張春蘭，陳玉龍，胡 博，胡仁高，黎方娟，古遠興

(中國航發(fā)四川燃氣渦輪研究院，成都 610500)

1 引言

FGH96粉末高溫合金(以下簡稱FGH96合金)具有晶粒細小、組織均勻、強度高、低周疲勞性能好、裂紋擴展速率低等優(yōu)點而被廣泛應用于航空發(fā)動機渦輪盤的制造[1]。目前，粉末純凈化技術可以將FGH96 合金中非金屬夾雜物含量控制在極低的水平，但還無法實現(xiàn)100%純凈，這些非金屬夾雜物以夾雜缺陷的形式存在于渦輪盤中[2-4]。FGH96 合金渦輪盤中的夾雜缺陷一般通過鍛件超聲波探傷進行識別，但受到當前超聲波探傷技術分辨率的限制，過于微小的夾雜缺陷一般無法被識別[5]。這些隨機存在的微小缺陷往往會成為疲勞源，導致FGH96合金低周疲勞壽命具有較大的分散性[6-10]。為獲得具有穩(wěn)定可靠性能的渦輪盤，除進一步提升FGH96合金粉末純凈度以外，還可在加工制造中借助超速預過載技術等一些輔助手段實現(xiàn)。

超速預過載技術是指葉輪在裝機前進行超轉，使葉輪內(nèi)孔附近一定范圍出現(xiàn)塑性變形，而葉輪外層材料仍處于彈性狀態(tài)，從而在葉輪內(nèi)部形成有利的預應力分布，提高葉輪承載能力、使用性能及工作壽命。該技術在葉輪機上的應用始于上世紀50 年代，是GE公司制造燃氣輪機轉子的關鍵工藝[11]。目前國內(nèi)未見FGH96 合金渦輪盤加工使用該技術的公開報道，多采用表面處理(如表面噴丸強化、振動光飾等)的方式[12-13]在零件表面形成預壓應力從而提高輪盤的低周疲勞壽命。事實上，超速預過載在盤體形成預應力的同時，其材料力學性能也會發(fā)生變化。國內(nèi)外許多研究[14-20]表明，金屬材料的預處理強化能夠改變材料性能并提升低周疲勞壽命。本文針對輪盤超速預過載對FGH96 合金材料性能的影響進行了試驗研究，獲得了預過載前后FGH96合金高溫拉伸性能和應力控制低周疲勞壽命的對比數(shù)據(jù)，進行了試樣斷口和失效模式分析，并總結了相關規(guī)律。

2 輪盤超速預過載

為研究FGH96 合金輪盤在超速預過載后的材料性能變化，采用FGH96合金制備了輪盤試驗件(圖1)，并利用ZUST20D下立式轉子高速旋轉試驗器(圖2)在室溫條件下進行了120%超速預過載。

圖1 FGH96合金試驗盤Fig.1 FGH96 powder superalloy disc

圖2 ZUST20D下立式轉子高速旋轉試驗器Fig.2 ZUST20D vertical high-speed spin tester

為確保試驗安全，采用逐步加載的方式分別進行了100%、108%、115%、120%轉速下的輪盤超速預過載。轉速控制精度為±100 r/min，保載時間為5 min。卸載后測量輪盤盤心徑向尺寸，以預估輪盤的殘余變形，測量數(shù)據(jù)見表1。表中殘余變形量表征了輪盤是否發(fā)生屈服，可見在120%轉速后輪盤已發(fā)生了明顯屈服，盤心殘余變形呈現(xiàn)出左小右大的錐形(參照圖1)，其中左側變形量為0.15 mm，右側變形量為0.43 mm。

表1 輪盤超速后盤心殘余變形量Table 1 Residual deformation after disc overspeed test

對FGH96 合金輪盤在室溫下的超速預過載過程進行彈塑性分析。建立有限元模型，加載120%轉速后卸載，輪盤殘余周向塑性應變和盤心的殘余徑向變形如圖3 所示。計算結果表明，盤心大部分進入塑性，周向塑性應變最大值出現(xiàn)在盤心右側，且左側小右側大。殘余變形量(徑向位移)分別為左側0.07 mm 和右側0.44 mm，與試驗測試結果吻合較好。

圖3 120%超速預過載后輪盤的塑性應變和變形分析結果Fig.3 Numerical calculating plastic strain and deformation after 120%overspeed test

3 輪盤超速預過載后的材料性能對比

為研究超速預過載過程對材料性能——特別是低周疲勞性能的影響，在經(jīng)過超速預過載處理的輪盤盤心位置取周向試樣(以下簡稱預過載試驗件)，取樣位置見圖4。預過載試驗件結構及要求見圖5。在同批次FGH96合金毛坯盤的相同區(qū)域和方向取對比試驗件，進行拉伸和低周疲勞試驗。

圖4 預過載試驗件取樣區(qū)域Fig.4 Sampling location of overspeed test pieces

圖5 預過載試驗件結構Fig.5 Structure of overspeed test pieces

3.1 高溫拉伸性能對比

采用帶653.03 型高溫爐的MTS809 材料試驗機，在550℃溫度條件下進行試驗件的拉伸試驗，拉伸試驗裝配圖如圖6所示。在試驗件標距段固定熱電偶控制溫度波動，試驗前加熱試驗件到試驗溫度后保溫10 min，然后開始試驗。試驗過程中，溫度控制精度為±5℃，加載速率為0.1 mm/min。

圖6 拉伸試驗裝配圖Fig.6 Assembly picture of tensile test

在550℃溫度下，F(xiàn)GH96 合金的彈性模量和屈服強度見表2，拉伸曲線見圖7。對比可看出，經(jīng)過室溫120%超速預過載后，F(xiàn)GH96 合金在550℃的彈性模量無明顯變化，但曲線非線性段(屈服段)明顯向上偏移。對比試驗件的平均屈服強度為1 044 MPa，而超速試驗件的平均屈服強度為1 141 MPa，提高了9.34%。這表明，輪盤超速后盤心部分材料發(fā)生的塑性變形現(xiàn)象導致盤心材料發(fā)生應變強化，類似于冷作硬化的現(xiàn)象，使得材料的屈服強度明顯提升。

表2 拉伸應力-應變結果Table 2 Tensile stress-strain results

圖7 試驗件拉伸應力-應變曲線Fig.7 Tensile stress-strain curves of test pieces

3.2 低周疲勞性能對比

考慮到FGH96 合金輪盤服役于高溫環(huán)境的普遍性，且正常工況下的工作轉速為固定值，輪盤的實際疲勞行為(反復啟動、停車)更接近于應力控制下的疲勞，故在550℃溫度條件下采用應力控制進行低周疲勞試驗。名義峰值應力為1 190 MPa，應力比為0.05，加載頻率為2 Hz，載荷波形為正弦波。試驗設備為MS 型高溫爐的EHF-EV100k3-040 材料試驗機，在試驗件的標距段固定熱電偶控制溫度波動，試驗前加熱試驗件達到試驗溫度后保溫一段時間，然后開始試驗。低周疲勞試驗結果見表3。由表可知，F(xiàn)GH96合金對比試驗件的中值低周疲勞壽命為30 320周，預過載試驗件的中值低周疲勞壽命為54 190周，經(jīng)超速預過載處理后其中值低周疲勞壽命提升了80%。

3.3 低周疲勞斷口分析

為分析輪盤超速預過載對材料微觀組織的影響，對預過載試驗件和對比試驗件的斷口及晶粒度進行了電鏡分析。對比試驗件斷口宏觀形貌如圖8所示，在斷口邊緣沿周向分布有5個疲勞源區(qū)，源區(qū)附近呈藍紫色和黃褐色氧化變色。疲勞擴展區(qū)面積較小，與對比試驗件軸向基本垂直；斷口剩余大部分區(qū)域為瞬斷區(qū)，與對比試驗件周向約呈45°夾角。

表3 低周疲勞試驗結果Table 3 Low cycle fatigue test results

圖8 對比試驗件斷口宏觀形貌Fig.8 Macroscopic characteristic of contrasting fatigue fracture

圖9 對比試驗件斷口微觀形貌Fig.9 Microscopic characteristic of contrasting fatigue fracture

對比試驗件斷口掃描電鏡形貌如圖9所示?？捎^察到斷口疲勞源區(qū)為短線源，裂紋均起源于對比試驗件表面加工刀痕處，加工刀痕深度為5～6 μm。疲勞擴展初期、中期、末期形貌均可見明顯疲勞條帶和二次裂紋，其中擴展末期條帶間距相對更大。瞬段區(qū)可見類解理平面和韌窩特征。

預過載試驗件斷口宏觀形貌如圖10 所示。在斷口邊緣有2 個疲勞源區(qū)，源區(qū)附近呈藍色和黃褐色氧化變色。斷口疲勞擴展區(qū)較平坦、面積較小，與預過載試驗件軸向基本垂直；斷口剩余大部分區(qū)域為瞬斷區(qū)，存在一定起伏，與預過載試驗件軸向約呈45°夾角。

預過載試驗件斷口掃描電鏡形貌如圖11 所示?？捎^察到斷口存在2 個疲勞源區(qū)，擴展棱線及弧線特征顯著。裂紋均起源于試樣表面加工刀痕處，為小線源，加工刀痕深度約為4 μm。疲勞擴展初期局部可見細密的疲勞條帶，擴展中期、末期疲勞條帶寬化且可見二次裂紋特征。瞬段區(qū)呈類解理平面和韌窩混合形貌特征。

圖10 預過載試驗件斷口宏觀形貌Fig.10 Macroscopic characteristic of overspeed fatigue fracture

圖11 預過載試驗件斷口微觀形貌Fig.11 Microscopic characteristic of fatigue fracture for preloading test specimen

圖12 試驗件斷口高倍組織Fig.12 Microstructure of fatigue fracture

在低周疲勞試樣斷口附近取樣制備晶相試樣對高倍組織進行分析，如圖12 所示。對比分析發(fā)現(xiàn)，對比試驗件和預過載試驗件的橫向及縱向組織(包括組織類型和晶粒度)基本一致，晶粒度均在8級以上。對比試驗件和預過載試驗件的低周疲勞斷口均屬多線源斷口，疲勞源區(qū)多為加工刀痕，疲勞擴展區(qū)占斷口面積的比例很小，大部分斷口為瞬斷區(qū)，斷口附近晶粒度水平相當。可見，超速預過載過程對FGH96 合金材料的強化并不會明顯改變其組織狀態(tài)和低周疲勞破壞模式。

4 結論

針對FGH96合金輪盤經(jīng)過室溫120%超速預過載處理后的盤體的材料性能變化開展了試驗研究，主要得到如下結論：

(1) 超速預過載后FGH96 合金渦輪盤體發(fā)生了明顯塑性變形，盤心位置周向塑性應變最大；

(2) 超速預過載后FGH96 合金渦輪盤心塑性變形位置發(fā)生了應變強化，彈性模量無明顯變化，屈服強度提升9.34%，低周疲勞中值壽命提升80%；

(3) 輪盤超速預過載引起的塑性變形對FGH96 合金的組織狀態(tài)和低周疲勞破壞模式無明顯影響；

(4) 輪盤超速預過載過程引起的材料強化對提升輪盤低周疲勞壽命具有積極意義，但其影響機理尚需開展進一步研究。