0 引　言

随发动机推力和推重比提高，国内外先进航空发动机选用单晶合金作为涡轮叶片的主要材料^[1-2]，以DD6为代表的第二代镍基单晶合金以良好的综合性能在我国得到广泛应用^[3-4]。

涡轮叶片一般在中温至高温下服役。缘板以上部位在服役中受到燃气冲击，处于高温状态(980℃以上)；缘板以下的伸根、榫头部位无燃气冲击作用，一般为中温状态(850℃以下)^[5]。目前针对单晶疲劳性能研究多为高温疲劳性能^[6]，中温疲劳性能也得到研究^[7]。单晶表面强化工艺研究^[8-10]说明，喷丸提高了单晶中温疲劳性能。

拉伸性能是合金基础性能。此前单晶拉伸性能研究更多为单晶成分^[11]、热处理状态^[12]、取向^[13]等影响。在多晶体方面，经典文献^[14]一般认为喷丸对于多晶合金拉伸性能无影响，部分文献表明喷丸强化后铸造TiAl合金^[15]、2024-T351铝合金^[16]的拉伸强度和塑性提高，未见喷丸单晶拉伸性能的研究报道。因此，有必要研究喷丸对单晶中温拉伸性能的影响及原因，为叶片喷丸工艺应用提供技术支持。

1 材料与工艺

试验材料为[001]取向的DD6单晶合金(后文简称为单晶)，经过完全热处理^[17]。拉伸试样取自合金铸棒，铸棒取向与[001]夹角不超过10°。试样如图1所示。

喷丸过程符合HB/Z 26-2011，采用陶瓷丸AZB600，喷丸强度为0.15 mmA，试样旋转喷丸，时间2 min，表面覆盖率200%。

在MTS拉伸性能试验机上完成拉伸试验，测试了单晶合金600、650和850℃下拉伸性能，符合标准HB 5195-1996。将试样纵剖、抛光后，在Fm-700数控显微硬度计上测试了硬度梯度，压力为200 g。在喷丸试样(7 mm×7 mm×15 mm，15 mm方向与[001]方向重合)上进行了截面透射电镜试样制样，方法如文献[18]，采用JEOL 2100F场发射透射电镜观察了喷丸单晶截面组织。拉伸试验后，采用Quanta600扫描电镜，对典型断口进行了宏微观观察。

2 试验结果 2.1 拉伸性能

原始和喷丸后单晶的拉伸性能如表1所示：①3个温度下，喷丸对单晶抗拉强度和屈服强度无影响；②650℃时，延长率和断面收缩率分别由16.1%和20.1%下降到喷丸后的3.8%和6.9%；600℃时，延长率和断面收缩率分别由10.5%和18.4%下降到喷丸后的2.8%和7.5%；③850℃时，喷丸对单晶延长率和断面收缩率无影响。

600和650℃喷丸单晶拉伸塑形下降；850℃未发生此现象。该结果此前未见报道。现象分析认为与喷丸强化层特性和单晶材料拉伸特性有关，通过喷丸组织观察和拉伸断口进一步分析。

2.2 组织状态

喷丸使单晶表层金属产生弹塑性形变，如图2所示。喷丸单晶表面观察到不同于基体立方组织的“交错线型”(图2红色和绿色标出)。衍射点阵分析可知斜线对应面分别为{111}晶面族的( $11\bar 1$ )面和( $1\bar 11$ )面。进一步采用高分辨模式观察可知(图3)，该交错线型面实际上是孪晶面，密勒指数为( $11\bar 1$ )，孪晶方向为[112]。图3(b)中，反傅里叶变换得到的条纹部位即为形变孪晶。

喷丸单晶表层硬度显著上升。如图4可知，喷丸前单晶基体硬度基本在450 HV_0.2，而喷丸引入深度达到270 μm的硬化层，硬化层内最大硬度可达700 HV_0.2。

2.3 拉伸断口

通常，单轴拉伸过程中，与拉伸轴成45°的剪应力使得晶体发生滑移，导致金属塑性形变。

断口截面与拉伸轴夹角上，对[001]取向的单晶原始状态，在600和650℃下，最大剪应力导致{111}面发生滑移(八面体滑移)，滑移面(即断面)与拉伸轴呈50°左右^[19]。拉伸断口宏观断面(图5)说明，喷丸后单晶650℃断面也与拉伸轴呈50°左右。

断口截面形状上，原始状态在650℃拉伸屈服后，材料发生均匀地塑性流变，试样截面从圆形变为椭圆形。微观断口平整，观察到明显沿晶体学平面滑移开裂形貌。相比之下，喷丸的弹丸撞击力作为“第一次”拉伸作用在单晶上，产生表面层形变孪晶；当650℃拉伸过程作为“第二次”拉伸作用，达到屈服强度时，表面孪晶层由于应变硬化未发生塑性形变，未被喷丸强化的芯部八面体滑移受到表层孪晶面限制，发生塑性流变更加困难；当拉伸应力继续增大，表面和芯部金属将共同发生塑性形变，直至断裂。从微观断口上看，同样可观察到沿晶体学平面滑移开裂特征，断面相对较圆。总体上，喷丸单晶拉伸过程中协调塑性形变历程短，体现为喷丸后650℃拉伸塑性下降。600℃拉伸形变机制与650℃基本一致，因此，也出现喷丸后拉伸塑性下降情况。

850℃温度相对较高，在拉伸时，除了开动八面体滑移，还发生了六面体滑移^[19]，宏观断面(图6)呈多表面状，未出现喷丸孪晶面与拉伸主滑移面重合问题。微观断口起伏不平，能够观察到明显的延性变形断面，故喷丸不影响850℃单晶拉伸塑性。

应该说明的是，喷丸强化是一个利用表层金属塑性形变产生应变硬化作用，提高表层金属强度，从而提高疲劳裂纹萌生和扩展难度的工艺方法^[10]。单晶合金表层(111)孪晶层既是产生疲劳强化效果的原因，也是导致[001]方向镍基单晶在600和650℃拉伸塑性下降的原因。在现代发动机设计中，通常采用疲劳强度设计，单晶叶片不会在屈服强度上下服役，而喷丸过程提高了单晶合金的疲劳性能，将对发动机涡轮叶片强度设计起到良好支持作用。

3 结　论

(1)喷丸对于DD6单晶合金中温抗拉、屈服强度及850℃拉伸塑性无影响，而喷丸后单晶的600和650℃拉伸塑性显著下降。650℃时，延长率和断面收缩率分别由16.1%和20.1%下降到喷丸后的3.8%和6.9%；600℃时，延长率和断面收缩率分别由10.5%和18.4%下降到喷丸后的2.8%和7.5%。

(2)喷丸在单晶表面形成了以{111}交叉滑移孪晶面，与600和650℃拉伸断面方向，即主滑移面重合。表面层孪晶使得拉伸过程表里协调塑性形变困难，内部金属变形受到限制，表现为喷丸单晶600和650℃拉伸塑性下降。

(3)单晶850℃拉伸过程中，除开动八面体滑移外，还开动了六面体滑移，未出现喷丸孪晶面与拉伸主滑移面重合问题，故喷丸不影响850℃单晶拉伸塑性。