镍基合金涡轮叶片的服役损伤机理与性能衰减

陈 操,韩 雷,张 钰,闫晓军

（1.中航工程集成设备有限公司，北京 102206；2.复旦大学 航空航天系，上海 200433；3.中国舰船研究设计中心，武汉 430064；4.北京航空航天大学 能源与动力工程学院，北京 100191）

涡轮叶片在高温、高压和高速的燃气环境下工作，承受巨大的离心载荷、瞬变的气动载荷和高频的振动应力，同时还要承受高温燃气引起的热应力和氧化腐蚀等[1]。因此，经过长期服役后，涡轮叶片的微观组织会发生演化，导致涡轮叶片疲劳失效。

鉴于涡轮叶片服役载荷环境十分复杂，按照当前的技术水平，无法实现对涡轮叶片服役环境的完全准确模拟。因此，出于安全性考虑，工程上常采用给定涡轮叶片安全寿命的方法，即在预先确定的服役寿命到达时将涡轮叶片强制退出服役[2-3]。然而，许多已经“到寿”的涡轮叶片实际上并未严重损伤，故这种偏于保守的设计可能会导致一定程度的资源浪费，大幅增加航空发动机的使用和维护成本。因此，从安全性和经济性两个方面综合考虑，若能够揭示涡轮叶片服役过程中的微观组织演变机理和疲劳性能衰减行为之间的关系，对于清楚地认识涡轮叶片的损伤和寿命规律，充分挖掘涡轮叶片的使用潜力、合理利用现有资源、有效降低维护成本以及提高发动机使用的可靠性等具有重要意义[4-7]。

对于服役状态下涡轮叶片微观组织演变机理，目前公开的研究文献还比较有限，但仍然有不少学者做出了有价值的研究工作。Tawancy等针对服役出现的叶身前缘裂纹故障开展了微观形貌观察和模型预测方法研究，结果显示：局部过热所导致的元素互扩散引起了大量碳化物沿晶析出，逐渐引起沿晶裂纹，同时在裂纹附近出现了蠕变孔洞，这些因素共同引发涡轮叶片故障[8]。谢雨江等针对服役的某高压涡轮叶片叶尖出现开裂行为开展研究，发现：该涡轮叶片叶尖在某一时间段受到了摩擦引起的初始损伤，而环境腐蚀和热应力起到了促进作用，最终导致涡轮叶片宏观裂纹的形成[9]。Holländer 等针对IN738 高温合金燃气轮机叶片制取叶根和翼型截面小尺寸试样，开展服役造成的微观组织变化对涡轮叶片拉伸及疲劳性能影响的研究，结果表明：外场服役引起的翼型截面微观组织演化造成了涡轮叶片内部的微观损伤，从而最终导致了涡轮叶片拉伸性能的下降；另外与叶根试样相比，翼型试样的拉伸性能降低得更多[10]。Kanesund等开展了服役过程中的热腐蚀行为对IN792 涡轮叶片变形及破坏规律的影响研究，揭示涡轮叶片晶间破坏的主要机理，并阐释了寿命变化规律[11]。冯强等针对涡轮叶片服役损伤开展了长期研究，针对多种材质的涡轮叶片开展服役后的疲劳性能实验，描述其微观特征的变化规律，并且提出了根据涡轮叶片微观特征反推服役温度的方法[12-14]。

针对涡轮叶片服役损伤演变规律的研究，目前国内外学者的研究主要集中在：（1）涡轮叶片的材料服役损伤行为方面，采用标准件或取样件开展相关研究，而针对全尺寸涡轮叶片的研究还比较有限；（2）特定的载荷条件方面，在实验室环境下按照一定的载荷条件（大多为单一载荷）或针对某一段服役时间内涡轮叶片的损伤规律开展研究，而涡轮叶片的真实服役载荷条件要复杂得多；（3）单一微观损伤特征方面，大多研究只针对某单一微观损伤特征开展研究，而无法全面反应和揭示涡轮叶片的微观损伤规律。鉴于以上，本工作针对涡轮叶片服役损伤演变规律开展真实服役环境下全尺寸涡轮叶片的多服役时间间隔、多微观特征提取的相关研究工作。

1 实验材料与方法

1.1 外场服役涡轮叶片试样

研究对象为某低压一级涡轮工作叶片，其制造材料为K403 高温合金。K403 是等轴晶铸造的镍基高温合金，在1000 ℃以下具有优异的持久强度，常用于制造1000 ℃以下工作的燃气涡轮导向叶片和900 ℃以下工作的涡轮转子工作叶片。K403 的名义成分如表1所示，主要热处理制度为：1210 ℃，4 h，空冷。

表1 K403 合金的名义成分（质量分数/%）Table 1 Nominal composition of K403 superalloy（mass fraction/%）

为了开展多服役时间间隔、多微观特征提取的损伤机理研究工作，选取在外场服役0 h、1250 h、1500 h 的涡轮叶片来开展研究，对所有获取的叶片进行仔细观察和检测，以确定服役后涡轮叶片表面的形貌差异性。

对获取的涡轮叶片进行清洗，在所有叶片的相同位置（如图1中所示的危险部位）进行水平方向切割取样。依次采用250#、400#、800#、1200#、1500#、2000#、3000#的砂纸进行打磨和5000#、20000#的抛光液进行抛光。采用5 g 硫酸铜+100 mL盐酸（36%～38%）+100 mL 酒精配制的腐蚀溶液对抛光后的表面进行化学腐蚀。采用光学显微镜（OM）、扫描电子显微镜（SEM）和能谱分析仪（EDS）对腐蚀样品截面的微观形貌和元素成分进行观察和检测，观测时采用的主要参数为：加速电压15 kV、工作距离10.7 mm、探测器角位置45°、计数时间35 s、死区时间约13%。在不同的放大倍率下，观察涡轮叶片的典型介观、微观形貌，如图1所示。

图1 取样位置Fig.1 Sampling location

1.2 高低周复合疲劳实验

为了研究服役损伤对涡轮叶片疲劳性能的影响规律，在实验室条件下开展该型涡轮叶片的高低周复合疲劳寿命实验。

选用三组叶片样品，其对应的服役时间分别为0 h、1250 h 和1500 h。实验前，对样品进行仔细观察，以保证样品表面没有明显的微观缺陷和裂纹源。实验过程中，采用疲劳试验机施加低周载荷，采用电磁激振器施加高周载荷，采用感应加热炉施加热载荷；同时，为了避免低周载荷与高周载荷的相互干扰，设计了专用夹具。具体的实验流程已在相关文献中进行详细介绍[15]，此处不再赘述。

2 结果与讨论

三组涡轮叶片复合疲劳实验数据（每组10 个有效数据）如表2所示。

表2 不同服役时间涡轮叶片的复合疲劳实验Table 2 Combined fatigue test of turbine blades with different service time

对实验数据进行处理和分析，计算得到三组叶片的剩余安全寿命，并分析其变化规律。图2为三组实验数据绘制在双对数坐标系中，拟合得到对应的疲劳特性曲线（需要说明的是，由于1500 h 实验数据仅选取了两组载荷水平，因此对于该组数据的拟合，采用了先分别计算各个载荷水平实验数据的平均值，再进行数据拟合的方式），对应的拟合关系式和相关系数在图中进行标注；接着，依据使用单位提供的数据，可知外场等效振动应力（即涡轮叶片服役期间的平均振动应力）为13.27 MPa，因此，将三组实验数据分别依据各自的疲劳特性曲线，采用线性等比例折算方式，折算至外场等效振动应力状态；最后，采用Smith 商用软件对折算得到的数据进行概率统计分析，结果显示：三组数据均符合Welbull 统计分布规律。

图2 不同服役时间涡轮叶片安全寿命计算Fig.2 Safety life prediction of turbine blade with different service time

按照99.87%的可靠度和95%的置信度，最终计算得到三组涡轮叶片的安全寿命分别为18562 h，6310 h 和3357 h，具体的寿命分析结果汇总于表3中。通过寿命对比，可以看出：随着服役时间的延长，涡轮叶片的剩余安全寿命逐渐减小；到1500 h时，安全寿命的衰减比例高达82%，其疲劳性能显著降低。

表3 不同服役时间涡轮叶片安全寿命分析结果汇总Table 3 Summary of safe life of turbine blades with different service time

2.1 服役损伤演变规律

经过长期服役后，涡轮叶片可能发生损伤和失效，而其宏观失效行为的产生通常是由其微观组织损伤演变所造成的。不同放大倍率下，在涡轮叶片内部可以观察到的主要微观特征包括枝晶、晶界、γ 基体相、γ'强化相、金属碳化物和非金属夹杂等（图1）。

2.1.1 枝晶结构分离与破碎

介观尺度下，能够在该涡轮叶片内部观察到的主要微观结构为枝晶。如图3（a）所示，K403 合金内部的晶粒较大，呈树枝状相互交叉分布。

枝晶结构是由于溶质元素在液体和固体中的溶解度不同而在合金铸造过程中形成的。同时，由于不同元素的能量活性和迁移特性，各种元素会表现出一定的分布趋势。K403 合金中，Cr、Al、Ti 和Mo 等元素表现出正偏析趋势、聚集在枝晶间，而Co 则体现为负偏析趋势聚集于枝晶内部，这样就造成了K403 内部合金化成分分布的不均匀性[16]。然而，随着服役的进行，在外部载荷（尤其是热载荷）的长期作用下，多种原子的扩散速率会随着热激活而提高，这使得不同枝晶区域的合金成分趋于均匀化，从而导致枝晶结构逐渐分离，如图3（b）所示。同时，若服役的时间足够长，二次枝晶会逐渐与枝晶主干分离，使枝晶之间的边界变得模糊不清，枝晶结构基本破碎，如图3（c）所示；但是，当不同元素的迁移过程基本趋于平衡后，枝晶的分离和破碎行为就会渐渐变慢并最终趋于停滞[17]。

图3 枝晶破碎微观形貌演变规律（a）服役0 h；（b）服役1250 h；（c）服役1500 hFig.3 Morphology evolution of dendritic fracture（a）blades in service for 0 h；（b）blades in service for 1250 h；（c）blades in service for 1500 h

在K403 高温合金中，枝晶结构分离和破碎会降低合金的高温强度，其主要体现在以下两方面：（1）大量枝晶间碳化物析出会显著影响晶间裂纹，即碳化物不仅促进裂纹萌生，还可能成为裂纹扩展的主要通道；（2）在枝晶间形成的微孔洞常会演化成为裂纹源。一般来说，枝晶间孔洞的形成主要包括两种方式，即：在合金凝固过程中形成和受载过程中由于不同相之间的非协调变形而形成。因此，经过长期服役后，脆性的碳化物周围很容易形成微孔洞，并逐渐发展成为裂纹；同时，合金化元素趋于均匀，也会使得基体固溶强化作用减弱；两者的共同作用导致了涡轮叶片高温性能的降低。

2.1.2 基体相退化且强化相粗化

K403 合金的γ 基体相是由Ni 元素组成的面心立方结构。γ'强化相是合金中的主要二次强化相，其与基体相具有相似的面心立方结构，但它们的晶格常数不完全相同。通常，γ'强化相呈规则的立方状或椭球形在基体内部连续均匀分布[18]。然而，随着服役的进行，合金基体相和强化相均会表现出一定的演化趋势（图4）。

γ'强化相是K403 高温合金的主要强化相，它在很大程度上影响了合金的高温尤其是抗蠕变性能。从强化相的分布比例来说，γ'相的体积分数越高，合金的高温强度和疲劳寿命越好；从分布形状上看，立方状的γ'相有助于抵抗位错切割、减缓滑移机制的出现，而板条状的γ'相可能意味着蠕变程度增加和筏化的产生。从γ'强化相尺寸的角度考虑，可能会存在着某个临界值，即当γ'相的尺寸小于和大于该临界尺寸时，合金的强化机制分别以位错切割和位错绕过方式进行，而这会在一定程度上影响合金的变形及失效机制[18-19]。

实际服役过程中，在机械和高温载荷的共同作用下，涡轮叶片中的γ'强化相会逐渐发生伸长、粗化（图4（b））；经过长期作用后，γ'强化相进一步发生聚合和相互连接，最终演化成为连续的筏排状（图4（c）），而这会在很大程度上降低涡轮叶片的抗疲劳和抗蠕变性能。从本质上来说，K403 合金中强化相的筏化过程与元素扩散有很大关系：当合金中出现板条状的γ'相时，说明充分的元素扩散已经发生，合金性能发生明显弱化。

图4 强化相筏化微观形貌演变规律（a）服役0 h；（b）服役1250 h；（c）服役1500 hFig.4 Morphology evolution of enhanced phase rafting（a）blades in service for 0 h；（b）blades in service for 1250 h；（c）blades in service for 1500 h

随着γ'强化相的筏化，γ 基体相也会表现出一定的演化特征：即在合金基体中析出许多富含Cr 元素的颗粒物，特别是在γ 相与γ'相的界面上以及基体耗散区域内，如图5（a）所示。一般来说，Cr 元素被添加到K403 合金中，主要用于形成Cr2O3保护膜，用以提高合金的抗氧化性和耐腐蚀性[20]。然而，随着γ'相的不断聚合和筏化，基体中也会产生有害的富Cr 析出相，这是合金化元素在不同区域内相互扩散的结果。颗粒状富Cr 析出相不仅会影响合金中γ 相和γ'相的合金元素分离过程，而且还会改变γ/γ'相的晶格错配度，影响叶片性能[19]。

另外，由于热载荷的长期作用，还会在涡轮叶片的表面形成一层由Al2O3、Cr2O3和NiO（从外到内）组成的氧化层（实际上在镍基合金中，通常形成的氧化物从外到内为NiO、Al2O3、Cr2O3，本工作所观察到的现象可能是由于部分氧化层脱落所导致的），如图5（b）和5（c）所示。在K403 高温合金中，Al 和Cr 都是提高合金抗氧化性能的主要元素，它们会一起在涡轮叶片的表面形成保护层，并随着载荷的进行厚度逐渐增加[21]。然而，该保护层通常较脆，在外部载荷作用下容易发生局部破碎并形成疏松缺陷（图5（b）），并逐渐演化成为微小裂纹。因此，富Cr 颗粒物析出以及表面氧化层破碎都会降低涡轮叶片的疲劳性能。

图5 基体相退化特征（a）富Cr 颗粒相析出；（b）表面氧化层及其元素分布；（c）元素谱图及具体元素含量Fig.5 Degradation characteristics of matrix phase（a）precipitation of Cr-rich particles；（b）oxide layer and the distribution of its elements；（c）element spectrum and element content

2.1.3 MC 分解生成衍生相

金属碳化物是K403 合金中的重要组成相，通常以小颗粒的形式存在：分散于基体内起到弥散强化的作用，或者分布在晶界上起到钉扎晶界的效果。K403 合金中，金属碳化物一般呈现为三种主要形式，即MC、M6C 和M23C6（M 可以被Ti、W 和Mo 元素替代）[17]。

作为碳化物的主要形式，MC 通常会在K403 合金凝固过程中形成（一次MC），或在热处理过程中产生（二次MC）。MC 既可以在晶粒内部析出，也可以沿着晶界形成；当MC 在晶界上析出时会对晶界性能的改善起到关键作用。MC 碳化物具有面心立方结构，但通常不稳定，在长期服役中它可能不断发生分解，形成新的、更稳定的产物，呈现出各种不同的形态[17]。如图6所示，0 h 时，碳化物呈现零散点状分布；而在1250 h 时，许多碳化物已转化为骨架状；到1500 h 时，碳化物明显聚合，呈现为团簇块状。

图6 碳化物分解微观形貌演变规律（a）服役0 h；（b）服役1250 h；（c）服役1500 hFig.6 Morphology evolution of carbide decomposition（a）blades in service for 0 h；（b）blades in service for 1250 h；（c）blades in service for 1500 h

MC 碳化物的分解是一个扩散控制的过程，而不同形式碳化物的形成主要取决于元素成分；对于MC 来说，Ti 是主要的稳定元素，而W、Mo 通常为破坏性元素[22]。随着服役进行，MC 碳化物不断发生分解，使得碳化物的整体体积分数增加，从而在一定程度上降低涡轮叶片的性能：一方面，MC 分解不仅可以降低MC 的含量、削弱其弥散强化效果，而且会从基体中吸收大量的合金元素，从而使基体软化；另一方面，MC 分解可能导致更多孔洞的产生，从而引起局部应力集中并形成微裂纹[23]。因此，掌握和控制合金中MC 的分解规律对于改善涡轮叶片的性能具有十分重要的意义。

MC 分解过程中的主要产物包括：M6C 和M23C6等，如图7所示。首先，随着服役的进行，C 原子会从MC 扩散到γ 基体，而W、Mo 和Cr 元素从基体迁移至MC，最终会在MC/γ 界面上形成一个活跃的反应区。一般，C 原子倾向于与W、Mo 原子结合，通过MC+γ→M6C+γ'反应形成M6C，在碳化物周围形成一层富含Al、Ti 和Ni 元素的γ'膜。M6C 是一种面心立方结构的三元碳化物，通常含有两种金属原子：W、Mo 等较大原子和Fe、Co、Ni 等小原子。另外，C 原子也会通过MC+γ→M23C6+γ'反应，与Cr 结合形成富Cr 的M23C6相。通常，M23C6的形成主要源于两方面，即大量C 原子逸出导致原有MC 中C 含量的降低，以及M6C 的形成致使Cr 元素局部富集。通常，M23C6分布在枝晶间或晶界上，作用与M6C 类似[17，22，24]。

图7 M6C 碳化物生成特征（a）MC 及衍生相形貌；（b）MC 及衍生相元素分布；（c）元素谱图及含量Fig.7 Formation characteristics of M6C（a）morphologies of MC and derived phases；（b）element distribution of MC and derived phases；（c）element spectrogram and element content

M6C 和M23C6的形成会使合金界面能减小。因此，在服役初期，MC 的分解会随着服役的进行而呈现加速趋势；但是随着M6C 和M23C6的形成、长大，新生成的γ'膜逐渐变厚，而γ'薄膜的阻碍作用会使MC 与γ 基体之间的元素交换变得困难。这样，当MC 的分解达到了某个临界值后将会慢慢趋于停滞。

MC 分解过程中会有明显的针状相生成，如图8所示，经过元素检测，它们主要是σ 相，一种硬脆的金属间化合物。σ 相是典型的拓扑紧密堆积（TCP）相，具有复杂的形貌和高度密集的原子堆垛结构[18]。

图8 σ 相析出特征（a）细小针状的σ 相；（b）长大伸长的σ 相Fig.8 Characteristics of σ phase（a）needle-shaped σ phase；（b）elongated σ phase

服役过程中，外部载荷作用下的元素迁移对σ 相形成起到了重要作用，这包括热载荷、机械载荷等提供了σ 相形核所需的能量，而γ 基体相、γ'强化相和MC 碳化物等提供了所需的元素。通常，Al、Ti、Cr、Mo、Co 等元素有利于K403 合金中σ相的析出，而B、C 等元素会抑制σ 相形成[22]。因此，Al、Ti 等元素在合金中的富集可以促进σ 相的形成，特别是在枝晶间、晶界以及MC 碳化物的周围。此外，M23C6也会为σ 相形核提供界面，因为它们具有相似的晶体结构。这样，当服役进行时，新生成的颗粒状M23C6不仅可以吸收MC 释放出来的C 原子，在MC 周围形成一个贫C 区，而且M23C6还会有效地促进σ 相的原位形核[22，24]。

K403 合金中σ 相的析出会对合金性能产生不利影响。通常来说，σ 相对合金的有害效应是多方面的，具体体现在：（1）因其硬脆特性，裂纹更加易于在破碎的σ 相处形成；（2）σ 相显著消耗合金化元素，使得合金基体不断弱化。因此，在循环载荷的作用下，特别是在高温环境中，σ 相可能会成为重要的裂纹源。

2.1.4 晶界退化形成缺陷

元素在K403 合金内部的运动是一个扩散控制过程，这会导致沿晶空位数多于晶内空位数；另外，由于间隙原子的半径较小，并且通常具有较高的扩散系数，因此十分容易占据晶界上的空位。这样，与基体内部的合金化元素相比，晶界附近的合金化元素更易发生迁移，导致晶界形貌更加显著地演化。

图9为服役过程中K403 合金内部晶界的主要演化过程。初始时刻，一些细小离散的颗粒状MC 沿晶析出（图9（a）），对晶界起到重要的钉扎作用。通常来说，沿晶分布的颗粒状MC 有助于叶片性能提高，且颗粒越小、分散度越高，对晶界的强化效果也越好[17]。然而，服役载荷会促使合金化元素在不同的相之间逐渐迁移，导致沿晶MC 碳化物分解。这样，随着衍生碳化物M6C、M23C6在晶界处析出，Al、Ti 和Co 等元素也会在晶界附近局部富集并形成γ'膜。同时，晶界附近基体中的MC也会发生分解并向晶界附近聚集[25]。这样，随着服役时间延长，MC 分解并形成的沿晶碳化物越来越多，并逐渐长大、相互连接（图9（b））。经过足够长的时间后，沿晶碳化物已经呈现为半连续状，且晶界宽度增加（图9（b））。

图9 晶界退化微观形貌演变规律（a）服役0 h；（b）服役1250 h；（c）服役1500 hFig.9 Morphology evolution of grain boundary degradation（a）blades in service for 0 h；（b）blades in service for 1250 h；（c）blades in service for 1500 h

随着服役的进行，晶界的演化会削弱K403 合金的晶界性能，如图10所示。这是由于：（1）MC 分解产生的M6C、M23C6等衍生碳化物会不断从附近基体中吸收W、Mo 等元素，在晶界附近形成连续γ'膜并逐渐扩展到γ 基体中，弱化碳化物的钉扎效应[26]；（2）MC 分解可能导致晶界处局部合金化元素（Al、Ti 和Co 等）浓度提高，从而促进σ 相形成，而沿晶析出的针状σ 相会显著弱化晶界强度；（3）MC 分解、破碎和晶界粗化更容易导致沿晶孔洞的形成，并且这些孔洞会导致微裂纹形核，进一步发展成为可见裂纹（图10（c）和10（d））。因此，MC 的分解、演化，晶界粗化和孔洞形成等都可能对合金的晶界性能产生不利影响，并且这种影响会随着服役时间的延长而逐渐加剧。

图10 晶界缺陷形成特征（a）晶界形貌；（b）晶界元素分布及元素含量；（c）晶界孔洞；（d）晶界微裂纹Fig.10 Characteristics of grain boundary defects（a）morphology of grain boundary；（b）distribution and content of grain boundary elements；（c）holes in grain boundary；（d）microcracks in grain boundary

2.2 疲劳性能衰减行为

2.2.1 起裂原因分析

针对三组不同服役时间的涡轮叶片实验样品，开展断口分析工作，以进一步揭示服役载荷损伤对涡轮叶片疲劳性能的影响规律。观察得到的典型起裂特征，如图11所示。

从图11可以看出，0 h 涡轮叶片的疲劳起裂源为微孔洞，且其早期扩展形貌表现出一定的沿晶特征；1250 h 涡轮叶片的疲劳起裂源为微孔洞和碳化物起裂，且其早期扩展以穿晶形式进行；1500 h涡轮叶片的疲劳起裂源为碳化物，且其早期扩展同样为穿晶形式。由此可以发现，随着服役时间延长，涡轮叶片的起裂形式由金属学孔洞逐渐转化为碳化物起裂，且其早期扩展形式由沿晶转变为穿晶。

图11 涡轮叶片疲劳起裂源的断口SEM 和截面EBSD 形貌（a），（d）服役0 h；（b），（e）服役1250 h；（c），（f）服役1500 hFig.11 SEM images and EBSD morphologies of fracture initiation sources of turbine blades（a），（d）blades in service for 0 h；（b），（e）blades in service for 1250 h；（c），（f）blades in service for 1500 h

涡轮叶片内部的微孔洞是其常见的裂纹源。随着服役的进行，涡轮叶片内部碳化物的分解和演化程度逐渐增强、有害衍生相增多，使得碳化物破碎成为涡轮叶片中的薄弱环节，且其最终成为疲劳裂纹源的概率增加。同时，经过长期服役后，涡轮叶片内部微观组织的演化会使得合金基体弱化，位错滑移发生的概率增加。因此，由驻留滑移带导致的穿晶裂纹也更容易形成[27]，但需要说明的是，在三组不同服役时间涡轮叶片的最终断裂区均观察到了沿晶裂纹，然而这些裂纹主要是由于早期裂纹扩展到一定程度后，失效区域的剩余截面面积明显减小、应力集中程度显著增大所导致的。

2.2.2 损伤演化机理

对于镍基合金涡轮叶片，工程上通常采用固溶强化、析出强化、弥散强化和晶界强化等强化方式来提高其力学性能[28]。然而，随着服役进行，外部载荷的长期作用可能导致合金内部的元素迁移，进而造成涡轮叶片微观形貌的不断演化，弱化合金的强化机制，最终降低涡轮叶片的疲劳性能[25]。对于析出强化：随着服役的进行，γ'相逐渐粗化、聚合并演化成为筏排状，同时伴随着富Cr 析出相的产生。实际上，当γ'相呈立方状连续均匀地分布时，可以有效阻止位错通过绕过机制切割γ'相，因此位错主要聚集在γ/γ'界面，合金性能提高；然而，当γ'相的分布不均匀甚至已经筏化时，对位错的阻碍作用降低，基体内部的滑移更容易发生，这导致涡轮叶片的性能降低；同时，在γ/γ'界面处可能产生微裂纹，进一步增大疲劳失效可能性。因此，γ'强化相的筏排化显著降低了该涡轮叶片的析出强化效果。对于弥散强化：随着服役时间的延长，合金中的碳化物由零散点状转变为骨架状或块状。合金中的MC 发生分解，含量降低，削弱了碳化物的弥散程度；同时，新产生的衍生碳化物会吸收基体中的合金化元素，使合金逐渐软化；另外，针状σ 相也会大量消耗基体元素，并且σ 相容易脆性破碎、产生裂纹；MC 分解反应产生许多微孔洞，也会导致局部应力集中并形成微裂纹。因此，经过长期服役后，K403 合金的弥散强化效果降低。对于晶界强化：在服役过程中，沿晶MC 碳化物发生分解，降低对晶界的钉扎作用，形成连续的γ'膜、晶界逐渐发生粗化；同时，沿晶出现的衍生碳化物不断从附近基体中吸收强化元素，致使基体弱化、γ'膜增厚；另外，局部元素富集促使沿晶σ 相形成；分解反应也会产生沿晶孔洞，更多的裂纹易于在晶界处形成并沿晶扩展。这样，多种因素的共同作用逐渐导致了晶界强度的弱化。

综合以上，在该型涡轮叶片的服役过程中，其内部的γ'相粗化和聚合，MC 碳化物分解、有害相增多以及晶界弱化等都会导致涡轮叶片疲劳性能的降低（图12）。同时，基体内部合金化元素的大量流失也致使合金的固溶强化效果降低、合金逐渐弱化。此外，在上述的微观组织形貌演变过程中，同时可能伴随形成大量的孔洞和微裂纹，这会进一步降低涡轮叶片的服役性能[23]。因此，经过长期服役后，K403 合金的固溶强化、析出强化、弥散强化和晶界强化效果均被显著削弱，从而导致该涡轮叶片的疲劳性能严重退化。

3 结论

（1）从介观尺度：合金化元素在外部载荷的作用下趋于均匀，枝晶结构发生分离并逐渐碎裂。枝晶分离引发微裂纹萌生，同时导致更多沿晶孔洞形成，成为潜在裂纹源，降低了涡轮叶片的疲劳性能。

（2）从微观尺度：服役载荷使得立方状γ'相逐渐粗化、聚合并演化成为筏排状，降低对位错的阻碍作用，导致基体滑移更容易发生；随着MC 碳化物由点状演转变为块状，其分解并析出M6C 和M23C6等衍生相；同时针状σ 相也会吸收合金化元素，弱化基体并引发裂纹；沿晶分布的碳化物发生分解，形成半连续链状，降低对晶界的钉扎效应，同时晶界附近形成较厚的γ'膜，消耗附近基体的强化元素，弱化晶界性能。

（3）长期服役后，涡轮叶片内的枝晶破碎、γ'相筏化、MC 碳化物分解以及晶界弱化等都会对涡轮叶片疲劳性能造成不利影响。本质上，这是由于不同合金元素在组成相之间的迁移所造成的多种强化机制减弱，从而引发涡轮叶片的服役损伤；同时，这也导致了涡轮叶片的起裂源发生由亚表面孔洞向碳化物的转变。在多种因素的综合作用下，涡轮叶片的服役寿命被逐渐消耗，直至断裂失效。