胡春燕 ，劉新靈 ，陶春虎，曹春曉

(1北京航空材料研究院，北京 100095； 航空材料檢測與評價北京市重點實驗室，北京 100095)

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氣膜孔分布對DD6單晶高溫合金持久性能及斷裂行為的影響

胡春燕1,2，劉新靈1,2，陶春虎1,2，曹春曉1,2

(1北京航空材料研究院，北京 100095； 航空材料檢測與評價北京市重點實驗室，北京 100095)

研究在980℃/300MPa條件下不同氣膜孔分布對DD6單晶氣冷葉片模擬試樣持久性能及斷裂行為的影響。結果表明：在相同的溫度和應力條件下，氣膜孔的分布是影響模擬試樣持久壽命的主要因素；隨著氣膜孔排數(shù)的增加，持久壽命呈規(guī)律性下降，而帶1排孔、2排孔試樣的持久壽命與不帶孔的持久壽命略長。通過斷口微觀和金相組織觀察發(fā)現(xiàn)，不帶孔試樣的斷裂方式為微孔聚集型斷裂，斷口上分布著大量方形小平面特征，斷口附近縱剖面上可見明顯的心部裂紋；而帶氣膜孔試樣的持久變形主要出現(xiàn)在氣膜孔區(qū)域，斷口整體氧化較嚴重，方形小平面特征減少，韌窩特征明顯增加，斷口附近縱剖面上氣膜孔處均可見裂紋及氧化形貌?；诰w塑性理論分析了不同孔分布下孔邊應力的分布規(guī)律，模擬結果顯示在氣膜孔周邊存在應力集中和應力重分布，數(shù)值模擬分析結果與試樣的斷裂位置及形貌吻合。

DD6單晶高溫合金；氣冷葉片；氣膜孔；持久性能；斷裂行為

為了滿足現(xiàn)代航空發(fā)動機對高推重比和可靠性的要求，渦輪進口溫度也需要不斷提高，這勢必促進世界各國積極研制高效氣冷單晶葉片。單晶氣冷葉片是采用單晶高溫合金，基于定向凝固技術發(fā)展起來的一種沿葉身方向上完全消除晶界的薄壁件，是航空發(fā)動機的核心部件[1]。DD6合金是國內(nèi)正在研制中的第二代鎳基單晶高溫合金，因其卓越的蠕變性能和疲勞性能而被廣泛地應用于航空發(fā)動機熱端部件上[2]。在航空發(fā)動機渦輪工作葉片、導向葉片、燃燒室等部件上加工大量的氣膜冷卻孔，是降低此類熱端部件表面溫度，增加渦輪前溫度，從而提高發(fā)動機推重比的有效途徑。目前主要采用傳統(tǒng)激光、電火花和電液束方法進行氣膜孔加工。這些氣膜孔附近的應力集中，對發(fā)動機的使用壽命產(chǎn)生很大的影響[3]。

目前，在氣膜孔對氣冷葉片強度和壽命影響方面主要圍繞晶體取向和是否開孔對壽命的影響展開，代勝剛等[4]研究了DD6單晶渦輪冷卻葉片模擬試樣中氣膜孔對蠕變壽命的影響，發(fā)現(xiàn)帶氣膜孔的蠕變要比不帶氣膜孔的蠕變壽命長，溫度和應力對蠕變壽命都有一定的影響。卿華等[5]分別對帶孔和不帶孔的鎳基單晶合金平板試樣進行了蠕變性能實驗研究，結果表明，氣膜孔導致蠕變壽命下降，改變了試樣中的應力分布，在孔附近產(chǎn)生了高應力，導致模擬實驗蠕變壽命的降低。Koji[6]對帶孔平板試樣的蠕變行為進行了研究，得出帶孔平板試樣的蠕變應力與拉力的方向和平板的晶體取向有關。侯乃先等[7]基于晶體塑性理論和局部失效模型，提出了一種鎳基單晶冷卻葉片氣膜孔的等效方法，對單胞模型進行蠕變及持久壽命分析。董建民等[8]研究了DD6單晶帶涂層試樣在1100℃空氣氣氛中分別進行了50h和100h熱處理，然后在980℃/250MPa下進行持久實驗，結果表明：隨著熱處理時間的延長，持久斷口為韌窩斷口，與合金標準試樣斷口特征類似。

而有關氣膜孔分布對葉片持久性能影響的研究較少。在高溫服役期間，蠕變變形是葉片失效的主要機制[9]；葉片合金的蠕變/持久壽命作為發(fā)動機設計的關鍵參數(shù)之一，一直備受研究者關注。另外，結合目前多起一級渦輪葉片從氣膜孔處開裂的故障分析表明，葉片失效是由于氣膜孔加工造成的再鑄層和微裂紋引起的，而掉塊的葉片起源位置處氣膜孔分布過密，對裂紋的形成有促進作用；因此，研究氣膜孔的分布對葉片持久性能的影響，為氣膜孔的合理分布提供參考，對先進航空發(fā)動機的可靠應用和壽命評估具有一定的借鑒作用。

本工作以DD6單晶高溫合金為研究對象，通過對氣膜孔分布進行重新設計，研究氣膜孔分布對持久壽命的影響規(guī)律，采用斷口微觀和金相組織觀察的方法分析了氣膜孔分布對持久斷裂行為的影響機制，并基于晶體塑性理論分析了不同孔分布下孔邊分切應力的分布規(guī)律。

1　實驗材料與方法

實驗所用原材料為國產(chǎn)第二代鎳基單晶高溫合金DD6，名義化學成分(質(zhì)量分數(shù)/%)如下：Cr 4.3，Co 9，Mo 2，W 8，Ta 7.5，Re 2，Nb 0.5，Al 5.6，Hf 0.1，C 0.006，余量為Ni。DD6試樣的毛坯由北京航空材料研究院提供，采用螺旋選晶法在高溫度梯度真空定向凝固爐中制取單晶試棒，試樣晶體取向為[001]，所有毛坯均采用X射線勞厄背衍射法進行晶向檢查，其偏角控制在10°之內(nèi)。

考慮了發(fā)動機渦輪葉片的結構特點及其工作環(huán)境，采用等厚度的薄板模擬了氣冷單晶渦輪葉片的薄壁特點。本實驗中試樣分為兩類：一類為不帶孔的平板試樣，另一類為帶氣膜孔的平板試樣。結合目前故障葉片進氣邊氣膜孔的分布特征，對氣膜孔排列進行重新設計，無孔和帶不同孔分布的平板持久試樣示意圖如圖1所示。采用電液束方法加工氣膜孔，孔的數(shù)量基本保持不變，孔的大小與真實葉片氣膜孔的大小一致(孔徑為0.3mm)。

利用帶孔及不帶孔的平板試樣在980℃/300MPa條件下進行持久實驗，采用JSM 5600型掃描電子顯微鏡對持久試樣斷口微觀組織進行觀察，用OLYMPUS PME3型光學顯微鏡對試樣金相組織進行觀察。采用Abaqus有限元分析不同孔分布下孔邊分切應力的分布規(guī)律。

2　結果與分析

2.1氣膜孔分布對持久性能的影響

表1給出了[001]取向DD6單晶高溫合金在980℃/300MPa條件下各試樣的持久實驗結果。由實驗結果可得，無孔試樣的平均持久壽命為90h，1排孔試樣的平均持久壽命為104h，2排孔試樣的平均持久壽命為97h，3排孔試樣的平均持久壽命為86h，4排孔試樣的平均持久壽命為69h，如表2所示?？梢钥闯?，對于2～4排孔，加載載荷均為60MPa，隨著氣膜孔排數(shù)的增加，持久壽命呈規(guī)律性下降，這是由于氣膜孔分布越來越密集，從而引起承載面積減小，應力集中越來越大，從而導致持久壽命進一步下降。

圖1　DD6鎳基單晶合金無孔和帶不同孔分布的平板持久試樣(a)無孔；(b)1排孔；(c)2排孔；(d)3排孔；(e)4排孔Fig.1　Endurance specimens with different distribution cooling holes of nickel-based single crystal superalloy DD6　(a)without cooling holes；(b)with single row cooling holes；(c)with two rows cooling holes；(d)with three rows cooling holes；(e)with four rows cooling holes

而帶1排孔、2排孔試樣的持久壽命與不帶孔的持久壽命略長，可能有兩方面原因：一是對于1排孔、2排孔試樣，加載載荷分別為67.5,60MPa，而不帶孔試樣加載載荷為75MPa。對于不帶孔截面的名義應力，不帶孔試樣仍為300MPa，而1排孔試樣為270MPa，2排孔試樣為240MPa，較不帶孔試樣低。二是對于1排孔和2排孔試樣，出現(xiàn)了應力松弛情況，在單晶材料的應力與應變上產(chǎn)生了有利于提高材料蠕變壽命的變化，這與相關文獻所述一致，氣膜孔使得[001]取向單晶材料的應力三軸度產(chǎn)生有利于材料蠕變性能的變化，從而導致蠕變壽命變長[10-12]。

表1　980℃/300MPa條件下各試樣的持久壽命

另外，在分析單晶材料的持久性能時，除了持久壽命以外還有一個重要指標就是伸長率，5種試樣的伸長率測試結果如表2所示。

表2　持久斷裂伸長率

從表2可以看出，氣膜孔的存在對單晶材料的伸長率影響較大。無孔時平均伸長率達到40%，是1排孔試樣的2倍。隨著孔排數(shù)的增加，平均伸長率呈規(guī)律性下降，到4排孔時平均伸長率仍低于3排孔，但已經(jīng)較為接近；因此可以推斷1排孔、2排孔試樣的持久壽命比無孔試樣略長的原因主要是由于1排孔、2排孔試樣的實際加載載荷相對無孔試樣較低。

2.2氣膜孔分布對持久斷裂行為的影響

圖2為不帶孔試樣的斷口宏微觀形貌?？梢姅嗫谳^平齊，微觀觀察斷口上分布著大量類似方形的小平面，方形小平面特征是單晶高溫合金在高溫蠕變持久條件下微孔聚集型斷裂的典型特征[13,14]。小平面與小平面之間以韌窩或撕裂棱連接，在方形小平面中心有一個小圓孔，這些圓孔可能為高溫合金在凝固過程中形成的顯微疏松和氣孔。這些原始微孔在高溫應力的作用下產(chǎn)生應力集中，一旦在微孔的周圍生成裂紋，之后會以相對較快的速率進一步擴展，從而引起其他微孔周圍也生成裂紋，并最終導致斷裂。

圖2　不帶孔試樣的斷口形貌　(a)斷口低倍形貌；(b)方形小平面Fig.2　Appearance of the fracture surface of the specimen without cooling holes　(a)low-power appearance；(b)square-shaped facets

Hopgood等[15]對SRR99單晶合金的蠕變性能進行了研究，結果表明：SRR99單晶合金的蠕變斷裂特征為方形小平面以及被方形小平面所包圍的微孔，方形小平面為合金中的顯微疏松在其周圍生成裂紋并擴展所致。

從斷口附近截取縱截面金相組織進行觀察。可以看出，斷口附近的縱截面上存在心部裂紋，如圖3所示，說明在980℃/300MPa持久實驗條件下，試樣首先在心部區(qū)域的原始微孔附近產(chǎn)生裂紋，隨著心部裂紋的進一步增加，橫截面上實際應力增大，導致最終斷裂。

圖3　不帶孔試樣斷口附近的金相組織Fig.3　Metallurgical structure near the fracture surface of the specimen without cooling holes

圖4和圖5分別為不同氣膜孔分布條件下各試樣的斷口宏微觀形貌?？梢钥闯?，帶孔試樣斷口特征與不帶孔試樣斷口特征差異顯著：斷口整體氧化均較嚴重，韌窩特征增多，方形小平面特征減少；可見從氣膜孔兩側發(fā)出的撕裂棱線，由此可知開裂首先從氣膜孔附近起源，當裂紋擴展至試樣邊緣，試樣被瞬間拉斷，因此，斷口呈一定的晶體學平面特征[16]。在氣膜孔附近的區(qū)域內(nèi)，還可觀察到二次裂紋和尖晶石狀的氧化物，如圖6所示。由于氣膜孔周圍存在應力集中，持久變形主要發(fā)生在孔的局部區(qū)域，遠離氣膜孔區(qū)域可以看到滑移面和韌窩特征，試樣最終從此處斷裂，且隨著氣膜孔排數(shù)的增多，瞬斷區(qū)的面積也逐漸增大；因此，氣膜孔對試樣的斷裂形式具有較大影響，從而影響了試樣的持久壽命。

由于氣膜孔的存在，在帶氣膜孔試樣的孔周圍形成高應力區(qū)，導致帶孔試樣裂尖處的原子鍵破壞速率相對比無孔試樣快。隨著高溫下熱激活作用增強，在氣膜孔附近區(qū)域晶體內(nèi)部開始形成大量的位錯，晶體畸變加速，在較高的臨界切應力下位錯發(fā)生滑移和攀移，晶體沿滑移面向低應力區(qū)快速斷裂[17]。

從斷口附近截取縱截面金相組織進行觀察?？梢钥闯?，帶孔的持久試樣斷口附近的縱截面上幾乎沒有心部裂紋出現(xiàn)，如圖7所示，斷口附近氣膜孔周圍均可見裂紋及氧化的形貌，首先在孔的局部區(qū)域發(fā)生開裂，

圖4　帶不同氣膜孔分布持久試樣斷口低倍形貌　(a)1排孔；(b)2排孔；(c)3排孔；(d)4排孔Fig.4　Appearance of the fracture surface of the specimens with different distributions(a)with single row cooling holes；(b)with two rows cooling holes；(c)with three rows cooling holes；(d)with four rows cooling holes

圖5　各持久試樣斷口上的小平面特征　(a)1排孔；(b)2排孔；(c)3排孔；(d)4排孔 Fig.5　Facets at the fracture surface of the specimens with different distributions (a)with single row cooling holes；(b)with two rows cooling holes；(c)with three rows cooling holes；(d)with four rows cooling holes

圖6　氣膜孔附近二次裂紋及氧化形貌Fig.6　Appearance of secondary cracks and oxidation near the cooling holes

最后在遠離孔的位置發(fā)生斷裂，與上述斷口微觀特征相對應；因此，帶孔的持久試樣斷裂方式不是微孔聚集型斷裂，而主要是由氣膜孔處存在應力集中引起的斷裂。

3　應力分布

圖8給出了5種試樣的有限元應力分布圖，由圖8可知：由于氣膜孔的存在，最大分切應力集中分布在氣膜孔邊緣，分切應力較大區(qū)域在氣膜孔周邊呈蝴蝶形放射狀分布，非蝴蝶形區(qū)域分切應力值較小，表明在氣膜孔周邊明顯存在應力集中。

4種帶孔試樣斷裂位置情況對比見表3，由表3可知，對于無孔試樣，其斷裂位置、形狀與實驗結果一致。對于1排孔試樣斷裂位置有兩處，分別為第2列孔與第3列孔處，有限元分析結果雖然顯示應力最大點在第1列孔處，但第2列孔與第3列孔周處應力分布較為集中，平均應力較大。對2排孔試樣斷裂位置同樣有兩種情況，分別位于第1列孔與第2列孔處，有限元結果顯示應力最大點在第1列孔處，同時第1列孔與第2列孔周平均應力較大。3排孔與4排孔試樣斷裂位置均為第2列孔處，有限元分析結果與實驗結果相吻合。

圖7　帶不同氣膜孔分布的持久試樣斷口附近的金相組織形貌　(a)1排孔；(b)2排孔；(c)3排孔；(d)4排孔Fig.7　Metallurgical structure near the fracture surfaces of the specimens with different distributions　(a)with single row cooling holes;(b)with two rows cooling holes；(c)with three rows cooling holes；(d)with four rows cooling holes

CoolingholeFiniteelementcalculationExperimentSinglerow2,32,3Tworows21,2Threerows22Fourrows22

4　結論

(1)在980℃/300MPa條件下，氣膜孔的分布對單晶高溫合金的持久壽命具有顯著影響；隨著氣膜孔排數(shù)的增加，持久壽命呈規(guī)律性下降，而帶1排孔、2排孔試樣的持久壽命與不帶孔的持久壽命略長。

(2)帶孔和不帶孔試樣的斷口宏微觀和金相組織形貌表明：不帶孔試樣為微孔聚集型斷裂，斷口附近的縱剖面上存在心部裂紋；帶孔試樣不是微孔聚集型斷裂，而主要是由氣膜孔處存在應力集中引起的，斷口附近的縱剖面上幾乎沒有心部裂紋出現(xiàn)。

(3)基于晶體塑性理論分析了不同孔分布下孔邊分切應力的分布規(guī)律，模擬結果顯示在氣膜孔周邊存在應力集中和應力重分布，數(shù)值模擬分析結果與試樣的斷裂位置及形貌吻合。

圖8　5種試樣的有限元應力分布圖　(a)不帶孔；(b)1排孔；(c)2排孔；(d)3排孔；(e)4排孔Fig.8　Finite element stress distribution of the specimens with different distributions　(a)without cooling holes;(b)with single row cooling holes;(c)with two rows cooling holes;(d)with three rows cooling holes;(e)with four rows cooling holes

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特 約

Influence of Cooling Holes Distribution on Stress Rupture Property and Fracture Behavior of Single Crystal Superalloy DD6

HU Chun-yan1,2，LIU Xin-ling1,2，TAO Chun-hu1,2，CAO Chun-xiao1,2

(1 Beijing Institute of Aeronautical Materials,Beijing 100095,China;2 Beijing Key Laboratory of Aeronautical Materials Testing and Evaluation,Beijing 100095,China)

The influence of different cooling holes distribution on stress rupture property and fracture behavior of air-cooled turbine blades modeling specimens of single crystal superalloy DD6 at 980℃/300MPa was analyzed. The results show that cooling holes distribution is the main factor affecting the stress rupture life at the same temperature and stress conditions. The stress rupture life of modeling specimens declines regularly as rows of cooling holes increase, however, the stress rupture life of modeling specimens with one row cooling holes or two rows cooling holes is slightly longer than that without cooling holes. Based on fracture surface and metallurgical observations, the specimens without cooling holes fracture in the mode of microvoid coalescence. The fracture surface is made up of small square-shaped facets and there are heart checks near the fracture surfaces of the specimens,but for the specimens with cooling holes, the fracture cracks initiate from the cooling holes and stress rupture deformation concentrates on the region near cooling holes. The whole fracture surface oxidizes seriously and the small square-shaped facets reduce, dimples increase. In addition, there are cracks and oxidization characteristics near the fracture surfaces of the specimens. Based on the crystal plasticity theory, the distribution of stress along cooling holes is obtained. The simulated results show that stress concentration and redistribution occur around the cooling holes, and the form of the fracture surface is consistent with numerical analysis.

single crystal superalloy DD6;air-cooled blade;cooling hole;stress rupture property;fracture behavior

胡春燕(1983-)，女，博士研究生，現(xiàn)從事金屬材料失效分析及安全評估等方面的研究，聯(lián)系地址：北京市81信箱4分箱(100095)，E-mail:fachcy@163.com

10.11868/j.issn.1001-4381.2016.05.015

TG132.3

A

1001-4381(2016)05-0093-08

航空科學基金(KZ43150734)；中航工業(yè)航材院創(chuàng)新基金(KJSJ140739)

2015-01-13；

2016-03-11