渦輪葉片蠕變損傷行為及固溶處理對葉片材料性能的影響

王小蒙，王天佑，趙子華，張崢

北京航空航天大學 材料科學與工程學院，北京 100191

航空及地面燃氣輪機是在高溫、高壓、高轉速及燃氣腐蝕等惡劣條件下長期工作的熱動力機械，是由多個零部件和附件組成的復雜系統。渦輪葉片是航空及地面燃氣輪機的關鍵轉動部件，其壽命及可靠性直接影響飛行器及大型機械的安全。由于葉片的服役環境十分惡劣，因此通常由具有良好的抗高溫蠕變性能、抗氧化腐蝕性能和抗疲勞性能的高溫合金制成［1］。由于高溫、高轉速和復雜應力的聯合作用，渦輪葉片往往會產生不可避免的損傷，如蠕變損傷、疲勞損傷、腐蝕損傷等，導致葉片材料力學性能的下降。當服役損傷累積到某臨界值或葉片達到設計壽命時就需要更換新的葉片來確保燃氣輪機的安全運行。然而，葉片的更換往往帶來高額的制造成本，因此，渦輪葉片的延壽技術成為具有現實意義和經濟意義的研究熱點之一。

目前，許多學者［2-12］針對葉片材料的蠕變損傷行為開展了一系列的修復工作，指出采用合適的延壽技術可以使損傷葉片恢復到新葉片的狀態，從而更有效地延長渦輪葉片的使用壽命。主要的延壽技術包括簡單熱處理、恢復熱處理及熱等靜壓（Hot Isostatic Pressing，HIP）復合恢復熱處理技術等方法。恢復熱處理進行葉片組織修復比較簡單，通常包含固溶處理和時效處理兩個階段，其中固溶處理的目的是溶解在服役過程中退化的第二相組織（如粗化的γ′相、退化的二次碳化物及γ′膜等）到基體中，從而在時效階段，重新析出的細小γ′相可以不斷長大成規則的形貌，大大提高材料的力學性能。

本文分別針對航空發動機渦輪葉片材料K002和地面燃氣輪機渦輪葉片材料GTD-111高溫合金，系統研究了不同服役時間對兩種葉片蠕變損傷行為的影響，同時，采用了不同的固溶處理制度對兩種材料γ′相的溶解行為進行了研究。

1 試驗方法

選取兩種不同服役時間的渦輪葉片進行蠕變損傷行為的研究。其中，服役約600 h的航空發動機渦輪葉片材料為K002高溫合金，服役約10 000 h的燃氣輪機渦輪葉片材料為GTD-111高溫合金，兩種合金的化學成分如表1和表2所示。采用不同的熱處理制度對兩種葉片材料的固溶行為進行研究，具體制度如表3所示，表中WQ表示水淬。

表1 K002合金的化學成分Table 1 Chemical composition of K002 superalloy wt%

表2 GTD-111合金的化學成分Table 2 Chemical composition of GTD-111 superalloy wt%

表3 K002和GTD-111兩種合金的固溶熱處理制度Table 3 Solution heat treatment schedules for K002 and GTD-111 superalloys

試樣選取兩種葉片損傷最嚴重的葉身半高處，對所取試樣進行研磨、拋光、化學腐蝕等工作，腐蝕液為20 g CuSO4，50 m L HCl，100 m L H2O。之后通過Hitachi S4800場發射掃描電子顯微鏡（SEM）對試樣進行顯微組織的觀察。

對兩種原始態材料進行固溶試驗，并對不同制度固溶處理后的試樣進行顯微組織的觀察，觀察前的準備工作與之前相同。

利用圖像處理軟件Image Pro Plus對γ′相的等效直徑以及體積分數進行測量，定量地得出γ′相的形貌參數。

2 結果與討論

2.1 蠕變損傷

2.1.1 γ′相退化

圖1顯示了K002和GTD-111兩種合金葉片服役前后顯微組織的變化情況。從圖1（a）可以看出，服役前K002合金中γ′相呈現出立方狀形貌，其等效直徑約為530 nm。經過約600 h服役后，γ′相逐漸喪失了這種規則的立方狀形貌，邊角鈍化，呈現不規則形貌，如圖1（b）所示，其等效直徑增加至約640 nm。同樣，服役前GTD-111合金呈現雙尺寸分布的γ′相，如圖1（c）所示，尺寸較大的一次γ′相表現為立方狀形貌，其尺寸約為531 nm，尺寸較小的二次γ′相表現為類球狀形貌。經過長時服役（約10 000 h），一次γ′相粗化，規則的立方狀形貌消失，呈現出粗大的橢圓狀形貌，同時，二次γ′相消失，測得的一次γ′相等效直徑約為795 nm。

上述結果表明，兩種合金γ′相的原始尺寸大致相同，在服役過程中均發生了粗化反應，同時，幾乎沒有觀察到γ′相的定向筏排，說明在服役過程中，兩種材料γ′相的退化行為均以粗化長大為主，粗化過程受Ostwald熟化理論（ORM）和粒子聚集理論（PAM）控制。在服役過程中，基體中的溶質原子不斷擴散到γ′相中，導致γ′相不斷粗化長大（Ostwald熟化理論），所以其表面能不斷增加，而服役過程中材料總表面能不斷減少，所以減小的能量轉化為粗大的一次γ′相對周圍細小的二次γ′相的吸引力，從而使粗大的γ′相與周圍細小的γ′相不斷發生聚集（粒子聚集理論），導致γ′相不斷發生粗化長大。這與Qin等［13-14］對長時熱暴露的研究結果一致。對比兩種材料不難發現，GTD-111合金葉片服役后γ′相的尺寸明顯大于K002合金葉片服役后γ′相的尺寸，這說明長時服役所導致的γ′相退化行為比短時服役的退化行為表現得更加明顯。

圖1 服役前后K002和GTD-111合金顯微組織的變化Fig.1 Microstructural evolution for K002 and GTD-111 superalloys before and after service

2.1.2 碳化物分解

對服役前K002合金葉片，碳化物為一次MC型碳化物，其形貌多為塊狀和骨架狀，如圖2（a）所示。從相應的能譜分析結果（見表4）來看，原始態的碳化物中Ti、Ta和 W元素較多，說明其為典型的一次MC型碳化物［4］。服役后的碳化物以塊狀形貌為主，如圖2（b）所示，進行能譜分析（見表4）后，表現為富Hf的一次MC型碳化物，為區分服役前后的碳化物類型，把服役前的一次碳化物定義為MC（1）型碳化物，服役后富Hf的一次碳化物定義為 MC（2）型碳化物。服役后富 Hf的MC（2）型碳化物產生的原因是由于K002合金中，γ/γ′共晶相是富Hf相，Hf元素含量在3%～5%［15］，葉片在高溫服役過程中，以 γ/γ′共晶為Hf源，與γ基體中的C原子反應生成富Hf的MC（2）型碳化物，碳化物的分解反應式為

對于GTD-111合金葉片，服役前的碳化物與K002合金相似，均為塊狀一次MC型碳化物，如圖2（c）所示。服役后，一次MC型碳化物發生了明顯分解，MC碳化物周圍包覆一層γ′膜，膜外形成一層由二次M23C6型碳化物構成的碳化物膜，如圖2（d）所示，相應的能譜分析結果如表5所示。這說明在服役過程中，碳化物發生了如下分解反應：

表4 K002合金服役前后碳化物的能譜結果Table 4 EDS composition of carbides before and after service for K002 superalloy wt%

表5 GTD-111合金服役前后碳化物的能譜結果Table 5 EDS composition of carbides before and after service for GTD-111 superalloy wt%

圖2 服役前后K002和GTD-111合金碳化物的變化Fig.2 Changes on carbides of K002 and GTD-111 superalloys before and after service

從以上結果可知，兩種葉片在服役過程中碳化物的分解反應不同，這是由兩種材料本身的成分和不同的服役條件所致。K002合金服役時間較短，所以一次MC型碳化物并沒有分解成二次的碳化物，而由于其自身含有Hf元素，所以在服役過程中發生了富Hf的一次MC型碳化物的轉化。對于GTD-111合金，由于自身富含較多的Cr元素（提高抗氧化性），所以在長時服役過程中碳化物易發生分解反應，生成富Cr的M23C6的二次碳化物。

2.1.3 蠕變空洞的形成

圖3顯示了兩種葉片服役后形成的蠕變空洞。K002合金的葉片服役后常在碳化物與基體的界面處或γ/γ′共晶與基體的界面處形成蠕變空洞，如圖3（a）所示，在空洞附近，γ′相呈現出不規則的形貌。這種蠕變空洞產生的原因是由于碳化物或γ/γ′共晶與基體的熱膨脹系數不同，在服役過程中由于高溫和復雜應力的聯合作用導致其相界面處形成蠕變空洞。此外，三叉晶界也常常是蠕變空洞形核的有利位置［16］。而GTD-111合金的葉片服役后同樣在碳化物與基體的界面處觀察到蠕變空洞的產生，如圖3（b）所示，其形核位置與K002合金的葉片相似，說明二者在蠕變空洞的形成機理上基本相同。而二者的蠕變空洞數量較少，說明經長時與短時服役后，二者均處于各自蠕變變形第二階段的中前期。

圖3 兩種葉片服役后的蠕變空洞Fig.3 Creep cavities for two kinds of serviced blades

2.2 固溶處理

2.2.1 K002合金γ′相的溶解行為

由于K002合金是航空渦輪葉片的制造材料，其服役時間往往較短，而GTD-111合金是地面燃氣輪機渦輪葉片的制造材料，其服役時間往往較長。根據兩種材料不同的服役環境特點，研究不同的固溶處理制度對它們的主要強化相γ′相溶解行為的影響。

圖4 不同固溶處理制度下K002合金γ′相的溶解情況Fig.4 γ′dissolution behavior under different solution heat treatments for K002 superalloy

圖4顯示了K002合金經過不同固溶處理后顯微組織的特征。在經過1 150℃/1 h固溶處理后，K002合金中的γ′相發生了明顯的粗化現象，γ′粒子之間發生了明顯的粗化聚集，同時在粗大的一次γ′顆粒周圍觀察到細小的二次γ′相，如圖4（a）所示。提高固溶溫度至1 170℃，保溫1 h后，γ′相并沒有出現如圖4（a）中γ′相的粗化聚集，如圖4（b）所示，這可能是由于γ′相與γ基體的點陣錯配能較低，在固溶溫度較高時，γ′相不會發生為了降低錯配能而粗化的現象，同時γ′相有直接溶解到基體中的趨勢。繼續提高固溶溫度至1 180℃，保溫1 h后，γ′相出現了局部溶解區域，如圖4（c）所示，說明此時γ′相的溶解特征已經出現。延長保溫時間至2 h，γ′相的溶解特征愈發明顯，并觀察到正在向基體中溶解的γ′相，如圖4（d）所示。當固溶溫度達到1 190℃時，保溫1 h后，γ′相的溶解區域被進一步擴大，表明γ′相的溶解特征已愈發明顯，如圖4（e）所示。延長保溫時間至2 h，多數的γ′相已經溶解到γ基體中，剩余未溶解的γ′相呈現橢圓狀形貌，如圖4（f）所示，對比之前結果，這說明未溶解的γ′相正經歷一個溶解的過程，γ′相的溶解從四周向中心不斷進行。當固溶條件達到1 210℃/2 h時，一次γ′相已完全溶解到γ基體中，如圖4（g）所示。

2.2.2 GTD-111合金γ′相的溶解行為

圖5是GTD-111合金在不同的固溶處理制度下γ′相的溶解情況。經過1 125℃/2 h固溶處理后，γ′相呈現橢圓狀形貌，并觀察到γ′相局部溶解區域，如圖5（a）所示。與原始態γ′相尺寸（531 nm）相比，經固溶處理后γ′相尺寸增加至約578 nm，說明此時γ′相在溶解的同時也伴隨著粗化長大。對一次γ′相放大后發現其周圍分布著細小的冷卻γ′相，如圖5（b）所示。當固溶溫度增加到1 150℃時，保溫2 h后，γ′相的溶解區域進一步擴大，同時，γ′相發生分裂，一個尺寸較大的γ′相分裂成兩個尺寸較小的γ′相，而且分裂后的兩個γ′相具有相互平行的相界面，如圖5（c）所示，說明這時γ′相的溶解行為表現得愈發明顯。繼續提高固溶溫度到1 175℃，保溫2 h后，大多數的一次γ′相已經溶解到基體中，剩余少量γ′相正在經歷一個溶解的過程，如圖5（d）所示，說明提高固溶溫度可以促進γ′相的溶解行為。當固溶條件達到1 200℃/2 h時，枝晶干處的一次γ′相完全溶解到基體中，僅可以觀察到細小的冷卻γ′相，如圖5（e）所示，同時在枝晶間處仍可觀察到未溶解的一次γ′相，說明γ′相的溶解方向是從枝晶干向枝晶間擴散。圖5（f）顯示了1 125℃/4 h固溶處理后γ′相的特征。γ′相的局部溶解區域被觀察到，同時γ′相出現了分裂現象，對比1 125℃/2 h的固溶情況（圖5（a）），說明延長保溫時間后γ′相的溶解行為表現得更加明顯，而γ′相的尺寸由保溫2 h后的579 nm減小至保溫4 h后的566 nm，說明在4 h的固溶處理中，γ′相經歷了先粗化后溶解的過程。然而，其尺寸仍大于原始態γ′相的尺寸（531 nm），說明此時粗化行為仍然占據著主要作用。同時說明增加固溶處理的保溫時間可以促進γ′相的溶解行為。隨著固溶溫度提高到1 150℃時，保溫4 h后，γ′相的溶解區域擴大，同時觀察到γ′相的分裂現象，說明γ′相的溶解行為在固溶過程中逐漸處于主導地位，如圖5（g）所示。繼續提高固溶溫度到1 175℃，保溫4 h后，大部分一次γ′相已經溶解到基體中，剩余的γ′相發生了明顯的分裂現象，暗示其正在經歷一個溶解的過程。此時，γ′相的溶解行為在整個固溶過程中已起主導作用，如圖5（h）所示。當固溶條件達到1 200℃/4 h時，位于枝晶干處的一次γ′相已經完全溶解到基體中，剩余的一次γ′相位于枝晶間處，并且正在經歷一個溶解過程，如圖5（i）所示。

圖5 不同固溶處理制度下GTD-111合金中γ′相的溶解情況Fig.5 γ′precipitate dissolution behavior of GTD-111 superalloy under different solution conditions

2.3 γ′相的溶解動力學

圖6描述了兩種合金在不同固溶溫度和不同保溫時間下γ′相體積分數與保溫時間的變化關系。從圖中可以得出，隨著保溫時間的增加，兩種材料γ′相的體積分數均不斷下降，并趨于一個平衡狀態，這種平衡狀態可視為一個理想體積分數的漸近線，γ′相體積分數隨著保溫時間的不斷延長而不斷靠近這個漸近線，當保溫時間無限延長時，γ′相的體積分數則無限接近這條漸近線。對于固溶處理中溫度較低的曲線，γ′相體積分數更快地接近于平衡狀態，而在保溫階段初期，γ′相體積分數變化速率較快，隨著保溫時間的增加，速率則不斷減小。

圖6 K002和GTD-111合金γ′相體積分數與保溫時間的關系Fig.6 Relationship betweenγ′volume fraction and holding time for K002 and GTD-111 superalloys

假設在無限保溫時間中存在一個平衡態的γ′相體積分數fV，lim，則對于給定固溶處理溫度的合金，其γ′相的溶解行為可以被一個指數型公式所描述：

式中：fV，γ′為γ′相體積分數；t1為特征時間；f1為與時間有關的常數。由此，可以得到兩種材料的fV，lim、t1和f1等參數，如表6所示。表中：Th為保溫溫度。

表6 式（3）中的參數Table 6 Parameters for Eq. （3）

由于γ′相溶解過程受原子擴散控制，因此假定溶解速率k符合Arrhenius公式，即

式中：A為常數；Q為γ′相的溶解激活能；R為氣體常數（8.314 J·K-1·mol-1）；T為絕對溫度。通過式（3）中γ′相體積分數對時間t的導數，可以得出溶解速率的表達式為

由式（4）和式（5）可擬合得出溶解速率與溶解激活能，具體數據如表7和表8所示。

從表7和表8中可以看出，對于兩種合金，溶解激活能均隨固溶處理時間的增加而增大。由于激活能是一種能量勢壘，它的增加反映了γ′相溶解行為隨著時間的增加逐漸趨于平衡狀態。而K002合金不同保溫時間的溶解激活能均大于GTD-111合金的溶解激活能，說明相對于GTD-111合金，K002合金更不易發生γ′相的溶解反應。

表7 K002合金的溶解速率與溶解激活能Table 7 Dissolution kinetics and activation energies for K002 superalloy

表8 GTD-111合金的溶解速率與溶解激活能Table 8 Dissolution kinetics and activation energies for GTD-111 superalloy

3 結 論

1）服役導致兩種葉片的γ′相均發生明顯的粗化和長大，GTD-111合金葉片γ′相粗化程度大于K002合金葉片。

2）服役后，K002合金葉片中碳化物由MC（1）型向 MC（2）型發生轉化，而 GTD-111合金葉片中碳化物發生由一次MC型向二次M23C6型的分解。

3）長時與短時服役產生的蠕變空洞機理基本相同。

4）提高固溶處理的溫度和保溫時間可以促進γ′相的溶解行為。

5）隨著固溶處理時間的增加，兩種材料的溶解激活能均增大，K002合金的溶解激活能大于GTD-111合金的溶解激活能。

參 考 文 獻

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