·1614· 工程科学学报，第37卷，第12期 200nm 200nm 200nm 200nm 200nm 图6800℃经不同时间时效后二次y强化相的演变规律.(a)30h:(b)100h:(c)200h:(d)500h:(e)1000h Fig.6 Variation of the secondary y'phase in GH720Li alloy aged at 800C for different time:(a)30h:(b)100h:(c)200h:(d)500h:(e) 1000h 幅度很大，500h后减幅逐渐减小趋于平缓.在时效过 460 程500h后，二次y相长大到一定程度后，其颗粒周围 450 溶质元素匮乏，溶质的扩散由短程扩散转为长程扩散， 440 y相粗化速率变缓，导致整体硬度变化趋于平缓.800 430 ℃下硬度整体明显小于720℃下硬度，且下降速度更 720℃ 快，幅度更大.720℃，5000h时，硬度已趋于稳定.800 出 420 ℃，1000h时硬度仍有明显下降趋势.由图2与图3对 410 比可得，相同时效时间下，时效温度为800℃的二次y 400 800℃ 相尺寸大于720℃的尺寸.由于温度越高，扩散系数 390 越大，促进扩散界面控制的Ostwald熟化机制，使得大 380 颗粒Y相长大更快，小颗粒y相溶解也更快.因此时 1000 2000300040005000 时间A 效温度升高，γ相平均尺寸越大，颗粒间距增大，颗粒 数目减少，使得阻碍位错的能力减弱，强化效果减弱. 图7GH720Li合金平均硬度与时效时间的关系 Fig.7 Relationship between average hardness and aging time of 3分析与讨论 GH720Li alloy 3.1时效条件对组织的影响 化，Ostwald熟化机制使小的二次y相消失，大的二次 综合分析标准热处理后的GH720Li合金在720和 y相长大至稳定尺寸.其对应新析出y相在720℃时 800℃长期时效过程中Y相的演变规律，可以得到如 效5000h和800℃时效500h后的形貌特征.一次y 图8所示的物理示意模型图 相发生粗化，对应800℃时效500h的形貌特征. 图8()所示为未经长期时效的标准热处理组织， 3.2二次Y相的粗化动力学 新析出的球形二次Y相弥散分布于基体内.一次γy相 图9表明，新析出的y相在长期时效过程中平均 呈不规则形状.图8(b)示意图对应新析出y相在720 尺寸随时效时间延长而增加.y相是Ni,(Al,T)有序 ℃时效1000h和800℃时效200h后的形貌特征.长 相，其形成元素Al、T等可通过扩散进入Y相，促进y' 期时效过程中，二次y相发生Ostwald熟化，大y相逐 相长大.因此，当时效时间增加时，基体中A和Ti扩 渐长大，小y相逐渐溶解.二次y相整体颗粒数目减 散更加均匀，有利于Y相颗粒长大.另外，由图9可 少且平均尺寸增大.一次y相的形状与分布基本无变 知，时效初期的粗化速率很大，随着时间的延长，粗化 化.图8（©）所示为长期时效后，二次Y相发生明显粗 速率降低.根据LS-W理论模型，由扩散控制的粗化工程科学学报，第 37 卷，第 12 期 图 6 800 ℃经不同时间时效后二次 γ'强化相的演变规律． ( a) 30 h; ( b) 100 h; ( c) 200 h; ( d) 500 h; ( e) 1000 h Fig． 6 Variation of the secondary γ' phase in GH720Li alloy aged at 800 ℃ for different time: ( a) 30 h; ( b) 100 h; ( c) 200 h; ( d) 500 h; ( e) 1000 h 幅度很大，500 h 后减幅逐渐减小趋于平缓． 在时效过 程 500 h 后，二次 γ'相长大到一定程度后，其颗粒周围 溶质元素匮乏，溶质的扩散由短程扩散转为长程扩散， γ'相粗化速率变缓，导致整体硬度变化趋于平缓． 800 ℃下硬度整体明显小于 720 ℃ 下硬度，且下降速度更 快，幅度更大． 720 ℃，5000 h 时，硬度已趋于稳定． 800 ℃，1000 h 时硬度仍有明显下降趋势． 由图 2 与图 3 对 比可得，相同时效时间下，时效温度为 800 ℃的二次 γ' 相尺寸大于 720 ℃ 的尺寸． 由于温度越高，扩散系数 越大，促进扩散界面控制的 Ostwald 熟化机制，使得大 颗粒 γ'相长大更快，小颗粒 γ'相溶解也更快． 因此时 效温度升高，γ'相平均尺寸越大，颗粒间距增大，颗粒 数目减少，使得阻碍位错的能力减弱，强化效果减弱． 3 分析与讨论 3. 1 时效条件对组织的影响 综合分析标准热处理后的 GH720Li 合金在 720 和 800 ℃长期时效过程中 γ'相的演变规律，可以得到如 图 8 所示的物理示意模型图． 图 8( a) 所示为未经长期时效的标准热处理组织， 新析出的球形二次 γ'相弥散分布于基体内． 一次 γ'相 呈不规则形状． 图 8( b) 示意图对应新析出 γ'相在 720 ℃时效 1000 h 和 800 ℃ 时效 200 h 后的形貌特征． 长 期时效过程中，二次 γ'相发生 Ostwald 熟化，大 γ'相逐 渐长大，小 γ'相逐渐溶解． 二次 γ'相整体颗粒数目减 少且平均尺寸增大． 一次 γ'相的形状与分布基本无变 化． 图 8( c) 所示为长期时效后，二次 γ'相发生明显粗 图 7 GH720Li 合金平均硬度与时效时间的关系 Fig． 7 Ｒelationship between average hardness and aging time of GH720Li alloy 化，Ostwald 熟化机制使小的二次 γ'相消失，大的二次 γ'相长大至稳定尺寸． 其对应新析出 γ'相在 720 ℃ 时 效 5000 h 和 800 ℃时效 500 h 后的形貌特征． 一次 γ' 相发生粗化，对应 800 ℃时效 500 h 的形貌特征． 3. 2 二次 γ'相的粗化动力学 图 9 表明，新析出的 γ'相在长期时效过程中平均 尺寸随时效时间延长而增加． γ'相是 Ni3 ( Al，Ti) 有序 相，其形成元素 Al、Ti 等可通过扩散进入 γ'相，促进 γ' 相长大． 因此，当时效时间增加时，基体中 Al 和 Ti 扩 散更加均匀，有利于 γ'相颗粒长大． 另外，由图 9 可 知，时效初期的粗化速率很大，随着时间的延长，粗化 速率降低． 根据 L--S--W 理论模型，由扩散控制的粗化 · 4161 ·