燃氣渦輪葉片的服役損傷與修復

馮 強，童錦艷，鄭運榮，王美玲，魏文娟，趙海龍，袁曉飛，丁賢飛

(1.國家材料服役安全科學中心北京科技大學，北京100083)

(2.北京科技大學新金屬材料國家重點實驗室，北京100083)

1 前言

燃氣輪機被廣泛運用于航空航天、艦船、能源和交通等工業和軍事領域，它的設計制造水平代表一個國家的工業技術和國防實力[1]。近20年的多場局部戰爭已證明，裝配有先進燃氣渦輪發動機的航空武器已經成為局部戰爭勝負的關鍵，而先進工業燃氣輪機(Industry Gas Turbine，簡稱IGT)的應用是當前高效利用能源，減少污染的最佳選擇。此外，燃氣輪機較長的產業鏈，對國民經濟的發展具有巨大的帶動和促進作用。目前，我國燃氣輪機的設計、制造水平相對歐美發達國家比較落后，尤其是IGT方面，更為落后。全行業整體較國際先進水平落后30～40年，實際使用的工業產品仍然主要依賴仿制或進口。

為了提高我國渦輪燃氣輪機的設計和制造水平，首先需要形成完善的相關材料工藝基礎研發體系和服役評估標準。在我國軍用航空發動機機械斷裂事故中，轉動部件導致的失效事故占80%以上[2]。轉動部件中的渦輪轉子葉片所處服役環境最為苛刻，失效事故中一半是由于轉子葉片失效導致[3]。因此，渦輪轉子葉片是渦輪燃氣輪機服役安全領域研究的一項重要內容。下文中所提到的渦輪葉片或葉片均指渦輪轉子葉片。

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、內裂等構成的表觀損傷和內部冶金組織損傷2類。其中，內部冶金組織損傷是指葉片在低于規定使用溫度和應力的服役環境下發生的諸如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。導致的主要失效形式是蠕變，同時還有高溫腐蝕、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計不當、制備缺陷或人員操作不當引起的失效行為，主要表現為高周疲勞、超溫服役引起的過熱甚至過燒等失效形式[2，7]。

西方發達國家經過幾十年長期系統的研究，其燃氣輪機的設計和制造水平非常先進，運行和維修管理已形成規范，大多數渦輪葉片的失效方式為正常失效方式，即蠕變損傷和蠕變－疲勞交互作用導致的失效。早在上世紀五、六十年代，西方發達國家通過產學研部門分工合作，開始對葉片材料的損傷機理與性能退化展開研究[5，8]。上世紀七、八十年代，進一步針對服役后渦輪葉片的組織損傷與性能退化規律及其相互關系進行了系統性研究，所研究的渦輪葉片主要為IGT和航空發動機中服役條件最為苛刻的高壓渦輪葉片[9－11]。基于這些研究工作，他們還針對服役后葉片的恢復熱處理工藝展開了大量研究，并取得了較好的效果[13－18]。在最近30年內，西方發達國家已經開展了大量的葉片壽命預測研究工作[18－22]，期待充分發揮葉片的服役潛能，以獲得巨大的技術經濟效益，如瑞典空軍采用可靠性與壽命預測技術，已節省高達1億美金的開支[20]。盡管國外很早就對渦輪葉片損傷規律進行研究，但出于對關鍵技術的保密和軍事及經濟利益的考慮，其公開報道非常有限，且所涉及的材料種類較少。而在已公開的報道中，僅限于對葉片服役后的組織觀察和剩余性能測試，未對組織損傷與性能退化之間關系的深入研究，且不涉及葉片服役損傷的機理性分析。

目前，我國燃氣輪機渦輪葉片的失效多屬于非正常失效[7]，而提高設計和制造水平是短期內解決葉片失效的關鍵手段。從長期來看，隨著設計、制造和操作水平的不斷提高，正常服役狀態下發生的組織性能損傷(主要表現為蠕變以及蠕變－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。當前，我國軍用航空發動機的翻修期和發動機總壽命分別僅為美國同類型發動機的1/2和1/4[23]，成為嚴重影響我軍戰斗力的制約因素。然而，我國對于渦輪葉片服役損傷的研究工作現多停留在葉片故障引起的失效分析上，遠未開展其服役組織損傷機理和性能退化規律的系統性研究工作。因此，深入地研究葉片的服役損傷規律，建立服役葉片的損傷組織與退化性能之間的定量關系，準確預測服役葉片的剩余壽命從而預防災難性的事故發生，將成為渦輪燃氣輪機領域一項至關重要的、長期而艱巨的科研任務。

本文在總結和借鑒已有的渦輪葉片服役損傷與恢復相關研究報道的基礎上，結合作者所做的研究工作，具體介紹了服役過程中渦輪葉片的服役環境特點、主要的組織損傷形式和性能退化特點及其相關服役評價方法等。同時，也介紹了恢復熱處理工藝在修復服役葉片中的工業應用。上述研究需要政產學研用等部門的通力合作，才有可能加速縮短與國外的差距，實現從燃氣輪機服役葉片失效后的再分析向“積極防御”的轉變(即在正常服役狀態下通過組織損傷分析、預防災難的發生)，以服務于國民經濟發展和國防工業發展的重大需求。

2 渦輪葉片的損傷及其探測方法

2.1 渦輪葉片的服役環境

現代燃氣輪機的渦輪部分位于發動機燃燒室的后面，直接接觸高溫高壓燃氣，承受離心力及其彎矩、熱應力、振動應力和氣動力等復雜的應力作用[2]。根據燃氣輪機類型的不同，渦輪葉片所處的服役環境有很大差異:①IGT所使用的燃料品質較低，燃燒產生的燃氣含有大量的Na，V，S等熱腐蝕性元素。航空發動機用燃氣輪機所使用的燃油品質較高，熱腐蝕性元素含量較低[1]。②IGT渦輪服役過程中長期處于較高的、較恒定的溫度(870～1 020℃)下工作，航空發動機渦輪葉片隨著飛行狀態(起飛－爬升－巡航－降落)的變化而承受不同的溫度。如某民用航空發動機的整個服役壽命周期中，起飛和爬升階段渦輪葉片所承受的峰值溫度高達970～1 120℃，在此條件下的服役時間達300 h。在巡航過程中渦輪葉片承受溫度僅為720～870℃，總服役時間為10 000 h以上，如圖1所示[24]。③IGT渦輪葉片服役工況較平穩，所承受的綜合應力也較平穩;而軍用航空發動機渦輪葉片承受的綜合應力在不同的飛行(工況)狀態下存在較大差異[1，24]。

圖1 民用航空發動機與IGT渦輪葉片的服役溫度與時間的對比Fig.1 Temperature distribution and service time of turbine blades of aero-engine and IGT

盡管不同類型的燃氣輪機渦輪葉片所處的服役環境各異，但是均在高溫、高壓燃氣和復雜應力的耦合作用下服役，其服役環境參數在該葉片上隨著時間和空間的變化呈不均勻分布狀態。例如，圖2a～b分別為某IGT二級渦輪葉片服役過程中縱向離心應力分布和某航空發動機 CMSX-4單晶渦輪葉片([001]取向葉片和偏離[001]方向葉片)在發動機起飛過程中葉尖處橫截面離心應力與熱應力的綜合應力分布的模擬結果[25，26]。圖2表明:①葉片在服役過程中，無論沿著葉片的縱向還是橫截面方向，均存在不同程度的應力梯度。②在葉片縱向上，葉根的前緣和后緣所受拉應力最大;當葉片采用空心氣冷結構時，在葉尖的橫截面方向上，冷卻孔結構的設計使熱應力與機械應力的綜合應力峰值通常發生在中間肋上[26，27]。另外，有文獻報道，在實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力最大[2]。

圖3a為CMSX-4單晶高壓渦輪葉片在設計工況下的縱向溫度場模擬[27]。圖3b為航空發動機用CMSX-4單晶渦輪葉片在起飛過程中葉尖橫截面上溫度分布的模擬結果[26]。葉片溫度場的模擬結果表明，在葉片的縱向上，無論葉片采用怎樣的冷卻孔結構，中間段至葉尖處屬于高溫區，葉尖前緣溫度最高(圖3a)。航空發動機在起飛過程中，葉尖的橫截面上后緣的升溫速度最快，首先達到最高溫度，與葉片其他部位形成溫度梯度(圖3b)。考慮溫度與應力同時在渦輪葉片上的耦合作用分布時，通常認為，靠近葉根1/3處屬于危險區，其所受熱力耦合作用最大。因此，要盡可能減少葉片在該區域的缺陷。

圖2 渦輪葉片的應力分布:(a)某IGT二級渦輪葉片縱向的離心應力分布，(b)航空發動機用CMSX-4單晶葉片在起飛過程中葉尖處橫截面上離心應力+熱應力的綜合應力分布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)在設計工況下，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程中主要會產生2類損傷，表觀損傷和內部冶金組織損傷。表觀損傷由載荷、熱腐蝕和顆粒沖刷造成，主要表現為葉片的徑向伸長、反扭轉、開裂、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、蠕變徑向伸長與反扭轉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:外物擊傷，加工過程中造成過大的殘余應力和葉片清洗不徹底等。當表觀損傷沒有嚴重影響葉片外形和性能時，受損葉片可以通過修復處理得到表觀恢復[4]。渦輪葉片表觀損傷及其修復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)葉片的反扭轉與徑向伸長，(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

內部冶金組織損傷是指渦輪葉片在服役過程中發生的一系列冶金組織演變與損傷，主要包括涂層的退化，拓撲密排相(Topologically Close-Packed Phase，簡稱TCP)的析出，二次反應區(Secondary Reaction Zone，簡稱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。組織演變與損傷過程往往與服役溫度、服役時間和承受載荷密切相關，通常發展較為緩慢[31]。

需要指出的是，渦輪葉片溫度和應力的不均勻分布會造成葉片不同部位冶金組織損傷程度不同，從而導致葉片性能的不均勻分布。在服役狀態下，這種不均勻性造成鄰近部位間的塑性變形不協調，從而加速葉片的失效過程。另外，在特殊情況下，發動機還會經歷短時過熱甚至過燒的異常服役，導致基體組織中出現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 檢測方法

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

在外場規定的大修過程中，需要從服役后的葉片典型部位截取出樣品進行金相分析。這種損傷性檢測方法是大修過程中必不可少的檢修環節，往往需要解剖整個葉片，從而獲取渦輪葉片服役過程中的更加準確、可靠和詳細的物理冶金信息。

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和航空發動機(包括軍用和民用)渦輪葉片。在沒有標注的情況下，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。為了描述的簡潔性，下文將以相應編號表示各渦輪葉片。

表1 渦輪葉片編號及服役歷史信息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程中，通常將渦輪葉片沿縱向解剖，分為榫頭區、葉根、葉身中部及葉尖4個典型區域。沿橫截面方向解剖，分為前緣、中間及后緣3個典型區域進行組織分析，如圖5所示。由于榫頭處的服役溫度遠低于葉身部分和葉片合金的設計使用溫度，因此通常將葉片榫頭區的組織作為葉片服役前的原始狀態組織進行對比。

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

燃氣輪機渦輪葉片在服役過程中產生的服役組織損傷形式隨著燃氣輪機的類型、服役條件不同以及其葉片材質的不同而存在較大的差異。自上世紀40年代以來，航空發動機和IGT高溫合金渦輪葉片的制備工藝經歷了鍛造高溫合金、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個階段，如圖6所示，其承載、承溫能力持續提高[24]。為進一步提高承溫能力，現代先進的渦輪葉片幾乎都采用了高溫防護涂層。葉片經長時服役后，通常會發生涂層的損傷。渦輪葉片制備工藝不同帶來的組織差異，使其在服役過程中所產生的典型組織損傷形式也各具特點。對于單晶和定向凝固渦輪葉片而言，TCP相的析出，SRZ的生成(與高溫防護涂層相關)以及γ'相的粗化和筏排化是其組織損傷的主要體現。而對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'相顆粒的長大和晶粒尺寸的變化對葉片的服役性能影響更大。以上組織損傷均會對渦輪葉片服役的安全性和可靠性帶來隱患。

圖6 航空發動機和IGT渦輪葉片材料的發展歷程Fig.6 Progress of blade materials in aero-engines and IGTs

3.1.1 涂層的退化

燃氣輪機渦輪葉片表面的高溫防護涂層主要有鋁化物涂層和熱障涂層(TBC)2類。鋁化物涂層的損傷主要有2種形式:一是服役過程中表面氧化失鋁，逐步發生β-NiAl→γ'－Ni3Al→γ轉變，使抗氧化能力很強的β-NiAl涂層逐漸減少并最終喪失，即涂層完全消失[32]。如不及時進行物理修復，將會使葉片的合金基體表面發生災難性氧化;二是由于鋁化物涂層較脆，在機械應力和熱應力的作用下在涂層內或涂層/基體界面產生裂紋引起涂層剝落[37]，涂層裂紋還可能會進一步擴展到基體合金中去。圖7a～b分別為Avon工業燃機(IGT)帶有滲鋁涂層的一級渦輪葉片(Nimonic118合金，服役1 900 h)的宏觀形貌和Dart航空發動機一級渦輪葉片(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發生嚴重的熱腐蝕;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在服役過程中完全分解，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在一起的內氧化層。圖8所示為渦輪葉片Ⅰ(服役歷史信息見表1)冷卻通道表面涂層(鋁化物涂層)產生的裂紋。該圖表明:鋁化物涂層的外層與內層之間出現了明顯的裂紋，且出現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象:(a)Avon工業燃機一級渦輪葉片(Nimonic118合金)服役1 900 h后的熱腐蝕現象，(b)Dart航空發動機一級渦輪葉片(Nimonic105合金)經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，簡稱TBC)通常包括陶瓷涂層、熱生長氧化層(Thermally Grown Oxide，簡稱TGO)和連接層。最常見的損傷是外層陶瓷層沿著TGO層剝落，主要由TGO層在服役過程中產生很大殘余應力所導致的。TGO層的殘余應力主要有2個來源:①服役和停車狀態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力集中;②服役過程中TGO層隨著氧化的進行不斷增厚，造成一定的殘余應力[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氣下，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，在發動機大修時，通常要對葉片進行物理修復，重新加覆涂層。

3.1.2 拓撲密排相(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，當難熔合金元素的含量過高時，渦輪葉片在長期服役過程中易析出TCP相。TCP相的晶體結構比較復雜，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相的析出被認為是組織不穩定的重要表現，且一旦生成便很容易長大，消耗周邊固溶強化合金元素，并且TCP相本身多為脆性的薄片或針狀相，是裂紋源和裂紋擴展的有利位置，大大降低了葉片的性能[37]。Yoo等人在對服役5 200 h后的地面燃氣輪機二級渦輪葉片(IN738LC合金)進行解剖分析過程中發現，葉尖前緣和后緣γ'相均發生筏排化并析出TCP相[41]。Sujata等人對某軍機飛行事故中斷裂的高壓葉片進行分析，結果表明，基體中大量TCP相的存在是導致裂紋萌生和葉片過早斷裂(僅服役230 h)，從而釀成墜機事故的主要原因[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]。對該葉片解剖組織的分析結果表明，葉片中部至葉尖高溫區長時服役后會析出大量針狀的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。組織分析結果表明，越靠近后緣，TCP相析出越多。大多數合金服役時產生的σ相可通過高于1 020℃的恢復熱處理消除，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 二次反應區(SRZ)的形成

在服役過程中，先進鎳基單晶高溫合金渦輪葉片還會在涂層與基體合金互擴散區下方形成一種不穩定的組織SRZ。SRZ胞界、SRZ/基體界面以及SRZ內部的TCP相都是裂紋形成和擴展的有利位置，是制約葉片性能和服役壽命的關鍵部位。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(服役歷史信息見表1)外表面涂層下發現的二次反應區。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相構成;而且SRZ組織與合金基體的界面之間以及SRZ胞團邊界處已產生裂紋并沿界面擴展。此外，SRZ區與涂層擴散區之間的界面開裂將導致涂層剝落，將直接引起葉片基體的氧化燒蝕，從而引發重大的災難事故。

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)表面涂層互擴散區下方的SRZ組織與服役形成的裂紋，(b)裂紋在SRZ/基體間界面產生并導致界面剝離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。在服役過程中，γ'相會發生緩慢的長大、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化相，其形貌、尺寸與體積分數的改變顯著地影響葉片的性能。葉片超溫服役時，γ'相甚至會發生回溶，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處橫截面的中間區域和后緣的典型組織形貌。相對于榫頭處立方的γ'相(圖11a)，橫截面中間區域γ'相的立方度下降，并發生聚集粗化(圖11b)，而后緣則出現了明顯的筏排化(圖11c)。這進一步說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，但尺寸更加細小，僅為50 nm左右。通過前文所述(見2.1節)可知，渦輪葉片服役過程中葉身中部為高溫區，而γ'相的長大與溫度密切相關。正常服役條件下，葉身中部的γ'相顆粒會發生長大，尺寸將大于榫頭區的原始狀態組織中γ'相的尺寸。對于圖12a～b中渦輪葉片Ⅳ來說，情況正好相反。上述實驗事實說明該葉片此部位曾發生超溫服役(過熱)，導致γ'相的完全固溶，然后在后續的服役過程中又低溫析出(服役溫度低于葉片材料的熱處理時效溫度)，呈現更加細小和彌散的形貌。類似這種超溫服役現象在其它航空發動機渦輪葉片失效事故的研究中也有過報道。情況更加惡劣時甚至發生過燒，使葉片合金初熔，從而導致渦輪葉片斷裂[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，將會促進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碳化物會顯著降低等軸晶高溫合金的蠕變性能，從而對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顆粒周圍已形成M6C碳化物與γ'相，表明服役葉片中MC碳化物已發生輕微的分解。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，發動機大修規定中要求對W，Mo含量較高的渦輪葉片進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，晶界上不連續的M23C6碳化物能夠提高合金的蠕變強度，但是在服役過程中，晶界上不斷析出M23C6碳化物。過多的、甚至膜狀化的M23C6碳化物將失去對晶界的釘扎作用并導致應力集中，從而促使M23C6/γ界面發生剝離以及蠕變孔洞的形成和裂紋的擴展[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構和宏觀蠕變性能2方面體現[31]。從組織上來看，蠕變損傷主要表現為蠕變孔洞和蠕變裂紋的產生。渦輪葉片服役過程中的蠕變損傷將導致葉片的徑向伸長，從而減小葉冠/葉尖與機匣間距，甚至發生葉冠/葉尖與渦輪機匣(外環)接觸摩擦，導致葉片超溫、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。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，蠕變過程中這些位置經常出現蠕變孔洞，甚至開裂形成裂紋[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，葉片服役過程中產生不協調變形，從而在界面出現開裂或生成蠕變孔洞。圖15b所示為某航空發動機二級渦輪葉片表面楔形蠕變裂紋[51]。該裂紋成為葉片后續服役過程中低周疲勞(LCF)的裂紋源，最終導致葉片斷裂。通常，當葉片所受的溫度較高、應力較低時，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內部碳化物/基體合金界面上的裂紋，(b)某航空發動機二級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

渦輪葉片服役過程中發生的組織演變與組織損傷必然導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發生較大程度的下降。

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生，蠕變性能會發生明顯退化。蠕變性能的退化主要表現為葉片材料穩態蠕變速率的提高和蠕變壽命的降低。圖16a是某航空發動機服役前和經過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，表明經過長時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沒有明顯的穩態蠕變階段[14]。圖16b所示為該發動機渦輪葉片最小蠕變速率與葉片發生反扭轉程度之間的關系曲線，表明該葉片的最小蠕變速率隨著反扭轉程度的增加而增大[14]。對于相同反扭轉程度的葉片來說，服役時間越長，其最小蠕變速率越大。

圖16 某航空發動機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程度的關系曲線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

除高溫蠕變測試外，通常還經常采用高溫拉伸和高溫持久實驗來檢驗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:在服役過程中，葉尖處的高溫強度比葉根處下降的程度更顯著，并且，葉尖處高溫強度的下降會隨著服役時間的延長而進一步加劇。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)經過不同服役時間的某IGT二級渦輪葉片不同部位在871℃下的拉伸強度，(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

發生服役損傷的渦輪葉片疲勞性能和抗氧化性能也會發生退化。其中，低周疲勞性能的退化主要是服役過程中產生的組織損傷，如片狀碳化物析出，γ'相的粗化和蠕變裂紋的產生等，導致應力集中而加速裂紋的萌生與擴展，最終降低疲勞性能[52－53]。抗氧化性能的下降主要是由于涂層退化和剝落使葉片直接暴露于高溫燃氣下，從而加速其高溫腐蝕與氧化失效。

3.3 渦輪葉片服役后組織損傷評價

3.3.1 服役后的組織損傷評價

為了對渦輪葉片的損傷程度進行評估，判斷葉片是否可繼續服役，有必要對其組織損傷進行量化評估。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應關系模型，最終對葉片進行服役損傷評估。Mclean等人研究了不同蠕變狀態下的IN738合金組織損傷特征(孔洞和表面裂紋)和性能參數間的關系，并嘗試進行量化。同時，檢測和分析了經23 000 h服役后的IN738合金渦輪葉片組織與性能，將之與實驗室結果進行對比[15]。研究表明:相對于實驗室模擬而產生明顯蠕變損傷而言，服役后的渦輪葉片各部位均未發生嚴重的性能退化，表明該渦輪葉片遠未達到材料的使用壽命。

Persson等人針對服役后的某軍用航空發動機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)，基于每臺發動機真實服役歷程，綜合其服役時間、渦輪溫度、轉速等因素的表征參數。)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之間的關系[54]。結果表明:①隨著ssf的增加，R≥2的γ'相含量不斷增大。②ssf在15以下時，葉片后緣、前緣和中間部分損傷程度依次遞減。③當ssf達到一定高值時，前緣和中間部分損傷程度R值相近，均比后緣嚴重。此外，他們還對服役后葉片中的孔洞進行統計和歸類，與ssf相聯系比較，發現隨著ssf的增大，孔洞增多。

圖18 某軍用航空發動機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

目前對渦輪葉片組織損傷進行量化表征的研究報道還非常有限，并未形成一套公認的組織損傷與性能退化的量化評估系統。因此，為了更加準確的評估服役組織損傷程度，判斷葉片是否適合繼續服役或采用必要的恢復熱處理以延長葉片使用壽命，必須在這一方面開展深入系統的研究工作。

3.3.2 渦輪葉片服役條件的反推

服役過程中渦輪葉片所承受的溫度、應力、環境以及服役時間與葉片材料的組織損傷有著密切的聯系。因此，通過實驗室進行模擬實驗，研究諸如溫度場、應力場、熱－力耦合場及熱－力－環境耦合場對材料組織演變和損傷的影響規律，建立這些關鍵參數與渦輪葉片材料的組織演變規律之間的關系;并根據此關系，結合服役后的渦輪葉片各部位的組織特征，進行反演推斷葉片服役過程中溫度、應力、環境與時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、不同時間及不同載荷下的熱暴露實驗和持久蠕變實驗，觀察其組織變化，并與真實服役后渦輪葉片的組織進行對比，從而反推葉片的服役溫度、時間和應力分布狀況。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力分布[55]。結果表明:①該渦輪葉片在服役過程中承受垂直于表面的單軸向拉應力和平行于表面的多軸向壓應力。②所承受的應力主要來自葉片冷卻產生的熱應力。

圖20a～b為渦輪葉片Ⅴ榫頭在750℃/100 h熱暴露試驗后與該葉片中部的顯微組織對比。圖20a表明，在長時熱暴露后榫頭處的晶界碳化物呈現膜狀化;而圖20b顯示服役后該葉片高溫區的晶界沒有膜狀碳化物。由此可知渦輪葉片Ⅴ的服役溫度低于700℃，其組織未發生明顯的損傷。對比γ'相長大公式(為時間和溫度的函數)計算結果進一步說明:渦輪葉片Ⅴ在整個服役過程中所承受的溫度不超過650℃，且葉身存在溫度梯度。圖19b為根據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，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γ'相筏排化組織反推某航空發動機鎳基單晶葉片的應力分布，(b)根據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

渦輪葉片經過長期服役后，會發生前文所述的組織損傷與性能退化。為延長渦輪葉片的使用壽命，需要對損傷的葉片進行處理，使渦輪葉片的表觀形貌、組織和性能恢復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，工業界已采用一系列的修復技術并成功地加工出與服役前新葉片相當的外形，如采用釬焊、堆焊、激光熔焊、等離子電弧焊接、熱噴涂、擴散滲金屬法、物理沉積、化學沉積等技術[56－57]。對于渦輪葉片服役后產生的組織損傷，則需要通過合理的熱處理工藝來恢復組織與性能。這種能夠恢復或部分恢復已服役葉片的組織與性能的熱處理工藝稱為恢復熱處理[58]。

恢復熱處理制度的開發需要建立在深入認識渦輪葉片材料服役組織損傷機理和性能退化規律的基礎上。目前較為成功的恢復熱處理工藝主要有熱處理和熱等靜壓(Hot Isostatic Pressing，簡稱HIP)+熱處理2類工藝。為了提高恢復熱處理技術的有效性及持久性，研究人員針對恢復熱處理工藝的制定原則，開展了相關研究工作。Koul等人認為HIP+熱處理工藝的制定原則為:HIP的溫度應選在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，最后進行時效處理，控制第二相的析出[5，13]。另外，研究人員還研究了各種恢復熱處理制度對葉片材料在不同蠕變機制下性能恢復的有效性及恢復程度。結果表明:通過合適的恢復熱處理工藝能夠恢復甚至優化服役渦輪葉片的組織，從而恢復甚至提高其性能[15，31]。但是，Lvova和Norsworthy等人的研究表明:盡管修復后葉片的性能得到恢復，但后續的服役過程中，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:修復前的服役過程中和HIP熱處理過程中發生了不可逆的初生MC碳化物分解，使得合金基體中的元素分配比發生了變化，在恢復熱處理過程中無法獲得恢復[47－48]。

目前很多修復處理技術已經相對成熟，應用也非常廣泛。但是報道中所涉及的高溫合金材料種類較少，對恢復處理制度制定的細節描述也非常有限。同時，已有的恢復熱處理研究主要通過短時蠕變或者硬度測量來衡量受損渦輪葉片的性能恢復程度，而忽略了葉片的長時服役性能與組織演變。另外，對于傳統的高溫合金來說，恢復熱處理是容易實現的，但是，由于服役過程中發生的變形以及恢復熱處理過程中的高溫作用，單晶高溫合金渦輪葉片容易發生再結晶現象[31]。因此，對于單晶合金的部件來說，要恢復其組織與性能是非常困難的，目前還未見過該方面的報道。

5 結語

近二、三十年來，我國在航空、能源和艦船等工業領域的迅猛發展使得燃氣輪機的應用規模急劇增加。國產燃氣輪機壽命短仍然是限制其應用的主要因素，而燃氣輪機整機服役的安全性和可靠性主要取決于渦輪葉片這類關鍵熱端部件的服役性能。當前，我國通常采用升級葉片材料，啟用新材料、新工藝以實現延長燃氣輪機服役壽命的目的。當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，葉片的使用壽命可以成倍地增加。但是，如何進一步提高它們的服役壽命仍是當今燃氣輪機界和高溫合金材料界所面臨的重大科研挑戰之一。雖然可以用計算模擬的方法來預測葉片的使用壽命，但是發動機的服役狀態，地域和環境的變化以及葉片各部位所承受溫度場和應力場的不均勻性，使得預測結果與實際工況相比有明顯差異。因此，了解并跟蹤燃氣輪機在整個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境，確定其殘余壽命，并通過各種措施延緩其退化過程，是燃氣輪機延壽的重要途徑之一。這是一項需要長期的經驗與技術積累和大量人力投入的系統工程。

國外發達國家從上世紀60年代就已開展了服役葉片的組織損傷和性能退化規律的系統性研究，已積累了大量的工程數據和寶貴經驗，對葉片的設計、選材、制造、使用、維護與延壽、定壽起到了重要的作用，如今已有不少技術成熟、經驗豐富的專業公司開展高溫合金部件的延壽業務。相比之下，我國在相關領域的研究報道還僅限于燃氣輪機和熱端部件的失效分析，缺乏對高溫合金熱端部件服役損傷及其延壽機理等方面的研究。這需要政府有關職能部門給予高度重視和長期的支持，在設計、制造、使用和維修單位科技人員的通力合作下，開展堅持不懈的系統性研究，加速縮短國內外的差距，實現對燃氣輪機服役葉片失效后再分析向“積極防御”(即在正常服役狀態下通過組織損傷分析預防災難的發生)的戰略性轉變，以服務于國民經濟發展和國防現代化的重大需求。

致 謝 本文在寫作過程中征詢了中國民航科學技術研究院唐海軍博士、西安航空發動機(集團)有限責任公司田飛研究員和楊健研究員、哈爾濱汽輪機廠有限責任公司王梅英研究員、北京科技大學孫祖慶教授和楊王玥教授等人的專業意見，并獲得許多有益建議;同時得到本課題組石倩穎、薛飛、趙云松、陳學達、陳亞東等同學的支持和幫助，在此作者一并表示誠摯的謝意。

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