熱等靜壓對第二代單晶高溫合金DD6顯微組織和力學性能的影響

郭會明,趙云松,鄭 帥,許劍偉,張 劍,駱宇時,董建新

(1 北京航空材料研究院 先進高溫結構材料重點實驗室， 北京 100095;2 北京科技大學 材料科學與工程學院, 北京 100083;3 北京科技大學 新金屬材料國家重點實驗室, 北京 100083)

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熱等靜壓對第二代單晶高溫合金DD6顯微組織和力學性能的影響

郭會明1,2,趙云松1,3,鄭 帥1,許劍偉1,張 劍1,駱宇時1,董建新2

(1 北京航空材料研究院 先進高溫結構材料重點實驗室， 北京 100095;2 北京科技大學 材料科學與工程學院, 北京 100083;3 北京科技大學 新金屬材料國家重點實驗室, 北京 100083)

通過1280,1300℃和1320℃ 3個溫度的熱等靜壓實驗，對比分析熱等靜壓對第二代單晶高溫合金DD6顯微組織和力學性能的影響。結果表明: 熱等靜壓能夠顯著減少顯微疏松，尤其是經(jīng)過1300℃/100MPa,4h熱等靜壓處理的合金內(nèi)部顯微疏松含量從0.31%降低到0.04%。提高熱等靜壓溫度能顯著減少共晶含量。熱等靜壓對合金的持久性能沒有明顯影響，但能顯著提高DD6單晶合金的低周疲勞性能。經(jīng)過1300℃/100MPa,4h熱等靜壓處理的合金疲勞壽命較經(jīng)過標準熱處理的疲勞壽命提高了一個數(shù)量級，這與熱等靜壓顯著減少合金中的疏松孔洞相關。

熱等靜壓；單晶高溫合金；顯微疏松；力學性能

鎳基單晶高溫合金是目前先進航空發(fā)動機渦輪葉片和地面燃氣輪機渦輪葉片的關鍵材料[1,2]。在服役狀態(tài)下，單晶高溫合金需要承受高溫和高應力，因此高溫蠕變是其主要斷裂失效機制之一。另外在飛機的起飛-巡航-降落過程中，單晶葉片需要承受應力-應變循環(huán)，極易產(chǎn)生低周疲勞損傷。但單晶高溫合金中存在著一種對蠕變和疲勞性能造成潛在危害的組織缺陷-疏松孔洞，這些孔洞作為蠕變及疲勞失效的裂紋源，顯著降低合金的高溫力學性能[3]。

在單晶高溫合金的定向凝固過程中不可避免的出現(xiàn)疏松孔洞。這些孔洞一部分是由凝固過程中的溶解氣體產(chǎn)生，但所占比例較小[4]；另外一部分是由于凝固過程中發(fā)生凝固收縮，二次枝晶的生長隔絕了枝晶間的補縮通道，使枝晶間形成的顯微熔池得不到充分補縮，最后凝固形成顯微疏松[5,6]。鑄態(tài)微孔的形成與合金的溫度梯度和抽拉速率以及合金的凝固收縮系數(shù)有關。研究表明，在單晶合金的斷裂過程中，這些顯微疏松是主要的裂紋源，對單晶合金力學性能尤其是疲勞性能極為不利[7]。

熱等靜壓技術(HIP)利用高溫高壓氣體對樣品進行壓制固溶處理，能夠顯著減少鑄件中的顯微疏松，近年來廣泛應用于鑄造單晶合金。Fritzemeier[8]的研究表明經(jīng)過熱等靜壓處理后，PWA1480合金的疲勞壽命明顯提高，這主要是由于熱等靜壓消除了鑄造顯微疏松，減少了疲勞裂紋源；Chang等[9]的研究表明CMSX-4合金經(jīng)過熱等靜壓處理后顯微疏松得到消除，組織更加均勻致密，同時950℃/355MPa持久壽命從72.7h提高到了134.38h，但疲勞壽命沒有明顯變化；而韓梅等[10]對DD3合金的研究表明，經(jīng)過熱等靜壓工藝處理后，DD3合金中γ′相發(fā)生粗化，立方化程度差且排列不整齊，高溫持久，高溫蠕變性能有所降低，高溫拉伸性能沒有明顯變化。

針對國內(nèi)廣泛應用的第二代單晶高溫合金DD6的熱處理及組織的影響研究較多，而關于熱等靜壓對單晶合金DD6的組織與性能的研究較少。本工作針對國內(nèi)廣泛應用的自主設計的第二代單晶高溫合金DD6進行熱等靜壓研究，通過制定不同條件的熱等靜壓工藝，分析熱等靜壓對DD6合金顯微組織和力學性能的影響。

1 實驗方法

實驗用DD6單晶高溫合金的名義成分如表1所示，采用高溫度梯度定向凝固法(HRS)定向凝固工藝制備單晶合金試棒，采用X射線衍射法測定單晶試棒的結晶取向與[001]方向偏差小于10°,試棒尺寸為φ15mm×170mm。

表1 DD6單晶高溫合金成分(質(zhì)量分數(shù)/%)

表2 DD6單晶合金的熱處理制度

表2中標準熱處理制度為固溶處理+二級時效，固溶制度：1290℃/1h+1300℃/2h+1315℃/4h/AC，一級時效：1120℃/4h/AC，二級時效：870℃/32h/AC。金相樣品采用1%HF+33%HNO3+33%CH3COOH+33%H2O溶液進行浸蝕，利用DMR HCS光學顯微鏡觀察合金疏松、殘余共晶等鑄造缺陷消除情況，利用JSM-6301型場發(fā)射掃描電鏡觀察顯微組織，選取至少5張金相照片測量鑄態(tài)合金的共晶體積分數(shù)以及不同狀態(tài)試樣中微孔的體積分數(shù)，并取其平均值作為最終數(shù)據(jù)結果。

對不同狀態(tài)的單晶試樣力學性能測試： 1100℃/130MPa持久實驗，760℃低周疲勞實驗。其中低周疲勞實驗參數(shù)：溫度760℃，應力比R=-1，頻率0.33Hz，加載波形三角波。

2 實驗結果

2.1 顯微疏松和共晶

圖1為不同處理條件下DD6合金的金相照片。從圖1可以看到，經(jīng)過不同條件處理后合金內(nèi)部的顯微疏松形貌。未經(jīng)過熱等靜壓處理的DD6合金內(nèi)部顯微疏松含量較高，且存在一部分尺寸較大的疏松孔洞; 經(jīng)過熱等靜壓處理后DD6合金內(nèi)部顯微疏松明顯減少，同時顯微疏松的尺寸也進一步減小。圖2給出了不同條件處理后顯微疏松含量，隨著熱等靜壓溫度的升高，顯微疏松含量先降低后升高，其中經(jīng)過1300℃/100MPa,4h處理后的DD6合金顯微疏松含量最低為0.04%。

圖1 不同處理條件下DD6合金的金相照片(a)ST;(b)1280℃HIP;(c)1300℃HIP;(d)1320℃HIPFig.1 Casting porosity of DD6 single crystal superalloy under different treatment conditions(a)ST;(b)1280℃HIP;(c)1300℃HIP;(d)1320℃HIP

圖2 不同處理條件下DD6合金疏松含量Fig.2 Porosity fraction of DD6 single crystal superalloy under different treatment conditions

圖3是熱等靜壓前后DD6合金內(nèi)部共晶分布。未經(jīng)熱等靜壓處理的DD6合金組織中含有大塊的殘余共晶，殘余共晶的形狀不規(guī)則且分布不均勻，偏析比較嚴重；經(jīng)過熱等靜壓處理后，DD6合金的殘余共晶含量降低，且隨著熱等靜壓溫度的升高，共晶含量進一步降低。圖4為不同條件下合金內(nèi)部殘余共晶含量，其中經(jīng)過1320℃/100MPa,4h處理后合金內(nèi)部的殘余共晶含量最低為0.05%。

2.2 強化相γ′相

圖5為經(jīng)過不同條件處理的合金顯微組織。從圖5可以看出，經(jīng)過熱處理后的γ′相形狀規(guī)則，細小均勻，呈立方狀，γ′相尺寸均為0.4～0.5μm，經(jīng)過熱等靜壓處理后的DD6合金γ′相尺寸及體積分數(shù)與標準熱處理相比沒有明顯差別。圖6為經(jīng)過不同條件處理后DD6合金γ′相體積分數(shù)，可以看出熱等靜壓溫度對γ′相體積分數(shù)的影響較小。

采集PPG信號時，由于周圍光噪聲、手指與MAX30102感應面板間的微弱位移或是手指與MAX30102感應面板接觸松緊程度的微弱變化，均會引起信號幅度在較小范圍內(nèi)的無規(guī)則變化。如圖8所示，以原始PPG信號的下包絡線作為基線示意信號的基線漂移問題。基線漂移導致各個脈搏波相同類型特征點的幅值差別較大，從而影響幅度和面積參數(shù)特征值，最終影響血壓測量結果。因此，本文對信號進行基線校準處理，使每個脈搏波的起點均落在同一水平位置。

2.3 力學性能

圖7給出了DD6合金不同熱等靜壓條件下的1100℃/130MPa持久壽命。從圖7可以看到，與經(jīng)過標準熱處理的164.1h持久壽命相比，試樣2的158.6h持久壽命略有降低。而試樣3持久壽命為173.9h，試樣4持久壽命為173.7h，兩者的持久壽命增加。提高熱等靜壓溫度對DD6合金的持久壽命影響不明顯。

圖8為距斷口0，1，2mm位置處顯微組織。從圖8可以觀察到，未經(jīng)熱等靜壓處理的合金持久斷口附近的組織中含有較多的孔洞，在距斷口最近位置的孔洞尺寸最大且分布不均勻，孔洞沿著應力垂直方向開裂。這些孔洞可以分為兩種：一種為析出物相關的孔洞，孔洞的位置主要存在于TCP相和碳化物的附近，析出相為這些孔洞的開裂源頭；另一種為鑄造孔洞，定向凝固過程中形成的顯微疏松成為蠕變孔洞的裂紋源，這些孔洞在蠕變過程中發(fā)生變形長大。經(jīng)過1320℃/100MPa，4h熱等靜壓處理的試樣的持久斷口附近的組織中同樣存在蠕變孔洞，這些蠕變孔洞與經(jīng)過標準熱處理后的蠕變孔洞相比，鑄造相關孔洞明顯減少，但析出相孔洞數(shù)量沒有明顯變化。

圖3 不同處理條件下DD6合金的共晶分布 (a)ST;(b)1280℃HIP;(c)1300℃HIP;(d)1320℃HIPFig.3 Eutectic of DD6 under different treatment conditions (a)ST;(b)1280℃HIP;(c)1300℃HIP;(d)1320℃HIP

圖4 不同處理條件下共晶含量Fig.4 Eutectic fraction of DD6 single crystal superalloy under different treatment conditions

圖9給出了經(jīng)過不同條件處理的DD6合金760℃高溫低周疲勞壽命，從圖9可以看到，熱等靜壓能夠顯著提高DD6單晶合金的疲勞壽命，其中試樣3的疲勞壽命(2Nf=141900)較未經(jīng)熱等靜壓處理的試樣1疲勞壽命(2Nf=16806)提高了一個數(shù)量級，但隨著熱等靜壓溫度提高，合金的低周疲勞壽命先升高而后降低。

圖5 不同條件下DD6合金枝晶干γ′相形貌 (a)ST;(b)1280℃;(c)1300℃;(d)1320℃Fig.5 Microstructural morphologies of γ′phase in single crystal superalloy DD6 (a)ST;(b)1280℃;(c)1300℃;(d)1320℃

圖6 不同條件下DD6合金γ′相體積分數(shù)Fig.6 γ′ phase volume fraction of DD6 single crystal superalloy under different treatment conditions

圖7 DD6合金的1100℃/130MPa持久壽命Fig.7 1100℃/130MPa creep life of DD6 single crystal superalloys

圖8 距斷口0，1，2mm位置處顯微組織(a)，(b)，(c)ST；(d)，(e)，(f)1320℃/100MPa,4hFig.8 SEM morphologies corresponding to regions with distance from fracture 0，1，2mm(a),(b),(c)ST;(d),(e),(f)1320℃/100MPa,4h

圖9 DD6合金760℃高溫低周疲勞壽命Fig.9 Low cycle fatigue life of single crystal superalloy DD6 at 760℃

圖10為DD6合金低周疲勞斷口形貌。從圖中可以觀察到，疲勞斷口主要可以分為3個部分，分別為裂紋萌生區(qū)、裂紋擴展區(qū)和瞬時斷裂區(qū)。裂紋主要從斷口的表面或近表面開始萌生，圖10(a)中裂紋從試樣的近表面處開始萌生，裂紋沿著與應力垂直的方向擴展，形成一個平坦的圓形平面，從圖10(b)中可以看到，在圓形平面的中心為疏松孔洞，裂紋沿疏松孔洞邊緣形成，由于應力集中形成多源開裂[13]；圖10(d)中裂紋從試樣的表面的氧化層處開始萌生并擴展，在裂紋的擴展路徑上存在疲勞循環(huán)過程中形成的氧化物。

3 分析與討論

3.1 熱等靜壓對顯微組織的影響

單晶合金進行熱等靜壓處理過程中，組織內(nèi)部的顯微疏松在高溫高壓下發(fā)生蠕變閉合。Wasielewski等[11]認為熱等靜壓過程為蠕變+擴散相結合的過程，引力誘發(fā)孔洞蠕變閉合， 孔洞閉合后孔洞內(nèi)表面發(fā)生擴散結合；但由于單晶合金在鑄態(tài)組織中存在枝晶偏析，在高溫條件下元素的不平衡擴散會引發(fā)柯肯達爾效應，產(chǎn)生固溶孔洞[14]。因此熱等靜壓過程是孔洞蠕變閉合和固溶擴散形成固溶孔洞雙重作用的結果。

圖10 DD6合金疲勞斷口形貌 (a)，(b)試樣1；(c)，(d)試樣3Fig.10 SEM morphologies of DD6 fracture after low cycle fatigue (a),(b)specimen 1;(c),(d)specimen 3

圖11為不同處理條件下DD6合金疏松尺寸分布圖。從圖11可以看到，鑄態(tài)組織中尺寸較大的顯微疏松在熱等靜壓過程中減少，而較小尺寸的疏松孔洞隨著熱等靜壓溫度的升高而增多。這是由于隨著熱等靜壓溫度的提高，元素的擴散速率提高，合金的蠕變抗力降低，在相同的壓力條件下蠕變速率提高；同時在高溫條件下，熱等靜壓溫度提高會促進偏析元素快速擴散，固溶孔洞加速產(chǎn)生，因此在1320℃進行熱等靜壓與1300℃相比，疏松含量增多。

圖11 不同處理條件下DD6合金疏松尺寸分布(a)ST；(b)1280℃；(c)1300℃；(d)1320℃Fig.11 Distribution of diameter of porosity in DD6 single crystal superalloy under different treatment conditions(a)ST;(b)1280℃;(c)1300℃;(d)1320℃

由于熱等靜壓在高溫高壓下進行，疏松孔洞閉合之后枝晶偏析元素加速擴散，使單晶合金內(nèi)部殘余共晶含量減少，并在之后的標準熱處理中進一步降低。溫度的提高會促進元素的擴散，因此隨著熱等靜壓溫度的提高，單晶合金內(nèi)部殘余共晶減少。

3.2 熱等靜壓對力學性能的影響

經(jīng)過熱等靜壓處理后單晶合金的持久壽命沒有明顯提高。從持久斷口的微觀組織形貌中可以看到，熱等靜壓處理后合金中孔洞明顯減少，但是合金中的析出相并沒有發(fā)生變化，因此裂紋仍然可以在析出相附近產(chǎn)生并擴展。Reed等[15]的研究表明，與疏松孔洞相比，析出相孔洞對持久壽命的影響更大，另外在持久實驗過程中，一部分在熱等靜壓過程中閉合的孔洞再次打開，并在孔洞處形成微裂紋。因此熱等靜壓并不能顯著提高單晶合金DD6的持久壽命。

Kunz等[7]的研究表明鑄造合金中存在兩種疏松，一種是孤立的疏松孔洞，一種是聚集型疏松孔洞，其中疏松孔洞的尺寸大小對疲勞壽命的影響較大，而經(jīng)過熱等靜壓處理后合金內(nèi)部的大尺寸疏松明顯減少，疲勞壽命顯著提高。本文中單晶合金內(nèi)部的疏松為孤立的疏松孔洞，在圖11中可以看到未經(jīng)過熱等靜壓處理的組織中存在一些尺寸較大的疏松孔洞，而經(jīng)過熱等靜壓之后大尺寸的疏松孔洞明顯減少，但是尺寸較小的疏松孔洞仍然較多。熱等靜壓能夠顯著提高合金的低周疲勞性能，這主要是由于一方面熱等靜壓能夠顯著減少鑄造單晶合金中的顯微疏松，在疲勞載荷循環(huán)加載過程中，在試樣內(nèi)部的疏松孔洞處容易產(chǎn)生應力集中[13]，當孔洞附近的應力達到臨界值，裂紋開始萌生并擴展；另一方面熱等靜壓中高溫環(huán)境相當于對合金進行了固溶處理，使合金組織更加均勻，提高了單晶合金的塑性，從而提高了低周疲勞壽命。

隨著熱等靜壓溫度由1280℃提高到1320℃，合金內(nèi)部的疏松先減少后增加，在1300℃條件下疏松含量最低。由于單晶合金DD6的低周疲勞壽命與合金內(nèi)部的疏松數(shù)量呈一定的正相關性，因此隨著熱等靜壓溫度的提高，低周疲勞壽命先升高而后降低，經(jīng)過1300℃/100MPa,4h熱等靜壓處理的合金低周疲勞壽命最高2Nf=141900。

4 結論

(1)熱等靜壓能夠顯著減少鑄造DD6單晶高溫合金內(nèi)部的顯微疏松，經(jīng)過1300℃/100MPa,4h處理后DD6單晶合金內(nèi)部顯微疏松降低到0.04%；提高熱等靜壓溫度能顯著減少DD6單晶合金內(nèi)部的共晶含量。

(2)熱等靜壓對DD6單晶合金的持久壽命沒有明顯影響，這主要是由于熱等靜壓不能減少析出相，而析出相相關孔洞是影響持久壽命的主要因素。

(3)經(jīng)過熱等靜壓處理后，DD6合金的760℃低周疲勞性能顯著提高，經(jīng)過1300℃/100MPa,4h熱等靜壓處理后的DD6單晶合金760℃疲勞壽命較未經(jīng)熱等靜壓處理的試樣提高了一個數(shù)量級。主要是由于減少了鑄造顯微疏松，而這些疏松孔洞為裂紋萌生的源頭。

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Effect of Hot-isostatic Pressing on Microstructure and Mechanical Properties of Second Generation Single Crystal Superalloy DD6

GUO Hui-ming1,2,ZHAO Yun-song1,3,ZHENG Shuai1,XU Jian-wei1,ZHANG Jian1,LUO Yu-shi1,DONG Jian-xin2

(1 Key Laboratory of Advanced High Temperature Structural Materials,Beijing Institute of Aeronautical Materials,Beijing 100095,China;2 School of Materials Science and Engineering,University of Science and Technology Beijing,Beijing 100083,China;3 State Key Laboratory for Advanced Metals and Materials,University of Science and Technology Beijing,Beijing 100083,China)

Effects of the hot-isostatic pressing (HIP) temperature (1280,1300,1320℃) on microstructures and mechanical properties of a second generation single crystal superalloy DD6 were investigated. The results show that the HIP treatment significantly decrease the cast porosity number of DD6 compared with standard treated specimens. Especially, the cast porosity volume fraction is deceased from 0.31% to 0.04% after the HIP treatment of 1300℃/100MPa, 4h. The cast eutectic volume fractions are remarkably reduced with increasing HIP temperature. The HIP treatments nearly unchanged the creep lives, While they greatly promote the low cycle fatigue lives. The elimination of cast microspores using the HIP treatment of 1300℃/100MPa, 4h result in the inhibition of crack initiation during fatigue and improve the low cycle fatigue lives one order of magnitude larger than that after standard heat treatment.

hot-isostatic pressing; single crystal superalloy; porosity; mechanical property

10.11868/j.issn.1001-4381.2016.10.009

TG132.3+2

A

1001-4381(2016)10-0060-08

2015-06-10;

2015-11-10

趙云松(1987-)，男，工程師，博士，現(xiàn)從事高溫結構材料研究，聯(lián)系地址：北京市81信箱1分箱(100095)，E-mail: zhaoyunsong2008@gmail.com