一种增压器涡轮盘和涡轮叶片短时超温损伤分析-（6252）

一种增压器涡轮盘和涡轮叶片短时超温损伤分析
第１章绪论１．ຫໍສະໝຸດ 概述涡轮增压器是一种空气压缩机，通过压缩空气来增加进气量。自涡轮增压技 术概念提出至今已有百年时间了，在这百年的时间里，随着技术的不断改进，其 在航天、航海及陆地机械上得到了广泛的应用。特别是车辆的广泛应用及当前人 们对车辆节能、功率和环保要求的不断提高，为车用涡轮增压技术的应用、发展 和进步提供了广阔的空间和需求【ｌ】。
１．１．３高温合金及其第二相 １．１．３．１合金元素的基本作用
（１）固溶强化 高温合金的固溶强化是通过提高原子间结合力产生晶格畸变，降低堆垛层错
能及产生短程序或其它原子偏聚，降低固溶体中元素的扩散能力，提高再结晶温 度，达到强化合金的目的。
在镍或ｙ．铁中能形成无限固溶体或者溶解度很大的元素，如锰、铁、钴、镍 等稳定基体的元素，可以通过固溶强化，影响第二相得强化效果而提高合金的热 强性。 （２）第二相强化
衡条件下偏聚在晶界，或者溶质原子和空位交互作用而偏聚在晶界。高温合金中 的一些微量元素（硼、稀土、碱土元素）和一些杂质元素（铅、铋、锡、砷、镉、 锑、气体元素等）都是典型的晶界偏聚元素。虽然这些元素平均含量很少，但是 由于偏聚在晶界，使晶界附近局部浓度较高，导致晶界的有效强化或严重弱化。
１．１．３．２高温合金的热处理 （１）固溶处理 固溶处理是为了溶解基体内碳化物，丫’相等以得到均匀的过饱和固溶体，便于
ＧＨ２０３６合金是以ＶＣ为主要强化相的奥氏体型沉淀硬化耐热钢。由于Ｃｒ含
量仅为１１．５％１３．５％，而Ｃ含量很高，达０．３４０／ｏ＇－０．４０％，在固溶淬火和时效处理
过程中，均有可能沿晶界析出Ｃｒ２３Ｃ６型碳化物，从而导致晶界区贫铬而易遭受腐 蚀损伤。这是该合金的致命弱点，是导致该合金制作的涡轮盘一类零件普遍出现 沿晶应力腐蚀开裂的主导因素【８】。目前对于ＧＨ２０３６合金的主要研究有：龚玉汉等 对高温长期时效后ＧＨ２０３６Ｍ合金中碳化物和持久蠕变性能稳定性的研究；李玉清 用透射电子显微镜观察长期时效后晶内ＶＣ的清晰图像，研究了晶内Ｍ２３Ｃ６孪晶同 奥氏体的共格关系及其共格界面。
Ｋ４１８和ＧＨ２０３６是国内外常用的制造涡轮叶片及涡轮盘的高温合金，本文通 过对Ｋ４１ ８和ＧＨ２０３６合金进行高温短时时效模拟处理试验，研究过热组织对其性 能的影响，对提高涡轮盘及涡轮叶片的设计水平、工艺水平及维修水平有重要意 义。
１．１．１国内外相关研究概况 由于涡轮叶片及涡轮盘工作条件恶劣，因而其失效概率相对较高，危害性也
１．１．２高温合金的发展与应用 自从２０世纪４０年代初期第一台航空喷气发动机采用第一个铸造涡轮工作叶
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片以来，铸造高温合金的发展经历了一段曲折而又辉煌的历程。众所周知，航空 发动机的发展与高温合金的发展是齐头并进、密不可分的，前者是后者的主要动 力，后者是前者的重要保证。占据着航空发动机中温度最高、应力最复杂的位置 的铸造涡轮叶片的合金发展尤其是这样。半个世纪以来，航空发动机涡轮前温度 从４０年代的７３０。Ｃ提高到９０年代的１６７７。Ｃ，推重比从大约３提高到１０【９】，这一 巨大进展固然离不开先进的设计思想、精湛的制造工艺以及有效的防护涂层，但 是，高性能的铸造高压涡轮叶片合金的应用更是功不可没【１０＿１２１。
高温合金中的重要时效硬化相是金属间化合物丫’、ｒ’和各类碳化物。对合金的 强化作用主要取决于其数量、尺寸、本身的固溶强化程度、它们与基体的点阵失 效度、反相畴能大小和他们的过时效转变等因素。具体说明如下：
①铝、钛是丫，（Ｎｉ３（灿，Ｔｉ））相的主要形成元素。镍基合金的高温性能主要
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涡轮增压器安装在发动机的进排气歧管上，利用发动机排出的废气惯性冲力 来推动涡轮室内的涡轮，涡轮又带动同轴的叶轮，叶轮压送由空气滤清器管道送 来的空气，使之增压进入气缸。由于处在高温，高压和高速运转的工作状况下， 其工作环境非常恶劣，工作要求又比较苛刻，因此对制造的材料和加工技术都要 求很高【２训。
目前国内外对于涡轮叶片及涡轮盘的制造都采用高温合金材料，高温合金是 指以铁、镍、钴为基，能在６００℃以上高温抗氧化或抗腐蚀，并能在一定应力作用 下长期工作的一类合金材料，因其合金化程度很高，在英、美国家称之为超合金 （ｓｕｐｅｒａｌｌｏｙ）【５１。高温合金具有耐高温、高强韧、抗氧化、可加工性和良好的导热 性，具有较全面的综合性能。但随着发动机涡轮进口温度的不断提高，高温合金 由于熔点的限制，最高使用温度已经不能满足需要。不仅如此，由于工作温度过 高，已经出现因高温引起零部件失效的现象。
取决于铝、钛加入总量和Ｔｉ／ＡＩ比，增加铝、钛总量可以明显提高丫’固溶温度和丫’
体积分数。Ｔ渊比过高则容易出现粗大片状ｒｉ（Ｎｉ３Ｔｉ）相。
②铌大量进入１，７，形成Ｎｉ３（ＡＩ，Ｔｉ，Ｎｂ），提高了丫，相得溶解度。当铌含量 足够高（４％）时，某些合金除形成丫，外，还形成丫，，（Ｎｉ３Ｎｂ）１１６，１７］。
在发动机中，涡轮盘和涡轮叶片由于处于温度最高、应力最复杂、环境最恶 劣的部位而被列为第一关键件，并被誉为“王冠上的明珠”，以说明其重要程度。 因此，涡轮盘和涡轮叶片的设计水平，制造材料的性能水平（特别是承温能力）已 成为一种型号发动机先进程度的重要标志，在一定意义上，也是一个国家工业水 平的显著标志。
．碳化物、硼化物具有硬而脆的性质，时效时具有选择性析出的特点。其强化作 用与其类型、数量、大小、分布有关。碳化物等强化相通常数量较少、分布不均、 质量较大，因此位错往往是绕过它们而运动。晶界碳化物、硼化物可以引起强化 晶界的作用【］ｓＡｇ］。
（３）晶界强化 当合金元素加入到合金中时，由于晶界和晶内结构上差异，某些元素会在平
ｌ“１８高温合金属于金属间化合物强化的时效硬化型合金，目前普遍被用于涡 轮叶片的制造，其高温性能越来越被大家所关注。近年来对于Ｋ４１，８高温合金的研 究主要有：蒙肇斌等采用体视显微镜、扫描电镜等分析手段对Ｋ４１８合金增压器涡 轮铸造叶片的断裂形貌与断裂机制等进行的分析：刘发信等研究了Ｋ４１８合金不同 宏观组织（晶粒度）对低周疲劳性能的影响；袁文明等测试了不同温度下细晶铸 造和普通铸造Ｋ４１８合金的拉伸性能。
在航空发动机发展的初期，主要用变形高温合金制造涡轮叶片。随着铸造高 温合金的发展和熔模铸造技术的进步，逐步实现了叶片的“以铸代锻’’。我国自 ５０年代以来研制的铸造高温合金牌号多达６０多个。表１．１列出我国各类铸造高温合 金的主要牌号和研制单位【】５】。
第ｌ章绪论 表１．１我国铸造高温合金的主要牌号及研制单位 Ｔａｂ．１．１ Ｍａｊｏｒ ｄｅｓｉｇｎａｔｉｏｎ ａｎｄ ｄｅｖｅｌｏｐｍｅｎｔ ｏｒｇａｎｉｚａｔｉｏｎ ｏｆ ｃａｓｔ ｓｕｐｅｒａｌｉｏｙ ｏｆ Ｃｈｉｎａ
固溶强化的铁基高温合金，其组织除奥氏体外，仅有一些碳氮化物等。碳化 物时效硬化型铁基合金的组织中，强化水平低的合金一般以Ｍ２３Ｃ６为主要强化相， Ｍ２３Ｃ６分布不均匀，颗粒较大；强化水平高的合金常以呈弥散、细小质点均匀分布 的ＭＣ为主要强化相【２１】。
一种增压器涡轮盘和涡轮叶片短时超温损伤分析
１．１．４涡轮叶片失效主要模式 在燃气涡轮发动机中，压气机和涡轮是两个极其关键的部件。它们的设计、
制造与用材水平不仅决定整个发动机的性能水平，而且直接关系发动机的使用可 靠性。由压气机出来的高压空气经燃烧室增温后进入涡轮，驱动涡轮转子旋转， 将热能转变成机械能，反过来带动压气机转子旋转。
按一级失效模式分类，转子叶片常见的失效模式有断裂失效和非断裂失效。 断裂失效可分为疲劳断裂失效和过载断裂失效，非断裂失效包括变形失效和腐蚀 失效两种。疲劳断裂失效是发动机叶片中最常见＿的一类失效模式，约占整个叶片 失效８０％的。疲劳断裂按引起断裂的原因又可分为共振疲劳断裂、颤振疲劳断裂、 微动损伤疲劳断裂、材质缺陷引起的疲劳断裂、外物损伤引起的疲劳断裂、腐蚀 引起的疲劳断裂、维修不当引起的疲劳断裂和低周疲劳断裂等【２２＇２３１。
１．１．３．３高温合金的组织 随着镍基高温合金强度的提高，其组织由固溶强化的单相奥氏体（含有少量晶
界碳化物）演变为用１，７相强化的多相合金。随着合金的发展，合金组织所发生的主 要变化为：丫７相体积分数逐渐增大，其数量大约由１０％增加到６０～７０％；丫’相形态 由球形逐步变为立方形；丫７相尺寸逐渐增大，并由一种球形丫，相演变为大小两种尺 寸的丫’相共存；丫，相中含有更多的难溶元素铌、钽、铪；晶界状态逐步完善，晶界 两侧由贫丫７区的链状碳化物逐步变为有丫，膜包覆的链状碳化物。铸造合金组织中出 现大量Ｙ＋丫７共晶。
时效时析出丫，等强化相【１９，２０】。其次是为了获得适宜的晶粒度，以保证合金高温抗蠕 变性能。固溶处理的温度范围大约在９８０～１２５０＂Ｃ之间，主要根据各个合金中相的 析出和溶解规律及使用要求来选择，以保证主要强化相必要的析出条件和一定的 晶粒度。对于高温长期使用的合金，要求较好的高温持久和蠕变性能，应选择较 高的固溶温度已获得较大的晶粒度；对于中温使用并要求较好的室温硬度、屈服 强度、拉伸强度、冲击韧性和疲劳强度的合金，要采用较低的固溶温度，保证较 小的晶粒度。高温固溶处理时，各个相都逐步溶解，同时晶粒长大；低温固溶处 理时，不仅有主要强化相的溶解，而且可能某些相的析出。
（２）中间处理 中间处理即二次固溶处理或中间时效处理，其主要作用是改变晶界上析出的
第１章绪论
碳化物数量、形态和分布，其次是在合金中造成大小两种丫７的合理分布，以显著提 高合金的持久寿命和塑性。二次固溶处理的温度大约在１０００～ｌ １５０℃，保温和冷却 过程中，晶界析出链状碳化物，起强化晶界作用。对于过饱和度低的合金往往伴 随有晶界贫丫，区的出现，对于过饱和度高的合金往往形成包覆晶界碳化物的丫，包 膜。中间处理时析出大尺寸丫７相，使合金最终时效后得到大小两种尺寸的丫，相，以 改善合金的综合性能和长期组织稳定性。对于碳化物时效强化的铁基合金，一般 不采用中间处理。
１９４３年，美国ＧＥ公司为其Ｊ．３３航空发动机选用了钴基合金ＨＳ．２１制作涡轮 工作叶片，代替原先用的锻造高温合金Ｈａｓｔｅｌｌｏｙ．Ｂ。５０年代初，由Ｆ．Ｄ．Ｄａｒａｍａｖａ 发明的真空熔炼技术堪称高温合金发展史上最重大的事件之一【１３１。６０年代初期， 美国ＰＷ公司在研究ＭＡＲ．Ｍ ２００合金过程中发现该合金虽然高温强度很高，但中 温性能尤其是中温塑性很低，其蠕变过程不出现第三阶段，涡轮叶片在工作中发 生无预兆的断裂。Ｓ．Ｔ．Ｗｌｏｄｅｋ和Ｅ．Ｗ．Ｒｏｓｓ在ＩＮｌ００镍基铸造合金中发现了被称 为。相的片状硬质化合物，造成蠕变断裂性能的急剧恶化【１４】。７０年代中期，美国 Ｈｏｗｍｅｔ公司发展了高温合金细晶铸造法，从而在合金凝固过程的晶粒控制方面又 走出了新路子。从２０世纪８０年代起，单晶高温合金便进入蓬勃发展的阶段，性能 不断提高，应用越来越广。近年来出现的第四代单晶合金ＲＲ３０１０的承温能力达到 １ １８０℃，用在英国ＲＲ公司最新的Ｔｒｅｎｔ发动机上【ｌｏ】。
（３）时效处理 时效处理能使合金充分而均匀析出强化相。在时效温度下不应引起强化相的
溶解和聚化，保证强化相的尺寸合适。时效温度一般在７００￣１０００℃。时效温度取 决于强化相的数量和合金成分，随铝、钛含量增加而提高。过饱和度高的合金， 由于固溶处理和中间处理的冷却过程中ｒ相已大量析出，所以最后的时效处理只产 生较小的组织变化。因此，许多铸造合金不进行热处理或只进行简单的热处理就 可使用。
很大。据不完全统计，在我国发动机所发生的各类机械断裂失效事件中，转动部
第１章绪论
件的断裂失效高达８０％以上，其中主要是转子系统中的叶片、盘、轴及轴承，除 了因外物撞击造成叶片瞬时过载断裂外，绝大多数是由各种原因引起的不同类型 的疲劳断裂失效１６】。
国内外对于涡轮叶片及涡轮盘的失效已经做过很多研究，在发动机运转期间， 涡轮叶片的叶身经受长时间温度和应力的综合作用，显微组织会发生缓慢的变化， 这种变化一般不会严重损伤材料的性能，所以在翻修寿命期以内，这些组织的变 化被认为是允许的。然而，当涡轮在使用中经历了超温状态时，则可能严重地损 害涡轮叶片的组织，如不更换过热的叶片，可能导致发动机过早失效，甚至产生 严重的后果。国外对发动机高温部件早期失效的原因进行了分析，认为超温是原 因之一【刀。