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1、低压涡轮盘组件破裂原因分析 王理 杨士杰窦素华 沈阳放空发动机研究所) 文 摘对在进行低循环疲劳 试脸过程中 破裂的某型机低压涡轮盘组件的残教进行了 材质和断口 分析。确定了 低压涡 轮盘属低周疲劳破坏， 机械加工造成的尖角应力集中 是造 成 其 过 早 疲 劳 断 裂 的 主 要 原因 ; 笼 齿 环 和 后 档 板 的 预 坏 是由 低压 涡 轮盘 破裂 造 成 的 。 在 分 析过程中 发现 G H 4 1 6 9 合金在低掀环疲劳断裂情况下， 在断口 上能形成清晰的疲劳辉纹， 而 且， 疲劳 辉纹与载荷之间有较好的对应关系; G H 4 0 3 3 和G H 4 1 3 3 合金瞬时断
2、裂断口 的徽观形 貌为沿晶韧窝。 1 前官 某型航空发动机低压涡轮盘根据发动 机型号规范要求进行低循环疲劳试验， 与其 相联接的蓖齿环和后挡板也一起进行试验。 试 验温度: 轮心为3 3 0 %, 轮缘为3 8 0 9C ; 循 环转数为 1 5 0 0 r / n u 。 一1 2 4 0 0 r / m in ; 循环时间 为喇 、 。 当试验循环至 1 4 7 0 次时， 分解进行目 视检查， 发现后挡板发生了明显塑性变形， 在 一 螺 钉 孔 处已 产生 了 裂 纹 ， 而 低压 涡 轮 盘和蓖齿环未发现问题。换上一新的后挡 板后继续进行试验， 当总循环数达到 1 7 6 0 次时，
3、整个试验件突然爆裂。加热炉被打 碎. 盘与轴脱离， 连结盘与轴的螺栓全部断 裂， 后挡板和蓖齿环破碎成多块， 低压涡轮 盘盘缘脱落有 1 / 3 左右， 脱落部分也碎成多 块， 残骸散落在试验器内。 设计选用材料: 涡轮盘为G H 4 1 6 9 , 蓖齿 环和后挡板为G H 4 0 3 3 0 本工作试图通过对破裂涡轮盘组件残 骸的材质和断口分析， 查明故障原因， 为制 定改进措施提供依据。 2 试脸分析结果 2 . 1 目 视检查 涡轮盘损坏情况如图 I 。盘缘沿与辐 板转接处脱落有 1 / 3 左右， 脱落部分碎成大 小不等的九块。 盘及掉块上均有较严重的 擦、 碰伤， 有些撑齿已被撞断
4、， 配重块大部分 脱落。在未脱落盘缘与辐板的后视面转角 处有一条沿周向的裂纹， 裂纹与脱落部分的 断口相连。在前视面转角处未发现有裂纹。 图 1 低压涡轮盘破损情况 宇傲材料工艺2 0 0 0 年琳刊 蓖齿环和后挡板破碎成多段。蓖齿环 与盘已 完全分离， 而后挡板尚 有1 / 4 左右未 从涡轮盘上完全甩脱， 二者的残骸变形严 一s 3 重。 连接涡轮盘与轴的姗栓断裂情况如图 2 。断裂部位在连接盘与轴的法兰盘交界 处。 图2 断裂的拐拴 0 . 6 x 22 材质分析 2 . 2 . 1 化学成分 表1 一 表3 分别列出了低压涡轮盘、 蓖 齿环和后档板的化学成分。涡轮盘和蓖齿 环的化学成分
5、分别符合G H 4 1 6 9 和G H 4 0 3 3 的技术条件要求。但是后挡板的化学成分 却 不特 合G H 4 0 3 3 的 技术条件 ， 而 符合 G H 4 1 3 3 的技术条件要求。所以， 后档板所 用材料为G H 4 1 3 3 ， 不是G H 4 0 3 3 ， 这与设计 选材不符。 衰1 低压润轮盘化学成分 %( 质.分傲) 0. 0 50. 肠 1 9.1 9 3 70. 5 4 4. 9 22一 兜0. 0 0 9 0 ( 1 拓0_ 汇 吧 襄2 旅齿环化学成分 % 质.分傲) C，M n C r”90.凡S P N b N i 一一种 一一一一一 0 . 3 4
6、 0 . 2 5 2 0 . 8 8 2 . 7 3 0 . 9 1 0 . 0 0 4 0 . 1 9 0 . 0 0 2 0. 01 3 衰3 后挡板化学成分 %( 质t分橄) 0 . 0 5 8 0 . 0 8 5 0 . 0 0 6 2 0 . 4 6 2 . 9 9 0 . 0 0 4 0 . 6 30口 刀0 . 以 1 9余 2 . 2 . 2 硬度 低压涡轮盘、 蓖齿环和后挡板的硬度检 查结果见表4 。低压涡轮盘和蓖齿环的硬 度分别符合G H 4 1 6 9 和G H 4 0 3 3 的技术条件 要求， 而后挡板硬度符合 G H 4 1 3 3的技术条 件要求， 这进一步证明后
7、挡板材料为 G H 4 1 3 3 o 班4 硬度( . 口) 进行金相检查， 金相组织如图3 所示。碳化 物细小均匀， 晶粒度为7 级一 8 级淆相为3 级 ， 呈 短 棒 状 均 匀 分 布 ， 按 美 国G E 公 司 标 准为合格组织。 些 月 . 低压涡轮盘该齿环后挡板 技术条件耍求 3 6 8 3 1 3 3 5 4 3 4 6 -4 5 0 2 5 5-3 2 1 2 8 5 -3 6 2 2 . 23 金相组织 在低压涡轮盘盘缘与辐板连接处取样 图3 低压涡轮盘金相组织5 m x 宇航材料工艺2 1袱) 年增刊 i f:髯 、 旅 幽一一 旧 - .一 _ _ Lr仁卜欲卜下取
8、肚卜献L卜if卜卜卜卜rf卜.丫t.即含fr矛矛性不下片rl.! 图4为蓖齿环的金相组织。晶粒度为 4 级一 6 级， 一次碳化物分布均匀， 晶界未见 有明显的连续大片状二次碳化物析出， 符合 G H 4 0 3 3 金相标准。 Q / 3 B 2 5 5 -8 9 技术条件没有对G H 4 1 3 3 合金的高倍金相组织提出检查要求， 而只要 求低倍粒度要小于2 级。图5 为后挡板的 低倍晶粒度， 小于 1 级。 ，卜.卜六卜甲r卜峨r.卜.r卜卜.卜十trtE么f七Lf.卜.Ilrr下胜耳奋.卜1.1份.1今生卜下民t.rr.卜t协百卜已.不rLrt万 图4 愧齿环金相组织 5 0 0 x
9、 图 5 后挡板低倍晶粒度 2 . 3 断口 分析 2 . 3 . 1 低压涡轮盘 图6为脱落盘缘与辐板间的断口。从 图中可以看出， 断口表面较粗枯， 未见有明 显的贝壳花样 ， 撕裂棱清晰可见。由潇裂 棱走向判断: 开裂起始于后视面转角处， 并 向前视方向发展。断口大部分呈灰色， 没有 发生载化。但在开裂起始处发生了轻徽氧 化， 颜色为黄红色， 氧化色自开裂起始处向 内逐渐变浅。 G H 4 1 6 9 合金抗氧化性能较好， 常温下 一般不发生氧化， 在本次试验的沮度下( 3 即) 氧化也是比较缓慢的， 所以此处的 氧化是经较长时间形成的 ， 氧化处的开裂 应先于未氧化处。氧化区域宽窄不一，
10、 最宽 处约为2 . 3 m m ; 最窄处约为 . m m。该区域 相对较为平坦。用扫描电镜对该区域进行 高倍观察， 可以见到清晰的疲劳辉纹， 见图 7 ， 说明此区为 疲劳扩展区。疲劳源为线源， 沿盘缘与辐板转接的后视面转角处分布， 这 与宏观观察结果是一致的。在疲劳扩展区 最宽处侧量距疲劳源不同距离的疲劳辉纹 宽度， 并列于表5 。由表5可以看出: 随着 疲劳裂纹的扩展， 疲劳辉纹增宽， 没有见到 异 常变化。 疲劳裂纹的平均扩展速率d a / d 。 二1 . 371m， 据此估算扩展寿命约为1 6 8 0 次。 图6 脱落盘缘与辐板之间断“ 0 . 6 5 x 宇艘材料工艺】 X 0
11、 0 年姗刊 日 5 一t ,万丽 z 一 一 引 纹及转角的加工情况进行观察， 观寮结果分 别示于图9 和图 1 0 .裂纹基本上为穿晶断 裂。A处的裂纹长度约为 1 . O wn , B处的裂 纹长度约为0 . 7 m m 。因该裂纹与盘缘脱落 部分断口 是相连的， 所以其性质应与盘缘脱 落部分断口 相同， 即为低周疲劳裂纹。只是 由于裂纹长度较短， 尚未达到临界长度， 所 以才没有完全断裂。 图7 脱落盘缘与 福板间断口 氧化区 域 的胶劳辉纹1 8 0 0 x 衰5 距盆劳派不同距离的应劳辉坟宽度 距 搜 劳 耳 距 离 / P -技劳 辉 纹 宽 度 4 1. 0. 7 2 0. 7
12、 7 0. 4 2 1 . 1 8 .6 3 二乃 2. 6 8 蔚 76绷翔 ( a ) 后视图I x 断口未氧化区 域的微观形貌为韧窝， 见 图8 。证明这一区域为瞬断区。在整个断 口上均未发现有明显的冶金及热加工缺陷。 硼溯网助 ( b ) 转角处裂纹l o x 图8 脱落盘缘与辐板间断口未载化区 的韧窝形貌1 1 0 0 0 x 以上观察结果表明: 盘缘沿与辐板转接 处的断裂属低周疲劳断裂; 断裂起源于盘缘 与辐板转接的后视面转角处; 临界裂纹长度 约为2 . 3 m m o 在图 l 的A , B两处取样， 对未脱落盘 缘部分在盘缘与辐板的后视面转角处的裂 ( 司转角处裂纹5 0 0
13、 x 图9 图 以 处盘缘与辐板转接的 后视而 转角处加工情况及裂纹 宇航材料工艺创 到 1 ) 年增刊 赴 ; 、 一 .tE . In- 一- - - 涪 扩 ( a ) 后视图1 . 2 x 大， 其徽观形貌如图1 1 ， 为沿晶韧窝。通常 除了高沮峨变持久断裂外， 绝大多敬正常的 金属材料的断裂应为穿晶断裂， 除非晶界有 脆性相析出使晶界发生了弱化， 才可能产生 沿晶断裂。G H 4 0 3 3 合金晶界主要析出相为 M 2 3 C b型二次氧化物， 但金相分析结果表 明: 蓖齿环金相组织正常， 晶界未发现有连 续的大片状碳化物析出。为了确定断口性 质， 将一块蓖齿环残徽人工打断观察断
14、口 徽 观形貌， 也为沿晶韧窝， 见图1 2 。又用经检 验合格的 G H 4 0 3 3 合金制成标准拉伸和冲 击试样， 分别在拉伸和冲击试验机上拉断及 冲断后观察断口， 它们的徽观形貌也均为沿 晶韧窝。所以G H 4 0 3 3 合金瞬时断裂断口 的徽观形貌就是沿晶韧窝。 ( b ) 转角处裂纹1 0 0 x 图 l 0 图 1 8处盘缘与辐板转接的 后视面转角处加工情况及裂纹 .!产卜啥卜”，月.卜.t.万trr吞.里枣，1头里喊f.叮.呼.份r.rr 转角处的加工质量不好， 转接不是圆弧 过渡， 转角已变成了尖角。用投影放大法测 定尖角处的曲率半径为 R - 0 . 巧。裂纹正 是起源
15、于尖角处。 在前视面转角处未发现有裂纹。此处 的转接 及较大. 经投影放大测量 R -S ， 且 过渡圆滑， 加工质t较好口 脱落盘缘碎块的侧面断口 宏观上更加 粗糙 。 起伏较大 ， 撕裂棱也更加明显 ， 整 个断口没有颇色变化 。 其微观断裂形貌为 韧窝 ， 未发现有疲劳断裂特征 ， 说明此断 口 是由于瞬时断裂造成的 ， 而且断裂时应 力较大。 2 . 3 . 2 健齿环 蓖齿环断口发生了明显的宏观塑性变 形， 断口粗糙， 起伏不平， 说明断裂时应力很 宇航材料工艺2 0 0 0 年增刊 ( a ) 6 0 x ( b ) 6 0 0 x 图 1 1 蓖齿环断口微观形貌 .L饭卜卜11f
16、r.，币.r.fL 图1 2 健齿环人工打开断口的 徽观形貌 3 0 0 x 钦和铝的含量， 并添加妮而发展成的以镍一 铬固溶体为基体， 以N i 3 ( A l , T i , N b ) 相为主 要强化相的时效强化镍基合金。其屈服强 度和热强性较G H 4 0 3 3 好， 但组织状态基本 与G H 4 0 3 3 相同。 其断裂特性也应与G H 4 0 3 3 大致相同， 所以后挡板断口也应为瞬时断裂 断口。 2 . 3 . 4 连接涡轮盘与轴的妞性 连接涡轮盘与轴的螺栓断口平齐、 光 亮， 如图 1 4 ( a ) 。断口的一侧边缘凹进， 与 之相对应的另一侧有剪切边， 其徽观形貌如 图1 4 ( b ) ， 为拉长的韧窝， 所以拐栓的断裂 应属于大的剪切力造成的瞬时断裂。 本次试验沮度较低( 3 8 0 9 0 , G H 4 0 3 3 合 金在此沮度下不可能产
