应变速率对GH625合金热变形过程组织演变的影响

DOL:10.13374/.issn1001-053x.2011.05.011 第33卷第5期 北京科技大学学报 Vol.33 No.5 2011年5月 Journal of University of Science and Technology Beijing May 2011 应变速率对GH625合金热变形过程组织演变的影响 郭青苗李德富四 彭海健郭胜利吾志岗胡捷杜鹏 北京有色金属研究总院，北京100088 ☒通信作者，E-mail:lidf@grinm.com 摘要采用Gleeble-一l500热模拟试验机，对GH625合金进行了以不同变形温度、不同应变速率变形到真应变值为0.7的热 压缩试验，以研究其热变形过程的动态再结晶组织演变.利用光学显微镜(OP)和透射电镜(TEM)分析了应变速率对GH625 合金热变形过程中的组织演变及动态再结晶形核机制的影响.结果表明：应变速率=10.0s时，实际变形温度高于预设温 度，产生变形热效应.GH625合金热变形过程的组织演变是一个受应变速率和变形温度控制的过程，在应变速率：≤1.0s1 时，GH625合金动态再结晶晶粒的尺寸及体积分数随着应变速率的升高而降低，动态再结晶形核机制是由晶界弓弯的不连续 动态再结晶机制和亚晶旋转的连续动态再结晶机制组成；在应变速率：=10.0；时，由于变形热效应使动态再结晶晶粒的尺 寸及体积分数迅速升高，动态再结晶机制则是以弓弯机形核的不连续动态再结晶机制为主· 关键词镍基合金：应变速率：组织演变：变形：热效应 分类号TG146.1 Effect of strain rate on the microstructural evolution of hot deformed GH625 su- peralloy GUO Qing-miao,LI Defu,PENG Haijian,GUO Sheng-i,WU Zhi-gang,HU Jie,DU Peng General Research Institute for Non-ferrous Metals,Beijing 100088,China Corresponding author,E-mail:lidf@grinm.com ABSTRACT Hot compression tests were conducted on a Gleeble-500 simulator at a true strain of 0.7 at different temperatures and different strain rates to investigate the dynamic recrystallization behavior of GH625 superalloy.Optical microscopy (OP)and transmis- sion electron microscopy (TEM)were employed to analyze the effect of strain rate on the microstructural evolution and nucleation mechanisms of dynamic recrystallization (DRX).The results show that the actual deformation temperature of the sample deformed at a strain rate of 10.0s is higher than the preset temperature,resulting in a deformation thermal effect.It is also found that the DRX of GH625 superalloy is controlled by both strain rate and deformation temperature.When the strain rate1.0s,the size and volume fraction of DRX grains decrease with increasing strain rate.The nucleation mechanism of DRX is composed of discontinuous dynamic recrystallization (DDRX)characterized by the bulging of original grain boundaries and continuous dynamic recrystallization (CDRX) characterized by progressive subgrain rotation.However the size and volume fraction of DRX grains increase at a strain rate of 10.0s due to the deformation thermal effect.The nucleation mechanism of DRX for GH625 superalloy deformed at a strain rate of 10.0s is operating by DDRX with the bulging of original grain boundaries. KEY WORDS nickel alloys:strain rate:microstructural evolution:deformation:thermal effects GH625合金是以铬、钼、铌和碳为主要强化元 材料- 素的固溶强化型镍基高温合金，具有优良的耐腐蚀、 材料的高温变形行为是变形过程中组织演化及 抗氧化性能及良好的力学性能，主要应用于燃气涡 其微观机制的宏观表现，因此通过控制组织来获得 轮发动机、核动力设备和宇航发动机等领域，是航 具有优良性能的变形材料具有重要的现实意义0. 空、航天、核能、石油及化工等工业关键零件的制造 高温合金的组织演变是和变形过程的动态再结晶行 收稿日期：2010-06-22 基金项目：国家自然科学基金和宝山钢铁股份有限公司联合资助(No.50834008)

第 33 卷 第 5 期 2011 年 5 月 北京科技大学学报 Journal of University of Science and Technology Beijing Vol． 33 No． 5 May 2011 应变速率对 GH625 合金热变形过程组织演变的影响 郭青苗 李德富 彭海健 郭胜利 吾志岗 胡 捷 杜 鹏 北京有色金属研究总院，北京 100088 通信作者，E-mail: lidf@ grinm． com 摘 要 采用 Gleeble--1500 热模拟试验机，对 GH625 合金进行了以不同变形温度、不同应变速率变形到真应变值为 0. 7 的热 压缩试验，以研究其热变形过程的动态再结晶组织演变． 利用光学显微镜( OP) 和透射电镜( TEM) 分析了应变速率对 GH625 合金热变形过程中的组织演变及动态再结晶形核机制的影响． 结果表明: 应变速率 ε · = 10. 0 s － 1 时，实际变形温度高于预设温 度，产生变形热效应． GH625 合金热变形过程的组织演变是一个受应变速率和变形温度控制的过程，在应变速率 ε ·≤1. 0 s － 1 时，GH625 合金动态再结晶晶粒的尺寸及体积分数随着应变速率的升高而降低，动态再结晶形核机制是由晶界弓弯的不连续 动态再结晶机制和亚晶旋转的连续动态再结晶机制组成; 在应变速率 ε · = 10. 0 s － 1 时，由于变形热效应使动态再结晶晶粒的尺 寸及体积分数迅速升高，动态再结晶机制则是以弓弯机形核的不连续动态再结晶机制为主． 关键词 镍基合金; 应变速率; 组织演变; 变形; 热效应 分类号 TG146. 1 Effect of strain rate on the microstructural evolution of hot deformed GH625 su￾peralloy GUO Qing-miao，LI De-fu ，PENG Hai-jian，GUO Sheng-li，WU Zhi-gang，HU Jie，DU Peng General Research Institute for Non-ferrous Metals，Beijing 100088，China Corresponding author，E-mail: lidf@ grinm． com ABSTRACT Hot compression tests were conducted on a Gleeble-1500 simulator at a true strain of 0. 7 at different temperatures and different strain rates to investigate the dynamic recrystallization behavior of GH625 superalloy． Optical microscopy ( OP) and transmis￾sion electron microscopy ( TEM) were employed to analyze the effect of strain rate on the microstructural evolution and nucleation mechanisms of dynamic recrystallization ( DRX) ． The results show that the actual deformation temperature of the sample deformed at a strain rate of 10. 0 s － 1 is higher than the preset temperature，resulting in a deformation thermal effect． It is also found that the DRX of GH625 superalloy is controlled by both strain rate and deformation temperature． When the strain rate ε ·≤1. 0 s － 1 ，the size and volume fraction of DRX grains decrease with increasing strain rate． The nucleation mechanism of DRX is composed of discontinuous dynamic recrystallization ( DDRX) characterized by the bulging of original grain boundaries and continuous dynamic recrystallization ( CDRX) characterized by progressive subgrain rotation． However the size and volume fraction of DRX grains increase at a strain rate of 10. 0 s － 1 due to the deformation thermal effect． The nucleation mechanism of DRX for GH625 superalloy deformed at a strain rate of 10. 0 s － 1 is operating by DDRX with the bulging of original grain boundaries． KEY WORDS nickel alloys; strain rate; microstructural evolution; deformation; thermal effects 收稿日期: 2010--06--22 基金项目: 国家自然科学基金和宝山钢铁股份有限公司联合资助( No． 50834008) GH625 合金是以铬、钼、铌和碳为主要强化元 素的固溶强化型镍基高温合金，具有优良的耐腐蚀、 抗氧化性能及良好的力学性能，主要应用于燃气涡 轮发动机、核动力设备和宇航发动机等领域，是航 空、航天、核能、石油及化工等工业关键零件的制造 材料［1--3］． 材料的高温变形行为是变形过程中组织演化及 其微观机制的宏观表现，因此通过控制组织来获得 具有优良性能的变形材料具有重要的现实意义［4］． 高温合金的组织演变是和变形过程的动态再结晶行 DOI:10.13374/j.issn1001-053x.2011.05.011

·588· 北京科技大学学报 第33卷 为密切相关的.目前，对GH625镍基合金研究的报 进行高温压缩试验，研究了应变速率对GH625合金 道主要集中于材料的制备、热处理后的组织和性能 高温变形过程动态再结晶组织演变的影响规律. 方面B-,而高温变形过程中的变形条件对GH625 1试验材料与方法 合金的热变形行为、组织演变及动态再结晶机制的 影响的研究报道较少.因此，研究变性条件对 1.1试验材料 GH625合金高温变形过程中组织演变的影响有助 试验材料采用抚顺特殊钢股份有限公司生产的 于系统深入认识该合金的高温变形行为及特征.本 b200mm的GH625合金锻态棒材，其化学成分如表 文采用Gleeble--1500热模拟试验机，对GH625合金 1所示. 表1GH625合金的化学成分（质量分数） Table 1 Chemical composition of GH625 superalloy % Cr Mo Nb Fe Mg Mn Si Ti Ni 0.053 21.32 8.58 3.73 0.11 0.01 0.18 0.04 0.09 0.16 余量 材料经1200℃、保温30min固溶处理后，车削 10%HCI0,+90%乙醇溶液（体积比）中进行电解 加工成Φ8mm×l2mm的圆柱形试样，其显微组织 双喷减薄后，采用TEM一2000EX透射电镜进行观 为均匀的等轴晶粒，如图1所示 察，电压为160kV. 2结果与分析 2.1热变形过程的温升计算 图2所示为试样在温度为1000℃和1150℃ 时，以不同应变速率变形到真应变值为0.7的过程 中实测的温度一真应变曲线.从图中可以看出：当 E≤0.1s时，由于试样表面的热交换在低应变速 率条件下起主要作用，导致试样表面温度略低于预 50m 设温度5%左右，这在试验允许的误差范围之内：当 图1GH625合金固溶处理后的金相照片 =1.0s时，温度变化呈抛物线型，此时最大温升 Fig.I Optical micrograph of the solid solution treated GH625 super- 分别为20℃和10℃左右，相对变形温度可忽略不 alloy 计；而在=10.0s时，试样温度随真应变的增加 急剧升高，在变形结束时温升高达40℃和14℃以 1.2试验方法 上.这可能是由于在高应变速率条件下，变形过程 采用Gleeble--l500热模拟试验机进行等温恒 中产生的变形热来不及向外界扩散而积蓄于物体内 应变速率压缩试验，试验温度为1000~1200℃，应 部，导致实际变形温度高于预设温度图.随着预设 变速率为0.01、0.1、1.0和10.0s1,真应变为0.7. 温度的升高，实测温度的升高值逐渐降低，如图3 试样加热方式为高频感应加热，为了保证温度均匀 所示 性，试样以10℃·s的速度加热到预设温度保温 2.2GH625合金的热变形行为 3min后进行压缩试验.压缩过程中，由焊接在试样 图4是GH625合金在1000℃和1150℃时，以 侧面中部的热电偶实时测量温度，并通过闭环温控 不同应变速率变形到真应变为0.7的过程中实测的 系统实现等温变形.压缩完成后立即水冷到室温， 真应力一真应变曲线.从图中可以看出，真应力一真 以固定变形态组织.试验过程中，试验机自动采集 应变曲线的特征是直接与应变速率相关的.当8≤ 和计算载荷、行程、应力和应变等数据 1.0s时，流变应力逐渐增加到峰值之后，由于软化 采用线切割将变形试样沿轴向中心剖开，试样 的作用而逐渐达到一个稳定值.峰值应力随着应变 经研磨、抛光后利用10mLH2S0,+100 mL HCI+ 速率的增加升高，与峰值应力相对应的峰值应变也 10g无水CuSO,粉末配制成的混合溶液进行腐蚀，在 随着应变速率的升高而升高，而峰值应变之后的软 Axiovert2O0MAT光学金相显微镜上观察合金的金 化作用则逐渐降低；当=10.0s时，由于应变速 相组织.将试样加工成直径为3mm的小薄片在 率较快，导致的变形热效应促进动态再结晶的进行

北 京 科 技 大 学 学 报 第 33 卷 为密切相关的． 目前，对 GH625 镍基合金研究的报 道主要集中于材料的制备、热处理后的组织和性能 方面［5--7］，而高温变形过程中的变形条件对 GH625 合金的热变形行为、组织演变及动态再结晶机制的 影响 的 研 究 报 道 较 少． 因 此，研究变性条件对 GH625 合金高温变形过程中组织演变的影响有助 于系统深入认识该合金的高温变形行为及特征． 本 文采用 Gleeble--1500 热模拟试验机，对 GH625 合金 进行高温压缩试验，研究了应变速率对 GH625 合金 高温变形过程动态再结晶组织演变的影响规律． 1 试验材料与方法 1. 1 试验材料 试验材料采用抚顺特殊钢股份有限公司生产的 200 mm 的 GH625 合金锻态棒材，其化学成分如表 1 所示． 表 1 GH625 合金的化学成分( 质量分数) Table 1 Chemical composition of GH625 superalloy % C Cr Mo Nb Fe Mg Al Mn Si Ti Ni 0. 053 21. 32 8. 58 3. 73 0. 11 0. 01 0. 18 0. 04 0. 09 0. 16 余量 材料经 1 200 ℃、保温 30 min 固溶处理后，车削 加工成 8 mm × 12 mm 的圆柱形试样，其显微组织 为均匀的等轴晶粒，如图 1 所示． 图 1 GH625 合金固溶处理后的金相照片 Fig． 1 Optical micrograph of the solid solution treated GH625 super￾alloy 1. 2 试验方法 采用 Gleeble--1500 热模拟试验机进行等温恒 应变速率压缩试验，试验温度为 1 000 ～ 1 200 ℃，应 变速率为 0. 01、0. 1、1. 0 和 10. 0 s － 1 ，真应变为 0. 7． 试样加热方式为高频感应加热，为了保证温度均匀 性，试样以 10 ℃·s － 1 的速度加热到预设温度保温 3 min后进行压缩试验． 压缩过程中，由焊接在试样 侧面中部的热电偶实时测量温度，并通过闭环温控 系统实现等温变形． 压缩完成后立即水冷到室温， 以固定变形态组织． 试验过程中，试验机自动采集 和计算载荷、行程、应力和应变等数据． 采用线切割将变形试样沿轴向中心剖开，试样 经研磨、抛光后利用 10 mL H2 SO4 + 100 mL HCl + 10 g无水 CuSO4粉末配制成的混合溶液进行腐蚀，在 Axiovert 200MAT 光学金相显微镜上观察合金的金 相组织． 将试样加工成直径为 3 mm 的小薄片在 10% HClO4 + 90% 乙醇溶液( 体积比) 中进行电解 双喷减薄后，采用 TEM--2000EX 透射电镜进行观 察，电压为 160 kV． 2 结果与分析 2. 1 热变形过程的温升计算 图 2 所示为试样在温度为 1 000 ℃ 和 1 150 ℃ 时，以不同应变速率变形到真应变值为 0. 7 的过程 中实测的温度--真应变曲线． 从图中可以看出: 当 ε ·≤0. 1 s － 1 时，由于试样表面的热交换在低应变速 率条件下起主要作用，导致试样表面温度略低于预 设温度 5% 左右，这在试验允许的误差范围之内; 当 ε · = 1. 0 s － 1 时，温度变化呈抛物线型，此时最大温升 分别为 20 ℃ 和 10 ℃ 左右，相对变形温度可忽略不 计; 而在 ε · = 10. 0 s － 1 时，试样温度随真应变的增加 急剧升高，在变形结束时温升高达 40 ℃ 和 14 ℃ 以 上． 这可能是由于在高应变速率条件下，变形过程 中产生的变形热来不及向外界扩散而积蓄于物体内 部，导致实际变形温度高于预设温度［8］． 随着预设 温度的升高，实测温度的升高值逐渐降低，如图 3 所示． 2. 2 GH625 合金的热变形行为 图 4 是 GH625 合金在 1 000 ℃和 1 150 ℃ 时，以 不同应变速率变形到真应变为 0. 7 的过程中实测的 真应力--真应变曲线． 从图中可以看出，真应力--真 应变曲线的特征是直接与应变速率相关的． 当 ε ·≤ 1. 0 s － 1 时，流变应力逐渐增加到峰值之后，由于软化 的作用而逐渐达到一个稳定值． 峰值应力随着应变 速率的增加升高，与峰值应力相对应的峰值应变也 随着应变速率的升高而升高，而峰值应变之后的软 化作用则逐渐降低; 当 ε · = 10. 0 s － 1 时，由于应变速 率较快，导致的变形热效应促进动态再结晶的进行， ·588·

第5期 郭青苗等：应变速率对GH625合金热变形过程组织演变的影响 ·589· 1050 (a) 1165 10.0s1 1040 10.0s-l 1160 1030 1020 之1155 1.0s 1.0s-l 1150 nd,LA从J 1000 0.01 0.01 01g 1145 990 0.1s 980 0.2 0.4 0.6 0.8 1140 D.2 04 0.6 0.8 真应变 真应变 图2试验测得的GH625合金在不同预设温度时，以不同应变速率变形到真应变值为0.7的过程中的瞬时温度.(a)1000℃：(b)1150℃ Fig.2 Measured instantaneous temperature of GH625 superalloy deformed to a true strain of 0.7 at different temperatures and different strain rates: (a)1000℃：(b)1150℃ 从而使软化作用在峰值应变之后一直起作用，导致 5 % 应力未达到稳定值.这些流变曲线的特征是热变形 35 过程有动态再结晶行为发生的典型特征®， 30 2.3应变速率对组织演变的影响 25 动态再结晶是一个受应变速率控制的过程，应 变速率不仅会影响再结晶晶粒的形核，而且对晶粒 15以 的长大过程以及晶粒尺寸都有很大的影响☒.图5 为GH625合金在温度为1000℃时，以不同应变速 率变形到真应变值为0.7时的金相组织.从图中可 10001050110011501200 以看出，动态再结晶晶粒的体积分数随着应变速率 实验温度℃ 图3试验测得的GH625合金在应变速率为10.0s1、变形到真 的升高先降低后升高.在≤1.0s1时，随着应变速 应变值为0.7时各个预设温度的瞬时温度 率降低，GH625合金的动态再结晶体积分数逐渐升 Fig.3 Measured instantaneous temperatures of GH625 superalloy de- 高，如图5(a)~(c)所示.这是由于合金动态再结 formed to a true strain of 0.7 at different temperatures at a strain rate 晶的驱动力一般是由金属的形变储存能提供，当应 of10.0s-1 350 a 600 300 500 10.0g 250 10.01 400 1.0s 200 1.01 300 0.1s9 150 200 0.01s 100 -0.1. 0.01s 100 0%0i0200400.60708 0.10.2030.40.50.60.70.8 真应变 真应变 图4GH625合金在不同变形温度时，以不同应变速率变形到真应变值为0.7的过程中的真应力-真应变曲线.(a)1000℃：(b)1150℃ Fig.4 True stressstrain curves for CH625 superalloy deformed to a true stain of 0.7 at different temperatures and different strain rates (a)1000 ℃：(b)1150℃ 变速率较低时，金属原子可充分扩散，有利于动态再 积分数比=0.01s-1时的要高，如图5(a)和(d)所 结晶的形核.当￡=10.0s1时，动态再结晶体 示.这是由于虽然应变速率提高，使合金来不及发

第 5 期 郭青苗等: 应变速率对 GH625 合金热变形过程组织演变的影响 图 2 试验测得的 GH625 合金在不同预设温度时，以不同应变速率变形到真应变值为0. 7 的过程中的瞬时温度． ( a) 1000 ℃ ; ( b) 1150 ℃ Fig． 2 Measured instantaneous temperature of GH625 superalloy deformed to a true strain of 0. 7 at different temperatures and different strain rates: ( a) 1 000 ℃ ; ( b) 1 150 ℃ 图 3 试验测得的 GH625 合金在应变速率为 10. 0 s － 1、变形到真 应变值为 0. 7 时各个预设温度的瞬时温度 Fig． 3 Measured instantaneous temperatures of GH625 superalloy de￾formed to a true strain of 0. 7 at different temperatures at a strain rate of 10. 0 s － 1 从而使软化作用在峰值应变之后一直起作用，导致 应力未达到稳定值． 这些流变曲线的特征是热变形 过程有动态再结晶行为发生的典型特征［9--11］． 2. 3 应变速率对组织演变的影响 动态再结晶是一个受应变速率控制的过程，应 变速率不仅会影响再结晶晶粒的形核，而且对晶粒 的长大过程以及晶粒尺寸都有很大的影响［12］． 图 5 为 GH625 合金在温度为 1 000 ℃ 时，以不同应变速 率变形到真应变值为 0. 7 时的金相组织． 从图中可 以看出，动态再结晶晶粒的体积分数随着应变速率 的升高先降低后升高． 在 ε ·≤1. 0 s － 1 时，随着应变速 率降低，GH625 合金的动态再结晶体积分数逐渐升 高，如图 5( a) ～ ( c) 所示． 这是由于合金动态再结 晶的驱动力一般是由金属的形变储存能提供，当应 图 4 GH625 合金在不同变形温度时，以不同应变速率变形到真应变值为 0. 7 的过程中的真应力--真应变曲线． ( a) 1 000 ℃ ; ( b) 1 150 ℃ Fig． 4 True stress-strain curves for GH625 superalloy deformed to a true stain of 0. 7 at different temperatures and different strain rates : ( a) 1 000 ℃ ; ( b) 1 150 ℃ 变速率较低时，金属原子可充分扩散，有利于动态再 结晶的形核［13--15］． 当 ε · = 10. 0 s － 1 时，动态再结晶体 积分数比 ε · = 0. 01 s － 1 时的要高，如图 5( a) 和( d) 所 示． 这是由于虽然应变速率提高，使合金来不及发 ·589·

·590· 北京科技大学学报 第33卷 生动态再结晶而释放形变储能，但变形热效应使实 晶过程的进行. 际变形温度高于预设温度（图2），促进了动态再结 100m 100Hm 2100m 图5GH625合金在温度为1000℃时，以不同应变速率变形到真应变值为0.7时的动态再结品组织.()0.01s1:(b)0.1s1:(c)1.0 s1:(d)10.0s1 Fig.5 Optical micrographs of GH625 superalloy deformed to a true strain of 0.7 at 1000C and different strain rates:(a)0.01 s (b)0.1s; (c)1.0s1:(d)10.0s1 从图中还可以看出，在应变速率8≤1.0s1条 速率为10.0s时，动态再结晶的晶粒尺寸较低应 件下，动态再结晶晶粒的尺寸随着应变速率的升高 变速率下的晶粒尺寸大，如图6(d)所示，且由于变 而降低.这是由于位错密度随着应变速率的升高而 形热效应的作用，以弓弯机制形核的不连续动态再 升高，因此更容易形成细小的动态再结晶晶粒和亚 结品机制成为主要的再结晶机制 晶.当应变速率6=10.0s1时，同样由于变形热 3结论 效应使动态再结晶的晶粒迅速长大，导致晶粒尺寸 升高. (1)当应变速率≤1.0s时，变形过程中产 2.4应变速率对动态再结晶机制的影响 生的变形热通过热交换及时扩散出去，实际温度高 图6是GH625合金在不同应变速率下的透射 于预设温度的温升现象不明显；而在=10.0s1的 电镜(TEM)照片.从图中可以看出，当应变速率≤ 高应变速率条件下，变形过程中产生的变形热来不 1.0s1时，大量的位错纠集在晶界处形成位错墙，在 及向外界扩散而积蓄于物体内部，导致实际变形温 应力的作用下，使晶界转变为褶皱状，进而使原始晶 度高于预设温度. 界以弓弯方式形成新的大角度动态再结晶晶粒，如 (2)GH625合金的动态再结晶过程受变形温 图6(a)~(c)所示.同时，在原始晶粒或者晶界附 度和应变速率的控制.在0.01~10.0s1的应变速 近也出现了亚晶，亚晶会通过旋转的方式继续吸收 率范围内动态再结晶的晶粒的体积分数及尺寸随着 位错转变为大角度晶界.因此可以认为，在低应变 应变速率的升高先降低后升高 速率条件下，GH625合金的动态再结晶机制主要是 (3)当应变速率≤1.0s时，动态再结晶机 由弓弯机制形核的不连续动态再结晶(DDRX)和以 制由以弓弯机制形核的不连续动态再结晶和以亚晶 亚晶旋转的连续动态再结晶(CDRX)组成.当应变 旋转形核的连续动态再结品组成：当应变速率B=

北 京 科 技 大 学 学 报 第 33 卷 生动态再结晶而释放形变储能，但变形热效应使实 际变形温度高于预设温度( 图 2) ，促进了动态再结 晶过程的进行． 图 5 GH625 合金在温度为 1 000 ℃时，以不同应变速率变形到真应变值为 0. 7 时的动态再结晶组织． ( a) 0. 01 s － 1 ; ( b) 0. 1 s － 1 ; ( c) 1. 0 s － 1 ; ( d) 10. 0 s － 1 Fig． 5 Optical micrographs of GH625 superalloy deformed to a true strain of 0. 7 at 1000 ℃ and different strain rates: ( a) 0. 01 s － 1 ; ( b) 0. 1 s － 1 ; ( c) 1. 0 s － 1 ; ( d) 10. 0 s － 1 从图中还可以看出，在应变速率 ε ·≤1. 0 s － 1 条 件下，动态再结晶晶粒的尺寸随着应变速率的升高 而降低． 这是由于位错密度随着应变速率的升高而 升高，因此更容易形成细小的动态再结晶晶粒和亚 晶［9］． 当应变速率 ε · = 10. 0 s － 1 时，同样由于变形热 效应使动态再结晶的晶粒迅速长大，导致晶粒尺寸 升高． 2. 4 应变速率对动态再结晶机制的影响 图 6 是 GH625 合金在不同应变速率下的透射 电镜( TEM) 照片． 从图中可以看出，当应变速率ε ·≤ 1. 0 s － 1 时，大量的位错纠集在晶界处形成位错墙，在 应力的作用下，使晶界转变为褶皱状，进而使原始晶 界以弓弯方式形成新的大角度动态再结晶晶粒，如 图 6( a) ～ ( c) 所示． 同时，在原始晶粒或者晶界附 近也出现了亚晶，亚晶会通过旋转的方式继续吸收 位错转变为大角度晶界． 因此可以认为，在低应变 速率条件下，GH625 合金的动态再结晶机制主要是 由弓弯机制形核的不连续动态再结晶( DDRX) 和以 亚晶旋转的连续动态再结晶( CDRX) 组成． 当应变 速率为 10. 0 s － 1 时，动态再结晶的晶粒尺寸较低应 变速率下的晶粒尺寸大，如图 6( d) 所示，且由于变 形热效应的作用，以弓弯机制形核的不连续动态再 结晶机制成为主要的再结晶机制． 3 结论 ( 1) 当应变速率 ε ·≤1. 0 s － 1 时，变形过程中产 生的变形热通过热交换及时扩散出去，实际温度高 于预设温度的温升现象不明显; 而在 ε · = 10. 0 s － 1 的 高应变速率条件下，变形过程中产生的变形热来不 及向外界扩散而积蓄于物体内部，导致实际变形温 度高于预设温度． ( 2) GH625 合金的动态再结晶过程受变形温 度和应变速率的控制． 在 0. 01 ～ 10. 0 s － 1 的应变速 率范围内动态再结晶的晶粒的体积分数及尺寸随着 应变速率的升高先降低后升高． ( 3) 当应变速率 ε ·≤1. 0 s － 1 时，动态再结晶机 制由以弓弯机制形核的不连续动态再结晶和以亚晶 旋转形核的连续动态再结晶组成; 当应变速率 ε · = ·590·

第5期 郭青苗等：应变速率对GH625合金热变形过程组织演变的影响 ·591· 200m 500画 d 再结品 200nm 00n四 图6GH625合金在温度为1000℃时，以不同应变速率变形到真应变值为0.7时的TEM像.(a)0.01s1:(b)0.1s1:(c)1.0s1:(d) 10.0s-1 Fig.6 TEM images of GH625 superalloy deformed to a true strain of 0.7 at 1000C and different strain rates:(a)0.01 s:(b)0.1s-;(c) 1.0s1:(d)10.0s1 10.0s1时，由于变形热效应的作用，使弓弯机制形 [4]Ning Y Q,Yao Z K,Guo HZ,et al.Effect of multiple forging on 核的不连续动态再结晶机制成为主要的再结晶 microstructure and mechanical properties of powder metallurgy FGH4096 superalloy.Chin J Mech Eng,2009,22(6):925 机制. [5] Shankar V,Bhanu S R K,Mannan S L.Microstructure and me- 参考文献 chanical properties of Inconel 625 superalloy.Nucl Mater, 2001,288:222 Guo JT.Materials Science and Engineering for Superalloys.Bei- [6]Dong JX,Zhang M C,Zeng Y P,et al.Phase transformation and jing:Science Press,2008 characteristics in freckle areas for Inconel 625 superalloy.Acta (郭建亭.高温合金材料学.北京：科学出版社，2008) Metall Sin Engl Lett,2005,18(1):47 [2] Mittra J,Dubey J S,Banerjee S.Acoustic emission technique [7] Zhao Y X.Cold deformation behaviors of GH625 alloy and their used for detecting early stages of precipitation during aging of In- effects on the mechanical properties.J Mater Eng,2000(9):36 conel 625.Scripta Mater,2003,49:1209 (赵宇新.GH625合金的冷变形及其对力学性能的影响.材料 3]Wang D L.Xun Z F,Pang J Y,et al.An investigation of the ma- 工程，2000(9)：36) chinability of K24 nickel-based super alloy.Chin J Mech Eng, 8] Yuan H,Liu W C.Effect of the 8 phase on the hot deformation 2002,38(Suppl1):190 behavior of Inconel 718.Mater Sci Eng A,2005,408:281 (王殿龙，苟志锋，庞继有，等.K24镍基高温合金切削性能 Zhang Y,Zeng X Q,Lu C,et al.Deformation behavior and dy- 试验研究.机械工程学报，2002,38（增刊1）：90) namic recrystallization of a Mg-Zn-YZr alloy.Mater Sci Eng A

第 5 期 郭青苗等: 应变速率对 GH625 合金热变形过程组织演变的影响 图 6 GH625 合金在温度为 1 000 ℃时，以不同应变速率变形到真应变值为0. 7 时的 TEM 像． ( a) 0. 01 s － 1 ; ( b) 0. 1 s － 1 ; ( c) 1. 0 s － 1 ; ( d) 10. 0 s － 1 Fig． 6 TEM images of GH625 superalloy deformed to a true strain of 0. 7 at 1 000 ℃ and different strain rates: ( a) 0. 01 s － 1 ; ( b) 0. 1 s － 1 ; ( c) 1. 0 s － 1 ; ( d) 10. 0 s － 1 10. 0 s － 1 时，由于变形热效应的作用，使弓弯机制形 核的不连续动态再结晶机制成为主要的再结晶 机制． 参 考 文 献 ［1］ Guo J T． Materials Science and Engineering for Superalloys． Bei￾jing: Science Press，2008 ( 郭建亭． 高温合金材料学． 北京: 科学出版社，2008) ［2］ Mittra J，Dubey J S，Banerjee S． Acoustic emission technique used for detecting early stages of precipitation during aging of In￾conel 625． Scripta Mater，2003，49: 1209 ［3］ Wang D L，Xun Z F，Pang J Y，et al． An investigation of the ma￾chinability of K24 nickel-based super alloy． Chin J Mech Eng， 2002，38( Suppl 1) : 190 ( 王殿龙，荀志锋，庞继有，等． K24 镍基高温合金切削性能 试验研究． 机械工程学报，2002，38( 增刊 1) : 90) ［4］ Ning Y Q，Yao Z K，Guo H Z，et al． Effect of multiple forging on microstructure and mechanical properties of powder metallurgy FGH4096 superalloy． Chin J Mech Eng，2009，22( 6) : 925 ［5］ Shankar V，Bhanu S R K，Mannan S L． Microstructure and me￾chanical properties of Inconel 625 superalloy． J Nucl Mater， 2001，288: 222 ［6］ Dong J X，Zhang M C，Zeng Y P，et al． Phase transformation and characteristics in freckle areas for Inconel 625 superalloy． Acta Metall Sin Engl Lett，2005，18( 1) : 47 ［7］ Zhao Y X． Cold deformation behaviors of GH625 alloy and their effects on the mechanical properties． J Mater Eng，2000( 9) : 36 ( 赵宇新． GH625 合金的冷变形及其对力学性能的影响． 材料 工程，2000( 9) : 36) ［8］ Yuan H，Liu W C． Effect of the δ phase on the hot deformation behavior of Inconel 718． Mater Sci Eng A，2005，408: 281 ［9］ Zhang Y，Zeng X Q，Lu C，et al． Deformation behavior and dy￾namic recrystallization of a Mg-Zn-Y-Zr alloy． Mater Sci Eng A， ·591·

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