合金的动态再结晶与晶粒细化研究
相变对动态再结晶的影响
相变对动态再结晶的影响
相变是材料中的结构变化过程，常常与动态再结晶过程紧密相关。
本文将探讨相变对动态再结晶的影响。
首先，相变可以在晶粒中引起应力集中，这可能会加速晶粒的再结晶。
例如，在铝合金中，相变通常会导致晶粒退火和再结晶。
而在钢中，相变则可能会导致晶粒细化，从而加速再结晶过程。
其次，相变还可以改变材料的晶体结构和化学组成，从而影响晶粒的再结晶行为。
例如，在铜镍合金中，相变会改变化学组成和晶体结构，从而导致晶粒细化和再结晶。
而在钛合金中，相变则可能会导致晶粒长大，从而限制再结晶。
最后，相变还可以影响材料的热力学状态，从而影响动态再结晶。
例如，在合金中，相变通常会改变材料的热力学状态，从而影响晶粒的形成和再结晶。
而在塑性加工过程中，相变则可能会导致材料的微观结构变化，从而影响再结晶行为。
综上所述，相变对动态再结晶的影响是复杂而重要的。
深入理解相变与再结晶之间的关系，有助于优化材料的微观结构和力学性能。
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合金热挤压 动态再结晶
合金热挤压动态再结晶
合金热挤压是一种常见的金属加工方法，通过在高温下对金属进行挤压，可以
改善材料的性能并获得所需的形状。
动态再结晶是在金属加工过程中的一种重要现象，通过控制再结晶可以实现更好的加工效果和材料性能。
在合金热挤压中，金属材料经过加热到一定温度后，通过挤压机器进行挤压成型。
这个过程中，金属会受到巨大的应力和变形，从而在晶粒结构上发生变化。
动态再结晶是指在金属材料加工过程中，由于高温和应力作用下，原先的晶粒结构被破坏，再结晶晶核开始形成并生长，最终导致材料晶粒的再细化和再排列。
动态再结晶对合金热挤压的影响是多方面的。
首先，再结晶可以促进金属材料
的塑性变形，降低挤压过程中的变形阻力，使金属更容易形成所需的形状。
其次，再结晶还可以消除金属材料在挤压过程中的应力集中，减少金属材料的裂纹和缺陷，提高材料的强度和韧性。
最重要的是，再结晶可以使金属材料的晶粒尺寸更加均匀，提高材料的疲劳寿命和耐磨性。
为了实现合金热挤压中的良好动态再结晶效果，可以采取一些控制措施。
首先，需要选择合适的加热温度和挤压速度，以保证金属材料在挤压过程中能够充分再结晶。
其次，可以通过合金成分的调整和热处理工艺的优化，促进再结晶晶核的形成和生长，实现晶粒的再细化。
此外，还可以采用适当的冷却措施，控制金属材料的结构和性能，最终获得符合要求的制品。
总的来说，合金热挤压中的动态再结晶是一种重要的金属加工现象，通过控制
再结晶可以提高材料的性能和加工效果。
合理的加工参数和工艺控制是实现良好再结晶效果的关键，只有在实践中不断总结经验，才能更好地应用于实际生产中，为金属材料的加工和应用带来更大的效益。
浅谈镁合金晶粒细化的方法和意义
浅谈镁合金晶粒细化的方法和意义重庆大学材料科学与工程学院材料科学专业摘要 简述了镁合金的工程运用现状和细化晶粒的益处；以镁合金晶粒细化方法为主线，对镁合金在熔体阶段的过热处理、添加变质剂、物理场法、动态晶粒细化和快速凝固法，以及镁合金固态阶段的锻造、挤压、轧制和剧烈塑性变形等细化晶粒的方法进行了总结。
同时，归纳了镁合金细化晶粒的意义。
关键词 镁合金 晶粒细化 熔体 固态形变1 背景介绍纯镁是银白色金属，熔点651℃，密度为1.74×103kg/m3，是最轻的工程金属[1]。
镁合金具有密度低、比强度高、比刚度高、减振和抗冲击性能好等优点，而且还具有较好的尺寸稳定性和机械加工性能及低廉的铸造成本。
在汽车、电子、通信、航空航天、国防和3C 等行业都拥有广泛的应用前景。
但是镁合金密排六方的晶体结构特点，决定了在室温条件下独立滑移系少，导致室温塑性低、变形加工困难和变形容易开裂等阻碍了镁合金材料的广泛应用。
其次，镁合金强度偏低，无法应用于受力较大的工程环境，也成为镁合金大规模运用的一大瓶颈。
所有提高镁合金的室温塑性变形能力和强度有利于镁合金工程应用的普及和推广[2~5]。
细化晶粒是唯一可以提高金属构件强度的同时，又提高塑性的方法。
根据Hall-petch 公式210s -+=d k y σσ，材料的强度随着晶粒尺寸的减小而增大。
镁合金具有很大的系数k y ，所有，细化晶粒能够显著的提高镁合金的强度[6]。
而且，由于有细小均匀晶粒的材料发生塑性变形时，各晶粒分担一定的变形量，使变形更加均匀，位错在晶界处塞积少，应力集中小，材料开裂的倾向减小，从而提高材料的塑性。
2 晶粒细化方法目前用于工程和科研中有很多细化镁合金晶粒的方法，笔者综合相关论文报道将镁合金晶粒细化分为两个阶段细化：熔体阶段细化和固态形变处理细化。
2.1 熔体阶段细化2.1.1 过热处理法过热处理是浇注前将熔体温度升高并保持一段时间后再降温至浇注温度进行浇注的工艺过程。
工业生产中细化晶粒的方法
工业生产中细化晶粒的方法
1.静态再结晶法：通过热处理使晶体重新排列，达到细化晶粒的目的。
这种方法适用于各种金属和合金。
2. 动态再结晶法：在金属加工过程中，利用变形热处理和加工热处理使晶界发生再结晶，从而细化晶粒。
3. 热机械处理法：通过机械加工和热处理相结合，使原材料发生塑性变形和再结晶，细化晶粒。
4. 晶界工程法：通过控制金属内部晶界的结构和组成，改善其性能，从而细化晶粒。
5. 热处理法：利用热处理时的相变和再结晶作用，调整材料的组织结构，从而细化晶粒。
6. 化学方法：通过改变材料的成分或添加特定的元素，控制晶体生长过程，从而细化晶粒。
这些方法在不同的工业生产领域中得到广泛应用，如金属材料、半导体材料、陶瓷材料、塑料材料等。
细化晶粒可以改善材料的物理化学性质和力学性能，增强其强度和韧性，提高其稳定性和耐磨性，有利于提高产品质量和降低生产成本。
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金属材料的再结晶与再结晶退火探索材料晶粒细化的途径
金属材料的再结晶与再结晶退火探索材料晶粒细化的途径金属材料的再结晶和再结晶退火是金属加工中常用的工艺，通过调整材料的结构来改变其力学性能和微观组织。
本文将探讨金属材料再结晶与再结晶退火的原理以及几种常用的晶粒细化方法。
一、再结晶的原理再结晶是指在金属材料的冷变形过程中，通过升温和应力消除来改变材料的晶体结构和性能。
再结晶过程可以分为三个阶段，即原始晶体的奥氏体再结晶核心的产生、再结晶晶粒的长大和最终的后晶粒修饰。
再结晶退火则是指通过升温处理，使冷变形后的材料得以恢复和细化晶粒结构，增强材料的延展性和韧性。
再结晶退火是一种重要的热处理工艺，可以明显改善金属材料的力学性能。
二、晶粒细化的途径1. 冷变形与再结晶退火冷变形是指将金属材料在室温下通过压力或拉伸等形式进行加工，使其产生塑性变形。
冷变形能够引起材料中的位错密度增加，晶界能量的积累，从而促使晶界迁移与再结晶发生。
再结晶退火可以通过降低位错密度，细化晶粒结构，提高材料的延展性和韧性。
2. 粒度控制和晶界工程通过控制材料的晶粒大小，可以间接控制材料的性能。
通常情况下，晶粒尺寸越小，材料的塑性和强度越高。
晶界工程是一种通过控制晶界的类型和分布来调整材料性能的方法。
例如，在金属材料中加入适量的微合金元素，能够改变晶界的能量和迁移速度，从而实现细化晶粒的效果。
3. 弹塑性变形与细化弹塑性变形是指材料在应力作用下发生的弹性和塑性变形。
在变形过程中，应力会引起材料的位错运动和晶界迁移，从而促使晶粒的细化。
通过合理设计工艺参数，如应力应变状态和变形速率等，可以实现晶粒细化的效果。
同时，不同的金属材料具有不同的再结晶温度，通过合理选择合适的变形温度和退火温度，也可以实现晶粒细化。
总结：金属材料的再结晶和再结晶退火是调控材料晶粒细化的重要手段。
通过冷变形与再结晶退火、粒度控制和晶界工程、弹塑性变形与细化等途径，可以改变材料的晶体结构和性能。
在实际应用中，根据金属材料的具体情况和加工要求，选择合适的再结晶方法和工艺参数，能够获得理想的材料性能和微观结构。
铸造合金的高温高应力下的动态再结晶行为
铸造合金的高温高应力下的动态再结晶行为在铸造合金的生产过程中，高温高应力是不可避免的。
这些条件对于合金的性能和结构产生着重要的影响。
其中，动态再结晶行为是一个关键的研究课题，对于进一步提高铸造合金的性能具有重要意义。
一、动态再结晶的定义动态再结晶，是指在高温高应力下，材料原有的晶界被消除，形成新的晶与晶之间的再结晶。
这个过程是通过晶体的滑移、再结晶核形成和长大三个步骤完成的。
二、动态再结晶的影响因素1. 温度温度是动态再结晶的重要因素之一。
合金在高温下更容易发生动态再结晶，因为高温可以促进晶体的滑移和扩散，进而形成新的晶体。
2. 应力应力也是影响动态再结晶的关键因素。
高应力可以提高晶体的滑移速率，从而增加动态再结晶的速率和程度。
3. 变形速率变形速率对动态再结晶的影响较为复杂。
一方面，较高的变形速率可以促进晶体的位错滑移，从而促进动态再结晶的形成；另一方面，过高的变形速率可能会导致晶粒的细化过程中的超过形核晶粒的形成。
4. 合金成分合金的成分对动态再结晶也具有较大影响。
合金的成分可以影响合金的物理性质和滑移方程，从而对动态再结晶的过程和形成起到调控的作用。
较高的晶体形成率可以促进合金的动态再结晶过程。
三、动态再结晶的机制动态再结晶的机制主要有三种：固溶体化机制、再结晶核形成机制和段階动态再结晶机制。
1. 固溶体化机制固溶体化机制是指在高温下，由于合金的溶解度增加，原有的晶体边界被溶解并形成了固溶体。
这个过程主要发生在高温下的合金中，如镁合金。
2. 再结晶核形成机制再结晶核形成机制是指在晶界滑移的过程中，表面能降低，形成新的晶界，从而形成动态再结晶晶粒。
这个过程主要发生在高应力下的合金中，如钢。
3. 段階动态再结晶机制段階动态再结晶机制是指在局部区域内，晶粒先通过滑移形变细化再逐渐形成新的晶界。
这个过程主要在高变形速率和应力下的合金中发生。
四、动态再结晶的应用价值动态再结晶的研究具有重要的应用价值。
镁合金动态再结晶的研究现状
近年来，随着能源供求的紧张、不可再生能源的大量消耗，能源危机逐渐凸显。
为节约能源，各国对新材料的需求更加迫切，尤其是轻合金材料，如镁及镁合金材料。
镁合金具有密度小、比强度高等优点，是目前工业应用中最轻的工程材料［1］。
然而，镁合金为密排六方结构，与其它合金相比结构对称性低，因此成形性较差，从而限制镁合金特别是变形镁合金在工业上的应用。
动态再结晶（DRX ）是在热塑性变形过程中发生的再结晶［2］，作为一种重要的软化和晶粒细化机制，动态再结晶对控制镁合金变形组织、改善塑性成形能力以及提高材料力学特性具有十分重要的意义。
镁合金动态再结晶随合金变形方式的不同存在一定的差异，因此，系统研究其动态再结晶形核与晶粒长大的规律，完善镁合金的塑性变形理论体系，并利用动态再结晶细化晶粒的原理有效控制镁合金的组织和性能，将在生产中具有极为重要的应用价值［3-6］。
简述了当今国内外现有的镁合金动态再结晶机制和变形温度、变形速率、变形程度以及稀土元素对镁合金动态再结晶的影响。
1影响因素通常镁合金塑性变形过程中变形温度、应变速率、应变量的改变和稀土元素的添加都会影响塑性变形机制，因此，会对动态再结晶的行为造成影响［7］。
1.1变形温度的影响变形温度是通过改变位错密度的累积速率影响DRX 形核和长大，随着温度的升高、原子的扩散、位错的交滑移和晶界的迁移得到加强，变形的临界切应力减小［8-9］。
合金中原子的热振荡加剧、扩散速率增大、位错的运动（滑移、攀移、交滑移）及位错缠结滑动比低温时更容易，使动态再结晶的形核率增大，晶界的迁移能力明显增强，因此，提高变形温度可以促进镁合金动态再结晶的发生［10］。
何运斌等［11］对热变形中的ZK60镁合金研究后发现，变形温度增加时，试样的平均动态再结晶体积分数增大，合金变形更加均匀。
S.M.Fatemi-Var ⁃zaneh ，A.Zarei-Hanzaki 等在对AZ31镁合金动态再结晶的研究中指出，在试验温度范围内，试样的组织随非连续动态再结晶的发生而改变，如动态再结晶晶粒的尺寸与动态再结晶晶粒的体积分数均随变形温度的上升而增大［12］，如图1所示。
316l不锈钢纤维再结晶与晶粒长大行为研究
文章标题：316L不锈钢纤维再结晶与晶粒长大行为研究一、引言在材料科学领域，316L不锈钢纤维作为一种重要的纤维材料，具有优异的耐蚀性和强度，被广泛应用于化工、航空航天等领域。
然而，随着纤维材料使用条件的不断升级，316L不锈钢纤维再结晶和晶粒长大行为的研究变得尤为重要。
二、再结晶行为研究1. 再结晶的概念再结晶是指晶体材料在一定温度和应力条件下，由于晶界能的降低，局部区域内原有的晶粒被消除，形成新的晶粒，使材料产生显著的晶粒细化和组织结构的变化。
2. 316L不锈钢纤维再结晶的影响因素a) 温度：适当提高温度有利于不锈钢纤维的再结晶，但过高的温度会导致晶粒长大；b) 应力：外力作用下，316L不锈钢纤维的再结晶行为受到显著影响；c) 时间：不同的处理时间对纤维的再结晶行为有着不同的影响。
三、晶粒长大行为研究1. 晶粒长大的机制晶粒长大是指晶体中晶粒尺寸的增大。
在316L不锈钢纤维中，晶粒长大的机制主要包括了晶界迁移和再结晶后的晶粒长大。
2. 影响晶粒长大的因素a) 温度和时间：温度和时间对晶粒长大起着至关重要的作用；b) 应力：外部应力会促使晶界迁移，从而影响晶粒长大的行为。
四、研究总结与展望通过对316L不锈钢纤维再结晶和晶粒长大行为的研究，我们能够更深入地了解材料在不同条件下的性能变化规律。
对于相关工程应用具有指导意义。
未来，我们可进一步探索纤维材料再结晶和晶粒长大的微观机制，提高不锈钢纤维的性能稳定性。
个人观点与理解：通过对316L不锈钢纤维再结晶与晶粒长大行为的研究，我深刻认识到了材料科学的重要性。
对于材料的微观结构和性能变化规律的深入研究，不仅可以为相关工程应用提供指导，还可以为材料科学领域的进步贡献力量。
这也促使我不断学习和探索材料科学领域的前沿知识，努力为材料科学的发展贡献自己的力量。
在文章中多次提及“316L不锈钢纤维再结晶与晶粒长大行为”的内容，可以帮助我更深入地理解相关主题，并为我在相关领域的学习和工作提供有力的支持。
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FGH4096合金的动态再结晶与晶粒细化研究摘要：使用Gleeble-1500D热模拟试验机对热等静压态FGH4096合金进行变形温度1080~1140℃，应变速率0.02~1s–1，变形量15%，35%和50%的等温压缩实验。
通过观察微观组织，分析了粉末高温合金动态再结晶的组织演化规律，并通过透射电镜研究了再结晶的形核位置。
当变形量在35%及以下时，得到不完全再结晶组织，即“项链“组织；当变形量大于50%时，得到完全的动态再结晶组织。
动态再结晶晶粒尺寸随变形温度的升高和应变速率的降低而增大。
再结晶形核主要在以下三个位置，即原始颗粒边界，再结晶晶粒边界以及孪晶源。
最后利用多方向热变形对晶粒的破碎和细化，得到平均晶粒尺寸为4μm的细晶坯料。
关键词：FGH4096粉末高温合金；动态再结晶；形核；细晶化锻造粉末高温合金由于具有组织均匀、无宏观偏析、合金化程度高等优点,成为制造先进航空发动机涡轮盘的首选材料[1]。
30多年中，粉末高温合金发展已经历了三代。
FGH4096粉末高温合金属于我国第二代粉末高温合金材料，以其优秀的高温强度和抗裂纹扩展能力受到航空发动机研究人员的极大重视[3]。
但由粉末冶金工艺所带来的原始颗粒边界(PPB)、热诱导孔洞(TIP)等组织缺陷极大的损害了高温合金的力学性能和热加工性能。
美国普惠公司使用以大挤压比的热挤压来粉碎PPB、焊合TIP，并诱导高温合金发生充分的动态再结晶以得到组织均匀细小、热加工性能优秀的高温合金坯料的制坯工艺[3]。
国内受多方面条件限制，尚无法实施该类工艺，但可通过塑性变形诱发动态再结晶得到细晶、无缺陷坯料[3]。
本文研究了FGH4096高温合金热变形中的动态再结晶的形核、发展规律和组织演化过程，并研究了合金的细晶化锻造工艺。
1 实验材料与方法FGH4096合金名义化学成分(Wt%)为：Cr 15.5, Co 12.5, Mo 3.8, W 3.8, Nb 0.6, Ti 3.9, Al 2.0, B 0.006, Zr 0.025, Ni Bal。
本实验采用的原材料由北京钢铁研究总院提供，母合金采用真空感应熔炼,等离子旋转电极(PREP)方法制粉,粉末尺寸为50μm~100μm ,粉末经真空脱气后装入包套,封焊后进行热等静压成型(HIP)。
实验用试样用线切割法取自HIP态FGH4096合金，尺寸为Φ8×12(mm)和Φ40×70(mm)的圆柱形料，试样变形前先进行1150℃/2h+AC的均匀化处理。
用Gleeble–1500D模拟器对Φ8×12(mm)圆柱试样进行1080、1110和1140℃下，应变速率分别为：0.02、0.2、1 s–1，变形量分别为：15%、35%和50%的恒温、恒应变速率压缩实验。
变形后迅速将试样喷液冷却至室温，沿压缩轴线方向将压缩试样对半切开制成金相样品，研究动态再结晶组织的演化规律。
并用HITACHI–H800透射电镜观察、分析动态再结晶的形核与发展规律，晶粒尺寸统计采用截线法完成。
最后，用THP–6300A型液压机对Φ40×70(mm)试样进行多方向累计变形量为150%的热模锻造(模具温度930℃)，以研究合金的细晶化锻造工艺。
50μm图1 HIP 态FGH4096合金组织图2 实验结果与分析2.1 应力-应变曲线图2为不同变形机制下FGH4096合金的真实应力-应变曲线。
由于FGH4096合金中Co、Cr、Mo等合金元素有效地降低了合金基体Ni的层错能[2]，使得合金发生动态再结晶的趋势更为明显[4]。
在变形初期，流变应力快速增长达到峰值σp，而后明显降低直到达到一个较稳定的阶段。
这一阶段材料变形产生的硬化和动态再结晶引起的软化相互作用逐渐达到平衡[4]。
合金的流变应力具有很高的温度和应变速率敏感性，应力峰值σp和稳态应力值σs随温度的降低和应变速率的增大而明显增大。
而应力峰值σp所对应的临界变形量εp对于温度的变化反应并不明显，对于应变速率的变化却相当敏感。
在应变速率从0.02s–1到0.2s–1时，εp随应变速率的增大而增加而应变速率从0.2s–1到1s–1时，εp却发生明显降低(如1080℃时，εp(0.02)=6.7%,εp(0.2)=18.7%, εp(1)=11.4%)。
这表示在更高的应变速率下，材料更早的发生了动态再结晶软化。
发生这种现象的可能原因是：在应变速率足够大时，变形晶粒内部能更快的积累畸变能，激发再结晶的发生[4]。
在高变形温度下，应变速率较大时，合金流变曲线还出现明显的屈服降落现象[6](如图2(a)箭头所指)。
这是由于在高温下合金以滑移机制进行变形时，总的宏观塑性应变相当于各个滑移系位错运动的总和。
而高温下合金初始组织中可动位错密度较低，在应变速率较大的塑性变形过程中随着更多滑移系的开动而产生交滑移后，可动位错密度大幅提高，位错运动速度随之而下降，导致了临界切应力的下降，从而在流变曲线上出现屈服降落现象。
而在较低温度下，无论应变速率高或低，由于初始位错密度增大、位错密度增速放缓，并在部分位错发生交滑移和攀移的作用下，合金不出现明显的屈服降落。
(a) (b) (c)图2 FGH4096合金的流变曲线2.2 动态再结晶形核规律的研究通过观察动态再结晶组织的透射电镜(TEM)图片(图3)，FGH4096合金的动态再结晶形核区域可归纳为以下三类:(a) 原始颗粒边界(PPB)：FGH4096粉末高温合金动态再结晶易于在组织中大量存在的原始颗粒边界(PPB)处发生。
PPB主要由碳化物和碳氧化物组成，呈网状分布于金属粉末表面。
其内部存在较多微观孔洞但结构稳定，在热变形中易于造成位错的塞积，形成高储能区，产生优先形核的条件[7]。
在单向压缩的过程中，PPB随变形量的增大而产生畸变，并随着动态再结晶的进行而逐渐破碎、消散，最后被动态再结晶晶粒完全取代(图3(a))。
(b) 再结晶晶粒晶界：随着热变形的进行，新产生的再结晶晶粒内部将聚集足够的能量发生新一轮的动态再结晶。
由于再结晶晶核在形成与长大的过程中仍受剪切变形作用，故在再结晶晶粒晶界处容易生成反复形核、有限长大的细小的再结晶晶粒[4](图3(b))。
(c) 孪晶源：FGH4096合金的热变形组织中可以观察到较多的孪晶组织。
当位错滑移受阻时，即易于产生孪晶[4]。
热变形中孪晶能改变晶界位相形成大角度晶界促进形核，并加快新晶粒与基体的分离，对促进再结晶起了积极作用[6](图3(c))。
2.3 组织演变规律图4(a)是经过1110℃/1s–1条件下，变形量为15%的等温压缩后试样中心部位组织。
小变形量条件下PPB具有优先形核的条件。
组织中一些大的原始颗粒周围环绕着细小再结晶晶粒形成“项链”组织[8](图4(a))。
而随着变形量的增大，原始颗粒被拉长的同时，其基体也逐渐被细小的再结晶晶粒所取代(图4(b))。
这说明“项链”组织是合金获得完全再结晶组织前的过渡形态。
当变形量(a)(b)(c)图3 FGH4096动态再结晶形核的TEM显微组织达到50%时，随着畸变能进一步积累，再结晶的形核点将会有更多的选择，再结晶晶粒进一步向原始颗粒内部发展，最终取代原始组织形成完全的等轴晶粒组织(图4(c))。
(a)50μm(b)50μm(c)50μm图4 1110℃/1 s–1时不同变形量下FGH4096的热变形组织图5反映的是50%变形量下FGH4096合金完全再结晶组织的平均晶粒尺寸随着温度和应变速率变化的情况(图5(a))以及不同应变条件下晶粒尺寸与稳态应力之间的关系(图5(b))。
在给定的变形温度下晶粒尺寸随应变速率的增大而减小，而在给定的应变速率下晶粒尺寸随变形温度的升高而增大。
结合应力-应变曲线分析，在高温下，原子热运动更剧烈，强化相的溶解使得晶粒的变形和长大都变得更为容易，而低应变速率使得晶粒中畸变能积累速度变慢，不利于激发再结晶形核，但增加了晶粒长大的时间,故高温、低速下材料的流变应力水平降低，塑性加工更为容易。
但如此加工得到的晶粒组织较为粗大。
而在低温、高速下情况则与之相反，合金塑性变形难度有所增加，但有利得到均匀、细小的晶粒。
图5 平均晶粒度d 与变形条件(a)及稳态流动应力σs (b)之间的关系2.4 细晶化锻造工艺研究只经过单向压缩的金属坯料在摩擦力和压力的作用一般呈鼓形(图6) [10]。
变形主要集中于中心部位即Ⅱ区，动态再结晶亦集中发生于该区，其余Ⅰ区、Ⅲ区分别为难变形区和小变形区，未能进行充分的动态再结晶,故无法得到晶粒均匀、细小的无缺陷坯料组织。
图6 单向变形坯料的鼓形形貌与变形分布据此，可采用多方向锻造，促使坯料内部变形均匀分布。
根据图5选取变形条件：1110℃/1s-1。
在液压机上对坯料进行多方向，累积变形量为150%的热变形。
最终得到的变形试样组织如图7所示：PPB 完全消除，晶粒尺寸为4μm 左右。
对比其他工艺，其在组织均匀性和晶粒细化程度上均有极大的改善(图8)。
这说明多方向应变引发的反复动态再结晶对于合金晶粒细化、消除粉末冶金缺陷具有显著功效。
图7 经过1110℃/1 s −1多方向锻造后的FGH4096显微组织(b)(a)图8 不同条件下的FGH4096组织状况对比示意图3 结论(1) 动态再结晶为FGH4096合金的主要热变形软化机制。
诱发合金动态再结晶发生的临界应变量εp与应变速率不呈线性关系，在高应变速率下εp可能变小，即FGH4096合金可能更早的发生动态再结晶。
(2) FGH4096粉末高温合金的动态再结晶形核位置可归纳为以下三类：(a) 原始颗粒边界；(b)动态再结晶晶界处；(c)孪晶处。
其中原始颗粒边界具有优先形核的条件。
(3) 热变形量较小时，FGH4096合金将形成“项链”组织，这是形成完全再结晶组织前的过渡形态。
变形量大于50%时，合金能得到完全再结晶组织。
(4) 升高变形温度、降低应变速率，FGH4096合金易得到粗大的晶粒组织；较低的变形温度、较快的应变速率增加了变形难度，但有助于获得均匀、细小的晶粒组织。
(5) 多方向热变形引发反复动态再结晶能够消除合金组织缺陷、显著细化晶粒组织。
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