陈佳语等：GH720Li合金长期时效过程中Y相演变规律 ·1615· (a) (b) 图8GH720i合金y相在时效过程中的演化模型.(a)未时效：(b)发生Ostwald熟化：(c)长期时效 Fig.8 Schematic evolution model of the y phase during aging treatment for CH720Li alloy:(a)non-aging:(b)Ostwald coarsening:(c)long- term aging 机制中，其颗粒的粗化速度由扩散控制.时效初期，Y 出y相的粗化动力学有如下规律： 相数量较多，颗粒附近A!和T进行短程扩散，扩散速 ri=k. (1) 率较大，新析出y相发生明显的Ostwald熟化，此时较 式中，「，为1时刻析出颗粒的平均尺寸，t为时效时间，k 小的二次Y相由于发生回溶，其附近Al和Ti含量较 为某一温度下颗粒粗化速率常数 高，而较大的二次y相附近的A1和T元素含量很低， 8DC.oV 粗化时需要元素进行长程扩散，使得粗化速率减小 k= 9RT (2) 因此，图9中720℃和800℃时效下y相平均尺寸的增 D=D,e备， (3) 长速率随时效时间增加而减小。由于温度越高扩散系 数越大，800℃下y相的粗化速率大于720℃下的 k= 8D.C.oV-e (4) 速率。 9RT 120 式中，D为溶质原子在基体中的等效扩散系数，D。为频 月800℃ 率因子，σ为析出相/基体的界面能，C是溶质元素在 100 基体平衡时的浓度，V是析出粒子的体积，R为气体常 数，T为热力学温度，Q为合金的元素扩散激活能. 80 720℃ 图10为GH720Li经过720℃与800℃时效后，合 60 金中新析出γ相平均半径的三次方与时效时间1的关 系曲线.曲线拟合度较高，很好地符合了L一S一W理 论.因此，在720℃和800℃下时效过程中由扩散控制 的粗化机制占主导地位. 140 10002000300040005000 120 800℃ 时间h 图9GH720Li合金中新析出Y相平均尺寸与时效时间的关系 100 Fig.9 Variation in average radius of the precipitated y'phase after 目80 standard heat treatment with aging time 不 60 720℃ 目前，主要有两种粗化机制来描述Y相的粗化行 为：(1)扩散控制的粗化机制，y相平均半径与时效时 40 间满足立方关系，即传统的L-S-W理论3：(2)界 20 面控制的粗化机制，y相平均半径与时效时间服从平 方关系.Hadjiapostolidou和Shollock的研究指 1000 2000.3000 40005000 t/h 出，在较低温度下长期时效时立方关系拟合的结果 图10720℃和800℃时效温度下，’曲线 较好 Fig.10 Changes in the third power of average radius with aging time 合金在长期时效过程中，根据L一S一W理论，新析 at720℃and800℃陈佳语等: GH720Li 合金长期时效过程中 γ'相演变规律 图 8 GH720Li 合金 γ'相在时效过程中的演化模型． ( a) 未时效; ( b) 发生 Ostwald 熟化; ( c) 长期时效 Fig． 8 Schematic evolution model of the γ' phase during aging treatment for GH720Li alloy: ( a) non-aging; ( b) Ostwald coarsening; ( c) long￾term aging 机制中，其颗粒的粗化速度由扩散控制． 时效初期，γ' 相数量较多，颗粒附近 Al 和 Ti 进行短程扩散，扩散速 率较大，新析出 γ'相发生明显的 Ostwald 熟化，此时较 小的二次 γ'相由于发生回溶，其附近 Al 和 Ti 含量较 高，而较大的二次 γ'相附近的 Al 和 Ti 元素含量很低， 粗化时需要元素进行长程扩散，使得粗化速率减小． 因此，图9 中720 ℃和800 ℃时效下 γ'相平均尺寸的增 长速率随时效时间增加而减小． 由于温度越高扩散系 数越大，800 ℃ 下 γ' 相 的 粗 化 速 率 大 于 720 ℃ 下 的 速率． 图 9 GH720Li 合金中新析出 γ'相平均尺寸与时效时间的关系 Fig． 9 Variation in average radius of the precipitated γ' phase after standard heat treatment with aging time 目前，主要有两种粗化机制来描述 γ'相的粗化行 为: ( 1) 扩散控制的粗化机制，γ'相平均半径与时效时 间满足立方关系，即传统的 L--S--W 理论［13--14］; ( 2) 界 面控制的粗化机制，γ'相平均半径与时效时间服从平 方 关 系［15］． Hadjiapostolidou 和 Shollock［16］ 的 研 究 指 出，在较低温度下长期时效时立方关系拟合的结果 较好． 合金在长期时效过程中，根据 L--S--W 理论，新析 出 γ'相的粗化动力学有如下规律: r 3 t = kt． ( 1) 式中，rt为 t 时刻析出颗粒的平均尺寸，t 为时效时间，k 为某一温度下颗粒粗化速率常数． k = 8DCeσVm 9ＲT ， ( 2) D = D0 e － Q ＲT， ( 3) k = 8D0CeσVm 9ＲT e － Q ＲT ． ( 4) 式中，D 为溶质原子在基体中的等效扩散系数，D0为频 率因子，σ 为析出相/基体的界面能，Ce是溶质元素在 基体平衡时的浓度，Vm是析出粒子的体积，Ｒ 为气体常 数，T 为热力学温度，Q 为合金的元素扩散激活能． 图 10 720 ℃和 800 ℃时效温度下 r 3 --t 曲线 Fig． 10 Changes in the third power of average radius with aging time at 720 ℃ and 800 ℃ 图 10 为 GH720Li 经过 720 ℃ 与 800 ℃ 时效后，合 金中新析出 γ'相平均半径的三次方与时效时间 t 的关 系曲线． 曲线拟合度较高，很好地符合了 L--S--W 理 论． 因此，在 720 ℃和 800 ℃下时效过程中由扩散控制 的粗化机制占主导地位． · 5161 ·