GH4169G合金葉盤葉尖裂紋失效分析

李祚軍，白云瑞，吳 晨，田 偉

(中國航發四川燃氣渦輪研究院，成都 610500)

1 引言

GH4169G 合金是在GH4169 合金成分的基礎上，采用磷、硼微合金復合強化方法發展而成的一種先進合金。與GH4169 合金相比，GH4169G 合金的使用溫度提高了30℃(達到680℃)，同時其他力學性能不降低，工藝性能相當，持久和蠕變性能成倍提高，疲勞壽命顯著延長[1-5]。目前，GH4169G 合金不僅積累了大量的組織性能數據，而且確定了主導工藝(包括冶煉，均勻化處理，棒材鍛造，盤件模鍛等)，已應用于壓氣機整體葉盤。

針對GH4169G 合金，孫文儒等[1-5]研究了GH4169G合金的鍛造工藝對組織性能的影響，合金鍛件典型部位的晶粒組織和δ相的析出特征，以及微量元素對GH4169 合金組織與蠕變性能的影響等。裴丙紅[6]研究了GH4169 合金鍛造工藝對晶粒尺寸的影響，發現采用單向拔長工藝將導致棒材變形量偏小、動態再結晶不充分。孔永華等[7-8]研究了不同熱處理工藝對GH4169 合金組織及性能的影響，分析得出晶界處析出的δ相可提高晶界強度并阻止晶界滑移，從而提升合金的蠕變性能，但大量δ相的析出降低了γ″相的濃度，造成晶界強度降低，導致合金的蠕變性能顯著降低。張顯程等[9-11]研究了晶粒尺寸對GH4169 合金疲勞小裂紋擴展的影響，以及熱處理對GH4169合金低循環疲勞性能的影響。

本文以GH4169G 合金葉盤葉尖裂紋失效為背景，對裂紋葉片進行斷口和組織分析，確定了裂紋性質和失效原因。對與裂紋葉片鄰近的多個葉片的多個部位進行組織分析，獲得了葉片組織分布規律。通過復查裂紋件葉盤鍛件的鍛造工藝過程，確定了造成失效的直接原因，并提出了工藝改進措施。

2 裂紋起源位置及葉盤材料工藝

GH4169G 合金葉盤試驗后檢驗發現，有1 個葉片的葉尖處存在1 條裂紋。裂紋位于葉尖頂部，距前緣約8.0 mm(圖1)。裂紋穿透葉身，葉盆側長約0.7 mm，葉背側長約2.4 mm。葉盤鍛件采用等溫模鍛工藝研制，加熱溫度1 015℃，終鍛溫度≥920℃；分一火次兩步完成，最大壓力5 000 t，第一步初始壓制速度5.0 mm/s，第二步壓制速度0.5 mm/s，至鍛件充滿模具。

圖1 轉子葉片葉尖裂紋示意圖Fig.1 The blade tip crack diagram

3 結果與分析

3.1 失效分析

葉片表面裂紋形貌如圖2所示。裂紋沿葉身方向分布，從葉尖頂部沿裂紋擴展方向張開程度逐漸減小，局部可見鋸齒狀特征；表面粗糙，存在較多細小劃痕，頂部可見加工刀痕。

圖2 葉片表面裂紋形貌Fig.2 Blade surface crack morphology

葉片裂紋斷口外觀如圖3所示。斷口宏觀較平整、無明顯變形，源區位于葉背端角區域，源區向外的放射棱線明顯。葉片裂紋源區如圖4 所示，位于葉背端角附近亞表面，可見塊狀顆粒物，源區附近主要呈類解理形貌。裂紋擴展區可見疲勞條帶形貌，且疲勞條帶細密(圖5)。人為打斷區主要為韌窩形貌，見圖6。

圖3 葉片裂紋斷口宏觀形貌及源區位置Fig.3 Fracture macroscopic morphology and the source region position

圖4 葉片裂紋斷口源區及附近擴展區形貌Fig.4 The morphology of the source region and initial extension region

圖5 葉片裂紋擴展區后部斷口疲勞條帶Fig.5 The fatigue striation of later expansion

圖6 葉片人為打斷區韌窩形貌Fig.6 The dimple morphology of man-made interruption region

對葉片裂紋源區進行能譜分析，能譜分析位置及結果見圖7。源區塊狀顆粒主要含有Nb 和O 元素，含有較多C 元素，含有少量的Ti、Ni 等元素。據此，塊狀顆粒物主要為Nb的碳化物。對葉片金相試樣拋光態下的塊狀顆粒物進行能譜分析，能譜分析位置及結果見圖8。塊狀顆粒物主要含有Nb元素，含有較多C元素，含有一定的Ti元素。據此，塊狀顆粒物應為Nb 的碳化物。基體主要含有Ni、Cr 和Fe元素，含有少量的Nb等元素，化學成分未見異常。

圖7 葉片裂紋源區能譜分析位置及結果Fig.7 The EDS analysis position and result on source region

圖8 葉片組織中塊狀物的能譜分析位置及結果Fig.8 The EDS analyze position and result on block

在葉片裂紋附近切取橫向和縱向金相試樣(圖9)進行組織觀察，碳化物、碳氮化物和δ相滿足技術要求，未見Laves 相。根據GB/T 6394-2017[12]測定，晶粒度約為5.5 級，不滿足晶粒度為8 級或更細，允許不超過20%的6級晶粒存在的技術要求。

圖9 裂紋附近金相組織Fig.9 The metallurgical structure near the crack

在上述金相試樣上檢測顯微硬度，結果見表1。葉片橫截面的硬度約為HV507，縱截面的約為HV493，可見葉片橫、縱截面的硬度相當。參照GB/T 1172-1999[13]中維氏硬度(HV)和布氏硬度(HBW)換算可知，葉片的硬度高于HBW363，滿足技術要求。

表1 葉片顯微硬度檢測結果(HV0.2)Table 1 The testing result of microhardness(HV0.2)

綜上分析，葉片裂紋的裂紋性質為高周疲勞，且葉尖處晶粒粗大。有研究[14-15]表明，晶粒粗大會對高周疲勞性能產生不利影響。在晶粒度為4～5級的其他GH4169G 盤鍛件上取樣進行旋轉彎曲高周疲勞試驗，試驗溫度650℃，頻率10 Hz，應力集中系數Kt=1.0，應力比R=-1，疲勞壽命如表2所示。在晶粒度為8 級或更細的GH4169G 盤鍛件上取樣進行旋轉彎曲高周疲勞試驗，試驗溫度650℃，頻率83 Hz，Kt=1.0，R=-1，測得中值疲勞強度為580 MPa。因此，4～5 級晶粒度葉盤鍛件的旋轉彎曲疲勞性能明顯低于8級或更細晶粒度的葉盤鍛件。

表2 晶粒度為4～5級GH4169G盤鍛件的旋轉彎曲高周疲勞試驗結果Table 2 The rotary bending fatigue test results of GH4169G alloy blisk forging with grain size scale 4～5

3.2 鄰近葉片組織分析

為探索葉盤葉片組織的分布規律，在裂紋葉片鄰近的11 個葉片(面向葉盆側對葉片編號)的多個部位切取橫向和縱向金相試樣進行組織分析，其中左1 葉片的縱向組織如圖10 所示。根據GB/T 6394-2017[12]，晶粒度測定結果見表3。由表可知，與裂紋葉片鄰近的10個葉片葉尖附近的晶粒度，均未達到平均晶粒度8 級或更細的技術要求，距離裂紋葉片越遠晶粒度越細，葉身縱向晶粒度從葉尖至葉根逐漸變細，且葉尖處的δ相分布較少。

3.3 鍛造工藝過程分析

復查失效批葉盤的鍛造工藝過程，發現葉盤鍛造工藝存在個別工序操作與工藝規程不符的問題。葉盤鍛件等溫鍛工序的變形量未達到設計變形量，葉片部位欠壓過多(要求高度為57 mm，實際鍛造高度約86 mm，欠壓29 mm，超過≤15 mm 要求范圍)，如圖11所示。為此，導致葉片葉尖附近部位變形量不足，造成葉尖晶粒粗大，δ相較少。

圖10 裂紋葉片左1葉片的縱向組織(200倍)Fig.10 The vertical metallurgical structure of the blade on the left side of flaw blade

針對鍛件變形量不足的問題，提出了鍛造工藝優化方案：①將最大鍛造壓力由5 000 t調整為8 000 t；②將預留欠壓量由≤15 mm 調整至≤10 mm，使得鍛件充滿模具。按照優化后的鍛造工藝生產的鍛件質量有所提升，外緣尺寸符合鍛件圖紙要求，晶粒度符合要求，高周疲勞性能滿足技術要求。晶粒度得到有效控制，后續各批次中該問題未復現。

表3 鄰近葉片晶粒度測定結果Table 3 The grain size testing results of adjacent blades

圖11 鍛造欠壓過多示意圖Fig.11 The diagram of forging under pressure oversize

4 結論

針對GH4169G合金葉盤葉尖裂紋失效，開展了斷口和金相分析研究，得出以下結論：

(1) 裂紋葉片的裂紋性質為高周疲勞，葉尖處的晶粒度為5.5級，未達到規定的平均晶粒度8級或更細的技術要求，晶粒粗大對高周疲勞性能不利。

(2) 鄰近葉片葉尖附近的晶粒度也未達到技術要求。距離裂紋葉片越遠晶粒度越細，葉身縱向晶粒度從葉尖至葉根逐漸變細，δ相分布較少。

(3) 葉盤鍛件葉片部位欠壓過多，外緣周向最小尺寸偏小，是導致葉片晶粒度不合格的原因。將最大鍛造壓力由5 000 t調整為8 000 t，將預留欠壓量由≤15 mm 調整至≤10 mm，鍛件質量明顯改善，可解決GH4169G合金葉盤葉尖裂紋失效問題。