鎳基617合金動(dòng)態(tài)再結(jié)晶微觀組織演變與預(yù)測

朱懷沈，聶義宏，趙 帥，王寶忠

(中國第一重型機(jī)械集團(tuán)天津重型裝備工程研究有限公司，天津 300457)

為了提高煤炭利用效率和減少二氧化碳及污染物排放而開發(fā)的700℃超超臨界火力發(fā)電技術(shù)(A-USC)是清潔煤發(fā)電主要技術(shù)之一[1-3]。伴隨蒸氣溫度和壓力的提升，機(jī)組關(guān)鍵部件所用材料也由耐熱鋼朝著高溫合金發(fā)展。617合金是一種Ni-Cr-Co-Mo固溶強(qiáng)化型鎳基高溫合金，在較高的溫度和應(yīng)力條件下仍能保持較為良好的組織穩(wěn)定性及持久強(qiáng)度，且具備優(yōu)越的抗腐蝕性能和耐高溫氧化能力，成為700℃先進(jìn)超超臨界機(jī)組鍋爐過熱器、管道、汽輪機(jī)轉(zhuǎn)子等部件的可選材料[4-5]。國內(nèi)外已有學(xué)者對617合金進(jìn)行了時(shí)效組織分析和焊接工藝性等方面的研究，但有關(guān)熱塑性微觀組織演變尤其是動(dòng)態(tài)再結(jié)晶模型的研究還鮮有報(bào)道[6-7]。

金屬在熱變形過程中不僅發(fā)生形狀的變化還伴隨著微觀組織的變化，微觀組織的狀態(tài)最終決定了材料的使用性能。617合金無法通過后續(xù)熱處理細(xì)化晶粒，只有在熱塑性加工中完成動(dòng)態(tài)再結(jié)晶轉(zhuǎn)變才能細(xì)化奧氏體晶粒，因此控制熱變形中動(dòng)態(tài)再結(jié)晶的組織演變，就成為實(shí)現(xiàn)617合金產(chǎn)品性能改善的一個(gè)重要手段。本工作通過Gleeble-3500熱模擬試驗(yàn)機(jī)開展鎳基617合金等溫壓縮實(shí)驗(yàn)研究變形工藝參數(shù)對微觀組織演變的影響，建立了617合金動(dòng)態(tài)再結(jié)晶模型，通過數(shù)值模擬達(dá)到預(yù)測與控制617合金熱加工微觀組織演變的目的。

1 實(shí)驗(yàn)方法

本實(shí)驗(yàn)用617合金成分如表1所示。實(shí)驗(yàn)用617合金棒料經(jīng)1180℃保溫3h均勻化處理后，機(jī)加工成直徑8mm、長12mm的圓柱形壓縮試樣，利用Gleeble-3500試驗(yàn)機(jī)進(jìn)行熱壓縮實(shí)驗(yàn)。變形溫度在850～1150℃區(qū)間每隔100℃取點(diǎn)壓縮，應(yīng)變速率0.001～1s-1，應(yīng)變量0.15～0.7。以5℃/s的升溫速率將其加熱到變形溫度，到溫后保溫300s均溫后開始變形，記錄變形過程中的應(yīng)力應(yīng)變數(shù)據(jù)并將變形后水淬的試樣剖開，觀察其縱截面金相組織。

表1 617合金化學(xué)成分(質(zhì)量分?jǐn)?shù)/ %)Table 1 Chemical compositions of 617 alloy(mass fraction/%)

2 實(shí)驗(yàn)結(jié)果及分析

2.1 應(yīng)力應(yīng)變曲線

圖1為617合金在不同變形條件下的真應(yīng)力-真應(yīng)變曲線。由圖1可見，幾乎所有曲線都出現(xiàn)了峰值應(yīng)變，且受變形條件影響顯著。熱壓縮變形的開始階段，617合金動(dòng)態(tài)回復(fù)不能完全消除加工硬化，晶粒內(nèi)部累積的畸變能逐漸增大，位錯(cuò)不斷纏結(jié)，表現(xiàn)為應(yīng)力隨應(yīng)變量的增加而大幅上升；當(dāng)應(yīng)變量積累到一定程度后，將會(huì)誘發(fā)動(dòng)態(tài)再結(jié)晶軟化，造成硬化速率的不斷降低，直至達(dá)到平衡時(shí)曲線出現(xiàn)了峰值；峰值過后，動(dòng)態(tài)再結(jié)晶的軟化速率大于加工硬化速率，表現(xiàn)為流變應(yīng)力隨應(yīng)變量的增加逐漸下降。

圖1 617合金熱壓縮真應(yīng)力-應(yīng)變曲線 (a)T=850℃；(b)T=950℃；(c)T=1050℃；(d)T=1150℃Fig.1 True stress-strain curves of alloy 617 in the compression (a)T=850℃；(b)T=950℃；(c)T=1050℃；(d)T=1150℃

2.2 變形參數(shù)對微觀組織的影響

通過對不同變形條件下金相組織的觀察，可以看出變形溫度、應(yīng)變速率、應(yīng)變量等變形參數(shù)對動(dòng)態(tài)再結(jié)晶顯微組織的影響非常明顯。以應(yīng)變速率0.1s-1不同變形溫度下的金相組織為例(如圖2所示)，隨著變形溫度的升高，動(dòng)態(tài)再結(jié)晶體積分?jǐn)?shù)呈現(xiàn)增加趨勢：當(dāng)變形溫度較低時(shí)動(dòng)態(tài)再結(jié)晶不充分，再結(jié)晶組織是被嚴(yán)重拉長的原始奧氏體晶粒和在其周圍分布的細(xì)小動(dòng)態(tài)再結(jié)晶晶粒；當(dāng)變形溫度升高到1050℃時(shí)，晶界上出現(xiàn)了大量細(xì)小的再結(jié)晶晶粒，未再結(jié)晶奧氏體晶粒減少，動(dòng)態(tài)再結(jié)晶體積分?jǐn)?shù)大幅增加；而1150℃變形后的晶粒呈均勻而穩(wěn)定的等軸晶組織。隨著變形溫度的提高，原子擴(kuò)散、晶界遷移能力增強(qiáng)，動(dòng)態(tài)再結(jié)晶形核率和長大速率增加，易于動(dòng)態(tài)再結(jié)晶的發(fā)生。

圖2 應(yīng)變速率0.1 s-1時(shí)不同變形溫度下617合金熱變形后金相組織(a)T=850℃；(b)T=950℃；(c)T=1050℃；(d)T=1150℃Fig.2 Microstructure of alloy 617 after hot deformation at different temperatures in the strain rate of 0.1 s-1(a)T=850℃；(b)T=950℃；(c)T=1050℃；(d)T=1150℃

以變形溫度1150℃不同應(yīng)變速率下的金相組織為例(如圖3所示)，可以看出隨應(yīng)變速率降低，合金的動(dòng)態(tài)再結(jié)晶體積分?jǐn)?shù)逐步增大，當(dāng)應(yīng)變速率為0.01s-1或更小時(shí)已看不到大的原始晶粒，取而代之的是細(xì)小的等軸晶粒，標(biāo)志已經(jīng)發(fā)生了完全動(dòng)態(tài)再結(jié)晶。當(dāng)應(yīng)變速率較小時(shí)，合金有充分的時(shí)間進(jìn)行動(dòng)態(tài)再結(jié)晶的形核和長大；當(dāng)應(yīng)變速率較快變形時(shí)間較短，晶界和原子的遷移受到時(shí)間的抑制，再結(jié)晶來不及發(fā)展；另一方面高應(yīng)變速率同時(shí)提高變形熱效應(yīng)，產(chǎn)生的熱量不能有效地散出帶來局部溫度升高，導(dǎo)致動(dòng)態(tài)再結(jié)晶的程度降低[8]。

圖3 變形溫度1150℃時(shí)不同應(yīng)變速率下617合金熱變形后金相組織...001s-1Fig.3 Microstructure of alloy 617 after deformation at 1150oC at different strain rates...001s-1

應(yīng)變量的大小直接影響到變形組織的均勻性。圖4為1150℃，0.01s-1條件下不同應(yīng)變量的變形組織：應(yīng)變量為0.15時(shí)，原始奧氏體晶粒被拉長，部分晶界出現(xiàn)弓出現(xiàn)象，周圍開始出現(xiàn)細(xì)小的動(dòng)態(tài)再結(jié)晶晶粒，新形成的動(dòng)態(tài)再結(jié)晶晶粒尺寸遠(yuǎn)小于原始奧氏體晶粒；隨著應(yīng)變量的繼續(xù)增加，動(dòng)態(tài)再結(jié)晶晶粒大量形成，原始粗大奧氏體晶粒被分割成幾個(gè)較小的晶粒，未再結(jié)晶區(qū)被逐漸消耗，原始奧氏體晶粒的再結(jié)晶細(xì)化持續(xù)進(jìn)行；當(dāng)應(yīng)變量達(dá)到0.7時(shí)得到了較為均勻的等軸晶組織，動(dòng)態(tài)再結(jié)晶晶粒與未發(fā)生動(dòng)態(tài)再結(jié)晶晶粒在形貌和尺寸大小上已經(jīng)很難區(qū)分，動(dòng)態(tài)再結(jié)晶基本完成。

應(yīng)變量的大小直接影響到試樣變形后的組織狀態(tài)，特別是組織的均勻性，動(dòng)態(tài)再結(jié)晶晶粒尺寸隨著應(yīng)變量的增加而不斷變小，得到細(xì)化。應(yīng)變量的持續(xù)增加使得位錯(cuò)密度得到了增大，這為凸起形核帶來了強(qiáng)大的驅(qū)動(dòng)力，新形成的晶粒和原有晶粒的表面不斷形核直到原有晶粒被消耗殆盡，最終得到細(xì)小的等軸晶粒。

圖4 應(yīng)變速率0.01s-1變形溫度1150℃下617合金不同應(yīng)變量熱變形后金相組織(a)ε=0.15；(b)ε=0.26；(c)ε=0.43；(d)ε=0.7Fig.4 Microstructures of alloy 617 after hot deformation for different strain at 1150℃ and the strain rate of 0.01 s-1(a)ε=0.15；(b)ε=0.26；(c)ε=0.43；(d)ε=0.7

2.3 動(dòng)態(tài)再結(jié)晶模型

探究鎳基合金的熱變形行為，選擇合適的熱變形工藝，可以實(shí)現(xiàn)鎳基合金組織的可控。為了精確控制熱擠壓變形工藝中材料的組織演變，必須將熱變形工藝中組織的演變過程進(jìn)行量化。本工作采用改進(jìn)的Avrami形式再結(jié)晶動(dòng)力學(xué)方程，并假設(shè)再結(jié)晶分?jǐn)?shù)與初始晶粒度無關(guān)，根據(jù)等溫恒應(yīng)變速率熱壓縮實(shí)驗(yàn)得到的應(yīng)力應(yīng)變曲線和動(dòng)態(tài)再結(jié)晶金相組織，建立動(dòng)態(tài)再結(jié)晶組織演變模型[9-11]，來預(yù)測和控制熱加工工藝中的組織演變行為，進(jìn)而實(shí)現(xiàn)微觀組織的定量控制。

2.3.1 臨界應(yīng)變與峰值應(yīng)變

在變形過程中應(yīng)變積累到一定程度后會(huì)誘發(fā)材料的動(dòng)態(tài)再結(jié)晶轉(zhuǎn)變，剛發(fā)生動(dòng)態(tài)再結(jié)晶時(shí)所對應(yīng)的應(yīng)變即為臨界應(yīng)變，是判斷材料在熱變形過程是否發(fā)生動(dòng)態(tài)再結(jié)晶的重要依據(jù)[12-13]。加工硬化率(θ)是真應(yīng)力(σ)對真應(yīng)變(ε)的導(dǎo)數(shù)。Poliak等[14]認(rèn)為，材料發(fā)生動(dòng)態(tài)再結(jié)晶時(shí)，θ-σ曲線呈現(xiàn)拐點(diǎn)特征，該拐點(diǎn)處應(yīng)力所對應(yīng)的應(yīng)變?yōu)榕R界應(yīng)變，即-?2θ/?σ=0處的應(yīng)變。又可由θ=?σ/?ε的定義利用偏導(dǎo)數(shù)的關(guān)系推導(dǎo)出如下關(guān)系：-?(lnθ)/?ε=?θ/?σ，說明lnθ-ε曲線也必然會(huì)出現(xiàn)拐點(diǎn)的特征。

據(jù)此，本研究用熱壓縮實(shí)驗(yàn)所得617合金應(yīng)力應(yīng)變曲線數(shù)據(jù)進(jìn)行計(jì)算，計(jì)算方法如下[15]：(1)采用差分法處理617合金真應(yīng)力-應(yīng)變曲線數(shù)據(jù)，繪制出lnθ-ε的散點(diǎn)圖；(2)采用三次多項(xiàng)式函數(shù)擬合散點(diǎn)圖，得到lnθ-ε關(guān)系曲線；(3)將表征lnθ-ε關(guān)系的三次多項(xiàng)式相對ε求導(dǎo)，得到-?(lnθ)/?ε-ε曲線，曲線最低點(diǎn)的位置與lnθ-ε曲線的拐點(diǎn)相對應(yīng)，這個(gè)點(diǎn)對應(yīng)的ε值即發(fā)生動(dòng)態(tài)再結(jié)晶的臨界應(yīng)變?chǔ)與。

圖5所示為不同變形條件下的-?(lnθ)/?ε-ε曲線?？梢钥闯?，在應(yīng)變速率相同的條件下，臨界應(yīng)變隨著變形溫度的升高而降低；在變形溫度相同的條件下，臨界應(yīng)變隨著應(yīng)變速率的減小而降低。這主要是由于溫度越高，位錯(cuò)遷移的驅(qū)動(dòng)動(dòng)力越強(qiáng)[16]；而應(yīng)變速率越小，位錯(cuò)合并抵消的時(shí)間和再結(jié)晶晶粒的形核也越充分[17]，這些都使得動(dòng)態(tài)再結(jié)晶更容易發(fā)生，表現(xiàn)為臨界應(yīng)變的降低。

圖5 變形速率0.1/s不同變形溫度(a)及變形溫度1150℃不同變形速率(b) -?(lnθ)/?ε與ε之間的關(guān)系Fig.5 Relationship between -?(lnθ)/?ε and ε at the strain rate of 0.1/s and different temperatures(a) at 1150℃and different strain rates(b)

將計(jì)算求得的各變形條件下臨界應(yīng)變?chǔ)與與由應(yīng)力應(yīng)變曲線讀出的峰值應(yīng)力對應(yīng)的應(yīng)變(即峰值應(yīng)變)εp進(jìn)行線性回歸得到臨界應(yīng)變與峰值應(yīng)變的關(guān)系，即εc=0.46εp。

峰值應(yīng)變可以表述為含有應(yīng)變速率、變形溫度等變量的函數(shù)，可以表示為Aravmi形式的方程：

(1)

對式(1)兩邊取對數(shù)可得：

(2)

對不同變形條件下的變量數(shù)值進(jìn)行多元回歸求得各個(gè)系數(shù)，得到峰值應(yīng)變的表達(dá)方程為：

(3)

2.3.2 動(dòng)態(tài)再結(jié)晶動(dòng)力學(xué)方程

金屬在發(fā)生動(dòng)態(tài)再結(jié)晶時(shí)，再結(jié)晶分?jǐn)?shù)的大小主要受變形溫度、應(yīng)變速率以及應(yīng)變量的影響。為了定量研究變形過程中的動(dòng)態(tài)再結(jié)晶分?jǐn)?shù)，引入基于JMAK再結(jié)晶理論的動(dòng)態(tài)再結(jié)晶運(yùn)動(dòng)學(xué)方程：

(4)

(5)

(6)

式中:Xdrex為動(dòng)態(tài)再結(jié)晶體積分?jǐn)?shù);ε0.5為動(dòng)態(tài)再結(jié)晶體積分?jǐn)?shù)達(dá)到50%時(shí)對應(yīng)的真應(yīng)變;ddrex為動(dòng)態(tài)再結(jié)晶晶粒尺寸;βd,kd,a5,m5,a8,m8為材料常數(shù);Q5,Q8為激活能。

測量不同變形條件下617合金的動(dòng)態(tài)再結(jié)晶體積分?jǐn)?shù)，可以采用熱壓縮后淬火試樣的金相組織直接進(jìn)行評定。定量金相分析結(jié)果表明，當(dāng)變形溫度和應(yīng)變速率一定時(shí)，動(dòng)態(tài)再結(jié)晶體積分?jǐn)?shù)與應(yīng)變量的關(guān)系呈現(xiàn)典型的“S”形曲線特征。圖6為變形溫度1150℃，變形速率0.01s-1條件下617合金動(dòng)態(tài)再結(jié)晶體積分?jǐn)?shù)與真應(yīng)變間的關(guān)系，可以看出應(yīng)變量對動(dòng)態(tài)再結(jié)晶體積分?jǐn)?shù)的影響是遞增關(guān)系，即增加應(yīng)變量動(dòng)態(tài)再結(jié)晶分?jǐn)?shù)也隨之增大。擬合動(dòng)態(tài)再結(jié)晶體積分?jǐn)?shù)與應(yīng)變量的關(guān)系曲線，直接讀出再結(jié)晶分?jǐn)?shù)為50%時(shí)對應(yīng)的應(yīng)變量ε0.5，仿照峰值應(yīng)變的求解方法計(jì)算得到：

(7)

圖6 動(dòng)態(tài)再結(jié)晶體積分?jǐn)?shù)與真應(yīng)變之間的關(guān)系Fig.6 Relationship between dynamic recrystallization volume fraction and true strain

對式(4)兩邊取雙對數(shù)可得：

(8)

根據(jù)不同變形條件下得到的數(shù)據(jù)繪出ln{[1/(1-Xdrex)]}-ln[(ε-εc)/ε0.5]散點(diǎn)圖，采用最小二乘法線性回歸求其斜率，可以得到：

(9)

對式(6)同樣利用最小二乘法原理進(jìn)行計(jì)算，穩(wěn)態(tài)再結(jié)晶晶粒尺寸受變形參數(shù)影響的關(guān)系可以表示為：

(10)

3 動(dòng)態(tài)再結(jié)晶模型的驗(yàn)證

將動(dòng)態(tài)再結(jié)晶模型導(dǎo)入有限元軟件Deform-3D中，模擬617合金的熱變形過程，修正部分參數(shù)以使模擬熱壓縮實(shí)驗(yàn)的計(jì)算值與實(shí)驗(yàn)值間的誤差降低。金屬塑性成形過程中微觀組織演變是非常復(fù)雜的，除了模型自身準(zhǔn)確性的要求外數(shù)值模擬結(jié)果的準(zhǔn)確度還受到邊界條件、軟件計(jì)算等多因素影響，所以必須開展工藝實(shí)驗(yàn)，以驗(yàn)證數(shù)值模擬的有效性和正確性。

617合金熱鍛工藝實(shí)驗(yàn)在100T試驗(yàn)液壓機(jī)上進(jìn)行，使用餅形毛坯，高56mm，最大直徑82mm。實(shí)驗(yàn)始鍛溫度1150℃，用平砧覆蓋毛坯大部分投影截面沿縱向恒定速率壓下50mm，變形到量后將617合金鍛件水冷以保留其變形組織形態(tài)。沿橫截面切開，在不同的位置取金相試樣，取樣位置如圖7所示。觀察各部位晶粒組織形態(tài)(如圖8所示)。通過圖像處理軟件測量得到每個(gè)位置對應(yīng)金相圖片的動(dòng)態(tài)再結(jié)晶體積分?jǐn)?shù)并使用截線法測量其平均晶粒尺寸。

由圖8可以看出，鍛件橫截面被平砧壓下部位芯部試樣基本上全部為均勻細(xì)密的等軸晶組織，發(fā)生了完全動(dòng)態(tài)再結(jié)晶(圖8(b))；由此區(qū)域沿橫軸向兩端延伸動(dòng)態(tài)再結(jié)晶體積分?jǐn)?shù)有所減小，個(gè)別部位尚有較大晶粒沒有破碎(圖8(a)，8(c))；鍛件在平砧之外的部位由于變形位置的牽引發(fā)生了少量變形，對應(yīng)這一區(qū)域的動(dòng)態(tài)再結(jié)晶體積分?jǐn)?shù)較小，存在明顯的項(xiàng)鏈狀組織(圖8(d)，8(e))；而鍛件貼近平砧的位置屬于變形死區(qū)，變形量極小，這一部分晶?；疚窗l(fā)生動(dòng)態(tài)再結(jié)晶(圖8(f))。

圖7 617合金工藝實(shí)驗(yàn)鍛件金相試樣取樣位置示意圖Fig.7 Schematic diagram for sample machining of forged alloy 617

圖8 617合金工藝實(shí)驗(yàn)鍛件不同部位金相組織(a)取樣部位A；(b)取樣部位B；(c)取樣部位C；(d)取樣部位D；(e)取樣部位E；(f)取樣部位FFig.8 Microstructures of forged alloy 617 at different locations(a)position A；(b)position B；(c)position C；(d)position D；(e)position E；(f)position F

根據(jù)工藝實(shí)驗(yàn)條件建立起相應(yīng)的617合金熱變形有限元模型，確定環(huán)境溫度、毛坯與平砧間的傳熱系數(shù)、摩擦因數(shù)等邊界條件參數(shù)。導(dǎo)入動(dòng)態(tài)再結(jié)晶模型并輸入初始條件計(jì)算，得到617合金餅形毛坯熱鍛后動(dòng)態(tài)再結(jié)晶的數(shù)值模擬分析結(jié)果(如圖9，10所示)?？梢钥闯?，隨著變形量的增加，鍛件內(nèi)部組織的再結(jié)晶體積分?jǐn)?shù)不斷增加，平均晶粒尺寸也隨之變小。變形最大的被平砧直接壓下部分芯部最先發(fā)生動(dòng)態(tài)再結(jié)晶，由此區(qū)域向周邊延伸動(dòng)態(tài)再結(jié)晶體積分?jǐn)?shù)逐步減小；至終鍛狀態(tài)時(shí)鍛件在平砧之外的部位也發(fā)生了不完全動(dòng)態(tài)再結(jié)晶，平砧壓下區(qū)域絕大部分都發(fā)生了完全動(dòng)態(tài)再結(jié)晶，而與平砧接觸的部位則基本未發(fā)生動(dòng)態(tài)再結(jié)晶；與之相對應(yīng)平砧之外的部位平均晶粒尺寸較大，平砧壓下區(qū)域則較小，與平砧接觸部位的晶粒較原始晶粒變化不大。

圖9 壓下量為20mm (a)，35mm (b)和50mm(c)的動(dòng)態(tài)再結(jié)晶體積分?jǐn)?shù)的分布Fig.9 Volume fraction of dynamic recrystallization at the stroke of 20mm (a),35mm(b) and 50mm (c)

圖10 壓下量為20mm (a)，35mm (b)和50mm(c)的平均晶粒尺寸的分布Fig.10 Average grain size at the stroke of 20mm (a),35mm(b) and 50mm (c)

表2為不同位置金相圖片的動(dòng)態(tài)再結(jié)晶體積分?jǐn)?shù)和平均晶粒尺寸實(shí)際測量結(jié)果與有限元數(shù)值模擬結(jié)果中提取相應(yīng)位置節(jié)點(diǎn)數(shù)據(jù)的對照?？梢钥闯?，數(shù)值模擬得到的動(dòng)態(tài)再結(jié)晶體積分?jǐn)?shù)結(jié)果與金相實(shí)驗(yàn)測量值基本吻合，除基本未發(fā)生動(dòng)態(tài)再結(jié)晶的位置(數(shù)值過小導(dǎo)致較高的相對誤差)外其余結(jié)果相對誤差均在7%以內(nèi)，表明該模型能夠較為準(zhǔn)確地預(yù)測617合金動(dòng)態(tài)再結(jié)晶組織演變，但數(shù)值模擬得到的平均晶粒尺寸普遍大于實(shí)際測量值，這可能是由于工藝實(shí)驗(yàn)所采用的毛坯本身存在大量的碳化物，這些碳化物的分布利于再結(jié)晶核心的產(chǎn)生，使得其周圍基體在熱變形過程中晶粒變細(xì)成為一個(gè)細(xì)晶區(qū)，從而大幅降低了晶粒的平均尺寸造成實(shí)測值與模擬值存在較大偏差。碳化物等第二相在熱變形中對晶粒尺寸的影響有待下一步繼續(xù)研究。

表2 617合金工藝實(shí)驗(yàn)鍛件動(dòng)態(tài)再結(jié)晶體積分?jǐn)?shù)及平均晶粒尺寸實(shí)驗(yàn)值和模擬值對比Table 2 Comparison of volume fraction of dynamic recrystallization and average grain size for forged alloy 617 between experiment and simulated results

4 結(jié)論

(1)工藝實(shí)驗(yàn)結(jié)果表明617合金在熱變形過程中發(fā)生了較為明顯的動(dòng)態(tài)再結(jié)晶行為，較高的變形溫度、較慢的應(yīng)變速率及大變形量能夠使617合金的動(dòng)態(tài)再結(jié)晶程度更為充分。

(2)通過金相分析及多元回歸的方法，得到了617合金動(dòng)態(tài)再結(jié)晶動(dòng)力學(xué)模型和晶粒尺寸演變模型：

經(jīng)過數(shù)值模擬與熱鍛工藝實(shí)驗(yàn)的結(jié)果比對，動(dòng)態(tài)再結(jié)晶體積分?jǐn)?shù)相對誤差在7%以內(nèi)，模擬值與測量值吻合較好。

[1] SAUDERS J, MONTERIRO M, RIZZO F, et al. The oxidation behavior of metals and alloys at high temperatures in atmospheres containing water vapor :a review[J]. Progress in Materials Science, 2008, 53(5):775-837.

[2] AKBARI-GARAKANI M, MEHDIZADEH M. Effect of longterm service exposure on microstructure and mechanical properties of alloy 617[J]. Materials & Design, 2011, 32(5):2695-2700.

[3] BUGGE J, KJAER S, BLUM R. High-efficiency coal-fired power plants development and perspectives[J]. Energy, 2006, 31(10):1437-1445.

[4] KL?WER J, HUSEMANN R U, BADER M, et al. Development of nickel alloys based on alloy 617 for components in 700℃ power plants[J]. Procedia Engineering, 2013, 55:226-231.

[5] GARIBOLDI E, CABIBBO M, SPIGARELLI S. Investigation on precipitation phenomena of Ni-22Cr-12Co-9Mo alloy aged and crept at high temperature[J]. International Journal of Pressure Vessels and Piping, 2008, 85(1/2):63-71.

[6] 郭巖, 周榮燦, 侯淑芳, 等. 617合金760℃時(shí)效組織結(jié)構(gòu)及力學(xué)性能分析[J]. 中國電機(jī)工程學(xué)報(bào), 2010, 30(26):86-89.

GUO Y, ZHOU R C, HOU S F, et al. Analysis of microstructure and mechanical properties of alloy 617 aged at 760℃[J]. Proceedings of the CSEE, 2010, 30(26):86-89.

[7] GARIBOLDI E, CABIBBO M, SPIGARELLI S. Investigation on precipitation phenomena of Ni-22Cr-12Co-9Mo alloy aged and crept at high temperature[J]. International Journal of Pressure Vessels and Piping, 2008, 85(1/2):63-71.

[8] 葉建水, 董建新, 張麥倉, 等. 700℃超超臨界電站鍋爐用617B和740H管道氬弧焊接頭微觀組織特征[J]. 稀有金屬材料與工程, 2015, 44(9):2189-2195.

YE J S, DONG J X, ZHANG M C, et al. Microstructure characteristics of 617B tube and 740H pipe TIG welding joints for 700℃ ultra-supercritical power plant boilers[J]. Raremetal Materials and Engineering, 2015, 44(9):2189-2195．

[9] 羅子健, 楊旗, 姬婉華. 考慮變形熱效應(yīng)的本構(gòu)關(guān)系建立方法[J]. 中國有色金屬學(xué)報(bào), 2000, 10(6):804-808．

LUO Z J，YANG Q，JI W H．New method to establish constitutive relationship considering effect of deformation heating [J]．The Chinese Journal of Nonferrous Metals, 2000, 10(6):804-808．

[10] 董建新. 鎳基合金管材擠壓及組織控制[M]. 北京: 冶金工業(yè)出版社, 2014.

DONG J X. Extrusion and microstructure control of nickel based alloy tubes[M]. Beijing: Metallurgical Industry Press, 2014.

[11] 楊曉雅, 何岸, 謝甘霖, 等. 核電用奧氏體不銹鋼的動(dòng)態(tài)再結(jié)晶行為[J]. 工程科學(xué)學(xué)報(bào), 2015, 37(11):1447-1455.

YANG X Y, HE A, XIE G L, et al. Dynamic recrystallization behavior of an austenitic stainless steel for nuclear power plants[J]. Chinese Journal of Engineering, 2015, 37(11):1447-1455.

[12] 黃順喆, 厲勇, 王春旭, 等. SAE9310鋼動(dòng)態(tài)再結(jié)晶臨界條件的研究[J]. 航空材料學(xué)報(bào), 2014, 34(3):21-27.

HUANG S Z, LI Y, WANG C X, et al. Dynamic recrystallization in SAE9310 steel[J]. Journal of Aeronautical Materials, 2014, 34(3):21-27.

[13] SAADATKIA S, MIRZADEH H, CABRERA J M. Hot deformation behavior, dynamic recrystallization, and physically-based constitutive modeling of plain carbon steels[J]. Materials Science and Engineering:A, 2015, 636: 196-202.

[14] POLIAK E I, JOANS J J. A one-parameter approach to determining the critical conditions for the initiation of dynamic recrystallization[J]. Acta Materia, 1996, 44(1):127-136.

[15] POLIAK E I, JONAS J J. Initiation of dynamic recrystallization in constant strain rate hot deformation[J]. ISIJ International, 2003, 43(5):684-691.

[16] 李冬勤, 徐磊, 黃興民, 等. 7A04鋁合金動(dòng)態(tài)再結(jié)晶的臨界應(yīng)變研究[J]. 材料工程, 2013(4):23-27.

LI D Q, XU L, HUANG X M, et al. Investigation on critical strain of dynamic recrystallization for 7A04 aluminum alloy[J]. Journal of Materials Engineering, 2013(4):23-27.

[17] QUAN G Z, SHI Y, WANG Y X, et al. Constitutive modeling for the dynamic recrystallization evolution of AZ80 magnesium alloy based on stress-strain data[J]. Materials Science and Engineering:A, 2011, 528: 8051-8059．