胡　霖，佟文偉，高志坤，韓振宇

（中航工業(yè)沈陽發(fā)動(dòng)機(jī)設(shè)計(jì)研究所，沈陽10015）

DD6鎳基單晶渦輪轉(zhuǎn)子葉片失效分析

胡霖，佟文偉，高志坤，韓振宇

（中航工業(yè)沈陽發(fā)動(dòng)機(jī)設(shè)計(jì)研究所，沈陽10015）

為了排除某航空發(fā)動(dòng)機(jī)D D 6鎳基單晶高溫合金渦輪轉(zhuǎn)子葉片在室溫振動(dòng)試驗(yàn)中發(fā)生的裂紋故障，對(duì)故障葉片進(jìn)行了外觀檢查、斷口分析、表面檢查、解剖檢查、化學(xué)成分分析、金相檢查、應(yīng)力分布計(jì)算及熱模擬試驗(yàn)，確定了故障葉片裂紋的性質(zhì)和產(chǎn)生原因。結(jié)果表明：渦輪轉(zhuǎn)子葉片裂紋為高周疲勞裂紋，葉片局部區(qū)域存在異常的γ′筏排組織是導(dǎo)致該葉片產(chǎn)生早期疲勞開裂的主要原因，且附近區(qū)域腐蝕過重及結(jié)構(gòu)上處于應(yīng)力集中區(qū)，也促進(jìn)了疲勞裂紋的萌生及擴(kuò)展。針對(duì)這些故障，建議優(yōu)化葉片結(jié)構(gòu)并對(duì)腐蝕檢查進(jìn)行嚴(yán)格監(jiān)控，防止出現(xiàn)γ′筏排組織及腐蝕過重現(xiàn)象，從而避免此類故障再次發(fā)生。

D D 6鎳基單晶；渦輪轉(zhuǎn)子葉片；γ′筏排組織；故障分析；航空發(fā)動(dòng)機(jī)

0　引言

渦輪前燃?xì)鉁囟鹊母叩褪呛饬亢娇瞻l(fā)動(dòng)機(jī)性能好壞的重要指標(biāo)之一。燃?xì)鉁囟葟?200℃升高到1350℃，發(fā)動(dòng)機(jī)單位推力可提高15%，耗油率降低8%，而溫度的升高必然導(dǎo)致渦輪轉(zhuǎn)子葉片壽命的降低［1］。而材料的溫度降低15 K，壽命將延長1倍；反之，溫度升高，壽命會(huì)大幅度縮短［2］。為提高葉片承溫能力，采用空心氣膜冷卻技術(shù)［3］、熱障涂層技術(shù)［4-5］或單晶高溫合金材料［6］已成為有效的解決方案。

DD6鎳基單晶高溫合金是國內(nèi)成功研制的低成本第2代單晶合金［7］。與傳統(tǒng)的等軸晶合金、定向合金和已成功應(yīng)用的第2代CMSX-4單晶合金相比，具有更好的高溫綜合性能［8-9］，已成為國內(nèi)某型先進(jìn)航空發(fā)動(dòng)機(jī)渦輪轉(zhuǎn)子葉片的主要材料。早期有學(xué)者對(duì)高溫條件下單晶合金DD6和CMSX-4的蠕變性能進(jìn)行了對(duì)比試驗(yàn)研究，結(jié)果表明，在980℃試驗(yàn)條件下，［001］取向的2種材料變形0.5%所需時(shí)間分別為77.1 h和16.0 h；在850℃試驗(yàn)條件下則需18.2 h和0.31 h［10］，可見單晶合金DD6明顯較優(yōu)異。

新材料的渦輪轉(zhuǎn)子葉片在裝機(jī)使用前需進(jìn)行多項(xiàng)模擬考核試驗(yàn)［11］，目的是找到新材料葉片結(jié)構(gòu)中的設(shè)計(jì)缺陷或葉片生產(chǎn)工藝中的不足。本文針對(duì)在振動(dòng)試驗(yàn)過程中DD6鎳基單晶渦輪轉(zhuǎn)子葉片出現(xiàn)異常裂紋的現(xiàn)象，對(duì)故障葉片裂紋進(jìn)行失效分析，找出失效原因，分析失效機(jī)理，并提出相應(yīng)的改進(jìn)建議，為今后DD6鎳基單晶渦輪轉(zhuǎn)子葉片的高可靠性應(yīng)用提供重要的技術(shù)支撐。

1　材料與生產(chǎn)工藝

葉片材料為DD6鎳基單晶高溫合金的化學(xué)成分見表1。該葉片主要制造工藝為定向凝固→脫殼脫芯→鑄態(tài)檢查→真空熱處理→檢測與檢驗(yàn)。葉片精鑄件經(jīng)X射線檢查儀測試結(jié)晶取向，［001］結(jié)晶取向與葉片精鑄件主應(yīng)力軸的偏離應(yīng)不大于相關(guān)標(biāo)準(zhǔn)規(guī)定角度。

表1　DD6鎳基單晶高溫合金化學(xué)成分%

2　試驗(yàn)過程與結(jié)果

2.1外觀檢查

DD6合金葉片振動(dòng)疲勞試驗(yàn)在特定振動(dòng)應(yīng)力條件下進(jìn)行。當(dāng)循環(huán)至2.51×106時(shí)，葉片出現(xiàn)異常裂紋現(xiàn)象。經(jīng)熒光無損探傷檢查，確定裂紋位于葉片緣板下方處，該裂紋平直、開口較小、呈鋸齒狀，如圖1箭頭所示。

圖1　裂紋宏觀形貌

2.2斷口分析

將裂紋打開，斷口宏觀形貌如圖2所示。斷口具有較亮的金屬光澤，由數(shù)個(gè)不同角度的斜面組成，各斜面平坦、光滑、起伏較大，具有較強(qiáng)的鏡面反光性。斷面上可見明顯的河流狀放射棱線的擴(kuò)展特征（圖2箭頭所指），根據(jù)其匯聚方向可以判斷，裂紋源區(qū)位于流道橫截面突變的轉(zhuǎn)角處。

圖2　裂紋斷口宏觀形貌

在掃描電鏡下觀察，裂紋斷口源區(qū)低倍形貌如圖3（a）所示?？梢姺派淅饩€特征明顯，呈單源起始，未見明顯的冶金缺陷。進(jìn)一步放大觀察，源區(qū)隱約可見γ′連通狀組織形貌且不致密，如圖3（b）箭頭所示。裂紋斷口擴(kuò)展區(qū)放大觀察可見細(xì)密的疲勞條帶和滑移線特征［12］，如圖4所示，表明該斷口性質(zhì)為高周疲勞斷口。

圖3　疲勞源區(qū)形貌

圖4　擴(kuò)展區(qū)微觀形貌

2.3表面檢查

對(duì)疲勞源區(qū)附近表面放大觀察，形貌如圖5所示。從圖中可見，低倍下主要為鑄造表面形貌，較粗糙且有大小不一、數(shù)量較多的點(diǎn)腐蝕坑；放大觀察腐蝕坑，即圖5（a）中藍(lán)色虛框，可見組織形貌。分析表明：疲勞源區(qū)附近受到過重腐蝕，表面完整性較差。

圖5　源區(qū)附近表面形貌

2.4解剖檢查

在疲勞源區(qū)處沿葉片［001］、［100］方向分別提取解剖截面進(jìn)行檢查分析，形貌如圖6（a）、（c）所示，并進(jìn)行局部放大觀察，如圖6（b）、（d）所示?？梢娫磪^(qū)處γ′組織發(fā)生均勻性的增長和定向粗化的現(xiàn)象，且與葉片［001］生長方向約呈45°，分析應(yīng)為γ′組織筏排化。該γ′筏排組織沿基體深度方向分別約為0.57 mm和0.02 mm，而沿內(nèi)腔表面較大，約為2.33 mm，與其余處組織存在差異，且存在嚴(yán)重變形及向疲勞源聚攏的趨勢，如圖6（b）中箭頭所示。綜合分析該處在成形過程中受到力的影響，誘導(dǎo)該區(qū)域組織發(fā)生明顯的變形、聚攏。同時(shí)，遠(yuǎn)離疲勞源處為完整致密的方格狀γ+γ′組織形貌，如圖6（d）中藍(lán)箭頭所示；疲勞源區(qū)處為γ′筏排組織，且附近區(qū)域存在松散剝落的現(xiàn)象，如圖6（d）紅箭頭所示。結(jié)合圖5進(jìn)一步分析，疲勞裂紋萌生區(qū)域曾遭受較重的腐蝕損傷。

圖6　葉片［001］、［100］源區(qū)處截面微觀形貌

2.5化學(xué)成分分析

對(duì)故障葉片基體進(jìn)行化學(xué)成分分析，結(jié)果見表2。從表中可見，故障葉片的化學(xué)成分符合技術(shù)標(biāo)準(zhǔn)要求。

表2　故障葉片的化學(xué)成分%

2.6金相檢查

對(duì)故障葉片基體取樣進(jìn)行金相組織檢查，結(jié)果如圖7所示。該組織為典型的γ+γ′立方狀組織，符合技術(shù)標(biāo)準(zhǔn)要求。

圖7　故障葉片顯微組織

2.7應(yīng)力分布計(jì)算

通過對(duì)葉片振動(dòng)應(yīng)力分布計(jì)算可知，該葉片最大應(yīng)力區(qū)位于葉片伸根與榫齒轉(zhuǎn)接位置（如圖8所示），而實(shí)際故障葉片裂紋并未起始于此處，表明該葉片過早萌生疲勞裂紋與葉片所受最大應(yīng)力無直接關(guān)系。

圖8　葉片榫頭處振動(dòng)應(yīng)力分布

2.8熱模擬試驗(yàn)

為深入分析疲勞源區(qū)γ′筏排組織的形成原因，結(jié)合故障葉片疲勞源區(qū)存在腐蝕過重的特殊性，進(jìn)行較重腐蝕后的熱處理模擬試驗(yàn)，用來研究導(dǎo)致局部微區(qū)元素出現(xiàn)化學(xué)成分偏析，形成元素?cái)U(kuò)展梯度，擴(kuò)散勢壘的降低，最終γ′筏排組織的形成是否為腐蝕介質(zhì)和熱處理高溫環(huán)境共同作用的結(jié)果。此前也有研究表明［13-15］，γ′筏排組織的形成與原子定向擴(kuò)散密切相關(guān)，局部區(qū)域脫溶出來的Al元素易于擴(kuò)散到γ′相中，產(chǎn)生γ′筏排組織。

模擬試驗(yàn)后的組織形貌如圖9所示。從圖中可見，模擬試驗(yàn)后組織形貌仍為典型的立方狀γ+γ′組織，甚至未出現(xiàn)近似γ′筏排組織的現(xiàn)象，因此可以排除疲勞源區(qū)的γ′筏排組織是由于腐蝕過重和標(biāo)準(zhǔn)熱處理共同作用所致。

圖9　模擬試驗(yàn)后的組織形貌

3　分析與討論

從故障葉片裂紋斷口分析結(jié)果可知，故障渦輪轉(zhuǎn)子葉片裂紋位于緣板下方，斷口源區(qū)未見夾雜、再結(jié)晶等缺陷；微觀上可見放射棱線匯聚于流道橫截面突變的轉(zhuǎn)角處，擴(kuò)展區(qū)存在細(xì)密的疲勞條帶和滑移線形貌，表明該故障葉片裂紋的失效性質(zhì)為高周疲勞。故障葉片化學(xué)成分符合技術(shù)條件要求，葉片基體金相組織正常。通過對(duì)葉片振動(dòng)應(yīng)力分布的研究可知，葉片裂紋未在最大應(yīng)力區(qū)萌生。綜合分析表明，渦輪轉(zhuǎn)子葉片過早產(chǎn)生疲勞裂紋與葉片材質(zhì)、最大應(yīng)力區(qū)無直接關(guān)系。

DD6鎳基單晶高溫合金典型的立方狀γ+γ′組織具有優(yōu)異的的抗蠕變和機(jī)械疲勞性能［16］的特性。主要原因在于其自身由面心立方（fcc）結(jié)構(gòu)的金屬Ni基體（γ相）和均勻分布的L12結(jié)構(gòu)的Ni3Al（γ′相）組成。γ′相以畸變共格方式有序地嵌入γ相中，由于γ′相存在原子半徑較大的Al元素，基體γ相固溶Cr、Mo、Co等原子半徑較小的元素，導(dǎo)致γ和γ′相之間存在一定程度的晶格錯(cuò)配［17］，從而產(chǎn)生了晶格間的錯(cuò)配度δ［18］。

式中：αγ、αγ'為γ、γ′晶格半徑。

在立方狀的γ/γ′相界面存在大量的位錯(cuò)網(wǎng)［19］，該位錯(cuò)網(wǎng)可以很大程度上釋放外加載荷，降低位錯(cuò)密度，宏觀表現(xiàn)為材料的抗疲勞性能提高。但通過對(duì)疲勞源區(qū)的檢查與分析，發(fā)現(xiàn)疲勞源區(qū)存在異常的γ′筏排組織。

早期研究表明，在應(yīng)力和高溫條件下［20-22］或在無應(yīng)力的高溫長時(shí)熱暴露條件［23-24，13］下，γ′組織均可出現(xiàn)筏排化的現(xiàn)象。結(jié)合故障葉片的具體生成工藝可以排除無應(yīng)力高溫長時(shí)熱暴露條件，因此，疲勞源區(qū)出現(xiàn)的γ′筏排組織必然需要應(yīng)力和高溫的條件。根據(jù)該葉片的生產(chǎn)工藝履歷，深入分析該葉片局部區(qū)域出現(xiàn)γ′筏排組織產(chǎn)生原因在于：選晶法制備單晶葉片在定向凝固成形過程中，單晶高溫合金需從固相線的溫度（約1340℃）開始凝固成形，冷卻時(shí)合金凝固收縮，包裹型芯，合金的收縮一旦受到阻礙，凝固成型后會(huì)在相應(yīng)的區(qū)域產(chǎn)生殘余應(yīng)力。同時(shí)，對(duì)于葉片內(nèi)腔腔道橫截面突變的區(qū)域及轉(zhuǎn)角過渡結(jié)構(gòu)的曲率較小區(qū)域，合金凝固收縮的尺寸較大，相應(yīng)的鑄造殘余應(yīng)力值也較大，從該葉片γ′筏化組織所處位置（圖2）可知，該處正位于鑄造殘余應(yīng)力較大區(qū)域，這一觀點(diǎn)也可從圖6（b）中的γ′筏排組織的變形、聚攏現(xiàn)象中得到直接佐證。隨后該區(qū)域在標(biāo)準(zhǔn)熱處理過程中，達(dá)到γ′筏化組織形成所需溫度的要求，最終導(dǎo)致γ′組織形成筏排化。

γ′筏排組織按照形狀通常分為板狀筏化和棒狀筏化，Ignat［25］等對(duì)γ′筏排組織的參量R進(jìn)行了規(guī)定，來確定γ′筏化程度，間接地表征出γ′筏排的形狀

式中：L和T分別為γ′的長度和寬度，均可通過SEM手段獲取。

圖6（b）中的γ′參量R值約為3.97，應(yīng)為板狀筏化?；诖私Y(jié)果，通過對(duì)γ′筏排組織微觀結(jié)構(gòu)特性及不同溫度下位錯(cuò)機(jī)理的分析，在中、低溫時(shí)，γ′筏排組織的疲勞壽命較短。其主要原因在于：在高溫時(shí)，位錯(cuò)主要以攀移的形式出現(xiàn)；在中、低溫時(shí)，位錯(cuò)多以切割γ′為主導(dǎo)機(jī)制。板狀筏排后的γ/γ′相界面面積大量減少，相界面的位錯(cuò)網(wǎng)也隨之大量減少，必將導(dǎo)致釋放外加載荷的能力降低，γ′易被切割，導(dǎo)致γ′筏排組織抗疲勞性不足。這一結(jié)論與前期研究［26］針對(duì)不同γ′形狀組織（立方狀、板狀筏化）的疲勞壽命同樣進(jìn)行對(duì)比性試驗(yàn)，得出在不同條件下，初始板狀γ′筏排化組織會(huì)使材料疲勞壽命明顯縮短的結(jié)果相一致。

針對(duì)此次室溫條件下的試驗(yàn)，γ′筏排組織的抗疲勞性能整體較差，同時(shí)，γ′筏排組織區(qū)域較小，相對(duì)整個(gè)正常組織的葉片而言，可近似看作單晶材料中存在1個(gè)大“雜晶”，從而導(dǎo)致該處抗疲勞性能再次降低。此外，該γ′筏排組織區(qū)域存在較為嚴(yán)重的大面積點(diǎn)腐蝕坑。腐蝕過重的原因在于：每次腐蝕檢查時(shí)需把數(shù)量較多的葉片同時(shí)放入HCl+H2O2腐蝕液中，但葉片在清洗時(shí)不能同時(shí)進(jìn)行，導(dǎo)致每個(gè)葉片腐蝕時(shí)間各不相同，腐蝕的程度也各不相同，最終導(dǎo)致個(gè)別葉片腐蝕程度相對(duì)較重，破壞了單晶葉片的完整性和致密性，促使抗疲勞強(qiáng)度進(jìn)一步降低。同時(shí)，該處位于流道的轉(zhuǎn)角處，易產(chǎn)生應(yīng)力集中，更加促進(jìn)裂紋的萌生及擴(kuò)展。

綜上所述，在異常的γ′筏排組織、腐蝕過重及結(jié)構(gòu)上的應(yīng)力集中3個(gè)因素共同作用下，該葉片過早產(chǎn)生疲勞裂紋。

4　展望與預(yù)防

近年來，國內(nèi)關(guān)于DD6合金的研究僅限于材料本身的蠕變［27］、疲勞［28］等性能方面，雖然在DD6合金本身的性能上取得了長足進(jìn)展，但在航空發(fā)動(dòng)機(jī)渦輪轉(zhuǎn)子葉片試驗(yàn)方面報(bào)道較少。同時(shí)，在葉片實(shí)際使用方面的經(jīng)驗(yàn)/破壞模式等方面積累相對(duì)甚少，在失效機(jī)理方面研究則更少。因此，需大力開展DD6合金在渦輪轉(zhuǎn)子葉片上的應(yīng)用研究，既可為DD6合金在渦輪轉(zhuǎn)子葉片上的成功應(yīng)用做必要的技術(shù)預(yù)研工作，又可促進(jìn)航空發(fā)動(dòng)機(jī)性能飛躍式發(fā)展。

本文通過對(duì)DD6鎳基單晶轉(zhuǎn)子葉片裂紋失效原因及產(chǎn)生機(jī)理進(jìn)行研究，同時(shí)，為避免此類故障再次發(fā)生，建議今后在以下幾個(gè)方面開展研究工作，促進(jìn)DD6鎳基單晶渦輪轉(zhuǎn)子葉片技術(shù)的完善。

（1）對(duì)葉片內(nèi)腔橫截面突變或曲率較小等易產(chǎn)生鑄造殘余應(yīng)力部位進(jìn)行結(jié)構(gòu)優(yōu)化，為鑄造提供更寬的工藝條件。

（2）葉片內(nèi)腔出現(xiàn)異常組織是極難檢查發(fā)現(xiàn)的問題，因此，今后應(yīng)開展相應(yīng)的專項(xiàng)檢查，并對(duì)檢查部位及檢查方法進(jìn)行可行性研究。

（3）對(duì)DD6單晶葉片的腐蝕進(jìn)行嚴(yán)格控制，避免發(fā)生腐蝕時(shí)間不同的情況，并做相關(guān)的試驗(yàn)優(yōu)化出最佳的腐蝕工藝參數(shù)。

5　結(jié)論

（1）某航空發(fā)動(dòng)機(jī)DD6鎳基單晶渦輪轉(zhuǎn)子葉片裂紋為高周疲勞裂紋，裂紋起源于流道橫截面突變的轉(zhuǎn)角處。

（2）渦輪轉(zhuǎn)子葉片局部區(qū)域存在異常的γ′筏排組織是導(dǎo)致葉片產(chǎn)生早期疲勞裂紋的主要原因；腐蝕過重及結(jié)構(gòu)上的轉(zhuǎn)角處所引起的應(yīng)力集中，對(duì)疲勞裂紋萌生及擴(kuò)展起到了促進(jìn)作用。

（3）裂紋的產(chǎn)生與其材質(zhì)及結(jié)構(gòu)上的最大應(yīng)力區(qū)沒有直接關(guān)系。

［1］陶春虎，張衛(wèi)方，李運(yùn)菊，等.定向凝固和單晶高溫合金的再結(jié)晶［J］.失效分析與預(yù)防，2006，1（4）：1-9. TAO Chunhu，ZHANG Weifang，LI Yunju，et al.Recrystallization of directionally solidified and single crystal superalloy［J］.Failure Analysis and Prevention，2006，1（4）：1-9.（in Chinese）

［2］劉葆華，黃金泉.基于高壓渦輪葉片壽命損耗的航空發(fā)動(dòng)機(jī)功率控制［J］.航空動(dòng)力學(xué)報(bào)，2013，28（12）：2837-2841. LIU Baohua，HUANG Jinquan.Aero-engine power control based on life consumption of high pressure turbine blade［J］.Journal of Aerospace Power，2013，28（12）：2837-2841.（in Chinese）

［3］王執(zhí)范，姚四偉.渦輪第一級(jí)導(dǎo)向葉片的氣膜冷卻仿真［J］.西安航空學(xué)院學(xué)報(bào)，2015，33（1）：3-8. WANG Zhifan，YAO Siwei.Gas film cooling simulation of the first stage turbine guide vane［J］.Journal of Xi′an Aeronautical University，2015，33（1）：3-8.（in Chinese）

［4］徐慶澤，梁春華，孫廣華，等.國外航空渦扇發(fā)動(dòng)機(jī)渦輪葉片熱障涂層技術(shù)發(fā)展［J］.航空發(fā)動(dòng)機(jī)，2008，34（3）：52-56. XU Qingze，LIANG Chunhua，SUN Guanghua，et al.Development of thermal barrier coating for foreign turbofan engine turbine blade［J］. Aeroengine，2008，34（3）：52-56.（in Chinese）

［5］李釗，蔡文波.熱障涂層技術(shù)在航空發(fā)動(dòng)機(jī)渦輪葉片上的應(yīng)用［J］.航空發(fā)動(dòng)機(jī)，2015，41（5）：67-71. LI Zhao，CAI Wenbo.Application of thermal barrier coating on aeroengine turbine blades［J］.2015，41（5）：67-71.（in Chinese）

［6］胡壯麒，劉麗榮，金濤，等.鎳基單晶高溫合金的發(fā)展［J］.航空發(fā)動(dòng)機(jī)，2005，31（3）：1-7. HU Zhuangqi，LIU Lirong，JIN Tao，et al.Development of the Ni-base single crystal superalloys［J］.Aeroengine，2005，31（3）：1-7.（in Chinese）

［7］LI Jiarong，ZHONG Zhenggang，TANG Dingzhong，et al.A low cost second generation single crystal superalloy DD6.［C］//Superalloys 2000，Pennsylvania，Warrendale：TMS，2000：777-783.

［8］Huda Z，Edi P.Materials selection in design of structures and engines of supersonic aircrafts：a review［J］.Material&Design，2013（46）：552-560.

［9］Ejaz N，Mansoor M，Salam I.Effect of high temperature exposure on the micro-structure of Udimet-500 superalloy［J］.Journal of Materials Science，2010（45）：4507-4517.

［10］王開國，李嘉榮，劉世忠，等.DD6單晶高溫合金980℃蠕變性能研究［J］.材料工程，2004（8）：7-11. WANG Kaiguo，LI Jiarong，LIU Shizhong，et al.Study on creep properties of single crystal superalloy DD6 980℃［J］.Journal of Materials Engineering，2004（8）：7-11.

［11］王洪斌.渦輪葉片熱/機(jī)械復(fù)合疲勞試驗(yàn)方法研究［J］.航空發(fā)動(dòng)機(jī)，2007，33（2）：7-11. WANG Hongbin.Test methods on thermal/mechanical fatigue（TMF）of turbine blade［J］.Aeroengine，2007，33（2）：7-11.（in Chinese）

［12］張棟，鐘培道，陶春虎，等.失效分析［M］.北京：國防工業(yè)出版社，2013：128-129. ZHANG Dong，ZHONG Peidao，TAO Chunhu，et al.Failure analysis［M］.Beijing：National Defense Industry Press，2013：128-129.（in Chinese）

［13］Cheng K Y，Jo C Y，Kim D H，et al.Influence of local chemical segregation on the γ′directional coarsening behavior in single crystal superalloy CMSX-4［J］.Materials Characterization，2009，60（3）：210-218.

［14］Pollock T M，Argon A S.Directional coarsening in Nickel-base single crystals with high volume fractions of coherent precipitates［J］.Acta Metall，1994，42（6）：1859.

［15］Fu C L，Reed R，Janotti A，et al.On the diffusion of alloying elements in the Nickel-base superalloys［C］//Superalloys 2004，Pennsylvania：Warrendale，2004：867-876.

［16］丁智平，劉義倫，尹澤勇.鎳基單晶合金高溫合金蠕變-疲勞壽命評(píng)估方法進(jìn)展［J］.機(jī)械強(qiáng)度，2003，25（3）：254-259. DING Zhiping，LIU Yilun，YIN Zeyong.Development on evaluating method of creep-fatigue life of single crystal Nickel-based superalloys［J］.Journal of Mechanical Strength，2003，25（3）：254-259.（in Chinese）

［17］曹娟.鎳基單晶合金初始細(xì)觀結(jié)構(gòu)及變形影響因素研究［J］.航空發(fā)動(dòng)機(jī)，2013，39（5）：71-78. CAO Juan.Initial microstructure and deformation influence factors ofNi-base single crystal［J］.Aeroengine，2013，39（5）：71-78.（in Chinese）

［18］Pierret S，Etter T，Evans A，et al.Origin of localized rafting in Ni-based single crystal turbine blades before service and its influence on the mechanical properties［J］.Acta Materialia，2013（61）：1478-1488.

［19］周麗，李守新，王躍臣，等.DD8單晶鎳基高溫合金熱機(jī)械疲勞后γ/γ′界面位錯(cuò)網(wǎng)產(chǎn)生內(nèi)應(yīng)力的計(jì)算［J］.金屬學(xué)報(bào)，2005，41（3）：245-250. ZHOU Li，LI Shouxin，WANG Yuechen，et al.Calculation of the internal stresses at the γ/γ′interface of DD8 single crystal Nickel base superalloy after thermo-mechanical fatigue［J］.Acta Metallurgica Sinica，2005，41（3）：245-250.（in Chinese）

［20］岳珠峰，楊治國.鎳基單晶渦輪單晶材料的細(xì)觀力學(xué)研究［J］.燃?xì)鉁u輪試驗(yàn)與研究，2005，18（1）：9-13. YUE Zhufeng，YANG Zhiguo.Micro study of the Nickel-based single crystal superalloys［J］.Gas Turbine Experiment and Research，2005，18（1）：9-13.（in Chinese）

［21］沙玉輝，陳昌榮，張靜華，等.鎳基單晶高溫合金定向粗化行為的取向依賴性［J］.金屬學(xué)報(bào)，2000，36（3）：258-261. SHA Yuhui，CHEN Changrong，ZHANG Jinghua，et al.Orientation dependence of directional coarsening behavior in a Nickel-base single crystal superalloy［J］.Acta Metallurgica Sinica，2000，36（3）：258-261.（in Chinese）

［22］Yang J X，Zheng Q，Sun X F，et al.The microstructure evolution and its effect on the mechanical properties of a hot-corrosion resistant Ni-based superalloy during long-term thermal exposure［J］.Materials &Design，2012（39）：55-62.

［23］Khachaturyan A G.Theory of structural transformation in solids［M］. New York，NY：John Wiley IntersciencePublications，1983：216

［24］Miyazaki T，Nakamura K，Mori H.Experimental and theoretical investigations on morphological changes of γ′precipitates in Ni-Al single crystals during uniaxial stress-annealing［J］.Journal of Materials Science，1979，14：1827-1837.

［25］Ignat M，Buffiere J Y，Chaix J M.Microstructures induced by a stress gradient in a Nickel-based superalloy［J］.Acta Metall Mater，1993，41（3）：855-862.

［26］Sakaguchi M，Okazaki M.Hybrid composite model for high temperature fatigue life prediction in single crystal Ni-based superalloy［C］//Sendai：6th Japan-China Bilateral Symposium on High Temperature Strength of Materials，2007：107-112.

［27］卿華，江和甫，溫衛(wèi)東，等.DD6鎳基單晶合金循環(huán)蠕變性能研究［J］.燃?xì)鉁u輪試驗(yàn)與研究，2007，20（3）：51-56. QING Hua，JIANG Hefu，WEN Weidong，et al.Study on fatigue-creep properties of DD6 Ni-based single crystal superalloy［J］.Gas Turbine Experiment and Research，2007，20（3）：51-56.（in Chinese）

［28］李影，于慧臣，張國棟，等.高溫下拉伸保載對(duì)DD6鎳基單晶合金低周疲勞行為的影響［J］.燃?xì)鉁u輪試驗(yàn)與研究，2005，18（1）：14-16. LI Ying，YU Huichen，ZHANG Guodong，et al.Effect of tensile strain dwell on the low cycle fatigue behavior of DD6 Nickel-based single crystal super-alloy at high temperature［J］.Gas Turbine Experiment and Research，2005，18（1）：14-16.（in Chinese）

（編輯：栗樞）

Failure Analysis of the Turbine Blade of DD6 Nickel-Base Single Crystal

HU Lin，TONG Wen-wei，GAO Zhi-kun，HAN Zhen-yu
（AVIC Shenyang Engine Design and Research Institute，Shenyang 110015，China）

In order to find out the crack occurred on the turbine blades that is made of DD6 single crystal superalloy applied in an aeroengine during the vibration test under the room temperature.The examination of failed turbine-blades appearance，fracture surface analysis，the examination of the original surface，the examination of the longitudinal section of the source region，chemical composition analysis，metallurgical structure analysis，calculation of stress distribution and thermal simulation test were carried out.The results show that the failure mode for the crack of failed turbine-blades is high-cycle fatigue.As a pivotal factor，abnormal γ′rafting lead to early fatigue fracture in the localized region of the turbine-blade.Meanwhile，the fatigue crack is also influenced by serious corrosion and stress concentration.Finally in the view of the failure，it is suggested that construction of the turbine blades should be optimized and the corrosion examination process of the turbine-blades should be rigidly controlled to prevent the abnormal γ′rafting and serious corrosion appearing，and analogous failure can be avoided.

DD6 Nickel-base single crystal；turbine blade；γ′rafting；failure analysis；aeroengine

V 232.4

A

10.13477/j.cnki.aeroengine.2016.04.016

2016-01-13基金項(xiàng)目：燃?xì)廨啓C(jī)工程研究項(xiàng)目資助

胡霖（1985），男，碩士，工程師，主要從事航空發(fā)動(dòng)機(jī)及燃?xì)廨啓C(jī)部件的失效分析工作；E-mail：1259691509@qq.com。

引用格式：胡霖，佟文偉，高志坤，等.DD6鎳基單晶渦輪葉片失效分析［J］.航空發(fā)動(dòng)機(jī)，42（4）：81-86.HULin，TONGWenwei，GAOZhikun，et al.Failure analysisoftheturbinebladeofDD6nickel-basesinglecrystal［J］.Aeroengine，42（4）：81-86.