分享：高压涡轮二级导叶开裂原因

涡轮叶片作为航空发动机的部件之一，其所用材料经历了从变形高温合金、铸造等轴晶高温合金、定向柱晶高温合金到单晶高温合金的发展历程[1-5]。镍基单晶高温合金涡轮叶片的研制与应用显示了航空发动机的重大技术进步。镍基单晶高温合金没有晶界，不含或含有极少量的晶界强化元素，初熔温度较高，可进行更高温度的固溶热处理，该合金的高温力学性能较高。与多晶合金相比，单晶高温合金具有更好的高温持久、热机械疲劳和抗氧化腐蚀等性能，受到广泛关注，包括我国在内的许多国家都把采用单晶高温合金叶片作为提高航空发动机性能的一个重要措施[6]。 

DD6镍基单晶高温合金是国内成功研制的低成本第2代单晶高温合金[7]。与传统的等轴高温合金、定向柱晶高温合金和已成功应用的第2代CMSX-4单晶高温合金相比，DD6镍基单晶高温合金具有更好的高温综合性能，已成为国内某型先进航空发动机涡轮叶片的主要材料。 

某航空发动机高压涡轮二级导叶材料为DD6单晶高温合金，经约50 h试车后，分解检查发现1件叶片的叶盆进气边附近下缘板处存在裂纹，裂纹长度约为11.2 mm，开裂叶片外观如图1所示，其中箭头处为裂纹。笔者采用一系列理化检验方法对该高压涡轮二级导叶试车后异常开裂的原因进行分析，结果可为今后DD6单晶高温合金涡轮叶片的高可靠性应用提供重要的技术支持。 

图  1  开裂叶片外观

1.   理化检验

1.1   宏观观察

高压涡轮二级导叶下缘板裂纹宏观形貌如图2所示。由图2可知：裂纹贯穿导叶下缘板流道面及端面，端面裂纹开口较大，流道面裂纹开口较小，裂纹走向曲折。经测量，流道面裂纹长度约为7 mm，端面裂纹长度约为4.2 mm。裂纹处缘板厚度约为3.7 mm，裂纹两侧缘板端面可见黑色氧化痕迹。 

图  2  高压涡轮二级导叶下缘板裂纹宏观形貌

1.2   扫描电镜(SEM)和能谱分析

在高压涡轮二级导叶下缘板裂纹断口截取并制备试样，将试样置于扫描电镜下观察，结果如图3所示。由图3可知：断口整体氧化比较严重，呈黑色或墨绿色及蓝色氧化形貌，整个断口可以分为3个区；Ⅰ区面积较大，尺寸约为8.1 mm×5.8 mm（长度×宽度），占整个断口的4/5，断口相对粗糙，呈高低起伏的“铸造枝晶自由表面”特征，表面氧化严重；Ⅱ区面积较小，尺寸约为2 mm×0.9 mm（长度×宽度），即封严槽及下缘板端面侧，Ⅱ区比较平坦，可见扩展棱线及疲劳条带，同样存在氧化现象，呈热疲劳断口特征，Ⅱ区是从Ⅰ区封严槽一侧局部前沿界面上萌生扩展而来的，Ⅰ区其余位置未见扩展特征；Ⅲ区为人为打断区，呈金属亮白色，具有类解理+韧窝特征。此外，断口Ⅰ区与Ⅱ区、Ⅰ区与Ⅲ区形貌特征差异显著，无过渡区，两分界面处可见多条二次裂纹，二次裂纹氧化程度较轻，Ⅰ区与Ⅲ区分界面的微裂纹较长，贯穿了整个断口截面，裂纹走向曲折，局部为弧状，不同于常规的疲劳断裂沿特定晶体学方向扩展特征，放大后观察发现裂纹内部表面呈颗粒状氧化形貌。根据上述特征判断，Ⅰ区存在一个尺寸较大的铸造缺陷。 

图  3  高压涡轮二级导叶下缘板裂纹断口分区及其SEM形貌

对整个断口各区域开展能谱分析，断口SEM形貌及能谱分析位置如图4所示，分析位置1~8分别对应谱图1~8，其中谱图1分布在断口Ⅱ区，谱图2~8分布在断口Ⅰ区。断口各区域均发生严重氧化，氧化程度未见明显差异，主要存在DD6合金基体的不同类型氧化产物。同时，对Ⅰ区与Ⅲ区分界面处微裂纹表面进行能谱分析，分析位置如图4所示，分析结果如表1所示。由表1可知：Ⅲ区的化学成分接近DD6基体，而Ⅰ区、Ⅰ区与Ⅲ区分界面表面相较于DD6合金基体而言，W、Ta、Al元素的含量偏高。高压涡轮二级导叶下缘板裂纹断口Ⅰ区与Ⅲ区分界面处能谱分析位置如图5所示，能谱分析结果如表2所示，其中谱图25位于Ⅰ区与Ⅲ区分界面表面处，谱图24位于Ⅰ区，谱图26位于Ⅲ区。综上所述，分析认为高压涡轮二级导叶下缘板裂纹为热疲劳裂纹，疲劳源区存在铸造缺陷，缺陷尺寸约为8.1 mm×5.8 mm（长度×宽度）。 

图  4  高压涡轮二级导叶下缘板裂纹断口SEM形貌及各区能谱分析位置

图  5  高压涡轮二级导叶下缘板裂纹断口Ⅰ区与Ⅲ区分界面处能谱分析位置

1.3   断口分析

在下缘板裂纹附近截取并制备轴向金相试样，将试样置于光学显微镜下观察，取样位置如图6所示，观察面为缘板蓝色面。下缘板轴向剖面微观形貌如图7所示。经测量，缘板流道面涂层粘接层厚度约为12~13 μm，低于标准要求（30~70 μm），涂层面厚度约为10~12 μm，由于叶片经过服役，其面层受损，该检测结果仅供参考。下缘板显微组织为γ+γ'+少量残余共晶，存在少量疏松缺陷。下缘板整个剖面不同位置的γ'相形貌如图7c）、7d）所示，可见下缘板流道面近裂纹侧和远离裂纹侧γ'相形貌类似，呈迷宫型长条状，缘板基体近裂纹侧和远离裂纹侧γ'相形貌呈方块状，两处γ'相均无明显回溶，未发现超温服役情况。 

图  6  下缘板取样位置示意

图  7  下缘板轴向剖面微观形貌

为了确认断口源区铸造缺陷的性质，分析以下几个方面：Ⅰ区与缘板基体之间的界面氧化情况；Ⅰ区与缘板基体之间的晶粒取向情况；Ⅰ区与Ⅲ区分界面处界面氧化情况；Ⅰ区与Ⅲ区分界面处晶粒取向情况。 

断口流道面垂直于断口方向的杂晶整体、二次裂纹、分界面微观形貌如图8所示。下缘板存在一个尺寸约为7.4 mm×2.8 mm（长度×宽度）的杂晶晶粒，该晶粒与缘板基体晶粒存在明显的晶界，且晶体取向存在差异，晶界局部已经开裂，开裂的晶界表面存在氧化。杂晶晶粒与基体晶界可见块状碳化物及共晶，晶界个别位置可见疏松缺陷。杂晶晶粒内γ'相与缘板基体γ'相形貌不同，杂晶晶粒内γ'相主要呈方块状，基体γ'相主要呈三角状，表明两种γ'相晶格取向存在差异。杂晶与缘板基体晶粒的取向差为41.9°。 

图  8  断口流道面垂直于断口方向的杂晶整体、二次裂纹、分界面形貌

同时，在杂晶与缘板基体晶界不同位置进行微区成分分析，分析位置如图9所示，分析结果如表3所示，其中谱图3~5位于杂晶与基体晶界处，谱图6~7位于晶界碳化物处。发现杂晶与缘板基体晶界呈“三明治”结构，中层主要为Ni、Al元素的氧化物，外层主要为DD6合金，但是W、Ta元素的含量偏高；晶界块状碳化物主要为W、Ta元素的碳化物。这与断口分析中Ⅰ区与Ⅲ区分界面W、Ta、Al元素含量偏高相符。 

图  9  杂晶与缘板基体晶界能谱分析位置

综上认为，断口源区的铸造缺陷为叶片铸造过程中形成的杂晶，杂晶与缘板基体晶粒的取向差为41.9°。 

2.   综合分析

高压涡轮二级导叶下缘板裂纹为热疲劳裂纹，疲劳源区存在铸造缺陷，铸造缺陷为叶片铸造过程中形成的杂晶，杂晶尺寸约为8.1 mm×5.8 mm×7.4 mm（长度×宽度×高度），杂晶与缘板基体晶粒的取向差为41.9°。 

从结构和受力来分析，高压涡轮二级导叶为静子件，服役过程中主要承受振动应力及热应力。下缘板裂纹附近基体组织正常，未发现超温服役情况。结合高压涡轮二级导叶温度场计算结果可知，下缘板流道面的温度为1 110~1 187 K，且温度梯度不大（见图10）。由此可排除下缘板流道面涂层较薄引起的叶片超温服役并承受较大热应力，最终导致缘板开裂的原因。 

图  10  高压涡轮二级导叶温度场计算结果

此外，裂纹在缘板厚度较厚的位置，而非缘板厚度较薄或突变位置，裂纹处缘板厚度约为3.7 mm，未见缘板明显减薄的情况，由此可排除缘板厚度突变或减薄造成应力集中，并导致叶片开裂的可能。 

断口分析及显微组织分析结果表明，断口源区存在铸造过程中形成的较大尺寸杂晶缺陷。据此认为，杂晶晶界强度低，在高压涡轮二级导叶缘板服役过程中，导叶缘板在热应力的作用下沿杂晶晶界开裂扩展，形成自由枝晶表面，裂纹逐渐扩展至缘板正常基体位置，即断口Ⅰ、Ⅱ区分界面处，后续在Ⅱ区表现为热疲劳扩展。而且周向36件二级导叶中仅一件叶片的下缘板存在裂纹，具有特殊性。 

由此判断，下缘板存在尺寸较大的杂晶缺陷是高压涡轮二级导叶发生早期疲劳开裂的主要原因。 

3.   结论

（1）高压涡轮二级导叶下缘板裂纹源区存在铸造缺陷，铸造缺陷为叶片铸造过程中形成的杂晶，杂晶与缘板基体晶粒存在取向差。 

（2）高压涡轮二级导叶下缘板裂纹为热疲劳裂纹，杂晶缺陷是早期热疲劳开裂的主要原因。

文章来源——材料与测试网