FGH96合金双道次热变形及其热加工图

工程科学学报，第37卷，第3期：336-344,2015年3月 Chinese Journal of Engineering,Vol.37,No.3:336-344,March 2015 DOI:10.13374/j.issn2095-9389.2015.03.012:http://journals.ustb.edu.cn FGH96合金双道次热变形及其热加工图 方 彬”，纪箴”，田高峰》，贾成厂)四，胡本芙”，崔照雯” 1)北京科技大学材料科学与工程学院，北京1000832)北京航空材料研究院，北京100095 ☒通信作者，E-mail:jcc@ustb.edu.cm 摘要采用Gleeble--1500热模拟试验机对FGH96合金进行双道次真应变量为0.6+0.6和0.3+0.9的等温间断热压缩试 验，研究了变形温度为1050-1125℃、变形速率为0.001-0.1s1时合金的热变形行为和组织演变.热变形过程中合金发生 了再结晶，第一道次较小的真应变量减轻了合金的开裂.当第一道次真应变量小时，随着温度和变形速率的上升，合金道次 间再结晶软化率增加.不同应变量以及不同道次真应变量均对合金热加工图产生明显影响.在相同变形条件下，当能量耗散 率随应变量的增加而下降时，合金中组织由细晶向粗晶转变，反之则由粗晶向细晶转变：当能量耗散率不随应变量的变化而 变化时，能量耗散率低于20%的合金中出现大量的不完全再结晶组织，能量耗散率高于35%的合金中出现细小完全再结晶 组织 关键词高温合金：双道次：热变形：加工：组织演变 分类号TG146.15 Flow behavior and processing map of FGH96 superalloy during two-pass hot deformation FANG Bin,JI Zhen",TIAN Gao-feng,JIA Cheng-chang HU Ben-fu,CUl Zhao-wen 1)School of Materials Science and Engineering,University of Science and Technology Beijing,Beijing 100083,China 2)Beijing Institute of Aeronautical Materials,Beijing 100095,China Corresponding author,E-mail:jcc@ustb.edu.cn ABSTRACT Isothermal interrupted hot compression tests of FGH96 superalloy at the two-pass strains of 0.6+0.6 and 0.3 +0.9 were performed on a Gleeble-1500 thermo-mechanical simulator.The hot deformation behavior and microstructural evolution of the su- peralloy were investigated in the deformation temperature range of 1050 to 1125C and the strain rate range of .001 to.1s.It is found that recrystallization happens during the two-pass hot deformation,and less deformation in the first pass results in less cracks in samples.As the first-pass hot deformation is less,the recrystallization degree increases during the deformation gap with increasing de- formation temperature and strain rate.An obviously change is found in the processing map with different strains or different two-pass strains.Under the same deformation condition,when the energy dissipation rate changes with strain,different microstructural evolution rules happen.When the energy dissipation rate decreases with increasing strain,the recrystallization grains coarsen:otherwise,the re- crystallization grains refine.But when the energy dissipation rate does not change with strain,coarse grains appear with the energy dis- sipation rate lower than 20%or a fine grain microstructure appears with the energy dissipation rate higher than 35%. KEY WORDS superalloys:two-pass procedure:hot deformation;processing:microstructural evolution FGH96合金属于我国第二代粉末高温合金，与美 量低，合金晶粒粗大，抗拉强度较低，但具有较高的裂 国的Remé88DT合金成分相似n-,其特点是y相含 纹扩展抗力、较高的蠕变强度以及优良的损伤容限性 收稿日期：2013-10-21 基金项目：国家重点基础研究发展计划资助项目(2010CB631204)

工程科学学报，第 37 卷，第 3 期: 336--344，2015 年 3 月 Chinese Journal of Engineering，Vol． 37，No． 3: 336--344，March 2015 DOI: 10． 13374 /j． issn2095--9389． 2015． 03． 012; http: / /journals． ustb． edu． cn FGH96 合金双道次热变形及其热加工图 方 彬1) ，纪 箴1) ，田高峰2) ，贾成厂1) ，胡本芙1) ，崔照雯1) 1) 北京科技大学材料科学与工程学院，北京 100083 2) 北京航空材料研究院，北京 100095  通信作者，E-mail: jcc@ ustb． edu． cn 摘 要 采用 Gleeble--1500 热模拟试验机对 FGH96 合金进行双道次真应变量为 0. 6 + 0. 6 和 0. 3 + 0. 9 的等温间断热压缩试 验，研究了变形温度为 1050 ～ 1125 ℃、变形速率为 0. 001 ～ 0. 1 s － 1时合金的热变形行为和组织演变． 热变形过程中合金发生 了再结晶，第一道次较小的真应变量减轻了合金的开裂． 当第一道次真应变量小时，随着温度和变形速率的上升，合金道次 间再结晶软化率增加． 不同应变量以及不同道次真应变量均对合金热加工图产生明显影响． 在相同变形条件下，当能量耗散 率随应变量的增加而下降时，合金中组织由细晶向粗晶转变，反之则由粗晶向细晶转变; 当能量耗散率不随应变量的变化而 变化时，能量耗散率低于 20% 的合金中出现大量的不完全再结晶组织，能量耗散率高于 35% 的合金中出现细小完全再结晶 组织． 关键词 高温合金; 双道次; 热变形; 加工; 组织演变 分类号 TG146. 1 + 5 Flow behavior and processing map of FGH96 superalloy during two-pass hot deformation FANG Bin1) ，JI Zhen1) ，TIAN Gao-feng2) ，JIA Cheng-chang1)  ，HU Ben-fu1) ，CUI Zhao-wen1) 1) School of Materials Science and Engineering，University of Science and Technology Beijing，Beijing 100083，China 2) Beijing Institute of Aeronautical Materials，Beijing 100095，China  Corresponding author，E-mail: jcc@ ustb． edu． cn ABSTＲACT Isothermal interrupted hot compression tests of FGH96 superalloy at the two-pass strains of 0. 6 + 0. 6 and 0. 3 + 0. 9 were performed on a Gleeble--1500 thermo-mechanical simulator． The hot deformation behavior and microstructural evolution of the su￾peralloy were investigated in the deformation temperature range of 1050 to 1125 ℃ and the strain rate range of 0. 001 to 0. 1 s － 1 ． It is found that recrystallization happens during the two-pass hot deformation，and less deformation in the first pass results in less cracks in samples． As the first-pass hot deformation is less，the recrystallization degree increases during the deformation gap with increasing de￾formation temperature and strain rate． An obviously change is found in the processing map with different strains or different two-pass strains． Under the same deformation condition，when the energy dissipation rate changes with strain，different microstructural evolution rules happen． When the energy dissipation rate decreases with increasing strain，the recrystallization grains coarsen; otherwise，the re￾crystallization grains refine． But when the energy dissipation rate does not change with strain，coarse grains appear with the energy dis￾sipation rate lower than 20% or a fine grain microstructure appears with the energy dissipation rate higher than 35% ． KEY WOＲDS superalloys; two-pass procedure; hot deformation; processing; microstructural evolution 收稿日期: 2013--10--21 基金项目: 国家重点基础研究发展计划资助项目( 2010CB631204) FGH96 合金属于我国第二代粉末高温合金，与美 国的 Ｒené 88DT 合金成分相似［1 － 4］，其特点是 γ'相含 量低，合金晶粒粗大，抗拉强度较低，但具有较高的裂 纹扩展抗力、较高的蠕变强度以及优良的损伤容限性

方彬等：FGH96合金双道次热变形及其热加工图 ·337· 能5.FGH96的成形工艺主要包括热等静压、热压、 量为0.6+0.6和0.3+0.9，两道次变形速率相同，之 热模锻、等温锻和热挤压.我国主要采用热等静压加 间的停留时间为8s.变形后立即水冷，保持高温变形 等温锻造的成形工艺. 的组织形貌，热变形工艺示意图如图1所示. 目前对于FGH96合金等温锻造的研究集中在单 道次热变形行为围，然而一道次真应变量大，容易 造成合金在热变形过程中开裂.在实际涡轮盘生产 中，往往需要经过双道次或是三道次的热变形.因此 本文从实际出发，研究了双道次真应变量为0.3+0.9 和0.6+0.6、变形温度为1050-1125℃、变形速率为 0.001~0.1s的双道次热变形行为及其组织演变，探 10℃s4 讨了不同道次真应变量对合金开裂的影响和道次间的 再结晶程度，分析了随着应变量的变化以及相同总应 变量、不同道次真应变量对合金的热加工图的影响，以 期能为先进涡轮盘的锻造工艺提供技术支持 时间 图1FGH96合金双道次热变形工艺制度 1实验材料及方法 Fig.1 Two-pass hot deformation processing of FGH96 superalloy 实验用FGH96合金成分为（质量分数，%）：Cr 2结果与讨论 15.78,C013.04,M04.33,Al4.14,W2.26,Ti3.88, Nb0.82,C0.03,B0.01,Zr0.03,Ni55.86. 2.1真应力-真应变曲线 合金采用氩气雾化法制粉，粉末经真空脱气后包 图2和图3分别为FGH96高温合金在双道次真 套和封装，采用热等静压成型，制成实验用材料.在 应变量为0.6+0.6与0.3+0.9时不同变形条件下的 Gleeble--1500热模拟试验机进行等温、恒变形速率压 真应力一真应变曲线.可以看出第一道次与第二道次 缩试验，升温速率为10℃·s,到达规定温度后保温2 热变形在所有的实验条件下都发生了明显的动态再结 min后压缩.变形速率分别为0.1、0.01和0.001s1, 晶现象.这是因为FGH96合金为低层错能的Ni基合 变形温度为1050、1075、1100和1125℃，双道次真应变 金，在热变形过程中，回复能力很低，容易发生动态再 b 1050℃ 200 1050℃ 300 150 1075℃ 1075℃ 1100℃ 200 1100C 100 1125℃ 1125℃ 100 50 0 0 -0.200.20.40.60.81.01.21.4 -0.20 0.2 0.40.6 0.8 1.01.2 真应变 真应变 150(c 120 1050℃ 0 1075℃ 1100℃” 6M0 1125℃ 30 0 -0.200.20.40.60.81.01.2 直应变 图2FGH96合金在双道次真应变量为0.6+0.6时不同变形速率下的真应力-真应变曲线.(a)0.1sl;(b)0.01s1:(c)0.001s1 Fig.2 True stress-true strain curves of FCH96 alloy with the two-pass strain of0.6+0.6 at different strain rates:(a)0.1s (b)0.01s (c) 0.001s1

方 彬等: FGH96 合金双道次热变形及其热加工图 能［5 － 8］． FGH96 的成形工艺主要包括热等静压、热压、 热模锻、等温锻和热挤压． 我国主要采用热等静压加 等温锻造的成形工艺． 目前对于 FGH96 合金等温锻造的研究集中在单 道次热变形行为［9 － 13］，然而一道次真应变量大，容易 造成合金在热变形过程中开裂． 在实际涡轮盘生产 中，往往需要经过双道次或是三道次的热变形． 因此 本文从实际出发，研究了双道次真应变量为 0. 3 + 0. 9 和 0. 6 + 0. 6、变形温度为 1050 ～ 1125 ℃、变形速率为 0. 001 ～ 0. 1 s － 1的双道次热变形行为及其组织演变，探 讨了不同道次真应变量对合金开裂的影响和道次间的 再结晶程度，分析了随着应变量的变化以及相同总应 变量、不同道次真应变量对合金的热加工图的影响，以 期能为先进涡轮盘的锻造工艺提供技术支持． 图 2 FGH96 合金在双道次真应变量为 0. 6 + 0. 6 时不同变形速率下的真应力--真应变曲线 . ( a) 0. 1 s － 1 ; ( b) 0. 01 s － 1 ; ( c) 0. 001 s － 1 Fig． 2 True stress-true strain curves of FGH96 alloy with the two-pass strain of 0. 6 + 0. 6 at different strain rates: ( a) 0. 1 s － 1 ; ( b) 0. 01 s － 1 ; ( c) 0. 001 s － 1 1 实验材料及方法 实验 用 FGH96 合 金 成 分 为 ( 质 量 分 数，% ) : Cr 15. 78，Co 13. 04，Mo 4. 33，Al 4. 14，W 2. 26，Ti 3. 88， Nb 0. 82，C 0. 03，B 0. 01，Zr 0. 03，Ni 55. 86． 合金采用氩气雾化法制粉，粉末经真空脱气后包 套和封装，采用热等静压成型，制成实验用材料． 在 Gleeble--1500 热模拟试验机进行等温、恒变形速率压 缩试验，升温速率为 10 ℃·s － 1，到达规定温度后保温 2 min 后压缩． 变形速率分别为 0. 1、0. 01 和 0. 001 s － 1， 变形温度为 1050、1075、1100 和 1125 ℃，双道次真应变 量为 0. 6 + 0. 6 和 0. 3 + 0. 9，两道次变形速率相同，之 间的停留时间为 8 s． 变形后立即水冷，保持高温变形 的组织形貌，热变形工艺示意图如图 1 所示． 图 1 FGH96 合金双道次热变形工艺制度 Fig． 1 Two-pass hot deformation processing of FGH96 superalloy 2 结果与讨论 2. 1 真应力--真应变曲线 图 2 和图 3 分别为 FGH96 高温合金在双道次真 应变量为 0. 6 + 0. 6 与 0. 3 + 0. 9 时不同变形条件下的 真应力--真应变曲线． 可以看出第一道次与第二道次 热变形在所有的实验条件下都发生了明显的动态再结 晶现象． 这是因为 FGH96 合金为低层错能的 Ni 基合 金，在热变形过程中，回复能力很低，容易发生动态再 · 733 ·

·338· 工程科学学报，第37卷，第3期 250 b 400F 1050℃ 1050℃ 200 1075℃ 300 1075℃ 150 200 1100℃ 100 1100℃ 1125℃ 100 1125℃ 0 -0.200.20.40.60.81.01.21.4 -0.2 0.20.40.60.81.01.2 直应变 直应变 150(r) 120 1050℃ 90 1075 1100℃ 60 30 -0.2 00.20.40.60.81.012 真应变 图3FGH96合金在双道次真应变量为0.3+0.9时不同变形速率下的真应力-真应变曲线.(a)0.1s1:(b)0.01s1:(c)0.001s1 Fig.3 True stress-rue strain curves of FCH96 superalloy with the two-pass strain of0.3+0.9 at different strain rates:(a)0.1s;(b)0.01s-; (c)0.001s-1 结晶.双道次热变形在停留间隙过程中发生了部分再 是防止变形开裂.图4为0.6+0.6与0.3+0.9时合 结晶会使得加工硬化效应得到减轻，出现应力下降 金热变形后的宏观形貌.发现前者都出现了很大程度 现象. 的开裂，如图4(a)所示；而采用后者的双道次变形，除 对比两组不同应变量下的应力一应变曲线可以发 了在1050℃、0.1s1(图4(b)左上角第一个)时出现 现，在总应变量相同的情况下，第一道次真应变量越 了轻微的裂纹，其他都比较完整，未出现开裂，如图4 小，则应力一应变曲线较快地落入稳态流变，而道次间 ()所示.从实际生产的角度来看，合金进行热变形 的应力下降幅度也越大，特别是在低温高速下 时，第一道次的真应变量不宜过大 2.2宏观形貌 2.3道次间再结晶 FGH96合金由于添加的合金元素含量非常多，造 根据下式计算不同真应变量的合金在不同变形条 成热加工困难，在变形过程中容易产生开裂.这主要 件下变形间隙内再结晶软化率X,结果如图5所示. 是试样在压缩过程中侧面的中间位置受到较大的拉应 X=-0巴 4 (1) 力，并且合金的边缘属于小变形区，使得再结晶细化晶 粒的作用难以发生，边缘粗大的晶粒以及受到较高的 式中，σ“为第二道次压缩发生屈服时所对应的由第一 拉应力致使表面开裂.采用双道次变形的主要目的就 道次真应变量e<e.(e.为再结晶临界应变量)阶段按 (a) 1m23456 图4不同变形条件下变形试样的宏观形貌.(a)0.6+0.6:(b)0.3+0.9 Fig.4 Macroscopic morphology of different deformation conditions:(a)0.6 +0.6:(b)0.3 +0.9

工程科学学报，第 37 卷，第 3 期 图 3 FGH96 合金在双道次真应变量为 0. 3 + 0. 9 时不同变形速率下的真应力--真应变曲线 . ( a) 0. 1 s － 1 ; ( b) 0. 01 s － 1 ; ( c) 0. 001 s － 1 Fig． 3 True stress-true strain curves of FGH96 superalloy with the two-pass strain of 0. 3 + 0. 9 at different strain rates: ( a) 0. 1 s － 1 ; ( b) 0. 01 s － 1 ; ( c) 0. 001 s － 1 结晶． 双道次热变形在停留间隙过程中发生了部分再 结晶会使得加工硬化效应得到减轻，出现应力下降 现象． 对比两组不同应变量下的应力--应变曲线可以发 现，在总应变量相同的情况下，第一道次真应变量越 小，则应力--应变曲线较快地落入稳态流变，而道次间 的应力下降幅度也越大，特别是在低温高速下． 图 4 不同变形条件下变形试样的宏观形貌． ( a) 0. 6 + 0. 6; ( b) 0. 3 + 0. 9 Fig． 4 Macroscopic morphology of different deformation conditions: ( a) 0. 6 + 0. 6; ( b) 0. 3 + 0. 9 2. 2 宏观形貌 FGH96 合金由于添加的合金元素含量非常多，造 成热加工困难，在变形过程中容易产生开裂． 这主要 是试样在压缩过程中侧面的中间位置受到较大的拉应 力，并且合金的边缘属于小变形区，使得再结晶细化晶 粒的作用难以发生，边缘粗大的晶粒以及受到较高的 拉应力致使表面开裂． 采用双道次变形的主要目的就 是防止变形开裂． 图 4 为 0. 6 + 0. 6 与 0. 3 + 0. 9 时合 金热变形后的宏观形貌． 发现前者都出现了很大程度 的开裂，如图 4( a) 所示; 而采用后者的双道次变形，除 了在 1050 ℃、0. 1 s － 1 ( 图 4( b) 左上角第一个) 时出现 了轻微的裂纹，其他都比较完整，未出现开裂，如图 4 ( b) 所示． 从实际生产的角度来看，合金进行热变形 时，第一道次的真应变量不宜过大． 2. 3 道次间再结晶 根据下式计算不同真应变量的合金在不同变形条 件下变形间隙内再结晶软化率 X1，结果如图 5 所示． X1 = σde 1 － σp( 0. 02) σde s － σdx s ． ( 1) 式中，σde 1 为第二道次压缩发生屈服时所对应的由第一 道次真应变量 ε ＜ εc ( εc为再结晶临界应变量) 阶段按 · 833 ·

方彬等：FGH96合金双道次热变形及其热加工图 ·339· 动态回复曲线数学模型延伸所确立的瞬时动态回复流 个方面的重点考虑热加工图的变化 变应力，0am为第二道次压缩发生屈服所对应的应 热加工图的建立是基于动态材料模型，该模型视 力值，σ“由￡<e阶段按动态回复曲线数学模型延伸 热加工材料为非线性能量耗散体，变形时能量通过两 得到稳态回复应力，σ为稳态动态再结晶流变应力 个互补的过程予以消耗：热量和组织演变所消耗的能 80A 量.将能量耗散的特征和微观组织通过能量耗散效率 表征.失稳判据是根据Prasad等提出的最大熵产生原 70 03+0.9).0.1s 0.3+0.9.0.01s。 理来建立的，即 0 50 专(e)-0n(mm+D]+m<0. (2) 0.6+0.6.0.18 a(In a) 40 式中，（ε）为失稳参数，m为变形速率敏感指数.温 0.6+0.6.0.001\ 03 度与变量（ε）构成失稳图，重叠在功率耗散图上就 20 能确定失稳区 0 图6为不同变形条件的热加工图，图中等值线上 (0.6+0.6.0.001s 0 的数值代表变形过程中的能量耗散率，阴影部分表示 1040105010601070108010901100111011201130 变形失稳区.对比双道次真应变量为0.6+0.6在不 温度℃ 同应变量下的热加工图（图6(a)~(e))发现，应变量 图5合金在热变形间隙内发生的再结品软化率 对热加工图的影响明显，随着应变量的增加，变形失稳 Fig.5 Recrystallization degree of the superalloy during the deforma- 区先减小后增加，当应变量达到0.6时变形失稳区已 tion gap 经消失，但当应变量达到0.8时又重新出现了变形失 从图5中可以看到，0.3+0.9双道次真应变量的 稳区.可见，在制定热加工参数时，应变量在达到0.6 再结晶软化率在变形速率为0.1和0.01s时均要高 之前应避免在1080~1125℃、变形速率0.1s时进行 于0.6+0.6双道次真应变量的软化率.在变形速率 热加工，但应变量在达到0.6时可以考虑在此变形条 为0.1和0.01s时，0.3+0.9双道次真应变量的道 件下进行热加工，应变量的上限值在设计时若整个过 次间软化率随变形温度的上升而上升，而0.6+0.6双 程的变形速率不变则可以考虑不超过0.8，若实际需 道次真应变量的道次间软化率随温度上升改变并不是 求的应变量超过0.8，是否可以考虑一二道次变形选 很大.在变形速率为0.001s时二者均出现高温下软 择不同的变形速率，以期得到无缺陷的组织.图7为 化率为0. 合金在1125℃，0.1s的变形条件下应变量较小的组 以上变化与合金在热加工过程中所处的状态有 织中所观察到了裂纹 关.相比0.6+0.6双道次真应变量，双道次真应变量 此外，能量耗散的峰值也随应变量在逐渐发生变 为0.3+0.9时合金热变形过程中第一道次结束时已 化.在应变量较低时，主要出现了三个耗散能量高的 发生再结晶程度低，此时在合金内部存储能较高，亚静 区域：变形速率为0.1s,变形温度为1050℃：变形速 态再结晶的驱动力高，造成了在0.3+0.9双道次真应 率为0.01~0.1s,变形温度1080~1110℃：变形速 变量的间隙软化率较高.随着变形温度的升高，原始 率为0.001s,变形温度为1110℃.一个耗散能低的 组织中再结晶晶粒长大，造成临界再结晶所需应变量 区域：变形速率0.001~0.01s,变形温度为1050~ 增加，合金内部再结晶程度在第一道次热变形结束后 1070℃.但是，随着应变量的增加，能量耗散峰值出现 降低，造成在变形间隙内，合金发生了大量的再结晶 了明显的移动.在0.1~0.001s、1110℃的峰值向左 而0.6+0.6双道次真应变量在第一道次结束后合金 发生移动，而且在0.001s、1125℃出现一个新的能 中已经发生了大量的再结晶，临界再结晶应变量的改 量耗散低谷，且随着应变量的增加此低谷向左发生移 变对其影响不大.因此0.6+0.6双道次真应变量的 动.对比应变量为0.6（图6(c),以第一道次结束时 道次间软化率随温度上升改变并不是很大.在0.001 的应力为准)与应变量为0.8（图6(d))的热加工图， s变形时，由于合金在高温下一道次变形中就已经落 可以发现热变形中间阶段的停留对FGH96合金热加 入稳态流变过程中，后一道次变形接着前一道次的稳 工过程中峰值的变化产生一定程度的影响. 态流变，因此出现了软化率为0. 能量耗散率表示材料在热加工过程中，显微组织 2.4合金热加工图的建立与分析 演变所引起的熵增量的相对变化率.能量耗散率高表 以往的热加工图一般只考虑变形温度与变形速率 明材料在此区域内有较好的可加工性.从整个热加工 的影响，并未考虑到随着应变量的变化以及不同道次 图随应变量的变化的角度来看（在应变量低于0.8 真应变量对合金热加工图的影响.因此本文将从这两 时)，在0.01~0.001s、1050~1070℃为其能量耗散

方 彬等: FGH96 合金双道次热变形及其热加工图 动态回复曲线数学模型延伸所确立的瞬时动态回复流 变应力，σp( 0. 02) 为第二道次压缩发生屈服所对应的应 力值，σde s 由 ε ＜ εc阶段按动态回复曲线数学模型延伸 得到稳态回复应力，σdx s 为稳态动态再结晶流变应力． 图 5 合金在热变形间隙内发生的再结晶软化率 Fig． 5 Ｒecrystallization degree of the superalloy during the deforma￾tion gap 从图 5 中可以看到，0. 3 + 0. 9 双道次真应变量的 再结晶软化率在变形速率为 0. 1 和 0. 01 s － 1时均要高 于 0. 6 + 0. 6 双道次真应变量的软化率． 在变形速率 为 0. 1 和 0. 01 s － 1时，0. 3 + 0. 9 双道次真应变量的道 次间软化率随变形温度的上升而上升，而 0. 6 + 0. 6 双 道次真应变量的道次间软化率随温度上升改变并不是 很大． 在变形速率为 0. 001 s － 1时二者均出现高温下软 化率为 0． 以上变化与合金在热加工过程中所处的状态有 关． 相比 0. 6 + 0. 6 双道次真应变量，双道次真应变量 为 0. 3 + 0. 9 时合金热变形过程中第一道次结束时已 发生再结晶程度低，此时在合金内部存储能较高，亚静 态再结晶的驱动力高，造成了在 0. 3 + 0. 9 双道次真应 变量的间隙软化率较高． 随着变形温度的升高，原始 组织中再结晶晶粒长大，造成临界再结晶所需应变量 增加，合金内部再结晶程度在第一道次热变形结束后 降低，造成在变形间隙内，合金发生了大量的再结晶． 而 0. 6 + 0. 6 双道次真应变量在第一道次结束后合金 中已经发生了大量的再结晶，临界再结晶应变量的改 变对其影响不大． 因此 0. 6 + 0. 6 双道次真应变量的 道次间软化率随温度上升改变并不是很大． 在 0. 001 s － 1变形时，由于合金在高温下一道次变形中就已经落 入稳态流变过程中，后一道次变形接着前一道次的稳 态流变，因此出现了软化率为 0． 2. 4 合金热加工图的建立与分析 以往的热加工图一般只考虑变形温度与变形速率 的影响，并未考虑到随着应变量的变化以及不同道次 真应变量对合金热加工图的影响． 因此本文将从这两 个方面的重点考虑热加工图的变化． 热加工图的建立是基于动态材料模型，该模型视 热加工材料为非线性能量耗散体，变形时能量通过两 个互补的过程予以消耗: 热量和组织演变所消耗的能 量． 将能量耗散的特征和微观组织通过能量耗散效率 表征． 失稳判据是根据 Prasad 等提出的最大熵产生原 理来建立的，即 ξ( ε') = ［ln ( m /( m + 1) ］ ( ln ε') + m ＜ 0． ( 2) 式中，ξ( ε') 为失稳参数，m 为变形速率敏感指数． 温 度与变量 ξ( ε') 构成失稳图，重叠在功率耗散图上就 能确定失稳区． 图 6 为不同变形条件的热加工图，图中等值线上 的数值代表变形过程中的能量耗散率，阴影部分表示 变形失稳区． 对比双道次真应变量为 0. 6 + 0. 6 在不 同应变量下的热加工图( 图 6( a) ～ ( e) ) 发现，应变量 对热加工图的影响明显，随着应变量的增加，变形失稳 区先减小后增加，当应变量达到 0. 6 时变形失稳区已 经消失，但当应变量达到 0. 8 时又重新出现了变形失 稳区． 可见，在制定热加工参数时，应变量在达到 0. 6 之前应避免在 1080 ～ 1125 ℃、变形速率 0. 1 s － 1时进行 热加工，但应变量在达到 0. 6 时可以考虑在此变形条 件下进行热加工，应变量的上限值在设计时若整个过 程的变形速率不变则可以考虑不超过 0. 8，若实际需 求的应变量超过 0. 8，是否可以考虑一二道次变形选 择不同的变形速率，以期得到无缺陷的组织． 图 7 为 合金在 1125 ℃，0. 1 s － 1的变形条件下应变量较小的组 织中所观察到了裂纹． 此外，能量耗散的峰值也随应变量在逐渐发生变 化． 在应变量较低时，主要出现了三个耗散能量高的 区域: 变形速率为 0. 1 s － 1，变形温度为 1050 ℃ ; 变形速 率为 0. 01 ～ 0. 1 s － 1，变形温度 1080 ～ 1110 ℃ ; 变形速 率为 0. 001 s － 1，变形温度为 1110 ℃ ． 一个耗散能低的 区域: 变形速率 0. 001 ～ 0. 01 s － 1，变形温度为 1050 ～ 1070 ℃ ． 但是，随着应变量的增加，能量耗散峰值出现 了明显的移动． 在 0. 1 ～ 0. 001 s － 1、1110 ℃的峰值向左 发生移动，而且在 0. 001 s － 1、1125 ℃ 出现一个新的能 量耗散低谷，且随着应变量的增加此低谷向左发生移 动． 对比应变量为 0. 6 ( 图 6( c) ，以第一道次结束时 的应力为准) 与应变量为 0. 8( 图 6( d) ) 的热加工图， 可以发现热变形中间阶段的停留对 FGH96 合金热加 工过程中峰值的变化产生一定程度的影响． 能量耗散率表示材料在热加工过程中，显微组织 演变所引起的熵增量的相对变化率． 能量耗散率高表 明材料在此区域内有较好的可加工性． 从整个热加工 图随应变量 的 变 化 的 角 度 来 看( 在 应 变 量 低 于 0. 8 时) ，在 0. 01 ～ 0. 001 s － 1、1050 ～ 1070 ℃ 为其能量耗散 · 933 ·

·340· 工程科学学报，第37卷，第3期 10@ 10间 319% 27 33 -15 35% -1.5 43 43 339 -2.0 -2.0 5% 59% -2.5 9270 -2.5 199% 33 31% 12% -385010601070108010901100110120 10501060107010801090110011101120 温度℃ 温度℃ -1.0 e -10 39 33%31% 31% 43% 1.5 435 -1.5 35% -2.0 33% -2.0 39% 31% -2.5 2.5 359% 333 199% 43% 2%7 12% 7931 12% 39050106010701080109011001ii0120 10501060107010801090110011101120 温度℃ 温度℃ -1.0e27% -1.0 35 23027%3% 15 31锐 -1.5 35% 35% 27% 39% 3% 2.0 -2.0 43% 51% 9% 2.5 25 36% 19% 3.6% 12% -3.0 10501060107010801090110011101120 1060 1080 10 20 温度℃ 温度℃ 10 19呢 1.0% +2% -15 23 -15 19% 27% 27% 23哑 -2.0 27% -2 35% 31% 31% 25 39% 19% 23% 23% -3.0 12% -3.0 060 1080 1100 1120 1060 1080 1100 1120 温度心 温度℃ 图6不同变形条件下的FGH96合金热加工图.(a)0.6+0.6,E=0.1:(b)0.6+0.6,￡=0.3：()0.6+0.6,6=0.6：(d)0.6+0.6, s=0.8:(e)0.6+0.6,6=1.1:(f00.3+0.9,8=0.6:(g)0.3+0.9,E=0.8:(h)0.3+0.9,￡=1.1 Fig.6 Processing maps of FGH96 superalloy at different strains:(a)0.6+0.6,s=0.1:(b)0.6+0.6,s=0.3:(c)0.6 +0.6,s=0.6:(d) 0.6+0.6,8=0.8:(e)0.6+0.6,E=1.1:(00.3+0.9,8=0.6:(g0.3+0.9,8=0.8:(h)0.3+0.9,E=1.1 低谷，加工性较差：在0.01~0.1s、1050℃和1100~ 生较大程度的降低 1110℃一直为其能量耗散较高的区域，可知在此区间 对比在相同变形条件下，0.3+0.9与0.6+0.6的 有较好的热加工性能.但应注意在应变量较小时0.01~ 热加工图可以看到不同道次真应变量对合金的热加工 0.1s、1100~1110℃又为其变形失稳区.在此区间 图影响也十分显著 可能会出现裂纹，流变失稳组织等缺陷.在0.001s、 从失稳区来看，合金在双道次真应变量为0.3+ 1110~1120℃的变形条件下，虽然开始变形阶段的能 0.9的条件下当应变量为0.6、0.8和1.1时均出现加 量耗散率高，但是变形超过一定量后，能量耗散率会发 工失稳区，且加工失稳区的面积逐步增加.在相应变

工程科学学报，第 37 卷，第 3 期 图 6 不同变形条件下的 FGH96 合金热加工图． ( a) 0. 6 + 0. 6，ε = 0. 1; ( b) 0. 6 + 0. 6，ε = 0. 3; ( c) 0. 6 + 0. 6，ε = 0. 6; ( d) 0. 6 + 0. 6， ε = 0. 8; ( e) 0. 6 + 0. 6，ε = 1. 1; ( f) 0. 3 + 0. 9，ε = 0. 6; ( g) 0. 3 + 0. 9，ε = 0. 8; ( h) 0. 3 + 0. 9，ε = 1. 1 Fig． 6 Processing maps of FGH96 superalloy at different strains: ( a) 0. 6 + 0. 6，ε = 0. 1; ( b) 0. 6 + 0. 6，ε = 0. 3; ( c) 0. 6 + 0. 6，ε = 0. 6; ( d) 0. 6 + 0. 6，ε = 0. 8; ( e) 0. 6 + 0. 6，ε = 1. 1; ( f) 0. 3 + 0. 9，ε = 0. 6; ( g) 0. 3 + 0. 9，ε = 0. 8; ( h) 0. 3 + 0. 9，ε = 1. 1 低谷，加工性较差; 在 0. 01 ～ 0. 1 s － 1、1050 ℃ 和 1100 ～ 1110 ℃ 一直为其能量耗散较高的区域，可知在此区间 有较好的热加工性能． 但应注意在应变量较小时 0. 01 ～ 0. 1 s － 1、1100 ～ 1110 ℃ 又为其变形失稳区． 在此区间 可能会出现裂纹，流变失稳组织等缺陷． 在 0. 001 s － 1、 1110 ～ 1120 ℃的变形条件下，虽然开始变形阶段的能 量耗散率高，但是变形超过一定量后，能量耗散率会发 生较大程度的降低． 对比在相同变形条件下，0. 3 + 0. 9 与 0. 6 + 0. 6 的 热加工图可以看到不同道次真应变量对合金的热加工 图影响也十分显著． 从失稳区来看，合金在双道次真应变量为 0. 3 + 0. 9 的条件下当应变量为 0. 6、0. 8 和 1. 1 时均出现加 工失稳区，且加工失稳区的面积逐步增加． 在相应变 · 043 ·

方彬等：FGH96合金双道次热变形及其热加工图 341· 形，能量耗散值相对较高，在1080℃、0.001s时出现 能量高峰区，在1125℃、0.001s时出现能量低谷：合 金在变形条件为0.3+0.9条件下，在1050℃、0.001 s以及1110℃、0.001s时分别为能量耗散高峰区域 与能量耗散低谷区域.这可能是合金在0.3+0.9双 道次真应变量条件下变形间隙内软化率较高，较快地 达到稳定流变状态，如上所述在能量耗散值随着应变 量的增加向左发生移动，所以合金在0.3+0.9双道次 真应变量流变的峰值相对于0.6+0.6双道次真应变 25 um 量发生相左移动.在应变量为0.8与1.1时，0.6+0.6 图7合金在热变形过程中产生的裂纹 变形条件下在1050℃、0.001s时出现了一个能量低 Fig.7 Cracks in the superalloy during the hot deformation process 谷区，而在此变形条件下0.3+0.9变形条件下却为一 个能量高峰区 形条件下双道次真应变量为0.6+0.6的合金在应变 2.5基于热加工图的组织演变 量为0.8和1.1时也出现大范围的失稳区，但是面积 图8和图9为双道次真应变量为0.6+0.6，不同 要小于双道次真应变量为0.3+0.9的变形条件. 热变形条件下的第一道次结束与第二道次结束后的组 从能量耗散值来看，二者也有很大不同.在应变 织状态.合金很明显存在三种组织：不完全再结晶组 量为0.6时，合金在1100~1125℃、0.1~0.01s时变 织、细小的完全再结晶组织以及粗大的再结晶组织. 形，二者能量耗散值较为接近.而合金在0.6+0.6条 合金在1050℃、0.1s的变形速率下（即热加工 件下，变形温度1050~1075℃、变形速率0.1s时变 图上的第一个能量耗散峰值区域)，虽然落在热加工 (a (c d 50μm 50μm 50 um 50μm 50 um 50 um 50 um 50m 50 um 50m 50 um 50μm 图8第-一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)0.001s1, 1075℃：(k)0.001s1,1100℃：(1)0.001s1,1125℃ Fig.8 Microstructures of samples under the first-pass hot deformation:(a)0.1s-l,1050℃：(b)0.1s-l,1075℃：(c)0.1s-l,1100℃：(d) 0.1s1,1125℃：(e)0.01s-1,1050℃：(00.01s1,1075℃：(g)0.01s1,1100℃：(h)0.01s1,1125℃：(i)0.001s1,1050℃： (j)0.001s1,1075℃：(k)0.001s1,1100℃：(1)0.001s1,1125℃

方 彬等: FGH96 合金双道次热变形及其热加工图 图 7 合金在热变形过程中产生的裂纹 Fig． 7 Cracks in the superalloy during the hot deformation process 形条件下双道次真应变量为 0. 6 + 0. 6 的合金在应变 量为 0. 8 和 1. 1 时也出现大范围的失稳区，但是面积 要小于双道次真应变量为 0. 3 + 0. 9 的变形条件． 图 8 第一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． 8 Microstructures of samples under the first-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 ℃ 从能量耗散值来看，二者也有很大不同． 在应变 量为 0. 6 时，合金在 1100 ～ 1125 ℃、0. 1 ～ 0. 01 s － 1时变 形，二者能量耗散值较为接近． 而合金在 0. 6 + 0. 6 条 件下，变形温度 1050 ～ 1075 ℃、变形速率 0. 1 s － 1时变 形，能量耗散值相对较高，在 1080 ℃、0. 001 s － 1时出现 能量高峰区，在 1125 ℃、0. 001 s － 1时出现能量低谷; 合 金在变形条件为 0. 3 + 0. 9 条件下，在 1050 ℃、0. 001 s － 1以及 1110 ℃、0. 001 s － 1时分别为能量耗散高峰区域 与能量耗散低谷区域． 这可能是合金在 0. 3 + 0. 9 双 道次真应变量条件下变形间隙内软化率较高，较快地 达到稳定流变状态，如上所述在能量耗散值随着应变 量的增加向左发生移动，所以合金在 0. 3 + 0. 9 双道次 真应变量流变的峰值相对于 0. 6 + 0. 6 双道次真应变 量发生相左移动． 在应变量为 0. 8 与 1. 1 时，0. 6 + 0. 6 变形条件下在 1050 ℃、0. 001 s － 1时出现了一个能量低 谷区，而在此变形条件下 0. 3 + 0. 9 变形条件下却为一 个能量高峰区． 2. 5 基于热加工图的组织演变 图 8 和图 9 为双道次真应变量为 0. 6 + 0. 6，不同 热变形条件下的第一道次结束与第二道次结束后的组 织状态． 合金很明显存在三种组织: 不完全再结晶组 织、细小的完全再结晶组织以及粗大的再结晶组织． 合金在 1050 ℃、0. 1 s － 1 的变形速率下( 即热加工 图上的第一个能量耗散峰值区域) ，虽然落在热加工 · 143 ·

·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 ·

方彬等：FGH96合金双道次热变形及其热加工图 ·343· 当应变量较低时，高的能量耗散率表明此时合金内部 的区域：0.1s,1050℃：0.01~0.1s1,1080-1110 存在较快的动态再结晶的形核速率，随着应变量的增 ℃：0.001s,1110℃.一个耗散能低的区域：0.001~ 加，能量耗散率逐渐下降，由图6可见，此变形条件下 0.01s,1050~1070℃，随着应变量的增加峰值向左 能量耗散率由应变量为0.1时的超过60%下降到应 移动. 变量为0.6时能量耗散率低于20%.低的能量耗散率 (3)合金在双道次真应变量为0.6+0.6和0.3+ 使得合金再结晶困难，而晶粒的长大却不受此限制，因 0.9的变形条件下，在合金的热加工图也存在明显不 此第二道次热变形后合金内部出现粗大的晶粒组织. 同.二者在应变量为0.8和1.1时均出现大面积的失 合金在y相完全溶解温度以下，例如1050℃， 稳区，但区域面积不同.后者在1050℃，0.001s时为 对比不同变形速率下第二道次结束后的热变形组织， 能量高峰值，而前者却为能量低谷区· 可以发现合金的未再结晶组织增加，即残余枝晶增加 (4)在相同变形条件下，当能量耗散率随应变量 这与合金的能量耗散率从较高值(40%)降到较低的 的增加而下降时，合金中组织由细晶向粗晶转变，反 值(10%)有关，能量耗散率的降低使得合金的再结晶 之，由粗晶向细晶转变：当能量耗散率不随应变量的变 困难.而在y相完全溶解温度以上变形，例如1125 化而变化时，能量耗散率低于20%的合金中出现大量 ℃下，对比不同变形速率下第二道次结束后的组织，可 的未完全再结晶组织，能量耗散率高于35%的合金中 以看出合金发生了完全再结晶，并且随着变形速率的 出现细小完全再结晶组织 降低，再结晶晶粒明显增加.从图6中可以看出：在 0.1s时，合金在整个变形过程中，其能量耗散率始终 参考文献 保持一个较高值，再结晶形核能不断进行，再结晶形核 [Zou J W,Wang W X.Development and application of P/M super- 速率与晶粒长大速率达到动态平衡：而在0.001s1 alloy.J Aeronaut Mater,2006,26:244 (邹金文，汪武祥.粉末高温合金研究进展与应用.航空材料 时，合金的能量耗散率从开始的超过60%下降到低于 学报.2006,26：244) 20%,后期再结晶形核难以进行，而晶粒长大不受限 [2]Hu B F,Chen H M,Jin K S,et al.Static recrystallization mech- 制.所以出现随着变形速率降低，再结晶晶粒尺寸增 anism of FGH95 superalloy.Chin J Nonferrous Met,2004,14: 加的现象. 901 从能量耗散率的角度也可以说明，合金在落入稳 (胡本关，陈焕铭，金开生，等.FGH96高温合金的静态再结 态流变后的晶粒大小变化情况.一旦热变形进入稳态 品机制.中国有色金属学报，2004,14：901) 流变，应力值将不随应变量的增加而改变，此时能量耗 B]Zhang Y W,Shangguan Y H.Research and development in P/M superalloy.Pouder Metall Ind,2004,14:30 散率将保持不变，如果此时的能量耗散率较高，那么合 (张义文，上官永恒.粉末高温合金的研究与发展.粉末治金 金中形核和长大同时进行，二者达到一个动态平衡，晶 工业，2004,14：30) 粒将不会长大，如果能量耗散率低，形核难以进行，那 [4]Ning Y Q,Yao Z K.Recrystallization nucleation mechanism of 么晶粒将出现长大，这会破坏合流变曲线金的稳态流 FGH4096 powder metallurgy superalloy.Acta Metall Sin,2012, 变特征.从图2中可以看到在1125℃、0.001s合金 48(8):1005 (宁永权，姚泽坤.FGH4096粉末高温合金的再结品形核机 的真应力一真应变曲线在经过稳态流变后出现了上 制.金属学报，2012,48(8)：1005) 升，这正是合金的内部能量耗散率低，形核难以进行， 5] Wu K,Liu G Q,Hu B F,et al.Carbides in a new type Hf-Ta- 晶粒出现长大所引起的 containing nickel-based superalloy powder.J Unie Sci Technol Beng,2010,32(11):1464 3结论 (吴凯，刘国权，胡本芙，等.含Hf和Ta新型镍基高温合金 (1)进行双道次热变形时，合金在整个变形过程 粉末中碳化物相的研究.北京科技大学学报，2010,32(11)： 中均发生了动态再结晶，双道次真应变量为0.3+0.9 1464) 6] Fang B,Ji Z,Liu M,et al.Critical strain and models of dynamic 的合金在不开裂方面优于0.6+0.6双道次真应变量. recrystallization for FCH9 superalloy during two-pass hot deform- 在较低的第一道次真应变量条件下，当变形速率为 ation.Mater Sci Eng A,2014,593:8 0.1、0.01s-时，随着温度和变形速率的上升，合金道 ] Ma W B,Liu C Q.Hu B F,et al.Non-equilibrium carbides in 次间再结晶程度增加.在0.001s变形时，合金在 the interdendritic region of a nickel-based powder metallurgy su- 1100℃已经完全再结晶. peralloy.J Unin Sci Technol Beijing,2013,35(6):770 (马文斌，刘国权，胡本芙，等.镍基粉末高温合金枝品间亚 (2)应变量对合金的热加工图影响明显.双道次 稳碳化物.北京科技大学学报，2013,35(6)：770) 真应变量为0.6+0.6条件下合金热变形的流变失稳 [8]Chen H M,Hu B F,Zhang Y W.Recent development in nickel- 区：较小应变量下为1080~1125℃，0.01~0.1s-:在 based powder superalloy used in aircraft turbines.Mater Rer, 较高应变量下几乎都为加工失稳区.三个耗散能量高 2002,16(11):17

方 彬等: FGH96 合金双道次热变形及其热加工图 当应变量较低时，高的能量耗散率表明此时合金内部 存在较快的动态再结晶的形核速率，随着应变量的增 加，能量耗散率逐渐下降，由图 6 可见，此变形条件下 能量耗散率由应变量为 0. 1 时的超过 60% 下降到应 变量为 0. 6 时能量耗散率低于 20% ． 低的能量耗散率 使得合金再结晶困难，而晶粒的长大却不受此限制，因 此第二道次热变形后合金内部出现粗大的晶粒组织． 合金在 γ'相完全溶解温度以下［14］，例如 1050 ℃， 对比不同变形速率下第二道次结束后的热变形组织， 可以发现合金的未再结晶组织增加，即残余枝晶增加． 这与合金的能量耗散率从较高值( 40% ) 降到较低的 值( 10% ) 有关，能量耗散率的降低使得合金的再结晶 困难． 而在 γ'相完全溶解温度以上变形［14］，例如 1125 ℃下，对比不同变形速率下第二道次结束后的组织，可 以看出合金发生了完全再结晶，并且随着变形速率的 降低，再结晶晶粒明显增加． 从图 6 中可以看出: 在 0. 1 s － 1时，合金在整个变形过程中，其能量耗散率始终 保持一个较高值，再结晶形核能不断进行，再结晶形核 速率与晶粒长大速率达到动态平衡; 而在 0. 001 s － 1 时，合金的能量耗散率从开始的超过 60% 下降到低于 20% ，后期再结晶形核难以进行，而晶粒长大不受限 制． 所以出现随着变形速率降低，再结晶晶粒尺寸增 加的现象． 从能量耗散率的角度也可以说明，合金在落入稳 态流变后的晶粒大小变化情况． 一旦热变形进入稳态 流变，应力值将不随应变量的增加而改变，此时能量耗 散率将保持不变，如果此时的能量耗散率较高，那么合 金中形核和长大同时进行，二者达到一个动态平衡，晶 粒将不会长大，如果能量耗散率低，形核难以进行，那 么晶粒将出现长大，这会破坏合流变曲线金的稳态流 变特征． 从图 2 中可以看到在 1125 ℃、0. 001 s － 1合金 的真应力--真应变曲线在经过稳态流变后出现了上 升，这正是合金的内部能量耗散率低，形核难以进行， 晶粒出现长大所引起的． 3 结论 ( 1) 进行双道次热变形时，合金在整个变形过程 中均发生了动态再结晶，双道次真应变量为 0. 3 + 0. 9 的合金在不开裂方面优于 0. 6 + 0. 6 双道次真应变量． 在较低的第一道次真应变量条件下，当变形速率为 0. 1、0. 01 s － 1时，随着温度和变形速率的上升，合金道 次间再结晶程度增加． 在 0. 001 s － 1 变形 时，合 金 在 1100 ℃已经完全再结晶． ( 2) 应变量对合金的热加工图影响明显． 双道次 真应变量为 0. 6 + 0. 6 条件下合金热变形的流变失稳 区: 较小应变量下为 1080 ～ 1125 ℃，0. 01 ～ 0. 1 s － 1 ; 在 较高应变量下几乎都为加工失稳区． 三个耗散能量高 的区域: 0. 1 s － 1，1050 ℃ ; 0. 01 ～ 0. 1 s － 1，1080 ～ 1110 ℃; 0. 001 s － 1，1110 ℃． 一个耗散能低的区域: 0. 001 ～ 0. 01 s － 1，1050 ～ 1070 ℃，随着应变量的增加峰值向左 移动． ( 3) 合金在双道次真应变量为 0. 6 + 0. 6 和 0. 3 + 0. 9 的变形条件下，在合金的热加工图也存在明显不 同． 二者在应变量为 0. 8 和 1. 1 时均出现大面积的失 稳区，但区域面积不同． 后者在 1050 ℃、0. 001 s － 1时为 能量高峰值，而前者却为能量低谷区． ( 4) 在相同变形条件下，当能量耗散率随应变量 的增加而下降时，合金中组织由细晶向粗晶转变，反 之，由粗晶向细晶转变; 当能量耗散率不随应变量的变 化而变化时，能量耗散率低于 20% 的合金中出现大量 的未完全再结晶组织，能量耗散率高于 35% 的合金中 出现细小完全再结晶组织． 参 考 文 献 ［1］ Zou J W，Wang W X． Development and application of P /M super￾alloy． J Aeronaut Mater，2006，26: 244 ( 邹金文，汪武祥． 粉末高温合金研究进展与应用． 航空材料 学报． 2006，26: 244) ［2］ Hu B F，Chen H M，Jin K S，et al． Static recrystallization mech￾anism of FGH95 superalloy． Chin J Nonferrous Met，2004，14: 901 ( 胡本芙，陈焕铭，金开生，等． FGH96 高温合金的静态再结 晶机制． 中国有色金属学报，2004，14: 901) ［3］ Zhang Y W，Shangguan Y H． Ｒesearch and development in P /M superalloy． Powder Metall Ind，2004，14: 30 ( 张义文，上官永恒． 粉末高温合金的研究与发展． 粉末冶金 工业，2004，14: 30) ［4］ Ning Y Q，Yao Z K． Ｒecrystallization nucleation mechanism of FGH4096 powder metallurgy superalloy． Acta Metall Sin，2012， 48( 8) : 1005 ( 宁永权，姚泽坤． FGH4096 粉末高温合金的再结晶形核机 制． 金属学报，2012，48( 8) : 1005) ［5］ Wu K，Liu G Q，Hu B F，et al． Carbides in a new type Hf-Ta￾containing nickel-based superalloy powder． J Univ Sci Technol Beijing，2010，32( 11) : 1464 ( 吴凯，刘国权，胡本芙，等． 含 Hf 和 Ta 新型镍基高温合金 粉末中碳化物相的研究． 北京科技大学学报，2010，32( 11) : 1464) ［6］ Fang B，Ji Z，Liu M，et al． Critical strain and models of dynamic recrystallization for FGH96 superalloy during two-pass hot deform￾ation． Mater Sci Eng A，2014，593: 8 ［7］ Ma W B，Liu G Q，Hu B F，et al． Non-equilibrium carbides in the interdendritic region of a nickel-based powder metallurgy su￾peralloy． J Univ Sci Technol Beijing，2013，35( 6) : 770 ( 马文斌，刘国权，胡本芙，等． 镍基粉末高温合金枝晶间亚 稳碳化物． 北京科技大学学报，2013，35( 6) : 770) ［8］ Chen H M，Hu B F，Zhang Y W． Ｒecent development in nickel￾based powder superalloy used in aircraft turbines． Mater Ｒev， 2002，16( 11) : 17 · 343 ·

·344· 工程科学学报，第37卷，第3期 (陈焕铭，胡本关，张义文.飞机涡轮盘用镍基粉末高温合金 (刘鹏飞，刘东，罗子健，等.GH761合金的热变形行为与 研究进展.材料导报，2002,16(11)：17) 动态再结品模型.稀有金属材料与工程.2009,38(2)： 9]Xie X H,Yao Z K,Ning Y Q,et al.Dynamic recrystallization 275) and grainrefining of superalloy FGH4096.J Aeronaut Mater, 12] Wu Z G,Li D F,Guo S L,et al.Dynamic recrystallization mod- 2011,31(1):20 els of GH625 Ni-based superalloy.Rare Met Mater Eng.2012, (谢兴华，姚泽坤，宁永权，等.GH4096合金的动态再结品 41(2):235 与品粒细化研究.航空材料学报，2011,31(1)：20) (吾志岗，李德富，郭胜利，等.GH625镍基高温合金动态 [10]Yao Z H,Dong JX,Zhang M C.Microstructure control and pre- 再结品模型研究.稀有金属材料与工程，2012,41(2)： diction of GH738 superalloy during hot deformation:I.Construc- 235) tion of microstructure evolution model.Acta Metall Sin,2011, [13]Fang B,Ji Z,Liu M,et al.Study on constitutive relationships 47(12):1581 and processing maps for FGH96 alloy during two-pass hot deform- (姚志浩，董建新，张麦仓.GH738高温合金热变形过程显 ation.Mater Sci Eng A,2014,590:255 微组织控制与预测：I.组织演化模型的构建.金属学报， [14]Fang B,Ji Z,Tian G F,et al.Investigation on complete solution 2011,47(12):1581) temperature of y'in the P/M superalloy of FGH96.Pouder Met- [11]Liu P F,Liu D,Luo Z J,et al.Flow behavior and dynamic re- all Technol,2013,31 (2):85 crystallization model for GH761 superalloy during hot deforma- (方彬，纪箴，田高峰，等.c.粉末治金技术，2013,31(2)： tion.Rare Met Mater Eng,2009,38 (2)275 85)

工程科学学报，第 37 卷，第 3 期 ( 陈焕铭，胡本芙，张义文． 飞机涡轮盘用镍基粉末高温合金 研究进展． 材料导报，2002，16( 11) : 17) ［9］ Xie X H，Yao Z K，Ning Y Q，et al． Dynamic recrystallization and grainrefining of superalloy FGH4096． J Aeronaut Mater， 2011，31( 1) : 20 ( 谢兴华，姚泽坤，宁永权，等． FGH4096 合金的动态再结晶 与晶粒细化研究． 航空材料学报，2011，31( 1) : 20) ［10］ Yao Z H，Dong J X，Zhang M C． Microstructure control and pre￾diction of GH738 superalloy during hot deformation: I． Construc￾tion of microstructure evolution model． Acta Metall Sin，2011， 47( 12) : 1581 ( 姚志浩，董建新，张麦仓． GH738 高温合金热变形过程显 微组织控制与预测: I． 组织演化模型的构建． 金属学报， 2011，47( 12) : 1581) ［11］ Liu P F，Liu D，Luo Z J，et al． Flow behavior and dynamic re￾crystallization model for GH761 superalloy during hot deforma￾tion． Ｒare Met Mater Eng，2009，38( 2) : 275 ( 刘鹏飞，刘东，罗子健，等． GH761 合金的热变形行为与 动态再结 晶 模 型． 稀有金属材料与工程． 2009，38 ( 2 ) : 275) ［12］ Wu Z G，Li D F，Guo S L，et al． Dynamic recrystallization mod￾els of GH625 Ni-based superalloy． Ｒare Met Mater Eng，2012， 41( 2) : 235 ( 吾志岗，李德富，郭胜利，等． GH625 镍基高温合金动态 再结晶模 型 研 究． 稀有金属材料与工程，2012，41 ( 2 ) : 235) ［13］ Fang B，Ji Z，Liu M，et al． Study on constitutive relationships and processing maps for FGH96 alloy during two-pass hot deform￾ation． Mater Sci Eng A，2014，590: 255 ［14］ Fang B，Ji Z，Tian G F，et al． Investigation on complete solution temperature of γ' in the P /M superalloy of FGH96． Powder Met￾all Technol，2013，31( 2) : 85 ( 方彬，纪箴，田高峰，等． c． 粉末冶金技术，2013，31( 2) : 85) · 443 ·