纯镍N6平面热压缩变形行为及加工图.pdf_大学文库

工程科学学报，第37卷，第4期：480-487,2015年4月 Chinese Journal of Engineering,Vol.37,No.4:480-487,April 2015 DOI:10.13374/j.issn2095-9389.2015.04.012:http://journals.ustb.edu.cn 纯镍N6平面热压缩变形行为及加工图张兵，朱乐乐四，王快社，王文，郝亚鑫西安建筑科技大学治金工程学院，西安710055 ☒通信作者，E-mail:616418857@q4.com 摘要利用Gleeble--3800热模拟试验机对纯镍N6在变形温度800-1100℃，应变速率5~40s',应变量70%条件下进行了高温塑性变形压缩试验，分析纯镍6高温高应变速率热变形行为，得到了材料在不同变形参数条件下的组织变化规律及流变应力变化曲线，利用动态材料模型绘制出了纯镍N6在不同应变条件下的热加工图.通过对组织及热加工图的分析研究，得出变形温度为1000-1100℃，应变速率为5-7s或20-40s1以及变形温度为800-900℃，应变速率为5-10s1为纯镍N6材料高温高应变速率热变形的两个合理变形参数区间，在参数区间内N6组织均匀：而流变失稳区变形参数条件下得到的组织比较紊乱，晶粒大小不一.纯镍6热变形后的晶粒尺寸随变形温度升高及应变速率减小而增大. 关键词纯镍：热变形；加工图：动态再结晶：流变行为分类号TG146.1·5 Hot compression deformation behavior and processing map of pure nickel N6 ZHANG Bing,ZHU Le-le,WANG Kuai-she,WANG Wen,HAO Ya-xin School of Metallurgical Engineering,Xi'an University of Architecture and Technology.Xi'an 710055,China Corresponding author,E-mail:616418857@qq.com ABSTRACT Hot compression deformation experiment of pure nickel N6 was conducted on a Gleeble-3800 thermomechanical simu- lator at a deformation temperature range of 800 to 1100C,a deformation rate range of 5 to 40s and at a deformation of 70%.The hot deformation behavior of this material was analyzed at high temperature and high deformation rate.The microstructural evolution and the flow stress curves were obtained at different deformation parameters.The processing maps were drawn by using the dynamic materi- al model.Through analyzing the microstructures and the processing maps,two reasonable regions are introduced for processing pure nickel N6:the deformation temperature range of 1000 to 1100C and the deformation rate range of 5 to 7sor 20 to 40s-;the de- formation temperature range of 800 to 900C and the deformation rate range of 5 to 10s.In these two regions,the microstructure of pure nickel N6 is uniform,while in the region of rheological instability the microstructure is disordered and the grain size is varied. The grain size of pure nickel N6 after hot deformation goes up as the deformation temperature rises or the deformation rate declines. KEY WORDS pure nickel:hot deformation:processing maps;dynamic recrystallization:rheological behavior N6是镍质量分数在99.5%以上的纯镍材料.纯属平面变形流变应力的测定能够正确揭示热轧塑性镍具有良好的力学性能和耐腐蚀性能，以及优良的塑变形过程中材料组织和性能的变化及塑性变形规性加工性能，与镍基合金相比纯镍具有更高的导电性、律.目前，有关纯镍的研究主要集中在镍基合金及纯热导性和塑性.同时，它可被加工成各种不同形状的镍冷变形行为的研究等方面，如卢瑜等四有关纯镍产品，被广泛应用于化工、电镀和电子领域.流变应力动态再结晶过程的模拟研究，朱国辉等回有关纯镍是影响金属塑性变形轧制压力变化的重要因素，而金冷变形行为的研究，黄天林等B有关工业纯镍的形收稿日期：2014-08-06 基金项目：陕西省教育厅产业化项目(No.2011G11)

工程科学学报，第 37 卷，第 4 期: 480--487，2015 年 4 月 Chinese Journal of Engineering，Vol． 37，No． 4: 480--487，April 2015 DOI: 10． 13374 /j． issn2095--9389． 2015． 04． 012; http: / /journals． ustb． edu． cn 纯镍 N6 平面热压缩变形行为及加工图张兵，朱乐乐，王快社，王文，郝亚鑫西安建筑科技大学冶金工程学院，西安 710055  通信作者，E-mail: 616418857@ qq． com 摘要利用 Gleeble--3800 热模拟试验机对纯镍 N6 在变形温度 800 ～ 1100 ℃，应变速率 5 ～ 40 s － 1，应变量 70% 条件下进行了高温塑性变形压缩试验，分析纯镍 N6 高温高应变速率热变形行为，得到了材料在不同变形参数条件下的组织变化规律及流变应力变化曲线，利用动态材料模型绘制出了纯镍 N6 在不同应变条件下的热加工图．通过对组织及热加工图的分析研究，得出变形温度为 1000 ～ 1100 ℃，应变速率为 5 ～ 7 s － 1或 20 ～ 40 s － 1以及变形温度为 800 ～ 900 ℃，应变速率为 5 ～ 10 s － 1为纯镍 N6 材料高温高应变速率热变形的两个合理变形参数区间，在参数区间内 N6 组织均匀; 而流变失稳区变形参数条件下得到的组织比较紊乱，晶粒大小不一．纯镍 N6 热变形后的晶粒尺寸随变形温度升高及应变速率减小而增大．关键词纯镍; 热变形; 加工图; 动态再结晶; 流变行为分类号 TG146. 1 + 5 Hot compression deformation behavior and processing map of pure nickel N6 ZHANG Bing，ZHU Le-le ，WANG Kuai-she，WANG Wen，HAO Ya-xin School of Metallurgical Engineering，Xi'an University of Architecture and Technology，Xi'an 710055，China  Corresponding author，E-mail: 616418857@ qq． com ABSTＲACT Hot compression deformation experiment of pure nickel N6 was conducted on a Gleeble--3800 thermomechanical simulator at a deformation temperature range of 800 to 1100 ℃，a deformation rate range of 5 to 40 s － 1 and at a deformation of 70% ． The hot deformation behavior of this material was analyzed at high temperature and high deformation rate． The microstructural evolution and the flow stress curves were obtained at different deformation parameters． The processing maps were drawn by using the dynamic material model． Through analyzing the microstructures and the processing maps，two reasonable regions are introduced for processing pure nickel N6: the deformation temperature range of 1000 to 1100 ℃ and the deformation rate range of 5 to 7 s － 1 or 20 to 40 s － 1 ; the deformation temperature range of 800 to 900 ℃ and the deformation rate range of 5 to 10 s － 1 ． In these two regions，the microstructure of pure nickel N6 is uniform，while in the region of rheological instability the microstructure is disordered and the grain size is varied． The grain size of pure nickel N6 after hot deformation goes up as the deformation temperature rises or the deformation rate declines． KEY WOＲDS pure nickel; hot deformation; processing maps; dynamic recrystallization; rheological behavior 收稿日期: 2014--08--06 基金项目: 陕西省教育厅产业化项目( No． 2011GJ11) N6 是镍质量分数在 99. 5% 以上的纯镍材料．纯镍具有良好的力学性能和耐腐蚀性能，以及优良的塑性加工性能，与镍基合金相比纯镍具有更高的导电性、热导性和塑性．同时，它可被加工成各种不同形状的产品，被广泛应用于化工、电镀和电子领域．流变应力是影响金属塑性变形轧制压力变化的重要因素，而金属平面变形流变应力的测定能够正确揭示热轧塑性变形过程中材料组织和性能的变化及塑性变形规律．目前，有关纯镍的研究主要集中在镍基合金及纯镍冷变形行为的研究等方面，如卢瑜等［1］有关纯镍动态再结晶过程的模拟研究，朱国辉等［2］有关纯镍冷变形行为的研究，黄天林等［3 － 4］有关工业纯镍的形

张兵等：纯镍6平面热压缩变形行为及加工图 481 变储能以及冷轧纯镍的显微硬度和微观组织结构的研究.但是，国内外有关纯镍热变形行为的研究 1100℃.保温5min 很少 5℃s 本文借助Gleeble--3800热模拟试验机，利用动态材料模型(dynamic material model,DMM)构建了纯镍 2 热模拟变形过程 (变形参数选取如下) N6材料的热加工图5a,并对其热变形过程中的组织 /5℃+ 空冷变化规律进行了分析和研究·-四.结合所建立的热加变形量：70% 工图，得出纯镍N6高温高应变速率热变形特点及组应变速率1+5.10.20.40 变形温度/℃：800.900.1000.1100 织演变的规律，确定了纯镍N6在高温高应变速率条采用正交试验的方法，在每一应变速率条件下件下适宜的热加工变形参数区间分别进行五个变形温度下的实验时间 1实验图2单道次热压缩试验方案 Fig.2 Single-pass hot compression test program 1.1实验材料实验材料为纯镍N6板坯，其化学成分如表1所示.将板坯用线切割加工成10mm×l5mm×20mm的平面变形热模拟标准试样.试样变形前的金相组织如图1所示. 表1纯镍N6化学成分（质量分数） Table 1 Chemical composition of pure nickel N6% C Si Mn Co Ni 图3纯镍N6热模拟变形后试样 0.00630.04730.027<0.0100.0010<0.010余量 Fig.3 Thermal simulation samples of pure nickel N6 after deforma- tion 2实验结果与分析 2.1纯镍N6热变形流变应力变化曲线图4(a)~(d)分别为纯镍N6在应变速率为5、 10、20和40s·的条件下，不同变形温度的热变形流变应力变化曲线.由图中可以看出：在同一应变速率条件下，随着变形温度升高，流变应力值逐渐减小：且在 100um 不同应变速率条件下流变应力随变形温度升高，减小图1纯镍N6变形前金相组织趋势均很明显，说明纯镍N6材料为热敏感型材料.对 Fig.1 Microstructure of pure nickel N6 before deformation 比图4(a)~(d),变形温度为1000℃时，四个不同应变速率条件下流变应力峰值大小分别为156.85、 1.2实验方法 170.83、180.82和198.82MPa,随应变速率增大而增利用Gleeble--3800热模拟试验机对加工好的试样大，且在其他三个变形温度也有同样的变化趋势，说明进行平面变形单道次热压缩试验，其工艺曲线如图2 纯镍N6材料热变形过程中，应变速率对其流变应力所示.试样在真空条件下进行变形，变形温度为800、的变化也有显著影响.因此，纯镍N6材料也是应变速 900、1000和1100℃，应变速率为5、10、20和40s,变率敏感型材料形量为70%（真应变为1.2）.以5℃·s的加热速图4(d)中真应力-真应变曲线与图4(a)~(c)比率将试样加热至变形温度，保温5min使得试样组织较发现，应变量在约0~0.5范围内（主要在加工硬化均匀化；然后，以一定的应变速率进行变形，变形完至峰值应变阶段)出现抖动，达到峰值后曲线趋于平成后，在变形箱体中冷却.将变形后的试样从中间一稳.这是由于在高应变速率40s时，材料变形时间较分为二，切取后的试样如图3所示.采用4gCs0,· 短，且变形由金属表层向心部依次进行，表层晶粒首先 5H,0+20mLHC+20mLH,0腐蚀液对试样进行腐产生较大的塑性变形，材料发生加工硬化，在大应变速蚀，得到纯镍N6板坯在不同热变形参数下的金相组率条件下，材料发生塑性变形后，晶粒形变储能增加，织图片. 会发生动态回复或动态再结晶，对材料产生一定的软

张兵等: 纯镍 N6 平面热压缩变形行为及加工图变储能以及冷轧纯镍的显微硬度和微观组织结构的研究．但是，国内外有关纯镍热变形行为的研究很少．本文借助 Gleeble--3800 热模拟试验机，利用动态材料模型( dynamic material model，DMM) 构建了纯镍 N6 材料的热加工图［5 － 6］，并对其热变形过程中的组织变化规律进行了分析和研究［7 － 12］．结合所建立的热加工图，得出纯镍 N6 高温高应变速率热变形特点及组织演变的规律，确定了纯镍 N6 在高温高应变速率条件下适宜的热加工变形参数区间［13 － 14］． 1 实验 1. 1 实验材料实验材料为纯镍 N6 板坯，其化学成分如表 1 所示．将板坯用线切割加工成 10 mm × 15 mm × 20 mm 的平面变形热模拟标准试样．试样变形前的金相组织如图 1 所示．表 1 纯镍 N6 化学成分( 质量分数) Table 1 Chemical composition of pure nickel N6 % C Si Mn P S Co Ni 0. 0063 0. 0473 0. 027 ＜ 0. 010 0. 0010 ＜ 0. 010 余量图 1 纯镍 N6 变形前金相组织 Fig． 1 Microstructure of pure nickel N6 before deformation 1. 2 实验方法利用 Gleeble--3800 热模拟试验机对加工好的试样进行平面变形单道次热压缩试验，其工艺曲线如图 2 所示．试样在真空条件下进行变形，变形温度为 800、 900、1000 和 1100 ℃，应变速率为 5、10、20 和 40 s － 1，变形量为 70% ( 真应变为 1. 2) ．以 5 ℃·s － 1 的加热速率将试样加热至变形温度，保温 5 min 使得试样组织均匀化; 然后，以一定的应变速率进行变形，变形完成后，在变形箱体中冷却．将变形后的试样从中间一分为二，切取后的试样如图 3 所示．采用 4 g CuSO4 · 5H2O + 20 mL HCl + 20 mL H2O 腐蚀液对试样进行腐蚀，得到纯镍 N6 板坯在不同热变形参数下的金相组织图片．图 2 单道次热压缩试验方案 Fig． 2 Single-pass hot compression test program 图 3 纯镍 N6 热模拟变形后试样 Fig． 3 Thermal simulation samples of pure nickel N6 after deformation 2 实验结果与分析 2. 1 纯镍 N6 热变形流变应力变化曲线图 4( a) ～ ( d) 分别为纯镍 N6 在应变速率为 5、 10、20 和 40 s － 1的条件下，不同变形温度的热变形流变应力变化曲线．由图中可以看出: 在同一应变速率条件下，随着变形温度升高，流变应力值逐渐减小; 且在不同应变速率条件下流变应力随变形温度升高，减小趋势均很明显，说明纯镍 N6 材料为热敏感型材料．对比图 4( a) ～ ( d) ，变形温度为 1000 ℃ 时，四个不同应变速率条件下流变应力峰值大小分别为 156. 85、 170. 83、180. 82 和 198. 82 MPa，随应变速率增大而增大，且在其他三个变形温度也有同样的变化趋势，说明纯镍 N6 材料热变形过程中，应变速率对其流变应力的变化也有显著影响．因此，纯镍 N6 材料也是应变速率敏感型材料．图 4( d) 中真应力--真应变曲线与图 4( a) ～ ( c) 比较发现，应变量在约 0 ～ 0. 5 范围内( 主要在加工硬化至峰值应变阶段) 出现抖动，达到峰值后曲线趋于平稳．这是由于在高应变速率 40 s － 1时，材料变形时间较短，且变形由金属表层向心部依次进行，表层晶粒首先产生较大的塑性变形，材料发生加工硬化，在大应变速率条件下，材料发生塑性变形后，晶粒形变储能增加，会发生动态回复或动态再结晶，对材料产生一定的软 · 184 ·

·482 工程科学学报，第37卷，第4期 360 400 (b) 320 360 280 800℃ 320 240 280 240 800℃ 200 900℃ 香 200 900℃ 160 120 1000℃ 1000℃ 120 80 1100℃ 80 1100℃ 40 0.20.40.50.81.0121.4 0.20.40.50.8 1.01.214 应变应变 400 360 (c) d 360 320 320 280 800℃ 280 800℃ 240 240 900℃ 200 900℃ 200 1000℃ 160 160 1000℃ 国 120 1100℃ 1100℃ 80 80 40 40 020.40.50.81.0 121.4 0.20.40.50.8 1.01.214 应变应变图4纯镍N6不同应变速率的热变形真应力-真应变曲线.(a)5s1:(b)10sl:(c)20s1:(d)40s1 Fig.4 True stress-strain curves of pure nickel N6 at different strain rates:(a)5s-1;(b)10s-1;(c)20s-!;(d)40s- 化作用，但对材料加工硬化的整个过程影响不大：当变 (3),得到不同变形参数的功率耗散效率因子η为形向心部逐渐传递过程中，心部晶粒产生变形，对材料 2m (3) 产生一定的加工硬化作用：这种加工硬化过程中动态 η=2m+1 软化作用，引起了真应力一真应变曲线在加工硬化阶根据所得到的应变速率敏感指数m,计算出相应的段的波动现象. "建立hm与应变速率的对数c的三次样 In m 2.2纯镍N6热变形塑性加工图条函数：加工图是由Parasad等基于动态材料模型开发的评价材料热加工性能的方法.该方法可以准确地描述 m+i=b+b,he+b,(ne)2+b(1me)3.(4) 金属高温塑性变形过程中，组织演变与变形参数之间利用MATLAB软件得到不同变形参数下的四个b值，的关系.同时，利用所建立的热变形塑性加工图，可以代入下式，便得到金属材料的流变失稳区判据：直观地展现出金属热变形过程中流变失稳区和合理加 m 工区，从而为制定合理的金属热变形参数提供理论 aln 依据5-国 5(e)=m+ -+m=b2 +2bIn+ aln e 为了保证应变速率敏感指数(m)的精度，一般采 3b3(lne)2+m<0. (5) 用三次样条函数拟合的方法建立流变应力对数lno和利用Origin软件绘制出不同真应变对应的功率耗散图应变速率对数lne的函数关系，关系式为和失稳图，并将得到的功率耗散图和失稳图叠加，即得 In=+kn+k (In)2+k (In e)3.(1) 到不同真应变条件下的塑性加工图. 利用MATLAB软件得到不同变形参数下的四个k值，本文绘制了纯镍N6真应变为0.1、0.3和0.5的代入式(2)，求出不同变形参数下应变速率敏感指数功率耗散图和失稳图，并将两者叠加，得到了相应的塑 m为性加工图. 不同真应变的功率耗散图如图5所示，图中等高 m [a(In l a(In a) =k2+2k3(ln)+3k4(lnE)2. C.T 线上的数值即为功率耗散效率n:由式(3)可知，功率 (2) 耗散效率η是与应变速率敏感指数m相关的，m控制将式(2)中求得的应变速率敏感指数m分别代入式着功率在热产生与显微组织演变两者之间的分配.对

工程科学学报，第 37 卷，第 4 期图 4 纯镍 N6 不同应变速率的热变形真应力--真应变曲线． ( a) 5 s － 1 ; ( b) 10 s － 1 ; ( c) 20 s － 1 ; ( d) 40 s － 1 Fig． 4 True stress--strain curves of pure nickel N6 at different strain rates: ( a) 5 s － 1 ; ( b) 10 s － 1 ; ( c) 20 s － 1 ; ( d) 40 s － 1 化作用，但对材料加工硬化的整个过程影响不大; 当变形向心部逐渐传递过程中，心部晶粒产生变形，对材料产生一定的加工硬化作用; 这种加工硬化过程中动态软化作用，引起了真应力--真应变曲线在加工硬化阶段的波动现象． 2. 2 纯镍 N6 热变形塑性加工图加工图是由 Parasad 等基于动态材料模型开发的评价材料热加工性能的方法．该方法可以准确地描述金属高温塑性变形过程中，组织演变与变形参数之间的关系．同时，利用所建立的热变形塑性加工图，可以直观地展现出金属热变形过程中流变失稳区和合理加工区，从而为制定合理的金属热变形参数提供理论依据［15 － 18］．为了保证应变速率敏感指数( m) 的精度，一般采用三次样条函数拟合的方法建立流变应力对数 lnσ 和应变速率对数 lnε · 的函数关系，关系式为 lnσ = k1 + k2 ln ε · + k3 ( ln ε ·) 2 + k4 ( ln ε ·) 3 ． ( 1) 利用 MATLAB 软件得到不同变形参数下的四个 k 值，代入式( 2) ，求出不同变形参数下应变速率敏感指数 m 为 m [ = ( ln σ) ( ln ε · ] ) ε，T = k2 + 2k3 ( ln ε ·) + 3k4 ( ln ε ·) 2 ． ( 2) 将式( 2) 中求得的应变速率敏感指数 m 分别代入式 ( 3) ，得到不同变形参数的功率耗散效率因子 η 为 η = 2m 2m + 1. ( 3) 根据所得到的应变速率敏感指数 m，计算出相应的 ln m m + 1，建立 ln m m + 1与应变速率的对数 lnε · 的三次样条函数: ln m m + 1 = b1 + b2 ln ε · + b3 ( ln ε ·) 2 + b4 ( ln ε ·) 3 ． ( 4) 利用 MATLAB 软件得到不同变形参数下的四个 b 值，代入下式，便得到金属材料的流变失稳区判据: ξ( ε ·) = ln m m + 1 ln ε · + m = b2 + 2b3 ln ε · + 3b3 ( ln ε ·) 2 + m ＜ 0． ( 5) 利用 Origin 软件绘制出不同真应变对应的功率耗散图和失稳图，并将得到的功率耗散图和失稳图叠加，即得到不同真应变条件下的塑性加工图．本文绘制了纯镍 N6 真应变为 0. 1、0. 3 和 0. 5 的功率耗散图和失稳图，并将两者叠加，得到了相应的塑性加工图．不同真应变的功率耗散图如图 5 所示，图中等高线上的数值即为功率耗散效率 η．由式( 3) 可知，功率耗散效率 η 是与应变速率敏感指数 m 相关的，m 控制着功率在热产生与显微组织演变两者之间的分配．对 · 284 ·

张兵等: 纯镍 N6 平面热压缩变形行为及加工图于黏塑性材料的稳态流变，m 的取值一般在 0 ～ 1 之间． m = 0 说明系统不发生能量的耗散; 随着 m 值的增大，显微组织演变所耗散的功率也增加; 且功率耗散率 η 值越大，说明材料的可加工性能越好．在图 5( a) ～ ( c) 中，不同真应变条件下，功率耗散率随变形温度和应变速率的变化趋势基本一致．在 800 ～ 900 ℃ 范围内，随着应变速率的增大，功率耗散率 η 值先增大后减小，在应变速率为 10 s － 1时 η 值最大; 在 900 ～ 1000 ℃范围内，η 值均较小，其值没有明显的变化; 在 1000 ～ 1100 ℃范围内，随着应变速率的增大，η 值先减小后增大，应变速率为 20 s － 1时 η 值最小，应变速率为 5 s － 1时其值为整个变形参数范围内的最大值．如图 5( c) 所示，变形温度为 1100 ℃时，应变速率为 5 s － 1，功率耗散率 η = 0. 67．图 5 纯镍 N6 不同真应变的功率耗散图． ( a) 0. 1; ( b) 0. 3; ( c) 0. 5 Fig． 5 Power dissipation maps of pure nickel N6 at different strains: ( a) 0. 1; ( b) 0. 3; ( c) 0. 5 图 6 为纯镍 N6 不同真应变下的流变失稳图．根据式( 5) 可知，ξ( ε ·) ＜ 0 说明材料在此变形参数下变形处于流变失稳状态．在图 6 不同真应变失稳图中均出现了部分 ξ( ε ·) ＜ 0 的区域，而且所在变形参数区间基本一致．当变形温度 800 ～ 900 ℃ 和应变速率 10 ～ 40 s － 1，或者变形温度 1000 ～ 1100 ℃和应变速率 8 ～ 20 s － 1时，ξ( ε ·) ＜ 0，说明纯镍 N6 材料在这两个变形参数区间，热变形处于流变失稳态．对比不同真应变下的失稳图，变形温度为 950 ℃，应变速率在 5 ～ 20 s － 1 之间，在真应变为 0. 1 时，ξ( ε ·) ＜ 0，说明纯镍 N6 热变形处于流变失稳态; 真应变为 0. 3 和 0. 5 时，ξ( ε ·) ＞ 0，说明此变形参数区间为纯镍 N6 的合理变形区．因此，在选取纯镍 N6 材料热变形参数时，应尽量选取在整个变形过程中，始终处于合理变形区的参数进行变形．图 7 为功率耗散图和失稳图叠加得到的纯镍 N6 热加工图，图中阴影部分为流变失稳区．从图中可以看出，纯镍 N6 材料在高应变速率条件下热变形时，存在两个明显的可加工区域: 变形温度 1000 ～ 1100 ℃，应变速率 5 ～ 7 s － 1 和 20 ～ 40 s － 1 ; 变形温度 800 ～ 900 ℃，应变速率 5 ～ 10 s － 1 ．但实际生产过程中，考虑材料加工过程中的温降，一般选用较大的应变速率进行变形．因此，对于纯镍 N6 板材的热变形加工，应选用变形温度 1000 ～ 1100 ℃，应变速率 20 ～ 40 s － 1的变形参数进行变形． 2. 3 纯镍 N6 热变形的组织结构分析平面热变形后的试样组织分布宏观示意图如图 8 · 384 ·

·484· 工程科学学报，第37卷，第4期 4.0 4.0 212 16 19 1 3.5 088 3 063 3.0 30 0.250.13 38 75 25 2.5 138 03 20 2.0 050○ -10050 1020 009 5 00 850 900 950 1000 1050 1100 850 900 950 1000 1050 1100 T℃ T/℃ 6 5 -51 40 1.00 30 0013 0.35 -035 25 06 0.32 066 2.0 032 066 1 1.00 850 900 950 10001050 110 T/℃ 图6纯镍N6不同真应变的失稳图.(a)0.1:(b)0.3:(c)0.5 Fig.6 Buckling coefficient maps of pure nickel N6 at different strains:(a)0.1:(b)0.3:(c)0.5 所示.本文对不同变形参数下纯镍N6的变形区组织变速率的增大，纯镍N6板材变形区的晶粒明显细进行了对比分析. 化，且均匀性变差，较高应变速率(20s)变形后的 2.3.1变形温度对纯镍N6组织结构的影响晶粒比低应变速率(5s)变形后的晶粒小很多.这图9为应变速率为20s'、不同变形温度时纯镍是因为同一变形温度条件下，应变速率较大，一些晶 N6热变形的组织形貌.从图中可以看出，随着变形温粒来不及长大，再结晶进行得不充分.当应变速率增度升高，变形区晶粒尺寸逐渐增大，说明纯镍N6材料大时，变形时间缩短，单位时间内开动的位错增加，动态再结晶程度也越大.在图4中，同一应变速率条位错相互缠结，位错运动受到阻碍，动态回复及动态件下，随着变形温度的升高，流变应力逐渐减小.这是再结晶对材料的软化作用降低，材料变形的临界切因为同一应变速率条件下，随着变形温度的升高，外界应力增大，变形所消耗的变形功增加，变形储能降对材料施加的能量增加，同时增大了变形材料的热震低，动态再结晶是一个形核与长大的过程，其形核孕动能，金属原子间的结合能降低，位错滑移及攀移所消育期增长，晶粒长大时间缩短.因此，晶粒随着应变耗的能量降低，变形储能增加，动态再结晶的孕育期缩速率的增大而减小. 短，在相同的应变速率条件下晶粒长大的时间变长 2.3.3基于塑性加工图的材料组织形貌分析因此，在应变速率相同的条件下，随着变形温度升高，图11为塑性加工图中两个合理加工区内四个不纯镍N6材料热变形的流变应力减小，动态再结晶后同变形参数条件下纯镍N6的金相组织图片.四个不的晶粒增大，即动态再结晶后晶粒尺寸与流变应力大同变形参数条件下的晶粒组织分布均匀，且在图11 小成反比 (c)和(d)中出现了部分的孪晶组织.结合图7可知， 2.3.2应变速率对纯镍N6组织结构的影响图9(a)和(b)以及图10(b)~(d)均为流变失稳区变图10为变形温度为800℃时，不同应变速率的纯形参数所对应的组织，对比图11，上述五个变形参数镍N6材料热变形组织形貌.从图中可以看出，随着应条件下的晶粒组织排列比较紊乱，大小不一，因此，在

工程科学学报，第 37 卷，第 4 期图 6 纯镍 N6 不同真应变的失稳图． ( a) 0. 1; ( b) 0. 3; ( c) 0. 5 Fig． 6 Buckling coefficient maps of pure nickel N6 at different strains: ( a) 0. 1; ( b) 0. 3; ( c) 0. 5 所示．本文对不同变形参数下纯镍 N6 的变形区组织进行了对比分析． 2. 3. 1 变形温度对纯镍 N6 组织结构的影响图 9 为应变速率为 20 s － 1、不同变形温度时纯镍 N6 热变形的组织形貌．从图中可以看出，随着变形温度升高，变形区晶粒尺寸逐渐增大，说明纯镍 N6 材料动态再结晶程度也越大．在图 4 中，同一应变速率条件下，随着变形温度的升高，流变应力逐渐减小．这是因为同一应变速率条件下，随着变形温度的升高，外界对材料施加的能量增加，同时增大了变形材料的热震动能，金属原子间的结合能降低，位错滑移及攀移所消耗的能量降低，变形储能增加，动态再结晶的孕育期缩短，在相同的应变速率条件下晶粒长大的时间变长．因此，在应变速率相同的条件下，随着变形温度升高，纯镍 N6 材料热变形的流变应力减小，动态再结晶后的晶粒增大，即动态再结晶后晶粒尺寸与流变应力大小成反比． 2. 3. 2 应变速率对纯镍 N6 组织结构的影响图 10 为变形温度为 800 ℃ 时，不同应变速率的纯镍 N6 材料热变形组织形貌．从图中可以看出，随着应变速率的增大，纯镍 N6 板材变形区的晶粒明显细化，且均匀性变差，较高应变速率( 20 s － 1 ) 变形后的晶粒比低应变速率( 5 s － 1 ) 变形后的晶粒小很多．这是因为同一变形温度条件下，应变速率较大，一些晶粒来不及长大，再结晶进行得不充分．当应变速率增大时，变形时间缩短，单位时间内开动的位错增加，位错相互缠结，位错运动受到阻碍，动态回复及动态再结晶对材料的软化作用降低，材料变形的临界切应力增大，变形所消耗的变形功增加，变形储能降低，动态再结晶是一个形核与长大的过程，其形核孕育期增长，晶粒长大时间缩短．因此，晶粒随着应变速率的增大而减小． 2. 3. 3 基于塑性加工图的材料组织形貌分析图 11 为塑性加工图中两个合理加工区内四个不同变形参数条件下纯镍 N6 的金相组织图片．四个不同变形参数条件下的晶粒组织分布均匀，且在图 11 ( c) 和( d) 中出现了部分的孪晶组织．结合图 7 可知，图 9( a) 和( b) 以及图 10( b) ～ ( d) 均为流变失稳区变形参数所对应的组织，对比图 11，上述五个变形参数条件下的晶粒组织排列比较紊乱，大小不一．因此，在 · 484 ·

张兵等：纯镍6平面热压缩变形行为及加工图 ·485· 4.0 a 0.2400 4.0 (b) 0.100001400 0209968700 01200 0.3000 0.28000260 0.1600 0.1200 0.2400 3.5 0.08000- 3.5 0.180002000 0.2200- 0.2200 -02000- 3.0 70.02000 3.0 0.1600 0.04000 0.18 2.5 0.2B00 0.1000 2.0 0.1400 2.0 02200 2609 0.2000 0.186 02400B2808 0.2400 92200— 800 850 900 950 1000 1050 1100 800 850 900 950 100010501100 T℃ T℃ 4.0 0.060890c 938000420004400 0.1000014981 032083483600 3.5 0.1600 0.3000 0.2200 0.2600 0.2400 00 0340 0.3600 0.3800 20 04000 0.4 15 40g3 800 850 900 950 1000 1050 1100 TIC 图7纯镍N6不同应变量下的加工图.(a)0.1:(b)0.3:(c)0.5 Fig.7 Processing maps of pure nickel N6 at different strains:(a)0.1:(b)0.3:(c)0.5 表层未变形区变形流线区敏感型材料平面变形外端影响区 (2)建立了纯镍N6材料变形温度800~1100℃、未变形区应变速率5~40s的功率耗散效率图和失稳图，并叠加得到了相应的塑性加工图.纯镍N6高温高应变速率热变形的两个合理加工变形参数区间为：变形温度 1000~1100℃，应变速率5~7s及20~40s:变形温度800~900℃，应变速率5~10s1. 图8平面热变形后组织分布宏观示意图 Fig.8 Schematic diagram of the structural distribution after planar (3)应变速率越低，变形温度越高，纯镍N6材料 hot deformation 动态再结晶后的晶粒越大，且动态再结晶后的晶粒大小与流变应力大小成反比实际热加工生产中，为了得到组织均匀，晶粒排列规则 (4)基于所建立的热塑性加工图，对比流变失稳的纯镍N6产品，应尽量选取合理加工区的变形参数区变形参数下及合理加工区变形参数下纯镍N6的进行变形组织形貌发现：合理加工区变形参数下组织较均匀： 3 结论流变失稳区变性参数下的组织比较紊乱，晶粒大小不一.因此，在纯镍N6材料的实际热加工生产中， (1)纯镍N6材料为热敏感型材料，也是应变速率变形参数应尽量选取塑性加工图中合理加工区变形

张兵等：纯镍6平面热压缩变形行为及加工图 ·487· (a) I00μnm d 100μm 100μm 图11加工图中合理加工区内纯镍6的显微组织.(a)900℃，5s-1:(b)900℃，10s1:(c)1100℃，20s1:(d)1100℃，40s Fig.1 1 Microstructures of pure nickel N6 in the reasonable processing zone:(a)900℃，5s-l:(b)900℃，10s-l:(c)1I00℃，20s-l:(d) 1100℃，40s-1 [4]Huang T L,Chen HS,Liu Q.Grain orientation of large grain de- 1.98Cu-0.12Zr alloy during compression at elevated tempera- formation energy storage research the influence of industrial pure ture.Mater Sci Eng A,2014,608:63 nickel /The Second Session of the National Electron Back Scatter- [11]Zhou M,Lin Y C,Deng J,et al.Hot tensile deformation behav- ing Diffraction Technology and Application of the Test Results with iors and constitutive model of an Al-Zn-Mg-Cu alloy.Mater Electron Backscattered Diffraction (EBSD)Academic Conferences Des,2014,59:141 and the Sixth National Conference on Images of Materials Science [12]Wang M H,Huang L,Xian G C.Flow stress behavior of Cu-Ag and Technology.Baotou,2007:117 alloy under hot compression deformation.Chin J Rare Met, (黄天林，陈宏生，刘庆.晶粒取向对大品粒工业纯镍形变储 2013,37(5):695 能的影响研究/第二届全国背敢射电子衍射(EBSD)技术及 (王梦寒，黄龙，成国材.C山一Ag合金热压缩流变应力行为. 其应用学术会议暨第六届全国材料科学与图像科技学术会议论文集.包头，2007：117) 稀有金属，2013,37(5)：695) 5]Peng HJ,Li D F,Guo Q M,et al.Processing map and tube hot [13]Lee B H,Reddy N S,Yeom JT,et al.Flow softening behavior extrusion of GH690 alloy.Chin J Rare Met,2012,36(2):184 during high temperature deformation of AZ31Mg alloy.J Mater (彭海健，李德富，郭青苗，等.CH690合金热加工图及管材 Process Techol,2007,187488:766 热挤压实验研究.稀有金属，2012,36(2)：184) [14]Li D F,Wu Z G,Guo S L,et al.Study on the processing map [6]Ju Q,Li D G,Liu G Q.The processing map of hot plastic de- of GH625 Ni-ased alloy deformed at high temperature.Rare Met formation of a 15Cr-25Ni-Fe base superalloy.Acta Metall Sin, Mater Eng,2012,41(6):1026 2006,42(2):218 (李德富，吾志岗，郭胜利，等。GH625镍基合金高温塑性 (鞠泉，李殿国，刘国权.15Cr-25NiFe基合金高温塑性变形变形加工图研究.稀有金属材料与工程，2012,41(6)：行为的加工图.金属学报，2006,42(2)：218) 1026) ]Cemri E,Evangelista E,MeQueen H J.Overview of the high tem- [15]Li J Q,Liu J,Cui Z S.Characterization of hot deformation be- perature substructure development in Al-Mg alloys.High Temp havior of extruded ZK60 magnesium alloy using 3D processing Mater Processes,1999,18:227 maps.Mater Des,2014,56:889 [8]Sellars C M,Tegart W J M.On the mechanism of hot deforma- 06 Zhang H B,Zhang K F,Lu Z,et al.Hot deformation behavior tion.Acta Metall,1996,14(9):1136 and processing map of a y-hardened nickel-based superalloy 9]Chen HQ,Deng W B.Hot Deformation behavior and microstruc- Mater Sci Eng A,2014,604:1 ture evolution of TCII titanium alloy with equiaxed structure.Chin 7] Zhao HZ,Xiao L,Ge P,et al.Hot deformation behavior and J Rare Met,2009,33(2):147 processing maps of Ti-1300 alloy.Mater Sci Eng A,2014,604: (陈慧琴，邓文斌.TC11钛合金等轴组织热变形行为与组织 111 演变.稀有金属，2009,33(2)：147) [18]Peng X N,Guo HZ,Shi Z F,et al.Study on the hot deforma- [0]Feng D.Zhang X M,Liu S D,et al.Constitutive equation and tion behavior of TC4-DT alloy with equiaxed+B starting struc- hot deformation behavior of homogenized Al-7.68Zn-2.12Mg- ture based on processing map.Mater Sci Eng A,2014,605:80

张兵等: 纯镍 N6 平面热压缩变形行为及加工图图 11 加工图中合理加工区内纯镍 N6 的显微组织． ( a) 900 ℃，5 s － 1 ; ( b) 900 ℃，10 s － 1 ; ( c) 1100 ℃，20 s － 1 ; ( d) 1100 ℃，40 s － 1 Fig． 11 Microstructures of pure nickel N6 in the reasonable processing zone: ( a) 900 ℃，5 s － 1 ; ( b) 900 ℃，10 s － 1 ; ( c) 1100 ℃，20 s － 1 ; ( d) 1100 ℃，40 s － 1 ［4］ Huang T L，Chen H S，Liu Q． Grain orientation of large grain deformation energy storage research the influence of industrial pure nickel / / The Second Session of the National Electron Back Scattering Diffraction Technology and Application of the Test Ｒesults with Electron Backscattered Diffraction ( EBSD) Academic Conferences and the Sixth National Conference on Images of Materials Science and Technology． Baotou，2007: 117 ( 黄天林，陈宏生，刘庆．晶粒取向对大晶粒工业纯镍形变储能的影响研究 / / 第二届全国背散射电子衍射( EBSD) 技术及其应用学术会议暨第六届全国材料科学与图像科技学术会议论文集．包头，2007: 117) ［5］ Peng H J，Li D F，Guo Q M，et al． Processing map and tube hot extrusion of GH690 alloy． Chin J Ｒare Met，2012，36( 2) : 184 ( 彭海健，李德富，郭青苗，等． GH690 合金热加工图及管材热挤压实验研究．稀有金属，2012，36( 2) : 184) ［6］ Ju Q，Li D G，Liu G Q． The processing map of hot plastic deformation of a 15Cr--25Ni--Fe base superalloy． Acta Metall Sin， 2006，42( 2) : 218 ( 鞠泉，李殿国，刘国权． 15Cr--25Ni--Fe 基合金高温塑性变形行为的加工图．金属学报，2006，42( 2) : 218) ［7］ Cerri E，Evangelista E，McQueen H J． Overview of the high temperature substructure development in Al--Mg alloys． High Temp Mater Processes，1999，18: 227 ［8］ Sellars C M，Tegart W J M． On the mechanism of hot deformation． Acta Metall，1996，14( 9) : 1136 ［9］ Chen H Q，Deng W B． Hot Deformation behavior and microstructure evolution of TC11 titanium alloy with equiaxed structure． Chin J Ｒare Met，2009，33( 2) : 147 ( 陈慧琴，邓文斌． TC11 钛合金等轴组织热变形行为与组织演变．稀有金属，2009，33( 2) : 147) ［10］ Feng D，Zhang X M，Liu S D，et al． Constitutive equation and hot deformation behavior of homogenized Al--7. 68Zn--2. 12Mg-- 1. 98Cu--0. 12Zr alloy during compression at elevated temperature． Mater Sci Eng A，2014，608: 63 ［11］ Zhou M，Lin Y C，Deng J，et al． Hot tensile deformation behaviors and constitutive model of an Al--Zn--Mg--Cu alloy． Mater Des，2014，59: 141 ［12］ Wang M H，Huang L，Xian G C． Flow stress behavior of Cu--Ag alloy under hot compression deformation． Chin J Ｒare Met， 2013，37( 5) : 695 ( 王梦寒，黄龙，咸国材． Cu--Ag 合金热压缩流变应力行为．稀有金属，2013，37( 5) : 695) ［13］ Lee B H，Ｒeddy N S，Yeom J T，et al． Flow softening behavior during high temperature deformation of AZ31Mg alloy． J Mater Process Techol，2007，187-188: 766 ［14］ Li D F，Wu Z G，Guo S L，et al． Study on the processing map of GH625 Ni-based alloy deformed at high temperature．Ｒare Met Mater Eng，2012，41( 6) : 1026 ( 李德富，吾志岗，郭胜利，等． GH625 镍基合金高温塑性变形加工图研究．稀有金属材料与工程，2012，41 ( 6 ) : 1026) ［15］ Li J Q，Liu J，Cui Z S． Characterization of hot deformation behavior of extruded ZK60 magnesium alloy using 3D processing maps． Mater Des，2014，56: 889 ［16］ Zhang H B，Zhang K F，Lu Z，et al． Hot deformation behavior and processing map of a γ'-hardened nickel-based superalloy． Mater Sci Eng A，2014，604: 1 ［17］ Zhao H Z，Xiao L，Ge P，et al． Hot deformation behavior and processing maps of Ti--1300 alloy． Mater Sci Eng A，2014，604: 111 ［18］ Peng X N，Guo H Z，Shi Z F，et al． Study on the hot deformation behavior of TC4--DT alloy with equiaxed α + β starting structure based on processing map． Mater Sci Eng A，2014，605: 80 · 784 ·