DD6鎳基單晶渦輪轉子葉片失效分析

胡　霖，佟文偉，高志坤，韓振宇

（中航工業沈陽發動機設計研究所，沈陽10015）

DD6鎳基單晶渦輪轉子葉片失效分析

胡霖，佟文偉，高志坤，韓振宇

（中航工業沈陽發動機設計研究所，沈陽10015）

為了排除某航空發動機D D 6鎳基單晶高溫合金渦輪轉子葉片在室溫振動試驗中發生的裂紋故障，對故障葉片進行了外觀檢查、斷口分析、表面檢查、解剖檢查、化學成分分析、金相檢查、應力分布計算及熱模擬試驗，確定了故障葉片裂紋的性質和產生原因。結果表明：渦輪轉子葉片裂紋為高周疲勞裂紋，葉片局部區域存在異常的γ′筏排組織是導致該葉片產生早期疲勞開裂的主要原因，且附近區域腐蝕過重及結構上處于應力集中區，也促進了疲勞裂紋的萌生及擴展。針對這些故障，建議優化葉片結構并對腐蝕檢查進行嚴格監控，防止出現γ′筏排組織及腐蝕過重現象，從而避免此類故障再次發生。

D D 6鎳基單晶；渦輪轉子葉片；γ′筏排組織；故障分析；航空發動機

0　引言

渦輪前燃氣溫度的高低是衡量航空發動機性能好壞的重要指標之一。燃氣溫度從1200℃升高到1350℃，發動機單位推力可提高15%，耗油率降低8%，而溫度的升高必然導致渦輪轉子葉片壽命的降低［1］。而材料的溫度降低15 K，壽命將延長1倍；反之，溫度升高，壽命會大幅度縮短［2］。為提高葉片承溫能力，采用空心氣膜冷卻技術［3］、熱障涂層技術［4-5］或單晶高溫合金材料［6］已成為有效的解決方案。

DD6鎳基單晶高溫合金是國內成功研制的低成本第2代單晶合金［7］。與傳統的等軸晶合金、定向合金和已成功應用的第2代CMSX-4單晶合金相比，具有更好的高溫綜合性能［8-9］，已成為國內某型先進航空發動機渦輪轉子葉片的主要材料。早期有學者對高溫條件下單晶合金DD6和CMSX-4的蠕變性能進行了對比試驗研究，結果表明，在980℃試驗條件下，［001］取向的2種材料變形0.5%所需時間分別為77.1 h和16.0 h；在850℃試驗條件下則需18.2 h和0.31 h［10］，可見單晶合金DD6明顯較優異。

新材料的渦輪轉子葉片在裝機使用前需進行多項模擬考核試驗［11］，目的是找到新材料葉片結構中的設計缺陷或葉片生產工藝中的不足。本文針對在振動試驗過程中DD6鎳基單晶渦輪轉子葉片出現異常裂紋的現象，對故障葉片裂紋進行失效分析，找出失效原因，分析失效機理，并提出相應的改進建議，為今后DD6鎳基單晶渦輪轉子葉片的高可靠性應用提供重要的技術支撐。

1　材料與生產工藝

葉片材料為DD6鎳基單晶高溫合金的化學成分見表1。該葉片主要制造工藝為定向凝固→脫殼脫芯→鑄態檢查→真空熱處理→檢測與檢驗。葉片精鑄件經X射線檢查儀測試結晶取向，［001］結晶取向與葉片精鑄件主應力軸的偏離應不大于相關標準規定角度。

表1　DD6鎳基單晶高溫合金化學成分%

2　試驗過程與結果

2.1外觀檢查

DD6合金葉片振動疲勞試驗在特定振動應力條件下進行。當循環至2.51×106時，葉片出現異常裂紋現象。經熒光無損探傷檢查，確定裂紋位于葉片緣板下方處，該裂紋平直、開口較小、呈鋸齒狀，如圖1箭頭所示。

圖1　裂紋宏觀形貌

2.2斷口分析

將裂紋打開，斷口宏觀形貌如圖2所示。斷口具有較亮的金屬光澤，由數個不同角度的斜面組成，各斜面平坦、光滑、起伏較大，具有較強的鏡面反光性。斷面上可見明顯的河流狀放射棱線的擴展特征（圖2箭頭所指），根據其匯聚方向可以判斷，裂紋源區位于流道橫截面突變的轉角處。

圖2　裂紋斷口宏觀形貌

在掃描電鏡下觀察，裂紋斷口源區低倍形貌如圖3（a）所示。可見放射棱線特征明顯，呈單源起始，未見明顯的冶金缺陷。進一步放大觀察，源區隱約可見γ′連通狀組織形貌且不致密，如圖3（b）箭頭所示。裂紋斷口擴展區放大觀察可見細密的疲勞條帶和滑移線特征［12］，如圖4所示，表明該斷口性質為高周疲勞斷口。

圖3　疲勞源區形貌

圖4　擴展區微觀形貌

2.3表面檢查

對疲勞源區附近表面放大觀察，形貌如圖5所示。從圖中可見，低倍下主要為鑄造表面形貌，較粗糙且有大小不一、數量較多的點腐蝕坑；放大觀察腐蝕坑，即圖5（a）中藍色虛框，可見組織形貌。分析表明：疲勞源區附近受到過重腐蝕，表面完整性較差。

圖5　源區附近表面形貌

2.4解剖檢查

在疲勞源區處沿葉片［001］、［100］方向分別提取解剖截面進行檢查分析，形貌如圖6（a）、（c）所示，并進行局部放大觀察，如圖6（b）、（d）所示。可見源區處γ′組織發生均勻性的增長和定向粗化的現象，且與葉片［001］生長方向約呈45°，分析應為γ′組織筏排化。該γ′筏排組織沿基體深度方向分別約為0.57 mm和0.02 mm，而沿內腔表面較大，約為2.33 mm，與其余處組織存在差異，且存在嚴重變形及向疲勞源聚攏的趨勢，如圖6（b）中箭頭所示。綜合分析該處在成形過程中受到力的影響，誘導該區域組織發生明顯的變形、聚攏。同時，遠離疲勞源處為完整致密的方格狀γ+γ′組織形貌，如圖6（d）中藍箭頭所示；疲勞源區處為γ′筏排組織，且附近區域存在松散剝落的現象，如圖6（d）紅箭頭所示。結合圖5進一步分析，疲勞裂紋萌生區域曾遭受較重的腐蝕損傷。

圖6　葉片［001］、［100］源區處截面微觀形貌

2.5化學成分分析

對故障葉片基體進行化學成分分析，結果見表2。從表中可見，故障葉片的化學成分符合技術標準要求。

表2　故障葉片的化學成分%

2.6金相檢查

對故障葉片基體取樣進行金相組織檢查，結果如圖7所示。該組織為典型的γ+γ′立方狀組織，符合技術標準要求。

圖7　故障葉片顯微組織

2.7應力分布計算

通過對葉片振動應力分布計算可知，該葉片最大應力區位于葉片伸根與榫齒轉接位置（如圖8所示），而實際故障葉片裂紋并未起始于此處，表明該葉片過早萌生疲勞裂紋與葉片所受最大應力無直接關系。

圖8　葉片榫頭處振動應力分布

2.8熱模擬試驗

為深入分析疲勞源區γ′筏排組織的形成原因，結合故障葉片疲勞源區存在腐蝕過重的特殊性，進行較重腐蝕后的熱處理模擬試驗，用來研究導致局部微區元素出現化學成分偏析，形成元素擴展梯度，擴散勢壘的降低，最終γ′筏排組織的形成是否為腐蝕介質和熱處理高溫環境共同作用的結果。此前也有研究表明［13-15］，γ′筏排組織的形成與原子定向擴散密切相關，局部區域脫溶出來的Al元素易于擴散到γ′相中，產生γ′筏排組織。

模擬試驗后的組織形貌如圖9所示。從圖中可見，模擬試驗后組織形貌仍為典型的立方狀γ+γ′組織，甚至未出現近似γ′筏排組織的現象，因此可以排除疲勞源區的γ′筏排組織是由于腐蝕過重和標準熱處理共同作用所致。

圖9　模擬試驗后的組織形貌

3　分析與討論

從故障葉片裂紋斷口分析結果可知，故障渦輪轉子葉片裂紋位于緣板下方，斷口源區未見夾雜、再結晶等缺陷；微觀上可見放射棱線匯聚于流道橫截面突變的轉角處，擴展區存在細密的疲勞條帶和滑移線形貌，表明該故障葉片裂紋的失效性質為高周疲勞。故障葉片化學成分符合技術條件要求，葉片基體金相組織正常。通過對葉片振動應力分布的研究可知，葉片裂紋未在最大應力區萌生。綜合分析表明，渦輪轉子葉片過早產生疲勞裂紋與葉片材質、最大應力區無直接關系。

DD6鎳基單晶高溫合金典型的立方狀γ+γ′組織具有優異的的抗蠕變和機械疲勞性能［16］的特性。主要原因在于其自身由面心立方（fcc）結構的金屬Ni基體（γ相）和均勻分布的L12結構的Ni3Al（γ′相）組成。γ′相以畸變共格方式有序地嵌入γ相中，由于γ′相存在原子半徑較大的Al元素，基體γ相固溶Cr、Mo、Co等原子半徑較小的元素，導致γ和γ′相之間存在一定程度的晶格錯配［17］，從而產生了晶格間的錯配度δ［18］。

式中：αγ、αγ'為γ、γ′晶格半徑。

在立方狀的γ/γ′相界面存在大量的位錯網［19］，該位錯網可以很大程度上釋放外加載荷，降低位錯密度，宏觀表現為材料的抗疲勞性能提高。但通過對疲勞源區的檢查與分析，發現疲勞源區存在異常的γ′筏排組織。

早期研究表明，在應力和高溫條件下［20-22］或在無應力的高溫長時熱暴露條件［23-24，13］下，γ′組織均可出現筏排化的現象。結合故障葉片的具體生成工藝可以排除無應力高溫長時熱暴露條件，因此，疲勞源區出現的γ′筏排組織必然需要應力和高溫的條件。根據該葉片的生產工藝履歷，深入分析該葉片局部區域出現γ′筏排組織產生原因在于：選晶法制備單晶葉片在定向凝固成形過程中，單晶高溫合金需從固相線的溫度（約1340℃）開始凝固成形，冷卻時合金凝固收縮，包裹型芯，合金的收縮一旦受到阻礙，凝固成型后會在相應的區域產生殘余應力。同時，對于葉片內腔腔道橫截面突變的區域及轉角過渡結構的曲率較小區域，合金凝固收縮的尺寸較大，相應的鑄造殘余應力值也較大，從該葉片γ′筏化組織所處位置（圖2）可知，該處正位于鑄造殘余應力較大區域，這一觀點也可從圖6（b）中的γ′筏排組織的變形、聚攏現象中得到直接佐證。隨后該區域在標準熱處理過程中，達到γ′筏化組織形成所需溫度的要求，最終導致γ′組織形成筏排化。

γ′筏排組織按照形狀通常分為板狀筏化和棒狀筏化，Ignat［25］等對γ′筏排組織的參量R進行了規定，來確定γ′筏化程度，間接地表征出γ′筏排的形狀

式中：L和T分別為γ′的長度和寬度，均可通過SEM手段獲取。

圖6（b）中的γ′參量R值約為3.97，應為板狀筏化。基于此結果，通過對γ′筏排組織微觀結構特性及不同溫度下位錯機理的分析，在中、低溫時，γ′筏排組織的疲勞壽命較短。其主要原因在于：在高溫時，位錯主要以攀移的形式出現；在中、低溫時，位錯多以切割γ′為主導機制。板狀筏排后的γ/γ′相界面面積大量減少，相界面的位錯網也隨之大量減少，必將導致釋放外加載荷的能力降低，γ′易被切割，導致γ′筏排組織抗疲勞性不足。這一結論與前期研究［26］針對不同γ′形狀組織（立方狀、板狀筏化）的疲勞壽命同樣進行對比性試驗，得出在不同條件下，初始板狀γ′筏排化組織會使材料疲勞壽命明顯縮短的結果相一致。

針對此次室溫條件下的試驗，γ′筏排組織的抗疲勞性能整體較差，同時，γ′筏排組織區域較小，相對整個正常組織的葉片而言，可近似看作單晶材料中存在1個大“雜晶”，從而導致該處抗疲勞性能再次降低。此外，該γ′筏排組織區域存在較為嚴重的大面積點腐蝕坑。腐蝕過重的原因在于：每次腐蝕檢查時需把數量較多的葉片同時放入HCl+H2O2腐蝕液中，但葉片在清洗時不能同時進行，導致每個葉片腐蝕時間各不相同，腐蝕的程度也各不相同，最終導致個別葉片腐蝕程度相對較重，破壞了單晶葉片的完整性和致密性，促使抗疲勞強度進一步降低。同時，該處位于流道的轉角處，易產生應力集中，更加促進裂紋的萌生及擴展。

綜上所述，在異常的γ′筏排組織、腐蝕過重及結構上的應力集中3個因素共同作用下，該葉片過早產生疲勞裂紋。

4　展望與預防

近年來，國內關于DD6合金的研究僅限于材料本身的蠕變［27］、疲勞［28］等性能方面，雖然在DD6合金本身的性能上取得了長足進展，但在航空發動機渦輪轉子葉片試驗方面報道較少。同時，在葉片實際使用方面的經驗/破壞模式等方面積累相對甚少，在失效機理方面研究則更少。因此，需大力開展DD6合金在渦輪轉子葉片上的應用研究，既可為DD6合金在渦輪轉子葉片上的成功應用做必要的技術預研工作，又可促進航空發動機性能飛躍式發展。

本文通過對DD6鎳基單晶轉子葉片裂紋失效原因及產生機理進行研究，同時，為避免此類故障再次發生，建議今后在以下幾個方面開展研究工作，促進DD6鎳基單晶渦輪轉子葉片技術的完善。

（1）對葉片內腔橫截面突變或曲率較小等易產生鑄造殘余應力部位進行結構優化，為鑄造提供更寬的工藝條件。

（2）葉片內腔出現異常組織是極難檢查發現的問題，因此，今后應開展相應的專項檢查，并對檢查部位及檢查方法進行可行性研究。

（3）對DD6單晶葉片的腐蝕進行嚴格控制，避免發生腐蝕時間不同的情況，并做相關的試驗優化出最佳的腐蝕工藝參數。

5　結論

（1）某航空發動機DD6鎳基單晶渦輪轉子葉片裂紋為高周疲勞裂紋，裂紋起源于流道橫截面突變的轉角處。

（2）渦輪轉子葉片局部區域存在異常的γ′筏排組織是導致葉片產生早期疲勞裂紋的主要原因；腐蝕過重及結構上的轉角處所引起的應力集中，對疲勞裂紋萌生及擴展起到了促進作用。

（3）裂紋的產生與其材質及結構上的最大應力區沒有直接關系。

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（編輯：栗樞）

Failure Analysis of the Turbine Blade of DD6 Nickel-Base Single Crystal

HU Lin，TONG Wen-wei，GAO Zhi-kun，HAN Zhen-yu
（AVIC Shenyang Engine Design and Research Institute，Shenyang 110015，China）

In order to find out the crack occurred on the turbine blades that is made of DD6 single crystal superalloy applied in an aeroengine during the vibration test under the room temperature.The examination of failed turbine-blades appearance，fracture surface analysis，the examination of the original surface，the examination of the longitudinal section of the source region，chemical composition analysis，metallurgical structure analysis，calculation of stress distribution and thermal simulation test were carried out.The results show that the failure mode for the crack of failed turbine-blades is high-cycle fatigue.As a pivotal factor，abnormal γ′rafting lead to early fatigue fracture in the localized region of the turbine-blade.Meanwhile，the fatigue crack is also influenced by serious corrosion and stress concentration.Finally in the view of the failure，it is suggested that construction of the turbine blades should be optimized and the corrosion examination process of the turbine-blades should be rigidly controlled to prevent the abnormal γ′rafting and serious corrosion appearing，and analogous failure can be avoided.

DD6 Nickel-base single crystal；turbine blade；γ′rafting；failure analysis；aeroengine

V 232.4

A

10.13477/j.cnki.aeroengine.2016.04.016

2016-01-13基金項目：燃氣輪機工程研究項目資助

胡霖（1985），男，碩士，工程師，主要從事航空發動機及燃氣輪機部件的失效分析工作；E-mail：1259691509@qq.com。

引用格式：胡霖，佟文偉，高志坤，等.DD6鎳基單晶渦輪葉片失效分析［J］.航空發動機，42（4）：81-86.HULin，TONGWenwei，GAOZhikun，et al.Failure analysisoftheturbinebladeofDD6nickel-basesinglecrystal［J］.Aeroengine，42（4）：81-86.