李祚军，白云瑞，吴 晨，田 伟

(中国航发四川燃气涡轮研究院，成都 610500)

1 引言

GH4169G 合金是在GH4169 合金成分的基础上，采用磷、硼微合金复合强化方法发展而成的一种先进合金。与GH4169 合金相比，GH4169G 合金的使用温度提高了30℃(达到680℃)，同时其他力学性能不降低，工艺性能相当，持久和蠕变性能成倍提高，疲劳寿命显著延长[1-5]。目前，GH4169G 合金不仅积累了大量的组织性能数据，而且确定了主导工艺(包括冶炼，均匀化处理，棒材锻造，盘件模锻等)，已应用于压气机整体叶盘。

针对GH4169G 合金，孙文儒等[1-5]研究了GH4169G合金的锻造工艺对组织性能的影响，合金锻件典型部位的晶粒组织和δ相的析出特征，以及微量元素对GH4169 合金组织与蠕变性能的影响等。裴丙红[6]研究了GH4169 合金锻造工艺对晶粒尺寸的影响，发现采用单向拔长工艺将导致棒材变形量偏小、动态再结晶不充分。孔永华等[7-8]研究了不同热处理工艺对GH4169 合金组织及性能的影响，分析得出晶界处析出的δ相可提高晶界强度并阻止晶界滑移，从而提升合金的蠕变性能，但大量δ相的析出降低了γ″相的浓度，造成晶界强度降低，导致合金的蠕变性能显著降低。张显程等[9-11]研究了晶粒尺寸对GH4169 合金疲劳小裂纹扩展的影响，以及热处理对GH4169合金低循环疲劳性能的影响。

本文以GH4169G 合金叶盘叶尖裂纹失效为背景，对裂纹叶片进行断口和组织分析，确定了裂纹性质和失效原因。对与裂纹叶片邻近的多个叶片的多个部位进行组织分析，获得了叶片组织分布规律。通过复查裂纹件叶盘锻件的锻造工艺过程，确定了造成失效的直接原因，并提出了工艺改进措施。

2 裂纹起源位置及叶盘材料工艺

GH4169G 合金叶盘试验后检验发现，有1 个叶片的叶尖处存在1 条裂纹。裂纹位于叶尖顶部，距前缘约8.0 mm(图1)。裂纹穿透叶身，叶盆侧长约0.7 mm，叶背侧长约2.4 mm。叶盘锻件采用等温模锻工艺研制，加热温度1 015℃，终锻温度≥920℃；分一火次两步完成，最大压力5 000 t，第一步初始压制速度5.0 mm/s，第二步压制速度0.5 mm/s，至锻件充满模具。

图1 转子叶片叶尖裂纹示意图Fig.1 The blade tip crack diagram

3 结果与分析

3.1 失效分析

叶片表面裂纹形貌如图2所示。裂纹沿叶身方向分布，从叶尖顶部沿裂纹扩展方向张开程度逐渐减小，局部可见锯齿状特征；表面粗糙，存在较多细小划痕，顶部可见加工刀痕。

图2 叶片表面裂纹形貌Fig.2 Blade surface crack morphology

叶片裂纹断口外观如图3所示。断口宏观较平整、无明显变形，源区位于叶背端角区域，源区向外的放射棱线明显。叶片裂纹源区如图4 所示，位于叶背端角附近亚表面，可见块状颗粒物，源区附近主要呈类解理形貌。裂纹扩展区可见疲劳条带形貌，且疲劳条带细密(图5)。人为打断区主要为韧窝形貌，见图6。

图3 叶片裂纹断口宏观形貌及源区位置Fig.3 Fracture macroscopic morphology and the source region position

图4 叶片裂纹断口源区及附近扩展区形貌Fig.4 The morphology of the source region and initial extension region

图5 叶片裂纹扩展区后部断口疲劳条带Fig.5 The fatigue striation of later expansion

图6 叶片人为打断区韧窝形貌Fig.6 The dimple morphology of man-made interruption region

对叶片裂纹源区进行能谱分析，能谱分析位置及结果见图7。源区块状颗粒主要含有Nb 和O 元素，含有较多C 元素，含有少量的Ti、Ni 等元素。据此，块状颗粒物主要为Nb的碳化物。对叶片金相试样抛光态下的块状颗粒物进行能谱分析，能谱分析位置及结果见图8。块状颗粒物主要含有Nb元素，含有较多C元素，含有一定的Ti元素。据此，块状颗粒物应为Nb 的碳化物。基体主要含有Ni、Cr 和Fe元素，含有少量的Nb等元素，化学成分未见异常。

图7 叶片裂纹源区能谱分析位置及结果Fig.7 The EDS analysis position and result on source region

图8 叶片组织中块状物的能谱分析位置及结果Fig.8 The EDS analyze position and result on block

在叶片裂纹附近切取横向和纵向金相试样(图9)进行组织观察，碳化物、碳氮化物和δ相满足技术要求，未见Laves 相。根据GB/T 6394-2017[12]测定，晶粒度约为5.5 级，不满足晶粒度为8 级或更细，允许不超过20%的6级晶粒存在的技术要求。

图9 裂纹附近金相组织Fig.9 The metallurgical structure near the crack

在上述金相试样上检测显微硬度，结果见表1。叶片横截面的硬度约为HV507，纵截面的约为HV493，可见叶片横、纵截面的硬度相当。参照GB/T 1172-1999[13]中维氏硬度(HV)和布氏硬度(HBW)换算可知，叶片的硬度高于HBW363，满足技术要求。

表1 叶片显微硬度检测结果(HV0.2)Table 1 The testing result of microhardness(HV0.2)

综上分析，叶片裂纹的裂纹性质为高周疲劳，且叶尖处晶粒粗大。有研究[14-15]表明，晶粒粗大会对高周疲劳性能产生不利影响。在晶粒度为4～5级的其他GH4169G 盘锻件上取样进行旋转弯曲高周疲劳试验，试验温度650℃，频率10 Hz，应力集中系数Kt=1.0，应力比R=-1，疲劳寿命如表2所示。在晶粒度为8 级或更细的GH4169G 盘锻件上取样进行旋转弯曲高周疲劳试验，试验温度650℃，频率83 Hz，Kt=1.0，R=-1，测得中值疲劳强度为580 MPa。因此，4～5 级晶粒度叶盘锻件的旋转弯曲疲劳性能明显低于8级或更细晶粒度的叶盘锻件。

表2 晶粒度为4～5级GH4169G盘锻件的旋转弯曲高周疲劳试验结果Table 2 The rotary bending fatigue test results of GH4169G alloy blisk forging with grain size scale 4～5

3.2 邻近叶片组织分析

为探索叶盘叶片组织的分布规律，在裂纹叶片邻近的11 个叶片(面向叶盆侧对叶片编号)的多个部位切取横向和纵向金相试样进行组织分析，其中左1 叶片的纵向组织如图10 所示。根据GB/T 6394-2017[12]，晶粒度测定结果见表3。由表可知，与裂纹叶片邻近的10个叶片叶尖附近的晶粒度，均未达到平均晶粒度8 级或更细的技术要求，距离裂纹叶片越远晶粒度越细，叶身纵向晶粒度从叶尖至叶根逐渐变细，且叶尖处的δ相分布较少。

3.3 锻造工艺过程分析

复查失效批叶盘的锻造工艺过程，发现叶盘锻造工艺存在个别工序操作与工艺规程不符的问题。叶盘锻件等温锻工序的变形量未达到设计变形量，叶片部位欠压过多(要求高度为57 mm，实际锻造高度约86 mm，欠压29 mm，超过≤15 mm 要求范围)，如图11所示。为此，导致叶片叶尖附近部位变形量不足，造成叶尖晶粒粗大，δ相较少。

图10 裂纹叶片左1叶片的纵向组织(200倍)Fig.10 The vertical metallurgical structure of the blade on the left side of flaw blade

针对锻件变形量不足的问题，提出了锻造工艺优化方案：①将最大锻造压力由5 000 t调整为8 000 t；②将预留欠压量由≤15 mm 调整至≤10 mm，使得锻件充满模具。按照优化后的锻造工艺生产的锻件质量有所提升，外缘尺寸符合锻件图纸要求，晶粒度符合要求，高周疲劳性能满足技术要求。晶粒度得到有效控制，后续各批次中该问题未复现。

表3 邻近叶片晶粒度测定结果Table 3 The grain size testing results of adjacent blades

图11 锻造欠压过多示意图Fig.11 The diagram of forging under pressure oversize

4 结论

针对GH4169G合金叶盘叶尖裂纹失效，开展了断口和金相分析研究，得出以下结论：

(1) 裂纹叶片的裂纹性质为高周疲劳，叶尖处的晶粒度为5.5级，未达到规定的平均晶粒度8级或更细的技术要求，晶粒粗大对高周疲劳性能不利。

(2) 邻近叶片叶尖附近的晶粒度也未达到技术要求。距离裂纹叶片越远晶粒度越细，叶身纵向晶粒度从叶尖至叶根逐渐变细，δ相分布较少。

(3) 叶盘锻件叶片部位欠压过多，外缘周向最小尺寸偏小，是导致叶片晶粒度不合格的原因。将最大锻造压力由5 000 t调整为8 000 t，将预留欠压量由≤15 mm 调整至≤10 mm，锻件质量明显改善，可解决GH4169G合金叶盘叶尖裂纹失效问题。