·214· 工程科学学报，第41卷，第2期 受阻时，易于在应力集中处萌发孪晶，形成大角度晶 坯温度低70℃)，造成与模具接触的锭坯上下端面 界，诱发晶界迁动形核，对促进再结晶起到了积极的 温度较低，不利于动态再结晶的进行.由于这部分 作用4 组织中位错密度较高，在适当的条件下仍可发生再 经过三火次、累积变形量达到0.79的等温锻造 结晶.对三火次后的锻坯进行1150℃保温2h热处 后，锭坯大部分区域的组织都为细小的再结晶等轴 理，图6为各区域组织的花样质量衬度图，图中用黑 晶品，但在上下端面仍存在未完全再结晶的“项链”组 色线标出了大角度晶界.可以看到I区“项链”组织 织(I区).虽然这些区域的累积变形量已经很大， 基本得到消除，组织发生细化，Ⅱ、Ⅲ区组织发生晶 小角度晶界占比高达77.7%，但再结晶仍不充分. 粒长大，整个锭坯为较均匀的细晶组织，平均晶粒尺寸 分析其主要原因，应是模具温度只有1050℃（比锭 为6~8m,为后续进行双组织热处理提供了基础. b 20μm 20 um 20 um 图6锻坯经1150℃保温2h热处理后各区域的花样质量衬度图.(a)【:(b)Ⅱ：()Ⅲ Fig.6 Band contrast maps of each region of the forging after heat treatment at 1150℃for2h:(a）I；(b)Ⅱ；(c）Ⅲ (吴超杰，陶宇，贾建.第四代粉末高温合金成分选取范围研 3结论 究.粉末冶金工业，2014,24(1)：20) (1)合金锭坯在等温锻造过程中，整个轴向剖 [3] Wu CJ,Tao Y,Jia J.Microstructure and properties of an ad- vanced nickel-base PM superalloy.J Iron Steel Res Int,2014,21 面可以分为三个区域，位于上、下两端面附近的I区 (12):1152 变形量最小，位于两侧附近的Ⅱ区次之，位于剖面中 [4]Reynolds P L.Superalloy Compositions,Articles,and Methods of 心的Ⅲ区变形程度最大. Manufacture:US Patent,8147749.2012-04-03 (2)合金在锻造时晶粒发生变形并产生很多小 [5] Powell A,Bain K,Wessman A,et al.Advanced supersolvus 角度品界，随变形量的增加，小角度晶界含量也随之 nickel powder disk alloy DOE:chemistry,properties,phase for- 增加.当变形量增大到一定程度后，首先在原始晶 mations and thermal stability /Superalloys 2016:Proceedings of the 13th Intenational Symposium of Superalloys.Hoboken,2016 粒边界发生再结晶，并向内部推进，小角度晶界含量 189 随之减少 [6]Mourer D P.Raymond E.Ganesh S,et al.Dual alloy disk devel- (3)经过三火次等温锻造后，锭坯大部分区域 opment//Superalloys 1996.Warrendale,1996:637 都为再结晶后的细小等轴晶组织.与模具接触的上 [7]Gayda J.Dual microstructure heat treatment of a nickel-base disk 下端面形成“项链”组织，仍存在未再结品的变形晶 alloy J/OL].NASA Technical Reports Serrer (2001-11-01) 粒，其中含有较高密度的小角度品界 [2018-12-26 ]https://ntrs.nasa.gov/search.jsp?R 20020013802 (4)通过对三火次后的锻坯进行适当热处理， [8] Gavda J,Gabb T P,Kantzos P T.The effect of dual microstruc- 可基本消除“项链”组织，获得组织较均匀的细晶盘 ture heat treatment on an advanced nickel-base disk alloy/Su 坯，满足双组织热处理的要求 peralloys 2004.Warrendale,2004:323 [9]Tao Y,Zhang G X,Liu J T.Study on design of the device for 参考文献 thermal gradient heat-treatment process of PM superalloy disks. [1]Zhang Y W.Liu JT.Development in powder metallurgy superal- Iron Steel Res,2011,23(Suppl 2):486 loy.Mater China,2013,32(1):1 (陶宇，张国星，刘建涛.粉末涡轮盘温度梯度热处理工装设 (张义文，刘建涛.粉末高温合金研究进展.中国材料进展， 计研究.钢铁研究学报，2011,23（增刊2）：486) 2013,32(1):1) [10]Tao Y,Jia J,Liu JT,et al.Preparation Method of Ultra-Fine [2]Wu C J,Tao Y,Jia J.Study on composition variation range of the Grain Nickel Based Superalloy:China Patent,CN102392147A. fourth generation PM superalloys.Pouder Metall Ind,2014,24 2012-03-28 (1):20 (陶宇，贾建，刘建涛，等.超细晶镍基粉末高温合金的制备工程科学学报,第 41 卷,第 2 期 受阻时,易于在应力集中处萌发孪晶,形成大角度晶 界,诱发晶界迁动形核,对促进再结晶起到了积极的 作用[14] . 经过三火次、累积变形量达到 0郾 79 的等温锻造 后,锭坯大部分区域的组织都为细小的再结晶等轴 晶,但在上下端面仍存在未完全再结晶的“项链冶组 织(玉区). 虽然这些区域的累积变形量已经很大, 小角度晶界占比高达 77郾 7% ,但再结晶仍不充分. 分析其主要原因,应是模具温度只有 1050 益 (比锭 坯温度低 70 益 ),造成与模具接触的锭坯上下端面 温度较低,不利于动态再结晶的进行. 由于这部分 组织中位错密度较高,在适当的条件下仍可发生再 结晶. 对三火次后的锻坯进行 1150 益 保温 2 h 热处 理,图 6 为各区域组织的花样质量衬度图,图中用黑 色线标出了大角度晶界. 可以看到玉区“项链冶组织 基本得到消除,组织发生细化,域、芋区组织发生晶 粒长大,整个锭坯为较均匀的细晶组织,平均晶粒尺寸 为6 ~8 滋m,为后续进行双组织热处理提供了基础. 图 6 锻坯经 1150 益保温 2 h 热处理后各区域的花样质量衬度图 郾 (a) 玉; (b) 域; (c) 芋 Fig. 6 Band contrast maps of each region of the forging after heat treatment at 1150 益 for 2 h: (a) 玉; (b) 域; (c) 芋 3 结论 (1)合金锭坯在等温锻造过程中,整个轴向剖 面可以分为三个区域,位于上、下两端面附近的玉区 变形量最小,位于两侧附近的域区次之,位于剖面中 心的芋区变形程度最大. (2)合金在锻造时晶粒发生变形并产生很多小 角度晶界,随变形量的增加,小角度晶界含量也随之 增加. 当变形量增大到一定程度后,首先在原始晶 粒边界发生再结晶,并向内部推进,小角度晶界含量 随之减少. (3)经过三火次等温锻造后,锭坯大部分区域 都为再结晶后的细小等轴晶组织. 与模具接触的上 下端面形成“项链冶组织,仍存在未再结晶的变形晶 粒,其中含有较高密度的小角度晶界. (4)通过对三火次后的锻坯进行适当热处理, 可基本消除“项链冶组织,获得组织较均匀的细晶盘 坯,满足双组织热处理的要求. 参 考 文 献 [1] Zhang Y W, Liu J T. Development in powder metallurgy superal鄄 loy. Mater China, 2013, 32(1): 1 (张义文, 刘建涛. 粉末高温合金研究进展. 中国材料进展, 2013, 32(1): 1) [2] Wu C J, Tao Y, Jia J. Study on composition variation range of the fourth generation PM superalloys. Powder Metall Ind, 2014, 24 (1): 20 (吴超杰, 陶宇, 贾建. 第四代粉末高温合金成分选取范围研 究. 粉末冶金工业, 2014, 24(1): 20) [3] Wu C J, Tao Y, Jia J. Microstructure and properties of an ad鄄 vanced nickel鄄base PM superalloy. J Iron Steel Res Int, 2014, 21 (12): 1152 [4] Reynolds P L. Superalloy Compositions, Articles, and Methods of Manufacture: US Patent, 8147749. 2012鄄鄄04鄄鄄03 [5] Powell A, Bain K, Wessman A, et al. Advanced supersolvus nickel powder disk alloy DOE: chemistry, properties, phase for鄄 mations and thermal stability / / Superalloys 2016: Proceedings of the 13th Intenational Symposium of Superalloys. Hoboken, 2016: 189 [6] Mourer D P, Raymond E, Ganesh S, et al. Dual alloy disk devel鄄 opment / / Superalloys 1996. Warrendale, 1996: 637 [7] Gayda J. Dual microstructure heat treatment of a nickel鄄base disk alloy [ J/ OL]. NASA Technical Reports Server ( 2001鄄鄄 11鄄鄄 01 ) [2018鄄鄄 12鄄鄄 26 ]. https: / / ntrs. nasa. gov / search. jsp? R = 20020013802 [8] Gayda J, Gabb T P, Kantzos P T. The effect of dual microstruc鄄 ture heat treatment on an advanced nickel鄄base disk alloy / / Su鄄 peralloys 2004. Warrendale, 2004: 323 [9] Tao Y, Zhang G X, Liu J T. Study on design of the device for thermal gradient heat鄄treatment process of PM superalloy disks. J Iron Steel Res, 2011, 23(Suppl 2): 486 (陶宇, 张国星, 刘建涛. 粉末涡轮盘温度梯度热处理工装设 计研究. 钢铁研究学报, 2011, 23(增刊 2): 486) [10] Tao Y, Jia J, Liu J T, et al. Preparation Method of Ultra鄄Fine Grain Nickel Based Superalloy: China Patent, CN102392147A. 2012鄄鄄03鄄鄄28 (陶宇, 贾建, 刘建涛, 等. 超细晶镍基粉末高温合金的制备 ·214·