熱等靜壓及恢復(fù)熱處理工藝對(duì)DZ125蠕變損傷的影響

王天佑，王小蒙，趙子華，張 崢

(北京航空航天大學(xué) 材料科學(xué)與工程學(xué)院，北京 100191)

熱等靜壓及恢復(fù)熱處理工藝對(duì)DZ125蠕變損傷的影響

王天佑，王小蒙，趙子華，張 崢

(北京航空航天大學(xué) 材料科學(xué)與工程學(xué)院，北京 100191)

選用4種不同參數(shù)的熱等靜壓及恢復(fù)熱處理工藝對(duì)DZ125蠕變損傷試樣進(jìn)行顯微組織演化的研究，并進(jìn)行力學(xué)性能評(píng)價(jià)。結(jié)果表明：DZ125合金經(jīng)預(yù)持久損傷實(shí)驗(yàn)后，顯微組織出現(xiàn)了γ′相退化、蠕變孔洞形成等，但是碳化物沒有出現(xiàn)由MC型向M23C6及M6C型分解。此外，熱等靜壓的溫度在孔洞愈合過程中作用顯著，1200℃及1250℃溫度下分別出現(xiàn)了γ′同心筏排結(jié)構(gòu)及合金的初熔現(xiàn)象。同時(shí)，通過選取合適的熱等靜壓參數(shù)，可以避免內(nèi)部再結(jié)晶的產(chǎn)生。合理的熱等靜壓及恢復(fù)熱處理工藝可以改善蠕變損傷的顯微組織，并使其顯微硬度達(dá)到原始態(tài)水平，且持久壽命得到提高。

定向凝固高溫合金；蠕變損傷；顯微組織；熱等靜壓；恢復(fù)熱處理

定向凝固高溫合金是通過定向凝固技術(shù)制備出的晶粒沿〈001〉取向平行生長(zhǎng)的柱狀晶高溫合金。由于消除與應(yīng)力軸相互垂直的有害橫向晶界，故與普通多晶鑄造高溫合金相比，其有更高的承溫能力及更好的力學(xué)性能。同時(shí)，相較于單晶高溫合金，定向凝固高溫合金擁有制造工藝簡(jiǎn)單、鑄造成品率高、成本較低等優(yōu)點(diǎn)，因此，定向凝固高溫合金已被廣泛地應(yīng)用于制備航空發(fā)動(dòng)機(jī)熱端轉(zhuǎn)子葉片[1-4]。

但是，轉(zhuǎn)子葉片所處的苛刻工作環(huán)境不可避免地會(huì)給材料本身帶來蠕變損傷。目前，許多學(xué)者在對(duì)多種高溫合金蠕變損傷進(jìn)行表征的同時(shí)[5-11]，已經(jīng)采用了多種參數(shù)的熱等靜壓(HIP)及恢復(fù)熱處理(RHT)工藝對(duì)消除蠕變損傷帶來的組織退化進(jìn)行了探索分析。然而，上述研究主要集中于傳統(tǒng)的鑄造等軸高溫合金上，對(duì)于結(jié)構(gòu)復(fù)雜的定向晶高溫合金，應(yīng)用HIP及RHT處理工藝探究對(duì)蠕變損傷的報(bào)道較少。

DZ125合金是目前我國(guó)性能水平較高的定向凝固高溫合金之一，該合金具有良好的中、高溫綜合性能、優(yōu)異的熱疲勞性能、沒有明顯的薄壁效應(yīng)，已廣泛應(yīng)用于某型號(hào)航空發(fā)動(dòng)機(jī)渦輪葉片制造中[12,13]。本工作針對(duì)DZ125合金，對(duì)蠕變損傷試樣進(jìn)行了HIP及RHT處理，并分析了不同工藝參數(shù)對(duì)合金組織及性能的影響，為改善定向凝固高溫合金中的蠕變損傷做出初步探索。

1 實(shí)驗(yàn)材料與方法

根據(jù)表1所示元素配比，在真空感應(yīng)爐中熔煉DZ125母合金錠，隨后采用選晶法在高溫度梯度真空定向凝固爐中，將母合金制備成柱狀晶合金試棒。合金試棒經(jīng)標(biāo)準(zhǔn)熱處理后(1180℃/2h+1230℃/3h/AC+1100℃/4h/AC+870℃/20h/AC)，加工成標(biāo)準(zhǔn)尺寸下的圓柱形持久試樣，持久實(shí)驗(yàn)在GWTA504型試驗(yàn)機(jī)上進(jìn)行，實(shí)驗(yàn)條件為980℃/235MPa。當(dāng)持久實(shí)驗(yàn)進(jìn)行到40h時(shí)(蠕變第二階段末期)，中止實(shí)驗(yàn)，得到預(yù)持久蠕變損傷試樣。

表1 DZ125合金化學(xué)成分(質(zhì)量分?jǐn)?shù)/%)

采用電火花線切割方法在蠕變損傷試樣相同部位切取φ5mm×5mm的損傷試樣，并進(jìn)行4種不同參數(shù)的HIP處理，HIP實(shí)驗(yàn)在Quintus?QIH-6型試驗(yàn)機(jī)上進(jìn)行。隨后，在GSL 1600X-φ80型管式熱處理爐上進(jìn)行RHT實(shí)驗(yàn)，RHT包含固溶處理和時(shí)效處理兩部分。具體工藝參數(shù)見表2。最后進(jìn)行持久實(shí)驗(yàn)以評(píng)價(jià)分析持久壽命。

表2 DZ125合金熱等靜壓及恢復(fù)熱處理工藝參數(shù)

對(duì)不同條件下的試樣進(jìn)行研磨與拋光，利用DM600M光學(xué)顯微鏡(OM)觀察鑄造疏松形貌和分布。之后對(duì)γ′相進(jìn)行化學(xué)腐蝕(腐蝕液為HNO3∶HF∶C3H8O3=1∶2∶3),并通過S4800場(chǎng)發(fā)射掃描電子顯微鏡(SEM)對(duì)試樣進(jìn)行顯微組織觀察。同時(shí)，利用JXA-8100型電子探針(EMPA)進(jìn)行元素成分分析；采用SCHV-2.0型維氏硬度計(jì)進(jìn)行硬度分析；采用圖像處理軟件Image Pro Plus對(duì)γ′相的形貌進(jìn)行測(cè)量，測(cè)量γ′相的體積分?jǐn)?shù)(V)和等效直徑(D)可對(duì)γ′相的分布和尺寸進(jìn)行定量的表征，其中D是與γ′相具有相同面積的等效直徑，可以表示為：

(1)

2 結(jié)果與討論

2.1 預(yù)持久試樣的蠕變損傷

持久實(shí)驗(yàn)中止后，對(duì)損傷試樣進(jìn)行了應(yīng)變測(cè)量，分析發(fā)現(xiàn)5個(gè)試樣的蠕變應(yīng)變量分布相對(duì)較集中，應(yīng)變值約為22%。

2.1.1 γ′相組織

圖1顯示了DZ125合金原始態(tài)與預(yù)持久損傷態(tài)的顯微組織。從圖1(a)看出原始態(tài)合金中γ′相均勻地分布在γ基體中，具有規(guī)則立方形貌，尺寸均勻，其平均等效直徑為0.392μm。經(jīng)預(yù)持久實(shí)驗(yàn)后，立方狀γ′相已轉(zhuǎn)化為粗大的聚集成片的γ′相，此時(shí)γ′相與γ基體間已失去共格效應(yīng)，見圖1(b)。

圖1 DZ125合金的顯微組織 (a)原始態(tài)；(b)預(yù)持久損傷態(tài)Fig.1 The microstructures of DZ125 superalloy (a)original；(b)pre-endurance damaged

2.1.2 碳化物

觀察發(fā)現(xiàn)預(yù)持久實(shí)驗(yàn)前后，合金中碳化物形貌基本保持一致，均為塊狀形貌，見圖2。能譜(EPMA)分析(見表3)表明，兩種碳化物中元素含量基本相同，都富含Hf，Ta元素，同時(shí)含有少量Ti和W。由文獻(xiàn)[14,15]得知，兩種類型碳化物均為富Hf的MC(2)型碳化物，說明該合金在經(jīng)過該預(yù)持久實(shí)驗(yàn)后，并沒有發(fā)生MC型碳化物向M6C和M23C6型碳化物的分解[16]。這是由于DZ125合金中含有較多Hf元素，其抑制了M6C和M23C6的形成；同時(shí)由于富Hf的MC(2)型碳化物在高溫下極其穩(wěn)定，固結(jié)了部分碳原子，從而在一定程度上抑制了其他類型碳化物的形成。

圖2 碳化物的形貌 (a)原始態(tài)；(b)預(yù)持久損傷態(tài)Fig.2 The morphology of carbide (a) original；(b)pre-endurance damaged

StatusCTiHfTaCrWOriginalcarbide5.392.5056.8028.910.581.41Carbidesaftercreepdamage4.414.6448.7235.380.452.30

2.1.3 蠕變孔洞

由于合金中碳化物與基體的熱膨脹系數(shù)不同，且晶界與晶粒在高溫下的變形能力差異，在蠕變損傷過程中往往會(huì)形成在碳化物及晶界附近的蠕變孔洞，如圖3所示，合金中含有大量的蠕變孔洞。其尺寸大約在2～6μm范圍內(nèi)，形狀較為規(guī)則，一般為圓形或橢圓形，且孔洞深度較大，具有相對(duì)光滑的表面。

總之，預(yù)持久實(shí)驗(yàn)后合金出現(xiàn)了嚴(yán)重的蠕變損傷，

圖3 預(yù)持久實(shí)驗(yàn)后產(chǎn)生的蠕變孔洞 (a)低倍金相照片;(b)碳化物處；(c)縱向晶界處Fig.3 Creep cavities of DZ125 superalloy after pre-endurance test (a)OM；(b)near carbide；(c)near longitudinal grain boundary

如γ′退化、碳化物周圍萌生的蠕變孔洞等，但是碳化物則基本沒有發(fā)生轉(zhuǎn)化現(xiàn)象。故采用HIP探索對(duì)損傷合金中蠕變孔洞及鑄造疏松的影響，而在HIP后施加的RHT則是用來改善退化了的γ′相。

2.2 HIP后的組織特征

對(duì)于定向晶高溫合金來說，HIP參數(shù)選取異常重要，過高或過低的溫度都有可能在愈合空洞附近產(chǎn)生內(nèi)部再結(jié)晶[17-19]。根據(jù)文獻(xiàn)[20]得知，在γ/γ′共晶相溶解溫度之上或在γ′相完全固溶溫度之下一定范圍內(nèi)都可能引入內(nèi)部再結(jié)晶。本工作選取1200，1225℃及1250℃ 3個(gè)溫度點(diǎn)進(jìn)行HIP修復(fù)探索。

在HIP1(1200℃/150MPa/2h)條件下，OM觀察到試樣拋光態(tài)組織中仍有大量鑄造疏松，見圖4(a)，表明此時(shí)沒有發(fā)生明顯空洞愈合。但SEM圖像顯示出一些不同于損傷態(tài)的組織特征，此時(shí)已經(jīng)有條狀粗大γ′相的出現(xiàn)。同時(shí)發(fā)現(xiàn)蠕變孔洞自由表面已經(jīng)不再平滑，而是形成了若干的脊，如圖4(b)所示。這些脊的出現(xiàn)很可能是空洞表面形核長(zhǎng)大的γ基體，它是溶質(zhì)原子沿位錯(cuò)在固溶體中進(jìn)行管道擴(kuò)散形成的。圖4(c)清晰地指出了空洞正在愈合的情形，一次γ′粒子以同心排列的方式分布在空洞周圍，并垂直于空洞的徑向伸長(zhǎng)，這種現(xiàn)象只可能出現(xiàn)在HIP溫度不足以完全溶解一次γ′粒子但卻能引起有效愈合的情況下。此時(shí)，溶質(zhì)原子向空洞表面擴(kuò)散，從而導(dǎo)致過飽和固溶體基體在空洞表面不斷長(zhǎng)大。圖4(d)是該空洞的高倍照片，可以看出一條明顯的空洞治愈界面，界面內(nèi)側(cè)是新生長(zhǎng)出的γ基體相，γ基體相上析出了細(xì)小的二次γ′相，并且愈合界面也較為粗糙，呈現(xiàn)出相界面向心部移動(dòng)的趨勢(shì)。由此結(jié)果推斷出空洞的愈合機(jī)制：外加等靜壓在空洞附近產(chǎn)生了沿空洞徑向的等效拉伸應(yīng)力和相應(yīng)的應(yīng)力梯度，由此在基體中產(chǎn)生了溶質(zhì)元素的化學(xué)位梯度，在它的驅(qū)動(dòng)下合金溶質(zhì)原子沿空洞徑向往其內(nèi)部擴(kuò)散，并以飽和固溶體的形式在空洞表面形核長(zhǎng)大，同時(shí)在HIP冷卻過程中許多冷卻γ′相從新形成的γ基體中析出并長(zhǎng)大。但是，在1200℃下，由于溫度相對(duì)較低，原子的擴(kuò)散速率有限，并不能使空洞得到完全愈合。值得注意的是，此種狀態(tài)下空洞附近并沒有觀察到內(nèi)部再結(jié)晶的產(chǎn)生。

圖4 HIP1條件下處理后的顯微組織形貌(a)鑄造疏松；(b)脊?fàn)瞀孟啵?c)同心筏排；(d)治愈界面Fig.4 Morphological characteristic under HIP1 condition(a)casting porosity；(b)γ ridge；(c)concentrically oriented γ′ raft；(d)healed interface

當(dāng)HIP溫度提高至γ′完全固溶溫度(1225℃)之上，且HIP壓力和保溫時(shí)間保持不變時(shí)，即HIP2(1225℃/150MPa/2h)條件，蠕變孔洞幾乎已被完全治愈，見圖5(a)拋光態(tài)。圖5(b)顯示一次γ′相粒子已經(jīng)完全溶解，并析出了細(xì)小的冷卻γ′相，在碳化物與基體界面處觀察到極少的沒有完全愈合的蠕變孔洞。表明較高的HIP溫度使溶質(zhì)原子擴(kuò)散速率明顯增加，加快了空洞的愈合速率，愈合效果明顯。在此種狀態(tài)下同樣沒有觀察到內(nèi)部再結(jié)晶的產(chǎn)生。

增加HIP溫度到1250℃，即HIP3(1250℃/150MPa/2h)條件，元素的擴(kuò)散速率更大，且空洞已經(jīng)被治愈。然而，組織中出現(xiàn)了初熔現(xiàn)象，如圖6(a)所示，白色襯度區(qū)域即為初熔位置。對(duì)該區(qū)域放大,發(fā)現(xiàn)初熔區(qū)域出現(xiàn)大量圓形及葵花形共晶，見圖6(b)，共晶附近的大尺寸空洞邊緣還能觀察到熔化痕跡。由于初熔會(huì)導(dǎo)致合金的性能明顯降低，所以此HIP工藝并非理想的修復(fù)條件。上述3種參數(shù)下的HIP實(shí)驗(yàn)結(jié)果表明，溫度對(duì)空洞的愈合貢獻(xiàn)較大，溫度越高，原子擴(kuò)散速率越快，愈合效果越顯著，但是過高的溫度會(huì)導(dǎo)致合金初溶，因此HIP溫度選在1225℃附近較合適。

圖5 HIP2條件下處理后的顯微組織形貌(a)OM；(b)少量未愈合的蠕變空洞Fig.5 Morphological characteristic under HIP2 condition(a)OM；(b)small amount of unhealed creep cavity

圖6 HIP3條件下處理后的顯微組織形貌 (a)初溶點(diǎn)；(b)葵花狀共晶Fig.6 Morphological characteristic under HIP3 condition(a)melting position；(b)sunflower-like γ/γ′ eutectic

在熱等靜壓過程中，如果同時(shí)提高溫度和壓力到指定參數(shù)，試樣可能在較低溫度下受高壓作用而產(chǎn)生微小的冷塑性變形，并在隨后的高溫作用下產(chǎn)生再結(jié)晶。為了避免再結(jié)晶的產(chǎn)生，本實(shí)驗(yàn)在HIP升溫過程中優(yōu)先在較高的溫度(1225℃)和較低的壓力(34MPa)下保溫1h，隨后再增大壓力至150MPa，即HIP4 (1225℃/34MPa/1h+ 1225℃/150MPa/2h)條件。并據(jù)此與HIP2的結(jié)果進(jìn)行對(duì)比分析。圖7(a)和圖7(b)分別顯示了在HIP4條件下試樣的OM及SEM圖像，由此可見，在該條件下鑄造疏松和蠕變孔洞幾乎已經(jīng)被完全治愈。與HIP2條件對(duì)比可知，碳化物周圍細(xì)小的蠕變孔洞也已愈合。同時(shí)觀察到蝴蝶狀的γ′相，這是γ′完全固溶后在較慢的冷速下從基體中析出的不穩(wěn)定相。該熱等靜壓修復(fù)效果與HIP2比較接近，甚至優(yōu)于HIP2?？梢?，優(yōu)化后的HIP4對(duì)空洞的愈合效果較好，并且分兩步逐漸提升至高壓狀態(tài)降低了內(nèi)部再結(jié)晶產(chǎn)生的風(fēng)險(xiǎn)。

圖7 HIP4條件下處理后的顯微組織形貌 (a)OM；(b)SEMFig.7 Morphological characteristic under HIP4 condition (a)OM；(b)SEM

2.3 HIP+RHT的組織特征

HIP僅對(duì)愈合空洞有重要作用，其不能改善蠕變損傷后的組織，故在HIP后進(jìn)行恢復(fù)熱處理來恢復(fù)退化的γ′相。圖8顯示了HIP1+RHT的顯微組織，其中圖8(a)為未愈合的空洞形貌，空洞周圍同心筏排的γ′相已經(jīng)完全溶解到γ基體中，并以立方狀形貌重新析出。愈合區(qū)外的γ′相具有相對(duì)規(guī)則的立方形貌，而在愈合區(qū)靠近空洞部分的γ′相尺寸較小甚至在愈合表面出現(xiàn)γ′相貧化區(qū)。損傷的γ′相在經(jīng)HIP1+RHT后已基本恢復(fù)了立方狀形貌，并且尺寸也較均勻，但仍存在少許尺寸較大的γ′相，如圖8(b)所示,此種狀態(tài)下γ′相的平均等效直徑為0.415μm，比原始態(tài)稍大。可見，在該參數(shù)下，γ′相還沒有得到完全的恢復(fù)，合金均勻化程度還不夠。

圖8 HIP1+RHT處理后的顯微組織形貌 (a)γ′貧化區(qū)；(b)修復(fù)后的γ′相Fig.8 Morphological characteristic after RHT for the sample under HIP1 condition(a)γ′-denuded zone;(b) γ′ phases after rejuvenation

圖9(a)，(b)顯示了HIP2及HIP4經(jīng)過恢復(fù)熱處理后的γ′相形貌，可以看出經(jīng)這兩種工藝處理后γ′相分布相較于HIP1+RHT更加均勻，且尺寸大小更均一，立方狀形貌更明顯，其等效直徑分別約為0.390，0.388μm，已接近原始態(tài)水平。同時(shí)在碳化物及晶界附近粗大的γ′相已轉(zhuǎn)化為形貌規(guī)則、分布均勻的細(xì)小γ′相，如圖9(c)，(d)所示，對(duì)該碳化物進(jìn)行能譜分析(表4)表明，該碳化物仍為MC(2)型碳化物，沒有發(fā)生轉(zhuǎn)化。與圖1對(duì)比發(fā)現(xiàn)，經(jīng)HIP2+RHT和HIP4+RHT處理后試樣的γ′相形貌得到了明顯的改善，基本恢復(fù)到了原始合金水平。

圖9 HIP2+RHT和HIP4+RHT處理后的顯微組織形貌(a)HIP2+RHT；(b)HIP4+RHT；(c)碳化物周圍的形貌；(d)縱向晶界附近的形貌Fig.9 Morphological characteristic after RHT for the samples under HIP2 and HIP4 conditions(a)HIP2+RHT；(b)HIP4+RHT；(c)microstructure near the carbide；(d)microstructure near the longitudinal grain boundary

表4 DZ125合金經(jīng)HIP2+RHT處理后碳化物能譜結(jié)果(質(zhì)量分?jǐn)?shù)/%)

2.4 力學(xué)性能分析

2.4.1 顯微硬度分析

圖10所示為不同工藝下合金的顯微硬度。從圖10可看出，相較于原始試樣，蠕變損傷的試樣顯微硬度明顯下降，而經(jīng)過不同HIP及HIP+RHT工藝處理后試樣顯微硬度均有所提升。并且與HIP處理后的硬度相比，相同HIP參數(shù)的試樣經(jīng)過RHT后硬度均有所降低，說明在RHT過程中，從過飽和固溶體中重新析出和長(zhǎng)大的γ′相導(dǎo)致合金的強(qiáng)化機(jī)制由固溶強(qiáng)化(HIP后)逐漸轉(zhuǎn)化為沉淀相強(qiáng)化，致使合金的硬度略有下降，但其塑性可能得到有效的改善。觀察發(fā)現(xiàn)HIP2+RHT及HIP4+RHT工藝的硬度恢復(fù)效果較好，基本達(dá)到了原始狀態(tài)下的硬度值，而HIP1+RHT特別是HIP3+RHT還沒有達(dá)到最佳的恢復(fù)效果。

圖10 原始態(tài)、損傷態(tài)及經(jīng)HIP和HIP+RHT處理后合金的顯微硬度Fig.10 Microhardness of the original, creep-damaged alloy and rejuvenated alloy with various HIP and HIP+RHT treatment

2.4.2 持久壽命分析

選取HIP4+RHT工藝對(duì)損傷持久試樣進(jìn)行處理，隨后與未經(jīng)熱等靜壓及恢復(fù)熱處理的持久試樣同時(shí)進(jìn)行持久實(shí)驗(yàn)，分析剩余持久壽命。如圖11所示是兩種條件下總持久壽命的測(cè)量結(jié)果。Schedule 1是試樣預(yù)持久時(shí)間(40h)與未經(jīng)HIP+RHT處理剩余持久壽命的加和，Schedule 2是試樣預(yù)持久時(shí)間(40h)與經(jīng)HIP4+RHT處理后剩余持久壽命的加和。

圖11 不同條件下總持久壽命Fig.11 The total endurance life under different conditions

從圖11可看出，經(jīng)過HIP及RHT處理后試樣的持久壽命相對(duì)于未經(jīng)處理的試樣提高了22.4h，延壽比達(dá)到131%。說明該工藝下，HIP愈合了一部分鑄造疏松和蠕變孔洞，加之RHT對(duì)合金組織進(jìn)行了優(yōu)化調(diào)整，這都阻礙了合金中裂紋的萌生和擴(kuò)展，從而對(duì)合金持久性能的提升起到了一定的效果。

3 結(jié)論

(1)蠕變損傷導(dǎo)致試樣顯微組織發(fā)生了嚴(yán)重的退化，并且出現(xiàn)了較多蠕變孔洞，但由于DZ125合金中Hf元素的存在及MC(2)的高溫穩(wěn)定性，抑制了組織中碳化物的分解。

(2)熱等靜壓溫度在空洞治愈過程中作用顯著，在相對(duì)較低溫度條件下觀察到了空洞愈合過程中產(chǎn)生的同心筏排現(xiàn)象；在1225℃條件下空洞已經(jīng)被治愈；而在較高溫度條件下，合金出現(xiàn)了局部初熔。并且4種HIP條件下均未發(fā)現(xiàn)內(nèi)部再結(jié)晶。

(3)經(jīng)過兩組相同溫度(1225℃)但壓力不同的熱等靜壓及恢復(fù)熱處理工藝后，蠕變引起的組織損傷得到了有效的改善，并且顯微硬度也已達(dá)到原始態(tài)水平。其中在熱等靜壓過程中施加預(yù)壓工藝的試樣相對(duì)于未經(jīng)HIP及RHT處理的持久壽命提高了22.4h，延壽比達(dá)到131%。

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(本文責(zé)編：楊 雪)

Effect of HIP Combined with RHT Process on Creep Damage of DZ125 Superalloy

WANG Tian-you，WANG Xiao-meng，ZHAO Zi-hua，ZHANG Zheng

(School of Materials Science and Engineering,Beihang University,Beijing 100191，China)

Four different processes of hot isostatic pressing (HIP) combined with rejuvenation heat treatments (RHT) were adopted to reveal the microstructural evolution of creep damaged DZ125 specimens, finally the mechanical properties were evaluated.The results show that both γ′ precipitate degeneration and creep cavities for the creep damaged DZ125 superalloy are found after the pre-endurance damage test.However, the carbided compositions fromMC type toM23C6type orM6C type has not been observed for DZ125.In addition, it is found that the HIP temperature play a dominant role in the cavity healing process for the damaged specimens. The concentrically oriented γ′ rafting structure and the incipient melting are observed at 1200℃ and 1250℃ respectively.Meanwhile, it is found that the appropriate HIP schedule adopted can effectively avoid the internal recrystallization for the directionally solidified nickel-based superalloy DZ125. The appropriate HIP schedule combined with RHT process can successfully restore the microstructure induced by creep damage and recover the degraded micro-hardness to the original one, in addition improve the creep rupture life.

directionally solidified superalloy；creep damage；microstructure；hot isostatic pressing；rejuvenation heat treatment

10.11868/j.issn.1001-4381.2014.001203

TG132.3+2

A

1001-4381(2017)02-0088-08

國(guó)家科技部“十一五”科技計(jì)劃資助項(xiàng)目(2011BAK06B03)

2014-10-22;

2015-11-22

張崢(1965-)，男，教授，博士生導(dǎo)師，研究方向：機(jī)械裝備失效分析預(yù)測(cè)預(yù)防，材料的疲勞斷裂與力學(xué)性能，聯(lián)系地址：北京市海淀區(qū)學(xué)院路37號(hào)北京航空航天大學(xué)D526(100191)，E-mail:zhangzh@buaa.edu.cn