发动机喷管扩张密封片裂纹失效机理研究

王 全，佟文伟，李 青，刘明坤，李艳明

(中国航发沈阳发动机研究所，沈阳 110015)

0 引言

推力技术能够大大提高战斗机的综合性能，因此尾喷管是航空发动机的关键部件之一，它是实现高敏捷性和短距起降的关键，直接影响发动机工作的稳定性和可靠性[1-3]。密封片是尾喷管构件单元体中的重要零件，与调节片、连接件、短杆等共同控制尾喷管的收放运动，若发生失效故障，将会对发动机的整体性能、寿命及可靠性产生严重的影响[4-5]。

航空发动机工作过程中，检查发现扩张密封片出现裂纹故障，严重影响了该型发动机的安全使用。扩张密封片采用JG4246A高温合金铸造加工，为了降低流道面的工作温度，在流道面喷涂了Y2O3·ZrO2热障涂层。本研究对扩张密封片失效件进行宏观和微观分析，判定主要失效模式，研究失效机理，并提出相应的改进建议。

1 试验过程与结果

1.1 宏观观察

故障扩张密封片局部宏观图像如图1所示，流道面喷涂热障涂层，在底板同一侧存在2条裂纹(图1中裂纹A、B)。非流道面颜色正常，未见明显宏观氧化变色现象。观察扩张密封片的侧面，可见其底板不平直，存在宏观的塑性变形。密封片与调节片等部件连接配合部位均未见明显磨损。

放大观察裂纹区域，裂纹形貌如图2所示。可见A、B裂纹均贯穿底板两侧表面，扩展路径均较曲折，A裂纹扩展长度约为45 mm，B裂纹扩展长度约为13.5 mm。A裂纹底板边缘区域热障涂层存在剥落，剥落面积约为85.5 mm2。

图1 故障扩张密封片宏观图像 Fig.1 Macroscopic appearance of the fault expasion seal sheet

图2 裂纹宏观形貌 Fig.2 Macroscopic appearance of cracks

1.2 断口分析

将A裂纹打开，断口宏观图像如图3所示。断口呈灰绿色，与人为打开区域颜色(呈银白色)存在明显不同；断口表面较粗糙，可见宏观沿枝晶开裂特征，且可见疲劳弧线形貌特征。

在扫描电镜下观察，A裂纹断口微观形貌如图4所示。断口大部分区域均为沿枝晶断裂特征，小部分区域存在疏松(图4a)。断口绝大部分表面被致密的氧化层所覆盖，无法观察到原始形貌(图4b)。进一步放大观察，在氧化层覆盖较轻区域隐约可见疲劳条带形貌(图4c)，表明A裂纹断口性质为疲劳断裂。根据疲劳条带汇聚的方向判断，疲劳起源于流道面，呈多源特征，由流道面向非流道面扩展。源区未见明显的冶金缺陷。人为打开区断口为准解理+韧窝形貌特征[6](图4d)。裂纹源区附近流道面表面形貌如图5所示，未见明显机械加工痕迹。

B裂纹与A裂纹断口宏、微观形貌特征基本相同，可知2条裂纹性质均为起始于流道面的多源疲劳裂纹。

1.3 材质分析

对故障扩张密封片基体进行能谱分析，其主要合金元素及其含量与JG4246A合金的成分基本相符。

对故障扩张密封片远离裂纹基体以及裂纹附近区域进行组织检查，基体组织形貌如图6所示，由γ相和枝晶干初生γ′相组成，未见明显异常。裂纹附近区域组织微观形貌如图7所示，可见靠近流道面区域的初生γ′相已发生大量明显的固溶，并重新析出尺寸细小的二次γ′相，部分区域初生γ′相已基本完全固溶；靠近非流道面区域的初生γ′相发生部分固溶。

1.4 组织热模拟试验

结合发动机工作过程中的实际工作温度，密封片新件取样进行组织热模拟试验，加热温度范围选为950～1 350 ℃，温度点间隔为50 ℃，加热时间为5 h。

图3 A裂纹断口宏观形貌 Fig.3 Macroscopic appearances of crack A fracture

图4 A裂纹断口微观形貌Fig.4 Microscopic morphology of crack A fracture

图5 A裂纹起源侧流道面表面宏观放大形貌Fig.5 Macroscopic appearance of the flow surfacenear the origin of crack A 图6 故障扩张密封片基体组织形貌Fig.6 Metallographic structure of the fault seal sheet matrix

图7 故障扩张密封片裂纹附近区域组织形貌Fig.7 Metallographic structure near crack of the fault seal sheet

进一步观察，可见部分枝晶间晶界处存在疏松，局部枝晶间晶界处已形成微裂纹，扩展长度约为400 μm(图8)。

图8 故障扩张密封片枝晶间疏松及微裂纹形貌Fig.8 Microscopic morphology of porosity and microcrack of the fault seal sheet

JG4246A合金不同热模拟温度下的组织形貌见图9，由此可见：最高加热温度在950 ℃以下时，合金组织不会发生明显的变化，与铸态组织形貌基本相同；随着最高加热温度的升高，枝晶干区域初生γ′相开始逐渐发生固溶，所占比例逐渐降低，初生γ′相所占比例随最高加热温度的变化关系如图10所示；从1 100 ℃开始，可见组织中重新析出尺寸细小的二次γ′相，二次γ′相排列较整齐，分布在弥散状γ相中，二次γ′相的平均尺寸随最高加热温度的变化关系如图11所示；当最高加热温度达到JG4246A合金的许用温度上限1 200 ℃时，初生γ′相大量发生固溶，所占比例大幅降低，重新析出的二次γ′相尺寸达到最大；至1 250 ℃时，初生γ′相基本完全固溶；至1 300 ℃时已达到JG4246A合金的初熔温度，部分区域出现初熔孔洞，此时初生γ′相已经完全固溶，且部分区域呈现出类似筏排化的形貌；至1 350 ℃时，合金组织已呈现出完全熔融再凝固的细晶形貌。

图9 不同热模拟温度组织形貌Fig.9 Metallographic structures after different-temperature thermal simulation

图10 初生γ'相所占比例与加热温度的关系Fig.10 Relationship between proportion of primaryγ' phase and heating temperature图11 二次γ'相平均尺寸与加热温度的关系Fig.11 Relationship between average size of secondaryγ' phase and heating temperature

将故障扩张密封片裂纹附近区域组织形貌与热模拟试验的组织形貌进行对比，推断出裂纹附近靠近流道面区域经历了约1 200～1 250 ℃的最高温度，超过了JG4246A合金的许用温度1 200 ℃的上限。靠近非流道面区域经历的最高温度约为1 100～1 150 ℃。

1.5 受力情况分析

扩张密封片位于发动机尾喷管单元体，不属于典型的转动部件，因此不会受到很大的转动离心力载荷作用。

尾喷管组件是由密封片和调节片两两交替排列成筒形，并通过连接件组件和立式协动装置等连接装配而成，工作时，组件整体协调变形。对故障密封片宏观检查时，未发现其与调节片等部件连接配合部位存在异常磨损现象，表明其所受的振动应力在正常范围内。

在发动机工作过程中，当工作状态发生变化时，特别是在发动机的起动和停车过程中，在气流和火焰的作用下，由于急速地加热或冷却，会使尾喷管流道部件在很短的时间内受到巨大的热应力作用。当这种状态变化反复出现时就会形成周期性的热负荷，从而引起导向叶片萌生热疲劳裂纹，进而产生裂纹扩展[7]。在完全被约束条件下，因温度差引起的热应力为：

Δσ=EαΔT

(1)

式中，E为弹性模量，α为材料膨胀系数。

通过组织热模拟试验对比得出，故障密封片裂纹区域流道面和非流道面区域所经历最高温度的温差约为100 ℃。对于密封片这种薄壁件来说，温度梯度的存在也会产生较大的热应力。因此，判断得出故障密封片裂纹性质应为以热应力为主导致的疲劳裂纹。

2 分析与讨论

由故障扩张密封片断口分析结果可知，裂纹性质均为疲劳裂纹，疲劳起源于流道面，向非流道面一侧扩展，呈多源特征，源区均未见明显的冶金缺陷。

JG4246A合金是以金属间化合物Ni3Al为基的等轴晶铸造高温材料，目前国内对其详细的研究尚浅[8]。其铸态组织由γ相、γ′相、(γ-γ′)共晶和少量初生MC型碳化物组成，许用温度为1 200 ℃以下，初熔温度为1 290 ℃。Ni3Al基合金作为新型的高温材料，具有比重轻、高温强度高、抗氧化性优异以及高温组织稳定等一系列优势[9-10]，与传统高温合金材料相比，可以更好地满足四代机矢量喷管部件高温承力和抗烧蚀的特殊需求[11]。

γ′相的形貌与尺寸是镍基高温合金部件服役温度最直观的体现[12]。可以通过组织形貌与加热温度之间的演变规律，来反推故障部位的实际最高工作温度[13]。由组织热模拟试验得出：随着最高加热温度的升高，JG4246A合金组织中枝晶干区域初生γ′相开始逐渐发生固溶，所占比例逐渐降低；至1 100 ℃开始，可见组织中重新析出尺寸细小的二次γ′相，二次γ′相排列较整齐，分布在弥散状γ相中；当最高加热温度达到JG4246A合金的许用温度上限1 200 ℃时，初生γ′相大量发生固溶，所占比例大幅降低，重新析出的二次γ′相尺寸达到最大；至1 250 ℃时，初生γ′相基本完全固溶。将本次故障扩张密封片裂纹附近区域的组织形貌与热模拟试验组织形貌进行对比，可推断出裂纹附近区域经历了1 200～1 250 ℃之间的最高温度，已经超过了合金许用温度的上限。

作为高温合金中的主要强化相，初生γ′相的体积分数和尺寸对合金的蠕变持久性能有着重要的影响。研究表明，初生γ′相体积分数越高，合金的强度和蠕变持久性能越好；相同体积分数条件下，γ′相颗粒尺寸越小，合金的蠕变性能越好。赵钺等[14]在对GH864合金的超温研究过程中发现随着超温温度的升高，合金中初生γ′相不断回溶和长大，体积分数持续下降，导致合金高温性能的逐步下降，最终无法满足使用要求。

此外，扩张密封片为薄壁件，壁厚仅为约1 mm，存在多处不同尺寸和高度的横纵交错的加强筋，在铸造过程中存在凝固收缩引起的变形和开裂等技术难点，导致成型困难，易产生疏松缺陷[15]，也会在一定程度上降低部件的性能，对裂纹的扩展有促进作用。

对故障扩张密封片的材质分析结果表明，密封片材料成分、组织均符合技术标准要求，可以排除扩张密封片材质冶金问题对故障的影响。

综合上述分析可知，故障扩张密封片裂纹附近区域的实际服役温度已超过了其使用材料JG4246A合金许用温度的上限(1 200 ℃)。超温使得材料高温力学性能下降，在冷热交变条件下，易产生较大的热应力，最终超过部件的疲劳极限，导致故障扩张密封片产生以热应力为主的疲劳裂纹，疲劳起始于底板流道面，向非流道面一侧扩展。

3 结论及建议

1)故障扩张密封片裂纹性质为以热应力为主导致的疲劳裂纹，疲劳起始于流道面，呈多源特征。

2)裂纹附近区域实际经历的最高温度已超过了JG4246A合金许用温度的上限，使其性能大幅降低，是导致扩张密封片过早萌生疲劳裂纹的主要因素；疏松的存在会加速裂纹的扩展。

3)故障扩张密封片疲劳开裂与冶金缺陷及材质无直接关系。

4)建议进一步优化改进结构设计，改善温度场温度梯度，使其更加均匀，降低扩张密封片的整体及局部工作温度；进一步优化铸造工艺，尽量减少铸造疏松缺陷，降低冶金质量对部件性能的影响。