涡轮叶片工作在极为苛刻的环境下，是航空发动机中关键的热端部件之一，目前主要采用具有优良综合性能的单晶高温合金制备先进航空发动机涡轮叶片。涡轮叶片一旦发生失效，就很可能造成毁灭性的后果。大量服役实践表明：疲劳是对涡轮叶片安全服役威胁最大的失效模式[1~3]。疲劳强度对表面状态十分敏感，且表面状态对涡轮叶片的疲劳性能有决定性的影响。

为了强调表面状态的重要性，Field和Kahles[4]早在1964年就明确提出表面完整性的概念；经过近60年的发展，不同的表面完整性概念陆续被提出[5~7]。表面完整性主要包含下述内容：表面形貌、表面缺陷、微观组织和表面层的冶金化学性能、表面层物理力学性能及表面层的其他工程技术特征。研究表明，吹砂处理使铝合金表面形成了100 MPa左右的压应力，但表面粗糙度Ra提高到接近15 μm，从而造成疲劳寿命降低[8]；表面处理导致了IN738LC高温合金的性能下降[9]。在喷丸表面强化方面，高玉魁等[10]研究了GH909高温合金喷丸强化残余应力场，钟丽琼等[11]研究了喷丸强化对FGH4097粉末高温合金室温高周疲劳性能的影响。

DD6合金是我国自主研制的第二代单晶高温合金，其性能优于或达到欧美第二代单晶高温合金的水平，且含有2% (质量分数)的Re，成本较低，已在我国获得广泛应用[3,12,13]。单晶涡轮叶片精铸件研制过程中有多种工序，吹砂是单晶涡轮叶片精铸件研制过程中不可缺少的工序之一，可用于表面清理和粗糙度改善等；喷丸有时用于强化单晶涡轮叶片的榫齿；但吹砂、喷丸均会破坏单晶涡轮叶片的表面完整性，降低叶片的强度，因此研究吹砂、喷丸等对单晶高温合金表面完整性和疲劳强度的影响具有重要意义。高玉魁[14]研究了喷丸强化对DD6单晶高温合金高温旋转弯曲疲劳性能的影响；王欣等[15]研究了陶瓷弹丸喷丸强化对DD6单晶高温合金表面完整性的影响；熊继春等[16]将DD6合金表面吹砂并热暴露，研究了再结晶组织对持久性能的影响。综上所述，吹砂对单晶高温合金的表面形貌、硬度、粗糙度、微观组织的影响和由吹砂导致的不同温度疲劳性能的变化及机理分析等未见公开报道。本工作主要研究了吹砂对DD6单晶高温合金表面完整性和高周疲劳强度的影响。

实验选用第二代单晶高温合金DD6，其化学成分(质量分数，%)为：Cr 4.3，Co 9.0，Mo 2.0，W 8.0，Re 2.0，Ta 7.5，Nb 0.5，Al 5.6，Hf 0.1，C 0.006，Ni余量[13]。采用螺旋选晶法在真空定向凝固炉中制备[001]取向的DD6单晶试棒，应用X射线衍射(XRD)极图法测定单晶试棒的晶体取向，选取[001]取向偏离主应力轴6°以内的单晶试棒。DD6合金的热处理制度为：1290℃、1 h + 1300℃、2 h + 1315℃、4 h、空冷(AC)固溶处理，1120℃、4 h、AC一级时效处理，870℃、32 h、AC二级时效处理。将热处理后的单晶试棒按图1所示的要求加工成旋转弯曲高周疲劳性能试样，试样表面粗糙度为0.4 μm。

分别选用粒径为150、124和100 μm的白刚玉砂，吹砂压力0.5 MPa，对高周疲劳性能试样进行吹砂处理。使用MARSURF PS1粗糙度仪测量表面粗糙度，采用BCPCAS4800型场发射扫描电镜(FESEM)和DCM8共聚焦显微镜观察表面形貌。将吹砂后试样剖切，采用FM-700型Vickers硬度计沿深度分布测量硬度。测试150 μm、0.5 MPa吹砂试样的疲劳性能，实验条件为：测试温度分别为760和980℃，大气环境，旋转弯曲加载方式，应力比R= -1，应力集中系数Kt= 1，频率为83.3 Hz。

采用FESEM观察组织，使用LEO1450型扫描电镜(SEM)观察疲劳断口组织形貌。吹砂后采用2种方法制备透射电镜(TEM)试样，一种为聚焦离子束(FIB)技术制样；另一种为在试样表层切2个小片，对粘在一起，切成直径3 mm圆片，用Gatan691型离子减薄仪减出薄区。疲劳性能测试后，在疲劳断口下1 mm处用线切割机沿垂直轴向切取厚度0.4 mm的薄片，双面砂纸研磨至30 μm，用减薄仪减出薄区，采用TECNAI-20型TEM观察并分析位错形态。

经测量，采用粒径100、124和150 μm白刚玉砂0.5 MPa吹砂后试样表面粗糙度分别为1.23、1.63和2.41 μm。可以看出，砂粒粒径增加，表面粗糙度增大。Mellali等[17]对铝合金和高强度钢的研究表明，砂粒粒径是决定表面粗糙度的最主要因素。本研究结果与其一致。

不同粒径白刚玉砂0.5 MPa吹砂后试样表面三维(3D)和二维(2D)形貌如图2所示。可以看出，随砂粒粒径增加，砂粒切削的深度增大，峰谷起伏范围增加。这是由于随砂粒粒径增加，单个砂粒质量增大，相应的动能增大，对试样表面的切削作用增强。

不同粒径白刚玉砂0.5 MPa吹砂后试样表面层Vickers硬度随深度的变化如图3所示，图中横坐标为距离表面的深度。可以看出，随距离表面深度的增加，Vickers硬度快速下降，到达一定深度后Vickers硬度趋于稳定；深度相同时，Vickers硬度随白刚玉砂粒径的增大而增加。Vickers硬度的变化主要是由于吹砂带来的形变强化，越接近试样表面，吹砂产生的塑性变形量越大，位错增殖越多，就会表现出更高的Vickers硬度，这与喷丸强化DD6单晶高温合金表面的规律[15]相同。

150 μm白刚玉砂0.5 MPa吹砂后试样的位错形态如图4所示。可以看出，γ'相仍具有较好的立方形态，在外加应力作用下，大量a/ 2<011>位错在γ相通道中滑移，且靠近表面区域位错密度较大。在较大应力作用下，位错克服了运动所需的反相畴界能和层错能，大量位错剪切γ'相，形成反相畴界和层错。据报道[15]，经过陶瓷喷丸的DD6合金中同样会形成高密度位错，大量位错剪切γ'相。

未吹砂和粒径150 μm吹砂试样760℃旋转弯曲高周疲劳性能应力-寿命曲线如图5a所示。可以看出，随应力幅增加，未吹砂和吹砂后试样的疲劳寿命均降低；未吹砂和吹砂后试样的疲劳强度分别为434和431 MPa，这表明吹砂对合金760℃疲劳性能基本没有影响。采用三参数幂函数方程拟合曲线[18]：

式中，m和C是与材料、应力比、加载方式等有关的参数，Nf为试样断裂时的循环周次，S为应力，Sf为材料的疲劳强度。依据本研究的实验数据拟合获得方程如图5a所示。

未吹砂和粒径150 μm吹砂试样980℃旋转弯曲高周疲劳性能如图5b所示。可以看出，随应力幅增加，未吹砂和吹砂后试样的寿命均降低，这与上述760℃的规律相同。吹砂后试样的疲劳寿命低于未吹砂；应力幅较高时，2者相差较小；但随应力幅的降低，2者相差不断增大。未吹砂及0.5 MPa、150 μm吹砂试样的疲劳强度分别为425和394 MPa，吹砂后试样的疲劳强度下降7.3%。已有研究[16,19]表明，吹砂会降低单晶高温合金的持久性能与疲劳性能，本工作对高周疲劳性能的研究结果与文献[19]的结果一致。采用三参数幂函数方程(1)拟合曲线，依据本工作的实验数据拟合获得的方程如图5b所示。

未吹砂和粒径150 μm吹砂试样在760和980℃旋转弯曲高周疲劳断口和疲劳源区形貌如图6所示。可以看出，760和980℃条件下的疲劳断口均没有明显的伸长和颈缩，未表现出明显的塑性变形特征。不同状态试样断口主要由疲劳源区、扩展区及瞬断区组成，这与其他单晶合金疲劳断口形貌[20~22]类似。DD6单晶高温合金高周疲劳断口的晶体学面为{111}面，均表现出明显的类解理断裂的特征[3]。

760℃时，未吹砂试样疲劳断口形貌如图6a和e所示。可看出，试样的疲劳源起源于试样表面。据报道[3,22,23]，旋转弯曲的加载方式使试样表面承受更大的应力，所以试样表面或亚表面缺陷处易产生应力集中，从而导致合金疲劳裂纹萌生于表面或亚表面，本工作结果与相关报道一致。吹砂后试样断口形貌如图6b和f所示。可以看出，疲劳源起始于试样亚表面疏松处。这是由于吹砂使试样表层产生的高密度位错提高了疲劳裂纹萌生抗力并降低了裂纹扩展速率，从而使疲劳源不易在表面萌生，这与FGH4097粉末高温合金喷丸强化结果[11]类似。

980℃时，未吹砂试样疲劳断口形貌如图6c和g所示。可以看出，试样的疲劳源起源于试样表面氧化产生的裂纹处，疲劳断裂面存在多个裂纹源。吹砂后试样疲劳断口形貌如图6d和h所示。可以看出，试样表面氧化可分为2层，外层具有脆性特征，存在明显的横向和纵向裂纹，内层氧化比较严重，为多源开裂。

粒径150 μm吹砂试样760和980℃旋转弯曲高周疲劳断裂后的显微组织如图7所示。可以看出，760℃时，表面氧化层很薄；980℃时，表面氧化层较厚，氧化层存在很多横向及纵向裂纹。

图8为疲劳断口附近位错形态。可以看出，760和980℃时，合金断裂后γ'相仍保持较好的立方化形态。760℃低应力幅时(图8a)，a/ 2<011>位错主要集中在γ相通道中运动，未发现位错对剪切γ'相，且未见层错产生。760℃高应力幅时(图8b)，2个基体a/ 2<101>位错在γ'/γ相界面反应形成a/ 2<112>位错，a/ 2<112>位错通过分解成层错和分位错的方式切入γ'相，而a/ 3<$\overline{\mathrm{1}}$12>领头位错剪切进入γ'相，a/ 6<$\overline{\mathrm{1}}$12>分位错则停留在γ'/γ相界面上，位错反应可写成：a/ 2<101> +a/ 2<$\overline{\mathrm{1}}$01>→a/ 3<$\overline{\mathrm{1}}$12> + SISF (超点阵内禀层错) +a/ 6<$\overline{\mathrm{1}}$12>[24,25]。基体位错继续反应形成a/ 6<$\overline{\mathrm{1}}$12>和a/ 3<$\overline{\mathrm{1}}$12>位错，在2个a/ 6<$\overline{\mathrm{1}}$12>分位错之间形成反相畴界，a/ 3<$\overline{\mathrm{1}}$12>位错不断进入γ'相，形成a[$\overline{\mathrm{1}}$12]位错带[24,25]。位错对切割γ'相和γ'相中层错如图8b所示。980℃低应力幅时，可见位错对剪切γ'相，如图8c所示，但未见层错。980℃高应力幅时，γ'相产生层错，且位错对剪切γ'相数量明显增加，如图8d所示。

吹砂以压缩空气为动力，将砂粒高速喷射到需要处理的工件表面，砂粒的冲击和切削作用使工件表面获得一定的清洁度和粗糙度[26]。吹砂过程使试样表面受高速砂粒连续撞击和切削，会造成其表层材料发生塑性变形，同时使试样表面形貌和尺寸发生变化。表面粗糙度、切削量和表层组织损伤程度随砂粒粒径的增加而增大。已有研究[10]表明，吹砂过程中砂粒撞击金属材料表面会使变形层内组织结构、应力状态和分布及表面粗糙度发生变化。

吹砂后试样表层产生塑性变形，大量位错发生交割和增殖，形成许多亚晶，并增加空位、间隙原子、层错等结构缺陷，从而阻碍位错的进一步运动，引起形变强化，而形变强化能阻止已有裂纹的扩展和新裂纹的产生，使表面屈服强度提高[15,27]。并且，吹砂后表层引入残余压应力。研究[10,26~28]发现，疲劳裂纹往往起源于试样亚表面，残余压应力能够延缓疲劳裂纹萌生过程和抑制裂纹早期扩展，有利于提高疲劳抗力，这与本工作结果一致。高玉魁[14]的研究表明，对镍基单晶高温合金进行喷丸处理，能显著抑制裂纹的萌生，延长其疲劳寿命。

760℃时，表面氧化损伤较小，吹砂引入的形变强化和残余压应力层有利于提高疲劳性能。但是吹砂造成的表面粗糙度增加，使表面出现大量被砂粒尖角切削后不规则的凹坑，而凹坑的存在会带来缺口效应，这对疲劳性能产生不良影响。研究[27,29,30]表明，表面粗糙度增加会引起疲劳性能下降。Remes等[31]对一种高强钢的研究表明，残余压应力和低的表面粗糙度会提高疲劳性能。形变强化和残余压应力对疲劳性能有增益作用，但粗糙度增加带来的缺口效应会引起疲劳性能下降，抵消了形变强化和残余压应力的增益作用。本工作中，吹砂后试样与未吹砂试样疲劳性能相当，这是吹砂引入的形变强化和压应力层的增益作用与缺口效应负面影响的耦合作用所导致。

980℃时，吹砂后试样疲劳性能变化受下述因素的影响：(1) 吹砂后试样表面凹坑带来的缺口效应，降低疲劳性能；(2) 随应力幅降低，高温旋转弯曲高周疲劳寿命增加，表面氧化程度逐渐加大，氧化损伤对疲劳断裂的影响增加，降低疲劳性能；(3) 吹砂后试样表面形变强化层具有脆性特征，在高温和循环应力作用下会形成裂纹，并促进亚表面发生氧化，使试样表面层承载能力下降；已有研究[31~33]表明，形变强化会导致高温条件下试件的疲劳强度大幅降低，表面冷作硬化因素会引起GH49合金900℃高周疲劳寿命降低35%以上；(4) 虽然吹砂引入的残余压应力对疲劳寿命有增益作用，但在高温条件下，位错运动加剧，残余应力快速释放，残余压应力增益作用显著降低；研究[33]表明，随环境温度提高，喷丸处理后的AISI4140试件表面残余应力的释放速度随之加快，且随应力幅降低，测试时间增加，残余应力释放更加充分。综上所述，吹砂后980℃疲劳寿命低于未吹砂疲劳寿命，2者之差随应力幅的减小而增大，这是缺口效应、氧化损伤与形变强化层的负面影响及残余压应力快速释放使性能增益减小等因素耦合作用所导致的。

(1) 吹砂后靠近表面区域位错大量增殖，且大量位错剪切γ'相，形成反相畴界和层错。吹砂造成形变强化、引入残余应力，使表面出现砂粒切削凹坑、表面粗糙度增加，破坏了单晶高温合金表面完整性。

(2) 未吹砂与粒径150 μm吹砂DD6单晶高温合金试样760℃旋转弯曲高周疲劳强度分别为434和431 MPa，980℃旋转弯曲高周疲劳强度分别为425和394 MPa。

(3) 吹砂引入形变强化和压应力层的增益作用与缺口效应负面影响的耦合作用导致吹砂后760℃疲劳寿命与未吹砂疲劳寿命相当。

(4) 缺口效应、氧化损伤与形变强化层的负面影响及残余压应力快速释放使性能增益减小等因素耦合导致吹砂后980℃疲劳寿命低于未吹砂疲劳寿命，2者之差随应力幅的减小而增大。