两机叶片丨上交大：某重型燃气轮机涡轮叶片服役过程中表面开裂分析

重型燃气轮机作为一种高效的热–功转换发电设备，广泛应用于燃气发电、大型装备驱动等关键民生、军用领域[1-2]。高温、高应力的苛刻服役环境为其热端组件的稳定运行提出了巨大挑战，特别是涡轮一级动叶片在高达1 200 ℃的高温高速燃气冲击作用下，承受极大的热应力和冲击力，同时由于涡轮的高速转动产生较大的离心力，叶片材料不可避免地产生显著的组织–性能退化[3-4]。另外，空气及燃料中含有的腐蚀性污染物也会导致叶片或涂层的热腐蚀、表面点蚀等问题，在长期服役后，导致表面涂层材料的脱落或疲劳裂纹的形成[5-7]，进而影响重型燃气轮机的持续高效运行。涡轮叶片的失效形式一般可以概括疲劳和蠕变断裂两大类，疲劳主要包括由交变载荷引起的低周疲劳断裂或高周疲劳断裂，蠕变断裂主要是高温持续载荷长时间作用下产生的应变引起的开裂现象[8-11]。为阻止2类失效形式的发生，延长涡轮叶片的服役寿命，从外部环境因素来讲，应尽量降低叶片的应力水平及自身温度；从叶片自身材料因素来看，应尽量提高叶片材料的高温稳定性，使叶片在服役过程中保持较高的疲劳强度和蠕变抗性。

为提高重型燃气轮机运行过程中涡轮叶片的组织稳定性，降低其自身温度，叶片材质一般为高热稳定性的Ni基高温合金，并采用带有内部冷却气道的复杂结构。同时在叶片外表面涂敷氧化锆陶瓷材质的热障涂层，以降低燃气热量向叶片的传输速率[12]。为提高热障涂层的黏附性，达到防止涂层早期脱落的目的，通常在热障涂层和叶片之间沉积MCrAlY（M为金属Co或Ni，亦可两者同时添加）粘结层。由于较高的Al含量，在服役过程中，粘结层中的Al形成致密的Al2O3保护层，降低氧向叶片基体内部的扩散速率，保护叶片材料免于严重的高温氧化，从而发挥良好的抗氧化性能[13-14]。由此可知，重型燃气轮机的涡轮叶片多为2层结构：最外部为氧化锆热障涂层、中间为MCrAlY粘结层（或称为抗氧化层）、内部为带冷却气道的Ni基高温合金。这种复杂的结构有效降低了服役过程中叶片自身的温度，保证了重型燃气轮机在高温燃气环境下的长时间高效运转。

目前服役的重型燃气轮机涡轮叶片，即使有良好的结构优化、涂层保护及材质设计等保护措施，长期服役后仍有大量断裂情况的报道[15-18]。裂纹的形成存在多方面的原因，有文献报道叶片表面的热蚀坑在弯曲应力的作用下逐渐加深，并最终发展为裂纹，之后由于共振发生大幅度的振动，导致裂纹以疲劳机制逐步扩展[5]。S和V引起的热腐蚀导致叶片截面尺寸的下降，以及承载能力的弱化也被认为是叶片断裂的原因[19]。此外，叶片自身不合理的结构也可能成为裂纹的起源，某型失效叶片的分析结果表明，叶片内部的冷却气孔在较大的热应力作用下成为裂纹的起源[20]。涂层和叶片基体组织的退化也可能成为裂纹的起源，研究表明，高温氧化导致的涂层Al元素损失及相应的相变恶化了涂层金属的塑韧性，在疲劳因素的作用下，为裂纹的起源提供了辅助作用，叶片基体内部组织退化产生的沿晶碳化物薄膜，由于高温蠕变导致沿晶裂纹的形成和扩展[21]。针对失效叶片开展失效原因分析、材料组织退化分析等方面的研究工作，对于制定服役损伤评价标准和规范、开发新一代高性能叶片及涂层材料均具有指导意义。

在此背景下，本文针对某重型燃气轮机涡轮一级动叶片长期服役后出现的表面裂纹进行了开裂原因分析，并对裂纹附近涂层内及叶片基体Ni基高温合金内的组织进行了表征，对高温氧化导致的组织演变进行了详细阐述，从组织退化的角度分析了裂纹的形成及扩展机制。

1 试验

1.1 涡轮叶片

本文所分析开裂涡轮叶片为某电厂重型燃气轮机涡轮一级动叶片，服役环境温度为1 100～1 200 ℃，涡轮转速3 000 r/min，服役时长约为80 000 h。叶片的宏观形态如图1a所示，多条平行于叶片长轴方向的纵向裂纹肉眼可见于叶身与叶柄的圆弧过渡位置，表面裂纹的宏观形态如图1b所示。

图1 叶片宏观照片

Fig.1 Macro-pictures of the blade: a) integral structure; b) surface cracks

1.2 方法

采用线切割设备，在裂纹附近沿垂直于裂纹长度方向切取材料，制备裂纹截面金相试样。采用Buehler- Automet 300自动研磨抛光设备对金相试样进行研磨、抛光处理。金相试样在未腐蚀条件下，采用配备有Oxford Aztec X-Max80能谱仪的Tescan Lyra3场发射扫描电子显微镜对裂纹附近的显微组织进行详细表征，并进行微区元素分布的面扫描分析，以确定涂层、叶片材料的化学成分以及氧化产物的组成。然后采用10 g硫酸铜+50 mL盐酸+50 mL水配制而成的腐蚀液对金相试样进行侵蚀，侵蚀时间为3～5 s，对侵蚀后的试样再次进行显微组织的观察及EDS元素面分布分析。

2 结果及讨论

2.1 叶片涂层裂纹的截面形貌

对叶片表面开裂区域进行截面组织观察，截面宏观形貌及叶片基体的显微组织如图2所示。结合试验过程中的EDS能谱分析，由图2a可知，此叶片表面未见热障涂层，只有厚度在250～450 μm的抗氧化涂层，这说明在此服役条件下热障涂层已脱落。裂纹的截面形貌表明，在涂层表面位置，裂纹的宽度明显大于涂层内部，并且裂纹在外表面位置均与大小不一的凹坑相连接，在深度方向上裂纹具有不同的长度，呈现向涂层内部扩展的态势，较短的裂纹由表面至涂层内部长度仅约50 μm，较长的裂纹已完全贯穿抗氧化涂层，并已扩展至叶片基体内部。与裂纹相连接的表面凹坑，其形成一般与高温服役过程中发生的热腐蚀有关，燃气轮机所采用的燃料中不可避免地含有少量的腐蚀性污染物，高温长期服役过程中，对叶片表面涂层形成热腐蚀作用，导致表面热蚀坑的形成。图2a中的插图为叶片表面观察到的热蚀坑。叶片材料的显微组织及与之对应的区域EDS能谱分析结果如图2b所示。能谱分析结果表明，此叶片基体的化学成分与文献[22]中报道的GTD-111镍基高温合金非常接近，因此可确定叶片基体材质为GTD-111镍基高温合金。与大多数镍基高温合金相似，其组织主要为γ相+γʹ相，γ相为Co、Cr等元素在Ni中的固溶体，γʹ相为Ni3(Al, Ti)[23]。另外，图2b中的显微组织还可观察到少量的γ/γʹ共晶组织及富含Ti、Ta的不规则块状碳化物，关于这种碳化物文献中也有相关报道，其类型为MC型碳化物[24]。

图2 叶片开裂位置的截面组织形貌

Fig.2 Cross sectional microstructure of the cracked blade: a) macro morphology of the cracked position; b) chemical composition and microstructure of the blade substrate

抗氧化涂层中间部位的显微组织及EDS能谱分析结果如图3所示，由图3a中左下角的能谱分析结果可知，抗氧化涂层主要含有的元素为Ni、Co、Cr、Al。对比文献报道可知[25]，此涂层为目前广泛应用的第三代抗氧化涂层NiCoCrAlY，由于Y元素的含量较低，在EDS能谱分析中并未被检测到。NiCoCrAlY涂层的典型组织为γ-Ni相+β-NiAl相，如图3a所示，图中绿框区域的微区元素分布如图3b所示，由此可知，抗氧化涂层中的γ相为Co、Cr等元素溶解在Ni中形成的固溶体。文献报道γ-Ni相具有面心立方结构，其硬度约为7.5 GPa左右，而富含Al元素的β-NiAl相具有体心立方结构，其硬度约为9.7 GPa左右[26]。由此可知，β-NiAl相的强度、硬度明显高于γ相，β-NiAl相作为NiCoCrAlY涂层中的富Al强化相，其含量的高低直接决定了涂层的力学性能，一般涂层的强度、硬度随β-NiAl相含量的增加而增加。

图3 涂层中间部位的显微组织（a）和与之对应的微区元素分布情况（b）及微区的化学成分（c）

Fig.3 Microstructure in the middle of the anti-oxidation coating (a), elements distribution (b) and chemical composition (c)of the corresponding micro-region

2.2 涂层及裂纹中的氧化产物

裂纹的形成为氧的扩散提供了一条快捷通道，导致裂纹内部及周边形成了大量的氧化产物，如图4a所示。采用EDS能谱分析对裂纹周围的元素进行面分布分析，如图4b所示。在抗氧化涂层区域，裂纹两侧的氧化产物主要为金属Cr和Al的氧化物，局部区域观察到了S元素的富集，表明部分硫化物的形成，此外在裂纹内部发现大量的金属元素V。无论是抗氧化涂层金属，还是叶片镍基高温合金内，均不含S和V元素，因此可推断裂纹中的S和V元素应该来源于燃气轮机的气体燃料。有文献报道了燃料中的有害盐类污染物，主要包括Na2SO4和V2O5等[27]，在高温环境下形成了复合盐类熔融沉积物沉积于叶片表面，导致表面保护性氧化膜及抗氧化涂层的损伤，形成点状热蚀坑。由此可以确定叶片表面小凹坑的形成及裂纹内部的S和V元素均与燃料中有害盐类有关。因此，提高燃料的纯度，降低其有害盐类的含量，可以有效防止热蚀坑的形成。图4c展示了已扩展至叶片基体区域的裂纹周围的元素分布情况，与抗氧化涂层区域裂纹周围的氧化产物类似，叶片基体中裂纹周围的氧化产物也主要为Cr和Al的氧化物，裂纹中间区域发现金属元素Ti的富集，并未发现S和V元素的富集，说明有害熔盐并未扩散进入叶片基体区域，主要集中在抗氧化涂层中的裂纹中。另外，通过图4a裂纹截面形貌可知，在抗氧化涂层与叶片基体界面处形成了厚度较大的内氧化层，最严重位置厚度可达50 μm。较厚内氧化层的形成主要与裂纹的形成有关，裂纹为氧的扩散提供了快速通道，加速了界面处的氧化速率。氧化导致的热障涂层脱落现象在文献中已有报道[28]，因此可预见的是本文中内氧化层中存在的大量微裂纹在后续服役过程中必将引起抗氧化涂层的脱落，导致叶片基体直接承受含腐蚀性盐类高温燃气的冲击作用，进而导致叶片基体的失效。

图4 单条裂纹的截面形貌（a）及涂层区域（b）和叶片基体区域（c）裂纹周围的元素分布

Fig.4 Cross sectional morphology of a crack (a) and corresponding element distribution for the microstructures near the crack in the coating zone (b) and in the blade substrate (c)

进一步观察图4a中的组织发现，在抗氧化涂层内，远离裂纹的区域存在大量呈灰黑色絮状形态的组织，这些组织放大后的形态如图5a所示。图5b是针对絮状组织进行的EDS元素面分布分析结果，结果表明，这些絮状组织主要为Cr、Al的氧化产物。同时，观察到局部S元素的富集区域主要与Cr元素的富集区域重合，表明抗氧化涂层内部形成的硫化物应该是Cr的硫化物。抗氧化涂层内部大量氧化物及硫化物的形成表明在高温长期服役过程中，氧和硫在持续向涂层内部扩散，涂层表面未形成致密的Al2O3保护层，或已形成致密的Al2O3保护层，但在高温燃气的冲蚀作用下发生脱落，导致未能有效阻断氧和硫的扩散。抗氧化涂层前期的氧化主要依靠氧向涂层内部的扩散形成致密的Al2O3保护层，从而降低氧的扩散速率，之后的氧化过程主要是Al元素向涂层表面扩散，与氧结合继续形成Al2O3保护层，涂层内部的氧化程度相对较低[29-30]。在本文所研究的叶片抗氧化涂层内部，Al和Cr元素的氧化较严重，氧化导致涂层化学成分的变化，进而引起局部相组成的变化。

图5 抗氧化涂层内的絮状氧化产物（a）及对应的元素分布（b）

Fig.5 Flocculent oxidation products formed in the coating (a) and corresponding element distribution (b)

2.3 氧化导致的组织转变

尽管抗氧化涂层外表面的氧化物由于热腐蚀或磨损等原因已脱落，但可以确定的是外表面为氧化最严重的区域。因此，针对外表面进行组织观察和EDS能谱分析，以确定氧化导致的抗氧化涂层中的组织转变情况，结果如图6所示。与图3展示的涂层中部组织比较可知，涂层的外表面在厚度约为10 μm的区域内未发现β-NiAl相，而是形成了一层由γ相单独组成的区域，如图6a所示，图6b中Ni、Al元素的分布也证明了这一点。表面氧化的发生主要消耗掉了涂层中的Al元素，导致富Al的β-NiAl相无法稳定存在，继而转变为γ相，相似的结果在文献中也有报道[31-32]。如前所述，β-NiAl相的硬度较高，γ相的硬度较低，因此氧化导致的β-NiAl相向γ相的转变必然导致表面层强度、硬度等力学性能的下降。结构相似的叶片在服役过程中，其应力状态的分布情况可以通过有限元模拟的方法进行预测，相关分析结果在文献中也有报道。根据文献中报道的应力分布结果可知，最大应力出现在叶身与根部的过渡平台位置[27]，与本文中叶片表面开裂位置相重合。因此，本文所分析叶片表面裂纹的形成原因可归结为以下3方面的因素：涂层表面氧化诱发的β-NiAl相向γ相的转变导致表面强度、硬度等力学性能降低；服役过程中在叶身与根部的过渡平台位置出现较大程度的应力集中；长期高温服役过程中表面形成的热蚀坑成为裂纹的起源。以上3方面因素的综合作用导致了涂层表面裂纹的形核及扩展。

此外，针对未开裂区域抗氧化涂层与叶片基体界面处进行了组织观察及EDS能谱分析，结果如图7所示。图7a中界面附近的组织及局部Al和O元素的分布情况表明，在远离开裂区域的界面处发生了明显的内氧化现象，但内氧化区域的厚度明显小于图4中开裂位置的内氧化层厚度。图7b为界面处叶片基体一侧的组织经腐蚀后的形貌，可以看出，内氧化现象的发生导致叶片材料镍基高温合金发生了明显的组织变化。首先，界面附近形成了厚度约为10 μm只包含γ-Ni相的区域，说明界面处Al的氧化导致叶片基体中富Al的γʹ-Ni3(Al, Ti)相转变为γ-Ni的固溶体，并且在形成的γ-Ni晶界处观察到呈连续颗粒状的碳化物。图7c中的EDS能谱分析结果表明，这些颗粒状碳化物为富Cr的碳化物，据文献报道，这种碳化物为富Cr的M23C6型碳化物[24]，其形成原因主要与组织中(Ti, Ta)C的分解有关。其次，在距离界面稍远的位置观察到的γʹ相未发现明显的Al元素的聚集，而主要是Ni和Ti元素的聚集，说明远离界面处的γʹ-Ni3(Al, Ti)相转变为γʹ-Ni3Ti相。再次，在界面处的(Ti, Ta)C附近观察到了针状组织，据文献报道，这种组织可能为富Cr、Mo、W具有拓扑密堆积结构的σ相[33-35]，由于其尺寸较小，本文所采用的EDS能谱分析无法确定其具体成分。

图6 抗氧化涂层外表面形成的γ单相层（a）及与之对应的元素分布（b）

Fig.6 Single γ phase formed at the coating top surface position (a) and corresponding element distribution (b)

图7 远离开裂位置抗氧化涂层与叶片基体界面处的组织特征

Fig.7 Microstructures near the coating/blade substrate interface of the uncracked area: a) microstructures in uncorroded state; b) microstructures in corroded state; c) corresponding elements distribution of microstructures in (b)

3 结论

本文从组织退化的角度对某重型燃气轮机涡轮一级动叶片表面开裂进行了原因分析，得出如下结论：

1）此高温长期服役后的叶片基体材质为GTD-111镍基高温合金，表面未见热障涂层，只有材质为NiCoCrAlY的抗氧化涂层，其主要显微组织为γ-Ni相+β-NiAl相，表面裂纹主要集中于叶身与叶根的过渡平台位置，在涂层表面位置裂纹与凹坑相连接，并呈现向涂层内部扩展的态势。

2）裂纹周围及抗氧化涂层内部的氧化产物主要是金属Al和Cr的氧化物，此外，由于燃料中夹杂的有害盐类，在裂纹内部发现S和V元素的局部聚集。裂纹为氧和硫的扩散提供了便捷通道，导致涂层与基体界面处形成较厚的氧化层，恶化了界面结合强度。

3）表面氧化和内氧化分别诱发涂层和叶片基体中富Al的β-NiAl相和γʹ-Ni3(Al, Ti)相转变为γ-Ni相，导致涂层表面和涂层–叶片基体界面的弱化，在表面已存在凹坑的前提下，加之较大的应力集中于叶身与叶根过渡区域，从而导致涂层表面的开裂及向内的裂纹扩展。