燃氣機渦輪連接螺栓斷裂原因分析

劉 磊，孫智君，苗 淼，李 鵬

(1.中航工業西安航空發動機(集團)有限公司，西安 710021;2.海軍裝備部，西安 710021）

0 引言

發動機是航空器的心臟，其性能的好壞是保障航空器利用率和飛行安全的重要因素。在因機械故障造成的飛行事故中，發動機故障比例最高，尤其是發動機熱端部件在高溫下工作，服役環境極其惡劣，為了保護這些熱端部件不受高溫氧化和熱腐蝕等危害，普遍采用涂敷涂層的方法來提高熱端部件材料的高溫防護性能［1-4］。

在航空器結構中，存在大量、各種形式的螺栓連接，其失效的基本類型主要有過載斷裂失效、疲勞失效和氫脆斷裂失效等［5-6］。某燃機渦輪系統用連接螺栓，試車分解檢查時發現多件螺栓斷裂。本研究通過斷口宏微觀觀察，金相組織分析，能譜分析，故障模擬驗證試驗等方法，對失效螺栓進行分析，以確定其失效原因。

1 試驗過程與結果

某燃氣輪機低壓渦輪支撐環工作100 h以上，熒光檢查螺栓正常。復裝試車后，33件螺栓中，8件斷裂，11件裂紋。其中13件由螺栓根部斷裂或開裂，6件由螺桿和螺紋轉接頸部斷裂或開裂。所有螺栓屬于同一批次。

1.1 宏觀觀察

失效螺栓斷裂分別位于螺栓根部或螺桿與螺紋轉接頸部(圖1)。螺栓及斷口表面均呈灰黑色，局部略帶灰白。無論根部或頸部斷裂，其斷口形貌相似，明顯分為2個區域:A區斷口相對平齊，呈顆粒狀特征，起始于螺栓根部或頸部轉接R，向另一側擴展，有清晰放射棱線，部分邊緣存在灰白月牙形區域，向心部變為灰黑色，約占斷口面積的1/2;B區斷口光亮，有金屬光澤，斷口粗糙，未見明顯塑性變形，應屬于最后瞬時斷裂區(圖2)。

1.2 微觀觀察

采用FEI－Quanta400型掃描電鏡對失效螺栓斷口進行微觀觀察，其宏觀形貌如圖3。斷口由轉接R多處起始，起始區未見材料冶金缺陷，未見機械損傷痕跡。斷口顯微形貌主要為沿晶斷裂特征，晶面有腐蝕產物覆蓋，并有二次裂紋，瞬斷區局部可見少量韌窩特征(圖4、圖5)。

1.3 能譜結果

對螺栓斷口表面和類似晶間腐蝕的晶界加粗區域進行能譜分析，結果見表1。

結果表明，斷口存在較高含量的Mo、Pb、O、S元素，螺栓表面含量更高，隨著斷口由A區向B區發展，Mo、S、O、Pb元素含量呈現遞減趨勢。

鑒于斷口和金相發現Mo、Pb、S元素含量較高，經排查分析，認為是由螺栓裝配時涂抹的高溫絲扣脂引起，取樣在熱處理爐內烘干后進行了能譜分析，結果見表2。

結果表明，高溫絲扣脂含有大量S、Pb、Mo元口素，螺栓表面及斷面的S、Pb、Mo元素主要來源于高溫絲扣脂，這層高溫絲扣脂是為防止螺栓在高溫長期作業發生氧化而涂敷的。

表1 斷口能譜分析結果(質量分數 /%)Table 1 Energy spectrum analysis result of fracture surface(mass fraction/%)

表2 高溫絲扣脂能譜分析結果(質量分數 /%)Table 2 Energy spectrum analysis result of grease(mass fraction/%)

1.4 金相觀察

縱向解剖斷裂螺栓和無裂紋螺栓制備金相試樣，磨拋并經Nimonic腐蝕劑腐蝕后，采用Olympus－GX71型光學顯微鏡對試樣進行顯微組織觀察。裂紋螺栓的表面有一層深約0.025～0.1 mm的附著物，次層類似晶間腐蝕，晶界加粗區域，深約25 μm，局部形成深約 150 μm 的沿晶裂紋;而無裂紋螺栓表面無明顯附著物，局部有深約15 μm類似晶間腐蝕特征區(圖6～圖8)。

圖6 斷裂螺栓沿晶裂紋Fig.6 Intercrystalline cracks

2 故障模擬驗證試驗

為進一步驗證故障模式，進行了故障復現試驗:將60件同件號螺栓分別涂抹6種潤滑脂，采用與零件裝配方式和實際工況相似的條件進行試驗，并對3個試驗階段的螺栓進行金相分析。

2.1 第一階段試驗

第一階段試驗，將涂抹潤滑脂的螺栓裝配進行160 h試驗。試驗結束后，熒光檢查未發現螺栓斷裂或裂紋。解剖后金相檢查，涂抹高溫絲扣脂(與故障螺栓使用相同)的螺栓和涂抹純Pb的螺栓，其表面均有一定深度的沿晶腐蝕損傷(圖9a、圖9b)，涂抹其他潤滑脂(不含元素Pb)的螺栓未見明顯的沿晶腐蝕損傷現象。

2.2 第二階段試驗

對第一階段后熒光顯示無裂紋螺栓重新涂抹潤滑脂，二次裝配繼續進行15 h試驗(總計175 h)。試驗結束后拆卸檢查，其中11件涂抹高溫絲扣脂的螺栓有5件斷裂，1件熒光檢查發現裂紋。對5件斷裂螺栓進行分析觀察，試驗螺栓與故障螺栓斷裂位置和斷口形貌相同，斷口由轉接R處起始，起始區未見材料冶金缺陷和機械損傷痕跡。斷口顯微形貌主要為沿晶斷裂特征，晶面有腐蝕產物覆蓋，并有二次裂紋(圖9c～圖9e)。試驗斷裂螺栓與故障失效螺栓斷裂模式相同。

解剖熒光顯示裂紋螺栓，螺栓裂紋起始于螺釘根部轉接R處，裂紋起始附近基體組織沒有明顯的塑性變形，裂紋起始較粗，逐漸變細，并沿晶界向心部擴展，為沿晶裂紋。能譜分析，斷口表面存在較高含量的Pb元素，尤其螺栓表面含量更高，與故障失效螺栓情況相同。

解剖熒光顯示無裂紋的螺栓，金相分析證明，涂抹7451高溫絲扣脂的螺栓和涂抹純Pb的螺栓，其表面均有一定深度的沿晶腐蝕損傷，涂抹其他潤滑脂(不含Pb元素)的螺栓未見明顯的沿晶腐蝕損傷現象。

2.3 第三階段試驗

對第二階段后熒光顯示無裂紋螺栓重新涂抹潤滑脂，再次裝配繼續進行10 h試驗(總計185 h)。試驗結束后拆卸檢查，3件涂抹高溫絲扣脂的螺栓中有2件發生斷裂，4件涂抹純Pb的螺栓中有2件發生斷裂，斷裂模式與第二階段螺栓斷裂模式相同。解剖熒光顯示無裂紋的螺栓，金相分析證明，涂抹高溫絲扣脂的螺栓和涂抹純Pb的螺栓，其表面均有一定深度的沿晶腐蝕損傷，涂抹其他潤滑脂(不含Pb元素)的螺栓未見明顯的沿晶腐蝕損傷現象。

3 分析與討論

從斷口分析結果看出，螺栓屬于沿晶脆性斷裂，斷口存在S、Pb、Mo元素，金相分析也發現存在類似晶間腐蝕區，晶界也有大量S、Pb、Mo元素存在，因此具有環境介質腐蝕損傷致脆性斷裂的特征［7］。

金屬材料在腐蝕介質，環境溫度或與一些低熔點液體金屬、固態金屬接觸時，常常發生脆性沿晶斷裂。環境介質腐蝕損傷致脆性斷裂的發生需要3個條件:1)腐蝕介質;2)環境溫度;3)拉應力作用。在本試驗研究的螺栓失效中，低熔點元素Pb和S作為腐蝕介質，在工作環境溫度和拉應力的共同作用下，沿晶界浸入螺栓基體，環境溫度加速晶界腐蝕損傷，拉應力促進裂紋的萌生和腐蝕的擴展［8］。

結合螺栓使用狀態和歷史情況，涂抹有高溫絲扣脂的螺栓在環境溫度工作，承受應力為預緊拉應力和熱應力，表現為沿螺栓軸向的拉伸應力，具備低熔點金屬Pb和S腐蝕損傷致脆性斷裂的條件。從金相檢查結果看，未開裂螺栓表面也有深約15 μm類似晶間腐蝕特征區，這就是低熔點金屬Pb和S長時間腐蝕引起的損傷。這種損傷也有其發生發展的歷程，當其表面形成損傷層，由于螺栓分解和二次裝配，使得表面損傷層的某些薄弱晶界開裂，新涂抹的高溫絲扣脂直接作用于微裂紋的前沿，使得螺栓在隨后的試車過程中大量開裂。螺栓屬于拉伸應力作用下低熔點元素Pb、S腐蝕損傷引起的脆性斷裂。

故障模擬驗證試驗也表明，涂抹含Pb高溫絲扣脂及純Pb的螺栓，均有低熔點元素Pb沿晶浸入引起晶界腐蝕損傷的現象，斷裂模式與故障螺栓斷裂模式相同;同時，對涂抹高溫絲扣脂及純Pb的螺栓進行拆卸復裝，加速了螺栓的沿晶腐蝕損傷;涂抹其它潤滑脂(不含Pb元素)的螺栓都未發現明顯的沿晶腐蝕損傷現象。

4 結論

通過采用斷口宏微觀觀察，金相組織分析，能譜分析，故障模擬驗證試驗等手段，對螺栓的斷裂原因進行了綜合分析，得出以下結論:

1)斷裂螺栓失效模式屬沿晶脆性斷裂;

2)在一定的拉應力、溫度作用下，低熔點元素Pb引起晶界腐蝕損傷是螺栓脆性斷裂主要原因;

3)低熔點元素Pb主要來源于裝配時使用的高溫絲扣脂;

4)對螺栓進行拆卸復裝，加速了螺栓的沿晶腐蝕損傷。

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