航空發(fā)動機(jī)渦輪盤輪緣凸塊塑性變形失效分析

劉博志，邱豐，徐倩，林中楠，佟文偉，韓振宇

（中國航發(fā)沈陽發(fā)動機(jī)研究所，沈陽 110015）

0 引言

渦輪盤屬于航空發(fā)動機(jī)的熱端部件，是航空發(fā)動機(jī)上最核心的零件之一，其在4大熱端部件（燃燒室、導(dǎo)向器、渦輪葉片和渦輪盤）中所占的質(zhì)量最大。隨著航空發(fā)動機(jī)推重比的逐漸提高，對渦輪盤的性能要求也越來越高，渦輪盤的質(zhì)量和性能將直接影響發(fā)動機(jī)和飛機(jī)的可靠性和使用壽命。某發(fā)動機(jī)工作后檢查發(fā)現(xiàn)，GH4169合金渦輪盤全部輪緣凸塊發(fā)生異常塑性變形，最嚴(yán)重部位對應(yīng)的渦輪葉片榫頭距離榫槽槽底徑向間隙增大，導(dǎo)致葉冠與機(jī)匣發(fā)生碰摩，嚴(yán)重影響了發(fā)動機(jī)的工作安全。因此，明確渦輪盤產(chǎn)生塑性變形的原因，研究故障機(jī)理，防止此類故障再次發(fā)生，對保證發(fā)動機(jī)工作安全具有重要意義。

以GH4169合金為基體的渦輪盤是目前中國用量最多、也是最為常見的渦輪盤。張海燕等針對GH4169合金渦輪盤在實(shí)際生產(chǎn)中的組織不均勻性問題，優(yōu)化了合金盤的熱模鍛工藝；劉帥等通過分析GH4169合金渦輪盤鍛件不同部位變形特點(diǎn)，研究了不同組織狀態(tài)產(chǎn)生的根本原因，給出了評價渦輪盤鍛件組織均勻性的方法，并得到了較好的GH4169合金渦輪盤鍛造工藝；Hernandez等采用熱動源模型和瞬態(tài)熱分析相結(jié)合的手段，研究了該合金惰性氣體保護(hù)焊的熱循環(huán)曲線，分析了不同冷卻速率下熔融區(qū)和熱影響區(qū)顯微組織的轉(zhuǎn)變規(guī)律；張尊禮等研究了不同熱處理制度對GH4169合金冷軋構(gòu)件組織性能的影響規(guī)律；Tin等采用一體化集成模型模擬了GH4169等鎳基高溫合金渦輪盤最終熱處理制度下的凝固過程；Kuo等對比了GH4169合金在經(jīng)過不同熱處理制度后微觀組織的蠕變失效行為，得到了更優(yōu)熱處理工藝；孔永華等根據(jù)蠕變性能測試和組織觀察結(jié)果，評價了直接時效熱處理后的熱連軋合金蠕變壽命是標(biāo)準(zhǔn)熱處理徑鍛合金的2倍。上述對GH4169合金的研究主要集中于生產(chǎn)工藝、熱處理、高溫疲勞與蠕變性能等方面，很少從析出相的析出及演化角度來分析構(gòu)件在失效過程中微觀組織與力學(xué)性能之間的內(nèi)在聯(lián)系。

本文通過對輪緣變形的渦輪盤進(jìn)行失效分析，深入開展模擬試驗(yàn)，研究并總結(jié)了GH4169合金基體組織、外觀顏色、力學(xué)性能與加熱溫度、時間、應(yīng)力等因素之間的演變規(guī)律，并將研究結(jié)果與故障渦輪盤輪緣凸塊進(jìn)行對比分析。

1 試驗(yàn)過程與結(jié)果

1.1 宏觀觀察

故障渦輪盤局部宏觀圖像如圖1所示。從圖中可見，1個榫槽兩側(cè)的輪緣凸塊產(chǎn)生明顯塑性變形。經(jīng)測量得知：全部輪緣凸塊中最大的伸長量為1.9 mm，其他輪緣凸塊也都產(chǎn)生了0.2～0.4 mm左右的塑性變形，而渦輪盤其他部位均未發(fā)生塑性變形。分解檢查發(fā)現(xiàn)，變形量最大的輪緣凸塊與渦輪盤彈簧鎖片缺口位置對應(yīng)。

圖1 故障渦輪盤局部宏觀圖像

1.2 材質(zhì)分析

1.2.1 成分分析

對故障渦輪盤不同部位的輪緣凸塊基體進(jìn)行能譜分析，其結(jié)果見表1。主要合金元素質(zhì)量分?jǐn)?shù)與材料標(biāo)準(zhǔn)GJB 2612-1996的要求基本相符。

表1 故障渦輪盤輪緣凸塊基體能譜分析結(jié)果 wt%

1.2.2 組織檢查

從故障渦輪盤輪緣凸塊部位取徑向截面試樣進(jìn)行金相組織分析，其低倍腐蝕形貌如圖2所示。從圖中可見，在低倍腐蝕條件下輪緣凸塊部位存在暗腐蝕區(qū)，不符合材料標(biāo)準(zhǔn)要求。其中，變形最大凸塊的暗腐蝕區(qū)在盤前后兩側(cè)的寬度基本一致；其它凸塊盤前側(cè)暗腐蝕區(qū)的寬度大于盤后側(cè)暗腐蝕區(qū)的寬度。

圖2 輪緣凸塊部位徑向截面低倍腐蝕形貌

渦輪盤輪緣凸塊基體高倍組織形貌如圖3所示。對故障渦輪盤基體進(jìn)行高倍組織檢查發(fā)現(xiàn)，全部輪緣凸塊基體組織中δ相大量析出，其中變形最大凸塊中δ相析出程度略高于其它輪緣凸塊的。輪緣凸塊基體組織中δ相評級為6～7級，不符合標(biāo)準(zhǔn)要求（標(biāo)準(zhǔn)為不高于5級）。渦輪盤其他部位基體高倍組織形貌如圖4所示。渦輪盤其他部位δ相評級為2～3級，符合標(biāo)準(zhǔn)要求，且與原料級別一致，表明渦輪盤其他部位基體中的δ相無明顯析出。

圖3 渦輪盤輪緣凸塊基體高倍組織形貌

1.2.3 硬度測試

對故障渦輪盤不同位置的截面進(jìn)行硬度測試，故障渦輪盤硬度值沿徑向變化如圖5所示。從圖中可見，大多數(shù)位置截面的硬度水平基本一致，且符合標(biāo)準(zhǔn)要求；只有輪緣凸塊部位的硬度值減小明顯，且低于標(biāo)準(zhǔn)要求（標(biāo)準(zhǔn)要求HB≥388）。

圖4 渦輪盤其他部位基體高倍組織形貌

圖5 故障渦輪盤硬度值沿徑向變化

2 分析討論及模擬試驗(yàn)

2.1 失效性質(zhì)判斷

據(jù)上述檢查與測試結(jié)果表明，故障渦輪盤全部輪緣凸塊異常塑性變形部位超溫，且該超溫現(xiàn)象是在工作過程中產(chǎn)生的。超溫導(dǎo)致輪緣凸塊基體中γ"相向δ相轉(zhuǎn)變，隨著δ相不斷析出，使故障渦輪盤輪緣凸塊部位的力學(xué)性能降低，在離心力和渦輪葉片拉力的作用下輪緣凸塊被拉長，產(chǎn)生塑性變形。

2.2 模擬試驗(yàn)及結(jié)果分析

為了準(zhǔn)確地評估故障渦輪盤輪緣凸塊部位的超溫時間、溫度等參數(shù)，開展與故障渦輪盤基體材質(zhì)原始狀態(tài)相同的GH4169合金試樣加熱模擬試驗(yàn)，研究加熱溫度時間和附加應(yīng)力等試驗(yàn)條件與δ相的析出量、析出速率、析出形態(tài)的關(guān)系。并通過模擬試驗(yàn)研究組織、硬度、顏色的演變規(guī)律，對比故障部位的相應(yīng)特征，掌握故障渦輪盤輪緣凸塊部位的超溫情況。

2.2.1 組織演變規(guī)律

2.2.1.1 無應(yīng)力加熱模擬試驗(yàn)

分別進(jìn)行以加熱溫度和加熱時間為變量的無應(yīng)力加熱模擬試驗(yàn)，研究GH4169合金組織與加熱溫度和時間之間的演變規(guī)律。加熱試驗(yàn)在RX箱式電阻爐中進(jìn)行，冷卻方式為空冷。其中加熱溫度為500～900℃，加熱時間主要為15、90 min和8、24、100 h等。部分試樣微觀組織形貌如圖6所示。

圖6 無應(yīng)力加熱模擬試驗(yàn)試樣微觀組織形貌

通過該階段加熱模擬試驗(yàn)后，得到如下規(guī)律：

（1）在短時（15 min）加熱條件下，不同溫度加熱后的GH4169合金試樣晶粒內(nèi)部均無δ相析出，該現(xiàn)象表明δ相的析出需要一定時間的累積；

（2）隨著加熱時間延長（90 min～24 h），加熱溫度達(dá)到700℃以上時，GH4169合金試樣組織中δ相開始析出，表明δ相析出的門檻溫度約為700℃；

（3）加熱時間不變，隨著加熱溫度的升高，GH4169合金試樣組織中δ相的演變過程都是從在晶界上少量呈棒狀析出，到在晶粒內(nèi)部及孿晶界上呈針狀析出，再到從晶界和晶粒內(nèi)部大量呈棒狀析出，最后開始溶解直至完全溶解的過程；

（4）加熱溫度不變，隨著加熱時間的延長，GH4169合金試樣組織中δ相析出量不斷增加；

（5）通過與故障渦輪盤輪緣凸塊變形部位的微觀組織形貌進(jìn)行對比可知，輪緣凸塊處組織（圖3）與750℃-100 h加熱條件的模擬試樣（圖6）的組織形態(tài)最接近，但還存在一定的差距。

2.2.1.2 附加應(yīng)力加熱模擬試驗(yàn)

為了更準(zhǔn)確地模擬出與變形部位一致的微觀組織形貌，必須進(jìn)一步還原故障部位的實(shí)際工作狀態(tài)?？紤]到故障渦輪盤在工作過程中除了受工作溫度的影響外，還會受到離心力和渦輪葉片的拉力作用。因此，繼續(xù)進(jìn)行模擬故障部位實(shí)際受力狀態(tài)的附加應(yīng)力條件下的加熱模擬試驗(yàn)，研究附加應(yīng)力對GH4169合金組織中δ相演變規(guī)律的影響。附加應(yīng)力試樣的宏觀形貌如圖7所示。

圖7 附加應(yīng)力試樣的宏觀形貌

該部分試驗(yàn)在GRC-100型高溫蠕變試驗(yàn)機(jī)上進(jìn)行，冷卻方式為空冷。根據(jù)無應(yīng)力條件的加熱模擬試驗(yàn)參數(shù)優(yōu)化本階段試驗(yàn)參數(shù)進(jìn)行試驗(yàn)，加熱溫度為700～800℃。通過該階段試驗(yàn)結(jié)果可知：

（1）在附加較大應(yīng)力（300 MPa）條件下進(jìn)行試驗(yàn)的試樣均斷裂，表明故障部位承受的應(yīng)力水平不高。根據(jù)該部位的模擬計算結(jié)果，其應(yīng)力水平為100 MPa左右；

（2）附加應(yīng)力條件下加熱模擬試驗(yàn)試樣微觀組織形貌如圖8所示。對比750℃-100 MPa-200 h、750℃-100 MPa-150 h和700℃-100 MPa-500 h條件下的模擬試樣基體組織中δ相的析出形態(tài)及析出數(shù)量表明，故障部位的超溫時間不超過150 h；對比該階段750℃-100 MPa-24 h和750℃-100 MPa-48 h條件下的模擬試樣基體組織中δ相的析出形態(tài)及析出數(shù)量表明，故障部位的超溫時間不短于48 h；與故障部位的微觀組織形貌進(jìn)行對比表明，變形最大凸塊組織形態(tài)與760℃-100 MPa-125 h加熱條件試樣的基本一致，其他凸塊組織形態(tài)與750℃-100 MPa-100 h加熱條件試樣的基本一致；

圖8 附加應(yīng)力加熱模擬試驗(yàn)試樣微觀組織形貌

（3）上述對比分析結(jié)果表明：故障渦輪盤輪緣凸塊部位經(jīng)歷過的超溫溫度為750℃左右，變形最大凸塊經(jīng)歷的溫度略高于其他凸塊的。導(dǎo)致該現(xiàn)象的原因應(yīng)是由于變形最大凸塊與彈簧鎖片缺口位置對應(yīng)，在工作過程中直接暴露在超溫環(huán)境下，所以在微觀上表現(xiàn)為超溫程度最高，宏觀上表現(xiàn)為塑性變形量最大。對于超溫時間而言，對比已知的試驗(yàn)參數(shù)，故障渦輪盤輪緣凸塊的超溫時間既不會超過150 h，也不會短于48 h，應(yīng)在100 h左右；

（4）與無附加應(yīng)力的GH4169合金試樣基體組織進(jìn)行對比分析表明，附加應(yīng)力的引入對GH4169合金試樣組織中δ相析出形態(tài)起促進(jìn)作用，尤其會促進(jìn)晶粒內(nèi)部與附加應(yīng)力方向一致的針狀δ相的析出。

根據(jù)上述加熱模擬試驗(yàn)結(jié)果總結(jié)GH4169合金組織演變規(guī)律：首先，δ相形貌包括3部分，晶界上的棒狀δ相、孿晶界上的針狀（條狀）δ相、晶粒內(nèi)部的針狀δ相；其次，δ相的析出需要一定時間的累積，δ相析出的門檻溫度為700℃，加熱溫度、加熱時間和附加應(yīng)力均對δ相的析出產(chǎn)生影響；最后，加熱溫度為影響δ相析出的主要因素，而加熱時間為次要因素，附加應(yīng)力只會促進(jìn)晶粒內(nèi)部與附加應(yīng)力方向一致的針狀δ相的析出。

2.2.2 硬度演變規(guī)律

加熱模擬試驗(yàn)硬度如圖9所示，加熱模擬試驗(yàn)硬度測試結(jié)果見表2。從表2中可見，試樣加熱不超過700℃時硬度值隨溫度升高逐漸減小，但均大于故障渦輪盤硬度設(shè)計的標(biāo)準(zhǔn)要求值；試樣加熱在700℃附近時硬度快速減小，此時硬度值在設(shè)計標(biāo)準(zhǔn)值附近；試樣加熱高于750℃后硬度值均小于設(shè)計標(biāo)準(zhǔn)值，隨溫度升高硬度值明顯減小。故障渦輪盤輪緣凸塊的硬度值與750℃加熱后模擬試樣的硬度值最接近，該試驗(yàn)結(jié)果同樣可以證明故障渦輪盤輪緣凸塊部位經(jīng)歷了750℃左右的超溫。

圖9 加熱模擬試驗(yàn)硬度

表2 加熱模擬試驗(yàn)硬度（HB）測試結(jié)果

2.2.3 顏色演變規(guī)律

為了探究GH4169合金顏色與加熱溫度、加熱時間之間的演變規(guī)律，進(jìn)行溫-色模擬試驗(yàn)，其結(jié)果如圖10所示。從圖中可見，在不同的加熱時間條件下，GH4169合金試樣機(jī)加表面顏色基本上均呈銀白色→金黃色→紫色→藍(lán)色→綠色→暗灰色的變化規(guī)律。而且，以650℃-90 min試樣和700℃-15 min試樣為例，隨著加熱時間的延長，試樣更容易呈現(xiàn)其在較高溫度下短時加熱后的顏色。故障渦輪盤輪緣凸塊部位表面顏色與模擬試驗(yàn)經(jīng)過700℃-24 h以上或750℃-8 h以上超溫試樣的顏色相近，該試驗(yàn)結(jié)果同樣對故障渦輪盤輪緣凸塊部位的超溫狀態(tài)起借鑒作用。

圖10 溫-色模擬試驗(yàn)結(jié)果（sRGB，ISO100，f/3.5）

綜合分析加熱條件對GH4169合金基體組織、硬度及表面顏色的影響規(guī)律可知：在加熱溫度低于700℃時，GH4169合金試樣組織中δ相幾乎不發(fā)生變化，硬度隨著加熱溫度的升高緩慢減小，而試樣表面顏色變化明顯；當(dāng)加熱溫度超過700℃時，GH4169合金試樣組織中δ相開始析出，而且隨著加熱溫度的升高δ相析出速率明顯增大，相應(yīng)的試樣硬度在經(jīng)歷700℃以上的加熱后快速減小，該階段硬度與基體中δ相含量呈對應(yīng)關(guān)系，而試樣表面顏色在700℃以上幾乎無明顯變化。

3 故障原因分析及糾正措施

根據(jù)失效性質(zhì)判斷和加熱模擬試驗(yàn)結(jié)果綜合分析，本次故障的原因如下：由于故障渦輪盤盤緣部位溫度長期超過GH4169材料的許用溫度，使輪緣凸塊發(fā)生了塑形變形故障。從渦輪盤前腔結(jié)構(gòu)（如圖11所示）分析故障渦輪盤盤緣超溫應(yīng)是渦輪盤前封嚴(yán)冷卻氣流量不足，使渦輪級盤前腔氣壓低于流道氣壓，使流道熱氣侵入渦輪盤前腔的輪緣凸塊部位，導(dǎo)致渦輪盤輪緣凸塊與燃?xì)饨佑|，進(jìn)而造成渦輪盤輪緣凸塊超溫之后變形。

圖11 渦輪盤前腔結(jié)構(gòu)

針對故障原因分析結(jié)果，結(jié)合渦輪盤結(jié)構(gòu)特點(diǎn)制定了糾正措施：增加渦輪級盤前腔冷卻氣體的用氣量，改善渦輪盤輪緣凸塊部位的冷卻環(huán)境；控制各部件加工及裝配精度，保證發(fā)動機(jī)相關(guān)局部空氣系統(tǒng)流路非設(shè)計性漏氣量均在設(shè)計范圍內(nèi)。

4 驗(yàn)證效果

落實(shí)糾正措施后，渦輪盤分別通過了首翻期加速模擬、起飛狀態(tài)摸底和適航狀態(tài)長時試車驗(yàn)證。

將上述3種狀態(tài)試車后的發(fā)動機(jī)分別分解故檢，結(jié)果基本一致：渦輪盤組件宏觀檢查未見明顯異常，未發(fā)現(xiàn)渦輪盤輪緣凸塊部位的塑性變形，凸塊表面呈暗藍(lán)色，周向顏色均勻，無超溫現(xiàn)象；未見葉片榫頭與盤榫槽底部徑向間隙變大的故障現(xiàn)象；渦輪盤輪緣凸塊、盤前側(cè)及盤后側(cè)目視和熒光檢查無裂紋；對渦輪盤的盤緣、盤心等部位尺寸進(jìn)行測量，均無蠕變伸長現(xiàn)象。

5 總結(jié)

通過與故障部位進(jìn)行對比分析，證明了渦輪盤輪緣凸塊部位的塑性變形故障的主要原因是由于發(fā)動機(jī)工作過程中超溫所致。故障渦輪盤輪緣凸塊部位的實(shí)際工作狀況應(yīng)該達(dá)到了750℃左右較長時間（100 h左右）的超溫，使該部位基體中δ相大量析出，導(dǎo)致故障渦輪盤輪緣凸塊部位的強(qiáng)度不斷降低，在自身離心力和渦輪葉片拉力的綜合作用下全部輪緣凸塊均發(fā)生拉長塑性變形。

本研究明確了故障機(jī)理，故障原因定位準(zhǔn)確，根據(jù)分析結(jié)論提出改善渦輪盤輪緣凸塊部位的冷卻環(huán)境，提高渦輪部件的加工及裝配精度等建議，避免類似故障再次發(fā)生。