定向凝固合金渦輪葉片服役后組織研究

王乾坤 ,王 威 ,遲慶新 ,曹鐵山 ,程從前 ,趙 杰*

（1.大連理工大學 材料科學與工程學院,遼寧 大連 116024；2.中國航發(fā)沈陽發(fā)動機研究所,沈陽 110027）

渦輪葉片是航空發(fā)動機中最為重要的部件之一。葉片長期在高溫、高壓下和高速的環(huán)境下工作，承受較高的離心載荷、氣動載荷和高頻的振動應力，同時還要承受高溫燃氣引起的熱應力和氧化腐蝕等[1-2]?？量痰姆蹢l件導致葉片容易出現(xiàn)損傷，嚴重的情況下，會造成航空事故。

定向凝固合金在微觀層面主要由第二相強化粒子γ′相和面心立方的基體相構成。因渦輪葉片在服役中受到較高的徑向應力，定向凝固合金通過消除在服役過程中與主應力軸垂直的橫向晶界，較其他傳統(tǒng)高溫合金，擁有良好的力學性能[3]。因合金具有良好的中、高溫綜合性能以及優(yōu)異的抗冷熱疲勞性能,被廣泛用于航空發(fā)動機中1000 ℃以下工作的燃氣渦輪轉子葉片，以及1050 ℃以下工作的導向葉片[4]。隨著航空發(fā)動機的服役性能的提高，燃氣渦輪部件的維修間隔持續(xù)增加，對合金材料的服役要求愈發(fā)嚴苛[2,5]。渦輪葉片在復雜環(huán)境服役下將不可避免的產(chǎn)生不同程度組織損傷，其中以γ′相的退化為主的損傷尤為重要。作為合金中的主要強化相，γ′相的退化將嚴重降低合金的高溫性能，弱化葉片的承載能力。此外，在高溫服役中，極易發(fā)生MC 碳化物的分解、氧化損傷和涂層破壞等一系列損傷[1-2,5]。近年來，國內外對渦輪葉片開展了一些研究，其中馮強等[5]總結了渦輪葉片的主要組織損傷形式，并且研究了組織損傷與性能退化之間的關系，指出兩者之間定量化研究的思路。Jahangiri 等[6]研究了長期服役渦輪葉片微觀組織的退化及力學性能的衰減現(xiàn)象，提出析出相的演變是導致合金力學性能下降的主要原因。范永升等[7]研究了渦輪葉片微觀組織在高溫疲勞實驗下的退化現(xiàn)象，建立了基于數(shù)字圖像的γ′相閥化程度的表征方法。目前，國內對于渦輪葉片的服役損傷研究尚不夠深入，服役損傷機理掌握不充分，缺少對葉片剩余壽命測試及表征手段的分析技術。隨著航空工業(yè)的發(fā)展，工程化水平及仿真技術的提高，對渦輪葉片組織演變和損傷機理的研究更加迫切。

本工作以實際服役后的定向凝固合金渦輪葉片為研究對象，對渦輪葉片在服役過程中形成的組織演變及損傷類型進行分析、總結。定量分析γ′相的退化程度，并結合葉片各部位的硬度測試性能，表征渦輪葉片的微觀組織演變程度，希望能夠對渦輪葉片的制造、運行和維修有所幫助。

1 實驗材料及方法

1.1 實驗材料

選取某型飛機發(fā)動機服役態(tài)渦輪葉片，其葉片材料為DZ22 定向凝固鎳基高溫合金，化學成分如表1 所示。一般認為服役后葉片的上端位置損傷較為嚴重[8]，因此本實驗截取葉身上部80%高度橫截面作為研究對象。圖1 為該葉片外形示意圖及截取部位橫截面示意圖。截取部位所在葉片高度如圖1（a）所示，因為葉片在實際服役過程中不同部位的工況不同，因此將葉片分為六個典型部位進行組織特征分析，標記如圖1（b）所示。其中1 號為葉片前緣，2 號為葉背部位，3 號和4 號為中間肋部位，5 號為葉盆部位，6 號為葉片尾緣部位。

圖1 渦輪葉片取樣示意圖（a）葉身；（b）橫截面Fig.1 Sampling schematic diagram of turbine blade（a）leaf body；（b）cross section

表1 DZ22 合金化學成分（質量分數(shù)/%）Table 1 Chemical composition of DZ22 alloy（mass fraction/%）

將切割后的試樣研磨，拋光后，用HCl∶CuSO4∶H2O=5 mL∶2 g∶23.5 mL 溶液浸蝕5～10 s，吹干。利用SUPRA 55 型場發(fā)射掃描電鏡,使用二次電子（secondary electron，SE）成像模式及EDS 光譜儀功能對六個典型特征位置的組織及葉片涂層進行觀察分析。使用圖像分析軟件（Image Pro Plus）對強化相γ'相的周長和面積進行統(tǒng)計，計算γ'相的等效直徑。采用MX1000 型顯微硬度儀進行硬度測試，加載載荷為1000 g，保載時間為15 s。為消除誤差，每個部位選擇5 個測試點進行測量，取其平均值作為該部位硬度值。

2 結果與討論

2.1 服役后組織演變

2.1.1 γ′相演變及分析

在鎳基高溫合金中，γ′相作為最主要的強化相，是一種以Ni3Al 為基的金屬間化合物。γ′相在γ 基體中以立方體形態(tài)均勻分布，γ′相的形貌和尺寸是影響鎳基高溫合金力學性能的關鍵因素之一[9]。

在渦輪葉片經(jīng)過實際高溫服役后，γ′相存在不同類型的形貌特征。其中一類γ′相尺寸較小，形狀較為規(guī)則，分布較為均勻。第二類γ′相為尺寸較大，呈毛刺狀，形狀不規(guī)則且分布不均勻。圖2 為葉片橫截面各個位置的第一類典型γ′相形貌。葉片的2 號、3 號、4 號和5 號位置的γ′相形狀較為規(guī)則、球化程度低且尺寸較為均勻。葉片上端1 號位置和6 號位置，γ′相粒子呈現(xiàn)明顯的球化形貌。同時，6 號位置在尾緣區(qū)域的γ′相粒子出現(xiàn)邊角鈍化，相鄰粒子間的通道消失，發(fā)生γ′相粒子連接，說明前緣和尾緣部位的γ′相退化較為嚴重。該現(xiàn)象推測是由葉身這兩個部位在實際服役中所受環(huán)境最為苛刻所導致的[10]。

圖2 葉片頂部橫截面部分典型部位γ′相形貌（a）1 號部位；（b）2 號部位；（c）3 號部位；（d）4 號部位；（e）5 號部位；（f）6 號部位Fig.2 Morphologies of γ ′ phase in typical parts of top cross section of blade（a）part 1；（b）part 2；（c）part 3；（d）part 4；（e）part 5；（f）part 6

在葉身80%高度截面的所有部位中，均觀察到第二類尺寸較大、形狀不規(guī)則且呈現(xiàn)毛刺狀的大型γ′相,圖3 為各個典型部位的毛刺狀γ′相。從已發(fā)表的研究來推測，出現(xiàn)這種現(xiàn)象的原因有兩種：（1）在鎳基高溫合金鑄造過程中由于凝固順序不同，γ 基體首先析出。隨著冷卻過程的進行，合金元素在基體中過飽和析出，枝晶間和γ/γ′共晶組織周圍容易出現(xiàn)毛刺狀γ′相[11]；（2）在高溫服役過程中，葉片受到熱應力及機械應力，導致組織退化，γ′相體積上升、形貌規(guī)則程度下降，形成大型不規(guī)則γ′相[12]。

圖3 葉片頂部橫截面典型部位毛刺狀γ'相形貌（a）1 號部位；（b）2 號部位；（c）3 號部位；（d）4 號部位；（e）5 號部位；（f）6 號部位Fig.3 Morphologies of burr-like γ' phase in typical sections of blade top（a）part 1；（b）part 2；（c）part 3；（d）part 4；（e）part 5；（f）part 6

對γ′相進行定量分析，立方態(tài)的γ′相使用邊長一半表征其尺寸，對于筏型γ′粒子，使用（a1×a2）1/2/2來表征其尺寸，a1、a2表示筏型γ′相粒子的長軸和短軸[13]。本研究γ′相粒子形狀不規(guī)則，使用等效直徑表征γ′相粒子尺寸[14]。通過對試樣每個部位各取三個視場，使用圖像分析軟件獲得各部位γ′相粒子的等效直徑分布。圖4（a）～（f）顯示部分典型部位的γ′相粒子分布。圖4 顯示各部位的γ′相粒子尺寸大多集中在100～300 nm 區(qū)間內，但γ′相粒子尺寸分布并不均勻。圖4（a）和圖4（f）表明，葉片前緣和尾緣既有尺寸小于100 nm 的γ′相粒子,又有尺寸在1000 nm 的γ′相粒子，尺寸之間差異較大。在對γ′相粒子的等效直徑分布統(tǒng)計時，使用標準差來分析γ′相粒子的尺寸分布離散程度。其中，前緣1 號部位的γ′相粒子標準差為102 nm，葉背2 號部位的γ′相粒子標準差為113 nm，中間肋3 號部位和4 號部位γ′相粒子標準差分別為62 nm 和66 nm，葉盆部位5 號γ′相粒子標準差為85 nm，6 號部位的γ′相粒子尺寸標準差為109 nm。上述六個部位中，前緣1 號、尾緣6 號及葉背處2 號部位γ′相粒子標準差高于其他部位的標準差，代表了這三個部位的γ′相粒子等效直徑分布離散程度更高，尺寸不均勻程度較大。通常，在鎳基高溫合金中,γ′相粒子尺寸均勻分布有利于合金高溫性能，強化相尺寸的不均勻則對其產(chǎn)生不利影響[9,15]。

圖4 葉片頂部橫截面典型部位γ'相分布（a）1 號部位；（b）2 號部位；（c）3 號部位；（d）4 號部位；（e）5 號部位；（f）6 號部位Fig.4 Distributions of γ' phase in typical sections of blade top（a）part 1；（b）part 2；（c）part 3；（d）part 4；（e）part 5；（f）part 6

2.1.2 顯微硬度測試

鎳基高溫合金的硬度能夠反映出γ′相的退化程度，合金的硬度下降與強化相的損傷間具有正相關關系[13,16]。圖5 列出了葉身80%高度各部位的顯微硬度，圖5 中的1～6 點分別對應圖1 葉身截面中的1～6 點?？梢?，1 號部位、2 號部位和6 號部位的顯微硬度低于其他部位，分別對應葉片的前緣、葉背凸起處和尾緣部位,與前文敘述的γ′相分析結果吻合。合金的硬化程度與 γ′相數(shù)量和適宜的尺寸密切相關[17]。上一節(jié)分析中，前緣、尾緣和葉背處γ′相尺寸分布離散程度較高，強化相個體間尺寸不均勻程度較大，組織損傷較為嚴重，導致硬度相對較低。

圖5 葉片橫截面各部位顯微硬度Fig.5 Microhardness of blade cross section

綜合強化相定量分析和力學性能測試，葉片前緣1 號部位、葉背凸起處2 號部位和尾緣6 號部位，微觀組織退化程度較為嚴重。其中，γ′相退化最為嚴重的部位是尾緣部位和前緣部位，兩個部位γ′相粒子都出現(xiàn)球化現(xiàn)象、尺寸分布不均勻且顯微硬度值相對較低。說明前緣和尾緣在葉片服役中有著較為惡劣的服役條件，這點與Sujata 和Dye的研究基本吻合[10,18]，3 號部位和4 號部位處在葉片的不同中間肋上。在這兩個部位的對比中，未觀察到微觀組織退化程度的明顯差異。而在葉盆和葉背的對比中，位于葉背凸起處的2 號部位組織退化程度較為嚴重，是由該處服役過程中受到較高的應力所導致。

2.2 服役后其他組織損傷

2.2.1 前緣裂紋

在前緣1 號部位附近觀察的裂紋如圖6 所示。圖6（a）所示裂紋存在于前緣冷卻孔內。葉身表面的冷卻孔破壞了基體材料的完整性，附近不可避免的產(chǎn)生應力集中，容易導致產(chǎn)生裂紋[19]。圖6（b）所示裂紋存在于前緣內壁，穿過γ'/γ 共晶組織，垂直于葉高方向。出現(xiàn)這種現(xiàn)象原因有兩種，其一，前緣在鎳基高溫合金葉片鑄造過程的凝固末期，熱應力較大且存在低熔點液相，在截面拐角位置，溫度梯度大、凝固速率慢，導致產(chǎn)生裂紋[20]。其二，葉片前緣所受服役條件苛刻，造成基體出現(xiàn)裂紋[10,21]。

圖6 葉片前緣部位裂紋（a）冷卻孔內裂紋；（b）前緣內壁裂紋Fig.6 Cracks at leading edge of blade（a）crack in cooling hole ；（b）cracks on inner wall of leading edge

2.2.2 涂層損傷

涂層作為具有隔熱作用的防護層，主要用于渦輪葉片的表面，降低熱端部件表面溫度，起到對合金基體的保護作用[22]。圖7 為渦輪葉片涂層服役后各類損傷，圖7（a）為葉片前緣1 號部位涂層結構。涂層主要結構為表層的保護層和內層的黏結層，可明顯觀察到黏結層和保護層之間斷續(xù)存在一定的微裂紋。涂層的損傷也是葉片在高溫服役下的一種微觀組織損傷形式[6]。

前緣1 號位置附近存在的開裂如圖7（b）所示，在前緣邊緣處發(fā)生開裂，裂紋由涂層的外層延伸至基體。由于涂層系統(tǒng)各層材料屬性差異較大，葉片前緣受到較高的服役溫度，在熱載荷作用下造成產(chǎn)生失配應力[6,10]。在冷卻過程中，外層中又會產(chǎn)生很大的拉應力，導致外層產(chǎn)生裂紋并垂直向下擴展[23]。

葉片2 號部位存在的涂層損傷如圖7（c）所示。可明顯觀察到涂層中的黏結層與外層之間產(chǎn)生界面裂紋，保護層出現(xiàn)脫落趨勢。在高溫服役中，黏結層表面熱生長氧化物的生長，導致其附近外層局部的應力迅速增大，容易使外層脫落[22,24]。同時，該部位在服役過程中受到較高的綜合應力[18]，保護層與金屬基體間熱膨脹失配，基體產(chǎn)生不協(xié)調變形，造成外層與內層界面間裂紋萌生、擴展，最終導致保護層脫落。

在圖7（d）中，基體靠近涂層處觀察到了位于基體的氧化產(chǎn)物。對圖7（d）A 處，進行EDS 能譜分析，結果如表2 所示。黑色區(qū)域含有較高Cr 元素、Al 元素和O 元素，推測其為Cr、Al 的氧化物。在實際服役中，燃氣燃燒產(chǎn)生的高溫氣體導致渦輪葉片出現(xiàn)氧化腐蝕。在氧化初期，消耗涂層中的Al 元素，形成連續(xù)致密的氧化膜，有效保護基體。隨著氧化時間增加，涂層與基體之間發(fā)生元素擴散，涂層中的O 元素和Al 元素向基體中擴散，導致基體中出現(xiàn)Al 和Cr 的氧化物[25]。

圖7 葉片涂層損傷（a）前緣部位涂層；（b）涂層表面裂紋；（c）涂層界面裂紋；（d）涂層下氧化損傷Fig.7 Leaf coating damage（a）leading edge coating；（b）surface cracks of coating；（c）interface crack of coating；（d）oxidation damage under coating

表2 圖7（d）中A 處EDS 分析結果（質量分數(shù)/ %）Table 2 EDS analysis results at A in Fig.7（d）（mass fraction/%）

2.3 服役后組織損傷總結

渦輪葉片在實際服役過程中，各部位服役工況不同，導致各區(qū)域的組織演化與損傷存在一定的差別[17]。與基體呈共格關系的γ'相通過阻礙位錯的正常運動，達到強化合金性能的效果，適宜的尺寸、數(shù)量和形貌將會顯著提高合金的高溫強度[9,16]。服役條件較為苛刻區(qū)域的γ'相出現(xiàn)較為嚴重的退化現(xiàn)象，強化效果隨之下降。在與γ'相有著密切聯(lián)系的硬度性能上，對應部位的數(shù)值也顯著低于其他部位。

同時，受制于復雜的鑄造條件及服役環(huán)境的不同，葉片各部位的微觀損傷類型也不同。在溫度較高且多種應力集中的部位容易出現(xiàn)較為嚴重的損傷情況[10]。渦輪葉片設計中多數(shù)采用內腔沖擊冷卻方案，使葉片的表面和中間肋存在一定數(shù)量用于換熱的冷卻孔，而這也會給葉片的鑄造工藝及安全服役帶來一定影響[20,22]。因此，渦輪葉片的設計應考慮復合因素的作用，在服役條件之外也不應忽略鑄造工藝對葉片組織的影響。

3 結論

（1）在實際服役后的渦輪葉片截面各部位均存在形狀不規(guī)則的大型γ'相，在前緣和尾緣部位觀察到γ'相球化現(xiàn)象，各部位γ'相粒子尺寸大小分布不均勻。葉片前緣、葉背凸起處和尾緣部位顯微硬度值較低表明其組織演變較為嚴重。

（2）葉片前緣冷卻孔及內壁存在裂紋，且存在涂層表面裂紋現(xiàn)象。葉背凸起處，存在涂層的黏結層和外層的界面裂紋。葉背凸起處涂層下方，觀察到氧化損傷區(qū)域，經(jīng)過EDS 分析，產(chǎn)物為Cr、Al 的氧 化物。