第1期 李强等：GH720Li合金y+Y两相区再结晶行为 ·79· b 500nm 500nm 晶界号弯 500 nm 500nm 图5退火过程中的静态再结晶机制.()静态回复及品界再结品形核：(b)再结晶品粒长大：（©）应变诱导结品弓弯形核：(d)多个品粒交 界处形核 Fig.5 Static recrystallization mechanism during annealing:(a)static recovery and recrystallization nucleation at grain boundaries:(b)growth of re- crystallization grains:(c)nucleation by SIBM:(d)nucleation at the juncture of several grains 能够发生连续的动态回复和动态再结晶行为 在基体中的含量极低，通过能谱分析测定所观察区 域各合金元素含量可简单有效地对其进行识别.图 7显示了GH720Li合金变形及退火过程中部分一次 y相形貌，其典型成分取自图7(a)中两颗粒的中心 位置，如图7(b)所示.从图中能够清楚地看出目标 位置具有较高的Ti和Al含量，可以确定其为一次 y相.图7(a)为1100℃变形后空冷组织.从图中 可以看到一次y内部存在的位错结构.两个Y相均 发生了一定程度的回复过程，右侧y内部分亚晶己 经开始合并，亚晶界正在逐步消失，在二者左侧与孪 晶相接触的部分己经形成了若干位错密度极低的舌 500nm 状再结晶核心.图7(c)~(e)为退火态组织.其中 (c)、(d)中一次y相发生了不同程度的静态回复过 图6低位错密度变形晶粒 Fig.6 Deformed grain with low dislocation density 程，如形成规则位错网络或亚晶：而()中y与邻近 李晶交界处形成了舌状再结晶核心. 由于GH720Li合金变形态下基体晶粒和较大 综合图7(a)~(e)可以发现，热变形后 一次Y相的尺寸相近，为观察其再结晶行为需要对 GH720Li合金中一次y相的软化行为具有以下特 两者进行准确区分.Y相的主要形成元素A!和Ti 点：(1)y相的回复过程远远慢于基体，在周围基体第 1 期 李 强等: GH720Li 合金 γ + γ'两相区再结晶行为 图 5 退火过程中的静态再结晶机制． ( a) 静态回复及晶界再结晶形核; ( b) 再结晶晶粒长大; ( c) 应变诱导结晶弓弯形核; ( d) 多个晶粒交 界处形核 Fig． 5 Static recrystallization mechanism during annealing: ( a) static recovery and recrystallization nucleation at grain boundaries; ( b) growth of re￾crystallization grains; ( c) nucleation by SIBM; ( d) nucleation at the juncture of several grains 能够发生连续的动态回复和动态再结晶行为． 图 6 低位错密度变形晶粒 Fig． 6 Deformed grain with low dislocation density 由于 GH720Li 合金变形态下基体晶粒和较大 一次 γ'相的尺寸相近，为观察其再结晶行为需要对 两者进行准确区分． γ'相的主要形成元素 Al 和 Ti 在基体中的含量极低，通过能谱分析测定所观察区 域各合金元素含量可简单有效地对其进行识别． 图 7 显示了 GH720Li 合金变形及退火过程中部分一次 γ'相形貌，其典型成分取自图 7( a) 中两颗粒的中心 位置，如图 7( b) 所示． 从图中能够清楚地看出目标 位置具有较高的 Ti 和 Al 含量，可以确定其为一次 γ'相． 图 7( a) 为 1100 ℃ 变形后空冷组织． 从图中 可以看到一次 γ'内部存在的位错结构． 两个 γ'相均 发生了一定程度的回复过程，右侧 γ'内部分亚晶已 经开始合并，亚晶界正在逐步消失，在二者左侧与孪 晶相接触的部分已经形成了若干位错密度极低的舌 状再结晶核心． 图 7( c) ～ ( e) 为退火态组织． 其中 ( c) 、( d) 中一次 γ'相发生了不同程度的静态回复过 程，如形成规则位错网络或亚晶; 而( e) 中 γ'与邻近 孪晶交界处形成了舌状再结晶核心． 综合 图 7 ( a ) ～ ( e ) 可 以 发 现，热 变 形 后 GH720Li 合金中一次 γ'相的软化行为具有以下特 点: ( 1) γ'相的回复过程远远慢于基体，在周围基体 ·79·