渦扇發(fā)動(dòng)機(jī)二級(jí)轉(zhuǎn)子葉片超溫?cái)嗔逊治?/h1>
2012-11-02 01:04:08趙文俠范映偉鄭運(yùn)榮
材料工程 2012年8期
趙文俠，李 瑩，范映偉，鄭運(yùn)榮
（1北京航空材料研究院，北京100095；2中航工業(yè) 失效分析中心，北京100095；3中航工業(yè) 試金石檢測(cè)公司，北京100095）
渦扇發(fā)動(dòng)機(jī)二級(jí)轉(zhuǎn)子葉片超溫?cái)嗔逊治?/p>
趙文俠1，2，3，李 瑩1，2，3，范映偉1，2，3，鄭運(yùn)榮1
（1北京航空材料研究院，北京100095；2中航工業(yè) 失效分析中心，北京100095；3中航工業(yè) 試金石檢測(cè)公司，北京100095）
運(yùn)用光學(xué)顯微鏡、掃描電子顯微鏡、電子探針微束分析儀對(duì)斷裂葉片表面進(jìn)行了宏觀形貌、葉片斷口宏觀、微觀形貌及顯微組織分析，推斷出葉片使用時(shí)不同部位所承受的溫度范圍，并對(duì)斷裂原因進(jìn)行了探討。結(jié)果表明：?jiǎn)?dòng)超溫致使葉片γ′相回溶甚至過(guò)燒至初熔狀態(tài)，局部枝晶間和晶界出現(xiàn)明顯液化現(xiàn)象，葉片前緣和后緣過(guò)燒程度嚴(yán)重，該區(qū)承受的溫度達(dá)到甚至超過(guò)了1260℃，距葉片前緣約6mm中心區(qū)，其承溫在1220℃左右，離葉片前緣8mm處，其短時(shí)承溫在1180℃以下；超溫使葉片處于嚴(yán)重過(guò)載狀態(tài)，最終造成多個(gè)葉片瞬間斷裂。
渦輪葉片；超溫；初熔；過(guò)載斷裂；失效分析
隨著航空發(fā)動(dòng)機(jī)技術(shù)的發(fā)展，發(fā)動(dòng)機(jī)服役壽命不斷地延長(zhǎng)，許多軍用航空發(fā)動(dòng)機(jī)的壽命已超過(guò)8000h，但作為重要的熱端部件的渦輪葉片的壽命遠(yuǎn)低于發(fā)動(dòng)機(jī)的整件壽命。一份調(diào)查表明，在正常服役條件下，發(fā)動(dòng)機(jī)到半壽命時(shí)平均有12%的渦輪葉片在大修時(shí)報(bào)廢，而一級(jí)渦輪葉片報(bào)廢率高達(dá)30%［1］。報(bào)廢的主要原因是由于蠕變損傷造成的葉片開(kāi)裂和尺寸變化［2］，在發(fā)動(dòng)機(jī)服役過(guò)程中還經(jīng)常遇到反常的服役狀態(tài)，而超溫服役最受關(guān)注。超溫對(duì)渦輪葉片造成嚴(yán)重的損害，此類現(xiàn)象的發(fā)生明顯降低了發(fā)動(dòng)機(jī)的使用壽命，致使過(guò)早失效，甚至?xí)?dǎo)致重大事故的發(fā)生。國(guó)內(nèi)外對(duì)發(fā)動(dòng)機(jī)高溫部件早期失效的原因進(jìn)行了分析，認(rèn)為超溫是原因之一［3－5］，關(guān)于渦輪葉片超溫?cái)嗔训陌咐齾⒖嘉墨I(xiàn)［5，6］。基于超溫服役引起嚴(yán)重后果，很早就把過(guò)熱檢查納入了發(fā)動(dòng)機(jī)的維修程序中，目前幾乎所有的發(fā)動(dòng)機(jī)維修手冊(cè)中都有過(guò)熱檢查的內(nèi)容。超溫根據(jù)其嚴(yán)重程度分為過(guò)熱和過(guò)燒，當(dāng)葉片工作溫度在正常工作溫度以上但低于葉片材料固相線溫度時(shí)稱為過(guò)熱，高于固相線程度則為過(guò)燒，判斷過(guò)熱或過(guò)燒主要根據(jù)顯微組織的變化與溫度的關(guān)系［7］。
本工作是對(duì)一起服役的渦扇發(fā)動(dòng)機(jī)葉片斷裂事故作超溫檢查，該發(fā)動(dòng)機(jī)在大修后服役了約240h，在一次啟動(dòng)時(shí)發(fā)出異常響聲，尾噴口有火星冒出隨后停車，在尾噴口處發(fā)現(xiàn)碎片，對(duì)發(fā)動(dòng)機(jī)分解檢查，高壓I級(jí)導(dǎo)向葉片未見(jiàn)明顯燒蝕特征。高壓I級(jí)渦輪葉片尾緣表面有輕微燒蝕。高壓II級(jí)導(dǎo)向葉片燒蝕現(xiàn)象明顯，在葉片前緣和后緣均發(fā)現(xiàn)裂紋，葉身上有金屬熔滴和碰傷痕跡。高壓II級(jí)渦輪葉片損傷最為嚴(yán)重，葉片全部斷裂，II級(jí)渦輪盤，封嚴(yán)環(huán)等相關(guān)件均受損傷，并在低壓I級(jí)導(dǎo)向葉片和低壓I級(jí)渦輪葉片表面發(fā)現(xiàn)金屬熔滴和撞擊所產(chǎn)生的塑性變形痕跡。從點(diǎn)火啟動(dòng)到發(fā)現(xiàn)尾噴口有火星冒出，隨即停車檢查，時(shí)間大約持續(xù)不到30s。本工作按照葉片超溫檢查標(biāo)準(zhǔn)程度對(duì)高壓II級(jí)渦輪葉片外觀，斷口以及內(nèi)部顯微組織作檢查分析，以確定葉片實(shí)際承受的工作溫度。
1 實(shí)驗(yàn)
1.1 試件
本研究所用的試件是從Ⅱ級(jí)渦輪盤上取下的斷裂葉片，葉片材料為K002鑄造鎳基高溫合金，其名義成分如表1所示。
表1 K002名義成分（質(zhì)量分?jǐn)?shù)／%）Table 1 The standard composition of K002（mass fraction／%）
葉片經(jīng)真空精密鑄造成形，鑄態(tài)＋870℃／16h，空冷時(shí)效處理［8］。
1.2 實(shí)驗(yàn)方法
在普查斷裂葉片外觀損傷的基礎(chǔ)上，選取50＃葉片，利用光學(xué)和掃描電子顯微鏡對(duì)斷口進(jìn)行分析，在斷口附近切去I，II，III三個(gè)橫截面（圖1），切取的三個(gè)磨面的試樣取樣后按標(biāo)準(zhǔn)的金相試樣制備程序磨拋后用2∶2∶1的HCl，H2O，H2O2混合液擦拭顯示組織，然后用光學(xué)顯微鏡、電子探針進(jìn)行顯微組織分析。
2 結(jié)果與討論
2.1 斷裂葉片外觀
斷裂葉片的外觀如圖2所示，可以看出II級(jí)渦輪盤的全部葉片折斷（圖2（a）），從拆下的葉片可以看出，斷裂部位均處于葉片中上部，保留下來(lái)的葉片長(zhǎng)度在50～70mm（圖2（b））。斷口附近后緣掉塊缺口嚴(yán)重，表面粗糙，布滿細(xì)小點(diǎn)狀凹坑［11］，燒蝕剝落痕跡明顯，形成“癬狀區(qū)”（圖1箭頭所示），前緣也有類似情況，但沒(méi)有后緣嚴(yán)重。
圖1 葉片的金相磨面截取位置 （a）葉背側(cè)；（b）葉盆側(cè)Fig.1 Metallographic sections cut from blade（a）convex surface；（b）concave surface
圖2 帶斷裂葉片的II級(jí)渦輪盤（a）和部分葉片外貌（b）Fig.2 Outline of second stage turbine disc with the breakdown blade（a）and some blades（b）
2.2 斷口形貌
斷口的形貌如圖3所示。低倍光學(xué)斷口可看出A，B，C三個(gè)區(qū)，葉片后緣端部已缺失，A區(qū)和B區(qū)形貌相似，上面分布著粗糙的反光較強(qiáng)的粒狀物，枝晶組織不明顯，而C區(qū)則較暗，枝晶形貌明顯（圖3（a））。斷口A區(qū)靠葉片前緣區(qū)域，SEM觀察可看到類似火山口的熔洞分布于枝晶間（圖3（b）箭頭所指區(qū)域），部分金屬液殘留在斷口表面重新凝固，留下了液體流動(dòng)的“山脊”形貌，存留較多液體的區(qū)域則快速凝固成胞狀細(xì)枝晶，是一種嚴(yán)重過(guò)燒的斷口形貌。圖3（c）是葉片后緣B區(qū)的斷口形貌，可以看出斷口呈光滑的“土豆”狀，其間有二次裂紋。這種斷口的形成是由于枝晶間已液化成液膜，枝晶的結(jié)合力明顯削弱，稍受力就極易斷開(kāi)，是一種早期的過(guò)燒斷口。圖3（d）是葉盆中心區(qū)C區(qū)的斷口形貌，可以看出存在韌窩，是正常的高溫拉伸斷口［3，4］。
圖3 葉片斷口形貌 （a）光學(xué)低倍斷口；（b）前緣 A區(qū)；（c）后緣B區(qū)；（d）葉盆中部區(qū)Fig.3 Fracture surface morphology of breakdown blade（a）optical macro－fractograph；（b）SEM fractograph at A area of leading edge；（c）SEM fractograph at B area of trailing edge；（d）SEM fractograph at C area of concave middle
從斷口分析可知，葉片斷口前緣嚴(yán)重過(guò)燒，后緣呈早期過(guò)燒，但由于此部分截面太薄，一旦出現(xiàn)液膜就比前緣更易掉塊。葉片中部未受明顯超溫影響。
2.3 顯微組織分析
三個(gè)金相磨面經(jīng)拋光腐蝕后的低倍形貌如圖4所示。在同樣的腐蝕條件下，I，II截面前緣和后緣的腐蝕較淺，很難顯示出晶粒，類似于固溶態(tài)的合金。
斷裂葉片I截面的顯微組織示于圖5，圖5（a－1）～（a－4）是葉片前緣至葉盆方向的組織變化。在葉片前緣R處，存在大量的熔洞（圖5（a－1）），這些空洞是枝晶間區(qū)域熔化呈液體向表面滲出留下的，定量金相分析測(cè)得空洞區(qū)約占21%（體積分?jǐn)?shù)，下同）。緊鄰圖5（a－1）左側(cè)的區(qū)域（圖5（a－2）），通過(guò)EPMA 觀察發(fā)現(xiàn)，在熔洞之間，（γ＋γ′）共晶全部熔化成微液池（圖5（a－2）箭頭所指區(qū)域），晶界和枝晶間區(qū)的碳化物（白亮顆粒）明顯熔化，碳化物周圍留下一圈熔化的痕跡，次生γ′相完全固溶。先前對(duì)成分類似的含Hf鑄造高溫合金DZ22做熔化實(shí)驗(yàn)證明，1260℃時(shí)，合金的枝晶間區(qū)產(chǎn)生16%的液相區(qū)，（γ＋γ′）共晶、Ni5Hf，M3B2全部熔化進(jìn)微液池中，次生γ′相完全固溶［9］，其顯微組織特征與圖5（a－1）和5（a－2）相似，證明該區(qū)承受的溫度在1260℃以上。在距葉片前緣約6mm中心區(qū)附近的組織中存在（γ＋γ′）共晶，共晶外緣枝晶區(qū)存在微量的液化區(qū)（圖5（a－3）箭頭所指），骨架狀的 MC碳化物完好，次生γ′仍然處于固溶狀態(tài)，其組織與承溫1220℃相當(dāng)。離葉片前緣8mm處，除了有些枝晶干區(qū)的次生γ′處于固溶態(tài)外，其余組織特征與正常組織相當(dāng)，其短時(shí)承溫在1180℃以下（圖5（a－4））。
圖5（b－1）～（b－4）是葉片I截面后緣至葉盆方向的組織變化，其變化趨勢(shì)與前緣區(qū)是一致的，后緣R處附近由于晶界液化廣泛沿晶開(kāi)裂，邊緣處液化嚴(yán)重區(qū)還發(fā)生了掉塊（圖5（b－1））。在更高的倍數(shù)下觀察，枝晶互不交連而被球化成胞狀，胞界完全被液膜包覆，見(jiàn)圖5（b－2）左上部分。這種組織類似于1290～1310℃短時(shí)保溫組織，離合金液相線溫度1360℃已經(jīng)很近，在此狀態(tài)下，合金沒(méi)有承載能力，很容易被燃?xì)鉀_刷掉。在圖5（b－1）右側(cè)附近區(qū)域也發(fā)現(xiàn)了碳化物周圍熔化的痕跡（圖5（b－3））。遠(yuǎn)離后緣處的正常組織如圖5（b－4）所示。
圖5 斷裂葉片I截面不同區(qū)域的顯微組織（a－1）前緣顯微組織；（a－2）距離前緣約1mm顯微組織；（a－3）距離前緣約6mm顯微組織；（a－4）距離前緣8mm顯微組織；（b－1，b－2）后緣顯微組織；（b－3）靠近后緣碳化物熔化；（b－4）遠(yuǎn)離后緣葉盤處顯微組織Fig.5 Micro－structural change of I section for fracture blade（a－1）leading edge；（a－2）1mm from leading edge；（a－3）6mm from leading edge；（a－4）8mm from leading edge；（b－1，－b2）trailing edge；（b－3）carbide nearby trailing edge melted；（b－4）normal area away from trailing edge
斷裂葉片II截面的顯微組織如圖6所示，可以看出，葉片前緣至葉盆方向（圖6（a－1）～（b－4））和葉片后緣至葉盆方向（圖6（b－1）～（b－4））的組織變化，和I截面相似，其組織變化經(jīng)歷了液化過(guò)燒區(qū)，γ′回溶區(qū)，到組織正常區(qū)。
圖6 斷裂葉片II截面不同區(qū)域的顯微組織（a－1）前緣顯微組織；（a－2）距離前緣約1mm顯微組織；（a－3）距離前緣約6mm顯微組織；（a－4）距離前緣8mm顯微組織；（b－1，b－2）后緣顯微組織；（b－3）靠近后緣碳化物熔化；（b－4）遠(yuǎn)離后緣葉盤處顯微組織Fig.6 Micro－structural change of II section for fracture blade（a－1）leading edge；（a－2）1mm from leading edge；（a－3）6mm from leading edge；（a－4）8mm from leading edge；（b－1，b－2）trailing edge；（b－3）carbide nearby trailing edge melted；（b－4）normal area away from trailing edge
2.4 斷裂原因分析
K002鎳基鑄造高溫合金正常組織為γ基體上均勻分布著塊狀γ′，枝晶間有“葵花”狀初生共晶γ＋γ′和以草書形式存在的碳化物，還有少量的M3B2硼化物和極少量的Ni5Hf相。時(shí)效時(shí)晶界分布著細(xì)小的不連續(xù)碳化物。固溶處理溫度升至1150℃，枝晶干區(qū)γ′相回溶明顯，γ′相在1220～1240℃回溶達(dá)到峰值，γ＋γ′共晶完全固溶溫度為1260℃。含Hf合金初熔溫度較低，1210℃時(shí)在（γ＋γ′）共晶邊上的Ni5Hf和M3B2明顯熔化，到1280℃時(shí)，枝晶間液體達(dá)16%以上，呈連通狀態(tài)，合金喪失了強(qiáng)度與塑性［8，9］。
斷口和顯微組織分析證明，葉片的前緣和后緣附近存在過(guò)燒區(qū)，在斷口和內(nèi)部顯微組織中皆存在明顯的熔洞，在枝晶間和晶界區(qū)存在液化區(qū)，局部區(qū)域枝晶被液相包圍，其溫度在1280℃以上（圖5（b－2）），這部分區(qū)域是零強(qiáng)度和零塑性區(qū)，極大地?fù)p害了葉片的力學(xué)性能。另外，葉片前緣和后緣還存在面積更大的γ′相完全固溶的過(guò)熱區(qū)，其高溫強(qiáng)度水平明顯下降。就I截面而言，過(guò)熱、過(guò)燒區(qū)幾乎占截面面積的一半，使葉盤部處于嚴(yán)重過(guò)載狀態(tài)，造成多個(gè)葉片瞬間斷裂。
以往對(duì)服役葉片超溫檢查證明，超溫區(qū)大多在葉片中上部，而靠葉冠處溫度往往更高［5］。本研究所取得葉片殘留部分并不處于上述最高溫度范圍，局部區(qū)域超溫有可能達(dá)到合金的液相線溫度，即1360℃。分解發(fā)動(dòng)機(jī)時(shí)發(fā)現(xiàn)封嚴(yán)環(huán)內(nèi)壁和后幾級(jí)葉片上有K002成分的黏結(jié)物，間接證明了葉片有完全液化的區(qū)域。
發(fā)動(dòng)機(jī)在使用時(shí)出現(xiàn)超溫是較常見(jiàn)的故障，它使γ′相回溶導(dǎo)致強(qiáng)化機(jī)制減弱，甚至使晶間和枝晶間出現(xiàn)液相，在徑向力的作用下極易發(fā)生伸長(zhǎng)和斷裂行為，尤其是啟動(dòng)超溫，各部件由冷態(tài)突然猛烈加溫，致使渦輪出口溫度過(guò)高或尾噴管大量噴火，即使這個(gè)過(guò)程很短，也會(huì)導(dǎo)致渦輪轉(zhuǎn)子葉片超溫?zé)g。通?？赡芤鸪瑴氐那闆r有：燃燒室起動(dòng)時(shí)積油起火；起動(dòng)噴嘴油壓過(guò)低；油體霧化不良；火焰筒燃燒完全度低；渦輪出口溫度場(chǎng)分布不均勻；燃油品質(zhì)不良等，特別是廠內(nèi)試車多次起動(dòng)時(shí)，尤其要注意超溫導(dǎo)致渦輪部件故障現(xiàn)象的發(fā)生［10］。
3 結(jié)論
（1）高壓渦輪Ⅱ級(jí)轉(zhuǎn)子葉片燒蝕嚴(yán)重，葉身中上部因過(guò)載從葉背側(cè)向葉盆側(cè)發(fā)生橫向斷裂。
（2）葉片前緣和后緣過(guò)燒程度嚴(yán)重，該區(qū)承受的溫度達(dá)到甚至超過(guò)了1260℃；在距葉片前緣約6mm中心區(qū)附近，其承溫在1220℃左右；離葉片前緣8mm處，其短時(shí)承溫在1180℃以下。
（3）啟動(dòng)超溫致使葉片γ′相回溶甚至過(guò)燒至初熔狀態(tài)，局部枝晶間和晶界出現(xiàn)明顯液化現(xiàn)象，導(dǎo)致力學(xué)性能嚴(yán)重下降，在外力作用下葉片發(fā)生過(guò)載斷裂。
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Fracture Analysis for Second Stage Rotor Turbine Blade in Aero－engine
ZHAO Wen－xia1，2，3，LI Ying1，2，3，F(xiàn)AN Ying－wei1，2，3，ZHENG Yun－rong1
（1Beijing Institute of Aeronautical Materials，Beijing 100095，China；2Failure Analysis Center of Aviation Industry Corporation of China，Beijing 100095，China；3Touch Stone Testing Innovation Corporation of Aviation Industry Corporation of China，Beijing 100095，China）
The macro－structure，micro－morphology and micro－structure were detected by optical microscope，scanning electrical microscope and electrical probe micro－analyzer.The temperature range on different areas of turbine blade was deduced during.And the reason that caused blade fractured was discussed.The results show that，during the starting stage of engine，γ′phase dissolved or even turn out to be incipient melting caused by over－h(huán)eat，liquefaction was found in parts of interdendritic and grain boundary，leading edge and trailing edge of blade overburned seriously where the temperature reached more than 1260℃，temperature of central area on the blade was around 1220℃ where away from leading edge about 6mm，temperature of area was under 1180℃in short time where away from leading edge about 8mm.Overload state on blade caused by over－h(huán)eat，and finally some of blade fractured instantly.
turbine blade；over－h(huán)eat；incipient melting；overload fracture；failure analysis
TG115
A
1001－4381（2012）08－0039－06
2012－01－15；
2012－05－21
趙文俠（1984—），男，碩士，助理工程師，主要從事高溫合金和金屬基復(fù)合材料失效機(jī)理的研究，聯(lián)系地址：北京市81信箱4分箱（100095），E－mail：w.x.zhao＠hotmail.com
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趙文俠1，2，3，李 瑩1，2，3，范映偉1，2，3，鄭運(yùn)榮1
（1北京航空材料研究院，北京100095；2中航工業(yè) 失效分析中心，北京100095；3中航工業(yè) 試金石檢測(cè)公司，北京100095）
運(yùn)用光學(xué)顯微鏡、掃描電子顯微鏡、電子探針微束分析儀對(duì)斷裂葉片表面進(jìn)行了宏觀形貌、葉片斷口宏觀、微觀形貌及顯微組織分析，推斷出葉片使用時(shí)不同部位所承受的溫度范圍，并對(duì)斷裂原因進(jìn)行了探討。結(jié)果表明：?jiǎn)?dòng)超溫致使葉片γ′相回溶甚至過(guò)燒至初熔狀態(tài)，局部枝晶間和晶界出現(xiàn)明顯液化現(xiàn)象，葉片前緣和后緣過(guò)燒程度嚴(yán)重，該區(qū)承受的溫度達(dá)到甚至超過(guò)了1260℃，距葉片前緣約6mm中心區(qū)，其承溫在1220℃左右，離葉片前緣8mm處，其短時(shí)承溫在1180℃以下；超溫使葉片處于嚴(yán)重過(guò)載狀態(tài)，最終造成多個(gè)葉片瞬間斷裂。
渦輪葉片；超溫；初熔；過(guò)載斷裂；失效分析
隨著航空發(fā)動(dòng)機(jī)技術(shù)的發(fā)展，發(fā)動(dòng)機(jī)服役壽命不斷地延長(zhǎng)，許多軍用航空發(fā)動(dòng)機(jī)的壽命已超過(guò)8000h，但作為重要的熱端部件的渦輪葉片的壽命遠(yuǎn)低于發(fā)動(dòng)機(jī)的整件壽命。一份調(diào)查表明，在正常服役條件下，發(fā)動(dòng)機(jī)到半壽命時(shí)平均有12%的渦輪葉片在大修時(shí)報(bào)廢，而一級(jí)渦輪葉片報(bào)廢率高達(dá)30%［1］。報(bào)廢的主要原因是由于蠕變損傷造成的葉片開(kāi)裂和尺寸變化［2］，在發(fā)動(dòng)機(jī)服役過(guò)程中還經(jīng)常遇到反常的服役狀態(tài)，而超溫服役最受關(guān)注。超溫對(duì)渦輪葉片造成嚴(yán)重的損害，此類現(xiàn)象的發(fā)生明顯降低了發(fā)動(dòng)機(jī)的使用壽命，致使過(guò)早失效，甚至?xí)?dǎo)致重大事故的發(fā)生。國(guó)內(nèi)外對(duì)發(fā)動(dòng)機(jī)高溫部件早期失效的原因進(jìn)行了分析，認(rèn)為超溫是原因之一［3－5］，關(guān)于渦輪葉片超溫?cái)嗔训陌咐齾⒖嘉墨I(xiàn)［5，6］。基于超溫服役引起嚴(yán)重后果，很早就把過(guò)熱檢查納入了發(fā)動(dòng)機(jī)的維修程序中，目前幾乎所有的發(fā)動(dòng)機(jī)維修手冊(cè)中都有過(guò)熱檢查的內(nèi)容。超溫根據(jù)其嚴(yán)重程度分為過(guò)熱和過(guò)燒，當(dāng)葉片工作溫度在正常工作溫度以上但低于葉片材料固相線溫度時(shí)稱為過(guò)熱，高于固相線程度則為過(guò)燒，判斷過(guò)熱或過(guò)燒主要根據(jù)顯微組織的變化與溫度的關(guān)系［7］。
本工作是對(duì)一起服役的渦扇發(fā)動(dòng)機(jī)葉片斷裂事故作超溫檢查，該發(fā)動(dòng)機(jī)在大修后服役了約240h，在一次啟動(dòng)時(shí)發(fā)出異常響聲，尾噴口有火星冒出隨后停車，在尾噴口處發(fā)現(xiàn)碎片，對(duì)發(fā)動(dòng)機(jī)分解檢查，高壓I級(jí)導(dǎo)向葉片未見(jiàn)明顯燒蝕特征。高壓I級(jí)渦輪葉片尾緣表面有輕微燒蝕。高壓II級(jí)導(dǎo)向葉片燒蝕現(xiàn)象明顯，在葉片前緣和后緣均發(fā)現(xiàn)裂紋，葉身上有金屬熔滴和碰傷痕跡。高壓II級(jí)渦輪葉片損傷最為嚴(yán)重，葉片全部斷裂，II級(jí)渦輪盤，封嚴(yán)環(huán)等相關(guān)件均受損傷，并在低壓I級(jí)導(dǎo)向葉片和低壓I級(jí)渦輪葉片表面發(fā)現(xiàn)金屬熔滴和撞擊所產(chǎn)生的塑性變形痕跡。從點(diǎn)火啟動(dòng)到發(fā)現(xiàn)尾噴口有火星冒出，隨即停車檢查，時(shí)間大約持續(xù)不到30s。本工作按照葉片超溫檢查標(biāo)準(zhǔn)程度對(duì)高壓II級(jí)渦輪葉片外觀，斷口以及內(nèi)部顯微組織作檢查分析，以確定葉片實(shí)際承受的工作溫度。
1 實(shí)驗(yàn)
1.1 試件
本研究所用的試件是從Ⅱ級(jí)渦輪盤上取下的斷裂葉片，葉片材料為K002鑄造鎳基高溫合金，其名義成分如表1所示。
表1 K002名義成分（質(zhì)量分?jǐn)?shù)／%）Table 1 The standard composition of K002（mass fraction／%）
葉片經(jīng)真空精密鑄造成形，鑄態(tài)＋870℃／16h，空冷時(shí)效處理［8］。
1.2 實(shí)驗(yàn)方法
在普查斷裂葉片外觀損傷的基礎(chǔ)上，選取50＃葉片，利用光學(xué)和掃描電子顯微鏡對(duì)斷口進(jìn)行分析，在斷口附近切去I，II，III三個(gè)橫截面（圖1），切取的三個(gè)磨面的試樣取樣后按標(biāo)準(zhǔn)的金相試樣制備程序磨拋后用2∶2∶1的HCl，H2O，H2O2混合液擦拭顯示組織，然后用光學(xué)顯微鏡、電子探針進(jìn)行顯微組織分析。
2 結(jié)果與討論
2.1 斷裂葉片外觀
斷裂葉片的外觀如圖2所示，可以看出II級(jí)渦輪盤的全部葉片折斷（圖2（a）），從拆下的葉片可以看出，斷裂部位均處于葉片中上部，保留下來(lái)的葉片長(zhǎng)度在50～70mm（圖2（b））。斷口附近后緣掉塊缺口嚴(yán)重，表面粗糙，布滿細(xì)小點(diǎn)狀凹坑［11］，燒蝕剝落痕跡明顯，形成“癬狀區(qū)”（圖1箭頭所示），前緣也有類似情況，但沒(méi)有后緣嚴(yán)重。
圖1 葉片的金相磨面截取位置 （a）葉背側(cè)；（b）葉盆側(cè)Fig.1 Metallographic sections cut from blade（a）convex surface；（b）concave surface
圖2 帶斷裂葉片的II級(jí)渦輪盤（a）和部分葉片外貌（b）Fig.2 Outline of second stage turbine disc with the breakdown blade（a）and some blades（b）
2.2 斷口形貌
斷口的形貌如圖3所示。低倍光學(xué)斷口可看出A，B，C三個(gè)區(qū)，葉片后緣端部已缺失，A區(qū)和B區(qū)形貌相似，上面分布著粗糙的反光較強(qiáng)的粒狀物，枝晶組織不明顯，而C區(qū)則較暗，枝晶形貌明顯（圖3（a））。斷口A區(qū)靠葉片前緣區(qū)域，SEM觀察可看到類似火山口的熔洞分布于枝晶間（圖3（b）箭頭所指區(qū)域），部分金屬液殘留在斷口表面重新凝固，留下了液體流動(dòng)的“山脊”形貌，存留較多液體的區(qū)域則快速凝固成胞狀細(xì)枝晶，是一種嚴(yán)重過(guò)燒的斷口形貌。圖3（c）是葉片后緣B區(qū)的斷口形貌，可以看出斷口呈光滑的“土豆”狀，其間有二次裂紋。這種斷口的形成是由于枝晶間已液化成液膜，枝晶的結(jié)合力明顯削弱，稍受力就極易斷開(kāi)，是一種早期的過(guò)燒斷口。圖3（d）是葉盆中心區(qū)C區(qū)的斷口形貌，可以看出存在韌窩，是正常的高溫拉伸斷口［3，4］。
圖3 葉片斷口形貌 （a）光學(xué)低倍斷口；（b）前緣 A區(qū)；（c）后緣B區(qū)；（d）葉盆中部區(qū)Fig.3 Fracture surface morphology of breakdown blade（a）optical macro－fractograph；（b）SEM fractograph at A area of leading edge；（c）SEM fractograph at B area of trailing edge；（d）SEM fractograph at C area of concave middle
從斷口分析可知，葉片斷口前緣嚴(yán)重過(guò)燒，后緣呈早期過(guò)燒，但由于此部分截面太薄，一旦出現(xiàn)液膜就比前緣更易掉塊。葉片中部未受明顯超溫影響。
2.3 顯微組織分析
三個(gè)金相磨面經(jīng)拋光腐蝕后的低倍形貌如圖4所示。在同樣的腐蝕條件下，I，II截面前緣和后緣的腐蝕較淺，很難顯示出晶粒，類似于固溶態(tài)的合金。
斷裂葉片I截面的顯微組織示于圖5，圖5（a－1）～（a－4）是葉片前緣至葉盆方向的組織變化。在葉片前緣R處，存在大量的熔洞（圖5（a－1）），這些空洞是枝晶間區(qū)域熔化呈液體向表面滲出留下的，定量金相分析測(cè)得空洞區(qū)約占21%（體積分?jǐn)?shù)，下同）。緊鄰圖5（a－1）左側(cè)的區(qū)域（圖5（a－2）），通過(guò)EPMA 觀察發(fā)現(xiàn)，在熔洞之間，（γ＋γ′）共晶全部熔化成微液池（圖5（a－2）箭頭所指區(qū)域），晶界和枝晶間區(qū)的碳化物（白亮顆粒）明顯熔化，碳化物周圍留下一圈熔化的痕跡，次生γ′相完全固溶。先前對(duì)成分類似的含Hf鑄造高溫合金DZ22做熔化實(shí)驗(yàn)證明，1260℃時(shí)，合金的枝晶間區(qū)產(chǎn)生16%的液相區(qū)，（γ＋γ′）共晶、Ni5Hf，M3B2全部熔化進(jìn)微液池中，次生γ′相完全固溶［9］，其顯微組織特征與圖5（a－1）和5（a－2）相似，證明該區(qū)承受的溫度在1260℃以上。在距葉片前緣約6mm中心區(qū)附近的組織中存在（γ＋γ′）共晶，共晶外緣枝晶區(qū)存在微量的液化區(qū)（圖5（a－3）箭頭所指），骨架狀的 MC碳化物完好，次生γ′仍然處于固溶狀態(tài)，其組織與承溫1220℃相當(dāng)。離葉片前緣8mm處，除了有些枝晶干區(qū)的次生γ′處于固溶態(tài)外，其余組織特征與正常組織相當(dāng)，其短時(shí)承溫在1180℃以下（圖5（a－4））。
圖5（b－1）～（b－4）是葉片I截面后緣至葉盆方向的組織變化，其變化趨勢(shì)與前緣區(qū)是一致的，后緣R處附近由于晶界液化廣泛沿晶開(kāi)裂，邊緣處液化嚴(yán)重區(qū)還發(fā)生了掉塊（圖5（b－1））。在更高的倍數(shù)下觀察，枝晶互不交連而被球化成胞狀，胞界完全被液膜包覆，見(jiàn)圖5（b－2）左上部分。這種組織類似于1290～1310℃短時(shí)保溫組織，離合金液相線溫度1360℃已經(jīng)很近，在此狀態(tài)下，合金沒(méi)有承載能力，很容易被燃?xì)鉀_刷掉。在圖5（b－1）右側(cè)附近區(qū)域也發(fā)現(xiàn)了碳化物周圍熔化的痕跡（圖5（b－3））。遠(yuǎn)離后緣處的正常組織如圖5（b－4）所示。
圖5 斷裂葉片I截面不同區(qū)域的顯微組織（a－1）前緣顯微組織；（a－2）距離前緣約1mm顯微組織；（a－3）距離前緣約6mm顯微組織；（a－4）距離前緣8mm顯微組織；（b－1，b－2）后緣顯微組織；（b－3）靠近后緣碳化物熔化；（b－4）遠(yuǎn)離后緣葉盤處顯微組織Fig.5 Micro－structural change of I section for fracture blade（a－1）leading edge；（a－2）1mm from leading edge；（a－3）6mm from leading edge；（a－4）8mm from leading edge；（b－1，－b2）trailing edge；（b－3）carbide nearby trailing edge melted；（b－4）normal area away from trailing edge
斷裂葉片II截面的顯微組織如圖6所示，可以看出，葉片前緣至葉盆方向（圖6（a－1）～（b－4））和葉片后緣至葉盆方向（圖6（b－1）～（b－4））的組織變化，和I截面相似，其組織變化經(jīng)歷了液化過(guò)燒區(qū)，γ′回溶區(qū)，到組織正常區(qū)。
圖6 斷裂葉片II截面不同區(qū)域的顯微組織（a－1）前緣顯微組織；（a－2）距離前緣約1mm顯微組織；（a－3）距離前緣約6mm顯微組織；（a－4）距離前緣8mm顯微組織；（b－1，b－2）后緣顯微組織；（b－3）靠近后緣碳化物熔化；（b－4）遠(yuǎn)離后緣葉盤處顯微組織Fig.6 Micro－structural change of II section for fracture blade（a－1）leading edge；（a－2）1mm from leading edge；（a－3）6mm from leading edge；（a－4）8mm from leading edge；（b－1，b－2）trailing edge；（b－3）carbide nearby trailing edge melted；（b－4）normal area away from trailing edge
2.4 斷裂原因分析
K002鎳基鑄造高溫合金正常組織為γ基體上均勻分布著塊狀γ′，枝晶間有“葵花”狀初生共晶γ＋γ′和以草書形式存在的碳化物，還有少量的M3B2硼化物和極少量的Ni5Hf相。時(shí)效時(shí)晶界分布著細(xì)小的不連續(xù)碳化物。固溶處理溫度升至1150℃，枝晶干區(qū)γ′相回溶明顯，γ′相在1220～1240℃回溶達(dá)到峰值，γ＋γ′共晶完全固溶溫度為1260℃。含Hf合金初熔溫度較低，1210℃時(shí)在（γ＋γ′）共晶邊上的Ni5Hf和M3B2明顯熔化，到1280℃時(shí)，枝晶間液體達(dá)16%以上，呈連通狀態(tài)，合金喪失了強(qiáng)度與塑性［8，9］。
斷口和顯微組織分析證明，葉片的前緣和后緣附近存在過(guò)燒區(qū)，在斷口和內(nèi)部顯微組織中皆存在明顯的熔洞，在枝晶間和晶界區(qū)存在液化區(qū)，局部區(qū)域枝晶被液相包圍，其溫度在1280℃以上（圖5（b－2）），這部分區(qū)域是零強(qiáng)度和零塑性區(qū)，極大地?fù)p害了葉片的力學(xué)性能。另外，葉片前緣和后緣還存在面積更大的γ′相完全固溶的過(guò)熱區(qū)，其高溫強(qiáng)度水平明顯下降。就I截面而言，過(guò)熱、過(guò)燒區(qū)幾乎占截面面積的一半，使葉盤部處于嚴(yán)重過(guò)載狀態(tài)，造成多個(gè)葉片瞬間斷裂。
以往對(duì)服役葉片超溫檢查證明，超溫區(qū)大多在葉片中上部，而靠葉冠處溫度往往更高［5］。本研究所取得葉片殘留部分并不處于上述最高溫度范圍，局部區(qū)域超溫有可能達(dá)到合金的液相線溫度，即1360℃。分解發(fā)動(dòng)機(jī)時(shí)發(fā)現(xiàn)封嚴(yán)環(huán)內(nèi)壁和后幾級(jí)葉片上有K002成分的黏結(jié)物，間接證明了葉片有完全液化的區(qū)域。
發(fā)動(dòng)機(jī)在使用時(shí)出現(xiàn)超溫是較常見(jiàn)的故障，它使γ′相回溶導(dǎo)致強(qiáng)化機(jī)制減弱，甚至使晶間和枝晶間出現(xiàn)液相，在徑向力的作用下極易發(fā)生伸長(zhǎng)和斷裂行為，尤其是啟動(dòng)超溫，各部件由冷態(tài)突然猛烈加溫，致使渦輪出口溫度過(guò)高或尾噴管大量噴火，即使這個(gè)過(guò)程很短，也會(huì)導(dǎo)致渦輪轉(zhuǎn)子葉片超溫?zé)g。通?？赡芤鸪瑴氐那闆r有：燃燒室起動(dòng)時(shí)積油起火；起動(dòng)噴嘴油壓過(guò)低；油體霧化不良；火焰筒燃燒完全度低；渦輪出口溫度場(chǎng)分布不均勻；燃油品質(zhì)不良等，特別是廠內(nèi)試車多次起動(dòng)時(shí)，尤其要注意超溫導(dǎo)致渦輪部件故障現(xiàn)象的發(fā)生［10］。
3 結(jié)論
（1）高壓渦輪Ⅱ級(jí)轉(zhuǎn)子葉片燒蝕嚴(yán)重，葉身中上部因過(guò)載從葉背側(cè)向葉盆側(cè)發(fā)生橫向斷裂。
（2）葉片前緣和后緣過(guò)燒程度嚴(yán)重，該區(qū)承受的溫度達(dá)到甚至超過(guò)了1260℃；在距葉片前緣約6mm中心區(qū)附近，其承溫在1220℃左右；離葉片前緣8mm處，其短時(shí)承溫在1180℃以下。
（3）啟動(dòng)超溫致使葉片γ′相回溶甚至過(guò)燒至初熔狀態(tài)，局部枝晶間和晶界出現(xiàn)明顯液化現(xiàn)象，導(dǎo)致力學(xué)性能嚴(yán)重下降，在外力作用下葉片發(fā)生過(guò)載斷裂。
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Fracture Analysis for Second Stage Rotor Turbine Blade in Aero－engine
ZHAO Wen－xia1，2，3，LI Ying1，2，3，F(xiàn)AN Ying－wei1，2，3，ZHENG Yun－rong1
（1Beijing Institute of Aeronautical Materials，Beijing 100095，China；2Failure Analysis Center of Aviation Industry Corporation of China，Beijing 100095，China；3Touch Stone Testing Innovation Corporation of Aviation Industry Corporation of China，Beijing 100095，China）
The macro－structure，micro－morphology and micro－structure were detected by optical microscope，scanning electrical microscope and electrical probe micro－analyzer.The temperature range on different areas of turbine blade was deduced during.And the reason that caused blade fractured was discussed.The results show that，during the starting stage of engine，γ′phase dissolved or even turn out to be incipient melting caused by over－h(huán)eat，liquefaction was found in parts of interdendritic and grain boundary，leading edge and trailing edge of blade overburned seriously where the temperature reached more than 1260℃，temperature of central area on the blade was around 1220℃ where away from leading edge about 6mm，temperature of area was under 1180℃in short time where away from leading edge about 8mm.Overload state on blade caused by over－h(huán)eat，and finally some of blade fractured instantly.
turbine blade；over－h(huán)eat；incipient melting；overload fracture；failure analysis
TG115
A
1001－4381（2012）08－0039－06
2012－01－15；
2012－05－21
趙文俠（1984—），男，碩士，助理工程師，主要從事高溫合金和金屬基復(fù)合材料失效機(jī)理的研究，聯(lián)系地址：北京市81信箱4分箱（100095），E－mail：w.x.zhao＠hotmail.com
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