熱端部件低溫?zé)岣g疲勞損傷機理、壽命模型和抗腐蝕設(shè)計方法

趙高樂 齊紅宇 李少林 ,* 劉 揚 楊曉光 石多奇 孫燕濤

1 北京航空航天大學(xué),能源與動力工程學(xué)院,北京 100191

2 航空發(fā)動機結(jié)構(gòu)強度北京市重點實驗室,北京 100191

3 中國航發(fā)湖南動力機械研究所,湖南株洲 412002

4 北京航空工程技術(shù)研究中心,北京 100076

1 引 言

航空發(fā)動機不斷朝著高性能、高可靠性和高安全性方向發(fā)展,導(dǎo)致工作條件越來越惡劣和復(fù)雜,對航空發(fā)動機部件結(jié)構(gòu)強度提出了嚴峻挑戰(zhàn).其中,航空發(fā)動機部件中的渦輪葉片等熱端部件所處服役環(huán)境最為苛刻.渦輪葉片承受機械、氣動等多場復(fù)雜交變載荷,這些載荷間存在強非線性,使其可能產(chǎn)生蠕變或持久、低循環(huán)疲勞和高循環(huán)疲勞等機械損傷.此外,在高溫服役條件下,渦輪葉片表面與環(huán)境中的介質(zhì)發(fā)生化學(xué)或電化學(xué)反應(yīng),產(chǎn)生環(huán)境損傷.環(huán)境損傷顯著地降低了材料的力學(xué)性能,制約了渦輪葉片的安全運行和服役壽命.為保障航空發(fā)動機安全運行,避免重大的事故發(fā)生和巨大的經(jīng)濟損失,復(fù)雜環(huán)境與復(fù)雜載荷耦合作用下熱端部件的強度問題和壽命預(yù)測技術(shù)研究也成為了前沿發(fā)展方向之一.

環(huán)境損傷主要包括氧化和熱腐蝕(李鐵藩 2003).氧化是指材料與環(huán)境介質(zhì) (O2,SO2,N2和H2O 等) 在其表面發(fā)生的化學(xué)反應(yīng).高溫氧化、硫化、氮化以及水蒸氣加速腐蝕等均屬于這一類.熱腐蝕是指材料與表面沉積的Na2SO4，NaCl 或V2O5等組成的鹽膜發(fā)生的化學(xué)和電化學(xué)反應(yīng).沿海地區(qū)、工業(yè)污染地區(qū)以及火山口附近等地區(qū)工作的航空發(fā)動機,常常遭遇比氧化更加惡劣的熱腐蝕(Cariboo Chilcotin Helicopters Ltd 2016,Fairbanks &Machlin 1975,韓峰等 2011).以鹽膜的熔點為限,根據(jù)材料的服役溫度,熱腐蝕通常分為高溫?zé)岣g (high temperature hot corrosion,HTHC) 和低溫?zé)岣g (low temperature hot corrosion,LTHC) (Rao et al.2014).高溫?zé)岣g和低溫?zé)岣g在損傷特征、機理方面存在很大差異(Cramer &Covino 2006).不過,無論是高溫?zé)岣g還是低溫?zé)岣g,均將導(dǎo)致不同于單一機械載荷作用下的損傷演化行為.

針對高溫合金氧化與機械載荷耦合損傷問題,已經(jīng)開展了較為廣泛的研究(儲昭貺 2008,Gordon 2006,Kupkovits 2009).然而,熱腐蝕作用機理與氧化不同,更為復(fù)雜(Draper 2011).現(xiàn)有公開文獻中針對熱腐蝕與機械載荷耦合損傷問題的研究不多.在學(xué)術(shù)層面,最近二十年中、美、英、印等國的研究者針對渦輪葉片、盤材料開展了一些相關(guān)研究(Zhao et al.2021,Li et al.2021,Chan et al.2020b,Gabb et al.2010,Hendery et al.2022,Cockings et al.2020,Bagui et al.2013,Sahu et al.2015).此外，國外先進航空發(fā)動機的相關(guān)計劃均包含了熱腐蝕疲勞問題方面的研究.例如,美國HOST (Hot Section Technology) 研究計劃(Gauntner &Ensign 1981)專注于分析說明環(huán)境 (腐蝕/侵蝕、氧化/擴散) 和熱防護涂層對高溫合金的影響規(guī)律,從而能夠提出涂覆涂層熱端部件裂紋萌生壽命的預(yù)測方法;VAATE (Versatile Advanced Air Turbine Engine) 項目開發(fā)了一種具有高溫強度、熱穩(wěn)定性和優(yōu)異氧化/熱腐蝕性能的PGM 改性高溫合金(Heidloff et al.2010);2017年,美國研究、工程和開發(fā)咨詢委員會 (Research,Engineering &Development Advisory Committee,REDAC) 就建議美國聯(lián)邦航空局 (Federal Aviation Administration,FAA) 考慮資助先進的檢測技術(shù)、鎳基合金的熱腐蝕等先進方法的開發(fā)與研究(2017 Research,Engineering and Development Advisory Committee Recommendations for Fiscal Year 2019 Research and Development Portfolio).英國工程和自然科學(xué)研究委員會 (Engineering &Physical Sciences Research Council,EPSRC) 與Rolls-Royce 公司合作(Hendery et al.2022)研究了鹽成分對渦輪盤合金RR1000 的熱腐蝕疲勞性能影響.

精準的熱腐蝕疲勞壽命模型是保障航空發(fā)動機在海洋等腐蝕性環(huán)境中安全服役的重要舉措之一.迄今,國內(nèi)外已有大量的學(xué)者對熱腐蝕與疲勞載荷耦合作用下的壽命預(yù)測方法進行了研究.最常見的方法是構(gòu)建考慮熱腐蝕影響的修正模型,如修正的S-N 曲線.但是,這些模型在闡述熱腐蝕損傷過程物理機制方面并不十分嚴格.因此,只能盡可能地刻畫腐蝕缺陷尺寸參數(shù) (如大小、深寬比等) 對疲勞壽命影響.而熱腐蝕疲勞裂紋擴展過程作為熱腐蝕疲勞累積損傷的重要組成部分(儲昭貺 2008),影響著海洋腐蝕性環(huán)境中的航空發(fā)動機熱端部件的壽命設(shè)計和強度評價.因此,也有研究者圍繞著高溫合金熱腐蝕疲勞裂紋問題開展了研究,并由此發(fā)展出可應(yīng)用于工程的損傷容限設(shè)計方法.

本文關(guān)注低溫?zé)岣g對熱端部件的損傷機理、疲勞壽命的影響規(guī)律、壽命預(yù)測理論等方面的成果,圍繞航空發(fā)動機熱端部件的低溫?zé)岣g疲勞問題,從研究現(xiàn)狀、損傷機理、疲勞壽命模型和抗腐蝕方法等方面對航空發(fā)動機的熱腐蝕疲勞研究現(xiàn)狀進行綜述,最后提出腐蝕環(huán)境中服役的航空發(fā)動機部件的安全評定、壽命評估等方面發(fā)展方向與趨勢.主要內(nèi)容構(gòu)架安排如下: 第二節(jié)介紹航空發(fā)動機熱端部件的熱腐蝕疲勞故障案例;第三節(jié)闡明熱腐蝕損傷機理及其對疲勞壽命的影響規(guī)律;第四節(jié)分析了低溫?zé)岣g疲勞耦合損傷演化過程及其描述方法;第五節(jié)重點分析了熱腐蝕疲勞壽命預(yù)測的唯象模型、損傷力學(xué)模型、斷裂力學(xué)模型和機器學(xué)習(xí)模型;第六節(jié)介紹了考慮損傷演化全過程的分段式腐蝕疲勞全壽命預(yù)測模型;第七節(jié)對材料選擇、零件制造、結(jié)構(gòu)強度設(shè)計和外場運行維護不同階段的抗腐蝕方法進行了綜述.

2 航空發(fā)動機中的熱腐蝕

2.1 航空發(fā)動機中的熱腐蝕疲勞案例

在20世紀50年代,就出現(xiàn)了關(guān)于Proteus 航空發(fā)動機渦輪葉片熱腐蝕的最早報道(Stringer,1977).此時期的熱腐蝕問題通常是由于燃油品質(zhì)或周邊環(huán)境污染問題導(dǎo)致的.盡管在隨后高品質(zhì)航空煤油大量使用（王佩弦等 2021）,因燃油導(dǎo)致的熱腐蝕事故有所減少.但是,20世紀70至90年代,航空發(fā)動機和地面燃氣輪機還是出現(xiàn)了多起熱腐蝕引起的葉片失效事故,其主要原因是由于長時服役導(dǎo)致腐蝕產(chǎn)物在葉片表面沉積.例如,在23MW 燃氣輪機發(fā)電機組經(jīng)過兩年多的運行后,葉片陸續(xù)出現(xiàn)熱腐蝕問題(陳丹之 1992);北京航空材料研究所發(fā)現(xiàn)WZ5G1 型燃氣輪機兩次試車后其一級導(dǎo)向葉片均出現(xiàn)了熱腐蝕現(xiàn)象(范瑞麟 1993);某型軍用發(fā)動機在1300 h～1900 h 之后,由于燃氣渦輪工作葉片的熱腐蝕問題造成葉尖均存在不同程度的掉塊現(xiàn)象(張永剛和廖建樟 2020).雖然涂層的使用在一定程度上抑制了熱腐蝕事故,但自21世紀以來,發(fā)動機渦輪前溫度的不斷升高,且環(huán)境的多變性以及長時間跨海飛行路徑增加,這些因素導(dǎo)致熱腐蝕問題又愈發(fā)顯著.例如2017 至2020年,GE 和Rolls-Royce 等公司的CF6 和Trent 系列發(fā)動機均發(fā)生了多起由于鹽霧腐蝕引起的渦輪葉片斷裂事故(EASA 2019).Rolls-Royce 公司稱是由于涂層過早脫落造成,中壓渦輪工作葉片直接與高溫燃氣接觸從而導(dǎo)致葉片因燃氣中的硫腐蝕而斷裂(陳光 2018).此外,通過對因熱腐蝕引起的飛行事故進行了調(diào)查統(tǒng)計,如表1所示.這些事故案例清楚地表明了沿海氣候逐漸成為導(dǎo)致渦輪葉片失效的主要因素.

表1 航空發(fā)動機發(fā)生的熱腐蝕事故

2.2 航空發(fā)動機中的熱腐蝕損傷形貌

2002年10月14日,一架波音747-400F 的CF6-80C2 發(fā)動機高壓渦輪葉片因發(fā)生了低溫?zé)岣g而過早斷裂.事故調(diào)查發(fā)現(xiàn)在靠近渦輪葉片的緣板處有疲勞裂紋萌生 (圖1(a)),且在斷裂位置附近出現(xiàn)了許多的腐蝕坑 (圖1(b) ).與此不同,高溫?zé)岣g會在熱端部件表面形成一層腐蝕層,例如圖1(c)所示的250-C47B 發(fā)動機渦輪葉片斷后形貌.通過對葉片靠近前緣的部位檢查發(fā)現(xiàn)在葉片的吸力側(cè)面上觀察到腐蝕層,如圖1(d) 所示.從微觀形貌來看,高溫?zé)岣g形成的均勻腐蝕層,主要由最外層的富Ni 氧化層、中間層的富Cr/Al 氧化層以及和基體相連的富Cr硫化層,如圖2(a)所示;圖2(b)顯示了低溫?zé)岣g的典型形貌,即在表面局部區(qū)域形成腐蝕坑.對于地面和艦用燃氣輪機來說,由于工作溫度相對較低,腐蝕坑更為常見,如圖3所示.圖3(a)和圖3(b)指出了風(fēng)力發(fā)電燃氣輪機葉片葉身部位的腐蝕坑形貌;而圖3(c)顯示了船用燃氣輪機葉片在葉身壓力側(cè)和緣板下觀察到的腐蝕坑.綜上所述,均勻腐蝕和腐蝕坑是航空發(fā)動機和燃氣輪機中兩種典型的熱腐蝕損傷.

圖1 鹽霧環(huán)境導(dǎo)致的航空發(fā)動機渦輪部件失效案例.(a) CF6-80C2 發(fā)動機斷裂葉片,(b)低溫?zé)岣g形貌(Pridemore 2003),(c) 250-C47B 發(fā)動機斷裂葉片,(d)高溫?zé)岣g形貌(Roach et al.2005)

圖2 熱端部件熱腐蝕截面形貌(Stringer 1987).(a)高溫?zé)岣g形貌,使用401 h 的Olympus 發(fā)動機一級渦輪葉片,(b)低溫?zé)岣g形貌,海洋環(huán)境使用的某型航空發(fā)動機渦輪葉片

圖3 燃氣輪機的葉片.(a)用于發(fā)電的燃氣輪機的斷裂葉片以及(b)葉片上的腐蝕坑(Poursaeidi &Arablu 2013),(c)船用燃氣輪機葉片的損傷(Meisner &Opila 2020)

2.3 航空發(fā)動機中的熱腐蝕發(fā)生過程

正如第2.1 節(jié)所述,航空發(fā)動機的服役環(huán)境 (如沿海地區(qū)、海洋環(huán)境和工業(yè)污染地區(qū)等) 及其所用的化石燃料是造成其熱端部件熱腐蝕的主要原因.在航空發(fā)動機中,常見的沉積物是Na2SO4.其中,鈉和硫來源于航空煤油或者從周圍空氣中吸入;而燃料中的硫由于高溫的作用氧化成SO3并與NaCl 和其他鹽反應(yīng)形成低熔點的硫酸鹽.硫酸鹽以汽相的形式流出燃燒室并沉積在發(fā)動機的渦輪部件上.發(fā)動機發(fā)生熱腐蝕過程的總結(jié)如圖4所示.一旦熔鹽的沉積物接觸到合金或涂層,就可能形成嚴重的熱腐蝕.

圖4 空氣中的鹽誘導(dǎo)航空發(fā)動機零部件發(fā)生熱腐蝕的過程總結(jié)(Pridemore 2003;Nippon Cargo Airlines CO.2011;NATIONAL TRANSPORTATION SAFETY BOARD Office of Aviation Safety 2009,2015,2016)

3 熱腐蝕特征及其對疲勞壽命的影響

3.1 熱腐蝕發(fā)生機理

高溫?zé)岣g (即均勻腐蝕) 和低溫?zé)岣g (即點蝕) 是以鹽膜的熔點為限的(Draper 2011).一般認為,高溫?zé)岣g通常發(fā)生在850～950℃范圍內(nèi),而低溫?zé)岣g一般低于800℃(圖5).但當(dāng)溫度超過1000℃時,因硫酸鹽揮發(fā)而導(dǎo)致熱腐蝕不再出現(xiàn)(Kircher 1989),此時氧化損傷開始占據(jù)主導(dǎo).需要指出的是,高溫?zé)岣g一般發(fā)生在航空發(fā)動機等機械結(jié)構(gòu)的熱端部件中;而低溫?zé)岣g則更為常見,其形貌和特征與其他材料 (如鈦合金、不銹鋼、鋁合金等) 的點蝕一致.但是,高溫?zé)岣g和低溫?zé)岣g都使得熱端部件提前起裂、且加速疲勞裂紋擴展(Wang et al.2001,Sankaran et al.2001,Mahobia et al.2014).

圖5 環(huán)境溫度與兩種類型熱腐蝕速率的關(guān)系示意圖(Draper 2011).(圖中的538℃,704℃,884℃和1010℃均僅供參考,隨著合金體系和硫酸鹽成分的變化也會出現(xiàn)相應(yīng)的變化)

高溫?zé)岣g的研究表明(Sahu et al.2015,2013;Chan et al.2016,2020b),由于溫度超過沉積鹽的熔點,合金表面的氧化膜 (Cr2O3) 被均勻破壞,導(dǎo)致表面形成松散多孔且無吸附性的氧化物和硫化物混合物 (圖6).類似于基于Bornstein 和 Crescente (1969)以及Bornstein 和Decrescente (1971)提出的基本流態(tài)模型,保護性的Cr2O3和Al2O3可以局部溶解,從而形成多孔的表面層,這為熔融鹽直接接觸合金基體提供了機會.Kumawat 等(2021)對鎳基高溫合金的高溫?zé)岣g發(fā)生過程機理進行了詳細描述.總之,在熱腐蝕環(huán)境下合金表面不能形成致密的保護性氧化物層.疲勞裂紋在疏松的表面腐蝕層中萌生并向合金基體擴展導(dǎo)致失效.

圖6 高溫?zé)岣g層的形成機理示意圖

點蝕是低溫?zé)岣g的典型特征 (圖2(b) ).Chan 等(2016,2020b)對于點蝕的萌生機理進行了描述 (圖7).由于高溫環(huán)境的作用,在高溫合金的表面形成致密的保護性氧化物膜,主要成分為Cr2O3(李艷明等2020)和少量NiO;SO3氣體因與NiO 發(fā)生化學(xué)反應(yīng)而形成NiSO4.而沉積在合金表面的Na2SO4和NiSO4這兩種硫酸鹽在660℃形成熔融共晶化合物(Draper 2011),低熔點共晶化合物溶解導(dǎo)致腐蝕坑萌生.大量的研究文獻(Pettit 2011,Rapp 2002,Kofstad 1988,Stringer 1987,Birks et al.2006)認為熱腐蝕坑是Na2SO4鹽在低于其熔點 (即884℃) 的溫度下通過局部溶解保護性氧化膜Cr2O3的機制形成的.

圖7 低溫?zé)岣g坑萌生機理示意圖

3.2 熱腐蝕對疲勞壽命的影響

熱腐蝕嚴重影響發(fā)動機零部件的壽命.圖8所示的某直升機主轉(zhuǎn)子部件有無點蝕的歸一化壽命與歸一化裂紋長度的關(guān)系圖,顯示該零件只有其原始額定壽命的1.5%左右.因此,一旦出現(xiàn)熱腐蝕,將會導(dǎo)致零部件的提前失效而威脅飛行安全.

圖8 直升機主轉(zhuǎn)子部件有無點蝕的歸一化壽命與歸一化裂紋長度的關(guān)系圖(Mills &Honeycutt)

與高溫?zé)岣g相比,低溫?zé)岣g由于存在難以預(yù)測和檢測的腐蝕坑成為比較危險的腐蝕形式.因此,本文聚焦于低溫?zé)岣g相關(guān)研究.腐蝕坑是誘導(dǎo)疲勞裂紋萌生和降低疲勞壽命的機制之一,隨著腐蝕時間的增加使得腐蝕坑尺寸增大導(dǎo)致微裂紋的形成和生長,最終降低合金的疲勞壽命.Telesman 等(2016)研究發(fā)現(xiàn)低溫?zé)岣g導(dǎo)致ME3 高溫合金的疲勞壽命下降了約85%～90%,且腐蝕疲勞壽命下降幅度與載荷大小密切相關(guān),如圖9(a)所示.Franklin 和 Nelson (1981)研究表明不同腐蝕環(huán)境對疲勞壽命的弱化程度也有區(qū)別,如圖9(b).Brooking 等(2018)通過試驗研究發(fā)現(xiàn)沉積量的增加對CMSX-4 產(chǎn)生了愈發(fā)不利的影響.Encinas-Oropesa 等 (2008)發(fā)現(xiàn)RR1000 鎳基合金熱腐蝕損傷表現(xiàn)為寬、淺的點蝕損傷,且腐蝕水平隨著鹽沉積速率的增加而增加,但隨著鹽沉積中Cl 含量的增加而降低.Sch?nbauer 等(2015)對17-4PH 標(biāo)準汽輪機葉片鋼的預(yù)制坑試驗件 (坑深分別為100 μm 和250 μm) 進行了疲勞試驗.結(jié)果發(fā)現(xiàn)與無坑試驗件相比其疲勞極限都顯著降低(對于坑深為100μm 的試驗件大約降低了45%,而250 μm 深的凹坑為65%).Zhou 和 Turnbull (2001)研究了幾種汽輪機葉片12Cr 鋼中腐蝕坑的影響,他們觀察到在100 ℃空氣中250 μm 腐蝕坑的疲勞強度降低了52%.如圖9(c)和圖9(d)所示,Gabb 等(2010)統(tǒng)計發(fā)現(xiàn)在雙對數(shù)坐標(biāo)下,疲勞壽命隨腐蝕坑尺寸 (深度、寬度和面積) 的增加而線性下降.

圖9 熱腐蝕對高溫合金疲勞壽命的影響規(guī)律.(a) 704 °C 處光棒和熱腐蝕試驗件的疲勞壽命與應(yīng)變范圍(Telesman et al.2016),(b) Franklin 等在不同腐蝕環(huán)境下的試驗結(jié)果(Franklin &Nelson,1981),(c)腐蝕坑深度和寬度尺寸對疲勞壽命的影響,(d)腐蝕坑面積尺寸對疲勞壽命的影響(Gabb et al.2010)

腐蝕坑周圍較高的應(yīng)力集中有利于裂紋成核,縮短了疲勞裂紋的萌生壽命,且腐蝕環(huán)境可促進因腐蝕坑形成而萌生的裂紋擴展速率.顯然,腐蝕坑引起的應(yīng)力集中對材料的抗疲勞性能有不利影響,且隨著應(yīng)力強度因子的增大疲勞壽命降低.值得注意的是,造成裂紋萌生臨界腐蝕坑尺寸通常很小 (微米尺度).因此,有可能在檢測到缺陷之前,局部的腐蝕坑達到臨界尺寸并導(dǎo)致結(jié)構(gòu)的最終失效斷裂.因此,在分析熱端部件的熱腐蝕疲勞壽命時,必須要考慮外加載荷、實際環(huán)境等因素的綜合影響.

4 低溫?zé)岣g與疲勞耦合損傷演化過程

在預(yù)測航空發(fā)動機熱端部件的抗腐蝕設(shè)計壽命時,了解熱腐蝕疲勞過程中不同階段發(fā)生的臨界條件至關(guān)重要.婁學(xué)明等(2008)、郭建亭等(Jianting et al.1984,1983)以及張源虎等(1995,1994)分別研究了熱腐蝕對高溫合金拉伸、疲勞和蠕變性能的弱化規(guī)律和損傷機理;2010年后針對航空發(fā)動機渦輪葉片和渦輪盤材料,北航楊曉光研究團隊(Li et al.2016,2018;Yang et al.2015)、NASA 格倫研究中心的Nesbitt 和 Draper (2016)等開展了熱腐蝕與疲勞耦合作用下的機理性和規(guī)律性試驗研究.在其他行業(yè)中,不少研究者針對腐蝕與疲勞耦合損傷演化行為開展了一定研究.其中,Arunachalam 和 Fawaz (2016)、Turnbull 和 Zhou (2012)、Rajabipour 和 Melchers (2015)等分別針對飛機機身鋁合金、汽輪機葉片鋼、管道鋼等材料開展了研究.

根據(jù)當(dāng)前腐蝕疲勞的研究,低溫?zé)岣g損傷演化過程可分為腐蝕缺陷的萌生、生長、熱腐蝕缺陷到小裂紋的轉(zhuǎn)變、小裂紋擴展、長裂紋擴展以及斷裂等6 個階段 (圖10).在腐蝕坑轉(zhuǎn)變?yōu)槠诹鸭y之前,其演化過程可分為萌生和生長兩個階段.在第二階段,腐蝕坑可能以亞穩(wěn)定或穩(wěn)定的方式生長(Al Ameri et al.2015).但是也有學(xué)者將腐蝕坑生長分為發(fā)生在鈍化膜上的過程、發(fā)生在鈍化膜內(nèi)的過程、亞穩(wěn)態(tài)坑的形成和穩(wěn)定的坑生長四個階段(Szklarska-Smialowska 1999).雖然坑形核、亞穩(wěn)態(tài)坑生長和穩(wěn)定坑生長是不同的過程,但它們的萌生機制是相同的(Cheng &Luo 1999),即表面膜破裂.這些局部缺陷 (腐蝕坑) 增加了裂紋擴展驅(qū)動力,從而導(dǎo)致材料在循環(huán)載荷下的過早斷裂.Frankel (1998)將引起腐蝕坑產(chǎn)生的膜破裂機理分為鈍化膜穿透、膜破裂和吸附.當(dāng)?shù)蜏責(zé)岣g坑生長至臨界尺寸,小裂紋萌生并擴展,在一定的循環(huán)加載后轉(zhuǎn)變?yōu)殚L裂紋,隨著裂紋擴展至失穩(wěn)尺寸發(fā)生斷裂.下面將具體以每個階段展開論述.

圖10 低溫?zé)岣g疲勞損傷演化全過程示意圖(Draper 2011)

4.1 腐蝕坑的萌生與生長階段

腐蝕坑的萌生與擴展既與其中的電化學(xué)機制有關(guān),也與循環(huán)載荷作用有關(guān)(Sriraman &Pidaparti 2009).Liao 等(2010)采用立方根冪定律來描述腐蝕坑的生長速率

式中,d為最大坑深,t為時間,C為與材料性能和環(huán)境組合有關(guān)的參數(shù).

Chan 等(2016)認為當(dāng)Na2SO4鹽沉積在合金的表面時意味著熱腐蝕損傷的開始.基于試驗觀察結(jié)果,NiSO4層的形成遵循拋物線規(guī)律,且當(dāng)NiSO4達到臨界厚度時認為腐蝕坑萌生完成(Kofstad &?kesson 1979).萌生時間ti由下式給出

式中,XN*iSO4為NiSO4的臨界厚度,QS為NiSO4形成的活化能,kSO為速率常數(shù).腐蝕坑萌生后,其深度d和寬度w根據(jù)下式得出(Chan et al.2013)

式中,A1,A2,n1和n2是經(jīng)驗常數(shù);d0和w0分別是初始坑深和坑寬,tp是腐蝕坑的生長時間,γ1和γ2是經(jīng)驗常數(shù).參數(shù)A1和A2與坑生長過程相關(guān)的電化學(xué)機制有關(guān).從式(2)可以看出腐蝕坑的萌生完全是電化學(xué)機制控制,而在生長階段其尺寸由電化學(xué)和應(yīng)力加載共同主導(dǎo).當(dāng)腐蝕坑生長到一定的尺寸后,隨著應(yīng)力集中效應(yīng)的不斷增加,在循環(huán)應(yīng)力的作用下裂紋在腐蝕坑處萌生,隨后裂紋擴展逐漸占據(jù)主導(dǎo).

4.2 腐蝕坑的相互作用

Nesbitt 和Draper(2016)研究了700℃下LSHR 合金盤的低溫?zé)岣g.對合金進行預(yù)腐蝕后,觀察到如圖11(a)的合金表面出現(xiàn)單個孤立坑、聚結(jié)坑以及重疊坑三個不同形貌區(qū)域.其中腐蝕坑周圍區(qū)域中的晶界被優(yōu)先侵蝕,如圖11(b).也有文獻(Gabb et al.2010)觀察到熱腐蝕元素在晶界擴散,同時在循環(huán)載荷作用下裂紋沿著連接到腐蝕坑表面的晶界開始萌生.一般來說,Mo和W 元素對合金的抗熱腐蝕性能是不利的,而Cr 元素一般是有益的(Draper 2011).雖然坑底的化學(xué)反應(yīng)可能很復(fù)雜,但圖11(d)顯示坑底僅有γ’相存在,這表明γ 基體最先被侵蝕(Nesbitt &Draper 2016).

圖11 腐蝕坑的SEM 圖像.(a)熱腐蝕的表面腐蝕坑形貌和(b)局部區(qū)域放大的圖像,(c)孤立腐蝕坑的分布區(qū)域以及(d)單個腐蝕坑的放大形貌(Nesbitt &Draper 2016)

由于腐蝕坑在生長過程中有很大概率與相鄰腐蝕坑合并,使其尺寸增加,最終導(dǎo)致疲勞裂紋成核時間縮短 (Sankaran et al.2001).因此,腐蝕坑的相互聚結(jié)效應(yīng)是影響腐蝕疲勞壽命的重要因素.Chan 等(2020b)采用長度、深度分別為2ai和bi的半球形微裂紋 (i=1 或2) 來表示兩個尺度不同的腐蝕坑,以此研究多個腐蝕坑的相互影響,如圖12(a)所示.圖12(b)中顯示了由于腐蝕坑尖端B2引起的腐蝕坑尖端A1的相互作用參數(shù)γA1,即為尖端B2處的應(yīng)力強度因子與尖端A1處的應(yīng)力強度因子之比的函數(shù).同時,由于腐蝕坑間距 (Lc) 是控制多個腐蝕坑相互作用的重要參數(shù),因此,在Chan 等編制的HOTPITS 中采用了臨界間距λ作為腐蝕坑聚結(jié)的判據(jù).λ定義為

式中,a1,a2和ε等分別在圖12(a)所示中定義.在HOTPITS(渦輪盤概率損傷容限軟件DERWIN中的低溫?zé)岣g概率壽命分析模塊)中,對于兩個等尺寸腐蝕坑 (a2/a1=1) 的聚結(jié)選擇λ的臨界值為0.7,對應(yīng)于γA1=1.1 的臨界值.如圖12(b)中紅色虛線所示,其與a2/a1=1 的交點對應(yīng)于它們的聚結(jié)標(biāo)準.將不同尺寸的腐蝕坑聚結(jié)標(biāo)準繪制在圖12(c)中,則可以得到兩個不同尺寸的腐蝕坑發(fā)生聚結(jié)時的標(biāo)準

上述標(biāo)準用于處理不同a2/a1值的不等尺寸腐蝕坑的聚結(jié).如圖12(d),聚結(jié)后腐蝕坑的深度為合并之前較大坑的深度b1,聚結(jié)腐蝕坑的寬度為聚結(jié)之前兩個坑的寬度之和加上兩個腐蝕坑的間距,即為2a1+2a2+εa1.而合并之后腐蝕坑的應(yīng)力集中系數(shù)可由式(6)得到

圖12 Chan 等(2020b)提出的腐蝕坑聚結(jié)模型.(a)兩個不同表面長度 (2a1 和2a2) 和深度 (d1 和d2) 的半圓形腐蝕坑相互作用示意圖;(b)不同腐蝕坑尺寸的間距和相互影響作用的關(guān)系;(c)不同尺寸腐蝕坑的聚結(jié)標(biāo)準;(d)聚結(jié)后腐蝕坑的等效尺寸

4.3 腐蝕坑到裂紋的轉(zhuǎn)變階段

腐蝕疲勞裂紋一般是從最大應(yīng)力集中的位置即腐蝕坑處開始的,因此,腐蝕坑向裂紋轉(zhuǎn)變必然存在一個臨界的腐蝕坑尺寸.腐蝕坑向疲勞裂紋轉(zhuǎn)變是一個非常重要的研究領(lǐng)域,因為這一過程將腐蝕坑形核生長的電化學(xué)機制與斷裂力學(xué)中關(guān)于疲勞裂紋擴展的信息聯(lián)系起來.在疲勞裂紋從腐蝕坑處萌生后,熱腐蝕環(huán)境將繼續(xù)在裂紋的擴展過程中起作用(Mahobia et al.2014).

在腐蝕坑向疲勞裂紋的轉(zhuǎn)變過程中,裂紋成核是由腐蝕坑生長和裂紋擴展之間的競爭來決定的.腐蝕坑向裂紋轉(zhuǎn)變與否的判定標(biāo)準最早是由Kondo (1989)提出的.該模型認為腐蝕坑深度必須大于臨界值且裂紋擴展速率應(yīng)大于腐蝕坑生長速率.在此基礎(chǔ)上,1998年Wei(1998)提出了腐蝕坑向疲勞裂紋轉(zhuǎn)變所需的兩個判定標(biāo)準: (1) 應(yīng)力強度因子范圍ΔK必須超過等效裂紋的應(yīng)力強度因子范圍門檻值ΔKth;(2) 疲勞裂紋擴展速率(da/dt)crack必須超過腐蝕坑生長速率(da/dt)pit.上述兩個判定標(biāo)準如式(7)所示.在HOTPITS 中腐蝕坑到裂紋的轉(zhuǎn)變也是采用了這兩個判定標(biāo)準(Chan et al.2020a)

第一個判定標(biāo)準通過將腐蝕坑的尺寸變化和應(yīng)力強度因子門檻值聯(lián)立起來得出腐蝕坑的臨界尺寸;而第二個判定標(biāo)準通過將腐蝕坑生長的驅(qū)動力和疲勞裂紋擴展的驅(qū)動力與斷裂力學(xué)參數(shù) (如裂紋尺寸和應(yīng)力強度因子) 聯(lián)系起來,得到了兩者之間的競爭關(guān)系.值得注意的是該模型存在兩個假設(shè): (1) 腐蝕坑和裂紋在轉(zhuǎn)變處具有可比性,并且線彈性斷裂力學(xué)適用于小裂紋的形成;(2) 裂紋總是從坑底萌生.當(dāng)然,對于第二個假設(shè),一些腐蝕疲勞的試驗研究(Ebara 2010,Burns et al.2011)已經(jīng)觀察到在坑底萌生,然而也有報道(Turnbull et al.2009,Rokhlin et al.1999,Sch?nbauer et al.2014)稱在坑口位置處萌生.故對于萌生于坑口的疲勞裂紋來說,Kondo提出的判定標(biāo)準無效的.Evans 等(2018)認為在坑口區(qū)域觀察到局部應(yīng)變是裂紋產(chǎn)生的原因,因此,將試驗測得的εth作為裂紋萌生的門檻應(yīng)變值.其中,εth是材料固有特性,與外加載荷無關(guān).

4.4 小裂紋擴展階段

眾所周知,材料的疲勞斷裂過程被認為是裂紋萌生和裂紋擴展兩個獨立的過程,且裂紋的萌生階段占據(jù)了大部分的疲勞壽命.然而,隨著檢測手段的發(fā)展,人們在更加微觀的尺度下發(fā)現(xiàn)了不同于長裂紋擴展規(guī)律的小裂紋效應(yīng).研究表明表面缺陷 (約為5 μm 至10 μm) 引起的小裂紋擴展占疲勞總壽命的50%至90%(Mitchell &Landgraf 1992).自20世紀70年代末以來,國內(nèi)外疲勞斷裂界對小裂紋的擴展行為以及疲勞全壽命預(yù)測的可行性進行了系統(tǒng)且深入地研究(Piascik et al.1994,Haddad et al.1979,El Haddad et al.1979b).雖然將斷裂力學(xué)應(yīng)用于裂紋擴展階段取得了較大的成功,但由于小裂紋的擴展表現(xiàn)出不同于長裂紋的特殊性,使得基于線彈性斷裂力學(xué)理論模型不能直接用于小裂紋擴展壽命的分析預(yù)測(Hudak 1981).故傳統(tǒng)上將小裂紋定義為不滿足線彈性斷裂力學(xué)約束條件的裂紋(洪友士和方飚 1993).另外,也有學(xué)者以實際尺寸來區(qū)分小裂紋效應(yīng),如Miller(1991,1993)認為長度尺寸小于0.5 mm 的裂紋為小裂紋,大于0.5～1 mm 的裂紋尺寸為長裂紋.在小裂紋擴展階段,除了材料的化學(xué)成分、微觀結(jié)構(gòu)等之外,裂紋尖端的腐蝕性元素濃度也不可忽略(Murtaza &Akid 1996).因此,有必要對腐蝕疲勞小裂紋擴展行為開展深入分析.

Piascik(1999)對7075 鋁合金表面腐蝕疲勞小裂紋擴展特性進行了系統(tǒng)的研究,結(jié)果發(fā)現(xiàn)暴露在NaCl 鹽水中的小裂紋以及長裂紋擴展速率都增加了約3 倍.Chanyathunyaroj 等(2020)發(fā)現(xiàn)3.5%NaCl 溶液會在6061 鋁合金表面產(chǎn)生腐蝕坑,在疲勞加載期間腐蝕坑會迅速促進小裂紋的形核,這些小裂紋被認為是導(dǎo)致疲勞提前失效的重要因素.為有效避免腐蝕疲勞小裂紋擴展階段的復(fù)雜和理論建模的困難,Zhang 等(2021)基于等效初始缺陷尺寸的概念將腐蝕坑的形成、生長以及小裂紋擴展過程囊括進長裂紋擴展過程提出了一種改進的疲勞壽命預(yù)測模型.Rémy等(2013)用過程區(qū)理論描述小裂紋擴展并提出了耦合氧化影響的裂紋擴展速率方程.

目前,針對鎳基高溫合金材料的熱腐蝕疲勞小裂紋擴展行為的研究較少,且存在許多尚待解決的問題.首先,對于熱腐蝕疲勞小裂紋擴展的力學(xué)機制尚未完全澄清,如熱腐蝕引起的裂尖微觀形貌改變對裂紋擴展的作用等;其次,小裂紋的擴展嚴重依賴于初始缺陷形狀、晶粒尺寸等材料微結(jié)構(gòu)特征,具有很大的不確定性,使得壽命預(yù)測值具有很大的不確定性;最后,在高溫和復(fù)雜機械載荷作用下,裂紋尖端的應(yīng)力分布將出現(xiàn)復(fù)雜的變化(如應(yīng)力松弛等)，這將導(dǎo)致疲勞裂紋及其驅(qū)動力的表征方法等存在難點和挑戰(zhàn).

4.5 長裂紋擴展階段

腐蝕疲勞小裂紋擴展到一定尺寸后就開始了疲勞長裂紋的擴展階段.目前針對腐蝕環(huán)境下的長裂紋擴展研究方法普遍采用的是對Paris 公式(Paris &Erdogan 1963)以及對Forman 方程的修正.例如Wang(2008)和Liu 等(2019)提到的腐蝕-鈍化-斷裂模型就是對Paris 定律的修正.假設(shè)裂紋尖端為脆性斷裂,因此該模型在線性彈性斷裂力學(xué)中適用于裂紋擴展穩(wěn)定階段.腐蝕疲勞裂紋擴展包括兩部分: 即由疲勞引起的裂紋擴展以及由裂紋尖端的腐蝕溶解引起的額外擴展量.

式中,Bcf和ΔKthcf分別為腐蝕疲勞裂紋擴展系數(shù)和門檻值.該模型可以定量描述材料在腐蝕環(huán)境下疲勞擴展速率的一般規(guī)律,可適用于腐蝕疲勞裂紋擴展穩(wěn)定階段.

對于在腐蝕環(huán)境下的長裂紋擴展行為可以分為循環(huán)相關(guān)和時間相關(guān)的裂紋擴展.一般而言,腐蝕疲勞裂紋擴展速率(da/dN)CF可以表示為(Chan et al.2013,2014)

式中,da/dN和da/dt分別表示循環(huán)相關(guān)和時間相關(guān)的裂紋擴展速率,F表示疲勞,C表示腐蝕,CF表示腐蝕疲勞;dt/dN=1/f表示每個疲勞循環(huán)的腐蝕時間.與循環(huán)相關(guān)的裂紋擴展通常用Paris 定律方程描述,分別如下

式中,A和n為經(jīng)驗常數(shù);Bo和m為經(jīng)驗常數(shù);Q為活化能.

眾所周知,腐蝕環(huán)境對裂紋擴展具有不利的影響作用(Hu et al.2021).Misak 等(2013)通過試驗發(fā)現(xiàn),氫脆效應(yīng)會導(dǎo)致鹽水環(huán)境中裂紋擴展速率比空氣環(huán)境中裂紋擴展速率高.這是因為腐蝕效應(yīng)會在裂紋尖端形成一個保護性的氧化層,造成材料的斷裂韌性發(fā)生一定程度的退化.同時在裂紋擴展的早期階段,需要多次疲勞循環(huán)才能擴展裂紋.因此,這將導(dǎo)致腐蝕環(huán)境下裂紋的擴展行為變的復(fù)雜且難以預(yù)測.Van Orden &Pettit (1975)的研究發(fā)現(xiàn)在干燥空氣、潮濕空氣、污水和鹽水等各種試驗環(huán)境下7050 鋁合金的疲勞裂紋擴展速率依次增加.然而Paris 定律本身并沒有將裂紋擴展行為與斷裂韌性退化聯(lián)系起來.因此,Cheng 和Chen(2017b,2017a,2018)等的腐蝕疲勞模型對Forman 方程進行了修正,并將陽極溶解與氫脆模型集成在斷裂力學(xué)框架內(nèi)

在上述模型中,假設(shè)氫的擴散是應(yīng)力驅(qū)動的,因此遵循裂紋尖端附近的局部應(yīng)力梯度.首先,定義了三種斷裂韌性: 即KIN(非侵蝕環(huán)境中的固有斷裂韌性)、KIH(在氫氣環(huán)境下獲得的飽和斷裂韌性) 和KIE(最終斷裂韌性).此外,他們根據(jù)侵蝕環(huán)境下的裂紋擴展曲線特點將其分為3 個階段.在第I 階段,氫通過擴散輸送到裂紋尖端加速了疲勞裂紋擴展;當(dāng)裂紋擴展速率超過氫輸送速率時裂紋擴展阻力增加,這預(yù)示著第II 階段的開始,且此后的裂紋擴展速率和氫元素輸送速率之間達到平衡,裂紋擴展曲線出現(xiàn)平臺;在第III 階段,應(yīng)力強度因子將逼近平衡斷裂韌性KIE.Kt為連接前兩個階段的過渡應(yīng)力強度因子,對應(yīng)于腐蝕疲勞裂紋擴展曲線中的轉(zhuǎn)變點.隨著在熱腐蝕環(huán)境下的持續(xù)加載,裂紋不斷向前擴展.當(dāng)長裂紋擴展至臨界裂紋長度時預(yù)示著長裂紋擴展階段的結(jié)束,隨之部件發(fā)生失效甚至斷裂.

5 熱腐蝕疲勞壽命預(yù)測方法

在現(xiàn)有公開文獻中,針對航空發(fā)動機材料或結(jié)構(gòu)的低溫?zé)岣g疲勞壽命預(yù)測方法并不多見.可供參考的是針對鋁合金、鋼等材料的腐蝕疲勞壽命預(yù)測方法.熱端部件材料或結(jié)構(gòu)的低溫?zé)岣g疲勞與鋁合金、鋼等的腐蝕疲勞有相同之處,那就是均會在材料表面形成腐蝕坑.當(dāng)前針對腐蝕環(huán)境下材料的疲勞壽命建模方法研究已有不少研究成果(Lukaszewicz et al.2015,El Haddad et al.1979a,Vormwald &Seeger 2007,Rémy et al.2013),歸納總結(jié)起來主要有唯象模型、損傷力學(xué)模型和斷裂力學(xué)模型等(Amiri et al.2015,Hu et al.2011).此外在數(shù)據(jù)科學(xué)領(lǐng)域,基于機器學(xué)習(xí)方法的疲勞壽命預(yù)測在近幾年也引起了相關(guān)學(xué)者的關(guān)注.

5.1 基于唯象模型的腐蝕疲勞壽命預(yù)測方法

最常見的方法是構(gòu)建考慮熱腐蝕影響的修正模型,如腐蝕缺陷形態(tài)特征與疲勞壽命之間的關(guān)系或者修正的S-N 曲線.Gabb 等(2010)通過統(tǒng)計方式建立了渦輪盤材料ME3 合金表面熱腐蝕坑尺寸與剩余疲勞壽命的關(guān)系

式中,a和n分別為擬合影響系數(shù)和指數(shù),根據(jù)試驗數(shù)據(jù)擬合得到;Nf為疲勞壽命;A代表腐蝕坑的尺寸 (寬度、深度和面積),根據(jù)式(13)可以建立腐蝕坑尺寸和壽命的關(guān)系.Sriraman &Pidaparti (2010)發(fā)現(xiàn)在較大外加載荷作用下,即使從相對較小的腐蝕坑中也可以快速地萌生裂紋,因此,構(gòu)建了腐蝕坑尺寸、外加載荷大小與腐蝕坑處裂紋萌生壽命的關(guān)聯(lián)模型

式中,采用Cσa的形式將外加載荷的影響引入方程中;M,n和ρ分別為原子質(zhì)量、金屬化合價和密度;F為法拉第常數(shù);Ip為點蝕電流,f為加載頻率;而臨界坑尺寸ap則由下式可得到

式中,Kt為腐蝕坑處的應(yīng)力集中系數(shù),ΔKth為應(yīng)力強度因子范圍門檻值.上述研究所用的具體分析模型雖然不同,但都是引入能夠反映熱腐蝕缺陷尺寸的參數(shù) (如缺陷的寬度、深度等),這導(dǎo)致無法反映熱腐蝕疲勞耦合作用下的損傷演化規(guī)律.

吳欣強等 (2011),Zhang 等 (2019b)為了研究核級不銹鋼在高溫高壓循環(huán)水腐蝕環(huán)境中的疲勞壽命,通過引入環(huán)境因子提出了一種唯象的腐蝕疲勞壽命設(shè)計模型,如下

式中,Xl,X2,···．Xn代表不同的環(huán)境因子,P和Q為方程系數(shù),εa表示應(yīng)變幅值,Nf為腐蝕疲勞壽命,B和C是材料常數(shù).基于環(huán)境疲勞修正因子法,Tan 等(2020)主要通過考慮了應(yīng)變速率、溫度和溶解氧濃度的影響,提出了核級奧氏體不銹鋼在高溫加壓水環(huán)境中的腐蝕疲勞模型.他們并將環(huán)境疲勞修正因子 (Fen) 植入了空氣中的疲勞設(shè)計曲線中.Fen為空氣中的疲勞壽命除以相同應(yīng)變幅下的高溫高壓水環(huán)境中的疲勞壽命而獲得的值,即

Fen可用于評估合金在腐蝕環(huán)境下的疲勞損傷.

本文作者所在研究團隊Li 等 (2021)將低溫?zé)岣g坑視為缺口,基于FGH96 合金提出了一種新的考慮熱腐蝕和非均勻應(yīng)力場影響的腐蝕疲勞壽命估算方法.通過將定義的有效應(yīng)變幅引入Manson-Coffin-Basquin,Morrow,SWT 和Walker 模型,估算了從腐蝕坑形成到最終斷裂的疲勞壽命

式中,σmaxΔεa為缺口試驗件的最大SWT 參數(shù),方程左邊是通過權(quán)函數(shù)修正的臨界距離法得到的有效應(yīng)變范圍,右邊為傳統(tǒng)的Manson-Coffin-Basquin,Morrow,SWT 和Walker 模型.通過式(18)-式(21)即可準確估算低溫?zé)岣g疲勞壽命.

雖然唯象模型能夠較為精準的預(yù)測熱腐蝕疲勞壽命,但是,也存在如下不足: (1) 在闡述熱腐蝕損傷過程中的物理機制方面并不十分嚴格,唯象模型沒有考慮腐蝕疲勞過程中涉及到的電化學(xué)機制、腐蝕坑與裂紋的競爭準則以及小裂紋和長裂紋擴展等復(fù)雜損傷機理;(2) 熱腐蝕環(huán)境中影響高溫合金疲勞行為的因素很多,因此需要在唯象模型中考慮更多的參量,這將導(dǎo)致求解繁瑣、計算難度大;(3) 唯象模型往往需要大量的材料、測試和時間才能獲得可靠的壽命曲線,造成經(jīng)濟與時間成本的升高.

5.2 基于損傷力學(xué)的腐蝕疲勞壽命預(yù)測方法

基于損傷力學(xué)的壽命預(yù)測方法可以通過材料的損傷狀態(tài)來描述微觀缺陷的萌生和生長以及材料的斷裂行為(Jie et al.2018).基于損傷力學(xué)的壽命建模方法關(guān)鍵是定義損傷變量、建立損傷演化方程和損傷準則.Jie 等(2018)定義了一個基于裂紋尺寸的損傷變量,用來描述焊接接頭的腐蝕疲勞損傷演化過程.為了充分研究腐蝕與疲勞的耦合效應(yīng),根據(jù)Sun(2018)建立的損傷力學(xué)模型,Zheng &Wang (2020)提出了一種基于損傷力學(xué)的方法來模擬材料在腐蝕與疲勞耦合下的損傷演化.其中,如圖13所示將DCF定義為有效半徑的損失

式中,R為材料橫截面的初始半徑、Re為有效半徑、Rl=R1l+R2l為有效半徑損失,如圖13所示.R1l為腐蝕與疲勞耦合引起的缺陷尺寸,即腐蝕坑生長階段的坑深度或裂紋擴展階段的裂紋長度.R2l為由于未被腐蝕的循環(huán)應(yīng)力作用內(nèi)部的裂紋長度.根據(jù)文獻(Li &Akid 2013),在坑生長階段坑深隨時間變化規(guī)律由方程(23)得到

圖13 基于損傷力學(xué)的腐蝕疲勞損傷模型定義示意圖(Zheng &Wang 2020)

式中,ac和bc為與腐蝕環(huán)境有關(guān)的模型參數(shù).根據(jù)Turnbull 等 (2008)提出的模型可以得到裂紋擴展階段腐蝕疲勞裂紋的擴展速率模型

式中,C,p和q為與材料特性和腐蝕環(huán)境有關(guān)的模型參數(shù),ΔS為應(yīng)力范圍,通過對方程(24)積分即可得到裂紋的長度.采用式(7)中的第二個判據(jù)可得到腐蝕坑到裂紋轉(zhuǎn)變的臨界尺寸Xc和時間點tp為

根據(jù)文獻(Chaboche,1981)可以得到Df:

式中,μ、M0和B為模型參數(shù),N為荷載循環(huán)數(shù).聯(lián)立式(22)～式(26)可以得到DCF為

在此之外,也有學(xué)者(Sun 2018,Zheng &Wang 2020)基于上述連續(xù)損傷力學(xué)理論模擬了材料在腐蝕與疲勞耦合下?lián)p傷演變規(guī)律并建立了相應(yīng)的腐蝕疲勞壽命預(yù)測方法.Han 等(2019)在考慮腐蝕疲勞耦合損傷影響的基礎(chǔ)之上提出了一種基于損傷演化規(guī)律的腐蝕疲勞壽命預(yù)測疊加模型

式中,D,Dc,Dscc和Df分別為腐蝕疲勞損傷、腐蝕損傷、平均應(yīng)力引起的應(yīng)力腐蝕損傷和應(yīng)力幅引起的疲勞損傷;t為時間,N為循環(huán)次數(shù),T0為循環(huán)周期

式中,c0為無應(yīng)力狀態(tài)下的損傷累積因子;m為腐蝕損傷的累積指數(shù);σ0和σa分別為平均應(yīng)力和應(yīng)力幅;c1(σ0+σa)α為應(yīng)力對腐蝕損傷的加速效應(yīng);α和ζ為與材料相關(guān)的常數(shù);cscc為應(yīng)力腐蝕損傷的累積因子;μ和ξ為試驗常數(shù);M(σ0)為與平均應(yīng)力相關(guān)的材料參數(shù);H0為應(yīng)力腐蝕損傷的激活函數(shù),可以表示為

式中,σscc是應(yīng)力腐蝕的名義門檻值應(yīng)力.

雖然基于損傷力學(xué)模型可以對腐蝕疲勞壽命進行較為精準的預(yù)測,但不難發(fā)現(xiàn)腐蝕損傷參量的定義跟幾何結(jié)構(gòu)密切相關(guān),且一般適用于簡單結(jié)構(gòu).因此,基于損傷力學(xué)的腐蝕疲勞壽命預(yù)測方法在復(fù)雜幾何結(jié)構(gòu)中的適用性有待進一步探索.

5.3 基于斷裂力學(xué)的腐蝕疲勞壽命預(yù)測方法

對于熱腐蝕環(huán)境下的熱端部件,高溫腐蝕環(huán)境下的開裂成為關(guān)鍵的考慮因素.因此,可以基于斷裂力學(xué)構(gòu)建熱腐蝕疲勞壽命預(yù)測方法,并由此發(fā)展出可應(yīng)用于工程的損傷容限設(shè)計方法.如Chan 等(2014)提出了一種時間相關(guān)的裂紋擴展模型用于處理氧化/腐蝕、疲勞和蠕變等耦合作用下的裂紋擴展行為.Nan 等 (2008)認為腐蝕坑生長至裂紋萌生臨界尺寸的時間占總壽命的70%～80%,其提出的疲勞壽命模型包括腐蝕坑生長Ni和裂紋擴展Np兩個疲勞壽命模型,計算公式如下

式中,f為加載頻率,ai為初始裂紋長度,af為合金失效時的裂紋長度,C和B為常數(shù).

Khan 和Younas(1996)研究了基于局部應(yīng)變和線彈性斷裂力學(xué)概念的裂紋萌生與擴展模型.其核心思想是利用應(yīng)變和壽命的關(guān)系估算腐蝕疲勞裂紋萌生壽命,并采用Paris 公式估算腐蝕疲勞裂紋擴展壽命

式中,σ′f為疲勞強度系數(shù),σ0為平均應(yīng)力,C和m為表征材料抗裂紋擴展能力的材料常數(shù),ai和af分別為初始和最終的裂紋長度,Kc為材料的斷裂韌性,總壽命由裂紋萌生壽命Ni和裂紋擴展壽命Np組成.

Chen 等(2018)提出了一種新的等效表面缺陷模型.該模型利用最大腐蝕程度和腐蝕坑的縱橫比來定量描述腐蝕對疲勞壽命預(yù)測的影響,可用于腐蝕疲勞萌生和擴展壽命預(yù)測.其中,裂紋萌生壽命Ni由裂紋成核壽命Nn和小裂紋擴展壽命Nps組成.因此,總壽命Nf可以計算如下

式中,G和E分別為為剪切模量和彈性模量,S為應(yīng)力幅,a0為表面缺陷尺寸,ΔKth為應(yīng)力強度因子范圍的門檻值,Se是疲勞強度,asc是轉(zhuǎn)變點的臨界裂紋深度 (超過該深度裂紋從小裂紋擴展過渡到長裂紋擴展),β是幾何常數(shù),C和m是疲勞裂紋擴展參數(shù),a是疲勞裂紋尺寸,N是疲勞循環(huán)數(shù),ΔK和KC分別是應(yīng)力強度因子和斷裂韌性.

上述Nan 等 (2008)、Khan 和Younas(1996)、Chen 等(2018)的研究中均將腐蝕坑當(dāng)作缺陷來處理,而忽略了腐蝕對裂紋擴展驅(qū)動力、擴展速率等的影響.Pao 等(2000)的研究表明,腐蝕除了將疲勞壽命降低了2 到3 倍,還使得裂紋萌生門檻值降低了約50%.此外,不同環(huán)境對幾種高強度鋁合金裂紋擴展速率的影響已經(jīng)在文獻(Khobaib et al.1981,Holroyd &Hardie,1983)中有所報道,結(jié)果均表明腐蝕環(huán)境相對于空氣環(huán)境有更高的裂紋擴展速率.

為了避免上述局限性,Zhang 等(2019a)在關(guān)鍵缺陷萌生階段采用法拉第定律來描述點蝕過程,其中利用點蝕電流來反映不同腐蝕環(huán)境下的點蝕速率.在模擬裂紋擴展階段時,先采用了NASA 提出的NASGRO 方程替代疲勞極限修正的Paris 公式,然后再根據(jù)疲勞極限確定點蝕缺陷的臨界尺寸

式中,B、masp和Cp為材料常數(shù),Ip為與環(huán)境相關(guān)的點蝕電流,ac為臨界坑尺寸,tc為循環(huán)周期,ΔK和Kmax為與應(yīng)力范圍和應(yīng)力比相關(guān)的參數(shù),ΔKthr為疲勞極限下降時的應(yīng)力強度因子范圍,D和m為材料常數(shù),A為斷裂韌性,ai為幾何因子,取決于應(yīng)力范圍、應(yīng)力比、厚度、點蝕速率和疲勞裂紋擴展速率.式(36)由三項組成: 第一項中的點蝕是唯一的驅(qū)動力;第二項假設(shè)在tc時間內(nèi)點蝕和疲勞效應(yīng)都是裂紋擴展的驅(qū)動力并相互競爭;第三項表明較高的應(yīng)力范圍加速了點蝕過程,隨后疲勞成為裂紋擴展的主要驅(qū)動力.因此,在腐蝕和疲勞過程中該部分的時間周期tc將受到上述因素的影響.

由于腐蝕疲勞受許多關(guān)鍵因素的影響,造成該過程高度復(fù)雜.在實際情況下,腐蝕過程可能會給坑的形態(tài)帶來不確定性,但是,目前的大多數(shù)研究假設(shè)腐蝕模式為單個孤立坑.因此,為了更加接近航空發(fā)動機熱端部件的熱腐蝕損傷特征,需要對多個腐蝕坑以及腐蝕的形態(tài)開展進一步的研究.由于Ishihara 等的模型依賴于長裂紋門檻值 (ΔKth),故并不適用于小裂紋.在小裂紋萌生后,坑周圍的局部應(yīng)變誘導(dǎo)的塑性導(dǎo)致了線彈性條件的破壞(Larrosa et al.,2018),因此,使用線彈性斷裂力學(xué)來處理裂紋萌生和擴展存在適用性問題.

5.4 基于機器學(xué)習(xí)的腐蝕疲勞壽命預(yù)測方法

近年來機器學(xué)習(xí)方法在各個領(lǐng)域的設(shè)計、制造和維護中發(fā)揮著越來越重要的作用.數(shù)據(jù)驅(qū)動的機器學(xué)習(xí)建模方法引起了人們的廣泛關(guān)注.基于統(tǒng)計理論的機器學(xué)習(xí)可以在小樣本的條件下獲得較好的預(yù)測結(jié)果,且泛化能力強,對具有相同分布特征的樣本具有較好的預(yù)測能力.由于機器學(xué)習(xí)方法簡單,且無需考慮復(fù)雜機理,在實際工程應(yīng)用中潛力巨大,這為熱腐蝕疲勞壽命預(yù)測提供了新的思路.因此,建立基于人工智能 (artificial intelligence,AI) 和大數(shù)據(jù)的腐蝕疲勞損傷演化模型,對于實現(xiàn)航空發(fā)動機熱端部件精確的壽命預(yù)測具有重要意義,也是未來極其重要的發(fā)展方向.

當(dāng)前的研究工作趨向于將機器學(xué)習(xí)方法應(yīng)用于腐蝕疲勞剩余壽命評估研究.Feng 等(2022)將機器學(xué)習(xí)和有限元分析相結(jié)合,建立了腐蝕作用下橋梁纜索損傷檢測的替代模型,以估算纜索的剩余壽命.一旦獲得實時監(jiān)測數(shù)據(jù),所提出的替代模型可以更快速、靈活地診斷和評估電纜損壞,以指導(dǎo)橋梁的養(yǎng)護.Diao 等(2021)以低合金鋼的化學(xué)成分和環(huán)境特征為輸入變量,基于機器學(xué)習(xí)的隨機森林算法建立了腐蝕速率預(yù)測模型,顯示了良好的預(yù)測精度.Chou 等(2017)通過研究許多預(yù)測點蝕風(fēng)險和腐蝕速率的人工智能模型,如基于人工神經(jīng)網(wǎng)絡(luò)、支持向量機/支持向量回歸、分類回歸樹以及線性回歸的預(yù)測模型,評估了機器學(xué)習(xí)算法在提高預(yù)測點蝕風(fēng)險準確性方面的效果.對于腐蝕環(huán)境下的裂紋擴展規(guī)律,Haque &Sudhakar (2001)采用人工神經(jīng)網(wǎng)絡(luò)模型通過訓(xùn)練不同ΔK的數(shù)據(jù)來預(yù)測腐蝕疲勞裂紋擴展速率,為雙相鋼的腐蝕-疲勞裂紋擴展提供了較為可靠的預(yù)測.Cheng 等(1999)的腐蝕疲勞壽命模型不需要各種材料和環(huán)境參數(shù),只需要測量過程中的裂紋長度a和循環(huán)數(shù)N之間的關(guān)系即可.該機器學(xué)習(xí)模型可以在線監(jiān)測腐蝕疲勞裂紋擴展數(shù)據(jù),對工程應(yīng)用具有一定的現(xiàn)實意義.

此外,通過收集ME3 合金的低溫?zé)岣g疲勞數(shù)據(jù)(Gabb et al.2010),基于支持向量回歸算法提出了一種新的腐蝕疲勞壽命預(yù)測模型.該模型以腐蝕坑尺寸、溫度、應(yīng)變范圍等參數(shù)作為模型輸入變量,且采用無量綱化的方法消除了材料類型對模型參數(shù)的影響,使得模型能夠預(yù)測不同類型合金在不同載荷條件下的腐蝕疲勞壽命.由圖14可知,該模型的預(yù)測精度高于傳統(tǒng)模型,且適用于不同類型合金及其載荷和環(huán)境.對于評估腐蝕環(huán)境中航空發(fā)動機高溫結(jié)構(gòu)的腐蝕疲勞損傷具有一定的工程指導(dǎo)意義.然而,機器學(xué)習(xí)模型的有效性在很大程度上取決于足夠的可用輸入數(shù)據(jù),只有較為完整且相關(guān)性較好的數(shù)據(jù)集才有助于建立精確的腐蝕疲勞壽命預(yù)測機器學(xué)習(xí)模型.

圖14 基于支持向量回歸模型的腐蝕疲勞壽命預(yù)測結(jié)果(Gabb et al.2010)

6 考慮損傷演化全過程的分段式腐蝕疲勞壽命預(yù)測模型

正如第4 節(jié)所述,低溫型熱腐蝕全疲勞壽命可由腐蝕坑萌生tpn、腐蝕坑生長tpg、小裂紋擴展tsc、長裂紋擴展tlc四部分累加組成

式中,Ni代表熱腐蝕對應(yīng)階段的循環(huán)壽命,而ti則代表經(jīng)歷的相應(yīng)時間,f為相應(yīng)的加載頻率.低溫?zé)岣g的疲勞全壽命可由式(37)計算得出.

6.1 簡單的兩階段腐蝕疲勞壽命模型

針對飛機鋁合金結(jié)構(gòu)中的圓形鉚釘孔的腐蝕疲勞問題,Harlow &Wei (1994)基于鋁合金在水環(huán)境中的點蝕行為提出了三階段的腐蝕疲勞全壽命模型,總疲勞時間tf由下式給出

式中,Kt為圓形鉚釘孔處的應(yīng)力集中系數(shù),a0為初始腐蝕坑半徑,tci為腐蝕坑生長到表面裂紋所需的時間,ttc為表面裂紋生長成貫穿裂紋所需的時間,tcg為貫穿裂紋生長到規(guī)定的臨界長度 (作為失效準則的一部分給出) 所需的時間.裂紋萌生時的腐蝕坑半徑aci和貫穿裂紋的長度atc分別為

式中,r0為鉚釘孔的半徑,v為頻率,系數(shù)Cc反映了材料性能、微觀結(jié)構(gòu)和環(huán)境參數(shù).nc表示裂紋擴展速率對驅(qū)動力ΔK的力學(xué)相關(guān)性.這個模型是基于單一腐蝕坑缺陷構(gòu)建的,即從單個腐蝕坑到表面裂紋的轉(zhuǎn)變,隨后擴展為貫穿裂紋的過程.而裂紋擴展由電化學(xué)反應(yīng)控制的點蝕擴展模型和腐蝕疲勞裂紋擴展的冪律關(guān)系 (如Paris 定律) 控制.

6.2 考慮小裂紋擴展的四階段腐蝕疲勞壽命模型

Shi 和Mahadaven(2001b,2001a)提出的概率模型將腐蝕疲勞損傷描述為由六個狀態(tài)組成:(1) 坑形核;(2) 坑的生長;(3) 從點蝕到疲勞裂紋成核的過渡;(4) 小裂紋生長;(5) 從小裂紋到長裂紋的轉(zhuǎn)變;(6) 長裂紋擴展和斷裂.從腐蝕坑的成核到長裂紋擴展最后到斷裂,總疲勞壽命可以用以下四個階段的總和來表示

式中,tpn,tpg,tsc和tlc分別為腐蝕坑的形核時間、生長時間、小裂紋的擴展時間和長裂紋的擴展時間,aci為腐蝕坑臨界尺寸

式中,ath為從小裂紋到長裂紋的轉(zhuǎn)變尺寸,af為腐蝕疲勞的臨界尺寸,裂紋長度超過該尺寸認為結(jié)構(gòu)發(fā)生失效.該模型中應(yīng)用ΔK來描述腐蝕疲勞小裂紋擴展問題,但ΔK只適用于彈性或小范圍屈服情況下的裂紋擴展,而萌生小裂紋尖端的條件是大范圍屈服或完全塑性,因此,小裂紋問題超出了線彈性斷裂力學(xué)評估方法的適用范圍,得到的壽命預(yù)測結(jié)果是值得懷疑的.此外,由于沒有考慮腐蝕和機械載荷之間的任何相互作用,腐蝕坑的生長被認為是完全由腐蝕控制的,這將導(dǎo)致對疲勞壽命較為保守地估計.

6.3 考慮環(huán)境與機械載荷耦合效應(yīng)的腐蝕疲勞模型

Sriraman 和Pidaparti (2009)提出了一種基于機理的腐蝕疲勞模型,試圖采用綜合方法來解決該問題.該模型考慮了腐蝕環(huán)境和循環(huán)應(yīng)力的耦合效應(yīng),即疲勞載荷會影響點蝕過程.腐蝕疲勞過程由腐蝕坑的萌生和生長 (在循環(huán)應(yīng)力和環(huán)境的共同影響下),臨界深度尺寸的點蝕裂紋成核 (點蝕到裂紋的轉(zhuǎn)變),小裂紋的擴展以及表示失效的最終長裂紋擴展幾個階段組成.因此,總壽命Nf可由下式給出

式中,Ni和Np分別為裂紋萌生壽命和擴展壽命.腐蝕坑的生長模型以及臨界坑尺寸apc分別為

式中,C1和C2分別為小裂紋和長裂紋的疲勞系數(shù),m1和m2分別為對應(yīng)的疲勞指數(shù),β1和β2分別為對應(yīng)的裂紋幾何因子.小裂紋向長裂紋轉(zhuǎn)變階段對應(yīng)的裂紋長度為atr,af為最終破壞的臨界裂紋長度.后者是應(yīng)力幅值和材料斷裂韌性Kc的函數(shù).當(dāng)R=-1 時,Kc可由式(44)計算得出

該模型考慮了疲勞載荷對點蝕的影響,能夠較好地預(yù)測合金的腐蝕疲勞壽命.然而,他們在模型中將腐蝕坑描述為一個半球,因此未能考慮深寬比對腐蝕坑和腐蝕過程疲勞載荷的影響.

由于腐蝕坑的形態(tài)對裂紋萌生壽命預(yù)測中的應(yīng)力集中和應(yīng)力強度因子有一定的影響.Mao等(2014)提出了一種考慮腐蝕坑縱橫比 (圖15) 的裂紋萌生壽命預(yù)測模型

圖15 合金表面腐蝕坑的形貌和尺寸

在λ≥ 1 的情況下

1/2 ＜λ＜ 1 的情況下

λ≤ 1/2 的情況下

式中,Q為形狀因子,應(yīng)力集中系數(shù)Kt和臨界坑尺寸Cth分別為

上述模型通過深寬比為特征來描述腐蝕坑的形貌.盡管有一定程度的簡化處理,但是基于12%Cr 不銹鋼試驗數(shù)據(jù)(Mu et al.2011)的驗證結(jié)果表明該模型較Sriraman 和Pidaparti (2010)的預(yù)測結(jié)果精度有所提高.

6.4 考慮所有階段的綜合確定性腐蝕疲勞壽命模型

腐蝕坑的生長和疲勞裂紋成核控制著腐蝕疲勞的裂紋萌生壽命.Wang 等(2001)認為腐蝕-疲勞相互作用期間點蝕的發(fā)展是由包括腐蝕坑成核、生長、坑到裂紋的轉(zhuǎn)變、腐蝕坑的相互連接形成裂紋以及裂紋擴展到最終的失效這一系列過程組成.與腐蝕坑生長階段相比,腐蝕疲勞中的坑成核過程很少受到關(guān)注.在Shi 和Mahadaven (2001a,2001b)提出的腐蝕疲勞全壽命模型中,腐蝕疲勞壽命包括形成臨界坑到裂紋轉(zhuǎn)變尺寸 (疲勞導(dǎo)致的坑形核和環(huán)境導(dǎo)致的坑生長) 所需的循環(huán)和裂紋擴展至失效所需的循環(huán),如下

式中,Nf代表總的失效循環(huán)數(shù),為萌生壽命Ni和擴展壽命Np之和.疲勞裂紋萌生壽命模型使用線性累積損傷理論 (liner accumulated damage,LAD) 對點蝕為主的疲勞和腐蝕損傷的貢獻進行求和.值得注意的是小裂紋從腐蝕坑處萌生仍需要相當(dāng)多的循環(huán)加載,這是該模型中考慮疲勞裂紋成核的主要原因.

在腐蝕坑生長階段,坑的尺寸由以下方程確定

式中,M為物質(zhì)的分子量,n為化合價,F為法拉第常數(shù),ρ為密度,ΔH為活化能,R和T分別為通用氣體常數(shù)和溫度,Ip為點蝕電流系數(shù),t為坑生長到apit的半徑所需要的時間.因此,可以得到臨界腐蝕坑的尺寸為

式中,a為坑半徑,Kt為應(yīng)力集中系數(shù) (由圓形鉚釘孔的應(yīng)力集中作用產(chǎn)生).而疲勞裂紋萌生模型可由以下式確定

式中,為裂紋萌生所需的循環(huán)數(shù),Ws為比斷裂能,Δτ為局部剪應(yīng)力的范圍,τf為位錯運動需要克服的摩擦應(yīng)力;A為一個取決于材料性質(zhì)和初始裂紋類型的函數(shù),由方程(55)確定;G為體積剪切模量,Gi為夾雜物 (腐蝕坑) 的剪切模量,l是為滑帶的半長,h為橢圓滑帶區(qū)域的半短長度,v為泊松比.在該模型中裂紋萌生尺寸被認為是初始坑尺寸a0.ΔσDR為材料在應(yīng)力比R下的疲勞極限.綜合腐蝕坑生長時間和疲勞裂紋萌生壽命,可得到腐蝕疲勞裂紋萌生壽命為

在裂紋擴展階段,考慮了小裂紋擴展行為的腐蝕疲勞裂紋擴展模型為

由于該模型考慮了腐蝕疲勞過程中包括裂紋成核、生長、小裂紋以及長裂紋擴展的所有階段,因此對腐蝕疲勞壽命的預(yù)測更加全面.值得注意的是,由腐蝕坑轉(zhuǎn)變?yōu)闉樾×鸭y仍需要一定的循環(huán)次數(shù).因為不同的機制控制每個階段,故不同階段需要分別建模.腐蝕坑的生長模型和疲勞裂紋萌生模型中還需要包括其他重要的物理現(xiàn)象,如電化學(xué)電位、腐蝕物濃度、應(yīng)力比以及硬度等.此外,由于對坑內(nèi)裂紋萌生機理還不是十分清楚,故裂紋萌生階段存在很大的不確定性.為了更好地預(yù)測熱腐蝕疲勞壽命,未來尚需做更多的工作來進一步了解隨機變量及其在航空發(fā)動機熱端部件上的熱腐蝕疲勞過程中的作用.

當(dāng)前模型中僅考慮了由點蝕引起的一個損傷部位,而實際的腐蝕過程卻涉及多個部位同時損傷.因此未來的工作需要將多部位點蝕損傷分析中納入多階段模型,以預(yù)測實際結(jié)構(gòu)的熱腐蝕概率壽命.Chan 等提出了一套熱腐蝕模型用于處理低溫?zé)岣g過程中硫酸鹽的沉積、腐蝕坑的形成、生長以及腐蝕坑向裂紋的轉(zhuǎn)變過程(Chan et al.2016,2020b,2020a).DARWIN 軟件中的HOTPITS 模塊正是基于上述模型而進行開發(fā)的.

7 國內(nèi)外航空行業(yè)抗腐蝕方法

7.1 抗腐蝕材料選擇

由于航空發(fā)動機服役環(huán)境的多變性和載荷的復(fù)雜性,從上個世紀80年代開始,先進的燃氣渦輪發(fā)動機已經(jīng)逐步將新開發(fā)的鈦合金、粉末合金、定向凝固鑄造合金和單晶鑄造合金應(yīng)用于風(fēng)扇葉片、渦輪盤以及渦輪葉片之中.通過調(diào)控合金中Ti、Al、W、Co、Hf、Cr 等元素的含量使合金強度達到航空發(fā)動機零部件所需的要求水平.雖然合金中Al 和Cr 的含量經(jīng)過調(diào)整可以達到滿足環(huán)境抗性的要求,但造成的后果是高溫合金的熔化溫度和蠕變強度顯著降低.因此,在渦輪葉片的選材上應(yīng)經(jīng)過充分的綜合考慮,如疲勞、蠕變、熱機械疲勞以及熱腐蝕抗性等.

為了對航空發(fā)動機的壓氣機結(jié)構(gòu)、渦輪盤、葉片等結(jié)構(gòu)的抗環(huán)境性能進行評價,統(tǒng)計了當(dāng)前國內(nèi)外相關(guān)合金的Cr 和Al 元素的水平,如圖16所示.其中,橫坐標(biāo)和縱坐標(biāo)分別代表Cr 和Al 的含量.隨著Cr 和Al 含量的不斷升高,表示合金的抗熱腐蝕和抗氧化性的不斷增強.定向凝固合金DZ38G 和我國一代單晶DD8 由于Cr 含量相對較高而具有較強的抗熱腐蝕能力,適用于海洋環(huán)境長期運行的發(fā)動機渦輪葉片,如艦艇燃氣輪機渦輪葉片.普惠公司開發(fā)的二代單晶合金PWA1484 主要應(yīng)用于PW2000,PW4000 和V2500 型號的發(fā)動機.Rolls-Royce 開發(fā)的CMSX 系列鎳基單晶高溫合金主要應(yīng)用于Trent 系列發(fā)動機.例如,Trent1000 發(fā)動機的渦輪葉片材料為第三代單晶CMSX-10K.此外,RenéN5 作為GE90 和CFM56-7發(fā)動機葉片的制造材料,而René142 主要應(yīng)用于CF6 發(fā)動機.可以看到這三種合金的Cr 元素含量相對來說偏低,故其合金的抗熱腐蝕性能較低.目前,國內(nèi)的三代單晶尚處于考核驗證階段,還未進行大量應(yīng)用.國外四代單晶已經(jīng)開始試車考核,我國的四代單晶還處于研制階段.另一方面,由于風(fēng)扇及壓氣機的工作溫度較低,其遭受的熱腐蝕速率相對較低,故選用強度較好且質(zhì)量較輕的鈦鋁合金.

圖16 航空發(fā)動機關(guān)鍵零部件合金的環(huán)境抗性評價圖

7.2 零件制造

在制造工藝方面,相關(guān)的表面處理工藝技術(shù) (如高度拋光、噴砂、噴丸以及涂覆涂層) 已應(yīng)用于發(fā)動機關(guān)鍵部件的抗腐蝕.相關(guān)研究表明激光噴丸和常規(guī)噴丸表面處理可以改善316L 鋼在NaCl 溶液中的點蝕行為(Peyre et al.2000).Rolls-Royce 公司針對熱腐蝕疲勞的噴丸強化技術(shù)優(yōu)化的研究表明(Gibson et al.2016),特定的噴丸處理可為720Li 鎳基高溫合金提供了整體最佳性能.然而,Gabb 等 (2010),Gangloff (2008)在試驗室條件下對ME3 合金進行熱腐蝕暴露24小時后發(fā)現(xiàn)疲勞壽命約降低了96%～98%,如圖17所示.噴丸之后的疲勞壽命依然呈現(xiàn)出顯著下降的趨勢,這表明單獨的噴丸工藝并不能完全阻止熱腐蝕環(huán)境對合金的侵蝕.Bao 等(2022)的研究表明噴丸誘導(dǎo)的壓縮殘余應(yīng)力通過降低外加載荷而抑制疲勞裂紋擴展,但其增加的表面粗糙度促進了局部點蝕的發(fā)展.總之,經(jīng)優(yōu)化后的噴丸工藝可以提高耐腐蝕性.

涂覆保護涂層是抗腐蝕的最有效方法.如圖17的結(jié)果顯示在表面涂覆保護涂層后,合金的疲勞壽命下降得到了明顯改善,這是由于帶涂層的試驗件避免了高溫熔融鹽與合金基體的直接接觸,有效地阻止了腐蝕坑的形成,從而保護基體避免遭受熱腐蝕環(huán)境的侵蝕.故現(xiàn)階段重型燃氣輪機防止腐蝕的主要方法是通過對熱端部件的表面涂覆保護涂層.然而,涂層的尺寸厚度、Cr 元素含量、缺陷形貌以及與基體的結(jié)合強度顯著影響合金的抗腐蝕性能.因此,需要選擇合適的涂層工藝.

圖17 涂覆防腐蝕涂層前后經(jīng)熱腐蝕氧化暴露后的ME3 合金疲勞壽命以及微觀損傷形貌(Gabb et al.2010,Gangloff 2008).

為了保護渦輪盤免受氧化和熱腐蝕攻擊,GE,NASA 以及Honeywell Aerospace(Gabb et al.2015;Nesbitt et al.2017,2018,2019,2020)合作開發(fā)了一種新的涂層NiCr-Y 以保護這些部件.圖18所示研究結(jié)果發(fā)現(xiàn),在氧化和熱腐蝕環(huán)境暴露的情況下雖然帶涂層的樣品壽命比未帶涂層高1.7～2 倍,但無論是否涂覆防腐蝕涂層,合金的疲勞壽命都有所降低,且導(dǎo)致失效的主裂紋總是從表面開始萌生.微觀檢測發(fā)現(xiàn)(Nesbitt et al.2017)涂層中存在的兩種表面缺陷(如圖18所示的球型噴濺和針孔狀缺陷),顯著降低了基體合金的疲勞壽命.而諸如高度拋光、濕噴砂以及噴丸強化等處理工藝會改善材料的表面狀態(tài)而影響抗開裂能力.高度拋光通過提高材料表面光潔度而避免表面裂紋的萌生;噴丸強化會在部件中產(chǎn)生近表面壓應(yīng)力,有利于減少由于表面缺陷造成的表面裂紋.因此在航空發(fā)動機熱端部件應(yīng)用防腐蝕涂層技術(shù)時需要結(jié)合高度拋光、濕噴砂以及噴丸強化等工藝以避免涂層部件疲勞壽命的顯著降低.為了提升合金在腐蝕環(huán)境下的疲勞壽命,Nesbitt 和Gabb 等在涂覆防腐蝕涂層之前對試驗件基體表面進行一系列處理.隨后在氧化和熱腐蝕暴露之后,系統(tǒng)比較了涂層表面完整性對疲勞壽命的影響.如圖18(c)所示，結(jié)果表明經(jīng)過特定的工藝處理,涂層合金的疲勞壽命表現(xiàn)出不同程度的提升.故進行多種處理工藝的有效結(jié)合可應(yīng)用于航空發(fā)動機的防腐蝕設(shè)計.

圖18 (a)涂層表面和(b)縱向截面缺陷形貌;(c)不同工藝處理后的ME3 合金暴露于氧化和熱腐蝕環(huán)境中的疲勞壽命(Nesbitt et al.2018)

7.3 考慮腐蝕因素的強度設(shè)計方法

早期是根據(jù)腐蝕環(huán)境中獲得的大量數(shù)據(jù)和曲線而進行熱端部件的壽命設(shè)計方法研究.但是如何使用這些數(shù)據(jù)的規(guī)則卻并不十分完善,尤其是在腐蝕環(huán)境與循環(huán)載荷共同作用的情況下,更造成壽命預(yù)測的困難.因此,當(dāng)時的科研人員認為當(dāng)時的研究工作不足以構(gòu)成計算腐蝕疲勞壽命的基礎(chǔ),需要投入大量相關(guān)的研究經(jīng)費.較早涉及到腐蝕相關(guān)的設(shè)計方法有我國航空行業(yè)以及國家軍用標(biāo)準,如飛機結(jié)構(gòu)防腐蝕設(shè)計要求(2000)、軍用飛機腐蝕防護設(shè)計和控制要求(1996)、海軍航空裝備腐蝕控制要求指南(2004)、航空渦輪噴氣和渦輪風(fēng)扇發(fā)動機通用規(guī)范(1987)、航空渦輪螺槳和渦輪軸發(fā)動機通用規(guī)范(1987)以及我國的航空發(fā)動機設(shè)計手冊 (第18 冊) 等.事實上,這種方法所用到的參數(shù)都是從試驗數(shù)據(jù)中回歸出來的,純粹是唯象的.因此需要在試驗室進行大量的疲勞試驗,而且通常修改得越精細需要的試驗量就越大,這使得壽命預(yù)測既昂貴又耗時.而且導(dǎo)致預(yù)測的壽命偏保守或者危險,甚至造成災(zāi)難性的后果.

對于長期在腐蝕環(huán)境下工作的部件,為了不發(fā)生應(yīng)力腐蝕開裂,工作應(yīng)力應(yīng)低于材料的應(yīng)力腐蝕門檻應(yīng)力σ并有一定的安全裕度.其次,存在初始裂紋部件的應(yīng)力強度因子應(yīng)小于材料的應(yīng)力腐蝕臨界應(yīng)力強度因子,即KI＜KISCC,不發(fā)生應(yīng)力腐蝕斷裂.最后,對于在腐蝕環(huán)境下疲勞強度有所降低的材料,壽命仍應(yīng)滿足低循環(huán)疲勞設(shè)計準則的要求.然而,對于預(yù)計多年內(nèi)不會出現(xiàn)明顯疲勞損傷的熱端部件這種方法有嚴重的局限性,因為它沒有考慮熱腐蝕和疲勞損傷的相互促進作用,如腐蝕坑的形成造成裂紋的過早萌生.這將嚴重縮短部件的疲勞壽命,使得這種設(shè)計標(biāo)準不足以保障現(xiàn)代航空發(fā)動機的安全性能.

當(dāng)前國外主要是基于缺陷容限的設(shè)計標(biāo)準.Rolls-Royce 使用特定的操作數(shù)據(jù),包括選定的發(fā)動機參數(shù)、可能的污染物暴露 (城市環(huán)境類型和假設(shè)的飛行路徑) 和起飛條件下的時間,構(gòu)建了一個特定的腐蝕疲勞壽命模型.腐蝕疲勞壽命模型是另一種風(fēng)險緩解措施,用于預(yù)測腐蝕損傷的預(yù)期水平.該研究的目的是識別出有腐蝕風(fēng)險的航空發(fā)動機,以便拆卸和更換葉片,提高機隊的可靠性.然而,在研究過程中發(fā)現(xiàn)該模型并不能幫助預(yù)測腐蝕損傷水平并進一步降低風(fēng)險,故該腐蝕疲勞壽命模型的相關(guān)研究已經(jīng)停止(2021.Incident Investigation Final Report).

由于缺陷容限壽命預(yù)測方法并沒有考慮腐蝕環(huán)境對裂紋擴展的加速作用,故總體來說預(yù)測還是偏危險.當(dāng)前我國關(guān)于航空發(fā)動機這方面的設(shè)計標(biāo)準還處于起步階段,尚無相關(guān)的標(biāo)準可以借鑒.因此,必須首先了解熱腐蝕損傷對應(yīng)力、疲勞壽命和剩余強度的影響,制定并完善相關(guān)的設(shè)計準則,以確保維修人員在發(fā)動機安全性能發(fā)生嚴重退化之前開展維護檢查和維修行動.目前已有相當(dāng)多的研究成果,如西南研究院以及NASA 已經(jīng)開發(fā)出了一種抗腐蝕涂層并形成了一種概率風(fēng)險軟件HOTPITS.但就目前來說這些研究還沒有形成相關(guān)的航空行業(yè)標(biāo)準.為了保障長期在沿海、火山以及空氣污染環(huán)境下的航空發(fā)動機的可靠性,急需形成一套完整的并考慮多種因素的熱腐蝕疲勞壽命預(yù)測方法.

7.4 外場航空發(fā)動機腐蝕處理規(guī)范

在航空發(fā)動機服役中,需要對航空發(fā)動機進行定期檢查和維修.無論是在倉庫還是在現(xiàn)場進行的腐蝕維護,都可以被視為清潔、檢查和維修的循環(huán)過程.首先是定期去除表面的環(huán)境污染物,從而防止熔融鹽的沉積而導(dǎo)致熱腐蝕的發(fā)生.在某些情況下,清潔過程包括移除防護涂層系統(tǒng),以便進行檢查.隨后是檢查過程,腐蝕的檢查方法一般分為三種(Corrosion Removal Techniques): 作為目前應(yīng)用最為廣泛的技術(shù),目視檢查是檢測和評估腐蝕最有效的方法之一.即使用眼睛直接觀察表面或以低入射角檢測腐蝕.鏡子、內(nèi)窺鏡、光學(xué)千分尺和深度計等輔助工具可用于目視檢查.其次,使用手的觸覺也是一種有效的檢查方法,用于檢測發(fā)生在難以觀測到的隱藏部位的嚴重腐蝕.最后,無損檢測 (non-destructive inspection,NDI) 方法可用于檢測腐蝕,如液體滲透、磁粉、渦流、X 射線、超聲波和聲發(fā)射.但NDI 方法具有一定的局限性,渦流、X射線以及超聲波檢查需要正確校準每次使用的設(shè)備和參考標(biāo)準以獲得可靠的結(jié)果,且只有合格并經(jīng)認證的NDI 人員才能執(zhí)行檢測任務(wù).

一般來說,按腐蝕發(fā)生的嚴重程度將其分為輕度腐蝕、中度腐蝕以及嚴重腐蝕三種類型(Corrosion Removal Techniques).輕度腐蝕以最大深度約為0.001 英寸 (25.4 μm) 的變色或點蝕為特征.中度腐蝕的特征與輕度腐蝕相似,但可能有一些水泡或結(jié)垢和剝落的跡象,其點蝕深度可能深達0.010 英寸 (254 μm).而嚴重腐蝕伴有嚴重的起泡剝落和結(jié)垢或剝落,且點蝕深度超過254 μm.最后,當(dāng)檢測到腐蝕損傷后需及時對腐蝕區(qū)域的腐蝕產(chǎn)物進行清除并恢復(fù)結(jié)構(gòu)表面的保護層.如渦輪葉片的外部涂層破裂或受損,則需要修復(fù)涂層以保護鎳基合金免受氧化和腐蝕侵蝕.當(dāng)腐蝕損傷超過結(jié)構(gòu)維修手冊中設(shè)定的損傷限度時,必須及時更換受腐蝕影響的部件或者獲得FAA 批準的繼續(xù)維修該部件的工程授權(quán)(Corrosion Removal Techniques).當(dāng)前大概有三種標(biāo)準方法可以去除腐蝕,即水洗法、機械法和化學(xué)法.使用合適的清潔劑定期清洗壓氣機是防止航空發(fā)動機發(fā)生熱腐蝕的有效措施.符合MIL-C-43616《飛機表面清潔劑》和MIL-C-85704《渦輪發(fā)動機氣路清潔劑》規(guī)范的溶劑乳液清潔劑在稀釋后成為乳液可軟化油性土壤,使其被清潔劑乳化并沖洗掉.在清洗壓氣機以去除沉積物和灰塵時,必須確保沒有污染物沖入渦輪系統(tǒng)并沉積在熱端部件表面(Rossmann).機械方法包括使用砂紙、金屬絨以及砂輪、砂盤等的手工和機械打磨拋光.此外,噴砂也是一種用于去除銹蝕和腐蝕的方法.機械腐蝕去除技術(shù)均可用于三個級別的腐蝕損傷.而化學(xué)去除腐蝕的方法僅限于輕度腐蝕,并且化學(xué)物質(zhì)不能遷移擴散至其他區(qū)域.針對涂覆有保護涂層的熱端部件,GE 已開發(fā)了相關(guān)的腐蝕去除技術(shù),如圖19顯示了熱腐蝕產(chǎn)物處理之前和之后的葉片形貌宏觀圖.其中微觀圖片證實了腐蝕產(chǎn)物的去除沒有對未受腐蝕影響的相鄰?fù)繉釉斐蓳p傷.該腐蝕去除技術(shù)是利用化學(xué)反應(yīng)來完成的,通過侵蝕各個階段形成的腐蝕產(chǎn)物可以很容易去除葉片表面的腐蝕損傷.

圖19 經(jīng)熱腐蝕暴露后CFM56-3 型發(fā)動機HPT 葉片通過腐蝕去除工藝處理前后形貌對比(Conner &Weimer 2000).

為了防止會導(dǎo)致腐蝕疲勞促進應(yīng)力集中的危險點蝕,必須有計劃的對有存在潛在失效風(fēng)險的零件進行足夠早的大修.及早充分檢查發(fā)動機部件的狀態(tài),渦輪葉片的熱腐蝕氧化特征可以通過目視、觸摸以及NDI 手段檢測到.然后將通過檢測到的點蝕尺寸信息與采用斷裂力學(xué)方法建立的腐蝕疲勞壽命模型聯(lián)系起來可以實時檢測發(fā)動機關(guān)鍵部件的真實狀態(tài),在對受熱腐蝕影響的發(fā)動機部件進行較為合理的損傷評估后能夠粗略估計其剩余壽命用以確定準確的維修間隔,保證飛行安全.

8 結(jié)論與展望

本文對低溫?zé)岣g疲勞損傷機理、疲勞壽命模型和防腐蝕設(shè)計方法進行了系統(tǒng)的綜述.主要有以下幾點結(jié)論:

(1) 表面腐蝕坑和腐蝕層形貌是低溫?zé)岣g和高溫?zé)岣g的典型特征.腐蝕坑作為裂紋的萌生部位顯著影響合金的疲勞壽命,導(dǎo)致壽命下降約40%～90%.低溫?zé)岣g疲勞損傷演化過程包括從腐蝕坑的形核、生長到小裂紋、長裂紋的擴展四個階段.在總壽命前約25%的循環(huán)壽命內(nèi),腐蝕元素侵蝕占主導(dǎo)作用;之后的75%循環(huán)壽命內(nèi),腐蝕疲勞裂紋擴展占主導(dǎo).

(2) 低溫?zé)岣g疲勞壽命模型主要有唯象模型、損傷力學(xué)模型、斷裂力學(xué)模型和機器學(xué)習(xí)模型.在不同應(yīng)用場景,上述模型均可量化熱腐蝕造成的壽命變化.但是,唯象模型無法描述熱腐蝕疲勞損傷演化機理,故不能準確評估熱腐蝕疲勞裂紋擴展的真實狀態(tài);損傷力學(xué)壽命預(yù)測方法的損傷參量定義跟幾何模型密切相關(guān),難以應(yīng)用于形狀復(fù)雜的機械結(jié)構(gòu);斷裂力學(xué)模型可較好地描述熱腐蝕疲勞損傷演化過程,但在多尺度應(yīng)用方面和腐蝕斷裂準則等方面尚需進一步研究;機器學(xué)習(xí)模型具有經(jīng)濟、簡單的優(yōu)勢,但需要較為完備的數(shù)據(jù)庫作為支撐.

(3) 考慮腐蝕疲勞損傷演化過程的分段式壽命預(yù)測模型能夠較好地描述腐蝕疲勞損傷演化全過程.但整個建模過程涉及力學(xué)、化學(xué)等多學(xué)科的耦合,造成模型的參數(shù)較多且難以確定;此外,目前各階段間的轉(zhuǎn)變點尚無統(tǒng)一的定義;上述因素均給熱腐蝕疲勞全壽命的預(yù)測帶來了困難.

(4) 通過調(diào)整高溫合金中Al 和Cr 元素的含量,可以較好地控制高溫合金的抗氧化和腐蝕行為;同時,噴丸、噴砂以及涂層等工藝常被用來進行防腐蝕設(shè)計.在考慮腐蝕的結(jié)構(gòu)設(shè)計方面,國外已形成了一款考慮腐蝕缺陷的概率損傷容限設(shè)計軟件HOTPITS;在外場運行維護階段,一般采用清潔、檢查、維修的規(guī)范流程來進行處理熱腐蝕損傷.

對于航空發(fā)動機低溫?zé)岣g疲勞壽命問題研究的未來發(fā)展,提出以下粗淺建議:

(1) 對于新材料的熱腐蝕疲勞問題亟待開展研究.比如,目前增材制造技術(shù)得到相當(dāng)廣泛的應(yīng)用,但是增材制造材料和零部件的抗腐蝕性相對較弱;因此,若能在增材制造中構(gòu)建元素-微觀結(jié)構(gòu)-宏觀抗腐蝕性能的關(guān)聯(lián)模型,那么就能有效地支撐增材制造技術(shù)的應(yīng)用.

(2) 國外的HOTPITS 已在渦輪盤概率壽命預(yù)測應(yīng)用方面取得了較好的效果,但其中的腐蝕疲勞小裂紋擴展階段機制尚不清楚,因此,需要借助先進手段進行小裂紋擴展研究以得到更加精確的小裂紋擴展模型,進而發(fā)展出適應(yīng)于我國航空發(fā)動機的熱端部件抗腐蝕疲勞壽命設(shè)計方法和相應(yīng)軟件.

(3) 基于現(xiàn)有檢測手段的剩余強度評估方法可應(yīng)用于發(fā)動機的熱腐蝕損傷,但是由于航空發(fā)動機熱端部件的材料各向異性和幾何結(jié)構(gòu)復(fù)雜,目前尚未建立起檢測信號與熱端部件結(jié)構(gòu)腐蝕損傷程度的映射關(guān)系.因此,亟待構(gòu)建基于無損檢測信息的熱端部件熱腐蝕疲勞剩余壽命預(yù)測方法,從而為海洋環(huán)境中的航空發(fā)動機運行維護提供指導(dǎo).

(4) 當(dāng)今人工智能技術(shù)的快速發(fā)展在先進裝備的設(shè)計、制造和維護發(fā)揮著巨大作用.因此,有必要建立基于人工智能技術(shù) (如數(shù)字孿生等) 的先進裝備結(jié)構(gòu)腐蝕疲勞損傷演化模型,實現(xiàn)零部件、結(jié)構(gòu)實時準確的損傷狀態(tài)監(jiān)控.

總之,對于長期在腐蝕環(huán)境中服役的航空發(fā)動機來說,通過深入理解其熱端部件的制造材料的熱腐蝕疲勞損傷過程機理,建立能夠應(yīng)用于航空發(fā)動機熱端部件的熱腐蝕疲勞壽命預(yù)測方法,同時結(jié)合先進無損檢測手段將可實現(xiàn)航空發(fā)動機熱端部件可靠性和壽命的合理評價,這是保障航空發(fā)動機安全運行的核心基礎(chǔ)問題之一.熱腐蝕疲勞壽命預(yù)測方法等相關(guān)研究有助于為先進航空發(fā)動機熱端部件設(shè)計、安全評估和壽命預(yù)測提供理論支持,具有重要的理論意義和廣闊的應(yīng)用前景.

致 謝國家自然科學(xué)基金資助項目(51975027).