·78· 北京科技大学学报 第36卷 图4亚品合并机理 Fig.4 Subgrain melting mechanism 过程.另一方面，一次y相的存在也影响了 晶粒B右侧边界处产生的多个再结晶核心即以这 GH720Li合金再结晶过程的发展.一般而言，再结 种方式形核，其中再结晶晶粒1和3内部仍然有一 晶核心的形成条件是与周围晶粒的取向差大于15° 些亚晶界未完全消除.图5(d)则显示了再结晶晶 或晶核尺寸达到1~3m00-0;而GH720Li合金在 粒在多个晶粒交界处形核的情况（图中A、B) 1100℃变形态下平均晶粒尺寸仅为1.4um,考虑到 由图2可知，GH720Li合金在1110℃退火10 基体中晶粒不均匀性，只有少数晶粒具有产生临界 min后，基体中一次y相的含量己经趋于稳定，增加 再结晶核心的条件：同时，大量一次Y相钉扎下晶 退火时间未能使其进一步回溶.此时再结晶晶粒的 界的低可动性使再结晶核心形成后只能向晶内生 进一步长大将由于剩余Y相的钉扎而受到极大限 长，而无法通过吞并周围其他变形晶粒而长大，再结 制，合金整体再结晶完成极为缓慢.若部分晶粒在 晶局限于少数具有适宜条件的晶粒内，合金变形硬 变形过程中未在晶内积累较高的位错密度，无法以 化后整体软化机制以回复过程为主.这一结论和 亚晶合并及长大的方式进行再结晶形核，则当Y相 Monajati的理论相符 含量稳定后周边晶粒将很难向其内生长，使其始终 1110℃退火10min后，GH720Li合金变形晶粒 保持一定的位错密度，如图6中晶粒A.这种现象 内部的多边形化及亚晶形成等回复过程仍在继续， 可能使GH720Li合金在1110℃下始终只能进行一 如图5(a)中A、B两个变形晶粒交界处所示.随着 定程度的再结晶，为完全消除变形组织，需进一步提 退火过程中二次y及尺寸较小的一次y基本消失， 高变形或退火温度. 位错及品界的可动性大幅增加，一方面空冷过程中 以上实验现象及分析表明，一次γ相是决定 形成的再结晶晶粒可通过大角度晶界迁移（如图5 GH720Li合金再结晶行为的关键因素，随着其含量 (a)中左侧)或形成退火孪晶（如图5(b)中右侧）的 的降低，合金可能开动的再结品形核机制增加，同时 方式吞噬变形晶粒，从而使合金平均晶粒尺寸及再 再结晶晶粒也能够通过多种方式充分长大，合金整 结晶程度明显提高.另一方面，再结晶形核也将涉 体再结晶程度提高.为得到完全的再结晶组织，生 及亚晶合并或长大之外的多种机制.部分与再结晶 产中应采用较高的变形及退火温度， 晶粒相邻的变形晶粒内可以应变诱发晶界迁动的方 2.3一次Y相再结晶行为 式形核，如图5(c).此外，由于热变形过程中一次 GH720Li合金中一次y相的体积分数可达 y相占据了大部分晶界交界位置，Y一Y相界面前产 40%以上，且和变形晶粒尺寸接近，经常出现一系列 生的再结晶核将因无法跨越γ相而只能向晶内发 γ完全将两个相邻晶粒隔开的现象，因此为保证加 展，从而使基体中无法观察到一般变形金属中常见 工过程中各晶粒间的应变协调，尺寸较大的Y相完 的再结晶在多个晶粒相交处形核的现象.只有在晶 全可能自身发生一定程度的变形并形成和变形晶粒 界γ相回溶后，该位置相对的两个晶粒内部开动的 相近的位错缠结结构.在变形后的空冷及退火过程 异号位错可相向运动并大量对消，加之各个晶粒内 中，这些包含内部位错结构的一次γ也会发生一定 回复过程产生的亚晶随γ相回溶而接触并融合，最 程度的再结晶现象.胡静和林栋梁的研究表明， 终在多个晶粒交界处形成再结晶核心.图5(a)中 在塑性变形条件下，Ni,Al和NiAl双相合金中的确北 京 科 技 大 学 学 报 第 36 卷 图 4 亚晶合并机理 Fig． 4 Subgrain melting mechanism 过程． 另 一 方 面，一 次 γ' 相的存在也影响了 GH720Li 合金再结晶过程的发展． 一般而言，再结 晶核心的形成条件是与周围晶粒的取向差大于 15° 或晶核尺寸达到 1 ～ 3 μm［10--11］; 而 GH720Li 合金在 1100 ℃变形态下平均晶粒尺寸仅为 1. 4 μm，考虑到 基体中晶粒不均匀性，只有少数晶粒具有产生临界 再结晶核心的条件; 同时，大量一次 γ'相钉扎下晶 界的低可动性使再结晶核心形成后只能向晶内生 长，而无法通过吞并周围其他变形晶粒而长大，再结 晶局限于少数具有适宜条件的晶粒内，合金变形硬 化后整体软化机制以回复过程为主． 这一结论和 Monajati 的理论相符． 1110 ℃退火 10 min 后，GH720Li 合金变形晶粒 内部的多边形化及亚晶形成等回复过程仍在继续， 如图 5( a) 中 A、B 两个变形晶粒交界处所示． 随着 退火过程中二次 γ'及尺寸较小的一次 γ'基本消失， 位错及晶界的可动性大幅增加，一方面空冷过程中 形成的再结晶晶粒可通过大角度晶界迁移( 如图 5 ( a) 中左侧) 或形成退火孪晶( 如图 5( b) 中右侧) 的 方式吞噬变形晶粒，从而使合金平均晶粒尺寸及再 结晶程度明显提高． 另一方面，再结晶形核也将涉 及亚晶合并或长大之外的多种机制． 部分与再结晶 晶粒相邻的变形晶粒内可以应变诱发晶界迁动的方 式形核，如图 5( c) ． 此外，由于热变形过程中一次 γ'相占据了大部分晶界交界位置，γ--γ'相界面前产 生的再结晶核将因无法跨越 γ'相而只能向晶内发 展，从而使基体中无法观察到一般变形金属中常见 的再结晶在多个晶粒相交处形核的现象． 只有在晶 界 γ'相回溶后，该位置相对的两个晶粒内部开动的 异号位错可相向运动并大量对消，加之各个晶粒内 回复过程产生的亚晶随 γ'相回溶而接触并融合，最 终在多个晶粒交界处形成再结晶核心． 图 5( a) 中 晶粒 B 右侧边界处产生的多个再结晶核心即以这 种方式形核，其中再结晶晶粒 1 和 3 内部仍然有一 些亚晶界未完全消除． 图 5( d) 则显示了再结晶晶 粒在多个晶粒交界处形核的情况( 图中 A、B) ． 由图 2 可知，GH720Li 合金在 1110 ℃ 退火 10 min 后，基体中一次 γ'相的含量已经趋于稳定，增加 退火时间未能使其进一步回溶． 此时再结晶晶粒的 进一步长大将由于剩余 γ'相的钉扎而受到极大限 制，合金整体再结晶完成极为缓慢． 若部分晶粒在 变形过程中未在晶内积累较高的位错密度，无法以 亚晶合并及长大的方式进行再结晶形核，则当 γ'相 含量稳定后周边晶粒将很难向其内生长，使其始终 保持一定的位错密度，如图 6 中晶粒 A． 这种现象 可能使 GH720Li 合金在 1110 ℃ 下始终只能进行一 定程度的再结晶，为完全消除变形组织，需进一步提 高变形或退火温度． 以上实验现象及分析表明，一次 γ' 相是决定 GH720Li 合金再结晶行为的关键因素，随着其含量 的降低，合金可能开动的再结晶形核机制增加，同时 再结晶晶粒也能够通过多种方式充分长大，合金整 体再结晶程度提高． 为得到完全的再结晶组织，生 产中应采用较高的变形及退火温度． 2. 3 一次 γ'相再结晶行为 GH720Li 合 金 中 一 次 γ' 相的体积分数可达 40% 以上，且和变形晶粒尺寸接近，经常出现一系列 γ'完全将两个相邻晶粒隔开的现象，因此为保证加 工过程中各晶粒间的应变协调，尺寸较大的 γ'相完 全可能自身发生一定程度的变形并形成和变形晶粒 相近的位错缠结结构． 在变形后的空冷及退火过程 中，这些包含内部位错结构的一次 γ'也会发生一定 程度的再结晶现象． 胡静和林栋梁［12］的研究表明， 在塑性变形条件下，Ni3Al 和 NiAl 双相合金中的确 ·78·