涡轮叶片是航空发动机最关键的热端部件之一, 其长期在复杂苛刻的环境下工作, 服役温度很高. 现代航空发动机为了获得更高的推重比和热效率, 需不断提高涡轮进口温度, 目前国外最先进第四代推重比10发动机的涡轮进口平均温度已达到了1600 ℃左右^[1]. 同时, 由于从燃烧室出来的燃气存在温度梯度, 加之涡轮叶片自身结构的复杂性, 涡轮叶片不同部位工作时的温度梯度通常较大, 即服役温度场很不均匀. 获取叶片的服役温度场可了解叶片的各部位温度分布, 对涡轮叶片的设计、检测及维修具有重要的工程应用意义.

由于涡轮叶片在高温高压环境下高速运转, 对叶身温度的直接测量难以实现. 因此, 目前对于叶片温度场的研究多采用数值模拟计算的方法^[2~5]. 但是, 由于叶片服役过程中涂层系统、气膜冷却系统及叶片内部空心结构的复杂性, 数值模拟的方法往往难以较准确地预测叶片基体合金在服役过程中所承受的温度. 同时, 由于初始边界条件的显著影响, 数值模拟的结果往往因初始边界条件的差别而呈现明显差异, 存在局限性. 因此, 亟待开发一种基于实际服役叶片实验数据的较高可信度的评估方法, 该方法在应用过程中不受涂层、冷却系统以及边界条件等因素的影响.

以往的研究表明, 航空发动机涡轮叶片在服役过程中, 由于长期处于高温高压燃气和复杂应力引起的蠕变作用下, 内部冶金组织会不可避免地发生损伤退化, 如γ’相的粗化、筏形及体积分数的下降, 碳化物的分解和转变, 晶界γ’相膜的形成, 拓扑密排相(TCP)等脆性相的析出及蠕变孔洞与裂纹等^[6~9]. 由于工况的不同, 叶片不同部位服役后组织的退化程度存在差异, 通过表征叶片服役后的微观组织可以间接推断出叶片的服役环境, 使得评估叶片服役温度场成为可能. 近年来, 上述利用服役后的退化组织推测叶片服役环境的方法开始受到一些学者的关注. Miura等^[10]对服役后单晶高温合金涡轮叶片的各部位γ’相进行了表征, 定性说明了叶片服役环境的恶劣程度. 然而, 基于显微组织的评估叶片温度及其分布的方法鲜有报道. 目前, 对于微观组织退化程度的研究缺少可靠的定量表征方法. 同时, 由于缺乏实验室下模拟近服役条件的实验作为对比, 在温度场评估过程中难以给出具体的温度数值, 定量评估方法有待开发. 尤其是在国内, 对服役涡轮叶片的研究工作多数仍然停留在叶片故障引起的失效分析上, 迫切需要开展对于组织退化行为及其应用的研究^[11~13].

本工作以目前国内航空发动机已应用的DZ125合金定向凝固高压涡轮叶片及其叶片材料作为研究对象, 研究了服役900 h后叶片中各类显微组织的退化规律, 确定了该类型叶片可量化的服役表征参量. 结合实验室叶片材料的热暴露实验, 对叶片实际服役过程中的温度场进行了定量评估.

1 实验方法

本工作以某航空发动机服役900 h的一级高压涡轮工作叶片为研究对象, 该叶片材料为DZ125定向凝固高温合金. 图1所示为DZ125合金一级涡轮叶片示意图. 其中, 叶片叶身部分截取五个截面分别标记为A-1, A-2, A-3, A-4及A-5截面, 见图1a. 每个截面主要观察进气边(leading edge)、叶盆(pressure side)、排气边(trailing edge)和叶背(suction side)4个位置, 所观察位置距离叶片外表面约为0.2 mm, 见图1b. 此外, 通常叶片榫头服役温度很低, 服役后组织基本不会退化, 因此本工作从榫头取样作为叶片服役前的原始组织进行对比.

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图1   服役900 h的DZ125合金一级涡轮叶片示意图

Fig.1   Illustration of cross sections along the blade airfoil (a) and four observed locations in each section (b) in a first stage blade made of DZ125 alloy after the service for 900 h

为了对叶片的服役温度场进行评估, 利用叶片材料DZ125合金进行实验室热暴露模拟实验. 实验室热暴露模拟实验所用DZ125合金为依次经过1180 ℃, 2 h, 继续升温; 1230 ℃, 3 h, A.C.; 1100 ℃, 4 h, A.C.; 870 ℃, 20 h, A.C.标准热处理后的直径15 mm, 长170 mm的试棒, 由中航工业集团北京航空材料研究院制备. 为了保证初始组织的均匀性, 热暴露实验样品均取自定向试棒的生长良好端, 该处组织与叶片榫头组织近似. 考虑到叶片的实际服役温度及翻修周期, 利用热处理炉将热暴露样品在900, 950, 1000, 1050和1100 ℃分别保温100, 300, 600及900 h, 随后空冷.

对DZ125叶片榫头部位、叶身5个截面的20个部位以及DZ125合金热暴露后样品进行显微组织观察与分析. 金相试样按照标准制样程序磨光和抛光后, 用H₃PO₄∶HNO₃∶H₂SO₄=3∶10∶12 (体积比)混合酸电解显示γ’相, 电压3 V, 时间4~8 s. 显示碳化物使用的侵蚀方法为用HCl∶HNO₃∶甘油=3∶1∶1(体积比)化学浸蚀, 时间6~12 s. 采用SUPRA 55场发射扫描电镜(FESEM)的背散射(BSE)模式区分枝晶间及枝晶干, 采用二次电子(SE)模式对微观组织进行观察. 对于枝晶干γ’相, 通过对叶片横截面((001)面)在2万倍下的SEM照片进行分析, 采用网格法定量表征γ’相的体积分数. 对于碳化物, 依据M₆C型及MC型碳化物在BSE模式下的不同衬度, 利用Image-pro软件计算二者各自所占的面积分数, 分别记为 $\begin{array}{c}{A}_{M_6\mathrm{C}}\end{array}$以及 $\begin{array}{c}{A}_{M\mathrm{C}}\end{array}$, 随后利用如下公式计算M₆C型碳化物的相对面积分数(R):

$\begin{array}{c}R=\frac{A_{M_6\mathrm{C}}}{A_{M\mathrm{C}}+A_{M_6\mathrm{C}}}\times 100\mathrm{\%}\end{array}$(1)

为了研究合金中不同相在不同温度下的溶解析出平衡规律, 利用PANDAT (版本2016.1)热力学计算软件对合金的平衡态相组成进行了计算, 采用了该软件提供的PanNi2016_TH数据库和PanPhaseDiagram模块, 温度区间定为400~1400 ℃.

2 实验结果

2.1 服役后叶片的微观组织退化

图2为服役900 h的DZ125合金一级高压涡轮叶片榫头部位不同区域的典型显微组织. 图2a表明, 原始状态下枝晶干处γ’相呈均匀规则立方状, 其尺寸约为493 nm, 体积分数约为67%. 图2b为原始状态下枝晶间处的典型组织形貌. 由于凝固过程中枝晶间区γ’相形成元素浓度高, 因而存在形状不规则且粗大不均匀的共晶γ’相, 尺寸大的约为6 μm, 尺寸小的约为1 μm. 该叶片采用不完全固溶热处理制度, 标准热处理后粗大的γ’相组织并未完全消除, 导致服役前枝晶间γ’相不均匀. 服役前晶界存在不连续的白色衬度碳化物, 如图2c所示. 能谱(EDS)分析结果显示, 该碳化物富Ta和Hf, 为MC型(初生MC_(I)及次生MC_(II))碳化物^[14]. 服役前枝晶间块状碳化物以白色衬度为主, 仅在边缘有极少量灰色衬度碳化物, 如图2d所示, EDS分析的结果显示白色衬度碳化物富Ta和Hf, 而灰色衬度碳化物富W和Mo, 二者分别为初生MC_(I)型碳化物及M₆C型碳化物^[14]. 原始状态下M₆C的含量较低, 经统计M₆C型碳化物的相对面积分数仅为8%左右.

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图2   服役900 h的DZ125合金叶片榫头部位不同区域的典型显微组织

Fig.2   Typical microstructures of dendritic core (a), interdendritic region (b), grain boundary (c) and carbides (d) in the shank of the blade made of DZ125 alloy after the service for 900 h

图3为服役900 h的DZ125合金叶片A-3截面叶盆部位不同区域的典型显微组织. 图3a表明, 服役后枝晶干处γ’相发生了明显粗化与溶解, 经统计其平均尺寸增大至713 nm, 体积分数下降至57%. 服役前均

匀规则立方体形γ’相在服役后向近似立方形或球形转变, 其立方度明显下降, 且相邻γ’相之间发生明显连接. 原始状态时粗大不均匀的共晶γ’相在服役后发生明显连接, 如图3b所示. 图3c显示了服役后晶界处的典型组织, 可见在晶界处形成一层“γ’相膜”, 其主要原因为MC_(I)型碳化物发生了如下转变MC+γ→M₆C+γ’. 但是, 由于原始状态下晶界碳化物的不均匀分布, 服役后晶界“γ’相膜”的厚度和分布也不均匀. 服役后枝晶间大块状MC_(I)型碳化物的典型组织形貌如图3d所示. 与晶界碳化物类似, 枝晶间块状MC_(I)型碳化物发生了转变, M₆C型碳化物在MC_(I)型碳化物周围析出, 导致M₆C型碳化物的含量有所增加, 其相对面积分数为14%左右.

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图3   服役900 h的DZ125合金叶片A-3截面叶盆部位不同区域的典型显微组织

Fig.3   Typical microstructures of dendritic core (a), interdendritic region (b), grain boundary (c) and carbides (d) in the pressure side of section A-3 in the blade made of DZ125 alloy after the service for 900 h

前述服役后叶片各类组织的对比表明: 由于原始状态下的组织不均匀性或服役后组织退化并不显著等原因, 枝晶间和晶界等部位组织及碳化物均不适宜进行定量表征以反映叶片的退化程度. 但是, 原始状态下枝晶干组织均匀, 且服役后退化演变最为显著, 对服役环境敏感. 为了全面评估叶片温度场, 本工作依据图1对服役900 h叶片叶身各部位枝晶干处组织的退化行为进行了定量表征.

2.2 叶片服役900 h后的微观组织

图4为服役900 h的DZ125叶片5个截面进气边枝晶干处的典型显微组织. 其中, 叶尖的A-1截面与叶根的A-5截面组织退化轻微, 而叶身中部A-2, A-3及A-4的3个截面γ’相的组织退化明显. A-1截面进气边处枝晶干γ’相保持均匀细小立方状, 仅立方度轻微下降且有少量γ’相发生了连接, γ’相体积分数下降至59%, 如图4a所示. 图4b为A-2截面进气边处枝晶干处组织, 原始立方状γ’相已经消失, γ’相粗化连接十分明显, 已聚集连接成不规则形状. 此外, γ’相的溶解也十分严重, 其体积分数已下降至45%左右. 图4c显示了A-3截面进气边枝晶干处组织, γ’相的聚集与粗化更加明显, 同时体积分数进一步下降至40%左右. A-4截面进气边枝晶干γ’相退化也较显著, 其体积分数下降至48%左右, 但γ’相的粗化程度与A-3截面相比略低, 如图4d所示. 而靠近叶根的A-5截面进气边处, 由于服役温度较低, γ’相基本保持原始规则立方状, 没有发生退化, 如图4e所示. 值得注意的是, 与A-1及A-5截面不同, 叶身中部A-2, A-3及A-4的3个截面进气边枝晶干处γ基体中存在冷却过程中析出的细小二次γ’相, 如图中箭头所示.

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图4   服役900 h的DZ125合金叶片5个截面的进气边枝晶干处的典型显微组织

Fig.4   Typical microstructures in the dendritic core of leading edge in sections A-1 (a), A-2 (b), A-3 (c), A-4 (d) and A-5 (e) of the blade made of DZ125 alloy after the service for 900 h

图5为服役900 h的DZ125合金叶片A-3截面排气边及叶背的枝晶干处的典型显微组织. 其中, 排气边γ’相发生连接且立方度明显下降, 但γ’相聚集连接程度比进气边稍低, 其体积分数下降至57.8%左右, 如图5a所示. 图5b为A-3截面叶背枝晶干处的典型组织, 表明叶背处组织与榫头处组织类似, γ’相保持原始规则立方状形貌, 没有发生退化.

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图5   服役900 h的DZ125合金叶片A-3截面不同部位枝晶干处的典型显微组织

Fig.5   Typical microstructures in the dendritic core of trailing edge (a) and suction side (b) in section A-3 of the blade made of DZ125 alloy after the service for 900 h

图6为服役900 h的DZ125合金叶片不同截面不同部位枝晶干处γ’相的体积分数. 该图表明, 叶片服役后, 各部位γ’相的体积分数差别较大. 其中, 在同一截面的不同部位中, γ’相体积分数由低到高依次为进气边、叶盆、排气边至叶背. 在沿叶高方向的不同截面中, A-3截面γ’相的体积分数最低, 其次是A-2及A-4截面, A-1及A-5截面γ’相的体积分数较高. 同时, 叶片γ’相体积分数下降最为严重的部位为A-3截面的进气边. 叶片不同部位服役后γ’相体积分数存在明显差别, 表明叶片不同部位服役温度存在差异.

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图6   服役900 h的DZ125合金叶片不同截面不同部位枝晶干处的γ’相体积分数

Fig.6   Volume fraction of γ’ precipitates in dendritic region at different locations of different sections in the blades made of DZ125 alloy after the service for 900 h

2.3 DZ125合金热暴露后的组织演变

DZ125合金在900~1100 ℃经不同温度热暴露后, γ’相发生了不同程度的粗化、连接及溶解. 图7a表明, 合金经900 ℃热暴露900 h后, γ’相没有发生明显退化, 仅立方度有所下降. 随着温度的升高, γ’相的退化愈加显著. 当温度升高至1050 ℃时, 900 h热暴露后γ’相的平均尺寸由原始状态的493 nm增加至1062 nm. 虽然平均尺寸有所增加, 但由于更多的γ’相发生了溶解变小甚至完全溶解, 局部区域出现“无γ’相区”, 导致其体积分数显著降低至50%左右, 如图7b所示. 图7c和d分别为DZ125合金经1100 ℃热暴露100及900 h后枝晶干处典型组织. 与1050 ℃以下热暴露的结果相比, γ’相的退化已十分严重, 仅100 h后其平均尺寸已增加至1024 nm, 体积分数已下降至40%左右; 900 h后γ’相平均尺寸增加至1377 nm, 而体积分数仍为40%左右, 表明仅100 h热暴露后枝晶干γ’相的体积分数已基本达到该温度下的热力学平衡状态. 值得注意的是, 与低于1100 ℃的热暴露结果不同, 该温度下热暴露后由于一次γ’相大量溶解导致基体过饱和度提高, 冷却过程中在γ通道内析出细小二次γ’相; 900 h热暴露后二次γ’相的数量有所增加, 如图7c和d中箭头所示.

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图7   DZ125合金叶片经不同温度不同时间热暴露后(空冷)枝晶干处的典型显微组织

Fig.7   Typical microstructures in dendritic core of DZ125 alloy after thermal exposed at 900 ℃ (a) and 1050 ℃ (b) for 900 h, and at 1100 ℃ for 100 h (c) and 900 h (d)

图8为DZ125合金经不同温度和时间热暴露后枝晶干处γ’相的体积分数. 该图表明, 合金经900~1100 ℃下热暴露100~900 h后, γ’相体积分数呈现不同的下降趋势. 热暴露温度为900 ℃时, 合金γ’相的体积分数基本保持恒定, 为67.6%左右, 表明该温度下γ’相并不会发生明显溶解. 热暴露温度高于950 ℃时, 随着温度的升高, γ’相的体积分数逐渐下降. 合金经950, 1000, 1050 及1100 ℃热暴露900 h后, γ’相的体积分数分别下降至64%, 58%, 50%及40%左右. 热暴露后合金γ’相体积分数的差异正是由于其温度区间的不同所致, 由此得到枝晶干γ’相体积分数与温度区间的对应关系. 例如, 900 h后枝晶干γ’相体积分数达到40%~50%, 50%~58%, 58%~64%, 64%~67%及67%时, 分别对应着1050~1100 ℃, 1000~1050 ℃, 950~1000 ℃, 900~950 ℃及小于900 ℃ 5个热暴露温度区间. 此外, 随着热暴露时间的延长, γ’相体积分数先下降后逐渐趋于平衡. 如上所述, 1100 ℃热暴露时, 仅100 h后γ’相体积分数已基本达到平衡状态. 需要指出的是, 与热暴露600 h相比, 950 ~1050 ℃热暴露900 h后, 合金中γ’相体积分数十分接近, 说明此时体积分数已基本趋于平稳. 因此, 认为在950~1050 ℃热暴露900 h后合金基本达到热力学相平衡状态.

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图8   叶片材料DZ125合金在900~1100 ℃不同时间热暴露后枝晶干处的γ’相体积分数

Fig.8   Volume fraction of γ’precipitates in dendritic region of DZ125 alloy after thermal exposure at different temperatures for different times

3 分析讨论

3.1 DZ125叶片服役表征参量的确定

航空发动机涡轮叶片服役时不同部位的温度状态以及由此带来的叶片组织退化历来都受到冶金工作者、发动机设计及维修人员的关注^[3,5]. 先进发动机的涡轮叶片由于叶形及冷却通道的复杂, 大多采用承温能力更高的铸造高温合金精铸成型. 与显微组织较简单的变形高温合金相比, 铸造高温合金的显微组织复杂多样且不均匀, 包括枝晶干、枝晶间和晶界处的组织、多种类型的碳化物以及可能出现的TCP相. 叶片服役后众多显微组织均会发生不同程度的演变和退化^[6~9], 极大地增加了叶片组织退化分析的难度及工作量. 同时, 有些组织由于服役前的不均匀性、服役后退化并不显著及不易量化等原因, 难以反映叶片服役后的退化程度. 因此, 本工作认为需在众多组织中筛选出具有代表性的可量化显微组织作为该种叶片的服役组织表征参量, 用于反映叶片服役后的组织退化程度并评估叶片服役温度场^[15,16]. 该表征参量应具有服役前组织均匀、对服役环境敏感、与合金性能密切相关且易于量化的特点. 选取了合适的表征参量, 仅对表征参量进行表征及量化后便可快速了解叶片整体损伤状态及各部位损伤程度差异, 从而为叶片的维修及设计提供参考依据, 同时可节约人力物力. 此外, 在叶片组织退化分析的基础上, 通过与实验室条件下叶片材料热暴露模拟结果的对比, 可对叶片的服役温度场进行定量评估.

本工作对服役900 h的DZ125叶片榫头及叶身处的枝晶干、枝晶间和晶界等部位组织及碳化物进行了全面分析, 通过对比各类组织的服役前状态及服役后的演变行为, 确定了适用于DZ125叶片的表征参量. 结果表明: (1) DZ125叶片枝晶干处γ’相服役前均匀一致, 服役后退化和演变明显, 且各部位的退化程度不同, 适合作为该叶片的表征参量. (2) DZ125叶片在制备过程中, 后凝固的枝晶间区域由于熔体中含有较多的γ’相形成元素, 因此形成了粗大不均匀的γ/γ’共晶组织. 同时, 由于合金采用了不完全固溶热处理制度, 枝晶间的这种不均匀组织并未完全消除. 虽然服役后枝晶间γ’相也发生了粗化、连接与长大, 但由于初始组织的不均匀性难以对比各个部位的组织退化程度. 因此, 本工作认为枝晶间组织不适合量化表征. (3) 服役前叶片组织中晶界处存在着不连续的块状MC型(初生MC_(I)及次生MC_(II))碳化物, 服役后在碳化物周围的晶界处形成了一层γ’相膜. 但是, 由于MC型碳化物在晶界处的含量及分布不均匀, 且分解也并不显著, 因此晶界处组织也不宜作为表征参量来评估叶片服役环境. (4) 原始状态下叶片组织枝晶间处的大块状碳化物为富Ta和Hf的初生MC_(I)型碳化物. 在镍基高温合金中, 常见MC型碳化物的稳定性由强到弱次序为: HfC, ZrC, TaC, NbC, TiC和VC^[14], DZ125合金中的富Ta和Hf的MC_(I)型碳化物较稳定. 在热暴露或服役过程中较难分解, 其转变量相对较小, 难以显示各部位组织退化程度的差异. 因此, 块状碳化物也不宜作为服役表征参量^[15~17].

在以往的多晶及单晶铸造高温合金叶片的研究中, 通常用γ’相来表征叶片各部位的损伤程度^[10,18]. 本工作的研究同样表明: 在DZ125叶片的枝晶干、枝晶间及晶界等部位组织及碳化物中, 只有枝晶干γ’相具有服役前在各部位尺寸形貌均匀一致、对服役温度和应力敏感以及可反映叶片服役温度差异的特点. 同时, γ’相是与叶片力学性能最相关的重要强化相. 因此, 本工作选取枝晶干γ’相作为该类型叶片的可量化的服役表征参量, 并尝试利用该表征参量对叶片的服役温度场进行定量评估.

3.2 γ’相体积分数与温度的关系

为了对叶片服役温度场进行评估, 首先需明确γ’相与力学性能及温度的关系. 作为镍基高温合金的最重要强化相, γ’相的强化效果主要取决于γ’相的体积分数、形貌、尺寸及分布, 其中与γ’相体积分数的关系最为密切. γ’相的体积分数影响蠕变过程中的位错与γ’相的作用机制, 进而影响合金的蠕变性能. 铸造镍基高温合金的峰值蠕变断裂寿命所对应的γ’相体积分数因合金的类型不同而存在差异, 但通常介于50%~70%之间. 低于此峰值后, 随着γ’相体积分数的下降, 合金的蠕变性能逐渐下降^[19], 可见对γ’相的体积分数的研究十分必要. 根据热力学相平衡原理, 对于固定组元的某一合金, 其平衡态相组成由温度和压力共同决定^[20]. 对于固体合金体系, 压力在通常范围的变化对相平衡的影响极小, 因此温度成为其平衡态相组成的唯一影响因素, 也就是平衡态γ’相的体积分数的决定因素. 本工作采用PANDAT热力学模拟软件计算了DZ125合金在400~1400 ℃区间内的相组成-温度平衡相图, 如图9所示. 该图进一步表明: 在恒定压力下, 温度是DZ125合金平衡态γ’相含量的决定因素. 在900~1100 ℃范围内, 随着温度的升高, 平衡态下各类型碳化物的含量变化并不明显, 但γ’相的含量急剧下降, 其摩尔分数由70%下降至50%左右, 该计算结果与本工作对DZ125合金热暴露900 h后γ’相体积分数演变的实验结果(近平衡状态)相符. 由此可见, 温度与平衡态γ’相含量之间存在明显的对应关系.

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图9   DZ125合金在400~1400 ℃范围内的相组成-温度平衡相图

Fig.9   Calculated phase equilibrium diagram of DZ125 alloy representing the amount of phases between 400 and 1400 ℃

除温度外, 时间是合金达到相平衡过程中的重要影响因素, 即影响着合金的相平衡动力学过程. 依据经典金属学原理, 铸造高温合金在高温下长时保温, 实际上是合金在该温度下由亚稳态向热力学平衡态过渡的过程. 在恒定热暴露温度下, 这一过程中γ’相体积分数(F_v)与时间(t)的关系通常用Johnson-Mehl-Avrami-Kolmogorov (JMAK)渐进方程^[21]来描述:

$\begin{array}{c}{F}_{\mathrm{v}}=F_{\mathrm{vlim}}+F_1\exp \left(\frac{-t^n}{t_1}\right)\end{array}$(2)

式中, F_vlim为该温度下平衡状态时γ’相的体积分数, F₁为t=0时γ’相体积分数与平衡态时γ’相体积分数的差值, t₁为到达平衡态的特征时间, n为与材料和温度相关的常数. 式(2)表明, 在恒定温度下热暴露时γ’相体积分数会逐渐发生改变, 逐渐趋近或到达热力学平衡状态. 过去的研究表明, 铸造高温合金在高温下热暴露时, 随着热暴露温度的升高, 平衡态γ’相的体积分数也越低. Roebuck等^[22]利用热力学计算、电阻率测定及实际测量3种不同方法证明CMSX-4及AM1合金在不同温度下热暴露后γ’相体积分数不同; 热暴露温度越高, 其γ’相体积分数越低. 刘程鹏等^[23]研究了Ni-Al二元镍基合金热暴露实验后γ’相体积分数的变化, 通过相图证明了合金在不同温度下对应着不同的平衡状态; 温度越高, 该温度下对应的γ’相体积分数越低.

本工作中, DZ125合金的热暴露结果与上述规律相符合. 900 ℃热暴露至900 h时, 合金γ’相体积分数无明显变化; 而在1100 ℃热暴露时仅100 h合金就基本达到平衡态. 当合金在950, 1000及1050 ℃热暴露时, 随着时间的延长, γ’相体积分数逐渐降低, 且其下降速度逐渐减缓, 900 h后可近似认为合金基本达到了该温度下的平衡状态, 由此得到合金在900~1100 ℃下近平衡态时γ’相的体积分数.

需要指出的是, 叶片在服役过程中, 除了受到高温作用, 还会受到离心载荷、气动载荷和振动载荷引起的应力作用. 其中, 由高速旋转带来的离心应力通常是叶片的最主要应力, 因此还需考虑应力对γ’相的影响. 以往的研究表明: 应力会对γ’相的形貌产生明显影响^[24,25], 对于负错配度的合金, 拉应力会导致γ’相形成N型筏排组织; 随着筏排的加剧, γ’相逐渐形成片状筏排组织. 同时, 高温下引入应力会加速合金中γ’相的体积分数到达平衡状态, 但不会对热力学平衡态时作为定值的γ’相的体积分数产生明显影响. 例如, Giraud等^[21]研究了应力对CMSX-4镍基单晶高温合金高温下的γ’相溶解行为的影响, 其结果表明在1200 ℃有应力作用时合金到达平衡态的时间比1200 ℃无应力作用时有所缩短, 但最终到达平衡态时二者的γ’相体积分数相同.

本工作通过研究认为, 在叶片服役过程中, 叶片合金材料的相组成逐步由亚稳态向平衡态过渡. 温度是γ’相体积分数的最主要影响因素, 同时也是平衡态下γ’相体积分数的决定因素, 而应力会加速热力学平衡态的进程或表观上影响不大.

3.3 叶片服役温度场的评估

如前所述, 有关涡轮叶片的服役温度的预测与评估的研究, 目前多为模拟计算的方法. 基于退化组织的研究仍十分有限, 仅有的报道也为定性分析. 例如, Miura等^[10,18]对某航空发动机涡轮叶片进行解剖分析, 依据γ’相的形貌对退化组织进行分类, 认为叶片中部和叶尖的进气边以及叶盆处的服役环境最为恶劣, 但没有对叶片各部位的具体服役温度进行定量评估. 本工作通过实验室合金热暴露实验, 确定了温度和时间与枝晶干γ’相的体积分数之间的对应关系; 利用该关系可对叶片各部位实际服役温度进行定量评估.

若要利用实验室恒温热暴露实验对叶片的服役温度进行评估, 必须结合叶片的实际服役情况, 在一定的假设基础上进行. 首先, 假设叶片的温度在其整个服役过程中是恒定不变的, 由于枝晶干γ’ 相体积分数主要受服役温度的影响, 当叶片材料DZ125合金经过与叶片服役时间等长的热暴露后具有与叶片相同的γ’相体积分数时, 其所对应的热暴露温度在本工作中被定义为叶片的等效平均服役温度(T_ave). 依据DZ125合金热暴露实验结果中900 h的γ’相体积分数与温度的对应关系(图8), 对服役900 h叶片各部位的T_ave进行评估, 所得结果如表1所示. 依据表1绘制服役900 h叶片的T_ave分布图, 如图10所示. 该图表明, 沿叶高方向, 服役温度场分布呈现叶身中部高, 向叶尖和叶根逐渐降低的趋势. 对于同一截面的不同部位, 服役温度呈现由进气边、叶盆、排气边到叶背逐渐降低的趋势. 上述结果与叶片表面的燃气流动方向相符^[25]. 其中, 服役温度最高的区域为叶身中部的进气边, 该部位T_ave为1050~1100 ℃.

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图10   服役900 h的DZ125合金叶片T_ave的分布

Fig.10   Distribution of T_ave of the blade made of DZ125 alloy after the service for 900 h

需要指出的是, 飞机在服役过程中, 航空发动机经历停车、慢车、巡航、中间和最大状态等5种状态, 每种状态对应的涡轮进口温度及叶片转速均不相同, 叶片的服役温度也发生相应的变化, 即叶片在整个服役过程中的服役温度并非是恒定的. 不仅如此, 由于高低温的较大差异, 在飞机的起飞和爬升等阶段所对应的发动机中间或最大工作状态所占的服役时间虽然不超过总服役时间的20%, 但由于此时涡轮叶片的温度较高且受力较大, 所造成的组织及寿命损伤却占其总损伤的85%以上. 因此, 当叶片材料DZ125合金经过与叶片服役时间20%等长的热暴露后具有与叶片相同的γ’相体积分数时, 其所对应的热暴露温度在本工作中被定义为叶片的等效最高服役温度(T_max). 依据图8中DZ125合金300 h (占总时长33%)热暴露实验后γ’相体积分数与温度的对应关系, 对服役900 h后叶片各部位的T_max进行评估, 所得结果如表2所示. 结果表明, 叶片的T_max与T_ave的评估结果趋势相符, 服役温度最高的区域仍为叶身中部的进气边, 其T_max为1050~1100 ℃. 此外, 值得注意的是, 叶片部分部位的T_max评估结果比T_ave评估结果高50~100 ℃, 如A-1及A-2截面的叶盆处. 由于实际服役过程中叶片的状态与T_max的描述更为接近, 本工作认为T_max的评估结果更为合理, 接近实际服役过程中发动机最大或中间工作状态时所对应的叶片温度.

涡轮叶片温度分布是叶片叶形及冷却结构设计的重要基础, 同时也是叶片维修检测的重要依据. 本工作在前人研究的基础上提出了一种基于显微组织演变的定向凝固DZ125合金涡轮叶片服役温度的实验评估方法, 实现了对叶片服役温度的量化评估. 由于选取了具有代表性的表征参量, 工程应用上相对较方便和经济. 同时, 与数值模拟计算方法相比, 该方法对叶片基体组织进行表征及量化, 无需考虑边界条件、叶片涂层及气膜冷却效果的影响, 能够直接并更为准确地评估叶片基体温度.

4 结论

(1) DZ125合金叶片在服役后, 各类型组织发生了不同程度的退化与演变, 包括γ’相的粗化、连接和溶解、晶界γ’相膜的增厚以及碳化物的分解. 其中, 枝晶干γ’相具有服役前组织均匀、服役后退化特征显著且易于量化的特点, 因此确定了枝晶干γ’相的体积分数作为该类型叶片的可量化表征参量.

(2) DZ125合金在900~1100 ℃范围内长时热暴露后γ’相发生不同程度的溶解. 900 ℃热暴露时γ’相体积分数基本保持恒定, 950~1100 ℃热暴露时γ’相体积分数先下降后逐渐趋于平稳. 热暴露900 h后, γ’相体积分数由原始状态的67%降低至950 ℃下的64%, 1000 ℃下的58%, 1050 ℃下的49%以及1100 ℃下的40%, 接近或达到相应温度的热力学平衡状态, 由此建立了温度与γ’相体积分数的量化对应关系.

(3) 为了便于对叶片的服役温度进行评估, 通过假设叶片服役温度恒定以及考虑叶片实际服役情况, 分别定义了叶片的等效平均服役温度(T_ave)及等效最高服役温度(T_max). 评估结果显示二者在叶身不同部位呈现了相似的规律, 但部分部位的T_max高于T_ave. 由于T_max的描述更为接近叶片实际服役情况, 因此其评估结果更为合理.

(4) 服役900 h的DZ125叶片叶身中部服役温度最高, 由中部向叶尖和叶根的服役温度逐渐降低. 对于同一截面的不同部位, 服役温度呈现由进气边、叶盆、排气边到叶背逐渐降低的规律. 该叶片服役温度最高的部位为叶身中部的进气边, 其等效最高服役温度为1050~1100 ℃.

感谢西安航空发动机集团田飞研究员在涡轮叶片相关知识上的帮助; 感谢北京科技大学新金属材料国家重点实验室何建平老师在扫描电镜上的帮助. 陈亚东等: 基于微观组织演变的DZ125定向凝固高压涡轮叶片服役温度场的评估方法研究

The authors have declared that no competing interests exist.