固溶强化、沉淀强化和晶界强化等复合强化，使高强镍基变形高温合金的高温性能优异[1~3]。这种合金能在650~900 ℃保持高强度、优异的抗氧化性能、抗蠕变性能和抗疲劳性能，可用于制造航空发动机涡轮盘、燃烧室部件、燃气轮机叶片等在高温环境服役的核心构件[4,5]。随着航空、航天、能源等领域对动力系统效率与推重比要求的提高，对镍基高温合金的服役温度和力学性能的要求随之提高。例如，新一代航空发动机涡轮盘在800 ℃以上的温度承受复杂交变载荷，因此对用于制造涡轮盘合金的高温强度、组织稳定性及抗环境腐蚀性能提出了更高的要求[6~8]。镍基合金的高温性能与其微观组织密切相关，而热加工过程中的动态再结晶(DRX)、位错演化、析出相等因素决定其最终的组织，因此须揭示其热变形和组织演化[9~12]。
镍基变形高温合金的制备依赖锻造、轧制、挤压等热加工技术，工艺参数的优化影响其成形质量和性能。近年来，国内外学者对热加工过程中的流变应力、DRX机制以及工艺窗口设计进行了大量研究[13~18]。例如，将热压缩实验与Arrhenius本构模型相结合，揭示了在不同温度和应变速率条件下合金的流变应力特性；基于动态材料模型(DMM)构建热加工图，为优化热变形参数(如温度、应变速率)提供了理论依据[15]。但是，镍基合金的高合金化使其热变形过程中出现显著的非均匀塑性流动、复杂相变(如γ'相动态溶解与析出)以及多尺度组织耦合演化，使基于唯象模型的传统工艺设计方法难以精确预测其微观组织演变。同时，现有研究大多针对常规镍基合金(如Inconel 718、GH4169等)，对新一代高强镍基变形合金(如GH4151)在极端热力耦合条件下的变形机理尚未深入研究，亟需解析其热加工行为[19,20]。
镍基高温合金的微观组织演化是决定其力学性能的重要因素。在热变形过程中，DRX行为通过细化晶粒提高材料的塑性。DRX机制(如不连续动态再结晶DDRX与连续动态再结晶CDRX)与变形参数密切相关：在高温低应变速率条件下更易发生DDRX，形成均匀的等轴晶组织；而高应变速率则可能抑制再结晶，使位错缠结与局部应变集中。同时，在变形过程中γ'相的动态粗化或回溶，使位错运动路径显著改变进而影响再结晶动力学[21~24]。但是，现有的研究大多基于单一外部条件(如恒温或恒应变速率)开展，对实际热加工中温度-应变速率协同变化下的组织响应缺乏系统性了解。同时，针对高强镍基合金(如GH4151)中高体积分数的γ'相(> 50%)与复杂多元析出相(如碳化物、硼化物)的交互作用机制研究不足，限制了高强合金热加工工艺的精细化调控[25]。
随着航空航天装备向高推重比、长寿命方向发展，亟需开发兼具超高强度和优异热稳定性的镍基变形高温合金。GH4151是一种新型高强镍基变形高温合金，优化Co、W、Mo等元素含量和γ'相形成元素(Al、Ti、Nb)的配比，可显著提高其高温强度，是制造新一代涡轮盘的理想候选材料[26,27]。GH4151的高合金化成分使其热加工窗口窄、变形抗力大，且高密度析出相与基体的交互作用使其组织演化机制比传统合金更为复杂。近年来，有学者对GH4151合金的热加工行为进行了初步研究。Jia等[2]进行热压缩实验研究了GH4151锭材的变形行为并构建了应力模型，但是没有系统分析不同相区间DRX机制的差异。因此，亟需关联研究系统的温度-应变速率-组织演化。鉴于此，本文进行GH4151合金的热模拟压缩实验，系统研究其在不同温度和应变速率条件下的流变应力和DRX行为并揭示热力参数-微观组织演化的关联机制。
1 实验方法
实验用GH4151合金棒材是用纯净化冶炼和开坯等工序制备的，其主要化学成分(质量分数，%)为：Al 3.76，Nb 3.54，W 2.46，Ti 2.70，Mo 4.50，Co 14.85，Cr 8.8，C 0.06，B 0.015，余量为Ni。在棒材上截取直径为10 mm长度为15 mm的圆柱试样，用Gleeble 3800热模拟实验机进行热压缩变形。变形前将试样以10 ℃/s的速率加热到1120~1200 ℃，保温10 min使试样的温度均匀。随后将所有试样压缩至50%的工程应变(对应真应变为0.693)，变形后立即水淬保留变形组织。应变速率分别为1、0.1、0.01和0.001 s-1。用安装有自动数据采集系统的计算机自动记录热变形过程中的真实应力应变数据。
用电火花线切割机沿所有压缩试样中心面平行于压缩轴切割，并将观察面机械研磨和抛光，用50 g CuCl2 + 100 mL C2H5OH + 100 mL HCl化学蚀刻后，在光学显微镜(OM，Axio Observer Z1)下观察其微观结构。将EBSD (ZEISS Gemini SEM 460)探测用试样在体积分数为20%H2SO4 + 80%CH3OH溶液中进行机械抛光和电化学抛光。使用TSL-OIM软件分析EBSD数据，得到步长为0.1~2.5 μm的EBSD图。
2 实验结果
2.1 GH4151合金的初始组织
图1给出了GH4151合金的初始OM组织照片。可以看出，这种合金的基体组织呈现出典型的等轴γ晶粒形貌。这种等轴晶结构，是将铸锭扩散退火和开坯变形产生的。在合金的制备过程中，组成元素充分扩散且基体晶粒发生了充分的DRX过程。用截线法测量了试样的晶粒尺寸。结果表明，γ晶粒的尺寸分布较为均匀，平均晶粒尺寸为(45 ± 5) μm。这种均匀的等轴晶结构有利于提高合金的加工成型性能。值得注意的是，OM观察未发现微米级初生γ'相。这可能与合金的热加工历史路径有关，表明γ'相的晶粒较为细小。合金中大量的弥散析出相，在光学显微镜下呈现为细小的暗色斑点，均匀分布在γ基体中。从纵截面可观察到，这些析出相沿着原始金属变形流动方向非连续条带分布。
图1
图1
GH4151合金的初始组织
Fig.1
Initial microstructure of GH4151 alloy (a) cross section, (b) longitudinal section
为了准确确定GH4151镍基高温合金的适宜热加工温度区间，使用Thermal-Calc热力学计算软件根据合金的实际成分计算了平衡相图(图2)。Thermal-Calc计算结果表明，GH4151合金中γ'强化相的完全回溶温度约为1170 ℃，与用差热分析(DTA)测得的1162 ℃[28]基本吻合，验证了计算结果的可靠性。γ'相是镍基高温合金的主要强化相，其溶解行为影响合金的热加工性能。在低于1170 ℃的温度变形(如1120~1160 ℃)，合金仍保留部分未溶解的γ'相，这一区间称为亚固溶温度区间(Sub-solvus)。在该区间热加工时未溶γ'相可抑制晶粒长大，有利于细化组织，但是使变形抗力增大而影响热塑性。与GH4151合金中的γ'相不同，MC型碳化物(如TiC、NbC等)的热稳定性极高。计算结果表明，MC碳化物的完全回溶温度高于合金的液相线温度(1279 ℃)。这意味着，在常规热加工温度范围内(通常低于1200 ℃) MC碳化物始终以未溶相的形式存在。例如，开坯锻造后的初始合金中仍然存在MC碳化物，并伴随着金属流线呈非连续分布。在热变形过程中这些未溶MC碳化物钉扎晶界和阻碍晶粒长大，有助于保持细晶组织。但是，若碳化物粗大或沿晶界连续分布，则在高温下可能成为裂纹源而使合金的热塑性降低。
图2
图2
GH4151合金的热平衡相图
Fig.2
Thermal equilibrium phase diagram of the studied GH4151 alloy
热变形温度提高到1180~1200 ℃，合金进入过固溶温度区间(Super-solvus)，γ'相完全溶解使晶界迁移阻力降低，有利于DRX的发生而产生更均匀的等轴晶组织。但是，该温度区间已接近合金的初熔温度，局部成分偏析或绝热升温可能使晶界局部初熔而形成微观液化区，严重影响合金的力学性能和热加工合格率。因此，在该温度区间进行热加工需严格控制变形速率和变形量，以避免产生初熔缺陷。
2.2 GH4151合金的热变形
图3给出了GH4151合金试样不同参数(温度、应变速率)热变形后宏观形貌的变化。可以看出，试样热变形的均匀性、表面开裂倾向以及整体可加工性都与热变形参数密切相关。对比分析不同条件下试样的形貌，可明确合金的热加工工艺窗口并揭示其热塑性演变规律。
图3
图3
不同条件下GH4151合金的宏观热变形试样
Fig.3
Deformed samples of the studied GH4151 alloy with different conditions
在1120 ℃(的较低温度)热变形，应变速率为0.001~1 s-1时合金的塑性较差，在试样的鼓肚位置(拉应力)出现明显的纵向裂纹，表明热加工性能较低：在低应变速率(0.001~0.01 s-1)变形，合金呈现典型的高温低塑性开裂特征，可能与DRX不充分和局部应力集中有关。在高应变速率(1 s-1)变形，试样的变形极不均匀，甚至出现类似剪切流动，表明发生了试样局部绝热温升，软化区与硬化区共存形成剪切带，最终引发开裂。这表明，在1120 ℃(亚固溶温度)，未溶γ'相和MC碳化物的钉扎使合金的塑性流动性能较差，DRX难以充分进行而导致应力集中和裂纹萌生。
随着变形温度提高到1140 ℃，合金的热塑性有所提高但是仍受应变速率的影响。在低应变速率(0.001~0.01 s-1)变形试样未开裂，变形的均匀性提高，鼓肚程度降低，表明动态回复和再结晶较为充分，有助于缓解应力集中。在较高应变速率(≥ 0.1 s-1)变形试样仍出现开裂，但是裂纹数量减少，表明温度的提高有助于提高塑性，但是较高的应变速率使局部变形不均匀而诱发微裂纹。在1140 ℃(接近γ'相的完全溶解温度)变形合金的塑性有所提高，但是应变速率仍至关重要。在该温度下热变形，应变速率应该较低(≤ 0.01 s-1)。
变形温度进一步提高到1160 ℃甚至更高，合金的塑性显著提高，在所有应变速率下均未出现开裂，且变形均匀性大幅度提高：鼓肚程度明显降低，表明合金的流动性增强，应力分布更均匀；应变速率的影响降低，即使应变速率(如1 s-1)较高合金仍能保持较高的成形性，表明合金的高温热加工窗口更宽。这一结果与γ'相的溶解行为密切相关。在1160 ℃(接近γ'相的完全回溶温度)基体软化，位错运动能力增强，DRX速率加快，从而使合金的热塑性大幅提高。
图4给出了GH4151合金不同热变形参数的典型流变应力曲线。可以看出，在较低的应变速率0.001~0.01 s-1，合金的流变应力曲线均表现出明显的动态软化。这种软化行为在应力达到峰值后尤为显著。在极低应变速率0.001 s-1下应力超过峰值应力后迅速减小，曲线陡峭下降；应变速率为0.01 s-1时应力的下降有所减缓，曲线下降斜率减小；随着应变速率提高到0.1 s-1，应力下降进一步减缓。这种应变速率依赖性的动态软化行为，主要源于GH4151合金的层错能较低[29]。镍基高温合金较低的层错能(通常为30~50 mJ/m2)，限制了位错的交滑移和攀移，使动态回复难以充分进行。在这种情况下，DRX成为主要的软化机制。应变速率较低则变形时间较长，为DRX的形核和长大提供了充分的时间条件，因此软化现象更为显著。
图4
图4
不同应变速率下GH4151合金的真应力-应变曲线
Fig.4
True stress-strain curves of the studied GH4151 alloy at different strain rates (a) 0.001 s-1, (b) 0.01 s-1, (c) 0.1 s-1, (d) 1 s-1
随着应变速率提高到1 s-1，在1120 ℃的较低温度下变形流变应力曲线呈现加工硬化趋势，未出现明显的动态软化；随着变形温度提高到1140 ℃甚至更高，曲线达到峰值应力后进入动态平衡。出现这种应变速率敏感性的原因是：在高应变速率条件下变形时间缩短，DRX过程受到抑制；位错增殖速率远高于湮灭速率，导致持续的加工硬化；较高的变形温度(≥ 1140 ℃)使热激活增强和DRX与加工硬化达到平衡；在1120 ℃变形大量未溶γ'相进一步阻碍位错运动，强化了加工硬化效应。
变形抗力的趋势：变形温度越高变形抗力越低、应变速率越高变形抗力越大。在1200 ℃/0.001 s-1这种最温和的条件下变形，峰值应力仅约为30 MPa；在1120 ℃/1 s-1这种最严苛条件下变形，峰值应力高达500 MPa。合金的应力-应变曲线的变化趋势以及变形抗力与合金的变形组织演化密切相关。完全DRX区域对应显著的应力下降，在高温下变形γ'相溶解降低了对位错运动的阻碍，也降低了变形抗力。
2.3 GH4151合金热变形后的组织
GH4151合金试样在1120 ℃ (γ'相亚固溶温度区间)变形，其形貌如图5所示，可见显微组织的演变表现出显著的应变速率依赖性。这一现象与图4所示的流变应力曲线特征高度吻合。图5中的显微组织表明，高应变速率(1 s-1)下变形试样中的变形晶粒被压扁，没有出现DRX现象，与流变应力曲线持续上升的加工硬化状态对应。其原因是，在高应变速率下变形时间较短且未溶γ'相强烈阻碍位错运动，导致位错持续累积和热激活不足，完全抑制了DRX形核[30]。在中等应变速率(0.1 s-1)下变形组织中出现晶界上的微米级再结晶形核(尺寸约为2~5 μm)。这表明，DRX开始启动但未主导变形过程。在低应变速率(0.01 s-1)下变形出现了均匀的完全再结晶组织，平均晶粒尺寸为(28 ± 3) μm，与流变应力曲线呈现典型的DRX特征对应，超过峰值后应力的较快下降(约50%)反映了再结晶软化效应。完全再结晶组织的形成需要积累临界应变，应变速率0.01 s-1提供了足够的时间。随着应变速率进一步降低到0.001 s-1，再结晶晶粒显著长大到(77 ± 10) μm，在高温下长时间暴露使晶粒粗化和变形抗力进一步降低。
图5
图5
亚固溶温度区间GH4151合金的变形组织
Fig.5
Microstructure of the studied GH4151 alloy after deformation at γ′ sub-solvus temperatures
变形温度提高到1140和1160 ℃时γ'相溶解程度随之提高，合金表现出不同的DRX特征。在高应变速率(1 s-1)下变形出现不均匀的粗大晶粒组织(未完全再结晶晶粒)，对应流变曲线的动态平衡状态。这表明，再结晶与加工硬化达到瞬态平衡。高温促进再结晶，但是高应变速率限制其完成的程度。在中等应变速率(0.1 s-1)条件下变形再结晶晶粒均匀细小，应力-应变曲线达到峰值后趋于稳定，呈现出平缓的流动特征。对显微组织的分析表明，在该条件下变形形成了均匀细小的完全再结晶组织。适中的应变速率平衡了再结晶形核与长大速率。在较低的应变速率(0.001 s-1)下变形，变形温度为1160 ℃时晶粒尺寸达(105 ± 15) μm。这种粗大的晶粒组织，不利于后续合金的热处理调控合金的组织和性能。
在1180~1200 ℃的γ'相过固溶温度区间压缩变形后，GH4151合金表现出与γ'相亚固溶区间显著不同的DRX行为。如图6所示，在所有变形条件下试样均发生了完全再结晶。其主要原因是：γ'相的完全溶解消除了其对晶界迁移的阻碍，在高温下晶界能显著提高，为再结晶提供了所需的驱动力。值得注意的是，这种完全再结晶的组织特征与图4中过固溶温度区间流变应力曲线呈现的典型动态软化行为完全对应，表明应力下降源于DRX过程。实验数据表明，应变速率对再结晶晶粒尺寸有显著的影响。在1180 ℃/1 s⁻¹高应变速率条件下变形产生细晶组织((17 ± 2) μm)，在1180 ℃/0.1 s-1条件下变形晶粒尺寸增大到(35 ± 5) μm，在1180 ℃/0.001 s-1条件下变形晶粒异常长大到(325 ± 20) μm，在1200 ℃/1 s-1条件下变形试样的平均晶粒度为(35 ± 5) μm，在1200 ℃/0.1 s-1条件下变形试样的平均晶粒度为(42 ± 6) μm；应变速率降低到低于0.01 s-1，则晶粒迅速长大。与初始组织相比合金中的碳化物分布更加弥散，这源于压缩方向平行于初始组织中非连续碳化物条带分布方向。与在1180和1200 ℃热压缩的数据对比表明，在应变速率相同条件下，在1200 ℃热压缩后的晶粒尺寸普遍大于在1180 ℃热压缩后的晶粒尺寸，变形温度的提高加速了晶界迁移。热压缩后，原始组织中沿金属流动方向的非连续碳化物条带呈现弥散分布。其原因是，压缩方向平行于初始碳化物条带方向，高温变形促进碳化物破碎和球化，碳化物的弥散分布抑制了晶粒长大。这解释了在中等应变速率(0.1 s-1)下变形出现了较为均匀的晶粒尺寸分布。变形组织表明，在γ'相过固溶区间改变应变速率可精确调控热压缩后的晶粒尺寸。碳化物分布状态，也对组织的均匀性有极大的影响。
图6
图6
在过固溶温度区间热压缩后GH4151合金的变形组织
Fig.6
Microstructure of the studied GH4151 alloy after deformation at γ′ super-solvus temperatures
3 讨论
3.1 热变形过程中的流变应力和软化机制
GH4151合金的流变应力曲线表现出显著的温度和应变速率依赖性，其演化规律与DRX和析出相密切相关。在亚固溶温度区间(1120~1160 ℃)进行热压缩，未溶γ′相和MC碳化物钉扎位错和晶界，使变形抗力显著提高。应变速率较低(≤ 0.01 s-1)时曲线表现出典型的DRX特征-应力达到峰值后迅速下降，可归因于再结晶软化效应。例如，在1120 ℃/0.01 s-1条件下变形完全再结晶组织的形成使应力下降约50%，反映了新晶粒的生成可调控位错密度[31]。但是，在高应变速率(如1 s-1)条件下变形时，较短的变形时间和析出相阻碍位错运动，导致加工硬化占主导和应力持续上升，甚至在1120 ℃也未观察到DRX迹象。进入过固溶温度区间(1180~1200 ℃)变形时γ′相完全溶解和基体软化，使变形抗力显著降低(如1200 ℃/0.001 s-1时峰值应力仅30 MPa)。在此条件下变形DRX驱动力增强，在所有应变速率下均发生完全再结晶，应力曲线呈典型的动态软化行为。
3.2 DRX机制及其热力学参数耦合效应
与在亚固溶区中变形DRX受γ′相钉扎主导不同，在过固溶区变形DRX行为主要由γ′相的完全溶解所驱动，晶界迁移阻力的显著降低促进了均匀再结晶。在亚固溶和过固溶区间变形DRX行为表现出显著不同，关键在于γ′相的溶解和温度-应变速率的协同作用。在亚固溶区变形，未溶γ′相作为第二相粒子通过Zener钉扎效应阻碍晶界迁移，使再结晶形核需要更高的临界应变。例如，在1120 ℃/0.1 s-1条件下变形只在晶界附近观察到微米级新晶粒(2~5 μm)，推测是初始再结晶形核结构；而低应变速率(0.001 s-1)虽然促进了再结晶，但是长时间暴露在高温下使晶粒粗化到(77 ± 10) μm。这表明，在亚固溶区变形再结晶动力学受限于析出相的钉扎，需控制应变速率平衡形核和晶粒长大。根据EBSD数据画出的KAM图(图7)表明，在1120 ℃/0.1 s-1条件下变形KAM值比较高，表明合金中存在显著的局部塑性变形、高位错密度或未完全再结晶，在晶界开始再结晶使KAM值降低[32]。随着应变速率的降低(1120 ℃/0.01 s-1)，变形时合金的再结晶程度逐渐提高。KAM图显示，部分晶粒内的应变显著降低，结合组织特征推测其为已完成再结晶的晶粒。而在1120 ℃/0.001 s-1条件下变形基体晶粒已经发生完全再结晶，但是在部分再结晶晶粒中KAM值也很高。这表明，变形硬化和再结晶软化协同进行。
图7
图7
在1120 ℃不同应变速率下变形试样的KAM图
Fig.7
KAM diagram of deformed samples at different strain rates at 1120 oC (a) 0.1 s-1, (b) 0.01 s-1, (c) 0.001 s-1
在过固溶区变形的完全再结晶行为，得益于γ′相溶解后晶界迁移阻力的降低。在此条件下，温度成为决定再结晶晶粒尺寸的主导因素：在1180 ℃/1 s-1条件下变形晶粒尺寸为(17 ± 2) μm，而在1180 ℃/0.001 s-1条件下变形晶粒异常长大到(325 ± 20) μm，表明高温加速晶界迁移的热力学效应。高应变速率使位错密度提高，提供了更多再结晶形核点(如在1180 ℃/1 s-1条件下变形时的细晶组织)；而在低应变速率下变形，形核后晶粒有充足的时间长大。这种耦合效应，为用工艺参数调控晶粒尺寸提供了理论依据。例如，在中等应变速率(0.1 s-1)下在1180 ℃热压可生成均匀的(35 ± 5) μm晶粒，兼顾了细晶强化和组织均匀性。
3.3 析出相对组织演化的影响
GH4151合金中γ′相和MC碳化物的热稳定性不同，显著影响组织的演化。γ′相是主要强化相，其溶解影响基体的强度和再结晶驱动力：在亚固溶区热压未溶γ′相阻碍位错运动而使变形抗力提高并抑制晶粒长大；在过固溶区热压时γ′相完全溶解则降低晶界自由度，促进再结晶。值得注意的是，在γ′相的回溶温度(1170 ℃)与初熔温度(1279 ℃)之间存在约100 ℃的窗口，为热加工提供了有限但关键的温度区间。MC碳化物(如TiC、NbC)的极高热稳定性(完全回溶温度超过液相线)使其在常规热加工中始终以未溶相的形式存在。初始组织中沿金属流线分布的非连续MC碳化物条带，在压缩变形后因沿加载方向破碎和球化而弥散分布。这种弥散分布通过钉扎晶界抑制了晶粒长大，例如在过固溶区中等应变速率条件下变形，碳化物的钉扎使晶粒尺寸分布更均匀。但是，粗大或沿晶界连续分布(如初始组织)的碳化物可能成为裂纹源，使合金的热塑性降低[33]。本文初始组织中的均匀等轴晶和弥散碳化物分布为良好的热加工性能奠定了基础，验证了合金热加工工艺对析出相形态的调控作用。
3.4 热加工工艺窗口的优化和性能调控
根据实验结果，GH4151合金的热加工工艺窗口分为两个区间：亚固溶区间和过固溶区间。亚固溶区间(1120~1160 ℃)：适合在低应变速率(≤ 0.01 s-1)条件下变形以确保DRX充分进行，避免因应力集中导致裂纹(如图3中1120 ℃高应变速率下的鼓肚开裂)萌生。此区间变形未溶γ′相有助于细化晶粒，但是需控制变形量以防止产生过度的加工硬化。在过固溶区间(1180~1200 ℃)变形：利用γ′相完全溶解后的高塑性，可采用较宽的应变速率范围(0.01~1 s-1)，但是要严格控制变形温度上限以避免晶界初熔。高应变速率(如1 s-1)适合产生细晶组织，而低应变速率(如0.001 s-1)需防止晶粒粗化。
调控组织性能的关键，在于平衡再结晶程度与析出相分布。例如，均匀细小的再结晶晶粒(如1180 ℃/0.1 s-1条件下变形的晶粒尺寸(35 ± 5) μm)为后续热处理提供了理想的基体，而弥散分布的MC碳化物可进一步阻碍晶粒长大，提高组织稳定性。相比之下，在低应变速率下变形的粗晶组织可能导致力学性能不均匀，需通过后续加工加以细化。图8给出了在0.1 s-1应变速率条件下在不同温度变形试样的KAM图。可以看出，在亚固溶温度(≤ 1160 ℃)变形合金中大多是等轴再结晶晶粒，但是也有较多KAM较高的晶粒，而在1200 ℃变形的试样中低KAM值的晶粒占比较高。0.1 s-1的应变速率与实际生产制备过程中的变形速率接近，所以这种合金的热加工有较大的温度区间。
图8
图8
在应变速率为0.1 s-1不同温度下变形试样的KAM图
Fig.8
KAM diagram of the deformed sample under different temperature conditions at a strain rate of 0.1 s-1 (a) 1140 oC, (b) 1160 oC, (c) 1200 oC
4 结论
(1) GH4151合金的热变形受温度-应变速率协同调控，亚固溶区(1120~1160 ℃)低应变速率(≤ 0.01 s-1)变形促进DRX细化晶粒，在高应变速率下变形位错累积抑制再结晶；在过固溶区(1180~1200 ℃)变形则γ′相完全溶解，在所有应变速率下变形都发生完全再结晶，晶粒尺寸随着变形温度的提高和应变速率的降低显著增大。
(2) 析出相行为主导组织演化，在亚固溶区变形未溶γ′相提高变形抗力并抑制晶粒长大，在过固溶区变形γ′相溶解释放晶界自由度；MC碳化物因高稳定性在常规热加工中未溶，变形后弥散分布有效钉扎晶界，可抑制晶粒的长大并使组织均匀性提高。
(3) 热加工工艺窗口分为亚固溶区和过固溶区，前者适合低应变速率变形以避免裂纹、细化晶粒；后者可在较宽应变速率范围(0.01~1 s⁻¹)内利用高塑性成形，但是需控温防初熔，在中等应变速率(0.1 s-1)下变形能兼顾细晶强化和组织均匀性。
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GH4169合金组织结构对性能的影响
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Effect of C content on microstructure and hot deformation behavior of a Ni-based superalloy
[J].
Microstructural evolution of a Ni-Co based superalloy during hot compression at γ′ sub-/super-solvus temperatures
[J].
Hot deformation and dynamic recrystallization behavior of nickel-based alloy 617
[J].
镍基617合金的热变形和动态再结晶行为
[J].
Dynamic deformation mechanism for distinct flow behaviors in FGH4113A superalloy with high γ′ content during isothermal compression at sub-/near-/super-solvus temperatures
[J].
Research development of hot processing map theory
[J].
热加工图理论的研究进展
[J].
Microstructural evolution and dynamic recrystallization mechanism of a heavily-alloyed Ni-based superalloy during hot extrusion
[J].
Microstructure evolution of Inconel 718 superalloy during hot working and its recent development tendency
[J].Here some critical issues existed during forging process of Inconel 718 disks involving recrystallization mechanisms, grain growth, δ-phase morphology control and residual stress are explained. Based on the potential application prospect of selective laser melting in additive manufacture of aerocraft engine components, the specialized anisotropic microstructure and mechanical performance resulted from the rapid solidification process in selective laser melting are analyzed. Furthermore, the importance and difficulty of heat treatment in eliminating Laves-phase as well as tailoring substructure and related mechanical behavior are also discussed. The deformation mechanisms of Inconel 718 alloy at high temperature are illustrated in detail, comprising of dislocation planar slip, twinning and dislocation-shearing γ″ precipitates in complex modes. At last, a newly developed wrought nickel superalloy (Allvac 718Plus, with a increase in service temperature of 55 ℃ as compared to that of Inconel 718) is introduced, and some recent progresses aimed at modifying chemical compositions and phase compositions to improve service temperature on the basis of Inconel 718 alloy are also reviewed. The results indicate that the more stable γ″-γ' composite structure is important for the further design of next-generation wrought nickel superalloys.
Inconel 718变形高温合金热加工组织演变与发展趋势
[J].本文首先针对Inconel 718合金的锻造工艺过程,较为系统地阐述了合金高温变形时的再结晶机制、晶粒长大、δ相形态控制以及存在的残余应力问题。基于选区激光熔化技术在航空发动机材料增材制造领域的潜在优势和应用前景,分析了选区激光熔化技术制造Inconel 718合金凝固组织和性能的各向异性,探讨了热处理工艺在消除有害相、改变组织结构及力学行为等方面的重要作用和局限性。结合高温服役过程的组织演变,分析了Inconel 718合金变形时涉及位错滑移、孪生、γ″相剪切方式的变形机制。最后,介绍了通过调整Inconel 718合金成分来改变强化相结构,从而进一步提高变形高温合金服役温度的有效尝试(如Allvac 718Plus合金的服役温度提高了55 ℃),指出了通过成分调整来获得热稳定性优异的γ″-γ'复合析出结构是新型变形镍基高温合金的重要发展方向。
Thermal deformation and dynamic recrystallization behavior of Inconel 617B superalloy
[J].
高温合金Inconel 617B的热变形及动态再结晶行为
[J].
Hot deformation behaviour and recrystallization model of GH4169 nickel base superalloy
[J].GH4169 superalloy was subjected to thermal compression test at deformation temperature of 900-1 100 ℃ and strain rate of 0.01-5 s<sup>-1</sup>, and the microstructure and hot deformation behaviour were studied. A hyperbolic sinusoidal Arrhenius constitutive equation was constructed on the basis of flow curves and a Avrami critical dynamic recrystallization model was constructed. The results show that GH4169 superalloy underwent dynamic recrystallization during hot compression process, and the recrystallization behaviour was more significant at relatively high temperatures and low strain rates. The constitutive equation of GH4169 superalloy was <i>ε</i>=1.37×10<sup>18</sup>[sinh(0.003 1<i>σ</i>)]<sup>6.13</sup>exp(-4.63×10<sup>5</sup>/<i>RT)</i> when the thermal compression strain reached 0.2. There was a linear relationship between the dynamic recrystallization critical values and the peak values. The Avrami recrystallization model was <i>X</i><sub>DRX</sub>=1-exp{-0.049[(<i>ε</i>-0.035 5)/0.089 9]<sup>2.132</sup>} at deformation temperature of 1 100 ℃ and strain rate of 0.01 s<sup>-1</sup>.
GH4169镍基高温合金的热变形行为与再结晶模型
[J].
Cracking mechanism in as-cast GH4151 superalloy ingot with high γ′; phase content
[J].
Hot deformation behavior and flow stress modeling of a novel CoNi-based wrought superalloy
[J].
Dynamic recrystallization behaviors and cracking mechanism for the hot deformation of new-generation high nitrogen bearing steel
[J].
Unnotched fatigue of Inconel 718 produced by laser beam-powder bed fusion at 25 and 600 oC
[J].
Mechanism of twinning-induced grain boundary engineering in low stacking-fault energy materials
[J].
A critical evaluation on efficacy of recrystallization vs. strain induced boundary migration in achieving grain boundary engineered microstructure in a Ni-base superalloy
[J].
Eliminating embrittlement of GH4065A superalloy at intermediate temperature by a novel grain boundary strengthening mechanism
[J].
Hot compression behaviors and deformation mechanisms of a Ni-Co-based superalloy with columnar grains
[J].
Investigation of microstructural stability and tensile deformation behavior of a novel PM Ni-based superalloy during long-term thermal exposure
[J].
Effect of heating temperature and holding time on grain size of GH4169 alloy
[J].
加热温度与保温时间对GH4169合金晶粒度的影响规律研究
[J].
Hot deformation behavior and DRX mechanism in a γ-γ/cobalt-based superalloy
[J].
Solidification segregation behavior and homogenization heat treatment of GH4151 alloy
[J].
GH4151合金的凝固偏析行为及均匀化热处理研究
[J].
Microstructure and stability conditions for hot deformation of a modified iron-based superalloy
[J].A modified iron-based superalloy is studied regarding its hot formability. The microstructure contained particles of titanium carbides, carbonitrides and nitrates. Torsion tests at high strain rate at temperatures ranging from 800 to 1200°C were conducted. Results of these tests were correlated by means of the Garofalo hyperbolic sine creep relation. An optimum forming temperature of 1260°C at 10 s−1 is obtained. This temperature is strongly dependent on the strain rate. An activation energy for plastic deformation close to that for the activation energy for lattice diffusion in austenitic stainless steels and a stress exponent near 5 were obtained. These values suggest that plastic deformation is controlled by a dislocation climb mechanism.
Hot deformation behaviors and three-dimensional processing map of a nickel-based superalloy with initial dendrite microstructure
[J].
Influence of hot corrosion on thermal fatigue behavior of Ni-based single crystal superalloy: invisible and accelerated crack
[J].
Superlattice stacking fault formation and twinning during creep in γ/γ′ single crystal superalloy CMSX-4
[J].
