燃?xì)鉁u輪葉片的服役損傷與修復(fù)

馮 強(qiáng)，童錦艷，鄭運(yùn)榮，王美玲，魏文娟，趙海龍，袁曉飛，丁賢飛

(1.國(guó)家材料服役安全科學(xué)中心北京科技大學(xué)，北京100083)

(2.北京科技大學(xué)新金屬材料國(guó)家重點(diǎn)實(shí)驗(yàn)室，北京100083)

1 前言

燃?xì)廨啓C(jī)被廣泛運(yùn)用于航空航天、艦船、能源和交通等工業(yè)和軍事領(lǐng)域，它的設(shè)計(jì)制造水平代表一個(gè)國(guó)家的工業(yè)技術(shù)和國(guó)防實(shí)力[1]。近20年的多場(chǎng)局部戰(zhàn)爭(zhēng)已證明，裝配有先進(jìn)燃?xì)鉁u輪發(fā)動(dòng)機(jī)的航空武器已經(jīng)成為局部戰(zhàn)爭(zhēng)勝負(fù)的關(guān)鍵，而先進(jìn)工業(yè)燃?xì)廨啓C(jī)(Industry Gas Turbine，簡(jiǎn)稱(chēng)IGT)的應(yīng)用是當(dāng)前高效利用能源，減少污染的最佳選擇。此外，燃?xì)廨啓C(jī)較長(zhǎng)的產(chǎn)業(yè)鏈，對(duì)國(guó)民經(jīng)濟(jì)的發(fā)展具有巨大的帶動(dòng)和促進(jìn)作用。目前，我國(guó)燃?xì)廨啓C(jī)的設(shè)計(jì)、制造水平相對(duì)歐美發(fā)達(dá)國(guó)家比較落后，尤其是IGT方面，更為落后。全行業(yè)整體較國(guó)際先進(jìn)水平落后30～40年，實(shí)際使用的工業(yè)產(chǎn)品仍然主要依賴(lài)仿制或進(jìn)口。

為了提高我國(guó)渦輪燃?xì)廨啓C(jī)的設(shè)計(jì)和制造水平，首先需要形成完善的相關(guān)材料工藝基礎(chǔ)研發(fā)體系和服役評(píng)估標(biāo)準(zhǔn)。在我國(guó)軍用航空發(fā)動(dòng)機(jī)機(jī)械斷裂事故中，轉(zhuǎn)動(dòng)部件導(dǎo)致的失效事故占80%以上[2]。轉(zhuǎn)動(dòng)部件中的渦輪轉(zhuǎn)子葉片所處服役環(huán)境最為苛刻，失效事故中一半是由于轉(zhuǎn)子葉片失效導(dǎo)致[3]。因此，渦輪轉(zhuǎn)子葉片是渦輪燃?xì)廨啓C(jī)服役安全領(lǐng)域研究的一項(xiàng)重要內(nèi)容。下文中所提到的渦輪葉片或葉片均指渦輪轉(zhuǎn)子葉片。

渦輪葉片的失效方式一般分為正常失效和非正常失效2種。正常失效中的葉片損傷包括由磨損、掉塊、內(nèi)裂等構(gòu)成的表觀損傷和內(nèi)部冶金組織損傷2類(lèi)。其中，內(nèi)部冶金組織損傷是指葉片在低于規(guī)定使用溫度和應(yīng)力的服役環(huán)境下發(fā)生的諸如γ'相粗化，晶界及晶界碳化物形貌的變化，脆性相生成等顯微組織的變化。導(dǎo)致的主要失效形式是蠕變，同時(shí)還有高溫腐蝕、熱疲勞和低周疲勞及其交互作用等[4－6]。非正常失效是指由于葉片設(shè)計(jì)不當(dāng)、制備缺陷或人員操作不當(dāng)引起的失效行為，主要表現(xiàn)為高周疲勞、超溫服役引起的過(guò)熱甚至過(guò)燒等失效形式[2，7]。

西方發(fā)達(dá)國(guó)家經(jīng)過(guò)幾十年長(zhǎng)期系統(tǒng)的研究，其燃?xì)廨啓C(jī)的設(shè)計(jì)和制造水平非常先進(jìn)，運(yùn)行和維修管理已形成規(guī)范，大多數(shù)渦輪葉片的失效方式為正常失效方式，即蠕變損傷和蠕變－疲勞交互作用導(dǎo)致的失效。早在上世紀(jì)五、六十年代，西方發(fā)達(dá)國(guó)家通過(guò)產(chǎn)學(xué)研部門(mén)分工合作，開(kāi)始對(duì)葉片材料的損傷機(jī)理與性能退化展開(kāi)研究[5，8]。上世紀(jì)七、八十年代，進(jìn)一步針對(duì)服役后渦輪葉片的組織損傷與性能退化規(guī)律及其相互關(guān)系進(jìn)行了系統(tǒng)性研究，所研究的渦輪葉片主要為IGT和航空發(fā)動(dòng)機(jī)中服役條件最為苛刻的高壓渦輪葉片[9－11]?；谶@些研究工作，他們還針對(duì)服役后葉片的恢復(fù)熱處理工藝展開(kāi)了大量研究，并取得了較好的效果[13－18]。在最近30年內(nèi)，西方發(fā)達(dá)國(guó)家已經(jīng)開(kāi)展了大量的葉片壽命預(yù)測(cè)研究工作[18－22]，期待充分發(fā)揮葉片的服役潛能，以獲得巨大的技術(shù)經(jīng)濟(jì)效益，如瑞典空軍采用可靠性與壽命預(yù)測(cè)技術(shù)，已節(jié)省高達(dá)1億美金的開(kāi)支[20]。盡管?chē)?guó)外很早就對(duì)渦輪葉片損傷規(guī)律進(jìn)行研究，但出于對(duì)關(guān)鍵技術(shù)的保密和軍事及經(jīng)濟(jì)利益的考慮，其公開(kāi)報(bào)道非常有限，且所涉及的材料種類(lèi)較少。而在已公開(kāi)的報(bào)道中，僅限于對(duì)葉片服役后的組織觀察和剩余性能測(cè)試，未對(duì)組織損傷與性能退化之間關(guān)系的深入研究，且不涉及葉片服役損傷的機(jī)理性分析。

目前，我國(guó)燃?xì)廨啓C(jī)渦輪葉片的失效多屬于非正常失效[7]，而提高設(shè)計(jì)和制造水平是短期內(nèi)解決葉片失效的關(guān)鍵手段。從長(zhǎng)期來(lái)看，隨著設(shè)計(jì)、制造和操作水平的不斷提高，正常服役狀態(tài)下發(fā)生的組織性能損傷(主要表現(xiàn)為蠕變以及蠕變－疲勞交互作用下的性能退化)將成為渦輪葉片壽命的主要限制因素。當(dāng)前，我國(guó)軍用航空發(fā)動(dòng)機(jī)的翻修期和發(fā)動(dòng)機(jī)總壽命分別僅為美國(guó)同類(lèi)型發(fā)動(dòng)機(jī)的1/2和1/4[23]，成為嚴(yán)重影響我軍戰(zhàn)斗力的制約因素。然而，我國(guó)對(duì)于渦輪葉片服役損傷的研究工作現(xiàn)多停留在葉片故障引起的失效分析上，遠(yuǎn)未開(kāi)展其服役組織損傷機(jī)理和性能退化規(guī)律的系統(tǒng)性研究工作。因此，深入地研究葉片的服役損傷規(guī)律，建立服役葉片的損傷組織與退化性能之間的定量關(guān)系，準(zhǔn)確預(yù)測(cè)服役葉片的剩余壽命從而預(yù)防災(zāi)難性的事故發(fā)生，將成為渦輪燃?xì)廨啓C(jī)領(lǐng)域一項(xiàng)至關(guān)重要的、長(zhǎng)期而艱巨的科研任務(wù)。

本文在總結(jié)和借鑒已有的渦輪葉片服役損傷與恢復(fù)相關(guān)研究報(bào)道的基礎(chǔ)上，結(jié)合作者所做的研究工作，具體介紹了服役過(guò)程中渦輪葉片的服役環(huán)境特點(diǎn)、主要的組織損傷形式和性能退化特點(diǎn)及其相關(guān)服役評(píng)價(jià)方法等。同時(shí)，也介紹了恢復(fù)熱處理工藝在修復(fù)服役葉片中的工業(yè)應(yīng)用。上述研究需要政產(chǎn)學(xué)研用等部門(mén)的通力合作，才有可能加速縮短與國(guó)外的差距，實(shí)現(xiàn)從燃?xì)廨啓C(jī)服役葉片失效后的再分析向“積極防御”的轉(zhuǎn)變(即在正常服役狀態(tài)下通過(guò)組織損傷分析、預(yù)防災(zāi)難的發(fā)生)，以服務(wù)于國(guó)民經(jīng)濟(jì)發(fā)展和國(guó)防工業(yè)發(fā)展的重大需求。

2 渦輪葉片的損傷及其探測(cè)方法

2.1 渦輪葉片的服役環(huán)境

現(xiàn)代燃?xì)廨啓C(jī)的渦輪部分位于發(fā)動(dòng)機(jī)燃燒室的后面，直接接觸高溫高壓燃?xì)?，承受離心力及其彎矩、熱應(yīng)力、振動(dòng)應(yīng)力和氣動(dòng)力等復(fù)雜的應(yīng)力作用[2]。根據(jù)燃?xì)廨啓C(jī)類(lèi)型的不同，渦輪葉片所處的服役環(huán)境有很大差異:①I(mǎi)GT所使用的燃料品質(zhì)較低，燃燒產(chǎn)生的燃?xì)夂写罅康腘a，V，S等熱腐蝕性元素。航空發(fā)動(dòng)機(jī)用燃?xì)廨啓C(jī)所使用的燃油品質(zhì)較高，熱腐蝕性元素含量較低[1]。②IGT渦輪服役過(guò)程中長(zhǎng)期處于較高的、較恒定的溫度(870～1 020℃)下工作，航空發(fā)動(dòng)機(jī)渦輪葉片隨著飛行狀態(tài)(起飛－爬升－巡航－降落)的變化而承受不同的溫度。如某民用航空發(fā)動(dòng)機(jī)的整個(gè)服役壽命周期中，起飛和爬升階段渦輪葉片所承受的峰值溫度高達(dá)970～1 120℃，在此條件下的服役時(shí)間達(dá)300 h。在巡航過(guò)程中渦輪葉片承受溫度僅為720～870℃，總服役時(shí)間為10 000 h以上，如圖1所示[24]。③IGT渦輪葉片服役工況較平穩(wěn)，所承受的綜合應(yīng)力也較平穩(wěn);而軍用航空發(fā)動(dòng)機(jī)渦輪葉片承受的綜合應(yīng)力在不同的飛行(工況)狀態(tài)下存在較大差異[1，24]。

圖1 民用航空發(fā)動(dòng)機(jī)與IGT渦輪葉片的服役溫度與時(shí)間的對(duì)比Fig.1 Temperature distribution and service time of turbine blades of aero-engine and IGT

盡管不同類(lèi)型的燃?xì)廨啓C(jī)渦輪葉片所處的服役環(huán)境各異，但是均在高溫、高壓燃?xì)夂蛷?fù)雜應(yīng)力的耦合作用下服役，其服役環(huán)境參數(shù)在該葉片上隨著時(shí)間和空間的變化呈不均勻分布狀態(tài)。例如，圖2a～b分別為某IGT二級(jí)渦輪葉片服役過(guò)程中縱向離心應(yīng)力分布和某航空發(fā)動(dòng)機(jī) CMSX-4單晶渦輪葉片([001]取向葉片和偏離[001]方向葉片)在發(fā)動(dòng)機(jī)起飛過(guò)程中葉尖處橫截面離心應(yīng)力與熱應(yīng)力的綜合應(yīng)力分布的模擬結(jié)果[25，26]。圖2表明:①葉片在服役過(guò)程中，無(wú)論沿著葉片的縱向還是橫截面方向，均存在不同程度的應(yīng)力梯度。②在葉片縱向上，葉根的前緣和后緣所受拉應(yīng)力最大;當(dāng)葉片采用空心氣冷結(jié)構(gòu)時(shí)，在葉尖的橫截面方向上，冷卻孔結(jié)構(gòu)的設(shè)計(jì)使熱應(yīng)力與機(jī)械應(yīng)力的綜合應(yīng)力峰值通常發(fā)生在中間肋上[26，27]。另外，有文獻(xiàn)報(bào)道，在實(shí)心葉片橫截面方向上，葉片的前緣、后緣及葉背處所受的綜合應(yīng)力最大[2]。

圖3a為CMSX-4單晶高壓渦輪葉片在設(shè)計(jì)工況下的縱向溫度場(chǎng)模擬[27]。圖3b為航空發(fā)動(dòng)機(jī)用CMSX-4單晶渦輪葉片在起飛過(guò)程中葉尖橫截面上溫度分布的模擬結(jié)果[26]。葉片溫度場(chǎng)的模擬結(jié)果表明，在葉片的縱向上，無(wú)論葉片采用怎樣的冷卻孔結(jié)構(gòu)，中間段至葉尖處屬于高溫區(qū)，葉尖前緣溫度最高(圖3a)。航空發(fā)動(dòng)機(jī)在起飛過(guò)程中，葉尖的橫截面上后緣的升溫速度最快，首先達(dá)到最高溫度，與葉片其他部位形成溫度梯度(圖3b)。考慮溫度與應(yīng)力同時(shí)在渦輪葉片上的耦合作用分布時(shí)，通常認(rèn)為，靠近葉根1/3處屬于危險(xiǎn)區(qū)，其所受熱力耦合作用最大。因此，要盡可能減少葉片在該區(qū)域的缺陷。

圖2 渦輪葉片的應(yīng)力分布:(a)某IGT二級(jí)渦輪葉片縱向的離心應(yīng)力分布，(b)航空發(fā)動(dòng)機(jī)用CMSX-4單晶葉片在起飛過(guò)程中葉尖處橫截面上離心應(yīng)力+熱應(yīng)力的綜合應(yīng)力分布Fig.2 Stress distribution of turbine blades:(a)simulation of normal stress distribution due to centrifugal load in a second-stage turbine blade of an IGT，(b)simulation of normal stress due to the distribution of thermal and centrifugal loads in the tip transverse section of a CMSX-4 single crystal turbine blade in an aero-engine during taking-off period

圖3 渦輪葉片的溫度分布:(a)在設(shè)計(jì)工況下，CMSX-4單晶高壓渦輪葉片在縱向上的溫度分布，(b)CMSX-4單晶渦輪葉片在起飛過(guò)程中葉尖橫截面上的溫度分布Fig.3 Temperature distribution of turbine blades:(a)simulation of longitudinal temperature distribution in a CMSX-4 single crystal high pressure turbine blade under designed service condition，(b)simulation of temperature distribution along the tip transverse section of a CMSX-4 single crystal turbine blade in an aero-engine during taking-off period

2.2 渦輪葉片的損傷

渦輪葉片在正常服役過(guò)程中主要會(huì)產(chǎn)生2類(lèi)損傷，表觀損傷和內(nèi)部冶金組織損傷。表觀損傷由載荷、熱腐蝕和顆粒沖刷造成，主要表現(xiàn)為葉片的徑向伸長(zhǎng)、反扭轉(zhuǎn)、開(kāi)裂、斷損、掉塊、腐蝕、涂層剝落等[2，6－7，28]。圖4a～c所示分別為渦輪葉片的斷損、蠕變徑向伸長(zhǎng)與反扭轉(zhuǎn)及涂層剝落等幾種典型的表觀損傷[28－30]。其中，涂層的剝落可能與以下因素相關(guān):外物擊傷，加工過(guò)程中造成過(guò)大的殘余應(yīng)力和葉片清洗不徹底等。當(dāng)表觀損傷沒(méi)有嚴(yán)重影響葉片外形和性能時(shí)，受損葉片可以通過(guò)修復(fù)處理得到表觀恢復(fù)[4]。渦輪葉片表觀損傷及其修復(fù)方面的工作通常由修理廠完成，不在本文討論范圍之列。

圖4 渦輪葉片的表觀損傷:(a)葉尖斷損，(b)葉片的反扭轉(zhuǎn)與徑向伸長(zhǎng)，(c)渦輪葉片的熱障涂層剝落Fig.4 Physical damage of turbine blades:(a)tip fracture of a turbine blade，(b)untwisted and lengthen along the longitudinal axis of a turbine blade，(c)de-lamination between TBC and alloy matrix of a turbine blade

內(nèi)部冶金組織損傷是指渦輪葉片在服役過(guò)程中發(fā)生的一系列冶金組織演變與損傷，主要包括涂層的退化，拓?fù)涿芘畔?Topologically Close-Packed Phase，簡(jiǎn)稱(chēng)TCP)的析出，二次反應(yīng)區(qū)(Secondary Reaction Zone，簡(jiǎn)稱(chēng)SRZ)的生成，γ'相的粗化與筏排化，晶界及晶界碳化物形貌的演變，初生碳化物MC的分解以及蠕變孔洞和裂紋的形成等。組織演變與損傷過(guò)程往往與服役溫度、服役時(shí)間和承受載荷密切相關(guān)，通常發(fā)展較為緩慢[31]。

需要指出的是，渦輪葉片溫度和應(yīng)力的不均勻分布會(huì)造成葉片不同部位冶金組織損傷程度不同，從而導(dǎo)致葉片性能的不均勻分布。在服役狀態(tài)下，這種不均勻性造成鄰近部位間的塑性變形不協(xié)調(diào)，從而加速葉片的失效過(guò)程。另外，在特殊情況下，發(fā)動(dòng)機(jī)還會(huì)經(jīng)歷短時(shí)過(guò)熱甚至過(guò)燒的異常服役，導(dǎo)致基體組織中出現(xiàn)γ'相的回溶，碳化物的迅速析出或者回溶，基體的初熔異常等組織變化，極大地影響材料的性能[32－33]。

2.3 檢測(cè)方法

為及時(shí)掌握葉片服役后的損傷情況并保證服役安全，外場(chǎng)規(guī)定需定期對(duì)葉片進(jìn)行檢查。目前主要使用無(wú)損檢測(cè)和損傷性檢測(cè)2種方法。其中無(wú)損檢測(cè)主要包括射線、磁粉、渦流、超聲波、熒光滲透和工業(yè)CT等檢測(cè)技術(shù)，用于探測(cè)葉片制備和服役過(guò)程中產(chǎn)生的縮孔、夾雜、裂紋、冷卻孔通道缺陷等尺寸較大的缺陷[34－35]。光子誘導(dǎo)正電子湮沒(méi)技術(shù)(PIPA)能夠檢測(cè)鎳基單晶高溫合金渦輪葉片中尺寸較小(≤10 μm)的缺陷，且可以進(jìn)行多層掃描并能夠100%的發(fā)現(xiàn)裂紋和塑性損傷[36]。

在外場(chǎng)規(guī)定的大修過(guò)程中，需要從服役后的葉片典型部位截取出樣品進(jìn)行金相分析。這種損傷性檢測(cè)方法是大修過(guò)程中必不可少的檢修環(huán)節(jié)，往往需要解剖整個(gè)葉片，從而獲取渦輪葉片服役過(guò)程中的更加準(zhǔn)確、可靠和詳細(xì)的物理冶金信息。

3 服役后渦輪葉片的組織損傷與性能退化

本文所涉及的渦輪葉片主要有IGT和航空發(fā)動(dòng)機(jī)(包括軍用和民用)渦輪葉片。在沒(méi)有標(biāo)注的情況下，下文中引用的圖片均為本課題組的研究工作。表1列出下文采用的本課題組研究的5種鎳基高溫合金渦輪葉片的服役歷史信息。為了描述的簡(jiǎn)潔性，下文將以相應(yīng)編號(hào)表示各渦輪葉片。

表1 渦輪葉片編號(hào)及服役歷史信息Table 1 Service information of the investigated turbine blades in this paper

在服役葉片組織損傷的研究過(guò)程中，通常將渦輪葉片沿縱向解剖，分為榫頭區(qū)、葉根、葉身中部及葉尖4個(gè)典型區(qū)域。沿橫截面方向解剖，分為前緣、中間及后緣3個(gè)典型區(qū)域進(jìn)行組織分析，如圖5所示。由于榫頭處的服役溫度遠(yuǎn)低于葉身部分和葉片合金的設(shè)計(jì)使用溫度，因此通常將葉片榫頭區(qū)的組織作為葉片服役前的原始狀態(tài)組織進(jìn)行對(duì)比。

3.1 渦輪葉片服役后的典型組織損傷

圖5 服役后渦輪葉片的解剖示意圖Fig.5 Anatomy schematic of a turbine blade in an aero-engine after service

燃?xì)廨啓C(jī)渦輪葉片在服役過(guò)程中產(chǎn)生的服役組織損傷形式隨著燃?xì)廨啓C(jī)的類(lèi)型、服役條件不同以及其葉片材質(zhì)的不同而存在較大的差異。自上世紀(jì)40年代以來(lái)，航空發(fā)動(dòng)機(jī)和IGT高溫合金渦輪葉片的制備工藝經(jīng)歷了鍛造高溫合金、普通鑄造等軸晶高溫合金、定向凝固高溫合金和單晶高溫合金4個(gè)階段，如圖6所示，其承載、承溫能力持續(xù)提高[24]。為進(jìn)一步提高承溫能力，現(xiàn)代先進(jìn)的渦輪葉片幾乎都采用了高溫防護(hù)涂層。葉片經(jīng)長(zhǎng)時(shí)服役后，通常會(huì)發(fā)生涂層的損傷。渦輪葉片制備工藝不同帶來(lái)的組織差異，使其在服役過(guò)程中所產(chǎn)生的典型組織損傷形式也各具特點(diǎn)。對(duì)于單晶和定向凝固渦輪葉片而言，TCP相的析出，SRZ的生成(與高溫防護(hù)涂層相關(guān))以及γ'相的粗化和筏排化是其組織損傷的主要體現(xiàn)。而對(duì)于鍛造和普通鑄造的等軸晶高溫合金渦輪葉片，晶界碳化物的演變，γ'相顆粒的長(zhǎng)大和晶粒尺寸的變化對(duì)葉片的服役性能影響更大。以上組織損傷均會(huì)對(duì)渦輪葉片服役的安全性和可靠性帶來(lái)隱患。

圖6 航空發(fā)動(dòng)機(jī)和IGT渦輪葉片材料的發(fā)展歷程Fig.6 Progress of blade materials in aero-engines and IGTs

3.1.1 涂層的退化

燃?xì)廨啓C(jī)渦輪葉片表面的高溫防護(hù)涂層主要有鋁化物涂層和熱障涂層(TBC)2類(lèi)。鋁化物涂層的損傷主要有2種形式:一是服役過(guò)程中表面氧化失鋁，逐步發(fā)生β-NiAl→γ'－Ni3Al→γ轉(zhuǎn)變，使抗氧化能力很強(qiáng)的β-NiAl涂層逐漸減少并最終喪失，即涂層完全消失[32]。如不及時(shí)進(jìn)行物理修復(fù)，將會(huì)使葉片的合金基體表面發(fā)生災(zāi)難性氧化;二是由于鋁化物涂層較脆，在機(jī)械應(yīng)力和熱應(yīng)力的作用下在涂層內(nèi)或涂層/基體界面產(chǎn)生裂紋引起涂層剝落[37]，涂層裂紋還可能會(huì)進(jìn)一步擴(kuò)展到基體合金中去。圖7a～b分別為Avon工業(yè)燃機(jī)(IGT)帶有滲鋁涂層的一級(jí)渦輪葉片(Nimonic118合金，服役1 900 h)的宏觀形貌和Dart航空發(fā)動(dòng)機(jī)一級(jí)渦輪葉片(Nimonic105 合金，服役 4 113 h)的顯微組織[38－39]。圖7a顯示該渦輪葉片表面已經(jīng)發(fā)生嚴(yán)重的熱腐蝕;而圖7b中的顯微組織形貌表明，該葉片中的鋁化物涂層已經(jīng)在服役過(guò)程中完全分解，葉片表層為疏松氧化層，下面是厚厚的氧化物與基體合金交錯(cuò)在一起的內(nèi)氧化層。圖8所示為渦輪葉片Ⅰ(服役歷史信息見(jiàn)表1)冷卻通道表面涂層(鋁化物涂層)產(chǎn)生的裂紋。該圖表明:鋁化物涂層的外層與內(nèi)層之間出現(xiàn)了明顯的裂紋，且出現(xiàn)了貫穿涂層和基體合金的裂紋，如圖中箭頭所示。

圖7 渦輪葉片的熱腐蝕現(xiàn)象:(a)Avon工業(yè)燃機(jī)一級(jí)渦輪葉片(Nimonic118合金)服役1 900 h后的熱腐蝕現(xiàn)象，(b)Dart航空發(fā)動(dòng)機(jī)一級(jí)渦輪葉片(Nimonic105合金)經(jīng)4 113 h服役后熱腐蝕的金相組織Fig.7 Hot corrosion of turbine blades:(a)hot corrosion in firststage turbine blades(Nimonic118)in an Industrial Avon(IGT)after service for 1 900 h，(b)metallurgraphy of hot corrosion in a first-stage blade(Nimonic105)of a Dart Engine(aero-engine)after service for 4 113 h

圖8 渦輪葉片Ⅰ的冷卻通道表面涂層裂紋Fig.8 Cracks across and between the coating and alloy matrix near a cooling passage surface in turbine bladeⅠ

服役后的熱障涂層(Thermal Barrier Coating，簡(jiǎn)稱(chēng)TBC)通常包括陶瓷涂層、熱生長(zhǎng)氧化層(Thermally Grown Oxide，簡(jiǎn)稱(chēng)TGO)和連接層。最常見(jiàn)的損傷是外層陶瓷層沿著TGO層剝落，主要由TGO層在服役過(guò)程中產(chǎn)生很大殘余應(yīng)力所導(dǎo)致的。TGO層的殘余應(yīng)力主要有2個(gè)來(lái)源:①服役和停車(chē)狀態(tài)下劇烈的溫度變化使得TBC陶瓷涂層與基體合金之間的熱膨脹失配，在TGO層形成很大的殘余應(yīng)力集中;②服役過(guò)程中TGO層隨著氧化的進(jìn)行不斷增厚，造成一定的殘余應(yīng)力[27－28，37，40]。涂層的上述損傷與剝落使葉片合金直接暴露于高溫腐蝕性的燃?xì)庀?，大大縮短了葉片的使用壽命。因此，涂層的性能和壽命很大程度決定了葉片的翻修期。所以，在發(fā)動(dòng)機(jī)大修時(shí)，通常要對(duì)葉片進(jìn)行物理修復(fù)，重新加覆涂層。

3.1.2 拓?fù)涿芘畔?TCP)的生成

為了提高合金的承溫能力，需要提高高溫合金中W、Re等難熔合金元素的含量。但是，當(dāng)難熔合金元素的含量過(guò)高時(shí)，渦輪葉片在長(zhǎng)期服役過(guò)程中易析出TCP相。TCP相的晶體結(jié)構(gòu)比較復(fù)雜，原子排列比等球徑的最密排列還要緊密，原子間距極短，只有四面體間隙，無(wú)八面體間隙[37]。典型的TCP相有:σ相、μ相、P相和R相等。鎳基高溫合金中，TCP相的析出被認(rèn)為是組織不穩(wěn)定的重要表現(xiàn)，且一旦生成便很容易長(zhǎng)大，消耗周邊固溶強(qiáng)化合金元素，并且TCP相本身多為脆性的薄片或針狀相，是裂紋源和裂紋擴(kuò)展的有利位置，大大降低了葉片的性能[37]。Yoo等人在對(duì)服役5 200 h后的地面燃?xì)廨啓C(jī)二級(jí)渦輪葉片(IN738LC合金)進(jìn)行解剖分析過(guò)程中發(fā)現(xiàn)，葉尖前緣和后緣γ'相均發(fā)生筏排化并析出TCP相[41]。Sujata等人對(duì)某軍機(jī)飛行事故中斷裂的高壓葉片進(jìn)行分析，結(jié)果表明，基體中大量TCP相的存在是導(dǎo)致裂紋萌生和葉片過(guò)早斷裂(僅服役230 h)，從而釀成墜機(jī)事故的主要原因[42]。圖9a所示為服役100 000 h后退役的某IGT渦輪葉片(Nimonic 115合金)葉身中部析出的σ相形貌[9]。對(duì)該葉片解剖組織的分析結(jié)果表明，葉片中部至葉尖高溫區(qū)長(zhǎng)時(shí)服役后會(huì)析出大量針狀的σ相，且越靠近葉尖處σ相越多。圖9b為渦輪葉片Ⅰ距葉尖2/5處橫截面上析出的TCP相。組織分析結(jié)果表明，越靠近后緣，TCP相析出越多。大多數(shù)合金服役時(shí)產(chǎn)生的σ相可通過(guò)高于1 020℃的恢復(fù)熱處理消除，但μ相和其它TCP相的消除困難得多。

圖9 服役后渦輪葉片中的TCP相析出:(a)Nimonic 115合金IGT渦輪葉片服役100 000 h后葉身中部的σ相，(b)渦輪葉片Ⅰ距葉尖2/5處橫截面后緣的TCP相Fig.9 Precipitation of TCP phases in turbine blades:(a)precipitation of σ phase in the central region of an IGT turbine blade(Nimonic 115)after service for 100 000 h，(b)precipitation of TCP phases in the trailing edge at the 2/5 length of turbine blade I away from the tip

3.1.3 二次反應(yīng)區(qū)(SRZ)的形成

在服役過(guò)程中，先進(jìn)鎳基單晶高溫合金渦輪葉片還會(huì)在涂層與基體合金互擴(kuò)散區(qū)下方形成一種不穩(wěn)定的組織SRZ。SRZ胞界、SRZ/基體界面以及SRZ內(nèi)部的TCP相都是裂紋形成和擴(kuò)展的有利位置，是制約葉片性能和服役壽命的關(guān)鍵部位。有研究表明，有SRZ生成的試樣在1 093℃/103 MPa下的持久壽命只有正常試樣的30%[43]。圖10a～b所示為渦輪葉片Ⅱ(服役歷史信息見(jiàn)表1)外表面涂層下發(fā)現(xiàn)的二次反應(yīng)區(qū)。圖10顯示該葉片生成的SRZ組織由γ'相基體、條狀的γ相和TCP相構(gòu)成;而且SRZ組織與合金基體的界面之間以及SRZ胞團(tuán)邊界處已產(chǎn)生裂紋并沿界面擴(kuò)展。此外，SRZ區(qū)與涂層擴(kuò)散區(qū)之間的界面開(kāi)裂將導(dǎo)致涂層剝落，將直接引起葉片基體的氧化燒蝕，從而引發(fā)重大的災(zāi)難事故。

3.1.4 γ'相的退化

圖10 渦輪葉片Ⅱ服役后表面涂層下的SRZ組織:(a)表面涂層互擴(kuò)散區(qū)下方的SRZ組織與服役形成的裂紋，(b)裂紋在SRZ/基體間界面產(chǎn)生并導(dǎo)致界面剝離Fig.10 Morphologies of SRZ in turbine bladeⅡ:(a)SRZ and the associated cracks beneath and in the diffusion zone，(b)de-lamination between SRZ and alloy matrix

γ'相的尺寸與形貌是鎳基高溫合金渦輪葉片服役溫度最直觀的體現(xiàn)。在服役過(guò)程中，γ'相會(huì)發(fā)生緩慢的長(zhǎng)大、聚集粗化與筏排化[31，44]。通常葉尖、葉片前緣和后緣處 γ'相的演變最為明顯[41，44]。γ'相作為鎳基高溫合金渦輪葉片中的主要強(qiáng)化相，其形貌、尺寸與體積分?jǐn)?shù)的改變顯著地影響葉片的性能。葉片超溫服役時(shí)，γ'相甚至?xí)l(fā)生回溶，大大降低葉片的性能，造成重大安全隱患。圖11a～c所示分別為渦輪葉片Ⅰ榫頭處、距葉尖2/5處橫截面的中間區(qū)域和后緣的典型組織形貌。相對(duì)于榫頭處立方的γ'相(圖11a)，橫截面中間區(qū)域γ'相的立方度下降，并發(fā)生聚集粗化(圖11b)，而后緣則出現(xiàn)了明顯的筏排化(圖11c)。這進(jìn)一步說(shuō)明渦輪葉片橫截面方向上的溫度和載荷的不均勻性，其中葉尖后緣處所受的熱力耦合作用最為明顯。

圖12a～b分別為渦輪葉片Ⅳ(服役歷史信息見(jiàn)表1)榫頭和中部典型的球狀γ'相形貌。圖12a表明榫頭處γ'相呈球狀彌散分布于基體，尺寸約為90 nm。圖12b顯示葉片中部的γ'相也大多呈球形并彌散地分布，但尺寸更加細(xì)小，僅為50 nm左右。通過(guò)前文所述(見(jiàn)2.1節(jié))可知，渦輪葉片服役過(guò)程中葉身中部為高溫區(qū)，而γ'相的長(zhǎng)大與溫度密切相關(guān)。正常服役條件下，葉身中部的γ'相顆粒會(huì)發(fā)生長(zhǎng)大，尺寸將大于榫頭區(qū)的原始狀態(tài)組織中γ'相的尺寸。對(duì)于圖12a～b中渦輪葉片Ⅳ來(lái)說(shuō)，情況正好相反。上述實(shí)驗(yàn)事實(shí)說(shuō)明該葉片此部位曾發(fā)生超溫服役(過(guò)熱)，導(dǎo)致γ'相的完全固溶，然后在后續(xù)的服役過(guò)程中又低溫析出(服役溫度低于葉片材料的熱處理時(shí)效溫度)，呈現(xiàn)更加細(xì)小和彌散的形貌。類(lèi)似這種超溫服役現(xiàn)象在其它航空發(fā)動(dòng)機(jī)渦輪葉片失效事故的研究中也有過(guò)報(bào)道。情況更加惡劣時(shí)甚至發(fā)生過(guò)燒，使葉片合金初熔，從而導(dǎo)致渦輪葉片斷裂[33]。

圖11 渦輪葉片Ⅰ不同部位的顯微組織:(a)榫頭處立方狀的γ'相，(b)距葉尖2/5處橫截面中間部位的γ'相粗化，(c)距葉尖2/5處橫截面后緣的γ'相筏排化Fig.11 Typical microstructure in different locations of turbine bladeⅠ:(a)cuboidal γ'phase in the shank，(b)aggregation of γ'phase in the middle of the transverse section at the 2/5 length of turbine blade I away from the tip，(c)rafting of γ'phase in the trailing edge at the 2/5 length of turbine blade I away from the tip

3.1.5 碳化物的退化

圖12 渦輪葉片Ⅳ各部位的γ'相形貌:(a)榫頭處，(b)中部Fig.12 γ'phase morphologies in different locations of turbine bladeⅣ:(a)in the shank and(b)in the central region

碳化物是鎳基高溫合金渦輪葉片中常見(jiàn)的第二相(secondary phase)之一，通常包含MC(M(C，N))，M23C6和M6C碳化物等。碳化物的退化主要表現(xiàn)為初生MC碳化物的分解，片狀M6C碳化物的析出及晶界M23C6碳化物的粗化或膜狀化[46－48]。初生MC碳化物在服役過(guò)程中將退化生成M23C6或M6C碳化物以及γ'相，且它的分解在服役條件下為不可逆的組織演變，將會(huì)促進(jìn)M23C6碳化物的粗大化或膜狀化。片狀M6C碳化物和晶界上粗大或膜狀M23C6碳化物會(huì)顯著降低等軸晶高溫合金的蠕變性能，從而對(duì)渦輪葉片的服役安全造成威脅[49]。圖13a所示為渦輪葉片Ⅳ中初生MC碳化物形貌。該圖顯示MC顆粒周?chē)研纬蒑6C碳化物與γ'相，表明服役葉片中MC碳化物已發(fā)生輕微的分解。圖13b所示為渦輪葉片Ⅲ(葉片服役歷史信息見(jiàn)表1)中析出的片狀M6C碳化物。在難熔元素(如W，Mo元素)含量較高的合金中，這種M6C碳化物通常在晶界和枝晶間區(qū)域以片狀形式析出，易成為裂紋源，從而降低渦輪葉片的性能。因此，發(fā)動(dòng)機(jī)大修規(guī)定中要求對(duì)W，Mo含量較高的渦輪葉片進(jìn)行重新固溶熱處理以消除這種片狀的M6C碳化物。

圖14a～b分別為渦輪葉片Ⅴ(服役歷史信息見(jiàn)表1)榫頭處和中部的晶界碳化物形貌。在渦輪葉片榫頭處，M23C6碳化物以不連續(xù)的顆粒狀分布于晶界上。服役溫度很高的葉片中部，部分晶界上已出現(xiàn)膜狀化的M23C6碳化物，如圖14b中黑色箭頭所示。有研究表明，晶界上不連續(xù)的M23C6碳化物能夠提高合金的蠕變強(qiáng)度，但是在服役過(guò)程中，晶界上不斷析出M23C6碳化物。過(guò)多的、甚至膜狀化的M23C6碳化物將失去對(duì)晶界的釘扎作用并導(dǎo)致應(yīng)力集中，從而促使M23C6/γ界面發(fā)生剝離以及蠕變孔洞的形成和裂紋的擴(kuò)展[37，46，49]。

圖14 渦輪葉片Ⅴ不同部位的晶界碳化物形貌:(a)榫頭處，(b)中部Fig.14 Carbides morphologies at grain boundaries in different locations of turbine bladeⅤ:(a)in the shank and(b)in the central region

3.1.6 蠕變損傷

渦輪葉片的蠕變損傷可以從微觀組織結(jié)構(gòu)和宏觀蠕變性能2方面體現(xiàn)[31]。從組織上來(lái)看，蠕變損傷主要表現(xiàn)為蠕變孔洞和蠕變裂紋的產(chǎn)生。渦輪葉片服役過(guò)程中的蠕變損傷將導(dǎo)致葉片的徑向伸長(zhǎng)，從而減小葉冠/葉尖與機(jī)匣間距，甚至發(fā)生葉冠/葉尖與渦輪機(jī)匣(外環(huán))接觸摩擦，導(dǎo)致葉片超溫、超載、斷裂，造成葉片的非正常失效。蠕變損傷與γ'相的粗化，大塊碳化物及晶界析出物的形貌有關(guān)。筏排化的γ'/γ界面、碳化物本身及碳化物/基體合金的界面通常是蠕變裂紋形核的有利位置，蠕變過(guò)程中這些位置經(jīng)常出現(xiàn)蠕變孔洞，甚至開(kāi)裂形成裂紋[37，50]。圖15a所示為渦輪葉片Ⅰ在碳化物/基體合金界面出現(xiàn)的蠕變裂紋。這主要是由于碳化物與基體合金的彈性模量差異較大，葉片服役過(guò)程中產(chǎn)生不協(xié)調(diào)變形，從而在界面出現(xiàn)開(kāi)裂或生成蠕變孔洞。圖15b所示為某航空發(fā)動(dòng)機(jī)二級(jí)渦輪葉片表面楔形蠕變裂紋[51]。該裂紋成為葉片后續(xù)服役過(guò)程中低周疲勞(LCF)的裂紋源，最終導(dǎo)致葉片斷裂。通常，當(dāng)葉片所受的溫度較高、應(yīng)力較低時(shí)，在三叉晶界處容易形成楔形裂紋[6]。

圖15 蠕變裂紋形貌:(a)渦輪葉片Ⅰ內(nèi)部碳化物/基體合金界面上的裂紋，(b)某航空發(fā)動(dòng)機(jī)二級(jí)渦輪葉片表面楔形裂紋Fig.15 Creep cracks morphologies:(a)creep cracks along the interface between carbides and alloy matrix in turbine bladeⅠ，(b)wedge-crack on the surface of a secondstage turbine blade in an aero-engine

3.2 渦輪葉片服役后的性能退化

渦輪葉片服役過(guò)程中發(fā)生的組織演變與組織損傷必然導(dǎo)致高溫服役性能的退化。通常，葉片的蠕變性能、高溫拉伸性能、抗氧化性能和疲勞性能在服役后均會(huì)發(fā)生較大程度的下降。

蠕變性能是渦輪葉片服役壽命的主要限制因素。在葉片服役過(guò)程中，隨著諸如γ'相的粗化、筏排化和蠕變孔洞及裂紋等組織損傷的產(chǎn)生，蠕變性能會(huì)發(fā)生明顯退化。蠕變性能的退化主要表現(xiàn)為葉片材料穩(wěn)態(tài)蠕變速率的提高和蠕變壽命的降低。圖16a是某航空發(fā)動(dòng)機(jī)服役前和經(jīng)過(guò)8 714 h服役后的渦輪葉片(IN713合金)在871℃/200 MPa條件下的典型蠕變曲線，表明經(jīng)過(guò)長(zhǎng)時(shí)服役后的葉片蠕變壽命不到服役前的1/3，而且蠕變曲線中已經(jīng)沒(méi)有明顯的穩(wěn)態(tài)蠕變階段[14]。圖16b所示為該發(fā)動(dòng)機(jī)渦輪葉片最小蠕變速率與葉片發(fā)生反扭轉(zhuǎn)程度之間的關(guān)系曲線，表明該葉片的最小蠕變速率隨著反扭轉(zhuǎn)程度的增加而增大[14]。對(duì)于相同反扭轉(zhuǎn)程度的葉片來(lái)說(shuō)，服役時(shí)間越長(zhǎng)，其最小蠕變速率越大。

圖16 某航空發(fā)動(dòng)機(jī)IN713合金渦輪葉片:(a)服役前與服役8 714h后在871℃/200MPa條件下的蠕變曲線，(b)最小蠕變速率與反扭轉(zhuǎn)程度的關(guān)系曲線Fig.16 Creep properties of IN713 turbine blades in an aero-engine:(a)creep curves under 871℃/200 MPa before service and after service for 8 714 h，(b)the relationship between the minimum creep rate and blade untwist

除高溫蠕變測(cè)試外，通常還經(jīng)常采用高溫拉伸和高溫持久實(shí)驗(yàn)來(lái)檢驗(yàn)渦輪葉片高溫性能的退化程度。圖17a所示為服役25 000 h和52 000 h的某IGT二級(jí)渦輪葉片(IN738LC合金)榫頭、葉根和葉尖處在871℃下的拉伸性能[41]。該圖顯示:在服役過(guò)程中，葉尖處的高溫強(qiáng)度比葉根處下降的程度更顯著，并且，葉尖處高溫強(qiáng)度的下降會(huì)隨著服役時(shí)間的延長(zhǎng)而進(jìn)一步加劇。圖17(b)所示為渦輪葉片Ⅳ的榫頭、葉根、葉身中部、葉尖處在850℃/196 MPa下的持久性能。該圖表明:與榫頭相比，葉身各部位的高溫持久性能均有所下降，而葉根處的高溫持久性能下降最多。

圖17 渦輪葉片服役后的性能退化:(a)經(jīng)過(guò)不同服役時(shí)間的某IGT二級(jí)渦輪葉片不同部位在871℃下的拉伸強(qiáng)度，(b)渦輪葉片Ⅳ各部位在850℃/196 MPa下的持久壽命Fig.17 Mechanical properties of turbine blades after service:(a)high temperature tensile strength at 871℃in different locations of second-stage turbine blades in an IGT after service for 25 000 h and 52 000 h，(b)stress rupture life in different locations of turbine bladeⅣunder 871℃/196 MPa

發(fā)生服役損傷的渦輪葉片疲勞性能和抗氧化性能也會(huì)發(fā)生退化。其中，低周疲勞性能的退化主要是服役過(guò)程中產(chǎn)生的組織損傷，如片狀碳化物析出，γ'相的粗化和蠕變裂紋的產(chǎn)生等，導(dǎo)致應(yīng)力集中而加速裂紋的萌生與擴(kuò)展，最終降低疲勞性能[52－53]?？寡趸阅艿南陆抵饕怯捎谕繉油嘶蛣兟涫谷~片直接暴露于高溫燃?xì)庀拢瑥亩铀倨涓邷馗g與氧化失效。

3.3 渦輪葉片服役后組織損傷評(píng)價(jià)

3.3.1 服役后的組織損傷評(píng)價(jià)

為了對(duì)渦輪葉片的損傷程度進(jìn)行評(píng)估，判斷葉片是否可繼續(xù)服役，有必要對(duì)其組織損傷進(jìn)行量化評(píng)估。這就需要研究服役葉片的組織損傷和性能退化特征，確定部件服役損傷可量化的組織參量，并建立組織損傷與性能退化之間的對(duì)應(yīng)關(guān)系模型，最終對(duì)葉片進(jìn)行服役損傷評(píng)估。Mclean等人研究了不同蠕變狀態(tài)下的IN738合金組織損傷特征(孔洞和表面裂紋)和性能參數(shù)間的關(guān)系，并嘗試進(jìn)行量化。同時(shí)，檢測(cè)和分析了經(jīng)23 000 h服役后的IN738合金渦輪葉片組織與性能，將之與實(shí)驗(yàn)室結(jié)果進(jìn)行對(duì)比[15]。研究表明:相對(duì)于實(shí)驗(yàn)室模擬而產(chǎn)生明顯蠕變損傷而言，服役后的渦輪葉片各部位均未發(fā)生嚴(yán)重的性能退化，表明該渦輪葉片遠(yuǎn)未達(dá)到材料的使用壽命。

Persson等人針對(duì)服役后的某軍用航空發(fā)動(dòng)機(jī)IN713合金渦輪葉片，提出以R值(R為γ'相筏排化的表征參量，等于γ'相長(zhǎng)度與最小寬度的比值)表征不同服役苛刻因子(service severity factor(ssf)，基于每臺(tái)發(fā)動(dòng)機(jī)真實(shí)服役歷程，綜合其服役時(shí)間、渦輪溫度、轉(zhuǎn)速等因素的表征參數(shù)。)下的損傷程度[54]。圖18所示為IN713合金渦輪葉片各部位中R≥2的γ'相含量與ssf之間的關(guān)系[54]。結(jié)果表明:①隨著ssf的增加，R≥2的γ'相含量不斷增大。②ssf在15以下時(shí)，葉片后緣、前緣和中間部分損傷程度依次遞減。③當(dāng)ssf達(dá)到一定高值時(shí)，前緣和中間部分損傷程度R值相近，均比后緣嚴(yán)重。此外，他們還對(duì)服役后葉片中的孔洞進(jìn)行統(tǒng)計(jì)和歸類(lèi)，與ssf相聯(lián)系比較，發(fā)現(xiàn)隨著ssf的增大，孔洞增多。

圖18 某軍用航空發(fā)動(dòng)機(jī)IN713合金渦輪葉片服役后各部位R≥2的γ'相百分含量與服役苛刻因子ssf的關(guān)系Fig.18 Relationship between service severity factor(ssf)and fraction of γ'phase with R ratio ≥2 in different locations of IN713 turbine blades in a military aero-engine after service

目前對(duì)渦輪葉片組織損傷進(jìn)行量化表征的研究報(bào)道還非常有限，并未形成一套公認(rèn)的組織損傷與性能退化的量化評(píng)估系統(tǒng)。因此，為了更加準(zhǔn)確的評(píng)估服役組織損傷程度，判斷葉片是否適合繼續(xù)服役或采用必要的恢復(fù)熱處理以延長(zhǎng)葉片使用壽命，必須在這一方面開(kāi)展深入系統(tǒng)的研究工作。

3.3.2 渦輪葉片服役條件的反推

服役過(guò)程中渦輪葉片所承受的溫度、應(yīng)力、環(huán)境以及服役時(shí)間與葉片材料的組織損傷有著密切的聯(lián)系。因此，通過(guò)實(shí)驗(yàn)室進(jìn)行模擬實(shí)驗(yàn)，研究諸如溫度場(chǎng)、應(yīng)力場(chǎng)、熱－力耦合場(chǎng)及熱－力－環(huán)境耦合場(chǎng)對(duì)材料組織演變和損傷的影響規(guī)律，建立這些關(guān)鍵參數(shù)與渦輪葉片材料的組織演變規(guī)律之間的關(guān)系;并根據(jù)此關(guān)系，結(jié)合服役后的渦輪葉片各部位的組織特征，進(jìn)行反演推斷葉片服役過(guò)程中溫度、應(yīng)力、環(huán)境與時(shí)間在葉片各部位最可能的分布狀況。具體做法為:使用葉片材料做不同溫度、不同時(shí)間及不同載荷下的熱暴露實(shí)驗(yàn)和持久蠕變實(shí)驗(yàn)，觀察其組織變化，并與真實(shí)服役后渦輪葉片的組織進(jìn)行對(duì)比，從而反推葉片的服役溫度、時(shí)間和應(yīng)力分布狀況。圖19a所示為Miura等人分析服役后的某單晶渦輪葉片中γ'相筏排化的組織反推得到葉片各部位的應(yīng)力分布[55]。結(jié)果表明:①該渦輪葉片在服役過(guò)程中承受垂直于表面的單軸向拉應(yīng)力和平行于表面的多軸向壓應(yīng)力。②所承受的應(yīng)力主要來(lái)自葉片冷卻產(chǎn)生的熱應(yīng)力。

圖20a～b為渦輪葉片Ⅴ榫頭在750℃/100 h熱暴露試驗(yàn)后與該葉片中部的顯微組織對(duì)比。圖20a表明，在長(zhǎng)時(shí)熱暴露后榫頭處的晶界碳化物呈現(xiàn)膜狀化;而圖20b顯示服役后該葉片高溫區(qū)的晶界沒(méi)有膜狀碳化物。由此可知渦輪葉片Ⅴ的服役溫度低于700℃，其組織未發(fā)生明顯的損傷。對(duì)比γ'相長(zhǎng)大公式(為時(shí)間和溫度的函數(shù))計(jì)算結(jié)果進(jìn)一步說(shuō)明:渦輪葉片Ⅴ在整個(gè)服役過(guò)程中所承受的溫度不超過(guò)650℃，且葉身存在溫度梯度。圖19b為根據(jù)組織反推得到的渦輪葉片Ⅴ葉身部分溫度的大致分布情況:①葉片中部至葉尖屬于高溫區(qū)，最高服役溫度在650℃附近;②前緣和后緣的溫度沿縱向不斷升高;③中部的橫截面上溫度趨于一致;④葉尖橫截面上表現(xiàn)為兩端高，中間較低，且葉尖中間溫度比葉身中部溫度低。

圖19 利用顯微組織反推得到渦輪葉片的服役條件:(a)根據(jù)γ'相筏排化組織反推某航空發(fā)動(dòng)機(jī)鎳基單晶葉片的應(yīng)力分布，(b)根據(jù)γ'相顆粒尺寸反推渦輪葉片Ⅴ的溫度分布Fig.19 Service condition estimation by microstructural investigation:(a)stress distribution of a Ni-base single crystal turbine blade estimated by rafting of γ'phase and(b)temperature distribution of turbine blade V estimated by γ'phase size

圖20 渦輪葉片Ⅴ的晶界碳化物形貌:(a)榫頭經(jīng)700℃/100 h熱暴露后的膜狀碳化物，(b)服役后中部的斷鏈狀碳化物Fig.20 Morphologies of carbides along grain boundaries in turbine bladeⅤ:(a)in the shank after heat treatment at 700℃/100 h and(b)in the central region after service

4 渦輪葉片組織損傷的修復(fù)

渦輪葉片經(jīng)過(guò)長(zhǎng)期服役后，會(huì)發(fā)生前文所述的組織損傷與性能退化。為延長(zhǎng)渦輪葉片的使用壽命，需要對(duì)損傷的葉片進(jìn)行處理，使渦輪葉片的表觀形貌、組織和性能恢復(fù)至使用前的一定水平。為了消除渦輪葉片服役后的表觀損傷，工業(yè)界已采用一系列的修復(fù)技術(shù)并成功地加工出與服役前新葉片相當(dāng)?shù)耐庑危绮捎免F焊、堆焊、激光熔焊、等離子電弧焊接、熱噴涂、擴(kuò)散滲金屬法、物理沉積、化學(xué)沉積等技術(shù)[56－57]。對(duì)于渦輪葉片服役后產(chǎn)生的組織損傷，則需要通過(guò)合理的熱處理工藝來(lái)恢復(fù)組織與性能。這種能夠恢復(fù)或部分恢復(fù)已服役葉片的組織與性能的熱處理工藝稱(chēng)為恢復(fù)熱處理[58]。

恢復(fù)熱處理制度的開(kāi)發(fā)需要建立在深入認(rèn)識(shí)渦輪葉片材料服役組織損傷機(jī)理和性能退化規(guī)律的基礎(chǔ)上。目前較為成功的恢復(fù)熱處理工藝主要有熱處理和熱等靜壓(Hot Isostatic Pressing，簡(jiǎn)稱(chēng)HIP)+熱處理2類(lèi)工藝。為了提高恢復(fù)熱處理技術(shù)的有效性及持久性，研究人員針對(duì)恢復(fù)熱處理工藝的制定原則，開(kāi)展了相關(guān)研究工作。Koul等人認(rèn)為HIP+熱處理工藝的制定原則為:HIP的溫度應(yīng)選在γ'相和M23C6的溶解溫度之上，但低于MC碳化物的溶解溫度，以達(dá)到完全消除蠕變孔洞、微裂紋、材料的縮孔等缺陷并提高合金塑性的目的。隨后，需要控制冷卻速率從而控制晶界形貌，最后進(jìn)行時(shí)效處理，控制第二相的析出[5，13]。另外，研究人員還研究了各種恢復(fù)熱處理制度對(duì)葉片材料在不同蠕變機(jī)制下性能恢復(fù)的有效性及恢復(fù)程度。結(jié)果表明:通過(guò)合適的恢復(fù)熱處理工藝能夠恢復(fù)甚至優(yōu)化服役渦輪葉片的組織，從而恢復(fù)甚至提高其性能[15，31]。但是，Lvova和Norsworthy等人的研究表明:盡管修復(fù)后葉片的性能得到恢復(fù)，但后續(xù)的服役過(guò)程中，其服役損傷的速度比未服役的原始材料要明顯加快。其主要原因在于:修復(fù)前的服役過(guò)程中和HIP熱處理過(guò)程中發(fā)生了不可逆的初生MC碳化物分解，使得合金基體中的元素分配比發(fā)生了變化，在恢復(fù)熱處理過(guò)程中無(wú)法獲得恢復(fù)[47－48]。

目前很多修復(fù)處理技術(shù)已經(jīng)相對(duì)成熟，應(yīng)用也非常廣泛。但是報(bào)道中所涉及的高溫合金材料種類(lèi)較少，對(duì)恢復(fù)處理制度制定的細(xì)節(jié)描述也非常有限。同時(shí)，已有的恢復(fù)熱處理研究主要通過(guò)短時(shí)蠕變或者硬度測(cè)量來(lái)衡量受損渦輪葉片的性能恢復(fù)程度，而忽略了葉片的長(zhǎng)時(shí)服役性能與組織演變。另外，對(duì)于傳統(tǒng)的高溫合金來(lái)說(shuō)，恢復(fù)熱處理是容易實(shí)現(xiàn)的，但是，由于服役過(guò)程中發(fā)生的變形以及恢復(fù)熱處理過(guò)程中的高溫作用，單晶高溫合金渦輪葉片容易發(fā)生再結(jié)晶現(xiàn)象[31]。因此，對(duì)于單晶合金的部件來(lái)說(shuō)，要恢復(fù)其組織與性能是非常困難的，目前還未見(jiàn)過(guò)該方面的報(bào)道。

5 結(jié)語(yǔ)

近二、三十年來(lái)，我國(guó)在航空、能源和艦船等工業(yè)領(lǐng)域的迅猛發(fā)展使得燃?xì)廨啓C(jī)的應(yīng)用規(guī)模急劇增加。國(guó)產(chǎn)燃?xì)廨啓C(jī)壽命短仍然是限制其應(yīng)用的主要因素，而燃?xì)廨啓C(jī)整機(jī)服役的安全性和可靠性主要取決于渦輪葉片這類(lèi)關(guān)鍵熱端部件的服役性能。當(dāng)前，我國(guó)通常采用升級(jí)葉片材料，啟用新材料、新工藝以實(shí)現(xiàn)延長(zhǎng)燃?xì)廨啓C(jī)服役壽命的目的。當(dāng)原先使用普通鑄造等軸晶的渦輪葉片改成使用定向凝固甚至單晶渦輪葉片時(shí)，葉片的使用壽命可以成倍地增加。但是，如何進(jìn)一步提高它們的服役壽命仍是當(dāng)今燃?xì)廨啓C(jī)界和高溫合金材料界所面臨的重大科研挑戰(zhàn)之一。雖然可以用計(jì)算模擬的方法來(lái)預(yù)測(cè)葉片的使用壽命，但是發(fā)動(dòng)機(jī)的服役狀態(tài)，地域和環(huán)境的變化以及葉片各部位所承受溫度場(chǎng)和應(yīng)力場(chǎng)的不均勻性，使得預(yù)測(cè)結(jié)果與實(shí)際工況相比有明顯差異。因此，了解并跟蹤燃?xì)廨啓C(jī)在整個(gè)服役期中渦輪葉片組織損傷和性能退化的程度，加以量化從而反推其服役環(huán)境，確定其殘余壽命，并通過(guò)各種措施延緩其退化過(guò)程，是燃?xì)廨啓C(jī)延壽的重要途徑之一。這是一項(xiàng)需要長(zhǎng)期的經(jīng)驗(yàn)與技術(shù)積累和大量人力投入的系統(tǒng)工程。

國(guó)外發(fā)達(dá)國(guó)家從上世紀(jì)60年代就已開(kāi)展了服役葉片的組織損傷和性能退化規(guī)律的系統(tǒng)性研究，已積累了大量的工程數(shù)據(jù)和寶貴經(jīng)驗(yàn)，對(duì)葉片的設(shè)計(jì)、選材、制造、使用、維護(hù)與延壽、定壽起到了重要的作用，如今已有不少技術(shù)成熟、經(jīng)驗(yàn)豐富的專(zhuān)業(yè)公司開(kāi)展高溫合金部件的延壽業(yè)務(wù)。相比之下，我國(guó)在相關(guān)領(lǐng)域的研究報(bào)道還僅限于燃?xì)廨啓C(jī)和熱端部件的失效分析，缺乏對(duì)高溫合金熱端部件服役損傷及其延壽機(jī)理等方面的研究。這需要政府有關(guān)職能部門(mén)給予高度重視和長(zhǎng)期的支持，在設(shè)計(jì)、制造、使用和維修單位科技人員的通力合作下，開(kāi)展堅(jiān)持不懈的系統(tǒng)性研究，加速縮短國(guó)內(nèi)外的差距，實(shí)現(xiàn)對(duì)燃?xì)廨啓C(jī)服役葉片失效后再分析向“積極防御”(即在正常服役狀態(tài)下通過(guò)組織損傷分析預(yù)防災(zāi)難的發(fā)生)的戰(zhàn)略性轉(zhuǎn)變，以服務(wù)于國(guó)民經(jīng)濟(jì)發(fā)展和國(guó)防現(xiàn)代化的重大需求。

致 謝 本文在寫(xiě)作過(guò)程中征詢(xún)了中國(guó)民航科學(xué)技術(shù)研究院唐海軍博士、西安航空發(fā)動(dòng)機(jī)(集團(tuán))有限責(zé)任公司田飛研究員和楊健研究員、哈爾濱汽輪機(jī)廠有限責(zé)任公司王梅英研究員、北京科技大學(xué)孫祖慶教授和楊王玥教授等人的專(zhuān)業(yè)意見(jiàn)，并獲得許多有益建議;同時(shí)得到本課題組石倩穎、薛飛、趙云松、陳學(xué)達(dá)、陳亞?wèn)|等同學(xué)的支持和幫助，在此作者一并表示誠(chéng)摯的謝意。

References

[1]Li Xiaotang(李孝堂)，Hou Lingyun(侯凌云)，Yang Min(楊敏)，et al.Mordern Gas Turbine Technology(現(xiàn)代燃?xì)廨啓C(jī)技術(shù))[M].Beijing:Aviation Industry Press，2006:1－68.

[2]Tao Chunhu(陶春虎).Failure Analysis and Prevention for Rotor in Aero-Engine(航空發(fā)動(dòng)機(jī)轉(zhuǎn)動(dòng)部件的失效與預(yù)防)[M].Beijing:National Defense Industry Press，2008:6 －89.

[3]Li Wei(李 偉).航空發(fā)動(dòng)機(jī)葉片失效分析中的共性問(wèn)題[J].Gas Turbine Experiments and Research(燃?xì)鉁u輪試驗(yàn)研究)，2002，15(2):28－30.

[4]Antony K C，Goward G W.Aircraft Gas Turbine Blade Repair[C]//Reichman S，Duhl D N，Maurer G，et al.Superalloy1988.Pennsylvania:TMS，1988:745－754.

[5]Baldan A.Rejuvenation Procedures to Recover Creep Properties of Nickel-Base Superalloys by Heat Treatment and Hot Isostatic Pressing Techniques[J].Journal of Materials Science，1991，26(13):3 409－3 421.

[6]Tim J C.Common Failures in Gas Turbine Blades[J].Engineering Failure Analysis，2005，12(2):237－247.

[7]Zhong Peidao(鐘培道).航空發(fā)動(dòng)機(jī)渦輪轉(zhuǎn)子葉片的失效與教訓(xùn)[J].Journal of Materials Engineering(材料工程)，2003，Z1:30－33.

[8]Woodyatt L，Sims C T，Beattie H.Prediction of Sigma-Type Phase Occurrence from Compositions in Austenitic Superalloys[J].AIME Metallurgical Society Transaction，1966，236(4):519－527.

[9]Koul A，Wallace W.Microstructural Changes during Long Time Service Exposure of Udimet 500 and Nimonic 115[J].Metallurgical and Materials Transactions A，1983，14(1):183－189.

[10]Ohta Y，Yoshizawa H，Nakagawa Y G.Microstructural Changes in a Ni-Base Superalloy during Service[J].Scripta Metallurgica，1989，23:1 609－1 614.

[11]McMahon C J.On the Mechanism of Premature in-service Failure of Nickel-Base Superalloy Gas Turbine Blades[J].Material Science and Engineering，1974，13:295－297.

[12]Koul A，Castillo R.Assessment of Service Induced Microstructural Damage and Its Rejuvenation in Turbine Blades[J].Metallurgical and Materials Transactions A，1988，19(8):2 049－2 066.

[13]Koul A K，Immarigeon J P，Castillo R，et al.Rejuvenation of Service-Exposed in 738 Turbine Blades[C]//Reichman S，Duhl D N，Maurer G，et al.Superalloy1988.Pennsylvania:TMS，1988:755－764.

[14]Maccagno T，Koul A，Immarigeon J P，et al.Microstructure，Creep Properties，and Rejuvenation of Service-Exposed Alloy 713C Turbine Blades[J].Metallurgical and Materials Transactions A，1990，21(12):3 115－3 125.

[15]Mclean M，Tipler H R.Assessment of Damage Accumulation and Property Regeneration by HIP and Heat Treatment of Lab-tested and Service Exposed IN738LC[C]//Gell M，Kortovich C S，Bricknell R H，et al.Superalloy1984.Pennsylvania:TMS，1984:73－82.

[16]Wood M I.The Assessment of Service Induced Degradation of Nickel Based Superalloy Gas Turbine Blading[J].Materials and Manufacturing Processes，1995，10(5):903 －923.

[17]Liburdi J.Enabling Technologies for Turbine Component Life Extension[C]//RTO AVT Workshop on Qualification of Life Extension Schemes for Engine Components.Corf:RTO MP-17，1998:1－7.

[18]Koul A K，Bhanot S，Tiku A，et al.Importance of Physics Based Prognosis for Improving Turbine Reliability-Rra 501 KB Gas Turbine Blade Case Study[C]//ASME Power 2007:Proceedings of Power2007.New York:ASME，2007:1－6.

[19]Koul A K，Zhou X，F(xiàn)uleki D，et al.Importance of Physics Based Prognosis for Improving Turbine Reliability Part 1－a Turbine Blade Case Study[C]//16th Canadian Symposium of the Industrial Applications of Gas Turbines2005Section2.Banff:IAGT，2005:1－6.

[20]Wood M.Gas Turbine Hot Section Life Assessment and Extension Status and Issue[J].Power Plant:Poperation Maintenance and Materials Issues，2004，3(2):1 －11.

[21]Wood M.Gas Turbine Hot Section Components:the Challenge of Residual Life Assessment[J].Proceedings of the Institution of Mechanical Engineers，Part A:Journal of Power and Energy，2000，214(3):193－201.

[22]Karlsson S A，Persson C，Persson P O.Metallographic Approach to Turbine Blade Life Time Prediction[J].Materials and Manufacturing Process，1995，10(5):939 －953.

[23]Zhang Jinyu(張金玉)，Wu Tianmin(武天敏)，Shang Xiaohua(尚曉華).“鳳凰涅槃”新傳奇——記為我軍用航空發(fā)動(dòng)機(jī)維修創(chuàng)建功勛的空軍5719工廠[N].Liberation Army Newspaper(解放軍報(bào))，2010－7－29(1).

[24]Konter M，Thumann M.Materials and Manufacturing of Advanced Industrial Gas Turbine Components[J].Journal of Materials Processing Technology，2001，117:386－390.

[25]Poursaeidi E，Aieneravaie M，Mohammadi M R.Failure Analysis of a Second Stage Blade in a Gas Turbine Engine[J].Engineering Failure Analysis，2008，15(8):1 111 －1 129.

[26]Dye D，Anxin M，Reed R C.Numerical Modelling of Creep Deformation in a CMSX-4 Single Crystal Superalloy Turbine Blade[C]//Reed R C，Green K A，Caron P，et al.Superalloys2008.Pennsylvania:TMS，2008:911－19.

[27]Yao Cheng(姚 程).Modeling of Creep in the Nickel Based Singl-Crystal Superalloys Gas Turbine Airfoils(鎳基單晶渦輪葉片蠕變特性研究)[D].Harbin:Harbin Institute of Technology，2010.

[28]Lee H S，Kim D S，Jung J S，et al.Degradation of Thermal Barrier Coated Superalloy Component During Service[J].Journal of Failure Analysis and Prevention，2009，7(4):250－254.

[29]Khajavi M R，Shariat M H.Failure of First Stage Gas Turbine Blades[J].Engineering Failure Analysis，2004，11(4):589－597.

[30]NMIT Online.Nelson Marlborouhg Institute of Technology[EB/OL].http://ecampus.nmit.ac.nz/moodle/mod/book/view.php?id=51646 ＆ chapterid=7212.

[31]Liburdi J，Lowden P，Nagy D，et al.Practical Experience with the Development of Superalloy Rejuvenation[C]//The ASME Turbo Expo 2009 Gas Turbine Technical Congress and Exposion.New York:ASME，2009:1－9.

[32]Cai Yulin(蔡玉林)，Zheng Yunrong(鄭運(yùn)榮).Metallographic Research of Superalloys(高溫合金的金相研究)[M].Beijing:National Defense Industry Press，1986:201 －238.

[33]Sun Shuzhen(孫淑珍)，Li Shuyuan(李淑媛)，Zheng Yunrong(鄭運(yùn)榮).WJ5A發(fā)動(dòng)機(jī)渦輪葉片折斷及裂紋分析[J].Materiasl Engineering(材料工程)，1990(3):45－48.

[34]Shao Zebo(邵澤波)，Liu Xingde(劉興德).Nondestructive Testing(無(wú)損檢測(cè))[M].Beijing:Chemical Industry Press，2011:2－8.

[35]Li Guohua(李國(guó)華)，Wu Miao(吳 淼).Mordern Non-destructive Testing and Evaluation(現(xiàn)代無(wú)損檢測(cè)與評(píng)價(jià))[M].Beijing:Chemical Industry Press，2009:4 －25.

[36]Akers D，Rideout C.Measurement-Based Prognostic Models for Service-Induced Damage in Turbine Engine Components[J].2004 IEEE Aerospace Conference Proceedings IEEE，2004(5):3 344－3 353.

[37]Guo Jianting(郭建亭).Materials Science and Engineering for Superalloys(高溫合金材料學(xué)(上冊(cè)))[M].Beijing:Science Press，2008:353 －362，692.

[38]Page K，Taylor R.Turbine Corrosion-Rig Evaluation and Engine Experience[C]//Hartand A B，Cutler A J B.Deposition and Corrosion in Gas Turbines.London:Applied Science Publisher，1973:350 －375.

[39]Stringer J，Dahshan M E E.The Role of Salphur in Hot Corrosion[C]//Fairbanks J W，Machine I.Proceedings of the 1974 Gas Turbine Materials in the Marine Environment Conference.Metals and Ceramics Information Center Report MCIC －75－27，Maine:Marine Maritime Academy，1974:161－182.

[40]Evans A G，Mumm D，Hutchinson J，et al.Mechanisms Controlling the Durability of Thermal Barrier Coatings[J].Progress in Materials Science，2001，46(5):505 －553.

[41]Yoo K B，Lee H S.The Microstructure and Mechanical Properties of Ni-Based Superalloy after Service Exposure in Gas Turbine[J].Materials Science Forum，2010，654 －656:2 523 －2 526.

[42]Sujata M，Madan M，Raghavendra K，et al.Identification of Failure Mechanisms in Nickel Base Superalloy Turbine Blades through Microstructural Study[J].Engineering Failure Analysis，2010，17(6):1 436－1 446.

[43]Walston W S，Schaeffer J C，Murphy W H.A New Type of Microstructural Instability in Superalloys-SRZ[C]//Kissinger R D，Nathal M V，Deye D J，et al.Superalloys1996.Pennsylvania:TMS，1996:9－18.

[44]Sujata M，Madan M，Raghavendra K，et al.Microstructural Study:an Aid to Determination of Failure Mechanism in Nickel Base Superalloy Blades[J].Transactions of the Indian Institute of Metals，2010，63:681 －685.

[45]Ray A K，Singh S R，Swaminathan J，et al.Structure Property Correlation Study of a Service Exposed First Stage Turbine Blade in a Power Plant[J].Materials Science and Engineering:A，2006，419(1－2):225－232.

[46]Lvov G，Levit V，Kaufman M.Mechanism of Primary MC Carbide Decomposition in Ni-Base Superalloys[J].Metallurgical and Materials Transactions A，2004，35(6):1 669－1 679.

[47]Lvova E，Norsworthy D.Influence of Service-Induced Microstructural Changes on the Aging Kinetics of Rejuvenated Ni-Based Superalloy Gas Turbine Blades[J].Journal of Materials Engineering and Performance，2001，10(3):299 －312.

[48]Lvova E.A Comparison of Aging Kinetics of New and Rejuvenated Conventionally Cast GTD-111 Gas Turbine Blades[J].Journal of Materials Engineering and Performance，2007，16(2):254－264.

[49]Qin X Z，Guo J T，Yuan C，et al.Decomposition of Primary MC Carbide and Its Effects on the Fracture Behaviors of a Cast Ni-Base Superalloy[J].Materials Science and Engineering:A，2008，485(1－2):74－79.

[50]Wangyao P，Lothongkum G，Krongtong V，et al.Effect of Heat Treatments after HIP Process on Microstructure Refurbishment in Cast Nickel Base Superalloy，IN-738[J].Journal of Metals，Materials and Minerals，2005，15(2):69 －78.

[51]Salam I，Tauqir A，Khan A Q.Creep-Fatigue Failure of an Aero Engine Turbine Blades[J].Engineering Failure Analysis，2002，9(3):335－347.

[52]Mazur Z，Luna-Ramírez A，Juárez-Islas J A，et al.Failure A-nalysis of a Gas Turbine Blade Made of Inconel 738LC Alloy[J].Engineering Failure Analysis，2005，12(3):474 －486.

[53]Park M，Hwang Y H，Choi Y S，et al.Analysis of a J69-T-25 Engine Turbine Blade Fracture[J].Engineering Failure Analysis，2002(9):593 －601.

[54]Persson C，Persson P O.Evaluation of Service-Induced Damage and Restoration of Cast Turbine Blades[J].Journal of Materials Engineering and Performance，1993，2(4):565 －569.

[55]Miura N，Nakata K，Miyazaki M，et al.Morphology of γ'Precipitates in Second Stage High Pressure Turbine Blade of Single Crystal Nickel-Based Superalloy after Serviced[J].Materials Science Forum，2010，638－642:2 291－2 296.

[56]Wang Gang(王 剛)，Zhang Binggang(張秉剛)，F(xiàn)eng Jicai(馮吉才)，et al.鎳基高溫合金葉片焊接修復(fù)技術(shù)的研究進(jìn)展[J].Welding and Joining(焊接)，2008(1):20－23.

[57]Sun Huguo(孫護(hù)國(guó))，Huo Wujun(霍武軍).航空發(fā)動(dòng)機(jī)渦輪葉片修理技術(shù)[J].Aviation Maintenance(航空維修)，2001(6):12－14.

[58]Guo Jianting(郭建亭).Materials Science and Engineering for Superalloys(高溫合金材料學(xué)(中冊(cè)))[M].Beijing:Science Press，2008:405 －407.