GH4068合金管材成形工藝及力學(xué)性能研究*

崔傳勇，白英伯，張 瑞，周子薦，周亦胄，孫曉峰

（中國(guó)科學(xué)院金屬研究所師昌緒先進(jìn)材料創(chuàng)新中心，沈陽(yáng) 110016）

管形構(gòu)件作為先進(jìn)飛行器的重要組成部分，廣泛應(yīng)用在航空航天領(lǐng)域，在飛行器及發(fā)動(dòng)機(jī)的液壓、燃油、環(huán)控等傳輸及控制系統(tǒng)中起到關(guān)鍵作用，其性能優(yōu)劣直接影響到航空飛行器的適航性及安全性[1–3]。飛行器管路系統(tǒng)的服役條件苛刻，不僅作為重要熱端部件處在高溫高壓、高頻振動(dòng)的工作環(huán)境中，同時(shí)在飛行器管路系統(tǒng)服役時(shí)，管材內(nèi)壁往往受到油氣等運(yùn)輸介質(zhì)的長(zhǎng)期侵蝕[4–5]。隨著航空飛行器推重比、穩(wěn)定性、安全性的進(jìn)一步發(fā)展，對(duì)關(guān)鍵管路系統(tǒng)的使用條件提出了更嚴(yán)格的要求。因此，采用高承溫能力的高溫合金材料制備綜合服役性能更加優(yōu)異的航空管材部件具有廣闊的發(fā)展前景。

近年來(lái)，具有高合金化程度的沉淀強(qiáng)化型Ni基高溫合金以其優(yōu)異的高溫性能和相對(duì)低廉的制備成本得到了廣泛的應(yīng)用，此類(lèi)合金通過(guò)添加大量Al、Ti、Nb等γ′相形成元素，增大γ′相體積分?jǐn)?shù)并提高其溶解溫度，從而大幅提高合金的承溫能力[6–7]。中國(guó)科學(xué)院金屬研究所自主研發(fā)了一種新型沉淀強(qiáng)化Ni基高溫合金GH4068，其密度低 （8.1g/cm3）、強(qiáng)度高 （750℃的屈服強(qiáng)度≥1050MPa），在熱加工區(qū)（>950℃）具有優(yōu)異的塑性變形能力 （延伸率>1000%），因此，其作為高性能航空管材用材料具有廣泛的應(yīng)用前景[8–9]。

高溫合金管材主要以包套后熱擠壓的變形加工方法制備，相比于鍛造變形工藝，熱擠壓過(guò)程中合金的變形量更大、變形速率更快[10–11]。GH4068合金以其高合金化程度獲得優(yōu)異性能的同時(shí)，也造成合金熱塑性降低、變形抗力增大、熱加工窗口變窄[12]。在GH4068合金管材的制備過(guò)程中，高溫退火能夠有效消除枝晶，為鑄態(tài)合金直接進(jìn)行熱擠壓加工提供條件[13]。此外，通過(guò)多步熱機(jī)械形變的方法對(duì)合金鑄錠進(jìn)行開(kāi)坯處理，將粗大的鑄態(tài)晶粒破碎得到細(xì)晶組織，有助于提高合金的變形協(xié)調(diào)性，優(yōu)化合金的熱加工性能。合金鑄錠退火后直接進(jìn)行擠壓與開(kāi)坯后進(jìn)行擠壓兩種管材制備方法，對(duì)合金加工條件的要求、成形后管材組織及性能的影響都有待進(jìn)一步研究。因此，優(yōu)化GH4068合金熱擠壓加工工藝，探索有利于高合金化難變形高溫合金管材性能的成形組織，對(duì)于生產(chǎn)高性能航空管形構(gòu)件具有重要意義。

基于上述原因，本文以GH4068高溫合金作為研究對(duì)象，開(kāi)展合金在開(kāi)坯+擠壓和鑄態(tài)+擠壓兩種管材制備工藝下的高溫變形行為、組織演變、熱擠壓特征及成形后力學(xué)性能的研究，從而對(duì)GH4068管材熱擠壓生產(chǎn)工藝進(jìn)行優(yōu)化，為工業(yè)生產(chǎn)提供理論指導(dǎo)。

1 試驗(yàn)及方法

本研究以中國(guó)科學(xué)院金屬研究所自主研發(fā)的鎳基變形高溫合金GH4068合金作為研究對(duì)象，合金的化學(xué)成分如表1所示。合金鑄錠以雙聯(lián)冶煉工藝 （VIM+VAR）制備，合金經(jīng)DTA方法測(cè)定的γ′相溶解溫度約為1140℃。合金鑄錠經(jīng)高溫退火后一部分直接擠壓，另一部分進(jìn)行開(kāi)坯后再擠壓，開(kāi)坯溫度選定在1100℃，沿鑄錠軸向進(jìn)行多道次熱機(jī)械處理后得到開(kāi)坯合金錠，鑄態(tài)退火及開(kāi)坯合金的組織形貌如圖1所示。合金鑄態(tài)退火后晶粒組織粗大，晶粒尺寸達(dá)到300μm以上（圖1（a））；合金經(jīng)開(kāi)坯處理后晶粒被充分破碎，開(kāi)坯態(tài)平均晶粒尺寸約為42μm，在這些細(xì)小晶粒周?chē)植加胁灰?guī)則形狀的γ′析出相 （圖1（b））。采用包套熱擠壓方法制備GH4068合金管材時(shí)，包套外徑φ95mm，內(nèi)徑φ26mm，擠壓比約10∶1，擠壓后得到外徑為φ35mm的管材。擠壓后的管材進(jìn)行1100℃/4h/空冷+650℃/24h/空冷+760℃/16h/空冷標(biāo)準(zhǔn)熱處理。

圖1 GH4068合金金相組織Fig.1 Metallographic structure of GH4068 alloy

表1 GH4068合金化學(xué)成分（質(zhì)量分?jǐn)?shù)）Table 1 Chemical composition of GH4068 alloy (mass fraction) %

鑄錠經(jīng)退火及開(kāi)坯后分別切取φ8mm×12mm圓柱形鑄態(tài)與開(kāi)坯合金熱壓縮試樣，在Gleeble–3800熱模擬試驗(yàn)機(jī)進(jìn)行熱壓縮試驗(yàn)，試驗(yàn)過(guò)程以10℃/s的升溫速率加熱至試驗(yàn)溫度后保溫10min，隨后壓縮至試樣50%變形量 （真應(yīng)變0.693）后卸載，最后立即進(jìn)行水冷處理。熱擠壓管材沿軸向切取拉伸及持久性能試樣，試樣標(biāo)距段尺寸為φ3mm×20mm。熱壓縮試樣及熱擠壓管材組織使用MEF4A型光學(xué)顯微鏡 （OM）和Zeiss Merlin Compact型場(chǎng)發(fā)射掃描電子顯微鏡（SEM）進(jìn)行觀察，同時(shí)，掃描電子顯微鏡配備有Oxford Symmetry EBSD探頭，用于對(duì)熱壓縮試樣變形組織進(jìn)行EBSD分析。金相組織采用100mL HCl+100mL C2H5OH+50g CuCl2溶液化學(xué)腐蝕后觀察；掃描電鏡樣品采用170mL H3PO4+10mL H2SO4+15g CrO3溶液在5V電壓下電解腐蝕10～20s；EBSD樣品采用80mL CH3OH+20mL H2SO4溶液在25V電壓下電解拋光25s。EBSD分析中通過(guò)晶粒取向分布（GOS）參數(shù)鑒別動(dòng)態(tài)再結(jié)晶晶粒與變形晶粒，GOS值低于2°的晶粒被定義為動(dòng)態(tài)再結(jié)晶晶粒。

2 結(jié)果與討論

2.1 合金高溫變形行為

為評(píng)價(jià)GH4068合金的熱加工成形性能，探究合金管材熱擠壓成形工藝，本文通過(guò)Gleeble熱壓縮試驗(yàn)表征合金的高溫變形行為并獲得高溫變形組織。相較于傳統(tǒng)Ni基變形高溫合金，GH4068合金中具有較高的γ′沉淀強(qiáng)化相含量，這使得合金在獲得較高承溫能力的同時(shí)也增大了變形抗力。此外，由于γ′相溶解溫度隨著Al、Ti含量的增加而上升，生產(chǎn)過(guò)程中合金在γ+γ′雙相區(qū)進(jìn)行熱加工是難以避免的[14]。因此，尋求最佳變形溫度對(duì)于優(yōu)化合金的熱加工性能具有重要意義。

對(duì)于開(kāi)坯后的鍛態(tài)樣品來(lái)說(shuō)，細(xì)晶組織有助于提高其熱塑性，使其能在更低的加工溫度下實(shí)現(xiàn)均勻變形[15]。而鑄態(tài)樣品在高溫退火后得到粗大晶粒組織，變形協(xié)調(diào)性差，一般需要在較高溫度區(qū)間內(nèi)進(jìn)行熱加工以獲得良好的熱塑性[16]。因此對(duì)于開(kāi)坯及鑄態(tài)樣品選定了不同的熱壓縮試驗(yàn)溫度條件，開(kāi)坯樣品在1060℃、1090℃、1120℃（γ+γ′雙相區(qū)）及1150℃（γ單相區(qū)）下進(jìn)行熱壓縮變形，鑄態(tài)樣品在1100℃、1130℃（γ+γ′雙相區(qū)）與1150℃、1170℃（γ單相區(qū)）條件下變形。圖2為不同試驗(yàn)條件下變形后的熱壓縮試樣宏觀形貌照片?？梢钥闯觯_(kāi)坯試樣在大部分壓縮條件下形狀完好無(wú)宏觀裂紋產(chǎn)生，僅在1150℃/1s–1條件下變形后出現(xiàn)楔形裂紋；鑄態(tài)試樣隨著變形溫度與應(yīng)變速率的提高，試樣自由變形區(qū)（側(cè)邊鼓肚區(qū)域）開(kāi)始發(fā)生較為明顯的開(kāi)裂，試樣在1150℃/0.1s–1、1150℃/1s–1以及1170℃全部應(yīng)變速率的條件下變形后均產(chǎn)生較為明顯的宏觀裂紋。

圖2 不同變形條件下熱壓縮試樣宏觀形貌Fig.2 Macro morphology of hot compression specimens under different deformation conditions

圖3和4分別展示了開(kāi)坯及鑄態(tài)樣品在不同試驗(yàn)條件下變形的真應(yīng)力–應(yīng)變曲線，合金流變曲線呈現(xiàn)出先升高再下降，最終逐漸達(dá)到穩(wěn)態(tài)的趨勢(shì)，這一特征與其他研究所報(bào)道的Ni基高溫合金變形過(guò)程相似[17–19]。在開(kāi)坯樣品變形初期，合金內(nèi)部的位錯(cuò)伴隨應(yīng)變量的提高迅速增殖，位錯(cuò)密度增加引發(fā)的加工硬化效應(yīng)使變形應(yīng)力迅速增大至峰值；隨著變形繼續(xù)進(jìn)行，曲線表現(xiàn)出典型的動(dòng)態(tài)再結(jié)晶特征，再結(jié)晶過(guò)程使合金發(fā)生軟化并抵消了部分加工硬化效應(yīng)，流變應(yīng)力開(kāi)始下降；當(dāng)動(dòng)態(tài)再結(jié)晶與加工硬化在較大應(yīng)變量下實(shí)現(xiàn)動(dòng)態(tài)平衡時(shí)，合金流變應(yīng)力逐漸達(dá)到穩(wěn)態(tài)。此外，隨著變形溫度的增加，合金的變形抗力逐漸降低，這是由于高溫下原子活動(dòng)加劇，位錯(cuò)更容易運(yùn)動(dòng)，動(dòng)態(tài)再結(jié)晶受到熱效應(yīng)激活更容易發(fā)生，進(jìn)而使加工硬化程度降低、動(dòng)態(tài)再結(jié)晶程度提高，促進(jìn)了合金在變形過(guò)程中的軟化。從圖3中可以看出，開(kāi)坯合金在1060℃下表現(xiàn)出了較高的變形抗力和加工硬化效應(yīng)，樣品在0.01s–1和0.1s–1應(yīng)變速率條件下，變形時(shí)的應(yīng)力峰值要顯著高于其他溫度。如圖4所示，鑄態(tài)樣品在相同變形條件下（1150℃/0.1s–1、1150℃/1s–1）的流變應(yīng)力峰值高于開(kāi)坯樣品，其動(dòng)態(tài)軟化程度弱于開(kāi)坯樣品，應(yīng)力達(dá)到峰值后加工硬化繼續(xù)占據(jù)主導(dǎo)地位，流變曲線隨著變形量增大基本呈現(xiàn)持平狀態(tài)。這表明其動(dòng)態(tài)再結(jié)晶程度較低，在較小應(yīng)變量下就與加工硬化實(shí)現(xiàn)動(dòng)態(tài)平衡，流變應(yīng)力在經(jīng)過(guò)小幅下降后迅速達(dá)到穩(wěn)態(tài)，使鑄態(tài)合金樣品的變形抗力整體處于較高水平。

圖3 開(kāi)坯試樣壓縮變形真應(yīng)力–應(yīng)變曲線Fig.3 True stress–strain curves of compression deformation of bloomed samples

圖4 鑄態(tài)試樣壓縮變形真應(yīng)力–應(yīng)變曲線Fig.4 True stress–strain curves of compression deformation of as-cast samples

2.2 合金高溫變形組織

圖5和6分別為鍛態(tài)及鑄態(tài)樣品在不同試驗(yàn)條件下變形至真應(yīng)變量0.693后的微觀組織?？梢钥闯?，合金在γ + γ′雙相區(qū)和γ單相區(qū)壓縮后呈現(xiàn)出不同的變形組織，隨著變形溫度的提高，合金變形后的晶粒尺寸逐漸增大。當(dāng)變形溫度超過(guò)γ′相完全溶解溫度時(shí)，由于晶界處的初生γ′相溶解后失去釘扎作用，合金晶粒在γ單相區(qū)變形后迅速長(zhǎng)大，這顯然有悖于變形高溫合金通過(guò)熱加工獲得組織均勻、晶粒細(xì)化的高性能型材的初衷。同時(shí)，晶粒粗大的組織變形協(xié)調(diào)性差，變形時(shí)應(yīng)力狀態(tài)復(fù)雜，容易在熱變形過(guò)程中出現(xiàn)局部塑性變形及楔形開(kāi)裂等流變失穩(wěn)[20–22]。這與合金試樣在高溫、高應(yīng)變速率下表現(xiàn)出的開(kāi)裂特征是相符合的。因此，對(duì)于GH4068合金的熱加工工藝來(lái)說(shuō)，將合金變形溫度控制在γ′相完全溶解溫度以下是較為合適的。

從圖5可以看出，鍛態(tài)合金樣品在1060℃/0.1s–1、1090℃/1s–1、1060℃/1s–1條件下變形后得到的晶粒組織較為均勻細(xì)小。圖7為添加GOS值判定的鍛態(tài)樣品典型條件下變形組織的EBSD圖像，其中GOS值小于2°的晶粒被定義為動(dòng)態(tài)再結(jié)晶晶粒，并以藍(lán)色填充，可以看出，開(kāi)坯合金整體再結(jié)晶程度較高，在1060℃下以0.01s–1變形后，動(dòng)態(tài)再結(jié)晶體積分?jǐn)?shù)接近95%（圖7（a））。如圖7（c）和（d）所示，合金在1090℃條件下變形后發(fā)生了明顯的動(dòng)態(tài)再結(jié)晶，再結(jié)晶體積分?jǐn)?shù)均達(dá)到95%以上。結(jié)合合金變形組織與變形行為分析，當(dāng)合金在γ′相完全溶解溫度以上變形時(shí)，沉淀相完全溶解進(jìn)而失去釘扎作用，晶粒開(kāi)始劇烈長(zhǎng)大，粗晶組織的變形協(xié)調(diào)性降低，再結(jié)晶形核位點(diǎn)減少，動(dòng)態(tài)再結(jié)晶過(guò)程受阻、再結(jié)晶程度降低。從圖3（c）中可以看出，開(kāi)坯合金在1150℃/1s–1條件下變形時(shí)的穩(wěn)態(tài)應(yīng)力甚至要高于1120℃，這顯然是由于高變形速率使得變形時(shí)間減少，合金在1150℃下形成的粗晶組織使動(dòng)態(tài)再結(jié)晶進(jìn)程受阻，合金來(lái)不及發(fā)生較高程度的再結(jié)晶來(lái)獲得足夠的軟化趨勢(shì)，導(dǎo)致變形最終階段穩(wěn)態(tài)應(yīng)力較高。相應(yīng)地，由于變形協(xié)調(diào)性差、軟化程度低，開(kāi)坯合金試樣在1150℃/1s–1變形后發(fā)生了開(kāi)裂。因此對(duì)于合金的加工變形來(lái)說(shuō)，晶粒粗大、應(yīng)變速率高都是不利的。由于開(kāi)坯合金在1120℃下變形時(shí)已經(jīng)發(fā)生了較為明顯的晶粒長(zhǎng)大，同時(shí)考慮到熱擠壓過(guò)程工業(yè)生產(chǎn)上難以實(shí)現(xiàn)低應(yīng)變速率變形 （低于0.1s–1），以及合金在1060℃下變形抗力較大，因此對(duì)于開(kāi)坯合金，變形溫度1090℃、應(yīng)變速率范圍0.1～1s–1為較佳熱擠壓工藝條件。

圖5 開(kāi)坯試樣50%變形量熱變形組織Fig.5 Hot deformation structure of bloomed samples with 50% deformation

圖6 鑄態(tài)試樣50%變形量熱變形組織Fig.6 Hot deformation structure of as-cast samples with 50% deformation

圖7 開(kāi)坯試樣50%變形量典型組織EBSD圖像Fig.7 EBSD images of the typical structure of bloomed samples with 50% deformation

對(duì)于鑄態(tài)合金樣品，由于原始鑄錠的晶粒組織粗大，合金經(jīng)熱壓縮后出現(xiàn)的一些動(dòng)態(tài)再結(jié)晶晶粒在尺寸上與原始變形晶粒存在著明顯差異，從圖6中可以判斷出鑄態(tài)合金壓縮變形后的動(dòng)態(tài)再結(jié)晶體積分?jǐn)?shù)整體處于較低水平，動(dòng)態(tài)再結(jié)晶區(qū)域有限，變形組織均呈現(xiàn)出不均勻性。由于晶粒粗大，當(dāng)變形溫度超過(guò)γ′相完全固溶溫度、應(yīng)變速率大于0.01s–1時(shí)，鑄態(tài)試樣變形后均發(fā)生了開(kāi)裂。此外，合金在過(guò)固溶溫度下變形后晶粒劇烈長(zhǎng)大，動(dòng)態(tài)再結(jié)晶晶粒尺寸增長(zhǎng)至接近200μm。為避免上述情況，熱加工時(shí)應(yīng)盡量在接近γ′相完全固溶溫度的亞固溶溫度區(qū)間進(jìn)行變形，結(jié)合對(duì)流變曲線變形抗力的分析，以1s–1應(yīng)變速率為例，鑄態(tài)合金在1130℃下變形時(shí)的流變曲線應(yīng)力峰值與鍛態(tài)合金在1090℃下變形的情況相接近，因此對(duì)于鑄態(tài)合金直接熱擠壓工藝來(lái)說(shuō)，1130℃是較為合適的熱擠壓溫度。

2.3 GH4068管材組織及力學(xué)性能

依據(jù)前期研究的結(jié)論，分別在1090℃、1130℃擠壓溫度下制備開(kāi)坯+擠壓、鑄態(tài)+擠壓GH4068管材，鑄錠開(kāi)坯及熱擠壓工藝參數(shù)詳見(jiàn)表1和圖1。圖8為兩種合金管材經(jīng)熱處理后的顯微組織形貌，可以看到，兩種管材經(jīng)熱擠壓后均呈等軸晶粒組織，這表明合金在熱加工過(guò)程中發(fā)生了充分的再結(jié)晶。受初始組織和擠壓溫度的影響，鑄態(tài)擠壓管材組織中沒(méi)有觀察到鑄態(tài)枝晶的存在，且晶粒尺寸顯著大于開(kāi)坯擠壓組織，其中開(kāi)坯擠壓組織平均晶粒尺寸約為6.8μm（圖8（a）），鑄態(tài)擠壓組織平均晶粒尺寸約為35μm（圖8（b））。除晶粒度的差異外，兩種管材組織中的析出相形貌也呈現(xiàn)出較為明顯的差異，如圖8（c）所示，開(kāi)坯擠壓組織中存在有3種不同尺寸的γ′相，微米級(jí)的大尺寸不規(guī)則初生γ′相大部分分布在晶界處，在這些初生γ′相之間存在尺寸小于500nm的花瓣?duì)疃桅谩湎?，此外，尺寸?0nm以下的球狀三次γ′相分布在二次γ′相周?chē)?。而在鑄態(tài)擠壓組織中（圖8（d）），沉淀相基本上呈現(xiàn)球狀二次γ′相與3次γ′相的雙態(tài)分布。合金經(jīng)開(kāi)坯+擠壓后的管材組織與常見(jiàn)的沉淀強(qiáng)化合金U720Li類(lèi)似[23]，而對(duì)于鑄態(tài)直接進(jìn)行擠壓的管材，由于其加工溫度已經(jīng)接近合金完全固溶溫度，在應(yīng)力與熱效應(yīng)的共同作用下γ′相加速溶解，因此在熱加工后難以觀察到初生γ′相的存在。相應(yīng)地，熱加工過(guò)程中的沉淀相狀態(tài)也對(duì)合金變形組織產(chǎn)生影響，由于初生γ′相的釘扎作用，晶界在熱加工過(guò)程中難以擴(kuò)散長(zhǎng)大，使得開(kāi)坯擠壓管材的晶粒尺寸能夠保持在微米級(jí)的細(xì)小狀態(tài)。

圖8 GH4068合金管材顯微組織Fig.8 Microstructure of GH4068 alloy pipes

合金組織決定了高溫合金的性能，為使GH4068管材獲得較佳的綜合力學(xué)性能，本文對(duì)兩種制備工藝下的合金管材進(jìn)行了拉伸及持久性能測(cè)試。表2列出了開(kāi)坯擠壓與鑄態(tài)擠壓管材的室溫及高溫拉伸性能數(shù)據(jù)，圖9為兩種管材持久試樣的蠕變曲線。拉伸性能試驗(yàn)表明，開(kāi)坯擠壓管材在室溫及高溫下的屈服強(qiáng)度均高于鑄態(tài)擠壓管材，合金經(jīng)開(kāi)坯后再進(jìn)行擠壓的高溫屈服強(qiáng)度為1088MPa、抗拉強(qiáng)度為1123MPa，屈服強(qiáng)度相比鑄態(tài)+擠壓管材提高了135MPa。兩種管材持久試驗(yàn)的性能水平比較結(jié)果與拉伸試驗(yàn)相反，鑄態(tài)擠壓管材的高溫持久蠕變壽命（281.1h）比開(kāi)坯擠壓管材壽命（219.6h）提高了約28%。

圖9 GH4068合金管材725℃、630MPa蠕變曲線Fig.9 Creep curves of GH4068 alloy pipes at 725℃, 630MPa

表2 GH4068管材室溫及高溫拉伸性能Table 2 Tensile properties of GH4068 pipe at room temperature and high temperature

對(duì)于沉淀強(qiáng)化型變形高溫合金，沉淀強(qiáng)化相對(duì)于提高合金力學(xué)性能有著關(guān)鍵作用[24]。在開(kāi)坯擠壓態(tài)管材組織中，大量初生γ′相分布在晶界處，這些大尺寸γ′相在變形過(guò)程中能夠阻礙位錯(cuò)運(yùn)動(dòng)，有效強(qiáng)化晶界。此外，由于開(kāi)坯擠壓后合金晶粒細(xì)小均勻，大量的晶界與相界面使合金在變形過(guò)程中充分沿界面協(xié)調(diào)，有利于合金的拉伸性能的提高[25–26]。開(kāi)坯擠壓管材在室溫下的拉伸塑性要高于鑄態(tài)擠壓管材，這一現(xiàn)象同樣歸因于細(xì)晶組織的變形協(xié)調(diào)能力；兩種合金在750℃下的拉伸塑性處于較低水平，這是由Ni基高溫合金中普遍存在的中溫脆性引起的[27–28]。在多晶鎳基高溫合金中，晶粒度很大程度上決定了合金的高溫持久性能，研究表明，在高溫蠕變過(guò)程中合金晶界成為薄弱界面，低應(yīng)力、持續(xù)加載的應(yīng)力狀態(tài)使位錯(cuò)在晶界處聚集并引發(fā)晶界滑動(dòng)，同時(shí)，晶界會(huì)成為高溫蠕變狀態(tài)下裂紋快速擴(kuò)展的通道?？傮w上講，晶粒尺寸較大、晶界較少的組織，對(duì)于合金蠕變性能是有利的。因此，含有大量晶界、相界面的細(xì)晶組織開(kāi)坯擠壓管材的高溫持久壽命低于晶粒尺寸較大的鑄態(tài)擠壓管材，同時(shí)受細(xì)晶組織塑性發(fā)揮的作用，開(kāi)坯擠壓管材持久斷裂變形量要顯著高于鑄態(tài)擠壓管材。

3 結(jié)論

（1）GH4068合金在γ′相完全固溶溫度以下具有優(yōu)異的加工性能，開(kāi)坯處理后獲得的細(xì)晶組織能夠有效提高合金的動(dòng)態(tài)軟化程度，降低變形抗力與加工溫度區(qū)間。開(kāi)坯合金最優(yōu)擠壓變形溫度為1090℃，變形組織動(dòng)態(tài)再結(jié)晶程度達(dá)到96.9%；鑄態(tài)合金變形過(guò)程中動(dòng)態(tài)再結(jié)晶程度顯著低于開(kāi)坯合金，最佳變形溫度為1130℃。

（2）合金經(jīng)開(kāi)坯+1090℃擠壓工藝制備后得到細(xì)晶組織管材，平均晶粒尺寸約為6.8μm，晶界處分布有大量微米級(jí)初生γ′相；鑄態(tài)合金高溫退火后經(jīng)1130℃直接熱擠壓后得到的管材組織平均晶粒尺寸約為35μm，由于加工溫度接近γ′相完全固溶溫度，鑄態(tài)擠壓管材中沉淀相呈現(xiàn)雙態(tài)分布，沒(méi)有發(fā)現(xiàn)大尺寸初生γ′相的存在。

（3）開(kāi)坯擠壓管材750℃下屈服強(qiáng)度為1088MPa，相比鑄態(tài)擠壓管材提高135MPa，細(xì)晶組織與晶界初生γ′相強(qiáng)化了開(kāi)坯擠壓管材拉伸性能與室溫塑性。相比于鑄態(tài)擠壓管材粗大的晶粒組織，開(kāi)坯擠壓細(xì)晶組織中的大量界面不利于合金持久性能的提高，725℃、630MPa下開(kāi)坯擠壓管材壽命為219.6h，鑄態(tài)擠壓管材壽命為281.1h。