溫度升高有利于奧氏體DRX發(fā)生。在1123 K時鐵素體相織構(gòu)(001)取向密度最大，隨著溫度升高，(001)織構(gòu)逐漸轉(zhuǎn)變?yōu)?111)織構(gòu)。因此在鐵素體相中，(001)和(111)再結(jié)晶織構(gòu)存在競爭關(guān)系。

動態(tài)再結(jié)晶的臨界條件是指材料發(fā)生動態(tài)再結(jié)晶的起始應力和應變(臨界應力和應變)，是判斷熱變形過程中發(fā)生動態(tài)再結(jié)晶形核的條件[26]。臨界應力(σc)和臨界應變(εc)出現(xiàn)在峰值應力前[27,28]，可對流變應力進行一次求導得到應變硬化率(θ)，通過應變硬化率-流變應力(θ-σ)曲線獲得。

試樣在10 s-1、1323 K變形時的θ-σ之間的關(guān)系如圖10a所示。可以看出，θ-σ曲線3個階段對應變形過程中不同的微觀組織特征。第一階段θ快速線性下降，從塑性變形開始到材料中開始出現(xiàn)亞晶粒(出現(xiàn)DRV)結(jié)束。第二階段θ-σ的斜率減小，變形過程是從DRV到DRX的開始(對應的應力為σc)。第三階段是從DRX開始到變形結(jié)束，θ下降到零(對應峰值應力σp)。隨著進一步的變形，θ達到最小值(負值)，當θ再次增加到零時對應的應力為穩(wěn)態(tài)應力σs，即DRV和DRX所引起的軟化與加工硬化達到新平衡。當σc確定時，就可通過流變曲線確定εc。繪制所得試樣在0.01 s-1應變速率下的θ-σ曲線，如圖10b所示，曲線中均出現(xiàn)拐點特征。

基于上述方法確定了不同變形條件下的臨界值，并繪制了不同應變速率下σc、εc與變形溫度的關(guān)系曲線，如圖11所示。可見，σc、εc隨著應變速率的增加和溫度的降低而增加。峰值應力可以從流變曲線中直接讀出，故可通過峰值應力(應變)來預測臨界應力(應變)。σc-σp和εc-εp之間的關(guān)系通常可以用動態(tài)再結(jié)晶的臨界應變Sellars模型表示[27]：

式中，k1、k2為比例系數(shù)，經(jīng)過線性擬合(圖12)得到：k1=0.5496，k2=0.92102。根據(jù)不銹鋼熱變形研究[28~30]報道，k1在0.40~0.47，k2在0.89~0.96之間，擬合所得k1和k2與其接近，表明所建模型能準確預測試樣的臨界應力(應變)。

基于動態(tài)材料模型(DMM)的熱加工圖是將功率耗散圖和流變失穩(wěn)圖疊加在一起獲得的[31]，可用于分析材料的熱加工性能，以優(yōu)化工藝變量和縮短設計周期。系統(tǒng)中消耗的總能量(P)可表示如下[32]：

式中，G為因塑性變形耗散的能量，G=${\int }_{\mathrm{0}}^{\dot{\mathrm{\epsilon }}}?\mathrm{d}\dot{?}$；J為微觀組織演化耗散的能量，J=${\int }_{\mathrm{0}}^{?}\dot{?}\mathrm{d}?$，當溫度恒定時，熱變形過程中的流變應力為$?=?{\dot{?}}^{?}$(其中，K為常數(shù))，可得：

其中，m為應變速率敏感指數(shù)，是G和J2部分能量之間的分配系數(shù)。m=$\frac{\partial ?}{\partial ?}=\frac{\dot{\mathrm{\epsilon }}\mathrm{d}\mathrm{\sigma }}{\mathrm{\sigma }\mathrm{d}\dot{\mathrm{\epsilon }}}=\frac{\partial \mathrm{l}\mathrm{g}?}{\partial \mathrm{l}\mathrm{g}\dot{?}}$，能量耗散系數(shù)η可表示為η=$\frac{\mathrm{2}?}{?+\mathrm{1}}$。能量耗散系數(shù)表示微結(jié)構(gòu)演變所消耗的熱量與在熱變形過程中所消耗能量的比值，隨著微結(jié)構(gòu)演變所消耗的能量的增加而增加。能量耗散系數(shù)高，說明材料在微觀結(jié)構(gòu)變化時耗散更多的能量，有利于熱變形。

由Prasad等[33]提出的失穩(wěn)因子($?$)可以表示為：

流變失穩(wěn)圖可以通過ξ在不同熱參數(shù)下的變化來構(gòu)建，而當ξ為負值時表示熱加工時的失穩(wěn)域。因此，可以通過將能量耗散圖與流變失穩(wěn)圖疊加得到熱加工圖，來表征材料加工區(qū)域的穩(wěn)定性。

圖13a和b分別為0.2~1.2應變疊加得到的3D-能量耗散和流變失穩(wěn)圖，可直觀觀察到不同應變條件下能量耗散率和失穩(wěn)因子的變化。在3D-能量耗散圖(圖13a)中灰色部分表示η<0.3，藍色部分表示0.3≤η≤0.4，紅色部分表示η>0.4。當應變從0.2增加為0.8時，η增大(紅色與藍色區(qū)域均增加)，當應變增加到1.0和1.2時，隨著應變的增加η減小(紅色區(qū)域減小)，且在高溫低應變(1323~1423 K、0.01~0.30 s-1)存在η峰值。即在高溫下，η隨著應變的增加先增大后減小，這與熱激活能在高溫下容易被激發(fā)有關(guān)[32]。Han等[34]認為，不同η代表不同的微觀組織演變，一般η在0.15~0.25時，表示動態(tài)回復；在0.3~0.6時，表示動態(tài)再結(jié)晶；超過0.6時，材料可能出現(xiàn)超塑性及楔形開裂[35]。在低溫條件下η均較小(η<0.3)，與低溫時鐵素體發(fā)生DRX不相符，這是因為鐵素體的層錯能高且含量較少導致組織耗散的能量較小[31]。基于式(5)繪制的3D-流變失穩(wěn)圖(圖13b)中藍色區(qū)域表示穩(wěn)定區(qū)域(ξ≥0)，灰色區(qū)域表示失穩(wěn)區(qū)(ξ<0)。隨著應變的增加失穩(wěn)區(qū)域減小，表明大應變有利于熱加工進行。在應變較低時，高溫高應變速率區(qū)均為穩(wěn)定區(qū)，但當應變?yōu)?.2時，在低溫高應變速率(1123~1300 K、7.40~10 s-1)下出現(xiàn)失穩(wěn)區(qū)。因此，隨著應變的增加，失穩(wěn)區(qū)縮小，穩(wěn)定區(qū)逐漸向高溫高應變速率方向移動。

將能量耗散圖與失穩(wěn)圖疊加得到真應變?yōu)?.2條件下的熱加工圖(圖13c)，在高溫低應變速率(1323~1423 K、0.01~0.1 s-1)存在η峰值，且應變下失穩(wěn)區(qū)域較小，熱加工范圍較廣。因此，試樣在大應變1.2下，在高溫中低應變速率(1323~1423 K、0.01~6.05 s-1)條件下適合進行熱加工。

(1) 應變速率為0.01 s-1時，隨溫度升高鐵素體相由DRX向DRV轉(zhuǎn)化，而隨溫度從1123 K升高至1323 K時奧氏體相由部分DRX轉(zhuǎn)變?yōu)橥耆獶RX。1123 K變形時，隨應變速率由0.01增加至10 s-1時鐵素體相再結(jié)晶晶粒細化效果加強，平均晶粒尺寸減小。

(2) 低應變速率條件下，升高溫度易誘發(fā)DDRX，而高應變速率條件下易發(fā)生CDRX。在1223 K、10 s-1變形條件下，鐵素體相發(fā)生了以LAGB向HAGB轉(zhuǎn)變的CDRX。1323 K、0.1 s-1條件下，變形奧氏體相軟化以DDRX為主，同時存在CDRX。應變速率對鐵素體相DRX影響較大，而奧氏體相DRX對變形溫度較為敏感。

(3) 隨著變形溫度升高，奧氏體相組織由纖維狀晶粒轉(zhuǎn)變?yōu)榈容S狀DRX晶粒，晶粒取向由(101)變形織構(gòu)逐漸向(001)和(111)再結(jié)晶織構(gòu)轉(zhuǎn)變，而鐵素體相在(001)和(111)織構(gòu)之間存在競爭關(guān)系。臨界應力(σc)和臨界應變(εc)隨著應變速率的增加和溫度的降低而增加，且εp-εc和σc-σp的擬合關(guān)系式為εc=k1εp和σc=k2σp，其中，k1=0.5496，k2=0.92102。

(4) 隨著應變的增加，失穩(wěn)區(qū)縮小，穩(wěn)定區(qū)向高溫高應變速率方向移動。在真應變?yōu)?.2大變形條件下，1323~1423 K、0.01~6.05 s-1的熱參數(shù)條件最適合熱加工。