涡轮叶片蠕变损伤行为及固溶处理对叶片材料性能的影响

王小蒙，王天佑，赵子华，张峥

北京航空航天大学 材料科学与工程学院，北京 100191

航空及地面燃气轮机是在高温、高压、高转速及燃气腐蚀等恶劣条件下长期工作的热动力机械，是由多个零部件和附件组成的复杂系统。涡轮叶片是航空及地面燃气轮机的关键转动部件，其寿命及可靠性直接影响飞行器及大型机械的安全。由于叶片的服役环境十分恶劣，因此通常由具有良好的抗高温蠕变性能、抗氧化腐蚀性能和抗疲劳性能的高温合金制成［1］。由于高温、高转速和复杂应力的联合作用，涡轮叶片往往会产生不可避免的损伤，如蠕变损伤、疲劳损伤、腐蚀损伤等，导致叶片材料力学性能的下降。当服役损伤累积到某临界值或叶片达到设计寿命时就需要更换新的叶片来确保燃气轮机的安全运行。然而，叶片的更换往往带来高额的制造成本，因此，涡轮叶片的延寿技术成为具有现实意义和经济意义的研究热点之一。

目前，许多学者［2-12］针对叶片材料的蠕变损伤行为开展了一系列的修复工作，指出采用合适的延寿技术可以使损伤叶片恢复到新叶片的状态，从而更有效地延长涡轮叶片的使用寿命。主要的延寿技术包括简单热处理、恢复热处理及热等静压（Hot Isostatic Pressing，HIP）复合恢复热处理技术等方法。恢复热处理进行叶片组织修复比较简单，通常包含固溶处理和时效处理两个阶段，其中固溶处理的目的是溶解在服役过程中退化的第二相组织（如粗化的γ′相、退化的二次碳化物及γ′膜等）到基体中，从而在时效阶段，重新析出的细小γ′相可以不断长大成规则的形貌，大大提高材料的力学性能。

本文分别针对航空发动机涡轮叶片材料K002和地面燃气轮机涡轮叶片材料GTD-111高温合金，系统研究了不同服役时间对两种叶片蠕变损伤行为的影响，同时，采用了不同的固溶处理制度对两种材料γ′相的溶解行为进行了研究。

1 试验方法

选取两种不同服役时间的涡轮叶片进行蠕变损伤行为的研究。其中，服役约600 h的航空发动机涡轮叶片材料为K002高温合金，服役约10 000 h的燃气轮机涡轮叶片材料为GTD-111高温合金，两种合金的化学成分如表1和表2所示。采用不同的热处理制度对两种叶片材料的固溶行为进行研究，具体制度如表3所示，表中WQ表示水淬。

表1 K002合金的化学成分Table 1 Chemical composition of K002 superalloy wt%

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

表3 K002和GTD-111两种合金的固溶热处理制度Table 3 Solution heat treatment schedules for K002 and GTD-111 superalloys

试样选取两种叶片损伤最严重的叶身半高处，对所取试样进行研磨、抛光、化学腐蚀等工作，腐蚀液为20 g CuSO4，50 m L HCl，100 m L H2O。之后通过Hitachi S4800场发射扫描电子显微镜（SEM）对试样进行显微组织的观察。

对两种原始态材料进行固溶试验，并对不同制度固溶处理后的试样进行显微组织的观察，观察前的准备工作与之前相同。

利用图像处理软件Image Pro Plus对γ′相的等效直径以及体积分数进行测量，定量地得出γ′相的形貌参数。

2 结果与讨论

2.1 蠕变损伤

2.1.1 γ′相退化

图1显示了K002和GTD-111两种合金叶片服役前后显微组织的变化情况。从图1（a）可以看出，服役前K002合金中γ′相呈现出立方状形貌，其等效直径约为530 nm。经过约600 h服役后，γ′相逐渐丧失了这种规则的立方状形貌，边角钝化，呈现不规则形貌，如图1（b）所示，其等效直径增加至约640 nm。同样，服役前GTD-111合金呈现双尺寸分布的γ′相，如图1（c）所示，尺寸较大的一次γ′相表现为立方状形貌，其尺寸约为531 nm，尺寸较小的二次γ′相表现为类球状形貌。经过长时服役（约10 000 h），一次γ′相粗化，规则的立方状形貌消失，呈现出粗大的椭圆状形貌，同时，二次γ′相消失，测得的一次γ′相等效直径约为795 nm。

上述结果表明，两种合金γ′相的原始尺寸大致相同，在服役过程中均发生了粗化反应，同时，几乎没有观察到γ′相的定向筏排，说明在服役过程中，两种材料γ′相的退化行为均以粗化长大为主，粗化过程受Ostwald熟化理论（ORM）和粒子聚集理论（PAM）控制。在服役过程中，基体中的溶质原子不断扩散到γ′相中，导致γ′相不断粗化长大（Ostwald熟化理论），所以其表面能不断增加，而服役过程中材料总表面能不断减少，所以减小的能量转化为粗大的一次γ′相对周围细小的二次γ′相的吸引力，从而使粗大的γ′相与周围细小的γ′相不断发生聚集（粒子聚集理论），导致γ′相不断发生粗化长大。这与Qin等［13-14］对长时热暴露的研究结果一致。对比两种材料不难发现，GTD-111合金叶片服役后γ′相的尺寸明显大于K002合金叶片服役后γ′相的尺寸，这说明长时服役所导致的γ′相退化行为比短时服役的退化行为表现得更加明显。

图1 服役前后K002和GTD-111合金显微组织的变化Fig.1 Microstructural evolution for K002 and GTD-111 superalloys before and after service

2.1.2 碳化物分解

对服役前K002合金叶片，碳化物为一次MC型碳化物，其形貌多为块状和骨架状，如图2（a）所示。从相应的能谱分析结果（见表4）来看，原始态的碳化物中Ti、Ta和 W元素较多，说明其为典型的一次MC型碳化物［4］。服役后的碳化物以块状形貌为主，如图2（b）所示，进行能谱分析（见表4）后，表现为富Hf的一次MC型碳化物，为区分服役前后的碳化物类型，把服役前的一次碳化物定义为MC（1）型碳化物，服役后富Hf的一次碳化物定义为 MC（2）型碳化物。服役后富 Hf的MC（2）型碳化物产生的原因是由于K002合金中，γ/γ′共晶相是富Hf相，Hf元素含量在3%～5%［15］，叶片在高温服役过程中，以 γ/γ′共晶为Hf源，与γ基体中的C原子反应生成富Hf的MC（2）型碳化物，碳化物的分解反应式为

对于GTD-111合金叶片，服役前的碳化物与K002合金相似，均为块状一次MC型碳化物，如图2（c）所示。服役后，一次MC型碳化物发生了明显分解，MC碳化物周围包覆一层γ′膜，膜外形成一层由二次M23C6型碳化物构成的碳化物膜，如图2（d）所示，相应的能谱分析结果如表5所示。这说明在服役过程中，碳化物发生了如下分解反应：

表4 K002合金服役前后碳化物的能谱结果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谱结果Table 5 EDS composition of carbides before and after service for GTD-111 superalloy wt%

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

从以上结果可知，两种叶片在服役过程中碳化物的分解反应不同，这是由两种材料本身的成分和不同的服役条件所致。K002合金服役时间较短，所以一次MC型碳化物并没有分解成二次的碳化物，而由于其自身含有Hf元素，所以在服役过程中发生了富Hf的一次MC型碳化物的转化。对于GTD-111合金，由于自身富含较多的Cr元素（提高抗氧化性），所以在长时服役过程中碳化物易发生分解反应，生成富Cr的M23C6的二次碳化物。

2.1.3 蠕变空洞的形成

图3显示了两种叶片服役后形成的蠕变空洞。K002合金的叶片服役后常在碳化物与基体的界面处或γ/γ′共晶与基体的界面处形成蠕变空洞，如图3（a）所示，在空洞附近，γ′相呈现出不规则的形貌。这种蠕变空洞产生的原因是由于碳化物或γ/γ′共晶与基体的热膨胀系数不同，在服役过程中由于高温和复杂应力的联合作用导致其相界面处形成蠕变空洞。此外，三叉晶界也常常是蠕变空洞形核的有利位置［16］。而GTD-111合金的叶片服役后同样在碳化物与基体的界面处观察到蠕变空洞的产生，如图3（b）所示，其形核位置与K002合金的叶片相似，说明二者在蠕变空洞的形成机理上基本相同。而二者的蠕变空洞数量较少，说明经长时与短时服役后，二者均处于各自蠕变变形第二阶段的中前期。

图3 两种叶片服役后的蠕变空洞Fig.3 Creep cavities for two kinds of serviced blades

2.2 固溶处理

2.2.1 K002合金γ′相的溶解行为

由于K002合金是航空涡轮叶片的制造材料，其服役时间往往较短，而GTD-111合金是地面燃气轮机涡轮叶片的制造材料，其服役时间往往较长。根据两种材料不同的服役环境特点，研究不同的固溶处理制度对它们的主要强化相γ′相溶解行为的影响。

图4 不同固溶处理制度下K002合金γ′相的溶解情况Fig.4 γ′dissolution behavior under different solution heat treatments for K002 superalloy

图4显示了K002合金经过不同固溶处理后显微组织的特征。在经过1 150℃/1 h固溶处理后，K002合金中的γ′相发生了明显的粗化现象，γ′粒子之间发生了明显的粗化聚集，同时在粗大的一次γ′颗粒周围观察到细小的二次γ′相，如图4（a）所示。提高固溶温度至1 170℃，保温1 h后，γ′相并没有出现如图4（a）中γ′相的粗化聚集，如图4（b）所示，这可能是由于γ′相与γ基体的点阵错配能较低，在固溶温度较高时，γ′相不会发生为了降低错配能而粗化的现象，同时γ′相有直接溶解到基体中的趋势。继续提高固溶温度至1 180℃，保温1 h后，γ′相出现了局部溶解区域，如图4（c）所示，说明此时γ′相的溶解特征已经出现。延长保温时间至2 h，γ′相的溶解特征愈发明显，并观察到正在向基体中溶解的γ′相，如图4（d）所示。当固溶温度达到1 190℃时，保温1 h后，γ′相的溶解区域被进一步扩大，表明γ′相的溶解特征已愈发明显，如图4（e）所示。延长保温时间至2 h，多数的γ′相已经溶解到γ基体中，剩余未溶解的γ′相呈现椭圆状形貌，如图4（f）所示，对比之前结果，这说明未溶解的γ′相正经历一个溶解的过程，γ′相的溶解从四周向中心不断进行。当固溶条件达到1 210℃/2 h时，一次γ′相已完全溶解到γ基体中，如图4（g）所示。

2.2.2 GTD-111合金γ′相的溶解行为

图5是GTD-111合金在不同的固溶处理制度下γ′相的溶解情况。经过1 125℃/2 h固溶处理后，γ′相呈现椭圆状形貌，并观察到γ′相局部溶解区域，如图5（a）所示。与原始态γ′相尺寸（531 nm）相比，经固溶处理后γ′相尺寸增加至约578 nm，说明此时γ′相在溶解的同时也伴随着粗化长大。对一次γ′相放大后发现其周围分布着细小的冷却γ′相，如图5（b）所示。当固溶温度增加到1 150℃时，保温2 h后，γ′相的溶解区域进一步扩大，同时，γ′相发生分裂，一个尺寸较大的γ′相分裂成两个尺寸较小的γ′相，而且分裂后的两个γ′相具有相互平行的相界面，如图5（c）所示，说明这时γ′相的溶解行为表现得愈发明显。继续提高固溶温度到1 175℃，保温2 h后，大多数的一次γ′相已经溶解到基体中，剩余少量γ′相正在经历一个溶解的过程，如图5（d）所示，说明提高固溶温度可以促进γ′相的溶解行为。当固溶条件达到1 200℃/2 h时，枝晶干处的一次γ′相完全溶解到基体中，仅可以观察到细小的冷却γ′相，如图5（e）所示，同时在枝晶间处仍可观察到未溶解的一次γ′相，说明γ′相的溶解方向是从枝晶干向枝晶间扩散。图5（f）显示了1 125℃/4 h固溶处理后γ′相的特征。γ′相的局部溶解区域被观察到，同时γ′相出现了分裂现象，对比1 125℃/2 h的固溶情况（图5（a）），说明延长保温时间后γ′相的溶解行为表现得更加明显，而γ′相的尺寸由保温2 h后的579 nm减小至保温4 h后的566 nm，说明在4 h的固溶处理中，γ′相经历了先粗化后溶解的过程。然而，其尺寸仍大于原始态γ′相的尺寸（531 nm），说明此时粗化行为仍然占据着主要作用。同时说明增加固溶处理的保温时间可以促进γ′相的溶解行为。随着固溶温度提高到1 150℃时，保温4 h后，γ′相的溶解区域扩大，同时观察到γ′相的分裂现象，说明γ′相的溶解行为在固溶过程中逐渐处于主导地位，如图5（g）所示。继续提高固溶温度到1 175℃，保温4 h后，大部分一次γ′相已经溶解到基体中，剩余的γ′相发生了明显的分裂现象，暗示其正在经历一个溶解的过程。此时，γ′相的溶解行为在整个固溶过程中已起主导作用，如图5（h）所示。当固溶条件达到1 200℃/4 h时，位于枝晶干处的一次γ′相已经完全溶解到基体中，剩余的一次γ′相位于枝晶间处，并且正在经历一个溶解过程，如图5（i）所示。

图5 不同固溶处理制度下GTD-111合金中γ′相的溶解情况Fig.5 γ′precipitate dissolution behavior of GTD-111 superalloy under different solution conditions

2.3 γ′相的溶解动力学

图6描述了两种合金在不同固溶温度和不同保温时间下γ′相体积分数与保温时间的变化关系。从图中可以得出，随着保温时间的增加，两种材料γ′相的体积分数均不断下降，并趋于一个平衡状态，这种平衡状态可视为一个理想体积分数的渐近线，γ′相体积分数随着保温时间的不断延长而不断靠近这个渐近线，当保温时间无限延长时，γ′相的体积分数则无限接近这条渐近线。对于固溶处理中温度较低的曲线，γ′相体积分数更快地接近于平衡状态，而在保温阶段初期，γ′相体积分数变化速率较快，随着保温时间的增加，速率则不断减小。

图6 K002和GTD-111合金γ′相体积分数与保温时间的关系Fig.6 Relationship betweenγ′volume fraction and holding time for K002 and GTD-111 superalloys

假设在无限保温时间中存在一个平衡态的γ′相体积分数fV，lim，则对于给定固溶处理温度的合金，其γ′相的溶解行为可以被一个指数型公式所描述：

式中：fV，γ′为γ′相体积分数；t1为特征时间；f1为与时间有关的常数。由此，可以得到两种材料的fV，lim、t1和f1等参数，如表6所示。表中：Th为保温温度。

表6 式（3）中的参数Table 6 Parameters for Eq. （3）

由于γ′相溶解过程受原子扩散控制，因此假定溶解速率k符合Arrhenius公式，即

式中：A为常数；Q为γ′相的溶解激活能；R为气体常数（8.314 J·K-1·mol-1）；T为绝对温度。通过式（3）中γ′相体积分数对时间t的导数，可以得出溶解速率的表达式为

由式（4）和式（5）可拟合得出溶解速率与溶解激活能，具体数据如表7和表8所示。

从表7和表8中可以看出，对于两种合金，溶解激活能均随固溶处理时间的增加而增大。由于激活能是一种能量势垒，它的增加反映了γ′相溶解行为随着时间的增加逐渐趋于平衡状态。而K002合金不同保温时间的溶解激活能均大于GTD-111合金的溶解激活能，说明相对于GTD-111合金，K002合金更不易发生γ′相的溶解反应。

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

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

3 结 论

1）服役导致两种叶片的γ′相均发生明显的粗化和长大，GTD-111合金叶片γ′相粗化程度大于K002合金叶片。

2）服役后，K002合金叶片中碳化物由MC（1）型向 MC（2）型发生转化，而 GTD-111合金叶片中碳化物发生由一次MC型向二次M23C6型的分解。

3）长时与短时服役产生的蠕变空洞机理基本相同。

4）提高固溶处理的温度和保温时间可以促进γ′相的溶解行为。

5）随着固溶处理时间的增加，两种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。

参 考 文 献

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