惯性摩擦焊焊接不同的镍基高温合金720Li和IN718DOC.docx
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材料成型及控制工程
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惯性摩擦焊焊接不同的镍基高温合金720Li和IN718
Z.W.HUANG,H.Y.LI,M.PREUSS,M.KARADGE,P.BOWEN,S.BRAY,andG.BAXTER
摘要：
本文介绍了镍基高温合金720Li和IN718惯性摩擦焊接头一个全面的显微结构的表征。
研究在焊接以及焊后热处理的条件下进行。
详细的金相分析展现了在惯性焊合金720Li和IN718中硬度资料与呈现的沉淀相形态改变的关系。
该研究论证了镍基高温合金720Li和IN718的惯性摩擦焊焊缝区形成了一个没有微孔和裂纹以及明显的化学迁移的焊接。
然而，在不同的焊接每一侧观察到晶体结构方面以及析出相的分布变化有本质的区别。
含有高体积分数γ′的合金720Li相对于以γ″为主要强化相的合金IN718展现出更宽的热影响区。
合金720Li由于γ′的损耗，焊态下在焊缝附近仅仅出现了一个很小的硬度波谷，然而γ″强化合金IN718出现了一个无沉淀的焊接软化区。
这个异种型材焊接在合金720Li的一个典型退火温度——760℃进行焊后热处理，结果导致一个在焊接区两侧出现了一个强的热影响区。
对比焊态以及焊后热处理状态，同时发现IN718在去应力处理后处于过度时效的状态。
关键字：
镍基高温合金、惯性摩擦焊、沉淀相、热处理
1引言
惯性摩擦焊是一种固态焊接方法，可以用来焊接含有高体积分数γ′的镍基高温合金或者不同类型的镍基高温合金。
在惯性摩擦焊过程中，一部分连接在旋转的飞轮上，而第二部分即不旋转部分在轴向力的作用下与旋转部分接触。
然后，储存在旋转飞轮的动能在两部分接触表面转化为热能。
通过这种方式，在接触表面产生足够的高温，与扭矩和轴向压力一起作用下，导致材料挤出完成焊接。
由于适用于大批量生产，人们认为惯性摩擦焊是一种具有优势的加工方法。
更主要的是，不像电子束焊、激光焊、以及其他焊接方法，惯性摩擦焊是一种固态焊。
因此，一些与熔融有关的问题，如微裂纹的出现、沉淀不利阶段、晶间裂纹和孔隙可以避免或者减小。
因此，含有高体积分数γ′的不能进行熔焊的镍基高温合金，可以通过惯性摩擦焊技术来焊接。
惯性摩擦焊广泛应用于汽车和发电行业。
在航空发动机行业，惯性摩擦焊主要应用于耐高温材料，如钛合金镍基高温合金。
在该研究中，进行了名为720Li和IN718的两种类型镍基高温合金的惯性摩擦焊。
这种不同类型材料的焊接对航空工业极具吸引力，因为它在保持了机械性能以及满足温度性能要求下显著降低了质量。
该研究目的在于，通过分析两种不同材料整个焊合区的映射显微硬度以及微观结构的变化来提高对两种不同类型镍基高温合金材料惯性摩擦焊的理解。
先前相同镍基高温合金的惯性摩擦焊的显微结构已经表明，由于靠近焊缝区的导热历史和重塑性变形，可以观察到显著的显微结构变化，这导致了γ′沉淀的部分或者全部溶解。
由于焊缝区的温度达到了锻造温度范围，因此预计在该区域也发生了γ″的溶解。
研究集中在这种惯性摩擦焊残余应力特征上，这突出的显示了焊接区高水平的张力以及发展一个适当的温度来降低应力的重要性。
目前的工作是首次关于不同类型镍基高温合金惯性摩擦焊的冶金研究。
720Li和IN718的两种类型镍基高温合金的惯性摩擦焊冶金评估在焊态和焊后热处理状态下进行。
焊接评估包括显微硬度的映射以及焊接热影响区和母材的金相分析。
γ晶体结构的显微结构特征是通过电子背散射衍射分析技术研究的。
实验中应用用场发射扫描式电子显微镜、透射电子显微镜、能量色散X荧光光谱仪来分析相关的强化相γ′和γ″。
研究中广泛应用的显微结构映射为合金720Li和IN718整个焊缝区以及近缝区的冶金性能即相关的硬度资料分布以及沉淀相呈现的形态给了一个详细的分析。
2实验
2.1材料和样本
合金720Li是一种先进的镍基高温合金。
它优异的机械性能是由于γ基体中析出的约占体积分数为45%的γ′（Ni3（Ti、Al）有L12结构）沉淀相。
720Li合金中γ′根据其尺寸分为初生、次生和第三γ′。
初生γ′在固溶处理过程中残存不溶解。
它存在于γ晶界并阻碍γ晶体的长大。
次生γ′和第三γ′在冷却过程中形成，一般尺寸分别大于100nm和小于50nm。
晶内的γ′双峰分布是主要的强化来源。
IN718是一种应用广泛的镍基高温合金，它的强化来源于γ″（Ni3（Nb）,DO22结构和γ′沉淀相联合作用。
都是纳米级的沉淀相。
γ′和γ″的体积分数主要由相关所含的Al,Ti和Nb所决定，体积分数一般可以达到3到4。
此外，在IN718γ基体中可以观察到一种更加稳定的δ相（Ni3（Nb）具有正交DOa结构）。
该相有微米级的尺寸，主要分布在γ晶界，锻造过程中能够阻止晶粒的长大。
用于惯性摩擦焊的合金720Li和IN718管材是经过大量锻造加工成型的。
表格1中给出了两种合金的化学成分。
针对合金720Li中γ′在1105℃进行4小时的亚固溶处理，同时针对合金IN718中δ在980℃进行1小时的亚固溶处理。
为了消除锻件的残余应力以便于进一步加工，两种锻件都要进行去应力退火。
在这项研究中，两种合金的管材加工有143mm的外径，U720Li有25mm的壁厚，IN718有20mm的壁厚，然后在MTI进行惯性摩擦焊。
用于显微结构研究的切片是用电火花加工方法从焊接管材上沿轴向加工而来的。
这些切片的焊后热处理为，在空气循环炉中进行温度为760℃的时间为2、4、8和24小时的保温，然后空冷至室温。
表1实验用于惯性摩擦焊的镍基高温合金的化学成分（质量分数，平衡镍）
合金
Fe
Cr
Mo
Nb
Co
Ti
Al
W
Si
C
B
U720Li
—
16
3
—
15
5.0
2.5
1.25
—
0.015
0.015
IN718
17.95
17.82
2.92
5.39
0.13
0.99
0.50
—
0.07
0.024
0.004
2.2显微硬度的检验
维氏显微硬度的检测是用标准的维氏硬度压入机器给样品加载1kg,以此方式进行。
显微硬度的检测在轴向以及径向平面上进行。
对于每一个试样，特定的检测在焊接中间区域与轴向平行的五个相互隔开的地方进行，隔开的距离远大于五个压痕分开的距离。
测量值来自于距焊缝10mm远的位置，为了确保测量距离的精确，在焊缝区额外增加五个测量点。
用千分尺控制轴向缩进的距离。
所测得的结果为每个轴向的测量平均值。
合金720Li显微硬度平均偏差值为7.2（HV1）、合金IN718的为6.6（HV1）。
2.3扫描电镜和相图分析
根据普罗伊斯的人用高分辨率扫描电子显微镜对腐蚀样品的研究，能够知道γ′的尺寸只有几个纳米。
离焊缝不同距离处γ′的分布特征的研究是利用扫描电子显微镜（FHILIPS*XL30）在8kv的电压下和二次电子模式下进行。
硬度压痕用来作为轴向距离的参考点。
γ′的腐蚀剂的化学成分如表2所示。
这种腐蚀剂可以溶解掉磨光面的γ′沉淀，保留下γ基体。
由于镍基高温合金通常展现出双模态或者三模态γ′分布，因此需要在不同放大倍数先研究该材料。
在每个轴向每个放大倍数下拍五张照片，随后进行分析。
表2γ′的腐蚀剂的化学成分
第一部分
第二部分
150mlH2O
15mlHNO3
150mlHCL
20mlH2O
2.5gMoO3
30ml
晶间粗大的初生γ′的尺寸以及体积分数利用平均线性截距法进行研究。
晶内的次生和三次γ′的研究是利用控创KS400（英国比斯特图像分析协会有限公司）图像分析软件包进行的。
对于在合金720Li热影响区发现的潮汐γ′沉淀的定量研究，曼切斯特大学的高分辨率的扫描电子显微镜起到了促进作用。
这个显微镜装备有一个通过透镜探测器，它工作在5kv电压下，最大分辨率为2nm。
对于西龙扫描电子显微镜拍的照片，仍然使用控创KS400图像分析软件包进行定量分析。
γ′体积分数平均精准度是由每一个γ′族标准差的计算平均值所决定。
这是前面讲过的。
2.4能谱显微分析
在焊缝用一个装有链接依希斯分析能谱分析仪（英国海威考姆勃牛津纳米分析设备）的PHILIPSXL30的扫描电子显微镜对γ基体进行能谱点分析以确定整个焊缝区的化学成分改变状况。
在采集数据前按标准镍试样对能谱分析系统进行校准。
化学成分点分析在电压为20kv、光斑尺寸为5的加速电压下进行。
在近缝区用的最小步长为2um。
结果很好的表明，空间内电子大量相互作用决定着化学分析的精准度，这决定于加速电压和所分析的试样中的元素。
在20kv零倾斜加速电压下，焊缝两侧空间范围计算结果给出合金IN718一侧分辨率为1.29um、合金720Li一侧为1.35um。
2.5透射电子显微镜法
如γ′、γ″和位错显微结构特征的透射电镜研究，是利用一个PHILIPSCM20透射电子显微镜进行研究的，它的工作电压为200kv。
用电火花加工沿焊接管材轴向切下厚度为4mm的切片，随后用车床加工成直径为3mm的棒状。
直径3mm棒的一个简单的电解抛光以及腐蚀过程是为了揭示焊缝同时精确的定位焊缝切割砂轮。
用金刚石涂层轮从试样棒上切下约200um厚的圆盘，然后进行双喷电解抛光，IN718用含有12%高氯酸的酒精溶液作为抛光剂，720Li用含有20%高氯酸的酒精溶液作为抛光剂。
假设透射电镜观察下薄片区位于加工圆盘的中心位置，透射电镜与焊缝相关的轴向位置，由焊缝和切割位置之间的距离加上圆盘厚度的一般所得，一般约为100um。
根据利用边缘厚度和消失距离g（对于Ni矢量为200，取g为27.5nm）计算出来的金属薄片厚度，IN718中γ′体积分数的定量分析是在透射电镜集中暗场图像上进行。
当进行透射电镜照片的图像分析以研究γ〃的体积分数是，有着特定g矢量的难以发现的γ〃也被考虑在内。
类似于γ′颗粒的定量分析，γ″体积分数和尺寸的平均精度决定于标准偏差的计算平均值。
2.6电子背散射衍射（EBSD）
整个焊缝区不同位置EBSD映射是在英国曼切斯特的曼切斯特材料科学中心的飞利浦XL30扫描电子显微镜上进行的，该扫描电镜装有当代最先进的EBSD系统和弗拉门戈软件。
EBSD模型的检测是用一个电荷耦合相机和图像处理的背景减法进行的。
因为预计在760℃对焊接材料进行焊后热处理过程中不会发生晶粒尺寸变化或再结晶，因此只对焊态进行映射。
每种合金从焊缝到母材要求有十个区域的映射，每个映射的扫描步长为0.15um到0.75um。
汉弗莱等人发展的分析软件VMAP对EBSD数据进行分析，以获取晶粒尺寸，分布方位和存储能量。
微观结构由定向数据重建，根据平均直径
=1.5MLI，每个图的平均晶粒直径
由平均线截距（MLI）决定。
每个定向图至少包含1200个晶粒。
储存能量用来估算材料不同轴向位置的塑性变形水平。
每幅图的储存能量决定于每个晶粒内的位错的多少。
该方法假设材料中所有的储存能以小角度或大角度晶界晶界能γ形式存在，同时假设自由混乱度的对储存能的贡献忽略不计。
该方法同样假设晶界为低能量的稳定晶界，如果知道了晶界取向角θ，就可以利用瑞德—肖克莱方程估算晶界能γ：
（1）
γm是大角度晶界的晶界能，θm是大角度晶界位错取向（通常为15°）。
3结果与讨论
3.1焊缝的冶金特性
焊缝区合金720Li和IN718中的γ晶粒分布以及粗大析出相的示例如图1（a）和（c）所示，母材区的如图1（b）和（d）所示。
这些扫描电镜图像显示近缝区300um范围内合金720Li形成了初生γ′的贫化区域如图1（a）所示，然而在一半尺寸范围内IN718展现出δ贫化区。
图1（d）也显示在IN718母材区存在粗碳化物。
对比图1（a）、（c）发现，在近缝区相对于合金720Li，合金IN718中保留有更多的初生碳化物，这可能与合金IN718比合金720Li含有更多碳元素有关（表1）。
表1和图1（a）、（c）显示近缝区为等轴晶，这说明在焊接过程中微观结构发生了再结晶（在F部分用EBSD更精细的分析可以发现）。
在平衡条件下，合金720Li中γ′的溶解温度约为1150℃。
在快速加热条件下，例如300℃/s,超耐热镍基合金（类似于合金720Li的镍基高温合金）中发现明显的过热影响，由于动力学效应γ′的溶解温度提高了约125℃。
然而，最近RR1000（粉末冶金镍基高温合金,含有40%的γ′）的惯性摩擦焊的模拟显示惯性摩擦焊过程中加热速率明显小于300℃/s，因此，近缝区合金720Li的实际最高温度接近于γ′的平衡态固溶温度。
布鲁克斯报告说合金IN718中δ平衡条件下固溶温度为约1000℃。
在这样的温度下，合金IN718中沉淀强化γ′和γ″有希望完全溶解。
一旦沉淀强化相溶解，就可以合理的假设材料表现出很低的流变应力同时材料将被挤出形成飞边。
因此，可以预测焊缝两侧近缝区不同最高温度的微观及宏观结构特征：
合金IN718相对于合金720Li可以在更低的温度下被挤出形成飞边，合金720Li预计需要更高的温度及更长的加热时间。
焊接区宏观研究揭示相比720Li，IN718一侧形成更厚的飞边。
现有条件下测得合金IN718的飞边平均厚度为5.0mm，合金720Li的为1.5mm。
这可以解释在高温区两种合金不同的高温机械性能，即合金IN718比合金720Li强度下降更快。
图1扫描电子显微镜显示（a）焊态下焊缝处的720Li和（b）母材中的720Li；（c）焊态下焊缝区的IN718；和（d）母材中的IN718。
如箭头所示图（a）中的初生γ′贫化区，图（c）中δ相贫化区，以及标出的碳化物
3.2焊缝区化学成分的变化
用能谱仪对焊缝区γ晶粒进行分析来研究焊缝区化学成分的变化。
如图2（a）所示，一个相当大的晶粒（标记为晶粒G）扩展到整个焊缝区。
在焊缝两侧距焊缝2到50um的范围内进行点分析。
如图2（a）所示，首先分析的三个点在晶粒G内，每个点间隔2um。
在相离的晶粒内，第四个分析点距焊缝10um，第五个点距焊缝15um。
第六个分析点位于图2外部，距焊缝50um处。
以这种方式对焊缝区进行一些扫描。
焊缝区的一些典型的组成元素（Fe,Co,Nb,和Ti）在图2（b）中被绘制出来了。
有趣的是要注意一下，整个晶粒G晶界的能谱点分析好像显示在这个晶粒中存在12um的化学梯度，这里的化学成分由IN718类型想720Li类型逐渐转变。
这一点可以通过Fe和Co清楚的看到，因为他们只存在于IN718，后者只存在于720Li。
在焊缝区不同位置可以观察到类似大的化学梯度存在于整个焊缝区。
分析显示在惯性摩擦焊过成中没有严重的化学成分交叉扩散发生，限制了化学成分在合金间的变化，而只发生与晶粒之间（小于15um）。
图2（a）EXD点分析焊缝两侧距焊缝2~50mm整个区域。
前三个统计数据位于晶粒G内，它贯穿了整个焊缝。
（b）整个焊缝区相应的元素数据。
参考文中具体描述。
3.3显微硬度数据
图3显示的是焊缝区焊态及4个760℃焊后热处理状态沿轴向的显微硬度数据。
在焊接状态下，合金IN718和720Li基材表现的硬度分别为490和450HV。
在合金720Li中，焊态和焊后热处理的显微硬度数据从焊缝7mm处开始改变，硬度普遍有一定的增加，其中焊态增加最明显。
合金720Li中焊态状态和焊后热处理状态硬度区别最明显，焊态下距焊缝2.5mm处出现一个硬度的波谷，而焊缝处的硬度与母材相近。
与此相反，焊后热处理状态下焊缝处硬度相对于基材处增加了10%，而热影响区没有出现硬度的波谷。
图3合金720Li和IN718焊缝焊态和760℃热处理态沿轴向位置的显微硬度数据（d=0）
与720Li相比，在焊态下合金IN718从焊缝到距焊缝2.5mm的区域发生了更大的硬度下降，同时焊缝区没有硬度的恢复。
焊态及焊后热处理的硬度数据显示合金IN718有一个约为5mm的热影响区，这比720Li的热影响区略小。
760℃进行焊后热处理，即使持续时间只有两个小时，合金IN718热影响区的显微硬度也发生了显著的恢复。
合金IN718的四个焊后热处理状态与合金720Li相似，靠近焊缝的热影响区硬度增加，达到的最大硬度值比相应的母材高10%到15%。
图3展示了一些值得注意的有趣的细节。
首先，显微硬度数据显示，非常靠近焊缝的硬度出现轻微的降低。
发生这种情况的原因可能与γ基体晶粒的再结晶有关，这将在第三部分F块进行讨论。
图3可以看出，在760℃进行焊后热处理，合金720Li基材没有明显的硬度损耗。
推荐最大时效温度为732℃的合金IN718基材，在焊后热处理过程中硬度明显降低。
合金720Li有着相对高的焊后热处理温度是因为惯性摩擦焊产生的应力难以消除。
显微硬度数据显示，从一个点的机械性能来看，760℃焊后热处理过程保温时间应该尽可能短。
然而，应力分析可能暗示要更长的退火时间。
3.4合金720Li惯性摩擦焊中γ′的分布特征
合金720Li的总体分布特征是γ′颗粒尺寸成三峰分布，这其中初生相、次生相以及三次相有着不同的尺寸分布。
在这片文章中这三种类型的γ′被称为原始γ′，因为他们都最初呈现在合金720Li母材中。
因为三种γ′沉淀存在于不同的温度范围内，所以假定三种γ′的化学成分有一定的不同。
由于γ′的化学成分不同，所以相信紧随次生γ′和初生γ′，三次γ′有着最低的溶解温度。
在快速加热和冷却条件下，可能由于初生、次生和三次γ′尺寸的不同，这种不同在固溶温度上将增加，这是由于动力学效应的影响。
用扫描电子显微镜对母材焊态和焊后热处理状态下焊缝到距焊缝10mm的范围内晶粒间和晶粒内γ′的分布特征进行研究。
粒度的典型分布，初生γ′为1到4um，次生γ′为150到500nm，三次γ′为30到70nm。
图4（a）到（c）展示了从焊缝开始的位置在焊态和不同焊后热处理（4和8小时，760℃）状态下γ′的体积分数，（a）为初生γ′的、（b）为次生γ′的、（c）为三次γ′的。
从图4（a）到（c）可以看出合金720Li中γ′沉淀相的总体积分数为48%左右。
图4焊态和760℃热处理态沿轴向位置初生（a）、次生（b）、三次（c）γ′的体积分数。
每一个图中都有一个误差棒，用来显示体积分数测量的平均误差。
从图4（a）到（c）清楚的显示惯性摩擦焊可以引起母材中存在的各种类型的γ′显著的溶解。
靠近焊缝区先是三次γ′溶解，接着是次生γ′溶解，最后是初生γ′溶解。
在焊态下，每一种γ′溶解位置为：
初生γ′从距焊缝0.25mm开始，次生γ′从距焊缝0.5mm开始，三次γ′从距焊缝1.75mm开始。
每种γ′体积分数达到母材水平的位置为：
初生γ′距焊缝约为1.75mm，次生γ′距焊缝约为2mm，三次γ′距焊缝约为5mm。
表3概述了热影响区原始γ′减少或耗尽的位置。
应该注意的是，在合金720Li热影响区发现了以往称为再沉淀γ′的第四种类型的γ′，在惯性摩擦焊最后阶段密集的沉淀出，在焊态下平均颗粒尺寸小于10nm。
因此，表3仅综述了原始γ′的溶解，即最初存在于母材合金720Li中的γ′。
表3合金720Li焊态和热处理态原始γ′（初生、次生、三次γ′）的分布
正如人们所料，各种γ′的原始γ′贫化区和原始γ′减少区的尺寸严重依赖于沉淀的尺寸范围。
还需指出的是，沿轴向距离焊后热处理对γ′分布的影响程度同样严重依赖于沉淀的尺寸范围。
据发现，焊后热处理方案的应用对初生γ′和次生γ′的分布都没有明显的影响。
第三部分A块提到，初生γ′的固溶温度为1150℃，这高于焊后热处理温度——760℃。
因此，在焊后热处理温度初生γ′是稳定的，如图4（a）所示。
初生γ′的体积分数平均精度为1.08%。
应注意，相比其他条件，4小时焊后热处理状态下基材初生γ′的体积分数略高，这很可能是由于锻件合金720Li中可以经常观察到的组织不均匀问题。
图4（b）表明在760℃8小时的焊后热处理可能对γ′损耗区次生γ′的体积分数有一轻微的影响。
次生γ′体积分数略大表明，尽管存在散射范围的不同，在这个区域出现了次生γ′沉淀显著长大。
次生γ′体积分数的平均值为1.28%。
合金720Li的大量显微结构分析显示，尽管显微硬度从距焊缝7mm的地方开始改变，而三次γ′从距离焊缝5mm的地方开始溶解（图4（c）和表3）。
三次γ′的平均体积分数为1.38%，这意味着三次γ′体积分数很小的变化不太可能被检测到。
越靠近焊缝三次γ′体积分数减小越明显。
图4（c）显示，在距离焊缝2.5mm的地方，三次γ′的体积分数下降了大约25%到15%。
图4（c）同样说明在三次γ′部分溶解的区域（距焊缝2到5mm），焊后热处理对其体积分数有着显著的影响。
尽管原始γ′贫化区尺寸没有减小多少，但原始γ′损耗区尺寸显著减小（表3），这个现象是由三次γ′颗粒部分溶解范围扩展引起的。
对比图3和图4（c）很明显发现，焊态合金720Li距焊缝2到5mm的区域硬度的降低与三次γ′的损耗有着密切的关系，因为在该区域初生γ′和次生γ′的体积分数没有发生变化。
靠近焊缝区，显微硬度恢复，形成了典型的V型曲线。
焊接过程中原始γ′大部分或者全部溶解，该区域强度增加主要是由于二次沉淀形成非常细小的γ′颗粒沉淀。
高分辨率扫描电子显微镜观察显示，在热影响区，γ′的二次沉淀发生在焊接结束阶段冷却过程中。
合金720Li中二次沉淀相γ′尺寸（小于10nm）明显小于母材中三次γ′（30到70nm），这是由于高的冷却速率，同时导致显微结构研究过程中容易将其从三次γ′相中分辨出来。
图5（a）到（d）是焊态下典型的高倍率扫描电子显微镜图片，分别显示了焊缝区距焊缝1.75mm区域的二次沉淀γ′颗粒和距焊缝1.75、2.5、6mm区域的三次γ′颗粒。
利用高分辨率扫描电子显微镜，焊态下焊缝到距焊缝5mm的区域内二次沉淀相γ′的体积分数得以确定。
焊态下沿轴向位置的二次沉淀γ′颗粒的体积分数的数据生成并显示与图6。
焊缝区体积分数相对高的二次沉淀相γ′可以在图5（a）中清楚的看到。
通过大量图像分析，测得二次沉淀相γ′的体积分数为25%，颗粒的平均大小是9.4mm。
二次沉淀相γ′的体积分数随着离焊缝的距离的增加在减小，这是因为一定三次γ′颗粒的保留（图5（b））。
在距焊缝2.5mm的区域，焊态下观察到一个硬度波谷，图5（c）显示在该区域没有二次沉淀相γ′。
显然，很难确定在区域是否真的不存在二次沉淀相，因为二次沉淀相γ′可能太小扫描电子显微镜无法进行研究。
另外通过透射电镜对距焊缝2.1mm的地方进行研究，发现在该区域存在一些纳米级别的超细γ′颗粒（图7）。
然而，假定这样细小的γ′仅能提供非常有限强化作用是合理的，因为位错很容易切过它。
如前面讨论的，在距焊缝2.5mm的区域，三次γ′的体积分数下降了约25%到15%。
图5（c）显示该位置体积分数的下降可能是由于三次γ′部分溶解引起的。
相比于靠近母材合金的三次γ′（图5（d）），沿轴向6mm到2.5mm，颗粒平均尺寸从45nm降到了30nm。
在前面引用17和18中，合金720Li中三次γ′强化作用的重要性已经做了说明。
目前的工作支持这些观察，因为在图3中观察到的硬度波谷明显与三次γ′体积分数的下降和颗粒尺寸的减小有关。
在近缝区，先前的高能x射线同步加速器衍射和现在对扫描电子显微镜所记录进行γ
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