（1.中南大學(xué) 機(jī)電工程學(xué)院，長沙 410083；2.高性能復(fù)雜制造國家重點(diǎn)實(shí)驗(yàn)室，長沙 410083；3.長沙理工大學(xué) 汽車與機(jī)械工程學(xué)院，長沙 410114）

鎳基合金由于具有優(yōu)異的高溫強(qiáng)度，良好的抗疲勞、抗蠕變、抗氧化、抗腐蝕等性能，被廣泛應(yīng)用于制造渦輪盤、機(jī)匣等航空發(fā)動(dòng)機(jī)熱端零部件[1—3]。目前，鎳基合金已經(jīng)成為航空發(fā)動(dòng)機(jī)熱端零件不可替代的關(guān)鍵材料[4—5]。在先進(jìn)的航空發(fā)動(dòng)機(jī)中，鎳基合金用量所占比例已高達(dá)50%以上。通常，鎳基合金零件（除航空發(fā)動(dòng)機(jī)葉片外）多采用擠壓、軋制、模鍛、旋壓等熱成形工藝制造而成。在熱成形過程中，熱變形工藝參數(shù)和微觀組織演變對材料的流變行為影響顯著：一方面，熱加工工藝參數(shù)決定了產(chǎn)品的微觀組織和綜合性能；另一方面，在熱加工過程中，微觀組織演變顯著影響了材料的流變行為。合理的熱變形工藝參數(shù)是實(shí)現(xiàn)鎳基合金零件高品質(zhì)制造的重要保證，因此，研究鎳基合金材料的熱變形特性及微觀組織的演變規(guī)律具有重要的理論意義與工程應(yīng)用價(jià)值。

鎳基合金的性能主要取決于其合金成分和微觀組織。大量實(shí)驗(yàn)研究發(fā)現(xiàn)，鎳基合金中起主要強(qiáng)化作用的是扁橢圓狀γ''相（Ni3Nb），起輔助強(qiáng)化作用的是γ'（Ni3AlTi）[6—7]。通常，γ''相不穩(wěn)定，當(dāng)溫度為780～980 ℃時(shí)，γ''相會(huì)轉(zhuǎn)變?yōu)槠淦胶猞南啵∟i3Nb）。同時(shí)，δ相還可以直接從過飽和固溶體的晶界和孿晶界非均勻性析出。由于δ相與γ''相具有相同的化學(xué)成分，當(dāng)δ相的析出含量增多時(shí)，γ''相的含量將隨之減少，這會(huì)導(dǎo)致鎳基合金的基體強(qiáng)度降低。當(dāng)合金化學(xué)成分一定時(shí)，影響其微觀組織的因素主要有變形和熱處理[8]。在金屬零件的熱成形過程中，材料的微觀組織演變不僅顯著影響其高溫變形行為，而且對零件的品質(zhì)有著決定性作用[9—10]。對于鎳基合金而言，較多的合金元素種類導(dǎo)致在熱成形過程中材料內(nèi)部微觀組織演變極為復(fù)雜[11]。同時(shí)，初始δ相（Ni3Nb）含量以及變形和熱處理過程中δ相的動(dòng)態(tài)析出和溶解行為也顯著影響了鎳基合金的微觀組織[12—13]。在鎳基合金的多道次熱成形過程中，道次間的亞動(dòng)態(tài)再結(jié)晶行為與后續(xù)的晶粒長大行為也對零件的綜合性能產(chǎn)生重要的影響[23]。

可靠的微觀組織數(shù)值模擬結(jié)果可以為優(yōu)化其零件的制造工藝提供重要的參考，同時(shí)，也是提高其加工效率的重要方法。目前，通過有限元（FEM）法可以準(zhǔn)確模擬熱成形工藝參數(shù)對鎳基合金零件內(nèi)部應(yīng)力、應(yīng)變、溫度及載荷的分布影響規(guī)律，同時(shí)還可掌握微觀組織演變的演變規(guī)律，如再結(jié)晶分?jǐn)?shù)、晶粒尺寸以及晶粒分布等。元胞自動(dòng)機(jī)法（CA）利用確定性或者隨機(jī)性單元演化規(guī)則，無需建立和求解復(fù)雜微分方程，且在時(shí)間和空間尺度上不受限制，能夠便捷地模擬晶粒的形核位置、取向以及生長過程，也被廣泛地應(yīng)用于模擬鎳基合金熱變形過程中的微觀組織演變[14—15]。此外，相場法（Phase field）、第一性原理（First principle）、晶體塑性（Crystal plasticity）等方法也可從不同尺度描述鎳基合金的微觀組織演變機(jī)制。

文中綜述了近年來鎳基合金的高溫流變規(guī)律及建模、微觀組織演變規(guī)律與建模、熱加工工藝優(yōu)化、熱處理調(diào)優(yōu)等方面的研究進(jìn)展，討論了鎳基合金零件的智能加工技術(shù)發(fā)展現(xiàn)狀，并展望了鎳基合金及其零部件成形技術(shù)的發(fā)展趨勢。

1 鎳基合金的高溫流變行為與本構(gòu)描述

1.1 鎳基合金的高溫流變行為

在單道次恒定變形工況條件下，加工硬化與動(dòng)態(tài)軟化（動(dòng)態(tài)回復(fù)、動(dòng)態(tài)再結(jié)晶）是鎳基合金的主要變形機(jī)制[16]。在高溫變形的初始階段，一方面位錯(cuò)增殖與累積十分迅速，材料內(nèi)部會(huì)產(chǎn)生劇烈的加工硬化效應(yīng)，另一方面，位錯(cuò)攀移和滑移引起的動(dòng)態(tài)回復(fù)不充分，不足以克服加工硬化效應(yīng)，所以流變應(yīng)力快速增大。當(dāng)動(dòng)態(tài)再結(jié)晶機(jī)制開啟后，細(xì)小的動(dòng)態(tài)再結(jié)晶形核與長大削弱了材料內(nèi)部的加工硬化效應(yīng)，從而導(dǎo)致流變應(yīng)力增速變慢，如圖1所示[17]。

當(dāng)動(dòng)態(tài)軟化與加工硬化相當(dāng)時(shí)，流變應(yīng)力達(dá)到峰值。隨后，由于動(dòng)態(tài)再結(jié)晶引起的軟化程度逐漸增大，流變應(yīng)力會(huì)逐漸下降。若動(dòng)態(tài)軟化和加工硬化機(jī)制能夠再次達(dá)到平衡狀態(tài)，流變應(yīng)力將趨于一個(gè)相對穩(wěn)定的水平。此外，在同一變形速率下，較高的變形溫度有利于位錯(cuò)運(yùn)動(dòng)和晶界遷移，動(dòng)態(tài)再結(jié)晶的形核與長大能夠充分進(jìn)行，動(dòng)態(tài)軟化程度增大，因此，流變應(yīng)力隨變形溫度的升高而降低。在同一變形溫度下，較低的變形速率可以為位錯(cuò)湮滅以及動(dòng)態(tài)再結(jié)晶晶粒的形核和長大提供足夠的時(shí)間，因此，當(dāng)變形速率較小時(shí)，流變應(yīng)力較低。

圖1 固溶態(tài)GH4169合金在不同變形工況下的真應(yīng)力-真應(yīng)變曲線Fig.1 True stress-true strain curves of a solid solution-treated GH4169 superalloy at variant deformation processing

在多道次變形的相鄰道次間保溫及變形結(jié)束后的熱處理過程中，鎳基合金還會(huì)發(fā)生靜態(tài)再結(jié)晶（SRX）和亞動(dòng)態(tài)再結(jié)晶（MDRX）誘發(fā)的靜態(tài)軟化行為[18]。通常，以動(dòng)態(tài)再結(jié)晶發(fā)生的臨界應(yīng)變?yōu)榻鐏砼袛嗍欠癜l(fā)生靜態(tài)再結(jié)晶或亞動(dòng)態(tài)再結(jié)晶[19]。如果前一道次的變形程度超過了動(dòng)態(tài)再結(jié)晶發(fā)生的臨界應(yīng)變，在隨后的道次間將會(huì)發(fā)生亞動(dòng)態(tài)再結(jié)晶；反之，將會(huì)出現(xiàn)靜態(tài)再結(jié)晶現(xiàn)象。固溶態(tài)GH4169合金（初始晶粒尺寸為75 μm）雙道次熱壓縮流變曲線見圖2，由于發(fā)生了亞動(dòng)態(tài)再結(jié)晶，材料在第二道次的流變應(yīng)力出現(xiàn)了明顯降低。同時(shí)，道次間隔時(shí)間將顯著影響材料的軟化程度。

考慮到鎳合金零件實(shí)際熱成形過程中成形裝備具有大慣性、滯后性、強(qiáng)非線性、不確定性，以及材料非線性流動(dòng)的特點(diǎn)，實(shí)際坯料的變形工藝參數(shù)并非恒定，這將對材料的流變行為產(chǎn)生明顯的影響[20]。筆者團(tuán)隊(duì)[11,21—22]采用兩階段變應(yīng)變速率實(shí)驗(yàn)，討論了應(yīng)變速率的變化對GH4169合金高溫變形特性的影響規(guī)律。圖3所示為GH4169合金在時(shí)變工況下的真應(yīng)力-真應(yīng)變曲線。研究發(fā)現(xiàn)變形參數(shù)（變形溫度、第一階段真應(yīng)變、第一階段應(yīng)變速率等）對GH4169合金流變行為的影響顯著。

圖2 固溶態(tài)GH4169合金雙道次熱壓縮的真應(yīng)力-真應(yīng)變曲線Fig.2 Two-pass true stress-true strain curves of a solid solution-treated GH4169 superalloy

圖3 GH4169合金在時(shí)變工況下的真應(yīng)力-真應(yīng)變曲線Fig.3 True stress-true strain curves of GH4169 superalloy at variant deformation processing

1.2 高溫流變本構(gòu)模型

材料的高溫流變本構(gòu)模型主要用來描述材料對熱加工工藝參數(shù)（如變形溫度、變形速率、應(yīng)變、道次數(shù)和道次間隔時(shí)間等）的動(dòng)態(tài)響應(yīng)特性。精確的高溫流變應(yīng)力本構(gòu)模型是設(shè)計(jì)和優(yōu)化熱加工工藝的基礎(chǔ)。目前，描述鎳基合金高溫流變行為的本構(gòu)模型主要有3類[23]：唯象學(xué)本構(gòu)模型、基于物理機(jī)制的本構(gòu)模型和智能型的本構(gòu)模型。唯象學(xué)本構(gòu)模型利用經(jīng)驗(yàn)或半經(jīng)驗(yàn)方程直觀地表征工藝參數(shù)對流變應(yīng)力的影響規(guī)律。經(jīng)常用于描述鎳基合金高溫流變行為的唯象學(xué)模型主要有：Arrhenius模型[24—25]、Johnson-Cook本構(gòu)模型[26]、彈-粘塑性本構(gòu)模型[27—28]、基于內(nèi)變量的本構(gòu)模型[29]等。近年來，許多學(xué)者采用經(jīng)典的Arrhenius雙曲正弦公式預(yù)測了各種鎳基合金的高溫變形行為，如GH4169合金[30]、80A合金[31]、GH4698合金[32]和GH696合金[33]等。為了綜合反映初始δ相體積含量對GH4169合金高溫變形行為的影響規(guī)律，筆者團(tuán)隊(duì)[34]提出了改進(jìn)的Arrhenius模型，其中材料常數(shù)是初始δ相體積含量和應(yīng)變的函數(shù)關(guān)系。采用改進(jìn)型Arrhenius雙曲正弦公式獲得的GH4169合金流變應(yīng)力實(shí)驗(yàn)值和預(yù)測值的對比結(jié)果如圖4所示。顯然，該模型可以較好地預(yù)測具有不同初始δ相體積含量的GH4169合金的高溫流變行為。通常，在給定的變形工況條件下，唯象學(xué)模型的預(yù)測精度較高，但是，唯象學(xué)模型的物理意義不明確，無法描述鎳基合金的高溫變形過程中的復(fù)雜物理機(jī)制，如位錯(cuò)運(yùn)動(dòng)、材料內(nèi)部剪切、加工硬化、動(dòng)態(tài)軟化等。

圖4 不同初始δ 相體積含量條件下GH4169合金實(shí)驗(yàn)值和預(yù)測值的對比結(jié)果Fig.4 Comparisons between the measured and predicted stress curves of GH4169 superalloy with different initial δ phase contents under the tested conditions

基于物理機(jī)制的本構(gòu)模型可以描述高溫流變應(yīng)力與變形工藝參數(shù)、微觀組織內(nèi)變量之間函數(shù)關(guān)系。從材料的熱變形物理機(jī)制出發(fā)，揭示材料的熱變形物理本質(zhì)，如位錯(cuò)演變、加工硬化、動(dòng)態(tài)軟化等對流變應(yīng)力的影響[11,35—36]。根據(jù)鎳基合金高溫流變行為特點(diǎn)，以動(dòng)態(tài)再結(jié)晶開啟的臨界應(yīng)變?yōu)閰⒖迹蓪⑵浞譃榧庸び不?動(dòng)態(tài)回復(fù)階段（ε＜εc）與動(dòng)態(tài)再結(jié)晶階段（ε≥εc）。

式中：σ為流變應(yīng)力；ε，εc，εp分別為真應(yīng)變、臨界應(yīng)變和峰值應(yīng)變；σsat，σ0，σss分別為飽和應(yīng)力、屈服應(yīng)力和穩(wěn)態(tài)流變應(yīng)力；Xdrx為動(dòng)態(tài)再結(jié)晶體積分?jǐn)?shù)；Kd和nd均為材料常數(shù)。筆者團(tuán)隊(duì)[37]建立了GH4169合金兩階段本構(gòu)模型，采用該模型獲得流變應(yīng)力的預(yù)測值與實(shí)驗(yàn)值的對比結(jié)果如圖5所示?？梢园l(fā)現(xiàn)采用基于物理機(jī)制的兩階段模型可以較好地預(yù)測GH4169合金的高溫流變行為。此外，Wang等[38]和史曉楠等[39]分別采用物理機(jī)制的本構(gòu)模型，也準(zhǔn)確預(yù)測了N08028合金和718Plus合金的高溫流變行為。

圖5 采用兩階段本構(gòu)模型預(yù)測和實(shí)驗(yàn)測得的GH4169合金高溫流變應(yīng)力Fig.5 Comparisons between the predicted and measured high-temperature flow stress curves of GH4169 superalloy

金屬材料的高溫變形過程包括彈性階段和塑性階段。在彈性變形階段，材料流變應(yīng)力一般符合胡克定律，且內(nèi)部微觀組織沒有顯著變化。當(dāng)外加載荷超過材料的屈服極限時(shí)，在微觀尺度上位錯(cuò)運(yùn)動(dòng)開始發(fā)生，并進(jìn)一步產(chǎn)生宏觀塑性變形。在塑性變形階段，材料內(nèi)部的微觀組織演變（位錯(cuò)的產(chǎn)生、增殖、湮滅、動(dòng)態(tài)再結(jié)晶晶粒形核與長大等）非常復(fù)雜。當(dāng)位錯(cuò)運(yùn)動(dòng)遇到障礙物（位錯(cuò)、晶界等）時(shí)，難以通過開啟交滑移或攀移機(jī)制越過，動(dòng)態(tài)回復(fù)發(fā)生緩慢，進(jìn)一步引發(fā)位錯(cuò)大量增殖。高密度的位錯(cuò)大量纏結(jié)，形成位錯(cuò)網(wǎng)。當(dāng)局部位錯(cuò)密度達(dá)到臨界條件時(shí)，動(dòng)態(tài)再結(jié)晶晶粒的形核長大在局部開始發(fā)生。在新生的動(dòng)態(tài)再結(jié)晶區(qū)域，位錯(cuò)密度迅速降低，該區(qū)域的平均位錯(cuò)密度可以認(rèn)為等同于材料初始狀態(tài)下的平均位錯(cuò)密度。隨著應(yīng)變量的進(jìn)一步增加，動(dòng)態(tài)再結(jié)晶程度不斷增大。同時(shí)，動(dòng)態(tài)再結(jié)晶行為對位錯(cuò)密度演變的影響也變得越來越明顯。因此，根據(jù)經(jīng)典位錯(cuò)密度理論而發(fā)展起來的統(tǒng)一位錯(cuò)密度模型，能夠從機(jī)理上描述金屬材料的高溫塑性變形行為。

由于傳統(tǒng)的流變應(yīng)力本構(gòu)模型通常只能描述變形參數(shù)與流變應(yīng)力之間的經(jīng)驗(yàn)/半經(jīng)驗(yàn)關(guān)系，無法真實(shí)描述零件熱塑性成形過程的時(shí)變性和復(fù)雜性。筆者團(tuán)隊(duì)[37,40]基于GH4169合金的高溫流變特性及變形機(jī)制，提出將流變應(yīng)力σ表達(dá)為3種主要物理機(jī)制引起的應(yīng)力疊加，即σ為與位錯(cuò)密度無關(guān)的屈服應(yīng)力σy、位錯(cuò)密度變化引起的應(yīng)力增量σi和晶粒尺寸演化引起的應(yīng)力增量σg三者之和；變形過程中位錯(cuò)密度演化率（）由3個(gè)部分組成，即其中，為應(yīng)變硬化引起的位錯(cuò)密度增加速率、與分別為動(dòng)態(tài)回復(fù)與動(dòng)態(tài)再結(jié)晶導(dǎo)致的錯(cuò)密度降低速率。此外，他們發(fā)現(xiàn)應(yīng)變硬化系數(shù)kw、動(dòng)態(tài)回復(fù)系數(shù)fv、動(dòng)態(tài)再結(jié)晶系數(shù)fx不僅與變形溫度、應(yīng)變速率有關(guān)，還受初始晶粒尺寸d0的影響顯著，并建立了如下基于位錯(cuò)密度的統(tǒng)一本構(gòu)模型。

式中：Ay，my，ny，Qy均為材料參數(shù)；R為普適氣體常數(shù)；ε˙為應(yīng)變速率，T為變形溫度，Xi為動(dòng)態(tài)再結(jié)晶分?jǐn)?shù)；d0為初始晶粒尺寸；ρi為平均位錯(cuò)密度；M為泰勒系數(shù)；α為位錯(cuò)交互作用常數(shù)；μ為材料剪切模量；b為材料柏氏矢量；fv為動(dòng)態(tài)回復(fù)系數(shù)；fx為動(dòng)態(tài)再結(jié)晶系數(shù)。

采用上述建立的基于位錯(cuò)密度理論的統(tǒng)一本構(gòu)模型，預(yù)測了GH4169合金在恒定工況與時(shí)變工況下的流變行為，其實(shí)驗(yàn)值與預(yù)測值的對比結(jié)果如圖6所示。顯然，所建立的統(tǒng)一本構(gòu)模型能準(zhǔn)確地表征鎳基合金在恒定/時(shí)變工況條件下的高溫流變行為。

圖6 采用統(tǒng)一本構(gòu)模型預(yù)測和實(shí)驗(yàn)測得的GH4169合金高溫流變應(yīng)力Fig.6 Comparisons between the predicted and measured high-temperature flow stress curves of GH4169 superalloy

金屬材料的高溫流變特性是內(nèi)部微觀組織演變所引起的加工硬化和動(dòng)態(tài)軟化綜合作用的結(jié)果，因此，流變應(yīng)力與變形工藝參數(shù)之間呈現(xiàn)高度非線性的函數(shù)關(guān)系。唯象學(xué)模型和基于物理機(jī)制的本構(gòu)模型雖然能夠較準(zhǔn)確地描述其高溫變形特性，但是不可避免地存在一定的誤差。除此之外，在極限變形工況（如超高應(yīng)變速率）條件下，材料流變特性更加復(fù)雜性，唯象學(xué)模型和基于物理機(jī)制的微觀機(jī)理模型也存在很大的局限性。智能本構(gòu)型模型通過對各種變形工況的實(shí)驗(yàn)數(shù)據(jù)進(jìn)行訓(xùn)練學(xué)習(xí)，能夠自動(dòng)地獲取其中的動(dòng)態(tài)特性，從而彌補(bǔ)唯象學(xué)和基于物理機(jī)制本構(gòu)模型的不足。目前用于描述鎳基合金高溫流變應(yīng)力的智能學(xué)習(xí)型模型主要有：人工神經(jīng)元網(wǎng)絡(luò)模型（ANN）、深度置信網(wǎng)絡(luò)模型（DBN）、多基因遺傳模型（GP）等。近年來，許多學(xué)者采用人工神經(jīng)元網(wǎng)絡(luò)模型預(yù)測了許多鎳基合金的高溫變形行為，如80A合金[31]、N08028合金[41]和粉末鎳基合金[42]。釆結(jié)果表明，用人工神經(jīng)網(wǎng)絡(luò)的方法預(yù)測流變應(yīng)力具有較高的預(yù)測精度。盡管ANN模型可以較好地預(yù)測鎳基合金的高溫變形行為，但是ANN模型在實(shí)際優(yōu)化過程中容易出現(xiàn)過擬合等不足。Hinton等[43]采用深度置信網(wǎng)絡(luò)（Deep belief network,DBN）的無監(jiān)督學(xué)習(xí)算法，成功克服了深度學(xué)習(xí)模型中的優(yōu)化難題。隨后，卷積神經(jīng)網(wǎng)絡(luò)（Convolutional neural network，CNN）、深度玻爾茲曼機(jī)（Deep boltzmann machines，DBM）、堆棧自動(dòng)編碼器（Stacked auto encoder，SAE）等深度學(xué)習(xí)模型也被提出。目前，深度學(xué)習(xí)模型已經(jīng)廣泛地應(yīng)用到了聲學(xué)、視覺識別、時(shí)間序列預(yù)測等領(lǐng)域。由于深度學(xué)習(xí)模型具有強(qiáng)大的學(xué)習(xí)能力和非線性逼近能力，也是預(yù)測鎳基合金高溫流變行為的有效方法。近年來，筆者團(tuán)隊(duì)根據(jù)典型鎳基變形合金的高溫流變規(guī)律，結(jié)合先進(jìn)的智能算法，建立多種智能本構(gòu)模型，如建立了精確預(yù)測718合金高溫流變行為的DBN模型[44]、多基因遺傳模型[45]。他們還提出了基于自適應(yīng)網(wǎng)絡(luò)的模糊推理模型來預(yù)測典型鎳基合金的高溫流變行為[46]，以及采用支持向量機(jī)模型準(zhǔn)確描述了兩個(gè)階段變應(yīng)變速率工況下的GH4169合金的流變行為[21]。

2 鎳基合金的微觀組織演變規(guī)律及描述

2.1 高溫變形過程中的微觀組織演變規(guī)律

高溫塑性變形是決定GH4169合金組織和性能的主要原因。在熱變形過程中，動(dòng)態(tài)再結(jié)晶（DRX）不僅是主要的高溫軟化機(jī)制，而且是實(shí)現(xiàn)晶粒細(xì)化的一種主要途徑。目前普遍認(rèn)為鎳基合金高溫變形的動(dòng)態(tài)再結(jié)晶機(jī)制主要有兩種：不連續(xù)動(dòng)態(tài)再結(jié)晶（DDRX）和連續(xù)動(dòng)態(tài)再結(jié)晶（CDRX）。DDRX主要發(fā)生在低層錯(cuò)能的金屬或合金中，具有明顯的形核和長大階段，其典型特點(diǎn)是局部晶界遷移并弓出。DDRX起源于大角度晶界，這些大角度晶界可能是原始晶界、動(dòng)態(tài)再結(jié)晶晶粒的界面或變形過程中產(chǎn)生的大角度界面（如變形帶和孿晶等界面）。由于大角度晶界兩側(cè)亞晶含有不同的位錯(cuò)密度，在位錯(cuò)密度差（應(yīng)變儲(chǔ)能）的驅(qū)動(dòng)下，大角度晶界向具有高位錯(cuò)密度的一側(cè)遷移，進(jìn)而發(fā)生弓出，并形成無應(yīng)變的再結(jié)晶晶粒。與DDRX相比，CDRX主要通過亞晶旋轉(zhuǎn)形核。當(dāng)應(yīng)變程度較小或變形速率較高時(shí)，在變形基體內(nèi)部產(chǎn)生大量高密的位錯(cuò)，隨著變形程度的增加，高密度的位錯(cuò)將重新排列，形成位錯(cuò)胞。位錯(cuò)胞內(nèi)的位錯(cuò)被逐漸地湮滅或吸收，形成亞晶界，然后，亞晶界逐步轉(zhuǎn)變成無位錯(cuò)的動(dòng)態(tài)再結(jié)晶晶核[47]。由亞晶向動(dòng)態(tài)再結(jié)晶晶核的轉(zhuǎn)變過程中，晶粒的取向連續(xù)變化，因此，這一過程被稱為連續(xù)動(dòng)態(tài)再結(jié)晶。

筆者團(tuán)隊(duì)[48]研究了GH4169合金在變形溫度為920～1040 ℃，應(yīng)變速率為0.001～0.1 s-1條件下的動(dòng)態(tài)再結(jié)晶行為，結(jié)果表明，CDRX和DDRX在GH4169合金的高溫變形過程中均發(fā)生了。由于取向角在10°～15°范圍內(nèi)的比例極低，表明以亞晶旋轉(zhuǎn)為主要特征的CDRX的貢獻(xiàn)很少，而大量晶界弓出形核特征表明DDRX是主要的動(dòng)態(tài)再結(jié)晶形核機(jī)制。Liu等[49]對U720Li鎳基合金的動(dòng)態(tài)再結(jié)晶過程進(jìn)行了分析，發(fā)現(xiàn)單相區(qū)動(dòng)態(tài)晶粒主要沿著晶界產(chǎn)生，呈現(xiàn)典型的不連續(xù)動(dòng)態(tài)再結(jié)晶形核特征，而雙相區(qū)變形在晶界處形核的動(dòng)態(tài)再結(jié)晶晶粒十分有限，連續(xù)的晶內(nèi)亞晶旋轉(zhuǎn)明顯發(fā)生，不連續(xù)動(dòng)態(tài)再結(jié)晶起著關(guān)鍵作用。Azarbarmas等[50]發(fā)現(xiàn)在Inconel 718合金的在初始變形階段，以晶界弓出為主要特征的DDRX是主要的DRX形核機(jī)制，同時(shí)DRX晶粒可以通過弓出區(qū)域的孿晶形核。此外，孿晶界（Σ3）對動(dòng)態(tài)再結(jié)晶形核也起著決定的輔助作用，當(dāng)應(yīng)變較大且應(yīng)變速率較高時(shí)，CDRX是主要的形核機(jī)制。

圖7 鎳基合金不同應(yīng)變時(shí)的TEM圖（900 ℃時(shí)效12 h，變形溫度為950 ℃，應(yīng)變速率為0.01 s-1）Fig.7 TEM morphology of the deformed nickel-based superalloy (aging at 900 ℃ for 12 h,deformation temperature at 950 ℃ and strain rate at 0.01 s-1)

筆者團(tuán)隊(duì)[51]發(fā)現(xiàn)在鎳基合金的高溫變形過程中δ相對再結(jié)晶行為有顯著的影響，發(fā)現(xiàn)位錯(cuò)容易在δ相周圍累積，進(jìn)而產(chǎn)生應(yīng)力集中，誘發(fā)動(dòng)態(tài)再結(jié)晶在δ相周圍形核，如圖7所示。當(dāng)變形程度進(jìn)一步增加時(shí)，在δ相周圍可以明顯觀察到DRX晶粒。δ周圍的位錯(cuò)演變特征為：位錯(cuò)在δ相周圍累積并釘扎→位錯(cuò)纏結(jié)形成高密度位錯(cuò)網(wǎng)→位錯(cuò)胞→亞晶，因此，δ相可以促進(jìn)DRX形核。此外，鎳基合金中的δ相有助于抑制DRX晶粒的長大，從而有效地細(xì)化變形組織。δ相與基體不共格，因此，在熱變形過程中高密度的位錯(cuò)通常難以繞過或切過δ相。此外，筆者團(tuán)隊(duì)[52]發(fā)現(xiàn)位錯(cuò)容易在δ相周圍塞積，而且隨著應(yīng)變程度的增加，δ相的彎曲和斷裂更加明顯，其原因是隨著應(yīng)變程度的增加，變形儲(chǔ)能增大，位錯(cuò)增殖更加劇烈。δ相的彎曲和斷裂與Nb原子的擴(kuò)散密切相關(guān)。在熱變形過程中，δ相與位錯(cuò)之間的相互作用十分劇烈。一方面，由于δ相的存在，阻礙了位錯(cuò)的運(yùn)動(dòng)，導(dǎo)致位錯(cuò)劇烈增殖；另一方面，高密度的位錯(cuò)為Nb原子的快速擴(kuò)散提供了通道，進(jìn)而加速了δ的溶解和斷裂。此外，較高的變形溫度或較低的應(yīng)變速率有助于δ相的溶解，即變形溫度較高或者應(yīng)變速率較低時(shí)，δ相由初始時(shí)的長針狀演變?yōu)槎贪魻罨蝾w粒狀。

在道次間隔或變形結(jié)束之后，亞動(dòng)態(tài)再結(jié)晶（MDRX）、靜態(tài)再結(jié)晶（SRX）誘發(fā)的軟化行為也顯著地影響著合金的微觀組織及后續(xù)熱成形工藝[53]。Wei等[54]采用雙道次熱壓縮實(shí)驗(yàn)研究了GH4169合金靜態(tài)再結(jié)晶行為，發(fā)現(xiàn)SRX晶粒是通過晶界弓出形核，且靜態(tài)再結(jié)晶程度隨著變形溫度的升高而迅速增大。筆者團(tuán)隊(duì)[55]發(fā)現(xiàn)靜態(tài)再結(jié)晶晶粒組織均勻性主要取決于原始晶粒以及靜態(tài)再結(jié)晶晶粒之間的尺寸差。Lee和Hou[56]利用GH4169合金的靜態(tài)再結(jié)晶機(jī)制獲取了7級細(xì)晶組織。與靜態(tài)再結(jié)晶相比，亞動(dòng)態(tài)再結(jié)晶被認(rèn)為是動(dòng)態(tài)再結(jié)晶晶粒的長大過程，沒有明顯的形核階段，因此，亞動(dòng)態(tài)再結(jié)晶的速度十分迅速，尤其是在較高的變形溫度和變形速率條件下，亞動(dòng)態(tài)再結(jié)晶速率較大，完全亞動(dòng)態(tài)再結(jié)晶現(xiàn)象會(huì)迅速出現(xiàn)[57]。亞動(dòng)態(tài)再結(jié)晶也是一種有效的晶粒細(xì)化方法，尤其是動(dòng)態(tài)再結(jié)晶和亞動(dòng)態(tài)再結(jié)晶聯(lián)合機(jī)制為優(yōu)化零件的微觀組織和綜合性能提供了一種新的途徑。

由于熱變形溫度極高且金屬材料熱傳導(dǎo)能力有限，當(dāng)完全動(dòng)態(tài)再結(jié)晶達(dá)到時(shí)，無法立刻對金屬零件進(jìn)行冷卻。為了避免金屬零件內(nèi)部產(chǎn)生較大的殘余應(yīng)力和微裂紋，工業(yè)生產(chǎn)上一般會(huì)對零件進(jìn)行一定時(shí)間的保溫處理。在保溫處理的過程中，由于變形熱和材料內(nèi)部的應(yīng)變能使晶粒長大（GG）并最終影響產(chǎn)品的性能。通常，鎳基合金的多晶結(jié)構(gòu)通常處于非平衡的狀態(tài)，尤其是當(dāng)再結(jié)晶完成時(shí)新長出的晶粒組織處于亞穩(wěn)狀態(tài)，晶粒長大行為減少了單位體積內(nèi)的晶界面積，從而可以降低材料內(nèi)部的總能量。為了嚴(yán)格控制熱成形過程中的微觀組織演變，研究者針對各種合金的晶粒長大行為進(jìn)行了研究。筆者團(tuán)隊(duì)[59]研究了GH4169合金完全再結(jié)晶后的晶粒長大行為，發(fā)現(xiàn)當(dāng)再結(jié)晶完成時(shí)，極易發(fā)生晶粒長大，而且保溫溫度越高，晶粒長大現(xiàn)象越明顯。郭宏鋼等[60]研究了固溶處理對617B鎳基高溫合金晶粒長大的影響規(guī)律，發(fā)現(xiàn)當(dāng)固溶溫度為1120～1200 ℃，固溶時(shí)間為10 min時(shí)晶粒迅速長大，而進(jìn)一步增加固溶時(shí)間晶粒長大的趨勢變緩。

2.2 微觀組織的數(shù)值描述

再結(jié)晶行為（DRX，MDRX，SRX）行為通常采用Avrami形式再結(jié)晶動(dòng)力學(xué)方程來描述。朱懷沈等[61]和楊康等[62]均采用Avrami模型準(zhǔn)確地預(yù)測了鎳基617合金的動(dòng)態(tài)再結(jié)晶行為。為了更準(zhǔn)確地計(jì)算高溫變形過程鎳基合金的動(dòng)態(tài)再結(jié)晶程度，筆者團(tuán)隊(duì)[63—64]采用實(shí)驗(yàn)和有限元方法相結(jié)合，改進(jìn)了動(dòng)態(tài)再結(jié)晶程度的計(jì)算方法，該方法能夠充分考慮變形過程中由于摩擦引起的不均勻變形等因素，更有助于工程實(shí)踐的應(yīng)用。此外，還提出了改進(jìn)的動(dòng)態(tài)再結(jié)晶動(dòng)力學(xué)模型用于描述鎳基合金時(shí)變過程中的動(dòng)態(tài)再結(jié)晶行為?；诮?jīng)典Avrami公式，Zhang等[65]、Gu等[66]、Jiang等[67]和李夢飛等[68]分別描述了哈氏C276合金、80A合金、690合金的亞動(dòng)態(tài)再結(jié)晶行為，均取得了良好的預(yù)測效果。目前，主要采用補(bǔ)償法、后插法、峰值應(yīng)力法和平均應(yīng)力法來計(jì)算金屬或合金材料的亞動(dòng)態(tài)再結(jié)晶程度，筆者團(tuán)隊(duì)[58]發(fā)現(xiàn)這些亞動(dòng)態(tài)計(jì)算方法并沒有將發(fā)生亞動(dòng)態(tài)再結(jié)晶前的動(dòng)態(tài)再結(jié)晶程度與亞動(dòng)態(tài)再結(jié)晶程度加以區(qū)分，因此，它們不適用于高溫變形過程中動(dòng)態(tài)再結(jié)晶程度十分明顯的鎳基合金。為此，提出采用“最大應(yīng)力法”計(jì)算鎳基合金的亞動(dòng)態(tài)再結(jié)晶程度，即：

式中：σm為第一道次變形的中斷應(yīng)力；σ1和σ2分別為第一道次和第二道次變形的屈服應(yīng)力；σmax是第一道次變形的最大應(yīng)力?；谧畲髴?yīng)力法，筆者團(tuán)隊(duì)[69]發(fā)現(xiàn)應(yīng)變程度對亞動(dòng)態(tài)再結(jié)晶行為的影響十分復(fù)雜。當(dāng)應(yīng)變程度較小時(shí)，隨著應(yīng)變的增大，亞動(dòng)態(tài)再結(jié)晶分?jǐn)?shù)逐漸增加；但是，繼續(xù)增大應(yīng)變，亞動(dòng)態(tài)再結(jié)晶難以持續(xù)進(jìn)行，因此，亞動(dòng)態(tài)再結(jié)晶程度逐漸降低?？紤]到GH4169合金亞動(dòng)態(tài)再結(jié)晶與應(yīng)變量的相關(guān)性，筆者團(tuán)隊(duì)建立了考慮應(yīng)變影響的亞動(dòng)態(tài)再結(jié)晶動(dòng)力學(xué)模型。

鎳基合金零件的熱塑性成形難度相當(dāng)大。如果僅僅通過實(shí)驗(yàn)的方法來確定最佳鍛造工藝，往往要浪費(fèi)很多時(shí)間并且需要很大的成本[70—71]。微觀組織數(shù)值模擬為研究微觀組織演變與變形工藝參數(shù)（變形溫度、變形速率、變形程度、道次數(shù)目、道次間隔時(shí)間等）之間的映射關(guān)系，獲得最佳的微觀組織，以及準(zhǔn)確地預(yù)測變形過程中的載荷等信息，提供了重要的途徑。以模擬為指導(dǎo)，縮短了產(chǎn)品的設(shè)計(jì)研發(fā)周期，同時(shí)可以提高產(chǎn)品的成品率，降低制造成本。目前，有限元法（FEM）、元胞自動(dòng)機(jī)法（CA）、蒙特卡羅（MC）法、相場法（PF）、晶體塑性（CP），分子動(dòng)力學(xué)（MD）、第一性原理（FP）等方法可描述不同尺度下金屬材料的微觀組織演變，其模擬的尺度與應(yīng)用范圍如表1所示。對鎳基合金而言，常用的模擬方法主要FEM，CA，PF，CP，F(xiàn)P方法。

表1 常用模擬方法的分類及其應(yīng)用Tab.1 Classes and application of some common simulation methods

有限元法是將描述金屬材料微觀組織演變的數(shù)學(xué)模型嵌入有限元軟件中，從而方便地獲取金屬材料應(yīng)力、應(yīng)變、溫度、載荷、微觀組織（再結(jié)晶分?jǐn)?shù)、晶粒大小與分布、析出相分?jǐn)?shù)）等信息。有限元法的最大優(yōu)點(diǎn)是可準(zhǔn)確反映宏觀變形工藝參數(shù)與微觀組織演變的動(dòng)態(tài)規(guī)律，進(jìn)而可為優(yōu)化金屬及其零件的熱變形工藝提供理論依據(jù)。Jiang等[72]采用FEM法模擬了690合金管成形過程的微觀組織演變，結(jié)果表明，所建立的數(shù)值模型能夠準(zhǔn)確地實(shí)現(xiàn)690合金管成形過程中的動(dòng)態(tài)再結(jié)晶、亞動(dòng)態(tài)再結(jié)晶及晶粒長大行為的準(zhǔn)確模擬。Sui等[73]建立鎳基718合金的微觀組織演變數(shù)值模型，并基于所建立的數(shù)值模型，實(shí)現(xiàn)718合金熱連軋成形過程中應(yīng)力、應(yīng)變、溫度和微觀組織場的準(zhǔn)確預(yù)報(bào)。何建和陳飛[74]針對大規(guī)格GH4169合金直接時(shí)效鍛件晶粒度不合格、組織均勻性差與批次不穩(wěn)定等問題，采用有限元模擬技術(shù)，優(yōu)化了直接時(shí)效鍛件的熱加工工藝，在對擊錘上生產(chǎn)出了滿足GB/T 30566要求的大規(guī)格直接時(shí)效鍛件。

與FEM方法相比，CA法的尺度更加微小。CA是一種用來描述復(fù)雜系統(tǒng)在離散空間-時(shí)間上演變規(guī)律的數(shù)學(xué)算法。元胞在某一時(shí)間步的狀態(tài)轉(zhuǎn)變由一定的演化規(guī)則來決定，并且這種轉(zhuǎn)變是隨著時(shí)間推移對體系各元胞同步進(jìn)行的。元胞的狀態(tài)受其相鄰元胞狀態(tài)的影響，同時(shí)也影響著相鄰的元胞狀態(tài)。局部之間相互作用，相互影響，通過一定的規(guī)則變化而整合總體行為。采用CA法，可以直觀地表征金屬材料動(dòng)態(tài)再結(jié)晶晶粒的形核與長大過程[75]。目前，CA方法被廣泛應(yīng)用于鎳基合金再結(jié)晶的描述。Azarbarmas和Aghaie-Khafri[75]建立了718合金的CA模型，并預(yù)測了合金在熱變形過程中的微觀組織演變規(guī)律。結(jié)果表明，所建立的CA模型能夠準(zhǔn)確地預(yù)測合金在熱變形過程中的微觀組織演變規(guī)律。Reyes等[76]采用CA法研究了 718合金在 980～1020 ℃的變形組織。Azarbarmas和Aghaie-Khafri[77]采用CA法實(shí)現(xiàn)了718合金熱變形織構(gòu)形態(tài)的準(zhǔn)確預(yù)測。筆者團(tuán)隊(duì)建立了可準(zhǔn)確模擬鎳基合金靜態(tài)再結(jié)晶晶粒形核與長大過程的CA模型[15]，同時(shí)采用CA方法模擬了GH4169合金在塑性變形后退火過程中再結(jié)晶晶粒組織的長大現(xiàn)象，如圖8所示[78]。

圖8 采用CA模擬法獲得的變形鎳基合金在980 ℃不同保溫時(shí)間時(shí)的微觀組織Fig.8 Microstructures of deformation nickel-based alloy obtained by CA simulation at 980 ℃ with different time

相場法（PF）是描述金屬材料微觀組織的一種常用方法。相場模型是一種建立在熱力學(xué)基礎(chǔ)上，考慮有序化勢與熱力學(xué)驅(qū)動(dòng)力的綜合作用來建立相場方程描述系統(tǒng)演變動(dòng)力學(xué)的模型。其核心思想是引入一個(gè)或多個(gè)連續(xù)的場變量，用彌散界面模型代替?zhèn)鹘y(tǒng)的尖銳界面模型來描述微觀組織的界面[79]。Bradley等[80]采用相場法模擬了鎳基粉末合金IN100合金熱處理工藝-結(jié)構(gòu)-性能之間的關(guān)系，他們發(fā)現(xiàn)采用相場法獲得粗晶組織的尺寸分布規(guī)律與有限元法的模擬結(jié)果一致。Rettig等[81]采用相場法模擬了鑄造鎳基合金的均勻化處理過程，并模擬組織與實(shí)驗(yàn)的單晶ERBO/1組織具有較好的吻合度，這表明相場法可以有效地優(yōu)化鎳基合金的熱處理過程。相場法的不足是計(jì)算量巨大，可模擬的尺度較小（最大可達(dá)幾十個(gè)微米），而且相場參數(shù)不容易確定，因此，在多晶鎳基合金熱變形微觀組織的模擬方面的研究報(bào)道不多。

第一性原理主要用來研究合金的原子結(jié)構(gòu)/穩(wěn)定性/濃度與性能之間的影響規(guī)律。通常采用廣義梯度近似（GGA）Perdew-Burke-Ernzerhof（PBE）函數(shù)處理交換關(guān)聯(lián)項(xiàng)?；诘谝恍栽?，筆者團(tuán)隊(duì)[52,82—83]通過計(jì)算δ相的體積模量（B）與剪切模量（G）之比，分析了δ相的特點(diǎn)。δ相的正交晶體結(jié)構(gòu)如圖9所示，在該晶體結(jié)構(gòu)中包含不同的對稱元素，即Cauchy壓力（C11，C12，C13，C22，C23，C33，C44，C55，C66）。討論了溫度和壓力對δ相的剪切模量G，體積模量B，B/G和C12—C44值的應(yīng)先規(guī)律[82]，發(fā)現(xiàn)在所有測試溫度和壓力條件下，B/G的值均大于1.75，這表明在高溫條件下δ相呈現(xiàn)延性。同時(shí)，在所有的條件下，Cauchy壓力（C12—C44）均為正值，進(jìn)一步表明了δ的延性特征。

圖9 δ 相的正交晶體結(jié)構(gòu)Fig.9 Orthogonal crystal structure of δ phase

3 熱變形工藝的優(yōu)化

鎳基合金變形抗力非常大，熱加工范圍較窄[84]。為了提升鎳基合金零件的成形品質(zhì)，需要選擇合適的熱變形工藝參數(shù)（變形溫度、應(yīng)變速率和應(yīng)變量等），使整個(gè)加工過程避開材料流變失穩(wěn)、表面開裂、絕熱剪切、微孔洞聚集等宏微觀缺陷的產(chǎn)生，因此，研究鎳基合金的熱加工工藝優(yōu)化至關(guān)重要。目前，基于動(dòng)態(tài)材料模型（DMM）的熱加工圖技術(shù)被廣泛用于評估各類金屬材料的高溫成形性能。采用熱加工圖，能夠確定金屬材料成形工藝參數(shù)的穩(wěn)定和失穩(wěn)區(qū)，達(dá)到控制微觀組織演變、避免缺陷產(chǎn)生和優(yōu)化高溫成形工藝參數(shù)的目的?；诓煌冃喂r下的功率耗散效率和流變失穩(wěn)程度的分析，筆者團(tuán)隊(duì)[85]建立了GH4169合金的熱加工圖，并確定了開坯、普通模鍛和等溫模鍛的工藝窗口：最佳開坯溫度為1010～1040 ℃，變形速率為0.1 s-1，最佳普通模鍛溫度為980～1040 ℃，變形速率為 0.01～0.1 s-1，最佳等溫模鍛溫度為1010～1040 ℃，變形速率為低于或接近0.001 s-1。此外，筆者團(tuán)隊(duì)[86]探討了初始δ相含量對GH4169合金高溫成形性能的影響規(guī)律，發(fā)現(xiàn)動(dòng)態(tài)再結(jié)晶和δ相的動(dòng)態(tài)溶解行為是促使合金產(chǎn)生高功率耗散效率的主要原因，隨著初始δ相含量的增加，合金的塑性變形不均勻性加劇，而非共格δ相與基體的界面處強(qiáng)度較弱，容易導(dǎo)致GH4169合金發(fā)生流變失穩(wěn)。筆者團(tuán)隊(duì)[87]發(fā)現(xiàn)預(yù)處理工藝對GH4169合金熱加工圖的影響十分顯著，經(jīng)爐冷預(yù)處理，GH4169合金的流變失穩(wěn)區(qū)明顯比采用水冷處理的流變失穩(wěn)區(qū)窄。Zhang等[88]和Liu等[89]利用熱加工圖分析了不同溫度和不同應(yīng)變速率下GH4169合金的熱成形性與顯微組織的關(guān)系，獲得了優(yōu)化的熱變形工藝參數(shù)范圍。Pu等[90]分析了析出相對N10276合金熱加工性能的影響規(guī)律，發(fā)現(xiàn)時(shí)效態(tài)N10276合金與固溶態(tài)N10276合金相比，其功率耗散效率的峰值更高，且失穩(wěn)區(qū)更窄。其原因是，析出相促進(jìn)了合金的動(dòng)態(tài)再結(jié)晶的形核，提高了動(dòng)態(tài)再結(jié)晶程度，晶粒組織變得更加均勻，因此，在真應(yīng)變?yōu)?.2～0.5范圍內(nèi)，時(shí)效態(tài)合金幾乎不存在流變失穩(wěn)區(qū)域。胡少梅等[91]發(fā)現(xiàn)Cr含量的增加顯著提高了合金在低溫高應(yīng)變速率條件下的熱變形抗力，增大了合金的熱變形激活能，使合金安全熱加工范圍縮小。同時(shí)，其他學(xué)者也運(yùn)用熱加工圖理論分別研究了617合金[92]和FGH4096合金[93]的熱變形特征，確定了材料的非穩(wěn)態(tài)加工區(qū)域，并得出了最佳的熱成形工藝窗口。除經(jīng)典的基于熱加工理論優(yōu)化鎳基合金熱成形工藝的方法外，筆者團(tuán)隊(duì)還建立了基于粒子群的優(yōu)化算法（PSO）[94]、基于矩陣元胞自動(dòng)機(jī)和神經(jīng)網(wǎng)絡(luò)模型的在線優(yōu)化算法[95]和執(zhí)行依賴啟發(fā)式動(dòng)態(tài)規(guī)劃[96]，實(shí)現(xiàn)了鎳基合金高溫?zé)岢尚喂に噮?shù)的優(yōu)化。

4 鍛造混晶組織均勻細(xì)化的熱處理工藝

對于渦輪盤等高溫合金鍛件，由于模鍛過程的變形不均勻性，以及高溫合金再結(jié)晶完全需要非常大的變形等原因，渦輪盤鍛件的鍛后組織極不均勻，混晶組織十分嚴(yán)重，嚴(yán)重影響了鍛件的性能。目前我國已經(jīng)開發(fā)了3種GH4169合金的鍛造工藝[97]用于消除鍛造混晶組織。按照工藝特點(diǎn)可以分為標(biāo)準(zhǔn)工藝、高強(qiáng)工藝和直接時(shí)效（DA）工藝。其中標(biāo)準(zhǔn)工藝的特點(diǎn)是高溫變形，晶粒組織比較粗大，一般晶粒度為4—6級，具有一定強(qiáng)度水平；高強(qiáng)工藝是在標(biāo)準(zhǔn)工藝的基礎(chǔ)上開發(fā)的，其鍛造溫度比標(biāo)準(zhǔn)工藝低，晶粒組織較細(xì)且均勻，平均晶粒度達(dá)到8級，強(qiáng)度水平高于標(biāo)準(zhǔn)工藝。對于高強(qiáng)工藝，鍛造結(jié)束后的組織也是混晶組織，其晶粒均勻細(xì)化的工作是在后續(xù)的固溶處理過程中實(shí)現(xiàn)的。由于靜態(tài)/亞動(dòng)態(tài)再結(jié)晶晶粒較粗，故而通常只能細(xì)化至8級左右，因而，低溫變形后組織通過固溶處理可以細(xì)化至8級左右。DA工藝與美國普惠公司采取的方案類似，其特點(diǎn)是采用低溫大變形，在鍛造前先在坯料中析出適量的δ相，然后在δ相溶解溫度附近進(jìn)行鍛造，利用δ相促進(jìn)再結(jié)晶形核與抑制晶粒長大的特點(diǎn)，獲得平均晶粒度10級（平均晶粒尺寸為11.2 μm）或者更細(xì)的晶粒組織[98]。DA工藝細(xì)化晶粒的原理是充分利用δ相促進(jìn)動(dòng)態(tài)再結(jié)晶形核與抑制晶粒長大的作用。

現(xiàn)有GH4169合金的鍛造工藝均存在嚴(yán)重不足。如高強(qiáng)工藝雖然實(shí)施較為簡便，但是難以得到晶粒度達(dá)到10級的鍛件；而DA工藝，雖然能獲得晶粒度達(dá)到10級的鍛件，但是其鍛造工藝參數(shù)窗口窄，鍛造過程的各個(gè)環(huán)節(jié)要求嚴(yán)格控制，工藝控制不當(dāng)，易出現(xiàn)晶粒異常長大的情況[74]。由于渦輪盤模鍛所能達(dá)到的變形量有限且變形溫度較低，難以發(fā)生完全的動(dòng)態(tài)再結(jié)晶，因此，模鍛變形很難將較粗晶粒組織細(xì)化至10級。針對上述難題，在國家自然科學(xué)基金的資助下，筆者團(tuán)隊(duì)[1]開展了鍛造混晶組織均勻細(xì)化機(jī)制與熱處理工藝研究，研究了初始時(shí)效態(tài)GH4169合金鍛造混晶組織在單級退火過程中的演變行為。研究發(fā)現(xiàn)，單級退火后鍛造混晶組織被再結(jié)晶組織取代（平均晶粒尺寸為11.94 μm），并且殘余的針狀δ相也部分溶解，轉(zhuǎn)變?yōu)榍蛐巍２贿^，退火組織中存在明顯的粗細(xì)晶混存現(xiàn)象，其中粗晶晶粒尺寸約為25～30 μm。為了揭示粗細(xì)晶混存現(xiàn)象產(chǎn)生的原因，筆者團(tuán)隊(duì)[78]采用元胞自動(dòng)機(jī)模型對鍛造混晶組織的單級退火過程中進(jìn)行了模擬。結(jié)果表明，粗晶主要是因?yàn)槭Ｓ唳南囿w積含量不足以抑制原動(dòng)態(tài)再結(jié)晶晶核長大，因此，筆者團(tuán)隊(duì)[99]又提出了一種雙級退火工藝，在再結(jié)晶退火前加一級δ相時(shí)效處理。結(jié)果表明，當(dāng)采用合適的第一與第二階段保溫時(shí)間時(shí)，徹底消除了原來直接進(jìn)行980 ℃再結(jié)晶退火的組織不均勻現(xiàn)象，得到的晶粒組織均勻細(xì)?。ㄆ骄Я３叽鐬?0.95 μm，晶粒度10級以上），且殘余δ相體積分?jǐn)?shù)（3.7%）在要求范圍之內(nèi)，如圖10所示。同時(shí)，還發(fā)現(xiàn)不管是單級熱處理還是雙級熱處理，均能提升材料的屈服強(qiáng)度和抗拉強(qiáng)度。單級熱處理后的性能與高強(qiáng)工藝相當(dāng)（略優(yōu)于高強(qiáng)），而雙級熱處理后的材料性能與手冊中DA工藝相當(dāng)[100]。此外，筆者團(tuán)隊(duì)[101—103]系統(tǒng)研究了初始固溶態(tài)的GH4169合金鍛造混晶組織均勻細(xì)化機(jī)理與熱處理工藝。研究表明，初始固溶態(tài)的GH4169合金鍛造混晶組織經(jīng)過適當(dāng)?shù)耐嘶鸸に嚭螅渚Я６瓤梢约?xì)化至ASTM 10級以上。

5 智能加工技術(shù)

通常，渦輪盤等鎳基合金零件需要通過大型的成形裝備（如大型模鍛壓機(jī)）壓制而成。該類零件的智能加工技術(shù)不僅包括成形工藝的智能化，更關(guān)鍵的是成形裝備也需要智能化的控制方法及系統(tǒng)。

以大型模鍛壓機(jī)為例，其結(jié)構(gòu)非常復(fù)雜，具有慣性、載荷和流量巨大、載荷瞬變、控制環(huán)節(jié)多、線路長以及擾動(dòng)因素多的特性，致使模鍛壓機(jī)的動(dòng)態(tài)行為具有很強(qiáng)的非線性和時(shí)變性。此外，在模鍛過程中，鍛坯的幾何形狀、復(fù)雜的材料流變行為、內(nèi)部特征（晶粒度、內(nèi)部缺陷、材料致密程度）、溫度等存在較大的差異，鍛件負(fù)載力與摩擦力變化規(guī)律不一，致使模鍛壓機(jī)的負(fù)載和活動(dòng)橫梁速度變化迅速、劇烈，難以精確地解析建模。目前，模鍛壓機(jī)系統(tǒng)的建模方法主要有機(jī)理建模方法和系統(tǒng)辨識方法。機(jī)理建模方法是根據(jù)系統(tǒng)內(nèi)在機(jī)理，利用與系統(tǒng)相關(guān)的原理、定理和定律建立模型；系統(tǒng)辨識方法是根據(jù)系統(tǒng)的輸入、輸出數(shù)據(jù)來建立系統(tǒng)模型。

大型模鍛壓機(jī)的驅(qū)動(dòng)和控制系統(tǒng)受載荷瞬變、非線性特征、未知干擾與多工況切換的影響，致使模鍛壓機(jī)存在非線性、時(shí)變性與復(fù)雜性。此外，大型模鍛壓機(jī)運(yùn)動(dòng)關(guān)聯(lián)部件多，活動(dòng)橫梁的受力條件復(fù)雜，工作過程極易受不確定性因素和非線性因素的干擾，給系統(tǒng)準(zhǔn)確、穩(wěn)定的速度控制提出了巨大的挑戰(zhàn)。隨著控制方法的不斷發(fā)展和進(jìn)步，PID控制、自適應(yīng)控制、模型預(yù)測控制、智能控制、以及它們組合控制等多種控制方法逐漸被應(yīng)用到模鍛壓機(jī)動(dòng)態(tài)行為的控制。鄭愛紅[104]采用解耦控制和模糊控制相結(jié)合的混合控制方法，實(shí)現(xiàn)了80 MN鈦合金鍛造液壓機(jī)的滑塊速度與四角調(diào)平的協(xié)調(diào)控制?；谀Ｐ蛥⒖甲赃m應(yīng)控制策略，于今[105]提出了800 MN液壓機(jī)的前饋補(bǔ)償同步調(diào)平策略，發(fā)現(xiàn)提出的模型參考自適應(yīng)控制策略比PID控制方法具有更好的響應(yīng)速度和動(dòng)態(tài)精度。李江波[106]提出了基于狀態(tài)空間的模型預(yù)測控制方法，該方法比傳統(tǒng)PID控制方法具有更高的控制精度和更快的響應(yīng)速度且穩(wěn)定性好。謝金晶等[107]提出了大型模鍛壓機(jī)內(nèi)外層結(jié)合的控制方法，對系統(tǒng)進(jìn)行精確控制，新的控制方法能保證大慣量模鍛裝備在低速下平穩(wěn)運(yùn)行。Lu和Huang[108]提出了“在線建模+多控制器集成”自適應(yīng)控制策略，利用子空間建模方法對系統(tǒng)穩(wěn)定的區(qū)域提取模型，采用聚類方法對系統(tǒng)突變的區(qū)域提取模型，并使用自適應(yīng)的模糊PID控制方法提高系統(tǒng)突變時(shí)的魯棒性。在模型預(yù)測控制方法框架下，筆者團(tuán)隊(duì)[109]提出了基于BP神經(jīng)網(wǎng)絡(luò)的模鍛壓機(jī)活動(dòng)橫梁速度預(yù)測控制方法，在大型等溫模鍛實(shí)驗(yàn)平臺(tái)上驗(yàn)證了其可行性和有效性，提出方法的控制精度和穩(wěn)定性比PID控制和傳統(tǒng)的預(yù)測控制方法更好。

隨著人工智能技術(shù)的發(fā)展，神經(jīng)網(wǎng)絡(luò)、專家系統(tǒng)、遺傳算法以及粒子群優(yōu)化算法等多種人工智能方法已經(jīng)應(yīng)用于GH4169合金渦輪盤的模鍛工藝優(yōu)化/規(guī)劃。筆者團(tuán)隊(duì)多年來一直致力于難變形合金的模鍛工藝優(yōu)化及智能化方面的工作，建立了鍛造工藝數(shù)據(jù)庫與智能控制框架（如圖 11a所示），集成開發(fā)了GH4169合金渦輪盤智能模鍛工藝規(guī)劃軟件系統(tǒng)（見圖11b），該系統(tǒng)可以合理優(yōu)化/規(guī)劃工藝參數(shù)，確保渦輪盤大部分區(qū)域的平均晶粒度達(dá)到ASTM.10級，基本實(shí)現(xiàn)了高品質(zhì)GH4169合金渦輪盤等關(guān)鍵部件的智能熱加工。具體工作包括：①利用遞歸神經(jīng)網(wǎng)絡(luò)模型建立微觀組織預(yù)測模型，在模型預(yù)測控制方法框架下提出了GH4169合金渦輪盤模鍛工藝軌跡規(guī)劃方法，可以在線調(diào)整工藝參數(shù)以獲取微觀組織均勻精細(xì)的高品質(zhì)渦輪盤[110]；② 利用遞推多步神經(jīng)網(wǎng)絡(luò)模型建立了微觀組織分布預(yù)測模型，提出了基于非支配排序遺傳算法的工藝參數(shù)離線優(yōu)化方法和基于模鍛工藝知識庫的工藝參數(shù)在線規(guī)劃方法，可以實(shí)現(xiàn)GH4169合金渦輪盤晶粒組織和δ相體積含量的協(xié)同控制[111]；③通過集成固溶態(tài)GH4169合金動(dòng)態(tài)/靜態(tài)/亞動(dòng)態(tài)再結(jié)晶以及時(shí)效態(tài)GH4169合金動(dòng)態(tài)再結(jié)晶CA模型，建立了GH4169合金微觀組織模擬系統(tǒng)，并與宏觀有限元計(jì)算軟件耦合，實(shí)現(xiàn)了GH4169合金渦輪盤模鍛過程微觀組織演變的多尺度模擬[112]；④通過對Deform有限元軟件進(jìn)行二次開發(fā)，集成了GH4169合金流變應(yīng)力本構(gòu)模型和微觀組織演變模型，建立了GH4169合金渦輪盤模鍛過程微觀組織的模擬系統(tǒng)，探討了變形參數(shù)與初始δ相分?jǐn)?shù)對渦輪盤模鍛件再結(jié)晶分布、平均晶粒尺寸分布以及殘余δ相分布的影響規(guī)律；通過晶粒組織和δ相的協(xié)同調(diào)控，進(jìn)一步采用多目標(biāo)粒子群算法對GH4169合金渦輪盤模鍛成形工藝進(jìn)行了優(yōu)化，通過有限元軟件模擬驗(yàn)證了優(yōu)化模鍛工藝的合理性[113—115]；⑤ 基于GH4169合金微觀組織演變模型，提出基于粒子群優(yōu)化（PSO）算法的鍛造工藝參數(shù)離線優(yōu)化方法和基于執(zhí)行依賴啟發(fā)式動(dòng)態(tài)規(guī)劃方法（ADHDP）的鍛造工藝參數(shù)在線規(guī)劃方法；在CA模擬技術(shù)的支持下，提出基于BP神經(jīng)網(wǎng)絡(luò)的GH4169合金微觀組織預(yù)測控制方法，按照“離線優(yōu)化+在線規(guī)劃”兩步走的策略，實(shí)現(xiàn)GH4169合金渦輪盤的高品質(zhì)制造[116—117]；⑥ 利用神經(jīng)網(wǎng)絡(luò)和微觀組織模型預(yù)測GH4169合金渦輪盤微觀組織的演變，提出了基于粒子群優(yōu)化算法的模鍛工藝參數(shù)離線優(yōu)化方法，并用GH4169合金渦輪盤有限元模擬實(shí)驗(yàn)驗(yàn)證了提出方法的有效性[118]；⑦ 利用有限元模擬方法獲取微觀組織信息，提出了基于“教與學(xué)”算法的多目標(biāo)工藝參數(shù)優(yōu)化方法，將優(yōu)化的工藝與傳統(tǒng)的工藝進(jìn)行比較，利用有限元模擬實(shí)驗(yàn)驗(yàn)證了提出方法的有效性[119]。

圖11 智能鍛造系統(tǒng)Fig.11 Intelligent die system

6 總結(jié)與展望

綜述了近年來鎳基合金的高溫流變規(guī)律及建模、微觀組織演變規(guī)律與建模、熱加工工藝優(yōu)化、熱處理調(diào)優(yōu)等方面的研究進(jìn)展，討論了鎳基合金零件的智能加工技術(shù)發(fā)展現(xiàn)狀，并展望了鎳基合金及其零部件成形技術(shù)的發(fā)展趨勢。主要結(jié)論可歸納如下。

1）鎳基合金的高溫流變行為表征模型主要有唯象學(xué)本構(gòu)模型、基于物理機(jī)制的本構(gòu)模型和智能本構(gòu)模型，這些模型各有優(yōu)缺點(diǎn)；鎳基合金在高溫塑性變形過程中的微觀組織演變主要包括動(dòng)態(tài)再結(jié)晶、亞動(dòng)態(tài)再結(jié)晶、靜態(tài)再結(jié)晶和晶粒長大行為；基于熱加工圖理論，可以獲得鎳基合金高溫成形工藝窗口；對于渦輪盤等高溫合金鍛件，渦輪盤鍛件的鍛后組織極不均勻，混晶組織較嚴(yán)重，影響了鍛件的性能。

2）鎳基合金的高溫塑性變形行為研究是一項(xiàng)艱巨而復(fù)雜的工作。在鎳基合金高溫流變行為的本構(gòu)描述與微觀組織預(yù)測建模方面，還需深度挖掘成形工藝-微觀組織-性能之間的映射規(guī)律，為鎳基合金零件的高溫成形工藝優(yōu)化提供理論依據(jù)；在鎳基合金微觀組織數(shù)值模擬方面，需要進(jìn)一步研究析出相對再結(jié)晶及晶粒長大行為的影響規(guī)律，開展多尺度的模擬仿真工作，使其熱加工工藝精益化，確保成形質(zhì)量；隨著渦輪盤制造技術(shù)的發(fā)展，人工智能方法將為高品質(zhì)航空發(fā)動(dòng)機(jī)渦輪盤的智能制造拓寬研究思路和提供技術(shù)支持。