渦輪葉片蠕變損傷行為及固溶處理對(duì)葉片材料性能的影響

王小蒙，王天佑，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

航空及地面燃?xì)廨啓C(jī)是在高溫、高壓、高轉(zhuǎn)速及燃?xì)飧g等惡劣條件下長期工作的熱動(dòng)力機(jī)械，是由多個(gè)零部件和附件組成的復(fù)雜系統(tǒng)。渦輪葉片是航空及地面燃?xì)廨啓C(jī)的關(guān)鍵轉(zhuǎn)動(dòng)部件，其壽命及可靠性直接影響飛行器及大型機(jī)械的安全。由于葉片的服役環(huán)境十分惡劣，因此通常由具有良好的抗高溫蠕變性能、抗氧化腐蝕性能和抗疲勞性能的高溫合金制成［1］。由于高溫、高轉(zhuǎn)速和復(fù)雜應(yīng)力的聯(lián)合作用，渦輪葉片往往會(huì)產(chǎn)生不可避免的損傷，如蠕變損傷、疲勞損傷、腐蝕損傷等，導(dǎo)致葉片材料力學(xué)性能的下降。當(dāng)服役損傷累積到某臨界值或葉片達(dá)到設(shè)計(jì)壽命時(shí)就需要更換新的葉片來確保燃?xì)廨啓C(jī)的安全運(yùn)行。然而，葉片的更換往往帶來高額的制造成本，因此，渦輪葉片的延壽技術(shù)成為具有現(xiàn)實(shí)意義和經(jīng)濟(jì)意義的研究熱點(diǎn)之一。

目前，許多學(xué)者［2-12］針對(duì)葉片材料的蠕變損傷行為開展了一系列的修復(fù)工作，指出采用合適的延壽技術(shù)可以使損傷葉片恢復(fù)到新葉片的狀態(tài)，從而更有效地延長渦輪葉片的使用壽命。主要的延壽技術(shù)包括簡單熱處理、恢復(fù)熱處理及熱等靜壓（Hot Isostatic Pressing，HIP）復(fù)合恢復(fù)熱處理技術(shù)等方法?；謴?fù)熱處理進(jìn)行葉片組織修復(fù)比較簡單，通常包含固溶處理和時(shí)效處理兩個(gè)階段，其中固溶處理的目的是溶解在服役過程中退化的第二相組織（如粗化的γ′相、退化的二次碳化物及γ′膜等）到基體中，從而在時(shí)效階段，重新析出的細(xì)小γ′相可以不斷長大成規(guī)則的形貌，大大提高材料的力學(xué)性能。

本文分別針對(duì)航空發(fā)動(dòng)機(jī)渦輪葉片材料K002和地面燃?xì)廨啓C(jī)渦輪葉片材料GTD-111高溫合金，系統(tǒng)研究了不同服役時(shí)間對(duì)兩種葉片蠕變損傷行為的影響，同時(shí)，采用了不同的固溶處理制度對(duì)兩種材料γ′相的溶解行為進(jìn)行了研究。

1 試驗(yàn)方法

選取兩種不同服役時(shí)間的渦輪葉片進(jìn)行蠕變損傷行為的研究。其中，服役約600 h的航空發(fā)動(dòng)機(jī)渦輪葉片材料為K002高溫合金，服役約10 000 h的燃?xì)廨啓C(jī)渦輪葉片材料為GTD-111高溫合金，兩種合金的化學(xué)成分如表1和表2所示。采用不同的熱處理制度對(duì)兩種葉片材料的固溶行為進(jìn)行研究，具體制度如表3所示，表中WQ表示水淬。

表1 K002合金的化學(xué)成分Table 1 Chemical composition of K002 superalloy wt%

表2 GTD-111合金的化學(xué)成分Table 2 Chemical composition of GTD-111 superalloy wt%

表3 K002和GTD-111兩種合金的固溶熱處理制度Table 3 Solution heat treatment schedules for K002 and GTD-111 superalloys

試樣選取兩種葉片損傷最嚴(yán)重的葉身半高處，對(duì)所取試樣進(jìn)行研磨、拋光、化學(xué)腐蝕等工作，腐蝕液為20 g CuSO4，50 m L HCl，100 m L H2O。之后通過Hitachi S4800場(chǎng)發(fā)射掃描電子顯微鏡（SEM）對(duì)試樣進(jìn)行顯微組織的觀察。

對(duì)兩種原始態(tài)材料進(jìn)行固溶試驗(yàn)，并對(duì)不同制度固溶處理后的試樣進(jìn)行顯微組織的觀察，觀察前的準(zhǔn)備工作與之前相同。

利用圖像處理軟件Image Pro Plus對(duì)γ′相的等效直徑以及體積分?jǐn)?shù)進(jìn)行測(cè)量，定量地得出γ′相的形貌參數(shù)。

2 結(jié)果與討論

2.1 蠕變損傷

2.1.1 γ′相退化

圖1顯示了K002和GTD-111兩種合金葉片服役前后顯微組織的變化情況。從圖1（a）可以看出，服役前K002合金中γ′相呈現(xiàn)出立方狀形貌，其等效直徑約為530 nm。經(jīng)過約600 h服役后，γ′相逐漸喪失了這種規(guī)則的立方狀形貌，邊角鈍化，呈現(xiàn)不規(guī)則形貌，如圖1（b）所示，其等效直徑增加至約640 nm。同樣，服役前GTD-111合金呈現(xiàn)雙尺寸分布的γ′相，如圖1（c）所示，尺寸較大的一次γ′相表現(xiàn)為立方狀形貌，其尺寸約為531 nm，尺寸較小的二次γ′相表現(xiàn)為類球狀形貌。經(jīng)過長時(shí)服役（約10 000 h），一次γ′相粗化，規(guī)則的立方狀形貌消失，呈現(xiàn)出粗大的橢圓狀形貌，同時(shí)，二次γ′相消失，測(cè)得的一次γ′相等效直徑約為795 nm。

上述結(jié)果表明，兩種合金γ′相的原始尺寸大致相同，在服役過程中均發(fā)生了粗化反應(yīng)，同時(shí)，幾乎沒有觀察到γ′相的定向筏排，說明在服役過程中，兩種材料γ′相的退化行為均以粗化長大為主，粗化過程受Ostwald熟化理論（ORM）和粒子聚集理論（PAM）控制。在服役過程中，基體中的溶質(zhì)原子不斷擴(kuò)散到γ′相中，導(dǎo)致γ′相不斷粗化長大（Ostwald熟化理論），所以其表面能不斷增加，而服役過程中材料總表面能不斷減少，所以減小的能量轉(zhuǎn)化為粗大的一次γ′相對(duì)周圍細(xì)小的二次γ′相的吸引力，從而使粗大的γ′相與周圍細(xì)小的γ′相不斷發(fā)生聚集（粒子聚集理論），導(dǎo)致γ′相不斷發(fā)生粗化長大。這與Qin等［13-14］對(duì)長時(shí)熱暴露的研究結(jié)果一致。對(duì)比兩種材料不難發(fā)現(xiàn)，GTD-111合金葉片服役后γ′相的尺寸明顯大于K002合金葉片服役后γ′相的尺寸，這說明長時(shí)服役所導(dǎo)致的γ′相退化行為比短時(shí)服役的退化行為表現(xiàn)得更加明顯。

圖1 服役前后K002和GTD-111合金顯微組織的變化Fig.1 Microstructural evolution for K002 and GTD-111 superalloys before and after service

2.1.2 碳化物分解

對(duì)服役前K002合金葉片，碳化物為一次MC型碳化物，其形貌多為塊狀和骨架狀，如圖2（a）所示。從相應(yīng)的能譜分析結(jié)果（見表4）來看，原始態(tài)的碳化物中Ti、Ta和 W元素較多，說明其為典型的一次MC型碳化物［4］。服役后的碳化物以塊狀形貌為主，如圖2（b）所示，進(jìn)行能譜分析（見表4）后，表現(xiàn)為富Hf的一次MC型碳化物，為區(qū)分服役前后的碳化物類型，把服役前的一次碳化物定義為MC（1）型碳化物，服役后富Hf的一次碳化物定義為 MC（2）型碳化物。服役后富 Hf的MC（2）型碳化物產(chǎn)生的原因是由于K002合金中，γ/γ′共晶相是富Hf相，Hf元素含量在3%～5%［15］，葉片在高溫服役過程中，以 γ/γ′共晶為Hf源，與γ基體中的C原子反應(yīng)生成富Hf的MC（2）型碳化物，碳化物的分解反應(yīng)式為

對(duì)于GTD-111合金葉片，服役前的碳化物與K002合金相似，均為塊狀一次MC型碳化物，如圖2（c）所示。服役后，一次MC型碳化物發(fā)生了明顯分解，MC碳化物周圍包覆一層γ′膜，膜外形成一層由二次M23C6型碳化物構(gòu)成的碳化物膜，如圖2（d）所示，相應(yīng)的能譜分析結(jié)果如表5所示。這說明在服役過程中，碳化物發(fā)生了如下分解反應(yīng)：

表4 K002合金服役前后碳化物的能譜結(jié)果Table 4 EDS composition of carbides before and after service for K002 superalloy wt%

表5 GTD-111合金服役前后碳化物的能譜結(jié)果Table 5 EDS composition of carbides before and after service for GTD-111 superalloy wt%

圖2 服役前后K002和GTD-111合金碳化物的變化Fig.2 Changes on carbides of K002 and GTD-111 superalloys before and after service

從以上結(jié)果可知，兩種葉片在服役過程中碳化物的分解反應(yīng)不同，這是由兩種材料本身的成分和不同的服役條件所致。K002合金服役時(shí)間較短，所以一次MC型碳化物并沒有分解成二次的碳化物，而由于其自身含有Hf元素，所以在服役過程中發(fā)生了富Hf的一次MC型碳化物的轉(zhuǎn)化。對(duì)于GTD-111合金，由于自身富含較多的Cr元素（提高抗氧化性），所以在長時(shí)服役過程中碳化物易發(fā)生分解反應(yīng)，生成富Cr的M23C6的二次碳化物。

2.1.3 蠕變空洞的形成

圖3顯示了兩種葉片服役后形成的蠕變空洞。K002合金的葉片服役后常在碳化物與基體的界面處或γ/γ′共晶與基體的界面處形成蠕變空洞，如圖3（a）所示，在空洞附近，γ′相呈現(xiàn)出不規(guī)則的形貌。這種蠕變空洞產(chǎn)生的原因是由于碳化物或γ/γ′共晶與基體的熱膨脹系數(shù)不同，在服役過程中由于高溫和復(fù)雜應(yīng)力的聯(lián)合作用導(dǎo)致其相界面處形成蠕變空洞。此外，三叉晶界也常常是蠕變空洞形核的有利位置［16］。而GTD-111合金的葉片服役后同樣在碳化物與基體的界面處觀察到蠕變空洞的產(chǎn)生，如圖3（b）所示，其形核位置與K002合金的葉片相似，說明二者在蠕變空洞的形成機(jī)理上基本相同。而二者的蠕變空洞數(shù)量較少，說明經(jīng)長時(shí)與短時(shí)服役后，二者均處于各自蠕變變形第二階段的中前期。

圖3 兩種葉片服役后的蠕變空洞Fig.3 Creep cavities for two kinds of serviced blades

2.2 固溶處理

2.2.1 K002合金γ′相的溶解行為

由于K002合金是航空渦輪葉片的制造材料，其服役時(shí)間往往較短，而GTD-111合金是地面燃?xì)廨啓C(jī)渦輪葉片的制造材料，其服役時(shí)間往往較長。根據(jù)兩種材料不同的服役環(huán)境特點(diǎn)，研究不同的固溶處理制度對(duì)它們的主要強(qiáng)化相γ′相溶解行為的影響。

圖4 不同固溶處理制度下K002合金γ′相的溶解情況Fig.4 γ′dissolution behavior under different solution heat treatments for K002 superalloy

圖4顯示了K002合金經(jīng)過不同固溶處理后顯微組織的特征。在經(jīng)過1 150℃/1 h固溶處理后，K002合金中的γ′相發(fā)生了明顯的粗化現(xiàn)象，γ′粒子之間發(fā)生了明顯的粗化聚集，同時(shí)在粗大的一次γ′顆粒周圍觀察到細(xì)小的二次γ′相，如圖4（a）所示。提高固溶溫度至1 170℃，保溫1 h后，γ′相并沒有出現(xiàn)如圖4（a）中γ′相的粗化聚集，如圖4（b）所示，這可能是由于γ′相與γ基體的點(diǎn)陣錯(cuò)配能較低，在固溶溫度較高時(shí)，γ′相不會(huì)發(fā)生為了降低錯(cuò)配能而粗化的現(xiàn)象，同時(shí)γ′相有直接溶解到基體中的趨勢(shì)。繼續(xù)提高固溶溫度至1 180℃，保溫1 h后，γ′相出現(xiàn)了局部溶解區(qū)域，如圖4（c）所示，說明此時(shí)γ′相的溶解特征已經(jīng)出現(xiàn)。延長保溫時(shí)間至2 h，γ′相的溶解特征愈發(fā)明顯，并觀察到正在向基體中溶解的γ′相，如圖4（d）所示。當(dāng)固溶溫度達(dá)到1 190℃時(shí)，保溫1 h后，γ′相的溶解區(qū)域被進(jìn)一步擴(kuò)大，表明γ′相的溶解特征已愈發(fā)明顯，如圖4（e）所示。延長保溫時(shí)間至2 h，多數(shù)的γ′相已經(jīng)溶解到γ基體中，剩余未溶解的γ′相呈現(xiàn)橢圓狀形貌，如圖4（f）所示，對(duì)比之前結(jié)果，這說明未溶解的γ′相正經(jīng)歷一個(gè)溶解的過程，γ′相的溶解從四周向中心不斷進(jìn)行。當(dāng)固溶條件達(dá)到1 210℃/2 h時(shí)，一次γ′相已完全溶解到γ基體中，如圖4（g）所示。

2.2.2 GTD-111合金γ′相的溶解行為

圖5是GTD-111合金在不同的固溶處理制度下γ′相的溶解情況。經(jīng)過1 125℃/2 h固溶處理后，γ′相呈現(xiàn)橢圓狀形貌，并觀察到γ′相局部溶解區(qū)域，如圖5（a）所示。與原始態(tài)γ′相尺寸（531 nm）相比，經(jīng)固溶處理后γ′相尺寸增加至約578 nm，說明此時(shí)γ′相在溶解的同時(shí)也伴隨著粗化長大。對(duì)一次γ′相放大后發(fā)現(xiàn)其周圍分布著細(xì)小的冷卻γ′相，如圖5（b）所示。當(dāng)固溶溫度增加到1 150℃時(shí)，保溫2 h后，γ′相的溶解區(qū)域進(jìn)一步擴(kuò)大，同時(shí)，γ′相發(fā)生分裂，一個(gè)尺寸較大的γ′相分裂成兩個(gè)尺寸較小的γ′相，而且分裂后的兩個(gè)γ′相具有相互平行的相界面，如圖5（c）所示，說明這時(shí)γ′相的溶解行為表現(xiàn)得愈發(fā)明顯。繼續(xù)提高固溶溫度到1 175℃，保溫2 h后，大多數(shù)的一次γ′相已經(jīng)溶解到基體中，剩余少量γ′相正在經(jīng)歷一個(gè)溶解的過程，如圖5（d）所示，說明提高固溶溫度可以促進(jìn)γ′相的溶解行為。當(dāng)固溶條件達(dá)到1 200℃/2 h時(shí)，枝晶干處的一次γ′相完全溶解到基體中，僅可以觀察到細(xì)小的冷卻γ′相，如圖5（e）所示，同時(shí)在枝晶間處仍可觀察到未溶解的一次γ′相，說明γ′相的溶解方向是從枝晶干向枝晶間擴(kuò)散。圖5（f）顯示了1 125℃/4 h固溶處理后γ′相的特征。γ′相的局部溶解區(qū)域被觀察到，同時(shí)γ′相出現(xiàn)了分裂現(xiàn)象，對(duì)比1 125℃/2 h的固溶情況（圖5（a）），說明延長保溫時(shí)間后γ′相的溶解行為表現(xiàn)得更加明顯，而γ′相的尺寸由保溫2 h后的579 nm減小至保溫4 h后的566 nm，說明在4 h的固溶處理中，γ′相經(jīng)歷了先粗化后溶解的過程。然而，其尺寸仍大于原始態(tài)γ′相的尺寸（531 nm），說明此時(shí)粗化行為仍然占據(jù)著主要作用。同時(shí)說明增加固溶處理的保溫時(shí)間可以促進(jìn)γ′相的溶解行為。隨著固溶溫度提高到1 150℃時(shí)，保溫4 h后，γ′相的溶解區(qū)域擴(kuò)大，同時(shí)觀察到γ′相的分裂現(xiàn)象，說明γ′相的溶解行為在固溶過程中逐漸處于主導(dǎo)地位，如圖5（g）所示。繼續(xù)提高固溶溫度到1 175℃，保溫4 h后，大部分一次γ′相已經(jīng)溶解到基體中，剩余的γ′相發(fā)生了明顯的分裂現(xiàn)象，暗示其正在經(jīng)歷一個(gè)溶解的過程。此時(shí)，γ′相的溶解行為在整個(gè)固溶過程中已起主導(dǎo)作用，如圖5（h）所示。當(dāng)固溶條件達(dá)到1 200℃/4 h時(shí)，位于枝晶干處的一次γ′相已經(jīng)完全溶解到基體中，剩余的一次γ′相位于枝晶間處，并且正在經(jīng)歷一個(gè)溶解過程，如圖5（i）所示。

圖5 不同固溶處理制度下GTD-111合金中γ′相的溶解情況Fig.5 γ′precipitate dissolution behavior of GTD-111 superalloy under different solution conditions

2.3 γ′相的溶解動(dòng)力學(xué)

圖6描述了兩種合金在不同固溶溫度和不同保溫時(shí)間下γ′相體積分?jǐn)?shù)與保溫時(shí)間的變化關(guān)系。從圖中可以得出，隨著保溫時(shí)間的增加，兩種材料γ′相的體積分?jǐn)?shù)均不斷下降，并趨于一個(gè)平衡狀態(tài)，這種平衡狀態(tài)可視為一個(gè)理想體積分?jǐn)?shù)的漸近線，γ′相體積分?jǐn)?shù)隨著保溫時(shí)間的不斷延長而不斷靠近這個(gè)漸近線，當(dāng)保溫時(shí)間無限延長時(shí)，γ′相的體積分?jǐn)?shù)則無限接近這條漸近線。對(duì)于固溶處理中溫度較低的曲線，γ′相體積分?jǐn)?shù)更快地接近于平衡狀態(tài)，而在保溫階段初期，γ′相體積分?jǐn)?shù)變化速率較快，隨著保溫時(shí)間的增加，速率則不斷減小。

圖6 K002和GTD-111合金γ′相體積分?jǐn)?shù)與保溫時(shí)間的關(guān)系Fig.6 Relationship betweenγ′volume fraction and holding time for K002 and GTD-111 superalloys

假設(shè)在無限保溫時(shí)間中存在一個(gè)平衡態(tài)的γ′相體積分?jǐn)?shù)fV，lim，則對(duì)于給定固溶處理溫度的合金，其γ′相的溶解行為可以被一個(gè)指數(shù)型公式所描述：

式中：fV，γ′為γ′相體積分?jǐn)?shù)；t1為特征時(shí)間；f1為與時(shí)間有關(guān)的常數(shù)。由此，可以得到兩種材料的fV，lim、t1和f1等參數(shù)，如表6所示。表中：Th為保溫溫度。

表6 式（3）中的參數(shù)Table 6 Parameters for Eq. （3）

由于γ′相溶解過程受原子擴(kuò)散控制，因此假定溶解速率k符合Arrhenius公式，即

式中：A為常數(shù)；Q為γ′相的溶解激活能；R為氣體常數(shù)（8.314 J·K-1·mol-1）；T為絕對(duì)溫度。通過式（3）中γ′相體積分?jǐn)?shù)對(duì)時(shí)間t的導(dǎo)數(shù)，可以得出溶解速率的表達(dá)式為

由式（4）和式（5）可擬合得出溶解速率與溶解激活能，具體數(shù)據(jù)如表7和表8所示。

從表7和表8中可以看出，對(duì)于兩種合金，溶解激活能均隨固溶處理時(shí)間的增加而增大。由于激活能是一種能量勢(shì)壘，它的增加反映了γ′相溶解行為隨著時(shí)間的增加逐漸趨于平衡狀態(tài)。而K002合金不同保溫時(shí)間的溶解激活能均大于GTD-111合金的溶解激活能，說明相對(duì)于GTD-111合金，K002合金更不易發(fā)生γ′相的溶解反應(yīng)。

表7 K002合金的溶解速率與溶解激活能Table 7 Dissolution kinetics and activation energies for K002 superalloy

表8 GTD-111合金的溶解速率與溶解激活能Table 8 Dissolution kinetics and activation energies for GTD-111 superalloy

3 結(jié) 論

1）服役導(dǎo)致兩種葉片的γ′相均發(fā)生明顯的粗化和長大，GTD-111合金葉片γ′相粗化程度大于K002合金葉片。

2）服役后，K002合金葉片中碳化物由MC（1）型向 MC（2）型發(fā)生轉(zhuǎn)化，而 GTD-111合金葉片中碳化物發(fā)生由一次MC型向二次M23C6型的分解。

3）長時(shí)與短時(shí)服役產(chǎn)生的蠕變空洞機(jī)理基本相同。

4）提高固溶處理的溫度和保溫時(shí)間可以促進(jìn)γ′相的溶解行為。

5）隨著固溶處理時(shí)間的增加，兩種材料的溶解激活能均增大，K002合金的溶解激活能大于GTD-111合金的溶解激活能。

參 考 文 獻(xiàn)

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