渦輪葉片作為航空發動機的部件之一，其所用材料經歷了從變形高溫合金、鑄造等軸晶高溫合金、定向柱晶高溫合金到單晶高溫合金的發展歷程[1-5]。鎳基單晶高溫合金渦輪葉片的研制與應用顯示了航空發動機的重大技術進步。鎳基單晶高溫合金沒有晶界，不含或含有極少量的晶界強化元素，初熔溫度較高，可進行更高溫度的固溶熱處理，該合金的高溫力學性能較高。與多晶合金相比，單晶高溫合金具有更好的高溫持久、熱機械疲勞和抗氧化腐蝕等性能，受到廣泛關注，包括我國在內的許多國家都把采用單晶高溫合金葉片作為提高航空發動機性能的一個重要措施[6]。 

DD6鎳基單晶高溫合金是國內成功研制的低成本第2代單晶高溫合金[7]。與傳統的等軸高溫合金、定向柱晶高溫合金和已成功應用的第2代CMSX-4單晶高溫合金相比，DD6鎳基單晶高溫合金具有更好的高溫綜合性能，已成為國內某型先進航空發動機渦輪葉片的主要材料。 

某航空發動機高壓渦輪二級導葉材料為DD6單晶高溫合金，經約50 h試車后，分解檢查發現1件葉片的葉盆進氣邊附近下緣板處存在裂紋，裂紋長度約為11.2 mm，開裂葉片外觀如圖1所示，其中箭頭處為裂紋。筆者采用一系列理化檢驗方法對該高壓渦輪二級導葉試車后異常開裂的原因進行分析，結果可為今后DD6單晶高溫合金渦輪葉片的高可靠性應用提供重要的技術支持。 

圖  1  開裂葉片外觀

1.   理化檢驗

1.1   宏觀觀察

高壓渦輪二級導葉下緣板裂紋宏觀形貌如圖2所示。由圖2可知：裂紋貫穿導葉下緣板流道面及端面，端面裂紋開口較大，流道面裂紋開口較小，裂紋走向曲折。經測量，流道面裂紋長度約為7 mm，端面裂紋長度約為4.2 mm。裂紋處緣板厚度約為3.7 mm，裂紋兩側緣板端面可見黑色氧化痕跡。 

圖  2  高壓渦輪二級導葉下緣板裂紋宏觀形貌

1.2   掃描電鏡(SEM)和能譜分析

在高壓渦輪二級導葉下緣板裂紋斷口截取并制備試樣，將試樣置于掃描電鏡下觀察，結果如圖3所示。由圖3可知：斷口整體氧化比較嚴重，呈黑色或墨綠色及藍色氧化形貌，整個斷口可以分為3個區；Ⅰ區面積較大，尺寸約為8.1 mm×5.8 mm（長度×寬度），占整個斷口的4/5，斷口相對粗糙，呈高低起伏的“鑄造枝晶自由表面”特征，表面氧化嚴重；Ⅱ區面積較小，尺寸約為2 mm×0.9 mm（長度×寬度），即封嚴槽及下緣板端面側，Ⅱ區比較平坦，可見擴展棱線及疲勞條帶，同樣存在氧化現象，呈熱疲勞斷口特征，Ⅱ區是從Ⅰ區封嚴槽一側局部前沿界面上萌生擴展而來的，Ⅰ區其余位置未見擴展特征；Ⅲ區為人為打斷區，呈金屬亮白色，具有類解理+韌窩特征。此外，斷口Ⅰ區與Ⅱ區、Ⅰ區與Ⅲ區形貌特征差異顯著，無過渡區，兩分界面處可見多條二次裂紋，二次裂紋氧化程度較輕，Ⅰ區與Ⅲ區分界面的微裂紋較長，貫穿了整個斷口截面，裂紋走向曲折，局部為弧狀，不同于常規的疲勞斷裂沿特定晶體學方向擴展特征，放大后觀察發現裂紋內部表面呈顆粒狀氧化形貌。根據上述特征判斷，Ⅰ區存在一個尺寸較大的鑄造缺陷。 

圖  3  高壓渦輪二級導葉下緣板裂紋斷口分區及其SEM形貌

對整個斷口各區域開展能譜分析，斷口SEM形貌及能譜分析位置如圖4所示，分析位置1~8分別對應譜圖1~8，其中譜圖1分布在斷口Ⅱ區，譜圖2~8分布在斷口Ⅰ區。斷口各區域均發生嚴重氧化，氧化程度未見明顯差異，主要存在DD6合金基體的不同類型氧化產物。同時，對Ⅰ區與Ⅲ區分界面處微裂紋表面進行能譜分析，分析位置如圖4所示，分析結果如表1所示。由表1可知：Ⅲ區的化學成分接近DD6基體，而Ⅰ區、Ⅰ區與Ⅲ區分界面表面相較于DD6合金基體而言，W、Ta、Al元素的含量偏高。高壓渦輪二級導葉下緣板裂紋斷口Ⅰ區與Ⅲ區分界面處能譜分析位置如圖5所示，能譜分析結果如表2所示，其中譜圖25位于Ⅰ區與Ⅲ區分界面表面處，譜圖24位于Ⅰ區，譜圖26位于Ⅲ區。綜上所述，分析認為高壓渦輪二級導葉下緣板裂紋為熱疲勞裂紋，疲勞源區存在鑄造缺陷，缺陷尺寸約為8.1 mm×5.8 mm（長度×寬度）。 

圖  4  高壓渦輪二級導葉下緣板裂紋斷口SEM形貌及各區能譜分析位置

圖  5  高壓渦輪二級導葉下緣板裂紋斷口Ⅰ區與Ⅲ區分界面處能譜分析位置

1.3   斷口分析

在下緣板裂紋附近截取并制備軸向金相試樣，將試樣置于光學顯微鏡下觀察，取樣位置如圖6所示，觀察面為緣板藍色面。下緣板軸向剖面微觀形貌如圖7所示。經測量，緣板流道面涂層粘接層厚度約為12~13 μm，低于標準要求（30~70 μm），涂層面厚度約為10~12 μm，由于葉片經過服役，其面層受損，該檢測結果僅供參考。下緣板顯微組織為γ+γ'+少量殘余共晶，存在少量疏松缺陷。下緣板整個剖面不同位置的γ'相形貌如圖7c）、7d）所示，可見下緣板流道面近裂紋側和遠離裂紋側γ'相形貌類似，呈迷宮型長條狀，緣板基體近裂紋側和遠離裂紋側γ'相形貌呈方塊狀，兩處γ'相均無明顯回溶，未發現超溫服役情況。 

圖  6  下緣板取樣位置示意

圖  7  下緣板軸向剖面微觀形貌

為了確認斷口源區鑄造缺陷的性質，分析以下幾個方面：Ⅰ區與緣板基體之間的界面氧化情況；Ⅰ區與緣板基體之間的晶粒取向情況；Ⅰ區與Ⅲ區分界面處界面氧化情況；Ⅰ區與Ⅲ區分界面處晶粒取向情況。 

斷口流道面垂直于斷口方向的雜晶整體、二次裂紋、分界面微觀形貌如圖8所示。下緣板存在一個尺寸約為7.4 mm×2.8 mm（長度×寬度）的雜晶晶粒，該晶粒與緣板基體晶粒存在明顯的晶界，且晶體取向存在差異，晶界局部已經開裂，開裂的晶界表面存在氧化。雜晶晶粒與基體晶界可見塊狀碳化物及共晶，晶界個別位置可見疏松缺陷。雜晶晶粒內γ'相與緣板基體γ'相形貌不同，雜晶晶粒內γ'相主要呈方塊狀，基體γ'相主要呈三角狀，表明兩種γ'相晶格取向存在差異。雜晶與緣板基體晶粒的取向差為41.9°。 

圖  8  斷口流道面垂直于斷口方向的雜晶整體、二次裂紋、分界面形貌

同時，在雜晶與緣板基體晶界不同位置進行微區成分分析，分析位置如圖9所示，分析結果如表3所示，其中譜圖3~5位于雜晶與基體晶界處，譜圖6~7位于晶界碳化物處。發現雜晶與緣板基體晶界呈“三明治”結構，中層主要為Ni、Al元素的氧化物，外層主要為DD6合金，但是W、Ta元素的含量偏高；晶界塊狀碳化物主要為W、Ta元素的碳化物。這與斷口分析中Ⅰ區與Ⅲ區分界面W、Ta、Al元素含量偏高相符。 

圖  9  雜晶與緣板基體晶界能譜分析位置

綜上認為，斷口源區的鑄造缺陷為葉片鑄造過程中形成的雜晶，雜晶與緣板基體晶粒的取向差為41.9°。 

2.   綜合分析

高壓渦輪二級導葉下緣板裂紋為熱疲勞裂紋，疲勞源區存在鑄造缺陷，鑄造缺陷為葉片鑄造過程中形成的雜晶，雜晶尺寸約為8.1 mm×5.8 mm×7.4 mm（長度×寬度×高度），雜晶與緣板基體晶粒的取向差為41.9°。 

從結構和受力來分析，高壓渦輪二級導葉為靜子件，服役過程中主要承受振動應力及熱應力。下緣板裂紋附近基體組織正常，未發現超溫服役情況。結合高壓渦輪二級導葉溫度場計算結果可知，下緣板流道面的溫度為1 110~1 187 K，且溫度梯度不大（見圖10）。由此可排除下緣板流道面涂層較薄引起的葉片超溫服役并承受較大熱應力，最終導致緣板開裂的原因。 

圖  10  高壓渦輪二級導葉溫度場計算結果

此外，裂紋在緣板厚度較厚的位置，而非緣板厚度較薄或突變位置，裂紋處緣板厚度約為3.7 mm，未見緣板明顯減薄的情況，由此可排除緣板厚度突變或減薄造成應力集中，并導致葉片開裂的可能。 

斷口分析及顯微組織分析結果表明，斷口源區存在鑄造過程中形成的較大尺寸雜晶缺陷。據此認為，雜晶晶界強度低，在高壓渦輪二級導葉緣板服役過程中，導葉緣板在熱應力的作用下沿雜晶晶界開裂擴展，形成自由枝晶表面，裂紋逐漸擴展至緣板正常基體位置，即斷口Ⅰ、Ⅱ區分界面處，后續在Ⅱ區表現為熱疲勞擴展。而且周向36件二級導葉中僅一件葉片的下緣板存在裂紋，具有特殊性。 

由此判斷，下緣板存在尺寸較大的雜晶缺陷是高壓渦輪二級導葉發生早期疲勞開裂的主要原因。 

3.   結論

（1）高壓渦輪二級導葉下緣板裂紋源區存在鑄造缺陷，鑄造缺陷為葉片鑄造過程中形成的雜晶，雜晶與緣板基體晶粒存在取向差。 

（2）高壓渦輪二級導葉下緣板裂紋為熱疲勞裂紋，雜晶缺陷是早期熱疲勞開裂的主要原因。

文章來源——材料與測試網