把实测数据与理论计算结果进行比较 ， 结果如图7所示 。 从图7可以看出 ， Cr元素偏析指数在1200℃下随时间的变化的理论计算值和实验值趋势基本吻合 。 因此 ， DICTRA软件的理论计算对设计合金的均匀化工艺有一定的参考价值 。
在1200℃保温20h后 ， 偏析程度最大的Cr元素 ， 其偏析指数δ降低到0.2以下 ， 偏析基本消除 。 所以在本实验中较适合的均匀化工艺为1200℃保温20h 。
2.2热轧态组织
图8是热轧板RD-ND面的组织形貌以及析出相的成分分析结果 。 从图8a可以看出 ， 热轧后的晶粒细小 ， 且有大量第二相 ， 多沿着轧制方向线型平行排列 。 晶粒沿轧制方向被拉长 ， 有大量的颗粒状与薄膜状析出相沿着晶界分布 。 通过EDS能谱分析发现 ， 晶内与晶界上块状和颗粒状析出相为富W的M6C型碳化物 ， 而晶界上少量呈细小薄膜状、片状的析出相为富Cr的M23C6型碳化物（图8c、8d） 。 其中 ， 部分较大块状的M6C受轧制力作用 ， 沿轧制方向被压扁 ， 呈长条状 。 由于碳化物多在晶界与位错处形核 ， 一方面晶粒在动态回复再结晶过程受轧制力作用 ， 沿轧向被一定程度拉长 ， 沿轧向的晶界比例增大；另一方面在有的晶粒内滑移带上的位错会受到已有碳化物的的钉扎作用[5
， 这导致了碳化物析出相沿热轧方向平行排列 。
2.3冷轧态组织及退火工艺研究
2.3.1冷轧态组织
冷轧态晶粒延伸度随轧下率的增大而增大 ， 当轧下率较大时 ， 轧制态的晶界模糊不清 ， 晶粒扭曲变形严重 。 0.5mm厚冷轧试样（轧下率29%）晶粒呈扁平状 ， 由于变形不均匀而出现混晶组织 ， 既有被拉长的大晶粒 ， 也有较为细小的晶粒（图9a） 。 在扫描电镜下观察 ， 碳化物沿着晶界不连续分布 ， 基体内离散分 。 M6C从定量来说 ， 在晶内和晶界都是主要析出相 ， 并且发现晶界上存在孔洞 ， 沿轧制方向存在线型孔缝（图9b） 。 这是因为在轧制力作用下 ， 析出相会沿轧制方向呈链状分布 ， 析出相与基体在应力下的应变不协调而出现孔洞 。 另外析出相与基体存在电位差 ， 在浸蚀过程中析出相与基体界面易腐蚀过度 ， 从而使析出相脱落 ， 也会留下孔洞 。
2.3.2中间退火工艺研究
为研究中间退火热处理对组织的影响 ， 对冷轧带材（轧下率29%）分别经过4种不同退火热处理后的退火态组织进行观察 ， 图10是退火后试样RD-ND面晶粒与析出相的光学金相照片和扫描电镜照片 。
当退火温度为1080和1100℃时 ， 合金的晶粒为非常细小的等轴晶 ， 没有出现原始轧制态组织拉长的晶粒（图10a） ， 这表明晶粒发生了再结晶 。 而且2种温度退火后的晶粒大小基本一致 ， 晶粒并没有随着温度的升高而有明显长大 。 当退火温度高于1170℃时 ， 组织晶粒迅速长大 ， 且在晶粒内部发现了大量孪晶条带（图10b10c） ， 为退火孪晶 。
从图10d~10f可看出 ， 退火温度对再结晶晶粒长大过程的影响主要通过影响析出相的析出回溶行为来控制 。 M6C为一次碳化物 ， M23C6为二次碳化物 ， M23C6的完全回溶温度接近1170℃ ， 这与平衡相图计算结果相符 。 图11是经过1100℃退火后的晶界上M23C6型碳化物的析出情况 。 可以看出 ， 因退火温度较低 ， 故碳化物数量多 ， 仍有稠密的二次碳化物弥散分布在晶界附近 ， 钉扎晶界 ， 使晶粒细化 ， 导致高温拉伸强度下降；同时 ， 碳化物与晶界阻碍位错运动 ， 冷加工变得困难 。 若退火温度过高 ， 则晶粒容易异常长大 。 因此 ， 为了获得适当的冷热加工性能和室温及高温力学性能 ， 需要采用合适的热处理温度 。
3结论
1)GH5188合金的主要相组成为奥氏体基体(γ相)、富W的M6C一次碳化物和富Cr的M23C6二次碳化物 。 铸态组织中 ， Cr和W为正偏析元素 ， Ni为负偏析元素 ， Cr为最主要的偏析元素 。 最佳的均匀化方案为1200℃/20h 。
2)热轧过程组织发生动态再结晶 ， 晶粒细小且有大量第二相析出 ， 多沿着轧制方向线型平行排列 。 晶粒沿轧制方向被拉长 ， 有大量的颗粒状M6C与薄膜状M23C6沿着晶界分布 。
3)当冷轧轧下率较大时 ， 晶粒扭曲变形严重 ， 颗粒状碳化物沿晶界不连续分布、基体内离散分布 ， M6C为主要析出相 。 当退火温度高于1170℃时 ， 晶界处的二次碳化物基本回溶 ， 再结晶晶粒能够正常长大 。
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