GH4033涡轮叶片服役1600h后的显微组织及力学性能评价

付　超，冯　微，童锦艳，郑运荣，冯　强

(1 北京科技大学 新金属材料国家重点实验室，北京 100083；2 北京航空材料研究院 熔铸中心，北京 100095)



GH4033涡轮叶片服役1600h后的显微组织及力学性能评价

付超1，冯微2，童锦艳1，郑运荣1，冯强1

(1 北京科技大学 新金属材料国家重点实验室，北京 100083；2 北京航空材料研究院 熔铸中心，北京 100095)

航空发动机涡轮叶片服役过程中将产生组织退化和性能降低，从而威胁其服役安全。已有研究中，对长时服役后的叶片组织退化和性能损伤的评价研究较少。本研究对服役1600h后的GH4033合金二级涡轮叶片进行金相解剖分析和物理化学相分析；同时观察并量化表征该二级涡轮叶片各部位晶粒组织，γ+γ′基体组织和晶界碳化物，测量不同部位的维氏硬度和持久性能，分析其组织退化与性能损伤规律。结果表明：服役后叶片各部位组织退化及性能损伤程度不明显，根据γ′ 相的量化表征结果推断该叶片最高服役温度应不高于700℃。叶身各部位持久性能及维氏硬度与榫头部位相当，均符合航空工业标准HB/Z 91—1985要求，因而判断该叶片仍可以继续使用。研究结果对低γ′相体积分数的变形高温合金航空发动机涡轮叶片的服役安全评价具有指导意义。

GH4033合金；涡轮叶片；服役评价；显微组织；持久性能

涡轮叶片是飞机发动机最重要的部件之一，长时间处于不均匀高温条件下服役，同时承受复杂的机械载荷，气动载荷和热载荷的联合作用[1]。在正常服役情况下，叶片损伤主要由蠕变过程产生，涡轮叶片材料通常采用镍基高温合金[2]，因此其蠕变持久性能就显得尤其重要。镍基高温合金的持久蠕变性能与晶粒度，γ′ 相，晶界碳化物，TCP相等组织形貌密切相关[3,4]。目前，我国燃气轮机涡轮叶片的失效多属于非正常失效，如超温服役导致的叶片失效等[5,6]；因此提高设计和制造水平是短期内解决叶片失效的关键手段。从长期来看，正常服役状态下发生的组织性能损伤将成为涡轮叶片寿命的主要限制因素[4]。在正常服役过程中，合金会发生组织退化，从而降低叶片服役性能。此前大量研究工作集中在实验室条件下对叶片用高温合金材料在高温长时热暴露后的组织和性能演变，对实际长时服役后叶片的组织和性能研究较少，而服役后叶片材料组织和性能的量化表征对航空发动机的寿命预测和延寿具有更重要的指导意义。

研究对象为经1600h服役后的某航空发动机GH4033合金二级涡轮叶片，GH4033合金被广泛用于正常服役温度在700 ℃以内的涡轮叶片[7]。前人对类似合金的研究主要集中于微合金化，热加工工艺，热处理制度和长时组织稳定性的探讨，并分析不同组织特征对其力学性能的影响[8,9]。

本研究对服役叶片不同截面的显微组织进行检查，对叶片不同部位的室温硬度和持久性能进行研究，对比服役前后合金显微组织及力学性能的变化；根据航空工业标准HB/Z 91—1985《航空用高温合金涡轮叶片模锻件》[10]对1600h服役后的GH4033合金组织和性能损伤程度进行评价。随后根据课题组前期工作，通过组织演变规律，推测该二级涡轮叶片实际服役温度[11]。

1　实验材料与方法

本研究以某航空发动机累计飞行1600h后的二级涡轮叶片为研究对象，该叶片材料为GH4033变形镍基高温合金。其主要化学成分(结果列于表1)和合金相组成的分析样品取自榫头部位，委托钢研纳克检测技术有限公司测定。

表1　GH4033合金的主要化学成分(质量分数/%)

图1所示为服役叶片解剖示意图。其中，叶片叶身部分截取4个横截面分别标记为Ⅰ，Ⅱ，Ⅲ，Ⅳ，见图1(a)；每个横截面主要观察和测试位置为进气边(L)，中间部位(M)和排气边(T)，见图1(b)。此外，叶片叶身沿纵向分为3部分，分别标记为A，B，C，如图1(a)所示。

图1　服役1600h后的GH4033合金二级涡轮叶片示意图(a)沿叶高方向切样的位置；(b)叶身横截面组织观察部位Fig.1　Illustration of the locations in the 2nd stage blade made of GH4033 alloy after service for 1600h(a)locations of sectioning specimens along the blade height direction;(b)locations of microstructural investigation for each cross section

本工作对服役叶片叶身12个位置及榫头部位进行硬度测试，针对本研究的试样特点，硬度测试选择3kg的小负荷维氏硬度压头，硬度值为6次硬度测量值的平均值。从叶片叶身A，B和C 3部分的进气边和榫头分别切取板状持久试样(图2)用于高温持久测试，实验采用RDJ-50机械持久试验机进行，实验条件为700℃/430MPa。

图2　板状持久试样示意图(单位：mm)Fig.2　The sketch of the plate-type specimen for stress rupture sample(unit：mm)

对服役叶片叶身4个截面中12个位置及榫头部位进行显微组织观察与分析。金相试样按标准制样程序进行磨光和抛光后用10%(体积分数)草酸水溶液电解显示晶界；用H3PO4∶HNO3∶HCl=3∶10∶12(体积)混合酸溶液电解显示γ′相和晶界碳化物，电压为3～4V，时间为3～5s。组织观察用4XC型光学显微镜和SUPRA 55型场发射扫描电子显微镜；分别通过Inlens和二次电子(Secondary Electron，SE)两种成像模式进行观察。扫描电子显微镜附带的X射线能谱仪(Energy Dispersive Spectrometer，EDS)用于成分分析。平均晶粒尺寸和晶粒度按国标GB/T6394—2002《金属平均晶粒度测定方法》进行测量和评级[12]，取自5个不同视场中100个以上晶粒尺寸的平均值。γ′相平均尺寸和体积分数的测定在高分辨扫描电镜照片上用IPP软件完成，γ′相颗粒统计的样本容量为200～300。

2　实验结果

2.1宏观检查

本研究对服役近1600h后的GH4033二级涡轮叶片进行宏观检查，目视检查结果表明：经长时服役后，叶片叶盆和叶背的表面光亮，有金属光泽，叶身中部颜色呈蓝绿色，叶根部呈砖红色，表明叶片表面有氧化膜。另外，叶片未发生明显径向伸长，扭转等变形；未见烧蚀，掉块等损伤。荧光渗透检查发现：服役叶片在紫外灯下未形成明亮，黄绿色的线状，孔状等可见缺陷。

2.2榫头部位显微组织

本研究以服役叶片榫头部位作为原始组织，对其进行显微组织观察。图3(a) 服役1600h后GH4033合金二级叶片榫头部位的金相组织，显示其为等轴晶组织，部分晶粒内部存在少量孪晶；平均晶粒尺寸为269μm，晶粒度等级为I级。其中，还存在细晶带，细晶带平均晶粒尺寸为53μm，占基体面积百分比为3.9%。根据GB/T 14999.4—1994 《高温合金显微组织实验法》[13]中对GH4033合金细晶带级别的表示方法，当叶片的细晶带部位体积分数小于10%，平均晶粒尺寸位于47.6～56.6μm之间，其故细晶带评级为I-5.5级。图3(b)为SEM照片，显示了榫头部位基体组织中γ′相的形貌，为弥散分布的细小均匀球状颗粒，其平均尺寸为26nm，体积分数为13.8%。图3(c) 为SEM照片，表现了叶片榫头部位晶界碳化物形貌。其碳化物主要有两种类型：黑色箭头所示细小的链状碳化物，大量分布于晶界上，经EDS分析应为富Cr的碳化物；白色箭头所示数量较少大块状的碳化物，主要分布于晶内，也有少量分布于晶界，经EDS分析应为富Ti的碳化物碳氮化物。服役叶片榫头部位的晶粒度与γ′相尺寸及体积分数列于表2。

图3　服役1600h后GH4033合金二级叶片榫头部位的显微组织(a)晶粒组织；(b)γ+γ′相基体；(c)晶界碳化物Fig.3　Microstructures of the shank in the 2nd stage blade made of GH4033 alloy after service for 1600h(a)grain microstructure；(b)γ+γ′ matrix；(c)GB carbides

Grainsize/μmGradeSizeofγ'precipitate/nmVolumefractionofγ'phase/%269±231.025.5±3.813.8

为了进一步研究服役叶片的相组成，取叶片榫头部位进行物理化学相分析，其结果列于表3：包括γ′相，Cr7C3，Cr23C6和MC型碳化物。其中，γ′相质量分数为12.87%，MC型碳化物质量分数为0.04%，Cr7C3和Cr23C6型碳化物共占0.44%，进一步证实榫头部位的金相分析结果。

表3　服役1600h后GH4033合金二级涡轮叶片榫头部位化学相分析结果

2.3叶身部位显微组织

本研究对服役1600h后的GH4033合金二级涡轮叶片叶身Ⅰ-Ⅳ截面进气边，中间部位及排气边共12个位置的显微组织进行了表征，包括晶粒组织，基体组织中的γ′相和晶界碳化物。

2.3.1晶粒组织

图4为服役1600h后 GH4033合金二级涡轮叶片Ⅱ截面中间部位金相组织，显示为等轴晶组织；部分晶粒内部存在少量孪晶，晶粒大小无明显差别，未发现类似榫头部位的细晶带区域。其余11个位置晶粒组织均与Ⅱ截面中间部位近似，为晶粒大小均匀的等轴晶组织。表4所示为叶片叶身Ⅰ-Ⅳ截面进气边，中间部位，排气边共12个位置的晶粒尺寸和晶粒度观测结果。其中，叶身部位的晶粒尺寸分布在221～265μm范围内，略小于榫头部位的269μm。根据国标GB/T6394—2002《金属平均晶粒度测定方法》[12]，得出叶身Ⅰ～Ⅳ截面晶粒度等级均在1.0～1.5之间。

图4　服役1600h后 GH4033合金二级涡轮叶片II截面中间部位金相组织Fig.4　Metallographic microstructure of location M and section II in the 2nd stage blade made of GH4033 alloy after service for 1600h

SectionGrainsize/μmLMTGradeⅠ242±32250±19227±251.0-1.5Ⅱ235±25244±16233±331.0-1.5Ⅲ221±21247±25253±201.0-1.5Ⅳ265±15240±16228±131.0-1.5

2.3.2γ′相

图5(a)～(c)分别为服役1600h后GH4033合金二级涡轮叶片Ⅰ截面进气边，中间部位和排气边基体组织中γ′相形貌，均为球形颗粒。其中，中间部位的γ′相尺寸略小于进气边和排气边。其余9个位置基体组织中γ′相形貌均与Ⅰ截面相似，为球形颗粒，且中间部位的γ′相尺寸略小于进气边和排气边。表5所示为叶片叶身各部位γ′相颗粒平均尺寸和体积分数。研究结果表明：叶身不同部位的γ′相尺寸差别不大，在31.8～36.9nm之间；同一截面上，进气边和排气边γ′相尺寸较大而中间位置γ′相尺寸较小；此外，靠近叶尖的γ′相尺寸略大于其他截面。需要指出的是，叶身所有部位γ′相尺寸均明显大于榫头部位γ′相尺寸(25.5nm)。叶身不同部位的γ′相体积分数在12.1%～15.9%范围之间，与榫头部位的γ′相体积分数(13.8%)近似。

图5　服役1600h后GH4033合金二级涡轮叶片Ⅰ截面各部位基体组织中γ′相形貌(a)L位置；(b)M位置；(c)T位置Fig.5　Morphologies of γ′ phase of various locations of sectionⅠin the 2nd stage blade made of GH4033 alloy after service for 1600h(a)location L;(b)location M;(c)location T

SectionLocationLMTSize/nmVolumefraction/%Size/nmVolumefraction/%Size/nmVolumefraction/%Ⅰ36.9±6.414.033.1±2.514.335.7±5.113.6Ⅱ34.4±6.412.731.8±2.512.635.7±3.812.9Ⅲ33.1±3.815.931.8±2.515.334.4±5.113.1Ⅳ34.4±3.812.130.6±5.112.935.7±5.113.4

2.3.3晶界碳化物

服役叶片叶身不同部位的晶界碳化物主要是Cr23C6，偶尔也分布着尺寸较大的Cr7C3和MC型碳化物。同一截面不同部位的晶界碳化物分布状态相似，但是不同截面上的晶界碳化物形貌存在差异，图6对比了Ⅰ截面和Ⅳ截面中进气边和排气边晶界碳化物形貌。Ⅰ截面上无论进气边和排气边，Cr23C6型碳化物有粗化倾向，形成较粗且更平直的形貌，如图6(a)所示；而Ⅳ截面上晶界Cr23C6型碳化物相对较细，大多呈不连续分布，晶界多呈弯曲状，如图6(b)所示；与图4(c)所示的榫头部位晶界碳化物形貌近似。

图6　服役1600h后GH4033合金二级涡轮叶片各部位晶界碳化物形貌1-进气边；2-排气边(a)I截面；(b)IV截面Fig.6　Morphologies of grain boundary carbides at various locations in the 2nd stage blade made of GH4033 alloy after service for 1600h　1-leading side;2-trailing side(a)section I;(b)section IV

2.4涡轮叶片硬度和持久性能

为了考察服役后叶片组织演变对叶片力学性能的影响，对包括榫头在内的服役1600h后叶片不同部位的显微硬度和700℃/430MPa条件下的持久性能进行测试，结果列于表6和表7中。表6表明，榫头部位的维氏硬度为324HV，而叶片叶身的维氏硬度在320～351HV之间，与榫头部位相近。表7表明，榫头部位持久寿命为143h，而叶身进气边的持久寿命分别为138，137，124h，与榫头部位在同一水平。

表6　服役1600h后GH4033合金二级涡轮叶片各部位维氏硬度(HV)

表7　服役1600 h后GH4033合金二级涡轮叶片各部位持久寿命及断后伸长率

3　分析与讨论

航空发动机涡轮叶片长时服役后的组织演变以及由此引起的力学性能降低历来被冶金工作者、发动机设计及维护人员所重视，并且发表了相关文章[14,15]。但是，已发表的文献中[11,16]，实验室模拟条件下的研究工作较多，实际服役后的数据较少；同时对显微组织演变的研究明显多于对力学性能的研究，更是鲜有关于服役后显微组织演变对力学性能影响的有关报道。本研究对真实服役后的叶片显微组织和力学性能进行了研究；对比目前已有报道，对叶片长时服役后的叶片组织退化及性能损伤进行分析和评价。

通常认为，航空发动机涡轮叶片的服役温度沿叶根至叶尖方向升高，进气边温度则略高于排气边温度，应力分布趋势则相反[14]。Persson等对Mar-M247合金叶片的研究表明：涡轮叶片的服役组织退化首先发生于叶身中部排气边，随着服役时间延长，组织退化逐渐向周围扩展，同时叶身中部排气边的服役组织进一步退化[4]。但是，Miura等对服役叶片的研究结果则显示：叶尖处的组织退化更加严重[15]。变形镍基高温合金涡轮叶片在服役过程中，服役温度超过其晶界碳化物溶解温度会引起晶粒的长大，而γ′相的退化方式主要表现为粗化长大。通常认为γ′相体积分数少于33%的镍基高温合金，γ′相的长大及形貌受温度影响较为明显，而所受应力状态对其无显著影响[17]。

涡轮叶片服役过程中的变形主要由蠕变，疲劳及两者交互作用而引起，因此通常要求叶片用具有良好的蠕变持久性能的高温合金制造[18]。航空工业标准HB/Z 91—1985《航空用高温合金涡轮叶片模锻件》中对出厂状态的GH4033合金涡轮叶片规定：经过最终热处理供应的锻件合金，在700℃/430MPa下的持久寿命不低于60h[10]。镍基高温合金的蠕变持久性能与晶粒尺寸，γ′相，晶界碳化物等组织形貌特征密切相关[2,3]。姚志浩等对GH864合金的研究也验证了以上结论[19]。同时γ′相与位错的交互作用是高温合金强化的本质，γ′相的大小，间距，数量及分布直接影响其强化效果[18]。谭毅等对Inconel 740合金的研究认为，细小弥散分布的γ′相能提高合金的维氏硬度[20]。一般认为，γ′相体积分数低时，为了得到较好的力学性能，最合适的尺寸范围为10～50nm。当晶界碳化物呈细小弥散分布时合金具有良好的蠕变性能，这是由于细小弥散的晶界碳化物能有效阻碍晶界滑动，增加蠕变抗力[21]。

本研究对叶片叶身12个不同位置的晶粒尺寸，基体组织中γ′相尺寸及体积分数以及晶界碳化物形貌等显微组织特征进行表征和统计，并对服役叶片叶身同一截面不同位置和不同截面的组织退化进行评价。研究表明：经过1600h服役后，叶片榫头部位平均晶粒尺寸为269μm，叶身各部位晶粒平均尺寸在221～265μm范围内，比榫头部位略小，见表3和表4。榫头部位γ′相尺寸为25.5nm，体积分数为13.8%(表3)；叶身部位γ′相发生长大，排气边和进气边尺寸大于中间部位，达到34.4～36.9nm；叶身各部位γ′相体积分数则没有显著差别，平均体积分数在12.1%～15.9%之间，且均呈球形颗粒弥散分布于基体，如表5和图5所示。榫头部位晶界碳化物呈细小不连续与半连续状并存分布，叶身部位的晶界碳化物形貌与榫头部位相似；Ⅰ截面晶界碳化物具有粗化倾向，碳化物形貌更为平直；其他截面晶界碳化物呈细小不连续与半连续状并存分布，未发现晶界碳化物明显粗化或呈连续地膜状分布；如图3(c)和图6所示。因此，本研究认为：该叶片经1600h服役后，显微组织退化情况并不严重。本研究对服役叶片的持久性能和维氏硬度进行测试。结果表明：服役1600h后叶片从叶尖至叶根方向进气边3个部位700℃/430MPa下的持久寿命为124～138h，榫头部位为143h，见表7；叶片叶身维氏硬度介于320～351HV之间，榫头部位为324HV，如表6所示。因此，本研究认为：服役后叶片持久性能和维氏硬度均无明显降低，与显微组织退化情况相当。

通过显微组织退化情况，可以推断此叶片服役温度。在本课题组前期工作中，对GH4033合金进行了长时热暴露模拟实验，并且得出热暴露时间与γ′相长大的关系满足L-S-W熟化理论。且满足以下关系[11]：

本研究结果表明，此叶片经1600h服役后，叶身γ′相尺寸为31.8～36.9nm，榫头叶身γ′相尺寸为25.5nm。根据上述公式，假定叶片的服役温度分别恒定为650℃和700℃，经1600h服役后，叶片基体组织中的γ′相尺寸将长大为31.1nm和73.8nm；因此，该服役叶片叶身服役温度介于650℃至700℃之间。根据基体组织中γ′相尺寸的分布规律可知，服役叶片叶身Ⅰ，Ⅱ截面服役温度高于其他截面；服役叶片叶身中间部位服役温度约为650℃，进气边和排气边服役温度高于中间部位。但是，叶片在实际服役过程，处于变温服役状态。假设叶片的最高服役温度为700℃，其余时间服役温度为650℃。根据叶片叶身γ′相的尺寸范围(31.8～36.9nm)及上述公式，可推导出进气边叶尖部位700℃条件下服役时间约占5.4%，而中间部位Ⅱ，Ⅲ截面700℃条件下服役时间仅占0.6%。因此，可初步得出结论，该叶片服役温度应低于700℃。

综上所述，经过1600h服役后，叶片晶粒组织，基体组织中γ′相及晶界碳化物均无明显退化。本研究认为该叶片经1600h服役后显微组织退化不明显。服役后叶片叶身进气边700℃/430MPa持久寿命与原始组织近似；均显著大于航标HB/Z 91—1985《航空用高温合金涡轮叶片模锻件》要求的60h[10]；同时，叶片叶身各部位维氏硬度与榫头近似。GH4033合金被广泛用于制备服役温度在700℃以内的涡轮叶片[6]；该叶片服役过程中，服役温度符合GH4033合金设计使用温度。因此，本研究初步判定该叶片经1600h服役后，仍可继续使用。

4　结论

(1)该服役叶片叶身表面及内部无裂纹，空洞以及夹杂等宏观缺陷。叶片叶身各部位显微组织形貌与榫头相比：晶粒没有长大；叶片叶身基体组织中γ′相体积分数无明显变化，γ′相尺寸发生长大，且进气边和排气边比中间部位稍大；晶界碳化物沿叶身纵向存在较小差别。

(2)叶片各部位硬度差别较小，在320～351HV范围，与榫头部位324HV相近。从叶尖至叶根方向进气边3个部位在700℃/430MPa下的持久寿命为124～138h，与榫头部位143h相近。

(3)根据GH4033合金γ′相尺寸-温度-时间关系推导该叶片叶尖部位服役温度最高，其余部位略低，但叶片整体服役温度应低于700℃。

(4)该服役叶片显微组织和力学性能均未发生明显退化，且700℃/430MPa条件下的持久寿命显著大于航标HB/Z 91—1985《航空用高温合金涡轮叶片模锻件》要求的60h，说明该叶片在服役1600h以后仍可继续使用。

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Evaluation of Microstructure and Property of a Turbine Blade Made of GH4033 Alloy After Service for 1600h

FU Chao1，FENG Wei2，TONG Jin-yan1，ZHENG Yun-rong1，FENG Qiang1

(1 State Key Laboratory for Advanced Metals and Materials,University of Science and Technology Beijing,Beijing 100083,China；2 Melting and Casting Center, Beijing Institute of Aeronautical Materials,Beijing 100095,China)

The microstructure and property degradation of turbine blades in aircraft engines during service would finally pose threat to service safety. But report on systematic research work about microstructure and property degradation of serviced turbine blades is limited. In this paper, the 2ndstage turbine blade made of wrought Ni-based superalloy GH4033 was taken from an aircraft engine and investigated by metallographic analysis and physical and chemical phase analysis after service exposure for about 1600 engine operating hours (EOH). Microstructural features including grain microstructure, γ+γ′ matrix and grain boundary (GB) carbides in different locations of the serviced blade were observed and quantitatively characterized. Vickers hardness and stress rupture tests were also conducted. The microstructure characterization indicates that the degradation in grain size, γ′ precipitates and GB carbides is rarely observed in the airfoil. The service temperature is estimated to be lower than 700℃ based on the coarsen of γ′ phase. The Vickers hardness and rupture lives of different locations in this blade are similar to those in the shank and met the requirement of Chinese Aeronautical Industry Standard HB/Z 91-1985. Therefore, it is suggested that the service exposure of this blade can be continuously prolonged. This study would be helpful for the evaluation of turbine blade made of wrought superalloys containing low volume fraction of γ′ precipitates.

GH4033 alloy；turbine blade；service evaluation；microstructure；stress rupture property

冯强(1969-)，男，教授，主要从事高温结构材料相关研究工作，联系地址：北京市海淀区学院路30号北京科技大学新金属材料国家重点实验室(100083)，E-mail: qfeng@skl.ustb.edu.cn

10.11868/j.issn.1001-4381.2016.06.013

TG132.3+2

A

1001-4381(2016)06-0084-08

国家高技术研究发展计划(863计划)(2012AA03A513)；教育部支撑计划(625010337)

2015-09-02;

2016-03-07