李相伟,夏忠虎,郭秋娟,钟玉梅,张书彦*,张鹏

（1.东莞材料基因高等理工研究院，广东 东莞 523808；2.长沙理工大学能源与动力工程学院，湖南 长沙 410014）

单晶高温合金叶片是航空发动机的关键热端部件。但单晶高温合金叶片在定向凝固制备过程中不可避免地在枝晶间产生显微疏松［1-2］，再经过后续高温热处理后显微疏松含量进一步增加［3-4］，显著降低了单晶高温合金的拉伸、蠕变和疲劳性能，严重威胁发动机服役的可靠性［5-7］。

热等静压（HIP）是在高温高压密封容器中，以高压氩气为介质，对其中的粉末或待压实的烧结坯料（或零件）施加各向均等静压力，形成高致密度坯料（或零件）的方法［8-10］。热等静压处理可以显著降低铸件性能的分散度。采用热等静压修复铸件，不仅可以恢复合金的微观组织，而且还能修复蠕变孔洞［11］。高温合金叶片在服役过程中，容易产生蠕变孔洞及内部组织退化，如γ′相体积分数、尺寸、形貌及分布的退化及碳化物的分解和脆性相（TCP相）的析出。常规热处理能恢复合金的微观组织，但对蠕变过程中产生的孔洞和裂纹的修复只能依靠热等静压［12-14］。

此外，对于单晶高温合金，若热等静压参数（温度和压力）选择不当，就会造成合金的再结晶而严重危害合金的使用性能。因此，本文主要研究热等静压对第三代镍基单晶高温合金微观组织（缩孔、再结晶、γ′相）和低温高应力（850℃/586 MPa）、高温低应力（1120℃/140 MPa）持久性能的影响。

1 实验部分

实验材料为DD33第三代单晶高温合金，合金名义成分列于表1。

表1 实验合金DD33名义成分Table 1 The nominal compositions of the experimental alloy

采用定向凝固工艺（HRS工艺）拉制单晶试棒，然后选用普通高温热处理炉和QIH-15热等静压炉，分别进行标准固溶（1335℃/10 h，空冷）处理和热等静压处理（1350℃/4 h，104 MPa，炉冷）。利用电火花线切割机垂直于定向凝固方向，切取样品并制备金相试样。试样经磨抛后进行化学腐蚀，腐蚀剂的成分为CuSO4（4 g）+HCl（10 mL）+H2O（20 mL），然后运用光学显微镜（OM）、扫描电子显微镜（SEM）观察合金的组织形貌。沿定向凝固方向切取1 mm×1mm×20 mm的立方体样品，采用高分辨透射X射线三维成像技术分别表征标准固溶处理及热等静压处理后样品中显微孔洞的三维形貌。利用电子探针（EPMA）分别测量两种热处理后样品的枝晶干和枝晶间区域元素成分，并计算枝晶偏析系数K i=CiD/CiID，其中CiD为元素在枝晶干位置的含量，CiID为元素在枝晶间位置的含量，测试点位置如图1所示。

图1 枝晶偏析测量选取的枝晶干和枝晶间测试点位置示意图Figure 1 Schematic diagram of compositional measurement in the dendrite（D）core and interdendritic（ID）region of single crystal superalloys

为消除热等静压过程中产生的γ′相粗化，热等静压后的样品分别经过1280℃/2 h、1295℃/2 h、1295℃/4 h、1310℃/2 h重新固溶处理，然后空冷，最后观察比较经不同条件固溶处理后的合金组织γ′相的形貌。

选取经标准固溶处理和热等静压后重新固溶（1310℃/2 h，空冷）的样品，分别进行相同的时效处理（1180℃/4 h，空冷和870℃/4 h，空冷），然后加工成标准持久性能试样（见图2），并在850℃/586 MPa和1120℃/140 MPa条件下进行持久性能测试。

图2 高温持久试样示意图Figure 2 Schematic diagram of stress rupture tests

2 实验结果与讨论

2.1 热等静压对合金微观组织的影响

2.1.1 热等静压对显微孔洞的影响

NAFLD的发生发展机制一直是近年来的研究热点。目前，肝脏炎症反应被认为是促进NAFLD疾病进展的重要原因和关键事件。人体自身固有免疫机制是机体的第一道屏障，NOD样受体蛋白亚家族(NOD-like receptor proteins，NLRPs)参与了机体的固有免疫反应，在人体自身炎症免疫应答中起重要作用，各类NLRPs炎症小体与多种代谢性疾病相关，包括NAFLD/NASH[7-11]。本文对NLRPs炎症小体与NAFLD之间关系的研究现状及进展进行综述。

图3为合金分别经过标准固溶处理和热等静压处理后的微观组织形貌。从图3可见，经标准固溶处理后，组织中的共晶完全消除，但合金中存在大量显微孔洞；经热等静压处理后，共晶全部溶解的同时并没有发现初熔，而且没有观察到显微孔洞。进一步采用高分辨透射X射线三维成像技术观察样品内显微孔洞三维形貌发现，标准热处理后显微孔洞的体积分数为0.16%，而经过热等静压处理后显微孔洞完全闭合。

图3 标准固溶处理和热等静压处理后显微孔洞组织对比Figure 3 Comparison of microstructures of the alloys by conventional heat treatment and HIP：

2.1.2 热等静压对γ′相形貌的影响

采用SEM进一步观察两种热处理后γ′形貌，其结果如图4所示。从图4可见：标准固溶处理的样品，其枝晶干和枝晶间均析出细小的γ′相，由于枝晶间富含Al、Ta等元素，导致枝晶间的γ′相快速长大，尺寸大于枝晶干处的γ′相；热等静压处理的样品，其枝晶干和枝晶间处的γ′相尺寸较标准固溶处理的变大，而枝晶间的γ′相尺寸明显大于枝晶干处的。

图4 标准固溶处理和热等静压处理后的γ′相形貌Figure 4 Morphology ofγ′in the alloy by heat treatment and HIP

图5为经过1340℃保温2 h后试样微观组织图片。从图5可见：在没有压力条件下，经1340℃固溶处理后合金中出现少量初熔；而试样在1350℃和104 MPa压力条件下保温4 h后，合金没有发生初熔。

图5 实验合金经1340℃/2 h处理后的微观组织形貌Figure 5 Microstructures of the alloy by solution heat treatment at 1340℃for 2 h

Kim等［23］研究发现，压力也可以提高GTD111（DS）合金的初熔温度。根据Clausius-Clapeyron方程可知，相变温度ΔT与压力ΔP的关系为其中ΔT为相变温度的变化、ΔV为相变时的体积变化、L为相变潜热、ΔP为压力变化。在熔化的过程中相变潜热总是正值，而且固相变为液相体积膨胀ΔV也为正值，因此相变温度随着压力的增加而升高。由此可知，热等静压试样未发生初熔，是由于压力的存在提高了合金的固液转变温度所致。

由于热等静压温度高，元素扩散快，使得共晶全部溶解，而且在压力的作用下能闭合合金中的缩孔。但是，热等静压后的样品是以炉冷的方式进行冷却，相比传统固溶处理后的空冷，热等静压样品冷却速度较慢，导致γ′相的尺寸变大。图6为采用标准固溶处理和热等静压处理后合金中元素的枝晶偏析。从图6可见，相比标准固溶热处理，热等静压后的合金成分更加均匀，尤其是元素Re的枝晶偏析显著降低，与文献［16］的研究结果类似。

图6 不同工艺处理后元素的枝晶偏析行为Figure 6 Dendritic segregation behavior of elements treated by different processing

2.1.3 热等静压后再固溶处理对γ′相的影响

为消除热等静压后产生的粗大γ′相，合金分别经过1280℃/2 h、1295℃/2 h、1295℃/4 h、1310℃/2 h重新固溶处理，微观组织如图7所示。从图7可见：经1280℃保温2 h后，枝晶干处粗大的γ′相发生部分回溶且析出细小的γ′相，而枝晶间存在大块状的γ′相；经1295℃保温2 h后，枝晶干处的粗大γ′相全部回溶并析出细小的γ′相，枝晶间处的粗大γ′相也逐渐溶解；当固溶温度不变保温时间延长至4 h后，枝晶干的γ′相尺寸未发生变化，而枝晶间处反而出现了尺寸更大的γ′相；继续提高固溶处理温度到1310℃时，枝晶干处重新析出的细小γ′相并有长大趋势，枝晶间处粗大的γ′相完全回溶并重新析出细小的二次γ′和三次γ′相。

图7 热等静压后在不同温度下固溶处理后的显微组织形貌Figure 7 Microstructure of the alloy after different solution heat treatment

由于合金中Al、Ta等元素偏析于枝晶间，导致枝晶间处的γ′相溶解温度高于枝晶干处的。因此，当1280℃固溶处理时，枝晶干处的γ′相先发生溶解，而枝晶间处粗大的γ′相部分溶解。提高固溶温度后，合金中枝晶间的γ′相也逐渐开始溶解，即大块的γ′相的体积分数逐渐减少。但是，随着保温时间的延长，未溶解的γ′相发生奥斯瓦尔德熟化，即枝晶间大块的γ′相开始长大，只有固溶温度高于枝晶间的γ′相溶解温度时，γ′相才能全部溶解并析出细小的γ′相。

与标准固溶热处理相比，热等静压的试样经重新固溶处理后γ′相的尺寸略大。将标准固溶处理的样品和经过1315℃/2 h重新固溶的热等静压样品，分别采用相同的时效制度处理，得到的γ′相形貌如图8所示。从图8可见，与标准固溶热处理样品相比，经过热等静压重新固溶后的合金中，γ′相尺寸变大，立方度也略有降低。这可能是由于经过1315℃/2 h重新固溶处理后的γ′相尺寸较大，经过相同的时效过程后γ′相尺寸也较大。

图8 样品经相同时效制度处理后枝晶干处γ′相形貌Figure 8 Morphology ofγ′in the dendrite region after different heat treatment

2.2 热等静压对合金持久性能的影响

2.2.1 热等静压对持久寿命的影响

经标准固溶处理和热等静压处理后的合金采用相同的时效制度处理后，研究他们在低温高应力（850℃/586 MPa）和 高 温 低 应 力（1120℃/140MPa）条件下的持久性能，对比结果列于表2。由表2可知，在两个实验条件下，经热等静压处理后的合金持久寿命均低于标准热处理样品。

表2 热等静压对合金持久性能的影响Table 2 Effect of HIP on the durability of the alloys

2.2.2 持久断口形貌

图9为850℃/586 MPa下热等静压样品不同区域的持久断口形貌。从图9可见，断口可分为3个区，分别为韧窝断裂区、滑移面断裂和韧窝断裂混合区。

图9 850℃/586 MPa下热等静压样品不同区域的持久断口形貌Figure 9 Microstruture of fracture surface at different regions in HIPed alloy from 850℃/586MPa creep test

合金热等静压处理后，其在高温低应力（1120℃/140 MPa）下的持久断口形貌如图10所示。从图10可见，其断口为撕裂韧窝型断裂，但韧窝变浅。

图10 1120℃/140 MPa下热等静压样品的持久断口形貌Figure 10 Microstruture of fracture surface in the HIPed alloy from 1120℃/140MPa creep test

为进一步研究热等静压样品断裂的原因，对低温高应力和高温低应力的断面进行纵向解剖，形貌如图11所示。从图11可见：在低温高应力断口处，裂纹主要源于枝晶间的碳化物；而在高温低应力的断口处，枝晶干和枝晶间都出现裂纹，枝晶间的裂纹主要源于碳化物处，而枝晶干的裂纹主要源于TCP相处。

图11 热等静压合金断口纵向剖面的微观组织形貌Figure 11 Microstruture of longitudinal section of fracture in the HIPed alloy

与标准热处理的低温高应力蠕变断口相比，热等静压样品的持久断口的韧窝区域的面积变小而滑移面断裂和韧窝断裂混合区的面积变大，而二者的高温低应力持久断口形貌相同均为韧窝断裂。

热等静压样品经过时效处理后，γ′相的尺寸增加，而且立方度变差，这可能是其性能下降的主要原因之一。低温高应力持久寿命还与合金的取向密切相关［24-25］。由于标准热处理试样的取向更加靠近［001］—［011］边界（见图12），导致更容易开动双滑移系形成层错锁，抑制＜112＞位错剪切γ′相，从而提高合金的持久寿命［26］。虽然热等静压能完全消除缩孔，降低枝晶间处产生裂纹的倾向性，但是在变形的过程中枝晶间的碳化物处依然存在应力集中，而逐渐成为裂纹源，降低合金性能。

图12 合金在850℃/586 MPa条件下的蠕变寿命与取向的关系图Figure 12 Creep life shown as a function of orientation for the alloys tested at 850℃/586 MPa

在高温低应力蠕变变形过程中，枝晶干处的TCP相和枝晶间碳化物或者缩孔是主要裂纹源［27］。与标准热处理相比，热等静压处理温度更高，难熔元素尤其是Re元素枝晶的偏析减轻。枝晶干处的TCP相形成元素过饱和度降低，会延缓TCP相的析出，从而提高合金的性能。尽管热等静压能使缩孔完全闭合，但是在高温低应力条件下元素扩散加快，枝晶间产生蠕变孔洞，导致合金产生裂纹的几率上升，合金的性能下降。另外，γ′相尺寸的增加也会导致合金性能下降。因此，综合以上原因，使得热等静压后的样品与标准热处理的样品的性能相当。

3 结论

（1）热等静压能消除共晶和缩孔，提高合金的固液相线，减轻合金发生初熔的倾向，但γ′相发生长大粗化。热等静压后，合金元素尤其是难熔元素Re的枝晶偏析减轻。

（2）在重新固溶过程中，枝晶干处的γ′相首先溶解，随着固溶温度升高到1315℃，枝晶间的γ′相溶解。重新固溶后，合金中没有出现缩孔，也未发生再结晶。

（3）与标准热固溶处理相比，热等静压对合金的低温高应力（850℃/586 MPa）和高温低应力（1120℃/140 MPa）的持久寿命影响不大。