陳 操,韓 雷,張 鈺,閆曉軍

（1.中航工程集成設(shè)備有限公司，北京 102206；2.復(fù)旦大學(xué) 航空航天系，上海 200433；3.中國艦船研究設(shè)計(jì)中心，武漢 430064；4.北京航空航天大學(xué) 能源與動(dòng)力工程學(xué)院，北京 100191）

渦輪葉片在高溫、高壓和高速的燃?xì)猸h(huán)境下工作，承受巨大的離心載荷、瞬變的氣動(dòng)載荷和高頻的振動(dòng)應(yīng)力，同時(shí)還要承受高溫燃?xì)庖鸬臒釕?yīng)力和氧化腐蝕等[1]。因此，經(jīng)過長期服役后，渦輪葉片的微觀組織會(huì)發(fā)生演化，導(dǎo)致渦輪葉片疲勞失效。

鑒于渦輪葉片服役載荷環(huán)境十分復(fù)雜，按照當(dāng)前的技術(shù)水平，無法實(shí)現(xiàn)對渦輪葉片服役環(huán)境的完全準(zhǔn)確模擬。因此，出于安全性考慮，工程上常采用給定渦輪葉片安全壽命的方法，即在預(yù)先確定的服役壽命到達(dá)時(shí)將渦輪葉片強(qiáng)制退出服役[2-3]。然而，許多已經(jīng)“到壽”的渦輪葉片實(shí)際上并未嚴(yán)重?fù)p傷，故這種偏于保守的設(shè)計(jì)可能會(huì)導(dǎo)致一定程度的資源浪費(fèi)，大幅增加航空發(fā)動(dòng)機(jī)的使用和維護(hù)成本。因此，從安全性和經(jīng)濟(jì)性兩個(gè)方面綜合考慮，若能夠揭示渦輪葉片服役過程中的微觀組織演變機(jī)理和疲勞性能衰減行為之間的關(guān)系，對于清楚地認(rèn)識渦輪葉片的損傷和壽命規(guī)律，充分挖掘渦輪葉片的使用潛力、合理利用現(xiàn)有資源、有效降低維護(hù)成本以及提高發(fā)動(dòng)機(jī)使用的可靠性等具有重要意義[4-7]。

對于服役狀態(tài)下渦輪葉片微觀組織演變機(jī)理，目前公開的研究文獻(xiàn)還比較有限，但仍然有不少學(xué)者做出了有價(jià)值的研究工作。Tawancy等針對服役出現(xiàn)的葉身前緣裂紋故障開展了微觀形貌觀察和模型預(yù)測方法研究，結(jié)果顯示：局部過熱所導(dǎo)致的元素互擴(kuò)散引起了大量碳化物沿晶析出，逐漸引起沿晶裂紋，同時(shí)在裂紋附近出現(xiàn)了蠕變孔洞，這些因素共同引發(fā)渦輪葉片故障[8]。謝雨江等針對服役的某高壓渦輪葉片葉尖出現(xiàn)開裂行為開展研究，發(fā)現(xiàn)：該渦輪葉片葉尖在某一時(shí)間段受到了摩擦引起的初始損傷，而環(huán)境腐蝕和熱應(yīng)力起到了促進(jìn)作用，最終導(dǎo)致渦輪葉片宏觀裂紋的形成[9]。Holl?nder 等針對IN738 高溫合金燃?xì)廨啓C(jī)葉片制取葉根和翼型截面小尺寸試樣，開展服役造成的微觀組織變化對渦輪葉片拉伸及疲勞性能影響的研究，結(jié)果表明：外場服役引起的翼型截面微觀組織演化造成了渦輪葉片內(nèi)部的微觀損傷，從而最終導(dǎo)致了渦輪葉片拉伸性能的下降；另外與葉根試樣相比，翼型試樣的拉伸性能降低得更多[10]。Kanesund等開展了服役過程中的熱腐蝕行為對IN792 渦輪葉片變形及破壞規(guī)律的影響研究，揭示渦輪葉片晶間破壞的主要機(jī)理，并闡釋了壽命變化規(guī)律[11]。馮強(qiáng)等針對渦輪葉片服役損傷開展了長期研究，針對多種材質(zhì)的渦輪葉片開展服役后的疲勞性能實(shí)驗(yàn)，描述其微觀特征的變化規(guī)律，并且提出了根據(jù)渦輪葉片微觀特征反推服役溫度的方法[12-14]。

針對渦輪葉片服役損傷演變規(guī)律的研究，目前國內(nèi)外學(xué)者的研究主要集中在：（1）渦輪葉片的材料服役損傷行為方面，采用標(biāo)準(zhǔn)件或取樣件開展相關(guān)研究，而針對全尺寸渦輪葉片的研究還比較有限；（2）特定的載荷條件方面，在實(shí)驗(yàn)室環(huán)境下按照一定的載荷條件（大多為單一載荷）或針對某一段服役時(shí)間內(nèi)渦輪葉片的損傷規(guī)律開展研究，而渦輪葉片的真實(shí)服役載荷條件要復(fù)雜得多；（3）單一微觀損傷特征方面，大多研究只針對某單一微觀損傷特征開展研究，而無法全面反應(yīng)和揭示渦輪葉片的微觀損傷規(guī)律。鑒于以上，本工作針對渦輪葉片服役損傷演變規(guī)律開展真實(shí)服役環(huán)境下全尺寸渦輪葉片的多服役時(shí)間間隔、多微觀特征提取的相關(guān)研究工作。

1 實(shí)驗(yàn)材料與方法

1.1 外場服役渦輪葉片試樣

研究對象為某低壓一級渦輪工作葉片，其制造材料為K403 高溫合金。K403 是等軸晶鑄造的鎳基高溫合金，在1000 ℃以下具有優(yōu)異的持久強(qiáng)度，常用于制造1000 ℃以下工作的燃?xì)鉁u輪導(dǎo)向葉片和900 ℃以下工作的渦輪轉(zhuǎn)子工作葉片。K403 的名義成分如表1所示，主要熱處理制度為：1210 ℃，4 h，空冷。

表1 K403 合金的名義成分（質(zhì)量分?jǐn)?shù)/%）Table 1 Nominal composition of K403 superalloy（mass fraction/%）

為了開展多服役時(shí)間間隔、多微觀特征提取的損傷機(jī)理研究工作，選取在外場服役0 h、1250 h、1500 h 的渦輪葉片來開展研究，對所有獲取的葉片進(jìn)行仔細(xì)觀察和檢測，以確定服役后渦輪葉片表面的形貌差異性。

對獲取的渦輪葉片進(jìn)行清洗，在所有葉片的相同位置（如圖1中所示的危險(xiǎn)部位）進(jìn)行水平方向切割取樣。依次采用250#、400#、800#、1200#、1500#、2000#、3000#的砂紙進(jìn)行打磨和5000#、20000#的拋光液進(jìn)行拋光。采用5 g 硫酸銅+100 mL鹽酸（36%～38%）+100 mL 酒精配制的腐蝕溶液對拋光后的表面進(jìn)行化學(xué)腐蝕。采用光學(xué)顯微鏡（OM）、掃描電子顯微鏡（SEM）和能譜分析儀（EDS）對腐蝕樣品截面的微觀形貌和元素成分進(jìn)行觀察和檢測，觀測時(shí)采用的主要參數(shù)為：加速電壓15 kV、工作距離10.7 mm、探測器角位置45°、計(jì)數(shù)時(shí)間35 s、死區(qū)時(shí)間約13%。在不同的放大倍率下，觀察渦輪葉片的典型介觀、微觀形貌，如圖1所示。

圖1 取樣位置Fig.1 Sampling location

1.2 高低周復(fù)合疲勞實(shí)驗(yàn)

為了研究服役損傷對渦輪葉片疲勞性能的影響規(guī)律，在實(shí)驗(yàn)室條件下開展該型渦輪葉片的高低周復(fù)合疲勞壽命實(shí)驗(yàn)。

選用三組葉片樣品，其對應(yīng)的服役時(shí)間分別為0 h、1250 h 和1500 h。實(shí)驗(yàn)前，對樣品進(jìn)行仔細(xì)觀察，以保證樣品表面沒有明顯的微觀缺陷和裂紋源。實(shí)驗(yàn)過程中，采用疲勞試驗(yàn)機(jī)施加低周載荷，采用電磁激振器施加高周載荷，采用感應(yīng)加熱爐施加熱載荷；同時(shí)，為了避免低周載荷與高周載荷的相互干擾，設(shè)計(jì)了專用夾具。具體的實(shí)驗(yàn)流程已在相關(guān)文獻(xiàn)中進(jìn)行詳細(xì)介紹[15]，此處不再贅述。

2 結(jié)果與討論

三組渦輪葉片復(fù)合疲勞實(shí)驗(yàn)數(shù)據(jù)（每組10 個(gè)有效數(shù)據(jù)）如表2所示。

表2 不同服役時(shí)間渦輪葉片的復(fù)合疲勞實(shí)驗(yàn)Table 2 Combined fatigue test of turbine blades with different service time

對實(shí)驗(yàn)數(shù)據(jù)進(jìn)行處理和分析，計(jì)算得到三組葉片的剩余安全壽命，并分析其變化規(guī)律。圖2為三組實(shí)驗(yàn)數(shù)據(jù)繪制在雙對數(shù)坐標(biāo)系中，擬合得到對應(yīng)的疲勞特性曲線（需要說明的是，由于1500 h 實(shí)驗(yàn)數(shù)據(jù)僅選取了兩組載荷水平，因此對于該組數(shù)據(jù)的擬合，采用了先分別計(jì)算各個(gè)載荷水平實(shí)驗(yàn)數(shù)據(jù)的平均值，再進(jìn)行數(shù)據(jù)擬合的方式），對應(yīng)的擬合關(guān)系式和相關(guān)系數(shù)在圖中進(jìn)行標(biāo)注；接著，依據(jù)使用單位提供的數(shù)據(jù)，可知外場等效振動(dòng)應(yīng)力（即渦輪葉片服役期間的平均振動(dòng)應(yīng)力）為13.27 MPa，因此，將三組實(shí)驗(yàn)數(shù)據(jù)分別依據(jù)各自的疲勞特性曲線，采用線性等比例折算方式，折算至外場等效振動(dòng)應(yīng)力狀態(tài)；最后，采用Smith 商用軟件對折算得到的數(shù)據(jù)進(jìn)行概率統(tǒng)計(jì)分析，結(jié)果顯示：三組數(shù)據(jù)均符合Welbull 統(tǒng)計(jì)分布規(guī)律。

圖2 不同服役時(shí)間渦輪葉片安全壽命計(jì)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，最終計(jì)算得到三組渦輪葉片的安全壽命分別為18562 h，6310 h 和3357 h，具體的壽命分析結(jié)果匯總于表3中。通過壽命對比，可以看出：隨著服役時(shí)間的延長，渦輪葉片的剩余安全壽命逐漸減小；到1500 h時(shí)，安全壽命的衰減比例高達(dá)82%，其疲勞性能顯著降低。

表3 不同服役時(shí)間渦輪葉片安全壽命分析結(jié)果匯總Table 3 Summary of safe life of turbine blades with different service time

2.1 服役損傷演變規(guī)律

經(jīng)過長期服役后，渦輪葉片可能發(fā)生損傷和失效，而其宏觀失效行為的產(chǎn)生通常是由其微觀組織損傷演變所造成的。不同放大倍率下，在渦輪葉片內(nèi)部可以觀察到的主要微觀特征包括枝晶、晶界、γ 基體相、γ'強(qiáng)化相、金屬碳化物和非金屬夾雜等（圖1）。

2.1.1 枝晶結(jié)構(gòu)分離與破碎

介觀尺度下，能夠在該渦輪葉片內(nèi)部觀察到的主要微觀結(jié)構(gòu)為枝晶。如圖3（a）所示，K403 合金內(nèi)部的晶粒較大，呈樹枝狀相互交叉分布。

枝晶結(jié)構(gòu)是由于溶質(zhì)元素在液體和固體中的溶解度不同而在合金鑄造過程中形成的。同時(shí)，由于不同元素的能量活性和遷移特性，各種元素會(huì)表現(xiàn)出一定的分布趨勢。K403 合金中，Cr、Al、Ti 和Mo 等元素表現(xiàn)出正偏析趨勢、聚集在枝晶間，而Co 則體現(xiàn)為負(fù)偏析趨勢聚集于枝晶內(nèi)部，這樣就造成了K403 內(nèi)部合金化成分分布的不均勻性[16]。然而，隨著服役的進(jìn)行，在外部載荷（尤其是熱載荷）的長期作用下，多種原子的擴(kuò)散速率會(huì)隨著熱激活而提高，這使得不同枝晶區(qū)域的合金成分趨于均勻化，從而導(dǎo)致枝晶結(jié)構(gòu)逐漸分離，如圖3（b）所示。同時(shí)，若服役的時(shí)間足夠長，二次枝晶會(huì)逐漸與枝晶主干分離，使枝晶之間的邊界變得模糊不清，枝晶結(jié)構(gòu)基本破碎，如圖3（c）所示；但是，當(dāng)不同元素的遷移過程基本趨于平衡后，枝晶的分離和破碎行為就會(huì)漸漸變慢并最終趨于停滯[17]。

圖3 枝晶破碎微觀形貌演變規(guī)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 高溫合金中，枝晶結(jié)構(gòu)分離和破碎會(huì)降低合金的高溫強(qiáng)度，其主要體現(xiàn)在以下兩方面：（1）大量枝晶間碳化物析出會(huì)顯著影響晶間裂紋，即碳化物不僅促進(jìn)裂紋萌生，還可能成為裂紋擴(kuò)展的主要通道；（2）在枝晶間形成的微孔洞常會(huì)演化成為裂紋源。一般來說，枝晶間孔洞的形成主要包括兩種方式，即：在合金凝固過程中形成和受載過程中由于不同相之間的非協(xié)調(diào)變形而形成。因此，經(jīng)過長期服役后，脆性的碳化物周圍很容易形成微孔洞，并逐漸發(fā)展成為裂紋；同時(shí)，合金化元素趨于均勻，也會(huì)使得基體固溶強(qiáng)化作用減弱；兩者的共同作用導(dǎo)致了渦輪葉片高溫性能的降低。

2.1.2 基體相退化且強(qiáng)化相粗化

K403 合金的γ 基體相是由Ni 元素組成的面心立方結(jié)構(gòu)。γ'強(qiáng)化相是合金中的主要二次強(qiáng)化相，其與基體相具有相似的面心立方結(jié)構(gòu)，但它們的晶格常數(shù)不完全相同。通常，γ'強(qiáng)化相呈規(guī)則的立方狀或橢球形在基體內(nèi)部連續(xù)均勻分布[18]。然而，隨著服役的進(jìn)行，合金基體相和強(qiáng)化相均會(huì)表現(xiàn)出一定的演化趨勢（圖4）。

γ'強(qiáng)化相是K403 高溫合金的主要強(qiáng)化相，它在很大程度上影響了合金的高溫尤其是抗蠕變性能。從強(qiáng)化相的分布比例來說，γ'相的體積分?jǐn)?shù)越高，合金的高溫強(qiáng)度和疲勞壽命越好；從分布形狀上看，立方狀的γ'相有助于抵抗位錯(cuò)切割、減緩滑移機(jī)制的出現(xiàn)，而板條狀的γ'相可能意味著蠕變程度增加和筏化的產(chǎn)生。從γ'強(qiáng)化相尺寸的角度考慮，可能會(huì)存在著某個(gè)臨界值，即當(dāng)γ'相的尺寸小于和大于該臨界尺寸時(shí)，合金的強(qiáng)化機(jī)制分別以位錯(cuò)切割和位錯(cuò)繞過方式進(jìn)行，而這會(huì)在一定程度上影響合金的變形及失效機(jī)制[18-19]。

實(shí)際服役過程中，在機(jī)械和高溫載荷的共同作用下，渦輪葉片中的γ'強(qiáng)化相會(huì)逐漸發(fā)生伸長、粗化（圖4（b））；經(jīng)過長期作用后，γ'強(qiáng)化相進(jìn)一步發(fā)生聚合和相互連接，最終演化成為連續(xù)的筏排狀（圖4（c）），而這會(huì)在很大程度上降低渦輪葉片的抗疲勞和抗蠕變性能。從本質(zhì)上來說，K403 合金中強(qiáng)化相的筏化過程與元素?cái)U(kuò)散有很大關(guān)系：當(dāng)合金中出現(xiàn)板條狀的γ'相時(shí)，說明充分的元素?cái)U(kuò)散已經(jīng)發(fā)生，合金性能發(fā)生明顯弱化。

圖4 強(qiáng)化相筏化微觀形貌演變規(guī)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

隨著γ'強(qiáng)化相的筏化，γ 基體相也會(huì)表現(xiàn)出一定的演化特征：即在合金基體中析出許多富含Cr 元素的顆粒物，特別是在γ 相與γ'相的界面上以及基體耗散區(qū)域內(nèi)，如圖5（a）所示。一般來說，Cr 元素被添加到K403 合金中，主要用于形成Cr2O3保護(hù)膜，用以提高合金的抗氧化性和耐腐蝕性[20]。然而，隨著γ'相的不斷聚合和筏化，基體中也會(huì)產(chǎn)生有害的富Cr 析出相，這是合金化元素在不同區(qū)域內(nèi)相互擴(kuò)散的結(jié)果。顆粒狀富Cr 析出相不僅會(huì)影響合金中γ 相和γ'相的合金元素分離過程，而且還會(huì)改變?chǔ)?γ'相的晶格錯(cuò)配度，影響葉片性能[19]。

另外，由于熱載荷的長期作用，還會(huì)在渦輪葉片的表面形成一層由Al2O3、Cr2O3和NiO（從外到內(nèi)）組成的氧化層（實(shí)際上在鎳基合金中，通常形成的氧化物從外到內(nèi)為NiO、Al2O3、Cr2O3，本工作所觀察到的現(xiàn)象可能是由于部分氧化層脫落所導(dǎo)致的），如圖5（b）和5（c）所示。在K403 高溫合金中，Al 和Cr 都是提高合金抗氧化性能的主要元素，它們會(huì)一起在渦輪葉片的表面形成保護(hù)層，并隨著載荷的進(jìn)行厚度逐漸增加[21]。然而，該保護(hù)層通常較脆，在外部載荷作用下容易發(fā)生局部破碎并形成疏松缺陷（圖5（b）），并逐漸演化成為微小裂紋。因此，富Cr 顆粒物析出以及表面氧化層破碎都會(huì)降低渦輪葉片的疲勞性能。

圖5 基體相退化特征（a）富Cr 顆粒相析出；（b）表面氧化層及其元素分布；（c）元素譜圖及具體元素含量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

金屬碳化物是K403 合金中的重要組成相，通常以小顆粒的形式存在：分散于基體內(nèi)起到彌散強(qiáng)化的作用，或者分布在晶界上起到釘扎晶界的效果。K403 合金中，金屬碳化物一般呈現(xiàn)為三種主要形式，即MC、M6C 和M23C6（M 可以被Ti、W 和Mo 元素替代）[17]。

作為碳化物的主要形式，MC 通常會(huì)在K403 合金凝固過程中形成（一次MC），或在熱處理過程中產(chǎn)生（二次MC）。MC 既可以在晶粒內(nèi)部析出，也可以沿著晶界形成；當(dāng)MC 在晶界上析出時(shí)會(huì)對晶界性能的改善起到關(guān)鍵作用。MC 碳化物具有面心立方結(jié)構(gòu)，但通常不穩(wěn)定，在長期服役中它可能不斷發(fā)生分解，形成新的、更穩(wěn)定的產(chǎn)物，呈現(xiàn)出各種不同的形態(tài)[17]。如圖6所示，0 h 時(shí)，碳化物呈現(xiàn)零散點(diǎn)狀分布；而在1250 h 時(shí)，許多碳化物已轉(zhuǎn)化為骨架狀；到1500 h 時(shí)，碳化物明顯聚合，呈現(xiàn)為團(tuán)簇塊狀。

圖6 碳化物分解微觀形貌演變規(guī)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 碳化物的分解是一個(gè)擴(kuò)散控制的過程，而不同形式碳化物的形成主要取決于元素成分；對于MC 來說，Ti 是主要的穩(wěn)定元素，而W、Mo 通常為破壞性元素[22]。隨著服役進(jìn)行，MC 碳化物不斷發(fā)生分解，使得碳化物的整體體積分?jǐn)?shù)增加，從而在一定程度上降低渦輪葉片的性能：一方面，MC 分解不僅可以降低MC 的含量、削弱其彌散強(qiáng)化效果，而且會(huì)從基體中吸收大量的合金元素，從而使基體軟化；另一方面，MC 分解可能導(dǎo)致更多孔洞的產(chǎn)生，從而引起局部應(yīng)力集中并形成微裂紋[23]。因此，掌握和控制合金中MC 的分解規(guī)律對于改善渦輪葉片的性能具有十分重要的意義。

MC 分解過程中的主要產(chǎn)物包括：M6C 和M23C6等，如圖7所示。首先，隨著服役的進(jìn)行，C 原子會(huì)從MC 擴(kuò)散到γ 基體，而W、Mo 和Cr 元素從基體遷移至MC，最終會(huì)在MC/γ 界面上形成一個(gè)活躍的反應(yīng)區(qū)。一般，C 原子傾向于與W、Mo 原子結(jié)合，通過MC+γ→M6C+γ'反應(yīng)形成M6C，在碳化物周圍形成一層富含Al、Ti 和Ni 元素的γ'膜。M6C 是一種面心立方結(jié)構(gòu)的三元碳化物，通常含有兩種金屬原子：W、Mo 等較大原子和Fe、Co、Ni 等小原子。另外，C 原子也會(huì)通過MC+γ→M23C6+γ'反應(yīng)，與Cr 結(jié)合形成富Cr 的M23C6相。通常，M23C6的形成主要源于兩方面，即大量C 原子逸出導(dǎo)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分布在枝晶間或晶界上，作用與M6C 類似[17，22，24]。

圖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）元素譜圖及含量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的形成會(huì)使合金界面能減小。因此，在服役初期，MC 的分解會(huì)隨著服役的進(jìn)行而呈現(xiàn)加速趨勢；但是隨著M6C 和M23C6的形成、長大，新生成的γ'膜逐漸變厚，而γ'薄膜的阻礙作用會(huì)使MC 與γ 基體之間的元素交換變得困難。這樣，當(dāng)MC 的分解達(dá)到了某個(gè)臨界值后將會(huì)慢慢趨于停滯。

MC 分解過程中會(huì)有明顯的針狀相生成，如圖8所示，經(jīng)過元素檢測，它們主要是σ 相，一種硬脆的金屬間化合物。σ 相是典型的拓?fù)渚o密堆積（TCP）相，具有復(fù)雜的形貌和高度密集的原子堆垛結(jié)構(gòu)[18]。

圖8 σ 相析出特征（a）細(xì)小針狀的σ 相；（b）長大伸長的σ 相Fig.8 Characteristics of σ phase（a）needle-shaped σ phase；（b）elongated σ phase

服役過程中，外部載荷作用下的元素遷移對σ 相形成起到了重要作用，這包括熱載荷、機(jī)械載荷等提供了σ 相形核所需的能量，而γ 基體相、γ'強(qiáng)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 等元素會(huì)抑制σ 相形成[22]。因此，Al、Ti 等元素在合金中的富集可以促進(jìn)σ 相的形成，特別是在枝晶間、晶界以及MC 碳化物的周圍。此外，M23C6也會(huì)為σ 相形核提供界面，因?yàn)樗鼈兙哂邢嗨频木w結(jié)構(gòu)。這樣，當(dāng)服役進(jìn)行時(shí)，新生成的顆粒狀M23C6不僅可以吸收MC 釋放出來的C 原子，在MC 周圍形成一個(gè)貧C 區(qū)，而且M23C6還會(huì)有效地促進(jìn)σ 相的原位形核[22，24]。

K403 合金中σ 相的析出會(huì)對合金性能產(chǎn)生不利影響。通常來說，σ 相對合金的有害效應(yīng)是多方面的，具體體現(xiàn)在：（1）因其硬脆特性，裂紋更加易于在破碎的σ 相處形成；（2）σ 相顯著消耗合金化元素，使得合金基體不斷弱化。因此，在循環(huán)載荷的作用下，特別是在高溫環(huán)境中，σ 相可能會(huì)成為重要的裂紋源。

2.1.4 晶界退化形成缺陷

元素在K403 合金內(nèi)部的運(yùn)動(dòng)是一個(gè)擴(kuò)散控制過程，這會(huì)導(dǎo)致沿晶空位數(shù)多于晶內(nèi)空位數(shù)；另外，由于間隙原子的半徑較小，并且通常具有較高的擴(kuò)散系數(shù)，因此十分容易占據(jù)晶界上的空位。這樣，與基體內(nèi)部的合金化元素相比，晶界附近的合金化元素更易發(fā)生遷移，導(dǎo)致晶界形貌更加顯著地演化。

圖9為服役過程中K403 合金內(nèi)部晶界的主要演化過程。初始時(shí)刻，一些細(xì)小離散的顆粒狀MC 沿晶析出（圖9（a）），對晶界起到重要的釘扎作用。通常來說，沿晶分布的顆粒狀MC 有助于葉片性能提高，且顆粒越小、分散度越高，對晶界的強(qiáng)化效果也越好[17]。然而，服役載荷會(huì)促使合金化元素在不同的相之間逐漸遷移，導(dǎo)致沿晶MC 碳化物分解。這樣，隨著衍生碳化物M6C、M23C6在晶界處析出，Al、Ti 和Co 等元素也會(huì)在晶界附近局部富集并形成γ'膜。同時(shí)，晶界附近基體中的MC也會(huì)發(fā)生分解并向晶界附近聚集[25]。這樣，隨著服役時(shí)間延長，MC 分解并形成的沿晶碳化物越來越多，并逐漸長大、相互連接（圖9（b））。經(jīng)過足夠長的時(shí)間后，沿晶碳化物已經(jīng)呈現(xiàn)為半連續(xù)狀，且晶界寬度增加（圖9（b））。

圖9 晶界退化微觀形貌演變規(guī)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

隨著服役的進(jìn)行，晶界的演化會(huì)削弱K403 合金的晶界性能，如圖10所示。這是由于：（1）MC 分解產(chǎn)生的M6C、M23C6等衍生碳化物會(huì)不斷從附近基體中吸收W、Mo 等元素，在晶界附近形成連續(xù)γ'膜并逐漸擴(kuò)展到γ 基體中，弱化碳化物的釘扎效應(yīng)[26]；（2）MC 分解可能導(dǎo)致晶界處局部合金化元素（Al、Ti 和Co 等）濃度提高，從而促進(jìn)σ 相形成，而沿晶析出的針狀σ 相會(huì)顯著弱化晶界強(qiáng)度；（3）MC 分解、破碎和晶界粗化更容易導(dǎo)致沿晶孔洞的形成，并且這些孔洞會(huì)導(dǎo)致微裂紋形核，進(jìn)一步發(fā)展成為可見裂紋（圖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對合金的晶界性能產(chǎn)生不利影響，并且這種影響會(huì)隨著服役時(shí)間的延長而逐漸加劇。

圖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）晶界微裂紋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 疲勞性能衰減行為

2.2.1 起裂原因分析

針對三組不同服役時(shí)間的渦輪葉片實(shí)驗(yàn)樣品，開展斷口分析工作，以進(jìn)一步揭示服役載荷損傷對渦輪葉片疲勞性能的影響規(guī)律。觀察得到的典型起裂特征，如圖11所示。

從圖11可以看出，0 h 渦輪葉片的疲勞起裂源為微孔洞，且其早期擴(kuò)展形貌表現(xiàn)出一定的沿晶特征；1250 h 渦輪葉片的疲勞起裂源為微孔洞和碳化物起裂，且其早期擴(kuò)展以穿晶形式進(jìn)行；1500 h渦輪葉片的疲勞起裂源為碳化物，且其早期擴(kuò)展同樣為穿晶形式。由此可以發(fā)現(xiàn)，隨著服役時(shí)間延長，渦輪葉片的起裂形式由金屬學(xué)孔洞逐漸轉(zhuǎn)化為碳化物起裂，且其早期擴(kuò)展形式由沿晶轉(zhuǎn)變?yōu)榇┚А?/p>

圖11 渦輪葉片疲勞起裂源的斷口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

渦輪葉片內(nèi)部的微孔洞是其常見的裂紋源。隨著服役的進(jìn)行，渦輪葉片內(nèi)部碳化物的分解和演化程度逐漸增強(qiáng)、有害衍生相增多，使得碳化物破碎成為渦輪葉片中的薄弱環(huán)節(jié)，且其最終成為疲勞裂紋源的概率增加。同時(shí)，經(jīng)過長期服役后，渦輪葉片內(nèi)部微觀組織的演化會(huì)使得合金基體弱化，位錯(cuò)滑移發(fā)生的概率增加。因此，由駐留滑移帶導(dǎo)致的穿晶裂紋也更容易形成[27]，但需要說明的是，在三組不同服役時(shí)間渦輪葉片的最終斷裂區(qū)均觀察到了沿晶裂紋，然而這些裂紋主要是由于早期裂紋擴(kuò)展到一定程度后，失效區(qū)域的剩余截面面積明顯減小、應(yīng)力集中程度顯著增大所導(dǎo)致的。

2.2.2 損傷演化機(jī)理

對于鎳基合金渦輪葉片，工程上通常采用固溶強(qiáng)化、析出強(qiáng)化、彌散強(qiáng)化和晶界強(qiáng)化等強(qiáng)化方式來提高其力學(xué)性能[28]。然而，隨著服役進(jìn)行，外部載荷的長期作用可能導(dǎo)致合金內(nèi)部的元素遷移，進(jìn)而造成渦輪葉片微觀形貌的不斷演化，弱化合金的強(qiáng)化機(jī)制，最終降低渦輪葉片的疲勞性能[25]。對于析出強(qiáng)化：隨著服役的進(jìn)行，γ'相逐漸粗化、聚合并演化成為筏排狀，同時(shí)伴隨著富Cr 析出相的產(chǎn)生。實(shí)際上，當(dāng)γ'相呈立方狀連續(xù)均勻地分布時(shí)，可以有效阻止位錯(cuò)通過繞過機(jī)制切割γ'相，因此位錯(cuò)主要聚集在γ/γ'界面，合金性能提高；然而，當(dāng)γ'相的分布不均勻甚至已經(jīng)筏化時(shí)，對位錯(cuò)的阻礙作用降低，基體內(nèi)部的滑移更容易發(fā)生，這導(dǎo)致渦輪葉片的性能降低；同時(shí)，在γ/γ'界面處可能產(chǎn)生微裂紋，進(jìn)一步增大疲勞失效可能性。因此，γ'強(qiáng)化相的筏排化顯著降低了該渦輪葉片的析出強(qiáng)化效果。對于彌散強(qiáng)化：隨著服役時(shí)間的延長，合金中的碳化物由零散點(diǎn)狀轉(zhuǎn)變?yōu)楣羌軤罨驂K狀。合金中的MC 發(fā)生分解，含量降低，削弱了碳化物的彌散程度；同時(shí)，新產(chǎn)生的衍生碳化物會(huì)吸收基體中的合金化元素，使合金逐漸軟化；另外，針狀σ 相也會(huì)大量消耗基體元素，并且σ 相容易脆性破碎、產(chǎn)生裂紋；MC 分解反應(yīng)產(chǎn)生許多微孔洞，也會(huì)導(dǎo)致局部應(yīng)力集中并形成微裂紋。因此，經(jīng)過長期服役后，K403 合金的彌散強(qiáng)化效果降低。對于晶界強(qiáng)化：在服役過程中，沿晶MC 碳化物發(fā)生分解，降低對晶界的釘扎作用，形成連續(xù)的γ'膜、晶界逐漸發(fā)生粗化；同時(shí)，沿晶出現(xiàn)的衍生碳化物不斷從附近基體中吸收強(qiáng)化元素，致使基體弱化、γ'膜增厚；另外，局部元素富集促使沿晶σ 相形成；分解反應(yīng)也會(huì)產(chǎn)生沿晶孔洞，更多的裂紋易于在晶界處形成并沿晶擴(kuò)展。這樣，多種因素的共同作用逐漸導(dǎo)致了晶界強(qiáng)度的弱化。

綜合以上，在該型渦輪葉片的服役過程中，其內(nèi)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會(huì)導(dǎo)致渦輪葉片疲勞性能的降低（圖12）。同時(shí)，基體內(nèi)部合金化元素的大量流失也致使合金的固溶強(qiáng)化效果降低、合金逐漸弱化。此外，在上述的微觀組織形貌演變過程中，同時(shí)可能伴隨形成大量的孔洞和微裂紋，這會(huì)進(jìn)一步降低渦輪葉片的服役性能[23]。因此，經(jīng)過長期服役后，K403 合金的固溶強(qiáng)化、析出強(qiáng)化、彌散強(qiáng)化和晶界強(qiáng)化效果均被顯著削弱，從而導(dǎo)致該渦輪葉片的疲勞性能嚴(yán)重退化。

3 結(jié)論

（1）從介觀尺度：合金化元素在外部載荷的作用下趨于均勻，枝晶結(jié)構(gòu)發(fā)生分離并逐漸碎裂。枝晶分離引發(fā)微裂紋萌生，同時(shí)導(dǎo)致更多沿晶孔洞形成，成為潛在裂紋源，降低了渦輪葉片的疲勞性能。

（2）從微觀尺度：服役載荷使得立方狀γ'相逐漸粗化、聚合并演化成為筏排狀，降低對位錯(cuò)的阻礙作用，導(dǎo)致基體滑移更容易發(fā)生；隨著MC 碳化物由點(diǎn)狀演轉(zhuǎn)變?yōu)閴K狀，其分解并析出M6C 和M23C6等衍生相；同時(shí)針狀σ 相也會(huì)吸收合金化元素，弱化基體并引發(fā)裂紋；沿晶分布的碳化物發(fā)生分解，形成半連續(xù)鏈狀，降低對晶界的釘扎效應(yīng)，同時(shí)晶界附近形成較厚的γ'膜，消耗附近基體的強(qiáng)化元素，弱化晶界性能。

（3）長期服役后，渦輪葉片內(nèi)的枝晶破碎、γ'相筏化、MC 碳化物分解以及晶界弱化等都會(huì)對渦輪葉片疲勞性能造成不利影響。本質(zhì)上，這是由于不同合金元素在組成相之間的遷移所造成的多種強(qiáng)化機(jī)制減弱，從而引發(fā)渦輪葉片的服役損傷；同時(shí)，這也導(dǎo)致了渦輪葉片的起裂源發(fā)生由亞表面孔洞向碳化物的轉(zhuǎn)變。在多種因素的綜合作用下，渦輪葉片的服役壽命被逐漸消耗，直至斷裂失效。