馮洪亮,陳 波*,任海水,李文文,毛 唯,熊華平,程耀永,陳 昊

（1. 中國(guó)航發(fā)北京航空材料研究院, 北京 100095；2. 北京市航空發(fā)動(dòng)機(jī)先進(jìn)焊接工程技術(shù)研究中心, 北京 100095；3. 空軍裝備部駐北京地區(qū)第六軍事代表室, 北京 100095）

DD6合金是我國(guó)自主研發(fā)的第二代單晶高溫合金，與第一代單晶合金DD3相比，具有更高的耐熱溫度及高溫性能，且合金中Re元素與國(guó)外同等材料相比較含量更低，降低了制造成本[1-3]。DD6合金同時(shí)還具有優(yōu)良的抗疲勞性、抗氧化性和可鑄造性等特點(diǎn)，其總體性能與國(guó)外第二代單晶合金水平相當(dāng)，目前已在多種航空發(fā)動(dòng)機(jī)渦輪葉片的研制中獲得應(yīng)用[3-8]。

單晶合金葉片主要應(yīng)用于發(fā)動(dòng)機(jī)渦輪端，工作環(huán)境苛刻，長(zhǎng)期服役后個(gè)別葉片的局部區(qū)域會(huì)出現(xiàn)燒蝕、裂紋等缺陷。為了降低制造成本，需要采用焊接的方法對(duì)缺陷進(jìn)行修復(fù)。目前主要采用釬焊、激光熔覆等焊接技術(shù)對(duì)葉片等高溫合金渦輪部件進(jìn)行焊接修復(fù)，并取得了較好的效果[9-11]。然而，由于單晶高溫合金易再結(jié)晶及采用單晶制造的葉片結(jié)構(gòu)復(fù)雜等特點(diǎn)，特別對(duì)于導(dǎo)向葉片上的缺陷，采用熔焊方法往往難以修復(fù)，通常選擇釬焊方法。釬焊是利用液態(tài)釬料與母材的潤(rùn)濕來(lái)填充母材之間的間隙，并與母材發(fā)生冶金反應(yīng)實(shí)現(xiàn)連接的焊接方法，具有工藝簡(jiǎn)單、對(duì)母材損傷小、焊接效率高等一系列優(yōu)點(diǎn)，適用于難熔異質(zhì)材料及復(fù)雜精密零部件焊接制造[12-17]。使用釬焊的方法修復(fù)單晶合金缺陷時(shí)需要特別關(guān)注兩個(gè)問(wèn)題：一是避免釬焊熱循環(huán)對(duì)母材組織和性能產(chǎn)生大的影響，更不能導(dǎo)致單晶葉片出現(xiàn)再結(jié)晶；二是選用的釬料及釬焊修復(fù)工藝要能夠獲得高性能水平接頭，滿足葉片的實(shí)際使用工況要求。目前關(guān)于DD6單晶合金的釬焊和過(guò)渡液相擴(kuò)散焊已經(jīng)進(jìn)行了研究，并取得了良好的效果[18-20]，但是缺少釬焊或修復(fù)熱循環(huán)對(duì)母材組織和性能影響的研究。

本工作對(duì)DD6單晶合金進(jìn)行連續(xù)三次釬焊熱循環(huán)實(shí)驗(yàn)，分析釬焊熱循環(huán)對(duì)母材枝晶干和枝晶間區(qū)域成分偏析的影響，重點(diǎn)研究釬焊熱循環(huán)次數(shù)對(duì)合金組織的影響，分析該過(guò)程γ基體和γ′相的演變規(guī)律，確定一定條件下的指導(dǎo)性釬焊修復(fù)參數(shù)，并對(duì)釬焊熱循環(huán)后母材的高溫持久性能進(jìn)行研究。

1 實(shí)驗(yàn)材料及方法

1.1 實(shí)驗(yàn)材料

釬焊熱循環(huán)用合金為經(jīng)過(guò)標(biāo)準(zhǔn)熱處理的DD6單晶試棒，規(guī)格為?15 mm的圓棒，生長(zhǎng)取向?yàn)閇001]方向。釬焊熱循環(huán)的試樣是從DD6單晶試棒上連續(xù)切割下來(lái)的尺寸為?15 mm×5 mm的圓形試片。試片原始態(tài)組織的基體通道中無(wú)二次γ′相，γ′相立方化程度良好。

1.2 實(shí)驗(yàn)方法

DD6合金釬焊熱循環(huán)過(guò)程在真空釬焊爐中進(jìn)行。DD6合金γ′相的完全回溶溫度為1307.8 ℃，而大量回溶的溫度為1270.1 ℃[21]，在此溫度的平衡態(tài)γ′相回溶質(zhì)量分?jǐn)?shù)在90%以上。為了避免γ′相的過(guò)多回溶，獲得盡可能高的釬焊修復(fù)接頭性能，同時(shí)DD6合金的使用溫度可達(dá)1100 ℃，而釬焊溫度一般要高于釬料的熔化溫度30～50 ℃，釬料的熔化溫度還要高于服役溫度30～50 ℃，這樣釬焊溫度一般高于服役溫度100 ℃左右，因此本研究選擇釬焊熱循環(huán)溫度為1220 ℃，每一次熱循環(huán)保溫時(shí)間均為30 min，保溫結(jié)束后隨爐冷卻，共進(jìn)行三次釬焊熱循環(huán)實(shí)驗(yàn)（圖1為三次釬焊熱循環(huán)工藝曲線示意圖）。

圖1 三次釬焊熱循環(huán)工藝曲線示意圖Fig. 1 Process curves of repeated brazing thermal cycles

將釬焊熱循環(huán)的試樣進(jìn)行標(biāo)記，并采用電火花線切割方法沿著圓柱試片的徑向切開(kāi)，然后鑲嵌并磨拋。磨拋后的試樣表面分別采用化學(xué)和電解的方法進(jìn)行侵蝕，侵蝕后的表面用清水和乙醇清洗后吹干進(jìn)行掃描電鏡觀察。

利用場(chǎng)發(fā)射掃描電子顯微鏡（FESEM）對(duì)侵蝕后的試樣形貌進(jìn)行觀察和分析，其中釬焊熱循環(huán)試樣組織的觀察位置位于圓心附近區(qū)域。采用電子探針（EPMA）對(duì)枝晶干區(qū)域和枝晶間區(qū)域背散射形貌進(jìn)行觀察，并采用自帶的波譜儀（WDS）對(duì)枝晶干區(qū)域和近鄰枝晶間區(qū)域的成分進(jìn)行分析，波普束斑直徑大小選擇為?10 μm，采樣位置位于試樣圓心附近區(qū)域，分析前需對(duì)樣品表面進(jìn)行拋光處理。

采用高溫持久試驗(yàn)機(jī)對(duì)原始態(tài)和經(jīng)釬焊熱循環(huán)后的DD6合金高溫持久性能進(jìn)行測(cè)試，觀察其是否能夠達(dá)到工程應(yīng)用的技術(shù)標(biāo)準(zhǔn)，并研究特定加載條件下的持久壽命。持久性能測(cè)試條件為：溫度980 ℃，初始應(yīng)力250 MPa，加載100 h，之后每10 h增加應(yīng)力25 MPa，直至拉斷，測(cè)量持久壽命。

2 結(jié)果與討論

2.1 釬焊熱循環(huán)對(duì)DD6單晶合金枝晶干/間區(qū)域成分的影響

在1220 ℃/30 min條件下對(duì)DD6單晶合金進(jìn)行連續(xù)三次釬焊熱循環(huán)，分析每次熱循環(huán)后枝晶干區(qū)域和枝晶間區(qū)域元素成分的變化。有研究表明固溶處理后的DD6單晶合金的枝晶干區(qū)域主要的富集元素是W、Re、Mo等高熔點(diǎn)元素，而枝晶間區(qū)域主要的富集元素是Al、Ta、Nb等[22]，這些元素是γ′相的主要形成元素。本實(shí)驗(yàn)采用EPMA對(duì)試樣中心區(qū)域的枝晶進(jìn)行觀察，其背散射圖像如圖2所示，可見(jiàn)連續(xù)三次釬焊熱循環(huán)前后枝晶干和枝晶間區(qū)域的整體形貌差異不大。

圖2 不同次數(shù)釬焊熱循環(huán)后的DD6單晶合金枝晶組織背散射圖像 （a） 原始狀態(tài)；（b） 一次熱循環(huán)；（c） 二次熱循環(huán)；（d）三次熱循環(huán)Fig. 2 Backscattered electron images of dendrite microstructure of single crystal alloy DD6 after different brazing thermal cycles （a） original state； （b） one thermal cycle；（c） two thermal cycles； （d） three thermal cycles

元素的偏析度定義為XD/XI=K，其中XD為枝晶干區(qū)域的某一元素的成分，XI為枝晶間區(qū)域?qū)?yīng)該元素的成分，K為該元素的偏析度。本研究的方法是對(duì)每一次熱循環(huán)后的合金采用EPMA自帶WDS測(cè)量三組枝晶干和與其近鄰枝晶間區(qū)域元素成分，取平均并計(jì)算。枝晶干和枝晶間區(qū)域元素成分的偏析程度和同一次熱循環(huán)下各元素偏析度的大小排序如圖3所示。與標(biāo)準(zhǔn)熱處理態(tài)的DD6單晶合金中元素的偏析程度進(jìn)行對(duì)比能夠發(fā)現(xiàn)，經(jīng)過(guò)不同次數(shù)釬焊熱循環(huán)后的DD6單晶合金在枝晶干區(qū)域W、Re、Mo元素的含量仍然偏高，偏析最嚴(yán)重的元素是Re元素，在枝晶間區(qū)域Al、Ni、Nb、Ta元素的含量仍然偏高，偏析較重的是Ta元素，與合金原始態(tài)各元素的偏析度相比差異不大。由此表明上述釬焊熱循環(huán)后，枝晶成分偏析依然存在，對(duì)成分均勻性影響并不明顯。這一現(xiàn)象產(chǎn)生的原因主要是由于進(jìn)行釬焊熱循環(huán)的母材已經(jīng)固溶時(shí)效處理，干/間成分已經(jīng)較為均勻，再進(jìn)一步擴(kuò)散均勻化較為困難。另外，在1220 ℃相對(duì)低的釬焊溫度，合金依然是固態(tài)，內(nèi)部又無(wú)大角度晶界，在枝晶干/間相對(duì)較遠(yuǎn)的距離上，較重的元素繼續(xù)均勻化擴(kuò)散也較為緩慢。

圖3 不同次數(shù)釬焊熱循環(huán)后枝晶偏析情況 （a）偏析度；（b） 同一次熱循環(huán)下各元素偏析度大小排序Fig. 3 Dendrite segregation after different brazing thermal cycles （a） segregation coefficient； （b） ranking of segregation coefficient of each element under the same cycle.

上述分析表明，DD6單晶合金經(jīng)過(guò)1220 ℃/30 min并隨爐冷卻的連續(xù)三次釬焊熱循環(huán)后，元素在枝晶干區(qū)域和近鄰枝晶間區(qū)域的偏析仍然存在，并且不同循環(huán)次數(shù)的枝晶干和近鄰枝晶間區(qū)域各元素成分的偏析度無(wú)十分明顯的變化，該釬焊工藝條件對(duì)枝晶干和枝晶間成分的均勻性影響不明顯。

2.2 釬焊熱循環(huán)對(duì)DD6單晶合金組織的影響

DD6單晶合金經(jīng)過(guò)1220 ℃/30 min保溫并隨爐冷卻的連續(xù)釬焊熱循環(huán)后，用化學(xué)腐蝕的方法對(duì)其進(jìn)行侵蝕，侵蝕后微觀組織形貌如圖4所示。經(jīng)三次熱循環(huán)后的合金整體變化特點(diǎn)是無(wú)論在枝晶干區(qū)域還是在枝晶間區(qū)域隨著釬焊熱循環(huán)次數(shù)的增加，原始γ′強(qiáng)化相逐漸長(zhǎng)大，并且在經(jīng)過(guò)第二、三次釬焊熱循環(huán)后出現(xiàn)了較為明顯的合并和擴(kuò)展現(xiàn)象。其中，在枝晶干區(qū)域合并的和未合并的γ′相分布較為均勻；而在枝晶間區(qū)域，合并的和未合并的γ′相分布不均勻。這些不均勻的區(qū)域主要出現(xiàn)在枝晶間γ′相較為錯(cuò)亂、不規(guī)則的位置，由此表明排列狀態(tài)不整齊、錯(cuò)亂的γ′相區(qū)域更容易出現(xiàn)γ′相長(zhǎng)大和合并。

圖4 不同次數(shù)釬焊熱循環(huán)后的DD6單晶合金經(jīng)化學(xué)侵蝕后的微觀組織SEM圖像 （a） 原始狀態(tài)；（b） 一次；（c）二次；（d）三次； （1）枝晶干；（2）枝晶間Fig. 4 SEM images of the microstructures of the single crystal alloy DD6 with chemical corrosion after different brazing thermal cycles （a） original state；（b） one cycle；（c） two cycles ； （d） three cycles；（1） dendritic core ； （2）interdendritic region

為了進(jìn)一步觀察γ′相在釬焊熱循環(huán)中的變化特點(diǎn)，特別是原始γ′相邊緣和基體通道內(nèi)的形貌特點(diǎn)，將相同工藝條件下的試樣再進(jìn)行電解腐蝕并放大觀察，結(jié)果如圖5所示。當(dāng)DD6合金經(jīng)過(guò)第一次釬焊熱循環(huán)后，與原始態(tài)（如圖5（a-1）和（a-2））對(duì)比，在枝晶干區(qū)域和枝晶間區(qū)域的γ′相除了粗化變大外，部分γ基體通道略有變寬，部分基體通道明顯變窄形成細(xì)縫，變窄的基體通道使γ′相緊密相連在一起（見(jiàn)圖5(b-1)和5(b-2)），少量γ′相邊緣略微出現(xiàn)了參差不齊的現(xiàn)象。

圖5 不同次數(shù)釬焊熱循環(huán)后的DD6單晶合金經(jīng)電解侵蝕后的微觀組織局部放大SEM圖像 （a） 原始狀態(tài)，（b） 一次，（c）二次，（d） 三次；（1）枝晶干（2）枝晶間Fig. 5 SEM images of microstructures of the single crystal alloy DD6 with electrochemical corrosion after different brazing thermal cycles （a） original state； （b） one cycle；（c） two cycles ；（d） three cycles；（1） dendritic core；（2）interdendritic region

當(dāng)DD6單晶合金經(jīng)過(guò)第二次重復(fù)熱循環(huán)后，枝晶干和枝晶間區(qū)域微觀組織形貌如圖5（c-1）和（c-2）所示。這一過(guò)程相當(dāng)于合金中原始γ′相經(jīng)過(guò)上次回溶析出后，又經(jīng)歷了一次再回溶和析出。在枝晶干區(qū)域，部分γ基體通道進(jìn)一步變寬變長(zhǎng)，原始的γ′相出現(xiàn)較明顯的合并和擴(kuò)展現(xiàn)象，部分γ′相邊緣形成較為明顯的鋸齒化，有序性和立方化程度明顯降低。在枝晶間區(qū)域，原始的γ′相進(jìn)一步粗化，也出現(xiàn)了緊密連接在一起的合并現(xiàn)象，立方化程度下降，部分γ′相邊緣也出現(xiàn)了明顯的鋸齒化。

DD6單晶合金經(jīng)過(guò)第三次熱循環(huán)，即再經(jīng)歷一次回溶和再析出過(guò)程，枝晶干和枝晶間區(qū)域組織變化都較大，如圖5（d-1）和（d-2）所示。在枝晶干區(qū)域，從侵蝕掉的γ基體痕跡來(lái)看，剩下的原始γ′相粗化嚴(yán)重，尺寸變大更加明顯，并存在較為嚴(yán)重的合并，同時(shí)在局部γ′相附近觀察到碎化的γ′相，γ′相與基體的界面鋸齒化程度進(jìn)一步加重。在枝晶間區(qū)域，同樣能夠觀察到γ′相的粗化變大，局部也出現(xiàn)了較重的合并現(xiàn)象，并且局部還出現(xiàn)了γ′相碎化，γ′相的一致性進(jìn)一步降低。

從上述DD6單晶合金的組織變化來(lái)看，經(jīng)過(guò)一次釬焊熱循環(huán)后原始γ′相雖然明顯變大，但仍然保持相對(duì)較好的立方度，經(jīng)過(guò)兩次和三次釬焊熱循環(huán)后，γ′相的立方化程度降低較為明顯，因此經(jīng)歷三次1220 ℃/30 min并隨爐冷卻的釬焊熱循環(huán)后，母材立方化結(jié)構(gòu)保持較好的修復(fù)次數(shù)不應(yīng)超過(guò)一次。若需進(jìn)一步降低工藝強(qiáng)度對(duì)母材組織的影響，熱循環(huán)中的保溫時(shí)間可調(diào)整少于30 min。

為了進(jìn)一步分析合金經(jīng)過(guò)不同次數(shù)釬焊熱循環(huán)后的γ′相的形貌及其附近的γ基體通道的形態(tài)（一般把基體通道中細(xì)小的γ′相稱為二次γ′相[23]，本研究不加區(qū)分不同次數(shù)熱循環(huán)產(chǎn)生的二次γ′相），將局部組織形貌進(jìn)一步放大觀察，結(jié)果如圖6所示。由圖6可清晰地看到，當(dāng)經(jīng)過(guò)第一次熱循環(huán)，枝晶干區(qū)域的γ基體通道部分明顯變寬，部分明顯變窄形成細(xì)縫，變窄的基體通道使γ′相擠壓相連在一起，枝晶間具有相似特點(diǎn)，如圖6（b-1）和6（b-2）所示。在隨后循環(huán)過(guò)程中，這種γ′相長(zhǎng)大擠壓相連的現(xiàn)象更加嚴(yán)重，出現(xiàn)明顯合并，如圖6（c-1）和6（c-2）所示。局部γ′相邊緣的參差不齊狀態(tài)逐漸加重，并向鋸齒化轉(zhuǎn)變，后期出現(xiàn)鋸齒化邊緣突出的小γ′相從其邊緣分離的現(xiàn)象，如圖6（d-1）和6（d-2）所示。在冷卻過(guò)程中，來(lái)不及傳輸至γ′相附近的元素在過(guò)飽和的基體通道中析出形成小的二次γ′相。在每次釬焊熱循環(huán)后，無(wú)論是枝晶干區(qū)域還是枝晶間區(qū)域，γ基體通道內(nèi)均形成了許多細(xì)小的二次γ′相。

圖6 對(duì)應(yīng)于圖5中的局部區(qū)域進(jìn)一步放大的圖像 （a） 原始狀態(tài)；（b） 一次； （c） 二次；（d） 三次；（1）枝晶干區(qū)域形貌；（2）枝晶間區(qū)域形貌Fig. 6 Magnification image of the microstructures corresponding to Fig. 5 （a） original state；（b） one cycle；（c） two cycles；（d）three cycles；（1） dendritic core；（2）interdendritic region

上述研究表明，連續(xù)釬焊熱循環(huán)對(duì)于相對(duì)宏觀的枝晶干區(qū)域和枝晶間區(qū)域偏析元素的均勻化影響并不大，但對(duì)于更微觀的γ′相和近鄰γ基體之間的元素傳輸和擴(kuò)散應(yīng)是有較大影響的，因?yàn)棣谩湎嗟拈L(zhǎng)大是從回溶后的γ基體中獲取Ni和Al元素的，這些元素必然要擴(kuò)散傳輸?shù)溅谩湎嘟缑娓浇拍軌蚴功谩湎嚅L(zhǎng)大。研究表明，一般情況下鎳基高溫合金的γ′相溶解和析出長(zhǎng)大遵循Ostwald規(guī)律，即較小的γ′相溶解，而較大的γ′相長(zhǎng)大，從而降低系統(tǒng)的總能量。如果由元素的擴(kuò)散控制，則符合LSW理論生長(zhǎng)，γ′相的生長(zhǎng)時(shí)間與γ′相在該時(shí)刻半徑的平均值成三次方關(guān)系[24-25]。如果在較高的溫度條件下則還需同時(shí)計(jì)入彈性能和界面能共同對(duì)γ′相生長(zhǎng)的作用，這時(shí)γ′相將向著總能量減小的方向優(yōu)先生長(zhǎng)，即沿著(011)面較快生長(zhǎng)[21,26]，使后期觀察到的γ′相界面呈鋸齒狀。因此，在上述三次連續(xù)釬焊熱循環(huán)過(guò)程中，微觀組織的演變過(guò)程可近似的歸結(jié)為γ′相經(jīng)歷三次連續(xù)的回溶再析出的長(zhǎng)大過(guò)程，并且這一演變過(guò)程可通過(guò)圖7的反復(fù)回溶和再析出示意圖來(lái)描述。其中，圖7（a）為標(biāo)準(zhǔn)熱處理后的DD6合金原始態(tài)組織，γ′相立方化程度非常好，邊緣平直，通道內(nèi)沒(méi)有二次γ′相。圖7（b）表示經(jīng)過(guò)一次熱循環(huán)后，γ′相長(zhǎng)大，局部邊緣稍有參差不齊，γ′相的整體立方度較好。通道中出現(xiàn)了細(xì)小的二次γ′相。圖7（c）表示經(jīng)過(guò)兩次的回溶再析出，小的γ′相回溶，大的γ′相進(jìn)一步長(zhǎng)大并出現(xiàn)明顯地合并和鋸齒化，冷卻后再次析出細(xì)小的二次γ′相。圖7（d）表示經(jīng)過(guò)三次回溶再析出，大的γ′相進(jìn)一步長(zhǎng)大合并，邊緣出現(xiàn)較重的鋸齒化，基體通道中形成細(xì)小的二次γ′相。

圖7 DD6單晶合金經(jīng)不同次數(shù)釬焊熱循環(huán)的組織演變示意圖 （a） 原始狀態(tài)；（b） 一次； （c） 二次；（d） 三次Fig. 7 Schematic diagram of the microstructural evolution for single crystal alloy DD6 during brazing thermal cycles （a） original state；（b） one cycle；（c） two cycles ；（d） three cycles

2.3 釬焊熱循環(huán)對(duì)DD6單晶合金力學(xué)性能的影響

對(duì)原始態(tài)和經(jīng)連續(xù)三次釬焊熱循環(huán)后的DD6單晶合金高溫持久性能進(jìn)行測(cè)試和對(duì)比，評(píng)價(jià)釬焊熱循環(huán)對(duì)母材性能的影響，結(jié)果如表1所示?？梢?jiàn)，經(jīng)過(guò)第一、二和三次釬焊熱循環(huán)后的母材在980 ℃、初始應(yīng)力250 MPa加載下，持續(xù)時(shí)間均能達(dá)到100 h的航空標(biāo)準(zhǔn)要求，并在100 h后每間隔10 h增加25 MPa應(yīng)力，直至斷裂，持久壽命可達(dá)到133 ～135 h之間，與原始態(tài)相當(dāng)，表明熱循環(huán)次數(shù)的增加對(duì)合金持久壽命并無(wú)明顯的影響。但是隨著熱循環(huán)次數(shù)的增加，持久試樣的斷面收縮率和斷后伸長(zhǎng)率在逐漸的增加，伸長(zhǎng)率從原始態(tài)的29.28%增加至44.52%，特別是經(jīng)過(guò)第二次和第三次熱循環(huán)后合金伸長(zhǎng)率變化較大，母材的塑性變形較為明顯，但仍處于較高的性能水平。

表1 經(jīng)不同次數(shù)釬焊熱循環(huán)的DD6單晶合金高溫持久性能Table 1 High temperature stress rupture properties of the single crystal alloy DD6 after different brazing thermal cycles

雖然釬焊熱循環(huán)對(duì)單晶母材組織和性能有影響，但母材性能還處于較高水平，接頭區(qū)由于受釬料成分及釬焊工藝限制，仍是性能最薄弱區(qū)域，所以決定釬焊修復(fù)接頭性能的不是母材而應(yīng)是接頭區(qū)本身。

3 結(jié)論

（1）DD6單晶合金經(jīng)過(guò)1220 ℃/30 min并隨爐冷卻的連續(xù)三次釬焊熱循環(huán)后，元素在枝晶干區(qū)域和枝晶間區(qū)域的偏析仍然存在，Re、W、Ta等重元素的偏析仍然較重，枝晶干和枝晶間區(qū)域各元素成分的偏析度與原始合金相比變化并不明顯，此釬焊工藝條件對(duì)枝晶干/間區(qū)域成分的均勻性影響較小。

（2）DD6單晶合金經(jīng)過(guò)第一次釬焊熱循環(huán)后γ′相雖然長(zhǎng)大較明顯，但仍然保持較好程度的立方度，經(jīng)過(guò)第二次和第三次釬焊熱循環(huán)后，γ′相長(zhǎng)大、合并以及立方化程度降低較為明顯，因此在1220 ℃/30 min條件下釬焊修復(fù)，母材立方化結(jié)構(gòu)保持較好的修復(fù)次數(shù)不應(yīng)超過(guò)一次。在三次連續(xù)釬焊熱循環(huán)中，部分γ′相邊緣形貌由原始平直狀態(tài)向略微參差不齊狀態(tài)轉(zhuǎn)變，并逐漸鋸齒化。每一次釬焊熱循環(huán)后，無(wú)論是枝晶干區(qū)域還是枝晶間區(qū)域，在γ基體通道內(nèi)均形成許多細(xì)小的二次γ′相。

（3）經(jīng)釬焊熱循環(huán)的DD6單晶合金在980 ℃、初始應(yīng)力加載250 MPa的條件下，均能夠保持100 h，之后每隔10 h增加25 MPa應(yīng)力，最終持久壽命與原始態(tài)母材相比基本相當(dāng)，但是斷面收縮率和伸長(zhǎng)率卻在逐漸增加，伸長(zhǎng)率從原始態(tài)的29.28%增加至44.52%，特別是經(jīng)過(guò)第二次和第三次熱循環(huán)后，變化較為明顯。