宋迎東，凌 晨，張磊成，李明亮，郭家瑋，江 榮

（1.南京航空航天大學(xué)能源與動(dòng)力學(xué)院，航空發(fā)動(dòng)機(jī)熱環(huán)境與熱結(jié)構(gòu)工業(yè)和信息化部重點(diǎn)實(shí)驗(yàn)室，南京 210016；2.南京航空航天大學(xué)能源與動(dòng)力學(xué)院，江蘇省航空動(dòng)力系統(tǒng)重點(diǎn)實(shí)驗(yàn)室，南京 210016；3.南京航空航天大學(xué)機(jī)械結(jié)構(gòu)力學(xué)及控制國(guó)家重點(diǎn)實(shí)驗(yàn)室，南京 210016）

隨著中國(guó)深海和遠(yuǎn)海戰(zhàn)略的實(shí)施，大批先進(jìn)艦艇下水，國(guó)產(chǎn)航母和大量艦載機(jī)也投入服役。相比陸地航機(jī)，艦載機(jī)航空發(fā)動(dòng)機(jī)和燃?xì)廨啓C(jī)熱端部件在服役過(guò)程中的環(huán)境條件異?？量?，除發(fā)動(dòng)機(jī)/燃?xì)廨啓C(jī)熱端零部件所承受的高溫、高壓、高轉(zhuǎn)速等載荷環(huán)境外，還承受海洋高鹽霧、高濕度等腐蝕環(huán)境的影響。渦輪轉(zhuǎn)子部件是艦載機(jī)航空發(fā)動(dòng)機(jī)/燃?xì)廨啓C(jī)中服役環(huán)境最惡劣的部件，不僅要在高溫（600～1 300 ℃）條件下承受巨大的交變載荷，高溫燃?xì)夂秃Ｑ蟠髿庵械臒岣g也會(huì)加劇其損傷程度，渦輪轉(zhuǎn)子部件因此成為故障率最高的工作部件之一。如圖1 所示，渦輪葉片因在燃?xì)?海洋大氣耦合環(huán)境中，在高溫、高轉(zhuǎn)速載荷下發(fā)生的熱腐蝕-疲勞失效［1-6］。相比于單一機(jī)械載荷作用下的疲勞失效，航空發(fā)動(dòng)機(jī)和燃?xì)廨啓C(jī)熱端部件熱腐蝕-疲勞失效機(jī)理更為復(fù)雜，對(duì)熱腐蝕-疲勞壽命預(yù)測(cè)難度更大。目前，國(guó)內(nèi)外對(duì)航空發(fā)動(dòng)機(jī)和燃?xì)廨啓C(jī)熱端部件熱腐蝕-疲勞失效機(jī)理有了初步的認(rèn)識(shí)，針對(duì)熱端部件材料開展了熱腐蝕機(jī)理研究、熱腐蝕-疲勞失效機(jī)理研究以及熱腐蝕-疲勞壽命預(yù)測(cè)，并取得了初步的成果。本文針對(duì)過(guò)去20 年在航空發(fā)動(dòng)機(jī)和燃機(jī)輪機(jī)熱端部件熱腐蝕-疲勞的研究進(jìn)展進(jìn)行梳理和總結(jié)歸納，以期促進(jìn)燃?xì)?海洋環(huán)境耦合作用下航空發(fā)動(dòng)機(jī)和燃?xì)廨啓C(jī)熱端部件結(jié)構(gòu)完整性評(píng)定方法的發(fā)展，提高航空發(fā)動(dòng)機(jī)和燃?xì)廨啓C(jī)的安全性和可靠性。

圖1 渦輪葉片高溫腐蝕失效案例Fig.1 Hot corrosion-fatigue failure of turbine blades

1 熱端部件材料熱腐蝕機(jī)理

鎳基高溫合金以其高溫下優(yōu)異的疲勞性能、蠕變性能和持久性能［7-9］，成為航空發(fā)動(dòng)機(jī)與燃?xì)廨啓C(jī)渦輪葉片、渦輪盤等熱端部件的主要材料［10-12］。同時(shí)，為了降低渦輪葉片表面溫度和提高其抗氧化/腐蝕性能，在渦輪葉片表面通常噴涂有金屬涂層或熱障涂層（Thermal barrier coating，TBC）［13-14］。發(fā)動(dòng)機(jī)在服役過(guò)程中，燃料中的雜質(zhì)S 在燃燒時(shí)會(huì)產(chǎn)生SO2、SO3等硫化物，與海洋大氣環(huán)境中NaCl 反應(yīng)后會(huì)在合金表面沉積一層Na2SO4熔鹽膜，形成的硫酸鹽等沉積物導(dǎo)致涂層、高溫合金發(fā)生熱腐蝕，最終導(dǎo)致發(fā)動(dòng)機(jī)熱端部件過(guò)早失效［15-16］。

高溫合金熱腐蝕是指沉積于合金表面的硫酸鹽等沉積物破壞表面氧化物而加速合金腐蝕的行為［17］。對(duì)于高溫合金來(lái)說(shuō)，熱腐蝕造成的破壞要比單純高溫氧化嚴(yán)重得多，其嚴(yán)重性受多因素影響，包括溫度、沉積鹽的種類和含量、環(huán)境條件、氣體成分和合金成分等。根據(jù)環(huán)境溫度高低，熱腐蝕可分為低溫?zé)岣g和高溫?zé)岣g［18］。低溫?zé)岣g（560～815 ℃）一般在腐蝕鹽的熔點(diǎn)之下發(fā)生，限制條件是需要較高分壓的氣相SO3，與涂層或者基體中的合金元素反應(yīng)形成新的硫酸鹽，這些硫酸鹽與Na2SO4形成低熔點(diǎn)（熔點(diǎn)為540 ℃）的共晶化合物，使合金發(fā)生局部點(diǎn)蝕。高溫?zé)岣g（815～980 ℃）通常在腐蝕鹽熔點(diǎn)以上溫度發(fā)生，熔融態(tài)堿金屬鹽在基體表面沉積，然后逐漸破壞氧化層并消耗基體金屬中的Cr，隨著Cr 元素耗盡，氧化速度加快，涂層或基體內(nèi)部開始形成細(xì)微的孔洞，為腐蝕介質(zhì)浸入提供通道。此時(shí)熔融狀態(tài)的沉積鹽使合金發(fā)生均勻腐蝕，高溫?zé)岣g的氧化層與合金基體交界處相對(duì)平整，界面下方有明顯的硫化物形成。關(guān)于金屬材料，尤其是鐵基和鎳基高溫合金熱腐蝕機(jī)理，Rapp［19］和Singh 等［20］在21 世 紀(jì) 初 對(duì) 其 進(jìn) 行 了 總結(jié)。因此，本文主要針對(duì)近20 年渦輪盤、渦輪葉片高溫合金及涂層的熱腐蝕機(jī)理進(jìn)行綜述。

1.1 涂層熱腐蝕機(jī)理

根據(jù)航空發(fā)動(dòng)機(jī)和燃?xì)廨啓C(jī)具體的服役工況和渦輪前溫度，常用的涂層有滲鋁涂層［21］（如在葉片表面和內(nèi)腔滲鋁、滲鋁硅涂層）、MCrAlY 涂層［22］和熱障涂層［23］等。高溫合金葉片的典型熱障涂層通常由金屬黏結(jié)層和隔熱陶瓷層組成，在高溫合金葉片基體與高溫燃?xì)忾g提供隔熱層和抗氧化層，從而保障葉片在較高的渦輪前溫度下安全工作。金屬黏結(jié)層可以提高基體合金與表面陶瓷層的結(jié)合強(qiáng)度，在高溫服役過(guò)程中還可以形成一層致密的熱生長(zhǎng)氧化物（Thermally grown oxide，TGO）層，起到抗高溫氧化的作用。目前常用的TBCs材料有：Y2O3穩(wěn)定的ZrO2（YSZ、Y2O3的質(zhì)量分?jǐn)?shù)一般為7%～8%）、莫來(lái)石、Al2O3、YSZ+CeO2、La2Zr2O7、硅酸鹽，其中YSZ 是應(yīng)用最廣泛的TBCs材料［21，24-25］。

由于渦輪葉片表面涂層在服役過(guò)程中承受溫度高（＞800 ℃），在燃?xì)夂秃Ｑ蟓h(huán)境耦合工況下，涂層通常發(fā)生高溫?zé)岣g。取決于涂層類型、成分和微觀結(jié)構(gòu)，其熱腐蝕產(chǎn)物也有所區(qū)別。對(duì)于金屬涂層，其抗熱腐蝕性能與涂層表面形成連續(xù)致密的Al2O3保護(hù)性氧化層密切相關(guān)。李玉春［26］采用埋鹽法對(duì)K488 合金及其表面滲鋁和滲鈷鋁涂層的K488 合金的熱腐蝕行為進(jìn)行研究，發(fā)現(xiàn)在900 ℃的25%NaC1＋75%Na2SO4熔融鹽中滲鋁涂層表面生成了Al2O3和CoCr2O4的混合物，由于混合氧化物的存在使得耐腐蝕性提高，而滲鈷鋁涂層由于表面生成致密的Al2O3保護(hù)性氧化膜，表現(xiàn)出優(yōu)異的抗熱腐蝕性能。李艷明等［27］針對(duì)燃機(jī)葉片常用材料DSM11 鎳基高溫合金，在其表面制備了Al-Si、Al 和Co-Al 這3 種 涂 層，并 通 過(guò) 在 涂 層 表 面涂鹽（質(zhì)量分?jǐn)?shù)為5%NaC1＋95%Na2SO4），研究了3 種涂層在900 ℃的熱腐蝕性能，如圖2 所示。研究結(jié)果表明，3 種涂層的動(dòng)力學(xué)曲線基本相似，均呈拋物線形，隨腐蝕時(shí)間的延長(zhǎng)，質(zhì)量先增加后減少。產(chǎn)生上述質(zhì)量變化的原因在于：在腐蝕實(shí)驗(yàn)前期（0～25 h），腐蝕產(chǎn)物與涂層結(jié)合緊密，腐蝕產(chǎn)物脫落較少；而在腐蝕的中、后期，表面腐蝕產(chǎn)物脫落，重新裸露出的內(nèi)部涂層或基體進(jìn)一步發(fā)生熱腐蝕，質(zhì)量減少。在900 ℃熱腐蝕200 h 后，Al-Si 涂層和Co-Al 涂層表面腐蝕區(qū)均形成了以Al2O3為主的連續(xù)且致密的氧化層，抑制熱腐蝕的進(jìn)行，具有較好的抗熱腐蝕性能；與Al-Si 涂層和Co-Al 涂層有所不同，Al 涂層表面腐蝕區(qū)形成了混合型氧化層，熱腐蝕反應(yīng)會(huì)持續(xù)進(jìn)行，抗熱腐蝕性能相對(duì)較差。此外，劉德林等［28］對(duì)DZ22B 合金以及表面帶有NiCoCrAlYTa 涂層的DZ22B 合金在950 ℃熱腐蝕試驗(yàn)研究也證實(shí)了NiCoCrAlYTa 涂層的抗氧化和腐蝕作用，是基于在涂層的表面形成致密的Al2O3或Cr2O3氧化膜，這些氧化膜作為氧的障礙層（屏蔽層）阻止基體進(jìn)一步氧化或腐蝕。

圖2 含Al-Si、Al 和Co-Al 涂層的DSM11 合金熱腐蝕動(dòng)力學(xué)和腐蝕產(chǎn)物[27]Fig.2 Hot corrosion kinetics and corrosion products of DSM11 alloy with Al-Si, Al and Co-Al coatings[27]

與金屬涂層相似，熱障涂層的抗熱腐蝕性能很大程度上取決于表面形成的連續(xù)Al2O3或Cr2O3氧化物薄膜。如李發(fā)國(guó)等［29］在近期發(fā)表的關(guān)于航空發(fā)動(dòng)機(jī)高溫涂層耐海洋大氣腐蝕研究進(jìn)展中指出，YSZ 的抗熱腐蝕效應(yīng)主要來(lái)自致密的Al2O3，其中Cr、Ta、Y 能穩(wěn)定Al2O3的生成提高涂層的抗熱腐蝕性。而外來(lái)的Na、V 和S 則會(huì)引起Y 元素生成YVO4，使得YSZ 涂層退化。當(dāng)Na2SO4熔鹽單獨(dú)存在時(shí)，其不與YSZ 發(fā)生化學(xué)反應(yīng)，腐蝕機(jī)理主要是Na2SO4熔鹽附著在YSZ 孔隙和裂紋中，在反復(fù)的冷熱循環(huán)中由于膨脹系數(shù)差異導(dǎo)致的熱應(yīng)力使YSZ涂層失效［20-28，30］，從而使Na2SO4熔鹽通過(guò)TGO-YSZ滲透進(jìn)入粘結(jié)層，與粘結(jié)層發(fā)生反應(yīng)，在TGO 層下生成疏松的硫化物層，TGO 層與硫化物層之間存在裂紋［29］，最終導(dǎo)致涂層剝落。當(dāng)存在V2O5熔鹽時(shí)，其與穩(wěn)定劑Y2O3發(fā)生反應(yīng)生成YVO4，如方程（1）所示，YVO4樹枝晶生長(zhǎng)產(chǎn)生裂紋擴(kuò)展應(yīng)力［28，30-31］；此外，YSZ 發(fā)生四方晶系到單斜晶系晶體結(jié)構(gòu)的轉(zhuǎn)變，伴隨有3%～5%的體積膨脹，相變應(yīng)力和生長(zhǎng)應(yīng)力耦合作用導(dǎo)致涂層開裂甚至剝落。

ZrO2(Y2O3)+V2O5→ZrO2(m)+2YVO4（1）

當(dāng)Na2SO4與V2O5共存形成NaVO3時(shí)，如方程（2）所示，根據(jù)Lewis acid-base 理論，相較于V2O5的酸性，NaVO3還具有堿性。因此，相較于純V2O5的 腐 蝕 過(guò) 程，當(dāng) 共 存Na2SO4和V2O5，即NaVO3熔鹽時(shí)，腐蝕速率更快，YVO4樹枝晶尺寸更大，YSZ 熱障涂層失效更快。

為了進(jìn)一步提高熱障涂層的性能，國(guó)內(nèi)外學(xué)者對(duì)雙層結(jié)構(gòu)熱障涂層進(jìn)行了研究和設(shè)計(jì)，并對(duì)其抗熱腐蝕性能進(jìn)行了評(píng)價(jià)。雙層結(jié)構(gòu)熱障涂層主要應(yīng)用于力學(xué)性能較差的新陶瓷材料，通過(guò)在粘結(jié)層與新材料陶瓷層之間制備一層YSZ 涂層，以減少層間熱膨脹系數(shù)差異，緩解涂層內(nèi)部應(yīng)力。Ozgurluk 等［31］研究了YSZ、Gd2Zr2O7和YSZ/Gd2Zr2O7熱障涂層在1 000℃熔融的硫酸鹽和釩酸鹽（55%V2O5+45%Na2SO4）中的熱腐蝕行為，如圖3所示。研究發(fā)現(xiàn)高含量的V2O5導(dǎo)致涂層損傷加速，YSZ/Gd2Zr2O7雙層結(jié)構(gòu)熱障涂層的抗熱腐蝕性能更好。在YSZ 涂層中腐蝕產(chǎn)物為單斜ZrO2和YVO4，而在Gd2Zr2O7和YSZ/Gd2Zr2O7熱障涂層中腐蝕產(chǎn)物為單斜ZrO2和GdVO4，ZrO2從四方晶系到單斜晶系晶體結(jié)構(gòu)的轉(zhuǎn)變對(duì)涂層造成損傷，熔融鹽對(duì)涂層的柱狀形貌造成破壞，降低涂層隔熱效果。

圖3 YSZ、Gd2Zr2O7 和YSZ/Gd2Zr2O7熱障涂層在1 000 ℃熔融硫酸鹽和釩酸鹽（55%V2O5+45%Na2SO4）的熱腐蝕行為[31]Fig.3 Hot corrosion behavior of YSZ, Gd2Zr2O7 and YSZ/Gd2Zr2O7 thermal barrier coatings in molten sulfate and vanadate(55% V2O5+45% Na2SO4)at 1 000 ℃[31]

1.2 渦輪葉片高溫合金熱腐蝕機(jī)理

當(dāng)渦輪葉片涂層因受熱腐蝕和機(jī)械載荷作用剝落后，暴露出來(lái)的高溫合金基體在燃?xì)夂秃Ｑ蟓h(huán)境中將進(jìn)一步發(fā)生熱腐蝕［32］。目前，航空發(fā)動(dòng)機(jī)渦 輪 葉 片 主 要 有DD6、CMSX-4、CMSX-10、PWA1484 單晶高溫合金葉片，燃?xì)廨啓C(jī)渦輪葉片包括單晶、定向凝固以及鑄造高溫合金葉片，如IN-738、DZ125、K444、GTD-111、MD2 等［33］。

在高溫?zé)岣g環(huán)境下，單晶高溫合金表現(xiàn)出更強(qiáng)的抗熱腐蝕性能，具有較低的平均腐蝕速率。如DD15［34］單晶高溫合金在燃油與海水氣霧混合的高溫（900 ℃）腐蝕環(huán)境下，合金平均熱腐蝕速率為0.071 g/（m2·h），且腐蝕層無(wú)脫落。結(jié)合DD10與DSM11 等單晶材料的研究表明［35］，單晶高溫合金在經(jīng)歷高溫?zé)岣g后，其腐蝕產(chǎn)物內(nèi)部會(huì)出現(xiàn)連續(xù)層狀分布的Cr2O3、TiO2和Al2O3保護(hù)性氧化膜，這些材料表層的腐蝕產(chǎn)物會(huì)對(duì)基體起到了很好的保護(hù)作用，從而阻礙了熱腐蝕的進(jìn)一步進(jìn)行，提高了單晶材料的抗熱腐蝕性能。在低溫?zé)岣g環(huán)境下，Luthra［36］研究發(fā)現(xiàn)涂敷在鈷基高溫合金表面的Na2SO4為固態(tài)，大氣中足夠的SO3分壓可以使得NiO 硫化生成NiSO4，這種化合物將與過(guò)量的Na2SO4反應(yīng)形成液態(tài)共晶鹽，熔融的混合硫酸鹽通過(guò)溶解保護(hù)性氧化層，將反應(yīng)物質(zhì)通過(guò)腐蝕坑中的液體來(lái)快速傳輸，增大腐蝕速率。而在鎳基合金中，NiO 的硫酸化相對(duì)較少。Lortrakul等［37］通 過(guò) 對(duì)CMSX-4 表 面 涂 敷Na2SO4，并 在O2-SO2-SO3的氣氛下加熱至700 ℃發(fā)現(xiàn)，腐蝕5 h后XRD 表明NiSO4已經(jīng)消失，意味著低熔點(diǎn)共晶鹽已無(wú)法形成，然而在50 h 后在外/內(nèi)腐蝕層界面附近以及內(nèi)腐蝕層/基體界面處觀察到明顯的硫化物富集區(qū)，表明低溫?zé)岣g的實(shí)質(zhì)仍然是局部熔融區(qū)域的硫化氧化作用，與高溫?zé)岣g作用機(jī)理相似。

相較于單晶高溫合金葉片，定向凝固高溫合金中存在少量的晶界，會(huì)引起合金抗熱腐蝕能力的下降。Kumawat 等［38］對(duì) 定 向 凝 固CM247LC 合 金 在950 ℃、不同鹽沉積量的情況下的熱腐蝕行為進(jìn)行評(píng)估。與空氣中純氧化相比發(fā)現(xiàn)，合金在熔融鹽環(huán)境中經(jīng)歷了加速的腐蝕降解，在最初暴露的0.5 h內(nèi)，合金通過(guò)與熔融鹽中的氧元素反應(yīng)生成Al 和Cr 的氧化物，表現(xiàn)為較低的腐蝕速率。此后，隨著氧通量的增加而進(jìn)入腐蝕加速階段，腐蝕機(jī)制也由堿性腐蝕機(jī)制向酸性腐蝕機(jī)制轉(zhuǎn)變，由于硫的滲入，使得熱腐蝕行為能夠持續(xù)不斷進(jìn)行。Yang等［39］針對(duì)定向凝固DZ125 合金開展了850 ℃高溫?zé)岣g研究，合金的腐蝕層分為內(nèi)外兩層，外層表現(xiàn)為氧化物NiO/Cr2O3/Al2O3的多孔層，而內(nèi)層則是均勻的主要由Cr2O3組成的氧化物，如圖4 所示。高溫?zé)岣g除了加劇定向凝固合金表面氧化物的形成外，還導(dǎo)致在亞表面形成了強(qiáng)度較低的γ′貧乏區(qū)，如圖4（b）所示，這也是高溫?zé)岣g導(dǎo)致合金機(jī)械性能退化的主要原因之一。

相較于單晶和定向凝固高溫合金，鑄造高溫合金存在較多的晶界，氧化物、硫化物形成元素可沿著晶界快速擴(kuò)散，加速熱腐蝕和氧化［40］。鑄造高溫合金在面對(duì)長(zhǎng)時(shí)間的腐蝕過(guò)程時(shí)，硫元素沿著晶界擴(kuò)散，由此引起的晶間脆性對(duì)其服役性能影響較大。如圖4（d，e）所示，IN-792 鑄造高溫合金葉片［32］在服役了大約21 000 h 后呈現(xiàn)出機(jī)械和化學(xué)損傷。其中，高溫?zé)岣g致使晶界存在Ti 硫化物以及游離形式的硫元素，導(dǎo)致晶間脆化和裂紋擴(kuò)展抗力降低。調(diào)查發(fā)現(xiàn)IN-792 渦輪葉片上幾乎所有的裂紋都以沿晶方式擴(kuò)展。鑄造高溫合金K35［41］在含NaCl 混合鹽的高溫?zé)岣g下，原本致密的Cr2O3氧化層變得疏松，為氧與硫的擴(kuò)散提供了快速通道。

圖4 不同工藝制備的高溫合金熱腐蝕特征Fig.4 Hot corrosion characteristics of superalloys with different processing routes

1.3 渦輪盤高溫合金熱腐蝕機(jī)理

航空發(fā)動(dòng)機(jī)渦輪盤采用的高溫合金為變形高溫合金（如Inconel 718、GH4169 等）和粉末高溫合金（如RR1000、ME3、FGH96 等）。變形高溫合金渦輪盤其服役溫度通常不高于650 ℃，而粉末高溫合金渦輪盤其服役溫度通常不高于750 ℃，在海洋環(huán)境-工況耦合下發(fā)生的熱腐蝕主要為低溫?zé)岣g。目前，國(guó)內(nèi)外學(xué)者主要是通過(guò)將渦輪盤合金在一定質(zhì)量分?jǐn)?shù)配比的Na2SO4+NaCl 或Na2SO4+NaCl+V2O5中進(jìn)行熱腐蝕，結(jié)合對(duì)熱腐蝕層微結(jié)構(gòu)和成分表征，來(lái)研究渦輪盤合金熱腐蝕機(jī)理。Mahobia 等［42-44］對(duì)Inconel 718 和GH4169 合金的研究表明，在Inconel 718 和GH4169 合金熱腐蝕過(guò)程中，NaCl 中的氯離子會(huì)破壞氧化物層并滲透到基體中，從而形成金屬氯化物MCl，隨后從表面蒸發(fā)形成凹坑，為腐蝕性介質(zhì)的流動(dòng)提供通道，隨后氯離子會(huì)誘導(dǎo)內(nèi)部腐蝕，造成金屬元素的自維持氯化和氧化，而硫元素的侵入還會(huì)造成合金內(nèi)部硫化，造成熱腐蝕加劇。如圖5（a）所示，隨著S 元素的侵入，會(huì)造成GH4169 中針狀δ 相（Ni3Nb）的硫化并在腐蝕層內(nèi)部富集。此外，反應(yīng)生成的低熔點(diǎn)硫化物Ni3S2（熔點(diǎn)787 ℃）可與金屬Ni 形成更低熔點(diǎn)的共晶體（熔點(diǎn)645 ℃），液態(tài)的硫化物共晶體可沿晶界向金屬內(nèi)部浸透；此外，液態(tài)硫化物及其與Ni 的共晶體比氧化物的晶體缺陷數(shù)高得多，為金屬的擴(kuò)散提供了快速的通道，從而導(dǎo)致基體合金的迅速破壞。在Na2SO4+NaCl+V2O5中，IN718 高 溫合金的熱腐蝕主要是氧化過(guò)程和V2O5所造成的釩蝕，其熱腐蝕機(jī)理模型如圖5（b）所示。隆小慶［45］的研究中討論了液態(tài)V2O5在燃?xì)鉁u輪發(fā)動(dòng)機(jī)的工作環(huán)境中具有強(qiáng)烈的熱腐蝕作用，其中V2O5主要來(lái)自合金材料本身或燃油，其所產(chǎn)生的釩蝕會(huì)破壞Cr2O3（或Al2O3）氧化膜的連續(xù)性、完整性，使氧化膜失去防護(hù)作用［46］。經(jīng)過(guò)在Na2SO4+NaCl+V2O5介質(zhì)中熱腐蝕后，合金表面經(jīng)過(guò)Na2SO4的滲硫、酸堿熔融后原氧化層下的基體合金形成了貧鋁區(qū)或貧鉻區(qū)，不再形成保護(hù)性的氧化膜來(lái)修補(bǔ)已破壞的保護(hù)層，失去保護(hù)性的外層氧化膜由于Na2SO4的浸透而變得更加疏松多孔且易剝落，從而 造 成 加 速 氧 化。Pradhan［47］、Mahobia 等［42］的 研究表明，Inconel 718 合金在Na2SO4+NaCl+V2O5腐蝕介質(zhì)中的熱腐蝕比在Na2SO4+NaCl 中更加嚴(yán)重。不同的釩酸鹽化合物的形成與Na2Cr2O7的形成一起發(fā)生，硫離子與鉻、鐵和鎳或其氧化物反應(yīng)，形成硫化物。

圖5 變形高溫合金不同腐蝕介質(zhì)下的熱腐蝕機(jī)理[42,47]Fig.5 Hot corrosion mechanism of wrought superalloys under different corrosive environments[42,47]

對(duì)于粉末高溫合金，其低溫?zé)岣g過(guò)程與變形高溫合金類似。除了對(duì)粉末高溫合金熱腐蝕層中氧化、硫化產(chǎn)物進(jìn)行表征外，國(guó)內(nèi)外學(xué)者還從氧化深度、表面腐蝕形貌、腐蝕坑深度/直徑來(lái)表征熱腐蝕過(guò)程的損傷演變。如圖6（a）所示，Encinas-Oropesa等［48］通過(guò)熱重分析儀、聚焦離子束（FIB）和掃描電鏡測(cè)量RR1000 合金的氧化物厚度和確定氧化損傷特征，結(jié)果表明RR1000 合金表面氧化形成的鉻/鈦氧化物厚度隨時(shí)間呈拋物線增長(zhǎng)，熱腐蝕損傷程度隨鹽沉積速率的增加而增加，但隨著鹽沉積速率中Cl 含量的增加而降低。Birbilis 等［49］通過(guò)光學(xué)輪廓測(cè)量法量化分析Rene 104 合金表面腐蝕坑的深度、等效直徑等特征尺寸演變，提出可以進(jìn)一步建立插值經(jīng)驗(yàn)?zāi)Ｐ蛠?lái)研究腐蝕損傷的生長(zhǎng)動(dòng)力學(xué)。如圖6（b）所示，基于腐蝕坑深度的量化分析結(jié)果可以看出低溫?zé)岣g在大規(guī)模損傷積累之前會(huì)有一個(gè)潛伏期（約5.5 h），而腐蝕損傷的演變?cè)诂F(xiàn)象上表現(xiàn)為選擇性碳化物氧化引起的點(diǎn)蝕，隨著熱腐蝕持續(xù)進(jìn)行，合金表面由于缺乏氧化鉻，損傷由硫相關(guān)的腐蝕決定。在這種氧化、硫化的熱腐蝕過(guò)程中，NASA 格倫研究中心的Gabb 等［50］還發(fā)現(xiàn)腐蝕坑內(nèi)的晶界往往會(huì)被優(yōu)先侵蝕。

圖6 粉末高溫合金熱腐蝕后的損傷程度演變[49-50]Fig.6 Evolution of the hot corrosion damage in powder metallurgy Ni-based superalloys[49-50]

2 熱腐蝕對(duì)熱端部件材料疲勞性能的影響

2.1 渦輪葉片高溫合金熱腐蝕-疲勞性能

針對(duì)不同條件下熱腐蝕對(duì)渦輪葉片高溫合金疲勞性能的影響，諸多學(xué)者進(jìn)行了探索與研究，其主要方法是通過(guò)對(duì)高溫合金預(yù)先進(jìn)行熱腐蝕處理，然后再開展疲勞試驗(yàn)。在大多數(shù)情況下，腐蝕坑擴(kuò)展和裂紋萌生占據(jù)了熱腐蝕-疲勞壽命的大部分［51］。未熱腐蝕試樣的疲勞裂紋往往萌生于靠近合金表面/亞表面的缺陷并向內(nèi)擴(kuò)展，亞表面缺陷引發(fā)的裂紋是最主要的損傷機(jī)制；而熱腐蝕試樣的裂紋形核始于腐蝕產(chǎn)物剝落的多個(gè)表面位置，這些裂紋通常是由腐蝕期間形成的微裂紋合并而成。預(yù)先熱腐蝕試樣中的疏松腐蝕層和γ′貧乏層，降低了合金表面力學(xué)性能，從而影響疲勞裂紋的萌生過(guò)程［52］。

通常，熱腐蝕可使低周疲勞壽命降低60%～98%，疲勞裂紋萌生與腐蝕坑的大小和間距密切相關(guān)［53］。此外，載荷條件對(duì)熱腐蝕-疲勞行為也有影響。如Brooking 等［54］的研究表明，當(dāng)單晶CMSX-4合金處于低溫?zé)岣g環(huán)境時(shí)，在疲勞載荷峰值處引入60 s 的保載會(huì)降低其疲勞壽命，如圖7（a）所示。這是由于疲勞與低溫型熱腐蝕結(jié)合時(shí)，長(zhǎng)時(shí)間保載過(guò)程可使裂紋張開，使腐蝕性介質(zhì)擴(kuò)散到裂紋尖端，導(dǎo)致裂紋尖端周圍的氧化程度增加，加速了疲勞裂紋擴(kuò)展，從而導(dǎo)致疲勞壽命降低。Chapman等［55］對(duì)單晶CMSX-4 合金腐蝕-疲勞的研究中，也發(fā)現(xiàn)了類似的結(jié)果。Yang 等［39，56］對(duì)DZ125 合金高溫?zé)岣g后低周疲勞行為的研究發(fā)現(xiàn)，長(zhǎng)時(shí)間預(yù)腐蝕和疲勞過(guò)程中的長(zhǎng)時(shí)間保載加速DZ125 合金腐蝕-疲勞失效，表面腐蝕層開裂導(dǎo)致裂紋萌生是腐蝕-疲勞失效的主要原因之一，如圖7（b～d）所示。此外，DZ125 合金的低周疲勞失效還與熱腐蝕引起的再結(jié)晶、試樣有效面積的減少有關(guān)。如圖7（e）所示，高溫?zé)岣g后低周疲勞載荷會(huì)引起合金表面保護(hù)性氧化層的破壞，促使再結(jié)晶發(fā)生，形成許多小晶粒。在低周疲勞載荷作用下，裂紋往往在這些再結(jié)晶晶界處萌生。綜上所述，熱腐蝕后渦輪葉片高溫合金的低周疲勞壽命下降與腐蝕坑、缺陷、氧化/硫化物的形成以及熱腐蝕侵蝕引起的再結(jié)晶等因素密切相關(guān)。

圖7 高溫合金熱腐蝕-低周疲勞失效機(jī)理[39,54-56]Fig.7 Hot corrosion-low cycle fatigue failure mechanism of turbine blade superalloys[39,54-56]

國(guó)內(nèi)外雖然針對(duì)渦輪葉片高溫合金熱腐蝕-疲勞性能開展了一定的實(shí)驗(yàn)研究，一定程度上揭示了熱腐蝕對(duì)疲勞失效的影響。然而，這些實(shí)驗(yàn)研究主要是基于對(duì)高溫合金進(jìn)行預(yù)先熱腐蝕然后開展疲勞試驗(yàn)［57-58］，實(shí)驗(yàn)條件與渦輪材料服役環(huán)境（即燃?xì)?海洋環(huán)境耦合的服役環(huán)境）有所不同，不能實(shí)時(shí)反映熱腐蝕與機(jī)械載荷的交互作用。通常，機(jī)械載荷的作用往往會(huì)加速熱腐蝕的發(fā)生，而熱腐蝕又將反過(guò)來(lái)促進(jìn)渦輪材料在機(jī)械載荷作用下疲勞裂紋的萌生和擴(kuò)展［8，59-60］。因此，開展熱腐蝕-疲勞載荷耦合作用下渦輪材料的疲勞失效機(jī)理和規(guī)律仍有待于進(jìn)一步研究，且燃?xì)?海洋環(huán)境耦合作用下的測(cè)試裝備仍有待于發(fā)展［61-63］。此外，目前所開展的渦輪葉片高溫合金熱腐蝕-疲勞性能主要是其低周疲勞性能研究，對(duì)熱腐蝕-高周疲勞性能研究較少。熱腐蝕對(duì)渦輪葉片高溫合金高周疲勞失效的影響也很顯著［47］。對(duì)于渦輪葉片而言，由于其服役溫度高，熱腐蝕損傷嚴(yán)重，且其受到氣動(dòng)載荷的作用而往往發(fā)生高周振動(dòng)疲勞失效。開展渦輪葉片材料在燃?xì)?海洋環(huán)境耦合作用下的振動(dòng)疲勞失效機(jī)理和規(guī)律研究對(duì)渦輪葉片的疲勞強(qiáng)度/壽命設(shè)計(jì)意義重大，也仍需進(jìn)一步的研究。

2.2 渦輪盤高溫合金熱腐蝕-疲勞性能

與渦輪葉片高溫合金相似，熱腐蝕也顯著降低渦輪盤合金的疲勞壽命［64］。如圖8（a）所示，Inconel 718合金在75%Na2SO4+25%NaCl和90%Na2SO4+5%NaCl+5%V2O5中預(yù)先熱腐蝕后，應(yīng)變控制的低周疲勞壽命大幅降低，尤其是在較低的塑性應(yīng)變幅度下疲勞壽命降低更為明顯，且在90%Na2SO4+5%NaCl+5%V2O5中預(yù)先熱腐蝕對(duì)疲勞壽命影響更 大［43］。對(duì)Inconel 718 合 金 和GH4169 合 金 預(yù) 先熱處理后，開展應(yīng)力控制的高周疲勞實(shí)驗(yàn)，發(fā)現(xiàn)預(yù)熱腐蝕樣品的疲勞壽命急劇降低［49］，如圖8（b）所示。對(duì)于未進(jìn)行熱腐蝕的GH4169 合金，疲勞裂紋主要在表面的滑移帶中萌生，然后沿｛111｝滑移面擴(kuò)展。與其他鎳基高溫合金的情況類似，在裂紋萌生位置周圍可以觀察到大量的解理面［65-66］。對(duì)于熱腐蝕后的GH4169 合金，疲勞裂紋主要從表面的熱腐蝕層萌生，裂紋萌生區(qū)周圍形貌較為光滑，未觀察到晶體學(xué)解理面。此外，從斷口上可以看出，熱腐蝕層的結(jié)構(gòu)比較松散，由于熱腐蝕層的剝落，在裂紋萌生區(qū)的試樣表面形成了凹坑，如圖8（c）中第5 幅圖所示。當(dāng)裂紋穿過(guò)熱腐蝕層時(shí)，疲勞裂紋擴(kuò)展特征與原始GH4169 合金一致，呈現(xiàn)穿晶擴(kuò)展，在疲勞裂紋擴(kuò)展區(qū)可以觀察到明顯的疲勞條帶。斷口分析表明，熱腐蝕主要影響GH4169 合金的疲勞裂紋萌生過(guò)程，但對(duì)疲勞裂紋擴(kuò)展沒(méi)有影響，因此熱腐蝕導(dǎo)致GH4169 合金疲勞壽命的降低主要與疲勞裂紋萌生過(guò)程有關(guān)。圖8（d）示意性地說(shuō)明了熱腐蝕影響GH4169 合金疲勞裂紋萌生過(guò)程，熱腐蝕影響疲勞裂紋萌生的因素包括以下幾個(gè)方面：（1）表面熱腐蝕層/氧化層剝落，降低了試樣的有效承載面積，增加了實(shí)際應(yīng)力。（2）氯化物的揮發(fā)導(dǎo)致腐蝕坑的形成，表面熱腐蝕層的剝落形成凸起和起伏，引起應(yīng)力集中，從而加速疲勞裂紋萌生。（3）氧化層中形成的裂紋或氧化層中已存在的微裂紋在疲勞載荷作用下通過(guò)硫化物層擴(kuò)展進(jìn)入基體，最終引起疲勞斷裂。在這種情況下，由于疲勞裂紋萌生階段較短或沒(méi)有，疲勞壽命會(huì)大大降低。（4）硫化層的硬度較低，表明該區(qū)域的變形可能發(fā)展得更明顯，導(dǎo)致應(yīng)變局部化并加速裂紋萌生。

圖8 Inconel 718 和GH4169 合金熱腐蝕-疲勞性能研究[43-44,47]Fig.8 Hot corrosion-fatigue behavior of Inconel 718 alloy and GH4169 alloy[43-44,47]

對(duì)于粉末高溫合金，Li 等［67］分析了低溫?zé)岣g對(duì)FGH96 合金在700 ℃時(shí)低周疲勞行為的影響。研究發(fā)現(xiàn)低溫?zé)岣g導(dǎo)致FGH96 合金疲勞裂紋萌生位置由亞表面缺陷向表面腐蝕坑過(guò)渡，疲勞壽命的降低與腐蝕坑加速裂紋萌生和晶界性能的退化密切相關(guān)。Child 等［68］研究了粗、細(xì)晶RR1000合金在不同腐蝕介質(zhì)濃度時(shí)的熱腐蝕-疲勞行為。如圖9（a）所示，在富含SO2的環(huán)境中，標(biāo)準(zhǔn)濃度腐蝕介質(zhì)及單次預(yù)先熱腐蝕情況下導(dǎo)致粗、細(xì)晶RR1000 合金疲勞壽命均有所降低。對(duì)粗晶RR1000 合金開展了在兩倍標(biāo)準(zhǔn)濃度腐蝕介質(zhì)中的預(yù)先熱腐蝕，發(fā)現(xiàn)隨著應(yīng)力降低，熱腐蝕導(dǎo)致疲勞壽命降低的幅度有所降低。此外，在部分粗晶RR1000 合金試樣熱腐蝕過(guò)程中，在間隔分別為15和30 h 后，補(bǔ)充添加腐蝕介質(zhì)，結(jié)果表明在規(guī)定的時(shí)間間隔補(bǔ)充腐蝕介質(zhì)似乎不會(huì)影響最低應(yīng)力水平下的疲勞性能。Dowd 等［69］還研究了帶缺口的RR1000 合金熱腐蝕-低周疲勞行為。圖9（b）顯示了光滑試樣、缺口試樣和缺口+預(yù)先熱腐蝕試樣的疲勞壽命數(shù)據(jù)。由于缺口的應(yīng)力集中效應(yīng)，與光滑試樣相比，缺口試樣在所有試驗(yàn)載荷條件下疲勞壽命均有所降低。缺口+預(yù)先熱腐蝕試樣疲勞試驗(yàn)結(jié)果表明，在相同應(yīng)力水平下，熱腐蝕顯著降低缺口試樣的疲勞壽命，且應(yīng)力水平越高，疲勞壽命降低程度越大，降低幅度在1～2 個(gè)數(shù)量級(jí)。圖9（c，d）表明，在疲勞循環(huán)過(guò)程中，保護(hù)性表面氧化層的破裂使含硫化物的基體材料暴露并進(jìn)一步氧化。隨著硫化物氧化，表面的濃度梯度導(dǎo)致固溶體中釋放的硫沿晶界向下擴(kuò)散，與Cr 和Ti 元素進(jìn)一步反應(yīng)，導(dǎo)致新硫化物沿晶界形成。當(dāng)應(yīng)力水平足夠高時(shí)，晶界硫化/氧化物開裂，導(dǎo)致晶粒脫落，加速裂紋的萌生和擴(kuò)展。

圖9 RR1000 合金熱腐蝕-疲勞性能[68-69]Fig.9 Hot corrosion-fatigue failure mechanisms of RR1000 alloy[68-69]

Gabb 等［70-71］對(duì)表面噴丸強(qiáng)化的ME3 合金進(jìn)行了熱腐蝕后的疲勞性能研究。研究結(jié)果表明，對(duì)于未噴丸強(qiáng)化的ME3 合金，熱腐蝕使低周疲勞壽命降低了60%～98%，疲勞裂紋萌生與腐蝕坑的大小和間距密切相關(guān)。此外，溫度對(duì)于熱腐蝕下的疲勞裂紋萌生也有影響。高溫（704 ℃）時(shí)裂紋沿腐蝕坑周圍晶界萌生，低溫（204 ℃）時(shí)裂紋由腐蝕坑底部晶界萌生。噴丸處理減輕了204 ℃輕度熱腐蝕對(duì)疲勞壽命的影響，但在重度熱腐蝕ME3 合金中，噴丸強(qiáng)化抑制疲勞破壞的效果不明顯。分析認(rèn)為噴丸處理可在試樣表面形成殘余壓應(yīng)力，能夠減輕腐蝕坑對(duì)疲勞壽命的影響。但由于腐蝕坑處的疲勞開裂，較長(zhǎng)的腐蝕時(shí)間和高溫下的疲勞仍會(huì)導(dǎo)致噴丸試樣的疲勞壽命大幅降低。此外，Smialek等［72］研究了熱腐蝕對(duì)帶有Cr2AlC 涂層的LSHR 合金疲勞壽命的影響，研究結(jié)果表明，對(duì)合金進(jìn)行熱腐蝕后，無(wú)涂層合金相較于未熱腐蝕時(shí)的壽命降低約93%，而有涂層合金壽命降低僅為約15%，表明Cr2AlC 涂層有益于抵抗熱腐蝕-疲勞破壞。

目前，關(guān)于熱腐蝕對(duì)渦輪盤合金疲勞性能的影響規(guī)律與機(jī)理有了較為清楚的認(rèn)識(shí)，但與渦輪葉片高溫合金類似，現(xiàn)有的研究結(jié)果主要是基于對(duì)渦輪盤合金進(jìn)行預(yù)先熱腐蝕然后開展疲勞試驗(yàn)而獲得的，不能實(shí)時(shí)反映熱腐蝕與機(jī)械載荷的交互作用，因此，開展熱腐蝕-疲勞載荷耦合作用下渦輪盤合金的疲勞失效機(jī)理和規(guī)律仍值得進(jìn)一步研究。此外，對(duì)于渦輪盤而言，為了提高渦輪盤損傷容限設(shè)計(jì)水平，以滿足高推重比航空發(fā)動(dòng)機(jī)在海洋服役環(huán)境下耐久性、可靠性、安全性設(shè)計(jì)要求，需對(duì)渦輪盤用高溫合金在海洋環(huán)境-工況耦合下的疲勞裂紋擴(kuò)展測(cè)試方法及微觀機(jī)理展開深入研究，為航空發(fā)動(dòng)機(jī)渦輪盤材料的疲勞裂紋擴(kuò)展壽命預(yù)測(cè)方法及損傷容限設(shè)計(jì)提供數(shù)據(jù)和技術(shù)支撐。

3 熱腐蝕-疲勞壽命預(yù)測(cè)方法

高溫?zé)岣g環(huán)境下的疲勞過(guò)程同時(shí)受到載荷、溫度和腐蝕介質(zhì)3 方面的影響，其作用更加復(fù)雜，損傷過(guò)程分為熱腐蝕坑的萌生和生長(zhǎng)、熱腐蝕坑向疲勞裂紋轉(zhuǎn)變、疲勞裂紋萌生、小裂紋擴(kuò)展、長(zhǎng)裂紋擴(kuò)展和斷裂［73-74］。在這些損傷過(guò)程中，熱腐蝕坑的萌生和生長(zhǎng)以及裂紋萌生和小裂紋擴(kuò)展占據(jù)了疲勞壽命的絕大部分（70%～80%）。在熱腐蝕-疲勞模型研究方面，高溫?zé)岣g-疲勞壽命預(yù)測(cè)模型需要考慮溫度、載荷水平、介質(zhì)濃度等許多方面的因素。目前常用的疲勞壽命預(yù)測(cè)模型主要包括唯象模型、損傷力學(xué)模型和斷裂力學(xué)模型［75-76］。唯象模型主要是基于對(duì)熱腐蝕損傷特征的表征，對(duì)應(yīng)力或應(yīng)變-壽命方程進(jìn)行一定程度的修正；損傷力學(xué)模型主要是通過(guò)對(duì)熱腐蝕損傷的表征，建立耦合熱腐蝕損傷和機(jī)械載荷損傷的損傷變量，建立損傷變量演化和疲勞壽命之間的關(guān)系；斷裂力學(xué)模型是將熱腐蝕損傷視為初始裂紋，采用斷裂力學(xué)理論對(duì)剩余壽命進(jìn)行預(yù)測(cè)和評(píng)定。然而，熱腐蝕-疲勞壽命預(yù)測(cè)的唯象模型、損傷力學(xué)模型和斷裂力學(xué)模型各有優(yōu)缺點(diǎn)。唯象模型簡(jiǎn)單且能較準(zhǔn)確預(yù)測(cè)熱腐蝕-疲勞壽命，但其不能體現(xiàn)熱腐蝕-疲勞機(jī)理且其預(yù)測(cè)精度依賴于大量的實(shí)驗(yàn)數(shù)據(jù)；損傷力學(xué)模型同樣可以獲得較為精準(zhǔn)的預(yù)測(cè)結(jié)果，但其往往局限于一些簡(jiǎn)單的結(jié)構(gòu)；斷裂力學(xué)模型可用于復(fù)雜結(jié)構(gòu)，但其未考慮裂紋萌生階段的疲勞壽命，因此預(yù)測(cè)結(jié)果往往偏于保守。近期，趙高樂(lè)等［75］在綜述中對(duì)熱腐蝕-疲勞壽命模型做了系統(tǒng)的總結(jié)和歸納，因此，下文著重針對(duì)近10 年關(guān)于渦輪葉片和渦輪盤合金熱腐蝕-疲勞壽命預(yù)測(cè)方法進(jìn)行總結(jié)。鑒于目前文獻(xiàn)中關(guān)于渦輪盤、渦輪葉片高溫合金熱腐蝕-疲勞壽命預(yù)測(cè)和分析均未考慮高溫合金的微結(jié)構(gòu)特征，并且用于描述高溫合金變形的本構(gòu)方程皆為宏觀唯象本構(gòu)。因此，本節(jié)對(duì)熱腐蝕-疲勞壽命預(yù)測(cè)方法的總結(jié)和介紹不再區(qū)分渦輪盤合金和渦輪葉片合金。

近年來(lái)，在NASA 的資助下，美國(guó)Elder 研究院（ERI）和西南研究院（SwRI）Chan 等［77］開發(fā)了一套基于物理的建模工具HOTPITS，用于預(yù)測(cè)鎳基高溫合金的熱腐蝕［78］和低溫?zé)岣g壽命預(yù)測(cè)，并將其與概率損傷容限分析軟件DARWIN 結(jié)合使用，用于預(yù)測(cè)發(fā)動(dòng)機(jī)輪盤中因腐蝕坑引起的疲勞失效，其示意圖如圖10 所示，主要步驟包括：（1）硫酸鹽沉積模型，用于根據(jù)燃料和空氣中污染物濃度的輸入以及相關(guān)發(fā)動(dòng)機(jī)條件預(yù)測(cè)熱端部件上硫酸鹽層的形成；（2）用于預(yù)測(cè)熱腐蝕坑密度的熱腐蝕坑萌生模型；（3）用于預(yù)測(cè)熱腐蝕坑大小隨時(shí)間變化的熱腐蝕坑生長(zhǎng)模型。同時(shí)針對(duì)熱腐蝕往往伴隨有多個(gè)熱腐蝕坑形成的情況，還進(jìn)一步發(fā)展了考慮熱腐蝕坑合并的模型，以處理多個(gè)腐蝕坑的生長(zhǎng)與合并。為了在熱腐蝕-疲勞壽命預(yù)測(cè)中考慮腐蝕坑的影響，建立了腐蝕坑到裂紋的轉(zhuǎn)化模型、疲勞裂紋形核模型、生長(zhǎng)模型以及裂紋合并模型。通過(guò)將HOTPITS 與DARWIN［79］軟件結(jié) 合使用，Chan 等以粉末高溫合金ME3 為研究對(duì)象，發(fā)現(xiàn)了熱腐蝕坑生長(zhǎng)和疲勞裂紋生長(zhǎng)之間存在競(jìng)爭(zhēng)，且低溫?zé)岣g疲勞壽命由熱腐蝕坑生長(zhǎng)、循環(huán)相關(guān)的裂紋擴(kuò)展以及時(shí)間相關(guān)的裂紋擴(kuò)展共同控制，提出了一種預(yù)測(cè)粉末高溫合金渦輪盤腐蝕疲勞裂紋擴(kuò)展壽命的概率預(yù)測(cè)方法，可用于評(píng)估渦輪盤中熱腐蝕引起的故障風(fēng)險(xiǎn)，避免發(fā)動(dòng)機(jī)輪盤及其他金屬結(jié)構(gòu)部件因長(zhǎng)期暴露于高溫極端環(huán)境而發(fā)生腐蝕疲勞故障。

圖10 熱腐蝕-疲勞預(yù)測(cè)方法示意圖Fig.10 Schematic diagram of hot corrosion-fatigue prediction method

Li 等［80］提 出 了 一 種 將FGH96 合 金 中 的 腐 蝕坑視為微缺口的腐蝕疲勞壽命預(yù)測(cè)方法，該方法考慮了熱腐蝕和非均勻應(yīng)力場(chǎng)的影響。首先，對(duì)由粉末高溫合金FGH96 制成的未涂鹽試樣和涂鹽試樣進(jìn)行LCF 測(cè)試，使用法拉第定律估計(jì)熱腐蝕坑形成時(shí)間。法拉第定律的表達(dá)式為

式中λ表示凹坑表面直徑c與凹坑深度a之比。

其次，使用傳統(tǒng)的經(jīng)典方法預(yù)測(cè)熱腐蝕坑-疲勞斷裂壽命，包括熱點(diǎn)法、應(yīng)變能模型、連續(xù)損傷力學(xué)（Continuum damage mechanics，CDM）法。對(duì)于熱點(diǎn)法，將最大應(yīng)力點(diǎn)處的應(yīng)變幅度引入基于總應(yīng)變的模型；對(duì)于應(yīng)變能模型，分別計(jì)算損傷參數(shù)并將其引入應(yīng)變能模型；對(duì)于CDM 方法，在CDM 方法中使用了最大應(yīng)力幅度。此外，定義了熱腐蝕-疲勞情況下的有效應(yīng)變幅，有效應(yīng)變幅可以通過(guò)將歸一化應(yīng)力梯度和權(quán)函數(shù)的乘積積分來(lái)計(jì)算，表達(dá)式為

式中εa-eff和εa-max分別為缺口試樣的有效應(yīng)變幅和最大應(yīng)變幅。

通過(guò)將定義的有效應(yīng)變幅引入Manson-Coffin-Basquin、Morrow、SWT 和Walker 模型，估算了從腐蝕坑形成到最終斷裂的疲勞壽命，并將實(shí)驗(yàn)壽命與基于修改模型的預(yù)測(cè)結(jié)果進(jìn)行了比較。結(jié)果表明，引入有效應(yīng)變來(lái)考慮熱腐蝕坑引起的非均勻應(yīng)力場(chǎng)的影響，有助于提高熱腐蝕-疲勞壽命預(yù)測(cè)精度，當(dāng)臨界距離分別為0.1、0.2 和0.3 mm 時(shí)，大多數(shù)疲勞壽命預(yù)測(cè)結(jié)構(gòu)在2 倍誤差帶內(nèi)，相同載荷下的預(yù)測(cè)壽命彼此接近，與實(shí)驗(yàn)結(jié)果吻合良好。

文獻(xiàn)［81］基于連續(xù)損傷力學(xué)和斷裂力學(xué)，針對(duì)表面熱腐蝕損傷引起的DZ125 合金低周疲勞壽命退化，提出了一種新的壽命預(yù)測(cè)方法，如圖11（a）所示。通過(guò)NfEA表面損傷區(qū)域的裂紋萌生和擴(kuò)展的總壽命表征DZ125 合金在不同熱腐蝕環(huán)境下的強(qiáng)度退化，Nf表達(dá)式為

式中NfEA為表面損傷區(qū)域內(nèi)裂紋萌生壽命（Ni）與擴(kuò)展壽命（NpEA）之和，等同于此區(qū)域裂紋萌生壽命與裂紋擴(kuò)展壽命之和，NfEA通過(guò)用基體中的裂紋剩余擴(kuò)展壽命NfDS計(jì)算，有

式中：D表示損傷，M0、β和b為材料常數(shù)，α為載荷相關(guān)指數(shù)，Δσ為應(yīng)力幅，σm為平均應(yīng)力。通過(guò)Paris定律與Chaboche 的疲勞損傷模型獲得NfEA，并通過(guò)實(shí)驗(yàn)獲得的基體裂紋剩余擴(kuò)展壽命NfDS預(yù)測(cè)總的裂紋壽命模型。模型中熱腐蝕只在試樣表面進(jìn)行，而不影響基體的開裂行為，在不同腐蝕環(huán)境下的裂紋萌生試驗(yàn)修正模型系數(shù)，即可忽略環(huán)境和裂紋擴(kuò)展的綜合影響進(jìn)行壽命預(yù)測(cè)。通過(guò)一系列實(shí)驗(yàn)數(shù)據(jù)，該模型在包括熱腐蝕、靜態(tài)空氣和濕H2S 環(huán)境中都有較高的準(zhǔn)確性，預(yù)測(cè)結(jié)果如圖11（b，c）所示。

圖11 基于斷裂力學(xué)的熱腐蝕-疲勞壽命預(yù)測(cè)方法[81]Fig.11 Fracture mechanics based hot-corrosion fatigue life prediction[81]

總的來(lái)說(shuō)，目前基于唯象模型、損傷力學(xué)模型、斷裂力學(xué)模型的熱腐蝕-疲勞壽命預(yù)測(cè)精度在3 倍分散帶之內(nèi)。這些模型預(yù)測(cè)精度的提高一方面取決于對(duì)熱腐蝕損傷（如熱腐蝕坑形貌、尺寸等）的精確表征，以期更好地考慮熱腐蝕損傷所帶來(lái)的應(yīng)力/應(yīng)變梯度，另一方面取決于先進(jìn)的材料本構(gòu)模型，尤其是對(duì)于力學(xué)性能各向異性的單晶高溫合金，以更好地刻畫渦輪材料的應(yīng)力應(yīng)變響應(yīng)，建立起更為準(zhǔn)確的疲勞參量與疲勞壽命之前的量化關(guān)系。對(duì)于渦輪材料，由于其服役條件嚴(yán)苛，現(xiàn)階段仍較缺乏熱腐蝕-疲勞實(shí)驗(yàn)數(shù)據(jù)?；诮y(tǒng)計(jì)理論的機(jī)器學(xué)習(xí)可以在小樣本的條件下獲得較好的預(yù)測(cè)結(jié)果，且泛化能力強(qiáng)，對(duì)具有相同分布特征的樣本具有較好的預(yù)測(cè)能力。因此，近年來(lái)基于數(shù)據(jù)驅(qū)動(dòng)的機(jī)器學(xué)習(xí)疲勞壽命預(yù)測(cè)模型/方法引起了人們的廣泛關(guān)注［82］，比如Yang 等［83］開發(fā)了結(jié)合臨界平面法和神經(jīng)網(wǎng)絡(luò)的混合壽命預(yù)測(cè)模型，利用領(lǐng)域知識(shí)和機(jī)器學(xué)習(xí)在壽命預(yù)測(cè)中的作用，研究聚合物材料聚酰胺-6（PA6）的速率相關(guān)多軸疲勞壽命預(yù)測(cè)，預(yù)測(cè)結(jié)果基本在試驗(yàn)結(jié)果的1.5 倍誤差帶內(nèi)。因此，建立基于人工智能（Artificial intelligence，AI）和大數(shù)據(jù)的熱腐蝕-疲勞損傷演化模型以及數(shù)據(jù)驅(qū)動(dòng)和物理混合模型對(duì)于實(shí)現(xiàn)燃?xì)?海洋大氣耦合環(huán)境下航空發(fā)動(dòng)機(jī)渦輪部件疲勞壽命精準(zhǔn)預(yù)測(cè)具有重要意義，也是未來(lái)重要的發(fā)展方向。

此外，為了滿足渦輪部件在燃?xì)?海洋環(huán)境耦合作用下的損傷容限設(shè)計(jì)需求，一方面要有大量的在燃?xì)?海洋環(huán)境耦合作用下的疲勞裂紋擴(kuò)展數(shù)據(jù)，另一方面需要高精度的疲勞裂紋擴(kuò)展模型和壽命預(yù)測(cè)方法。在腐蝕疲勞裂紋擴(kuò)展模型方面，Larrosa 等［76］對(duì)腐蝕-疲勞裂紋擴(kuò)展宏觀唯象模型進(jìn)行了較為全面的綜述，但這些模型對(duì)于熱腐蝕-疲勞的適用性仍需實(shí)驗(yàn)數(shù)據(jù)的檢驗(yàn)，同時(shí)，基于實(shí)驗(yàn)數(shù)據(jù)的高精度宏觀唯象熱腐蝕-疲勞裂紋擴(kuò)展模型仍亟待發(fā)展。此外，熱腐蝕-疲勞裂紋擴(kuò)展過(guò)程復(fù)雜，為提高裂紋擴(kuò)展速率預(yù)測(cè)精度，需考慮裂尖復(fù)雜的力學(xué)、化學(xué)的耦合作用。比如，Kashinga等［84-85］嘗試通過(guò)模擬裂尖變形和氧元素?cái)U(kuò)散，建立耦合裂尖非彈性塑性應(yīng)變和氧濃度的裂紋擴(kuò)展準(zhǔn)則，結(jié)合擴(kuò)展有限元模擬疲勞-氧化裂紋擴(kuò)展。Pa?eda 等［86-89］嘗試將相場(chǎng)法和多物理場(chǎng)建模方法相結(jié)合，開展氫致裂紋擴(kuò)展的數(shù)值模擬。通過(guò)對(duì)裂尖力學(xué)、化學(xué)耦合過(guò)程的準(zhǔn)確模擬，以考慮環(huán)境/熱腐蝕對(duì)裂紋擴(kuò)展的促進(jìn)作用，以期實(shí)現(xiàn)高精度的疲勞裂紋擴(kuò)展速率預(yù)測(cè)。目前，這些基于裂尖變形和熱腐蝕/氧化/環(huán)境損傷機(jī)理的高精度疲勞裂紋擴(kuò)展速率預(yù)測(cè)方法仍需進(jìn)一步發(fā)展，解決好精度與計(jì)算效率的匹配，從而推動(dòng)其在工程中的應(yīng)用。

4 總結(jié)和展望

本文針對(duì)航空發(fā)動(dòng)機(jī)和燃?xì)廨啓C(jī)熱端部件材料熱腐蝕機(jī)理、熱腐蝕-疲勞失效機(jī)理以及熱腐蝕-疲勞壽命預(yù)測(cè)進(jìn)行了總結(jié)和綜述，并對(duì)航空發(fā)動(dòng)機(jī)和燃?xì)廨啓C(jī)熱端部件熱腐蝕-疲勞試驗(yàn)研究和壽命評(píng)估方法的發(fā)展趨勢(shì)進(jìn)行了展望，主要有以下結(jié)論：

（1）渦輪葉片常發(fā)生高溫?zé)岣g，形成均勻厚度的熱腐蝕層，單晶高溫合金相對(duì)于鑄造與定向凝固高溫合金具有較低的腐蝕速率。在葉片表面涂敷熱障涂層能夠形成氧、硫元素向基體擴(kuò)散的屏障，起到對(duì)熱腐蝕的防護(hù)作用。渦輪盤服役溫度較葉片低，常常發(fā)生低溫?zé)岣g而形成局部點(diǎn)蝕坑，同時(shí)腐蝕也易于在點(diǎn)蝕坑內(nèi)的晶界處繼續(xù)滲透腐蝕。點(diǎn)蝕坑不僅造成高溫合金表面力學(xué)性能退化，而且進(jìn)一步影響部件的整體力學(xué)性能，具有相比普通氧化行為更為嚴(yán)重的影響。

（2）熱腐蝕可使渦輪盤、渦輪葉片高溫合金疲勞壽命顯著降低（60%～98%），疲勞壽命降低程度與載荷條件有關(guān)，載荷水平越低，熱腐蝕對(duì)疲勞壽命的影響更為明顯。熱腐蝕加速渦輪盤、渦輪葉片高溫合金疲勞裂紋萌生過(guò)程，使疲勞裂紋萌生位置由亞表面缺陷向表面熱腐蝕坑過(guò)渡，疲勞壽命的降低與腐蝕坑的大小和間距以及晶界性能的退化密切相關(guān)。噴丸強(qiáng)化對(duì)抑制熱腐蝕-疲勞破壞的效果不明顯，但涂層能較好地提高高溫合金熱腐蝕-疲勞性能。

（3）渦輪盤、渦輪葉片高溫合金熱腐蝕-疲勞壽命預(yù)測(cè)模型需要考慮溫度、載荷水平、介質(zhì)濃度等許多方面的因素，常用的疲勞壽命預(yù)測(cè)模型主要包括唯象模型、損傷力學(xué)模型和斷裂力學(xué)模型，模型預(yù)測(cè)精度在3 倍分散帶之內(nèi)。然而，所采用的熱腐蝕-疲勞壽命預(yù)測(cè)和分析方法均未考慮高溫合金的微結(jié)構(gòu)特征和熱腐蝕-疲勞失效機(jī)理。

（4）為更準(zhǔn)確表征渦輪盤、渦輪葉片高溫合金

熱腐蝕-疲勞性能，亟需發(fā)展燃?xì)?海洋環(huán)境耦合作用下的疲勞測(cè)試裝備，開展機(jī)械載荷和海洋環(huán)境耦合的低周疲勞、高周振動(dòng)疲勞以及疲勞裂紋擴(kuò)展行為和機(jī)理研究，為渦輪盤、渦輪葉片疲勞壽命/強(qiáng)度設(shè)計(jì)以及損傷容限設(shè)計(jì)提供試驗(yàn)數(shù)據(jù)支撐。在熱腐蝕-疲勞壽命預(yù)測(cè)方面，需發(fā)展基于高溫合金微結(jié)構(gòu)和熱腐蝕-疲勞失效機(jī)理的預(yù)測(cè)方法、基于數(shù)據(jù)驅(qū)動(dòng)和物理混合模型的預(yù)測(cè)方法以及考慮裂尖力、化耦合作用的熱腐蝕-疲勞裂紋擴(kuò)展模型，提高熱腐蝕-疲勞壽命預(yù)測(cè)精度，建立燃?xì)?海洋環(huán)境耦合作用下的熱端部件結(jié)構(gòu)完整性評(píng)定方法。