GH是一种γ’相时效强化的Ni基高温合金，由于该合金含有大量的γ相形成元素Al、Ti、Nb，合金中的质量分数达35％，使得GH具有高的持久蠕变强度，良好的综合性能，较好的组织稳定性和耐蚀性。广泛用于在-℃温度范围内高应力条件下工作的航空发动机涡轮盘、压气机盘、承力环等关键零部件。由于GH合金的热加工温度区间窄、变形抗力大、极限变形量小，是典型的难变形金。本文通过研究热变形工艺参数（包括变形加热温度、变形速率、变形量）对变形过程中γ’相析出行为的影响。探索出该合金的最佳开坯工艺。
实验方案
本文选用的材料是VIM＋VAR双真空熔炼的φ锭的GH合金，其化学成分为（质量分数，%）：Ti2.52，Al2.54、Mo5.12、Nb2.73、Co10.22、Cr14.15、C0.06、Fe0.35、Si0.1、Mn0.03、S0.、P0.、余Ni。在合金锭2／3R处的组织较均匀的部分（见图１），采用线切割取出φ12.5ｍｍ×19.5ｍｍ试样，经℃、均匀化处理之后，磨削至最终尺寸φ12ｍｍ×18ｍｍ，铸态试样的热模拟试验在Ｇｌｅｅｂｌｅ３５００试验机上完成。热模拟实验的加热温度为℃、℃、℃、℃、℃和℃，变形速率为0.05、0.1和0.5（１／ｓ），变形量为20％、30％、40％和50％。
动态再结晶
动态再结晶是试样在低于静态再结晶温度下由变形能提供再结晶所需驱动力的物理过程。由此可见，热变形工艺参数（包括变形温度、变形速率、变形量）对材料的动态再结晶过程都有影响。
图2所示为变形温度对GH合金压缩试样动态再结晶的影响，可见．在变形量相同的条件下，温度越高，试样的再结晶程度越充分。图３所示为变形量对材料动态再结晶的影响，可见，在温度相同的条件下，变形量越大，再结晶程度越充分。
再结晶是自由能降低的自发过程，包括形核和长大两个过程。动态再结晶的发生取决于压缩试样所储存的变形能是否能够提供位错开动所需的能量。显然，较高的温度使位错攀移和晶界迁移速度加快，有利于再结晶的形核和晶粒的长大。较大的应变量不仅提供了较高的变形能，而且使压缩试样产生温升，有利于动态再结晶的发生。应变速率较大时，压缩过程中软化不充分，形变强化占优势，使压缩过程的流变应力在较低应变速率下大幅提高，较大的流变应力有利于试样中更多的位错源开动及位错的增殖。总之，变形温度高、变形量大、变形速率高均有利于变形过程中动态再结晶的发生。
应力．真应变曲线
真应力真应变曲线的共同特征是：随着应变的增加，开始时应力迅速增加，形变强化作用显著，当应力达到一定值后，变形抗力达到最大，称之为峰值应力。之后随着应变的增大，真应力逐渐减小，最终达到一个相对稳定值，称为稳态流变应力。显然，在试样刚开始变形时，主要以形变强化为主，导致流变抗力增加．随着变形量的增大，动态回复和动态再结晶逐渐增强．在某一变形量处，两者达到动态平衡，从而导致流变抗力基本不变。
图４所示为变形速率相同（均为0.5（1／s）），加热温度不同条件下GH合金热压缩试验的真应力。真应变曲线。可见，在变形量相同的情况下，变形抗力随变形温度的降低而升高，这种趋势在温度较低（如℃，℃和℃）时尤为显著。图５所示为加热温度相同（均为＇Ｅ）。变形速率不同条件下合金热压缩试验的真应力－真应变曲线。可见，在变形量相同的情况下，变形抗力随变形速率的增加而升高。
金属经塑性变形而引起强度升高的现象称作形变强化，可使金属产生均匀的塑性变形。Ni基合金多晶体塑变的本质是多系滑移，以满足各晶粒间变形的相互协调。Ｎｉ基合金多晶体在线性强化阶段，某一滑移面上位错环运动受阻时，其螺型位错部分将改变滑移方向而进行滑移，躲过障碍物影响区后，再沿原滑移方向滑移，且异号螺位错还会通过交滑移走到一起彼此消失。这就为位错运动提供了便利条件。所以对于层错能较高的Ｎｉ基合金来说，线性强化阶段很短，其变形曲线主要为抛物线强化阶段。在Ｎｉ基合金中，为了实现螺位错的交滑移。必须形成一个束集位错线段，原子热振动有助于这一过程的进行，这是一个在应力作用下的热激活过程，降低温度使这一过程难以进行，因此变形温度越低形变强化趋势越大。如果提高变形速率，位错和γ’强化相以及碳化物之间的交互作用加剧，同样会增大形变强化效果。
Ｙ’相析出
GH合金的高合金化程度使其初熔点降低，γ’相的全溶温度和动态再结晶温度上升，导致其热加工温度区间很窄（约为80℃）。台金在γ单相区变形时，具有较低的流变应力，微观组织演变受再结晶晶界迁移的控制，易于获得充分动态再结晶的等轴晶组织。在γ＋γ’两相区内变形时，合金的流变应力随变形温度的下降而大幅度提高，动态再结晶受到沉淀析出γ’相的抑制，只有在足够大的变形量下才能实现动态再结晶转变。在现实生产中，材料在锻造过程中的温降不可避免，很难保证合金在单相γ区问变形，在γ’＋γ’’两相区变形是不可避免的，而且决定锻造质量的末火变形必定落在γ＋γ’两相区。因此，γ’相在热变形过程中的析出行为就成为决定锻造质量的关键因素。
经典的γ’相析出理论认为，γ’相的尺寸及析出速度主要受冷却时过饱和度及原子扩散速度的影响。在较快的冷却速度下，一方面合金的过饱和度会迅速增加，有利于γ’相的快速析出；另一方面冷却速度较快会抑制原子扩散，使析出的一次γ’相比较细小。而在较慢的冷却速度下，合金过饱和度的增长速度将会减慢，原子的扩散速度将会提高，与此对应的合金中析出的一次γ’相的尺寸将会增大。连续冷却时，合金还可能因二次饱和而析出细小的二次γ’相．甚至析出更为细小的三次γ相。
图６显示的是GH台金经过均匀化处理之后，在热变形温度区问不同温度保温２min后析出的γ’相形貌。可见GH合金γ’相的溶解温度是℃。当试样冷却到℃保温时，一次γ’相的过饱和度较低，形核率低，但由于温度较高使原子扩散速度加快，一次γ’相的长大速度较快，很快就长大到近1μm。而在较低的温度℃保温时，γ’相的过饱和度较高，除了有率先形核并长大的一次γ相外，还补充析出很多细小的二次γ相，尺度约为nm。在更低的温度℃保温时，较大的一次γ’相的数量明显减少，却析出了许多尺寸更小的二次γ’相。这些在冷却过程或者低于’’相溶解温度的保温过程中析出的尺度较大的一次γ’相，对提高难变形高温合金的热加工塑性很有益处。合金中形成大量粗大的γ’相，可以减少基体中固溶强化元素的含量，降低固溶强化作用，同时γ’相的时效强化作用会因γ’相尺寸的增大而减弱。γ相基体固溶强化作用的降低和Ｔ’相时效强化效果的减弱，降低了难变形GH合金的热变形抗力，使其在变形温度区间内具有较高的塑性，提高了变形的均匀性。
结论
（1）在GH合金热变形温度区间内，提高温度和变形速率、加大变形量均有利于合金动态再结晶的完成；（2）在℃以下，随着γ’相的析出，温度越低，合金形变强化的作用越显著；（3）热加工过程中，采用缓冷技术或者在γ’相溶‘解温度以下保温可以析出较为粗大的γ’相，降低了变形抗力，有效地改善了合金的热加工塑性；（4）以上结论表明，均匀化后冷处理和在℃以上热变形是GH合金较理想的开坯工艺。
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