第４８卷
２０２０年９月
第９期
第２４－３３页
材 料 工 程
ＪｏｕｒｎａｌｏｆＭａｔｅｒｉａｌｓＥｎｇｉｎｅｅｒｉｎｇ
Ｖｏｌ．４８
Ｓｅｐ．２０２０
Ｎｏ．９
ｐｐ．２４－３３航空发动机涡轮叶片超温
服役损伤的研究进展
Ｒｅｃｅｎｔｐｒｏｇｒｅｓｓｉｎｓｅｒｖｉｃｅｉｎｄｕｃｅｄ
ｄｅｇｒａｄａｔｉｏｎｏｆｔｕｒｂｉｎｅｂｌａｄｅｓｏｆ
ａｅｒｏｅｎｇｉｎｅｄｕｅｔｏｏｖｅｒｈｅａｔｉｎｇ
赵云松１，张 迈１，２，郭小童３，郭媛媛４，赵 昊３，刘砚飞４，
姜 华１，张 剑１，骆宇时１
（１中国航发北京航空材料研究院先进高温结构材料重点实验室，
北京１０００９５；２北京科技大学材料科学与工程学院，北京１０００８３；
３中国电子产品可靠性与环境试验研究所，广州５１０６１０；
４中国航发四川燃气涡轮研究院，成都６１０５００）
ＺＨＡＯＹｕｎ ｓｏｎｇ１，ＺＨＡＮＧＭａｉ１，２，ＧＵＯＸｉａｏ ｔｏｎｇ３，ＧＵＯＹｕａｎ ｙｕａｎ４，
ＺＨＡＯＨａｏ３，ＬＩＵＹａｎ ｆｅｉ４，ＪＩＡＮＧＨｕａ１，ＺＨＡＮＧＪｉａｎ１，ＬＵＯＹｕ ｓｈｉ１
（１ＫｅｙＬａｂｏｒａｔｏｒｙｏｆＡｄｖａｎｃｅｄＨｉｇｈＴｅｍｐｅｒａｔｕｒｅＳｔｒｕｃｔｕｒａｌＭａｔｅｒｉａｌｓ，
ＡＥＣＣＢｅｉｊｉｎｇＩｎｓｔｉｔｕｔｅｏｆＡｅｒｏｎａｕｔｉｃａｌＭａｔｅｒｉａｌｓ，Ｂｅｉｊｉｎｇ１０００９５，Ｃｈｉｎａ；
２ＳｃｈｏｏｌｏｆＭａｔｅｒｉａｌｓＳｃｉｅｎｃｅａｎｄＥｎｇｉｎｅｅｒｉｎｇ，ＵｎｉｖｅｒｓｉｔｙｏｆＳｃｉｅｎｃｅ
ａｎｄＴｅｃｈｎｏｌｏｇｙＢｅｉｊｉｎｇ，Ｂｅｉｊｉｎｇ１０００８３，Ｃｈｉｎａ；３ＣｈｉｎａＥｌｅｃｔｒｏｎｉｃ
ＰｒｏｄｕｃｔＲｅｌｉａｂｉｌｉｔｙａｎｄＥｎｖｉｒｏｎｍｅｎｔａｌＴｅｓｔｉｎｇＲｅｓｅａｒｃｈＩｎｓｔｉｔｕｔｅ，
Ｇｕａｎｇｚｈｏｕ５１０６１０，Ｃｈｉｎａ；４ＡＥＣＣＳｉｃｈｕａｎＧａｓＴｕｒｂｉｎｅ
Ｅｓｔａｂｌｉｓｈｍｅｎｔ，Ｃｈｅｎｇｄｕ６１０５００，Ｃｈｉｎａ）摘要：涡轮叶片是航空发动机的核心热端部件之一，其安全服役对航空发动机的正常运行至关重要。当发动机遭遇非正常工况时，涡轮叶片的服役温度可能急剧上升并超过正常工作允许温度，即发生超温服役。超温可使叶片遭受严重的组织退化，导致叶片提前失效。本文介绍了航空发动机涡轮叶片过热检查和失效分析的方法，详细阐述了超温服役对显微组织与力学性能影响的研究进展。此外，本文还对高温合金超温服役损伤评价、寿命预测和组织修复提出了展望，为叶片服役评价与失效分析及新型高温合金的研制提供了参考借鉴和理论依据。
关键词：涡轮叶片；超温；显微组织；力学性能
犱狅犻：１０．１１８６８／ｊ．ｉｓｓｎ．１００１ ４３８１．２０２０．０００１３４
中图分类号：ＴＧ１３２．３２；ＴＧ１５６．１ 文献标识码：Ａ 文章编号：１００１ ４３８１（２０２０）０９ ００２４ １０
犃犫狊狋狉犪犮狋：Ａｓｏｎｅｏｆｔｈｅｃｏｒｅｈｏｔｃｏｍｐｏｎｅｎｔｓｏｆａｅｒｏｅｎｇｉｎｅｓ，ｔｈｅｓａｆｅｓｅｒｖｉｃｅｏｆｔｕｒｂｉｎｅｂｌａｄｅｓｉｓｃｒｕｃｉａｌｔｏｔｈｅｏｐｅｒａｔｉｏｎｏｆａｅｒｏｅｎｇｉｎｅｓ．Ｗｈｅｎｔｈｅａｅｒｏｅｎｇｉｎｅｓｅｎｃｏｕｎｔｅｒｓｏｍｅｅｍｅｒｇｅｎｃｙｃｏｎｄｉｔｉｏｎｓ，ｔｈｅｔｕｒｂｉｎｅｂｌａ
ｄｅｓｍａｙｓｕｆｆｅｒｏｖｅｒｈｅａｔｉｎｇ，ｔｈｅｔｅｍｐｅｒａｔｕｒｅｏｆｗｈｉｃｈｉｓｍｕｃｈｈｉｇｈｅｒｔｈａｎｔｈｅｈｉｇｈｅｓｔｎｏｒｍａｌｏｐｅｒａｔｉｎｇｔｅｍｐｅｒａｔｕｒｅ．Ｏｖｅｒｈｅａｔｉｎｇｃａｎｌｅａｄｔｏｓｅｒｉｏｕｓｍｉｃｒｏｓｔｒｕｃｔｕｒａｌｄｅｇｒａｄａｔｉｏｎａｎｄｅｖｅｎｐｒｅｍａｔｕｒｅｆａｉｌｕｒｅｏｆｔｕｒｂｉｎｅｂｌａｄｅｓ．Ｉｎｔｈｉｓｐａｐｅｒ，ｔｈｅｍｅｔｈｏｄｓｏｆｏｖｅｒｈｅａｔｉｎｓｐｅｃｔｉｏｎａｎｄｆａｉｌｕｒｅａｎａｌｙｓｉｓｗｅｒｅｉｎｔｒｏｄｕｃｅｄ，ａｓｗｅｌｌａｓｔｈｅｅｆｆｅｃｔｓｏｆｏｖｅｒｈｅａｔｉｎｇｏｎｔｈｅｍｉｃｒｏｓｔｒｕｃｔｕｒａｌｄｅｇｒａｄａｔｉｏｎａｎｄｍｅｃｈａｎｉｃａｌｐｒｏｐｅｒｔｉｅｓｏｆａｅｒｏｅｎｇｉｎｅｓｔｕｒｂｉｎｅｂｌａｄｅｓ．Ｉｎａｄｄｉｔｉｏｎ，ｔｈｅｄａｍａｇｅａｓｓｅｓｓｍｅｎｔ，ｌｉｆｅｐｒｅｄｉｃｔｉｏｎａｎｄｍｉｃｒｏｓｔｒｕｃｔｕｒｅｒｅｊｕｖｅｎａｔｉｏｎｏｆｓｕｐｅｒａｌｌｏｙｓａｆｔｅｒｏｖｅｒｈｅａｔｉｎｇｗｅｒｅｐｒｏｓｐｅｃｔｅｄｉｎｔｈｉｓｐａｐｅｒ，ｗｈｉｃｈｐｒｏｖｉｄｅａｇｕｉｄａｎｃｅａｎｄｔｈｅｏｒｅｔｉｃａｌｂａｓｉｓｆｏｒｔｈｅｄｅｇｒａｄａｔｉｏｎｅｖａｌｕａｔｉｏｎａｎｄｆａｉｌｕｒｅａｎａｌｙｓｉｓｏｆｔｕｒｂｉｎｅｂｌａｄｅｓａｓｗｅｌｌａｓｔｈｅｄｅｖｅｌｏｐｍｅｎｔｏｆｎｅｗｓｕｐｅｒａｌｌｏｙｓ．
犓犲狔狑狅狉犱狊：ｔｕｒｂｉｎｅｂｌａｄｅ；ｏｖｅｒｈｅａｔｉｎｇ；ｍｉｃｒｏｓｔｒｕｃｔｕｒｅ；ｍｅｃｈａｎｉｃａｌｐｒｏｐｅｒｔｙ
第４８卷 第９期航空发动机涡轮叶片超温服役损伤的研究进展
航空发动机是飞机的“心脏”，发动机的性能决定了飞机的飞行速度、航程、机动性等一系列性能。在航空发动机众多的零部件当中，最核心的部件为“一盘两片”，即涡、导向叶片和工作叶片。其中，工作叶片主要包括压气机工作叶片和涡轮工作叶片。涡轮工作叶片的服役环境极为复杂和苛刻［１ ３］，在服役过程中经受离心载荷、气动载荷、振动载荷等多种载荷，同时承受高温燃气的冲刷及腐蚀作用。严苛的服役环境导致转子叶片失效的概率最高。统计表明发动机零部件失效事件中，转子叶片占７０％以上［１］。涡轮叶片失效模式主要分为疲劳失效、蠕变失效、超温失效、外物损伤失效和热腐蚀失效等［１，４］。超温失效已成为涡轮叶片失效的主要方式之一，由超温直接导致的叶片失效比例达到６．８７％。值得注意的是，超温有时与疲劳应力相结合导致叶片更易发生疲劳失效［５］。
发动机出现燃烧室积油起火、起动喷嘴油压过低、油体雾化不良、涡轮出口周向温度不均等现象，会导致涡轮叶片的服役温度急剧升高，当服役温度超过工作允许温度时，即遭遇超温服役［１］。根据超温时间的不同，超温可分为长时超温和短时超温；而根据超温温度的不同，超温通常分为过热和过烧，其中过热指服役温度高于合金最高工作温度而低于其固相线温度的情况；而过烧指服役温度超过合金固相线温度的情况。过热容易引起叶片发生组织退化；过烧可使叶片发生初熔并形成液膜。液膜的产生使叶片的承载能力显著下降，并形成裂纹，直至发生断裂［６ ８］。
近年来，超温对涡轮叶片的安全服役构成的危害越来越受到重视，针对超温的研究主要分为两个方向：涡轮叶片的过热检查和失效分析，高温合金材料在超温条件下的组织与力学性能。本文结合近年来关于上述两个方面的研究进展分别进行介绍，并对目前仍存在的问题进行说明，以期为涡轮叶片服役评价与失效分析及新型高温合金的研制提供借鉴。
１ 航空发动机涡轮叶片过热检查和失效分析
１．１ 过热检查
叶片在温度和应力的作用下，显微组织会发生缓慢的变化，一般不会严重损伤材料的性能，通常认为这种组织退化在返修期内是允许的。当温度超过一定温度时，叶片组织退化速率会明显加快，因而对叶片的安全服役构成严重威胁。根据合金承温能力，一般来说，等轴晶铸造和定向凝固高温合金最高工作允许温度为１０５０℃时，而单晶合金最高工作允许温度为１１００℃［９］。超温的时间一般较短，当超温程度较轻时，仅会造成叶片内部的组织退化，而很难通过外观进行判断，与疲劳和腐蚀等损伤方式对叶片表面造成损伤的特征不同。过热检查很早就被纳入到了发动机的维修程序中，目前几乎所有的发动机维修手册中都有过热检查的内容［９］。工程师首先利用图像检测设备对叶片外观进行检测［５］。在外观检查之后，会对叶片进行工装切割，通过解剖分析不同部位的组织特征，判断组织退化程度。通常情况下，将叶片榫头中心部位的显微组织作为原始组织状态以做参考，然后将叶身不同部位
的显微组织与之对比。例如，Ｋ００２涡轮叶片过热检查时将叶片叶身沿纵向方向切成９等分，并将叶身部位的组织与榫头部位及不同温度下的模拟显微组织进行对比，从而判断叶片是否过热［９］。通常同一型号的叶片，根据叶片的显微组织特点并结合叶片组织损伤评价参量，反推出叶片不同部位的服役温度，根据叶片服役温度特征提取出组织观察的典型位置。
对于γ′相强化的高温合金，超温会引起γ′相的溶解，但细小γ′相会在超温后的冷却过程中从基体中重新析出，因此叶片的组织与性能得到一定的恢复。通常情况下，过热检查多为定性判断，很难对叶片是否适合继续服役提供准确的参考意见。因此，近年来定量评估服役叶片组织损伤状态成为人们关注的焦点。超温一般对高温合金中γ′相和次生碳化物影响最大，它们的变化情况可作为过热检查的依据。图１为ＤＺ１２５合金经不同温度和应力热力耦合模拟３００ｈ后横截面枝晶干γ′相的典型形貌［１０］。结果表明ＤＺ１２５合金枝晶干γ′相的面积分数主要与服役温度相关，而γ′相的形貌与服役应力相关，因此γ′相的面积分数和形貌因
子如筏排化程度可作为评价叶片服役温度和应力的损
图１ ＤＺ１２５定向凝固高温合金经不同温度和应力热力
耦合模拟３００ｈ后横截面枝晶干γ′相的典型形貌［１０］Ｆｉｇ．１ Ｔｙｐｉｃａｌｍｏｒｐｈｏｌｏｇｉｅｓｏｆγ′ｐｒｅｃｉｐｉｔａｔｅｓｉｎｔｈｅｄｅｎｄｒｉｔｅ
ｃｏｒｅｒｅｇｉｏｎａｔｔｈｅｃｒｏｓｓｓｅｃｔｉｏｎｓｏｆｄｉｒｅｃｔｉｏｎａｌｌｙ ｓｏｌｉｄｉｆｉｅｄｓｕｐｅｒａｌｌｏｙＤＺ１２５ａｆｔｅｒｔｅｍｐｅｒａｔｕｒｅ ｓｔｒｅｓｓｃｏｕｐｌｉｎｇ
ｓｉｍｕｌａｔｉｏｎｅｘｐｅｒｉｍｅｎｔｓｆｏｒ３００ｈ［１０］
５
２
材料工程
２０２０年９月
伤参量。另外，铸造过程中析出的犕Ｃ型碳化物在温度与应力的作用下，退化为次生的犕６Ｃ，犕７Ｃ３和
犕２３Ｃ６等不同类型的碳化物
［
１１ １３
］
。因此，碳化物的组织特征如碳化物的类型及面积分数可作为组织损伤评
价参量之一。以Ｋ４６５等轴晶铸造高温合金为例，
当服役温度低于１０５０℃时，合金中仅可能存在犕Ｃ，犕６Ｃ和犕２３Ｃ６３种类型的碳化物，服役温度越低，犕Ｃ型碳化物越倾向于退化为犕２３Ｃ６型碳化物；当服役温度高于１０５０℃时，犕Ｃ型碳化物全部退化为犕６Ｃ型
碳化物［
１４ １５
］。对于低合金化的变形合金，显微硬度的变化可以直接反映显微组织的退化程度，因此显微硬
度常作为变形叶片过热检查常用的方法［１６
］。
１．２ 失效分析
超温叶片失效多由过烧引起，过烧会导致叶片基体发生初熔，初熔区完全丧失承载能力并处于“零塑性”状态，在外力作用下叶片极易发生断裂。γ／γ′共晶附近往往存在低熔点相，低熔点相最先发生初熔并进
而诱发γ／γ
′共晶发生初熔。赵文侠等［８
］对服役中发生断裂的Ｋ００２等轴晶高温合金涡轮叶片研究表明：过烧导致γ／γ′共晶全部发生初熔，形成微液池，叶片出现熔洞和由于液体流动而形成的“山脊”形貌，受力时极易发生断裂。图２为某等轴晶铸造涡轮叶片遭遇
超温失效后的裂纹形貌及初熔形貌图［１７］。图２（ａ
）
显示某等轴晶铸造高压涡轮叶片叶尖进气边发生了掉块失效。图２（ｂ）为叶尖俯视图照片，叶尖发生了明显的过烧熔融现象，叶片表面与离心轴方向呈４５°方向分布着裂纹Ａ和Ｂ两条裂纹，其由剪切应力导致；同时叶身横截面上分布着穿晶裂纹，其由离心应力导致。值得注意的是，切应力往往是导致裂纹的主要因素，使叶片表面形成裂纹，进而诱发横截面上的裂纹。图２（ｃ）为叶尖进气边初熔区域断裂组织的照片，断裂组织表面观察到光滑的熔化球，且枝晶干区域是最后的断裂区。这主要由于枝晶间区域发生初熔形成微液池并与表面连通，液体扩散到叶片表面后形成球状熔融物。晶界也发生了初熔，其初熔形貌如图２（ｄ
）所示
。图２ 某等轴晶铸造涡轮叶片遭遇超温失效后的裂纹形貌及初熔形貌［
１７］（ａ）叶片宏观形貌；（ｂ）叶尖形貌；（ｃ）叶尖进气边初熔区域断裂组织；（ｄ
）叶尖进气边晶界初熔组织Ｆｉｇ．２ Ｍｏｒｐｈｏｌｏｇｉｅｓｏｆｃｒａｃｋｓａｎｄｉｎｉｔｉａｌｍｅｌｔｉｎｇｏｆａｆａｉｌｅｄｔｕｒｂｉｎｅｂｌａｄｅｍａｄｅｆｒｏｍｃｏｎｖｅｎｔｉｏｎａｌｃａｓｔｓｕｐｅｒａｌｌｏｙｄｕｅｔｏｏｖｅｒｈｅａｔｉｎｇ［１
７］
（ａ）ｇ
ｅｎｅｒａｌｖｉｅｗｏｆｂｌａｄｅ；（ｂ）ｖｉｅｗｏｆｔｈｅａｉｒｆｏｉｌｔｉｐ；（ｃ）ｆｒａｃｔｕｒｅｓｕｒｆａｃｅｏｆｔｈｅｉｎｃｉｐｉｅｎｔｍｅｌｔｉｎｇｒｅｇｉｏｎｉｎｔｈｅａｉｒｆｏｉｌｔｉｐ；（ｄ）ｍｉｃｒｏｓｔｒｕｃｔｕｒｅｏｆｉｎｃｉｐｉｅｎｔｍｅｌｔｉｎｇｉｎｔｈｅｇｒａｉｎｂｏｕｎｄａｒｙｏｆａｉｒｆｏｉｌｔｉｐ
２ 超温对高温合金组织与力学性能的影响
镍基高温合金显微组织往往包括γ′相、γ／γ′共晶、碳化物以及硼化物等。过热条件下，γ
′相和碳化物的组织演变对温度较为敏感。过热时间、温度及过热后的冷却方式等对γ′相的演变均具有重要影响。短时过热即可导致γ′相明显溶解，图３为ＣＭＳＸ ４单晶高温合金经１２００℃和１２５０℃超温后γ′
相体积分数与６
２
第４８卷 第９期
航空发动机涡轮叶片超温服役损伤的研究进展
超温时间的关系图［１８］。超温时γ′相迅速发生溶解，且γ
′相体积分数在超温１０ｍｉｎ后即已基本达到平衡状态，如图３（ａ）所示。累积塑性应变和外加应力均能促进γ′相的溶解，如图３（ｂ）所示。同时，铸造高温合金枝晶显微偏析可导致枝晶干与枝晶间区域γ′相的完全溶解温度差异显著。例如，Ｋ４６５等轴晶铸造高温合金经超温处理１０ｍｉｎ后，枝晶间γ′相的完全溶解温度为１２４０℃，明显高于枝晶干γ′相１２１０℃的完全溶解
温度［１９
］。γ′相的大量溶解会导致γ基体中γ′
相形成元素含量显著增加并出现过饱和，超温后的降温过程中细小的γ′相不可避免地会在γ通道中析出。γ′
相的析出主要受两个方面的影响：γ
′相形成元素的过饱和程度以及冷却速率，过饱和程度越大，冷却速率越慢越
有利于γ′相重新析出［２０
］。图４为ＡＭ１单晶高温合金变温蠕变过程中γ′
相体积分数演变图［２１］
。结果表明１１８０℃短时超温导致的γ′相溶解程度明显大于１１３０℃，
蠕变温度降至１０２０℃后，γ′相体积分数恢复至超温之前的水平，但１１８０℃短时超温后恢复所需的时间比１１３０℃超温后所需时间更长。γ′相的弹性应变能以及界面能的各向异性使得γ′相析出长大具有方向性，对ＤＤ６单晶高温合金经１２５０℃和１３００℃超温处理１ｈ后的γ′相形貌研究发现，冷却过程中γ′相沿着（０１１）面析出长大较快，造成γ／γ
′相界面出现锯齿化的现象［
２２
］
。图３ ＣＭＳＸ ４单晶高温合金经过１２００℃和１２５０℃超温后γ′相体积分数与超温时间的关系图（ａ
）及在１２００℃无应力和应力加载状态下超温后γ′相体积分数与超温时间的关系图（ｂ
）［１８］Ｆｉｇ
．３ Ｅｖｏｌｕｔｉｏｎｏｆｔｈｅγ′ｐｈａｓｅｖｏｌｕｍｅｆｒａｃｔｉｏｎａｓａｆｕｎｃｔｉｏｎｏｆｔｈｅｄｗｅｌｌｔｉｍｅａｔ１２００℃ａｎｄ１２５０℃（ａ）ａｎｄｅｖｏｌｕｔｉｏｎｏｆｔｈｅγ′ｐｈａｓｅｖｏｌｕｍｅｆｒａｃｔｉｏｎａｓａｆｕｎｃｔｉｏｎｏｆｔｈｅｄｗｅｌｌｔｉｍｅａｔ１２００℃ｗｉｔｈａｎｄｗｉｔｈｏｕｔａｐｐｌｉｅｄｓｔｒｅｓｓｉｎｓｉｎｇｌｅ ｃｒｙｓｔａｌｓｕｐｅｒａｌｌｏｙＣＭ
ＳＸ ４（ｂ）［１８
］图４ ＡＭ１单晶高温合金变温蠕变过程中γ′
相体积分数［２１］Ｆｉｇ．４ Ｖｏｌｕｍｅｆｒａｃｔｉｏｎｏｆγ′ｐｈａｓｅｄｕｒｉｎｇｎ
ｏｎ ｉｓｏｔｈｅｒｍａｌｅｘｐｅｒｉｍｅｎｔｓｏｆｓｉｎｇｌｅ ｃｒｙｓｔａｌｓｕｐｅｒａｌｌｏｙＡＭ
１［２１］
此外，
超温后的冷却方式和进一步处理将通过影响γ′相的恢复情况，从而影响超温后的显微组织。图５为ＧＨ４０３７变形高温合金在８５０℃／１９６ＭＰａ和７００℃／
４７１ＭＰａ蠕变过程中的组织演变示意图［２３］
。ＧＨ４０３７
合金经１０５０℃和１１４０℃超温处理５ｍｉｎ后显微组织
分别退化为ＴｙｐｅⅠ和ＴｙｐｅⅡ两种类型，ＴｙｐｅⅡ类型的组织退化程度明显大于Ｔｙｐ
ｅⅠ类型。
在后续恒图５ ＧＨ４０３７变形高温合金在８５０℃／１９６ＭＰａ和７００℃／４７１ＭＰａ
蠕变过程中的组织演变示意图［
２３］Ｆｉｇ．５ Ｓｃｈｅｍａｔｉｃｏｆｔｙｐｉｃａｌｍｉｃｒｏｓｔｒｕｃｔｕｒｅｅｖｏｌｕｔｉｏｎｄｕｒｉｎｇｃｒｅｅｐｔ
ｅｓｔｓｕｎｄｅｒ８５０℃／１９６ＭＰａａｎｄ７００℃／４７１ＭＰａｏｆｗｒｏｕｇｈｔｓｕｐｅｒａｌｌｏｙＧＨ
４０３７［２３］
温蠕变测试时，显微组织在加载前２ｈ的保温阶段发生部分恢复，８５０℃／１９６ＭＰａ条件下组织恢复程度明显好于７００℃／４７１ＭＰａ，使得８５０℃／１９６ＭＰａ条件下的持久寿命反而更高。
７
２
材料工程
２０２０年９月
高温合金往往有犕Ｃ，犕６Ｃ，犕７Ｃ３和犕２３Ｃ６等不
同类型的碳化物。相对γ′相而言碳化物对温度的反应不够灵敏，所以被用作辅助参考依据。一般情况下，
犕７Ｃ３，犕２３Ｃ６，
犕６Ｃ，犕Ｃ型碳化物的溶解温度逐渐升高。不同的超温时间与超温温度对碳化物的影响有所不同。短时超温时，
时间较短，碳化物来不及反应，因此碳化物主要可能发生溶解；
长时超温时，如果温度较低，碳化物可能发生转变而非溶解，如果温度较高，则
碳化物会发生溶解［１６，２３］
。晶界犕６Ｃ或犕２３Ｃ６型碳化
物在超温时有加厚的倾向，甚至会形成连续的碳化物网。在更高温度下，晶界碳化物发生溶解。斯贝发
动机Ｎｉｍｏｎｉｃ１０８和Ｎｉｍｏｎｉｃ１１８合金涡轮叶片在１０００℃超
温服役时，晶界碳化物加厚，在１０５０℃时发生部分溶解。１１００℃时犕２３Ｃ６型碳化物全部溶解，富Ｗ，Ｍｏ的犕６Ｃ型碳化物直到１１５０℃才大量溶解。郭小童
等［１９］
的研究表明：Ｋ４６５等轴晶铸造高温合金经较低
温度１１８０～１２４０℃短时超温处理后，由于温度位于犕Ｃ析出温度范围内，因此犕Ｃ和犕６Ｃ型碳化物未见明显的组织演变；当温度升高至１２７０℃时，碳化物发生明显的溶解。超温处理也可能造成碳化物成分的改
变，孙智君［２４］针对Ｋ２３等轴晶高温合金超温研究发
现，当超温温度低于１１５０℃时，犕Ｃ碳化物组分与铸
态相比较无明显变化；当超温温度超过１１５０℃，超温处理３０ｍｉｎ后，犕Ｃ碳化物中Ｔｉ，Ｍｏ元素含量减少，而Ｎｉ，Ｃｒ，Ｃｏ等元素含量则略有增加。此外，超温导致的温度变化会额外增加热应力，诱发碳化物退化。同时，碳化物与基体热膨胀系数的差异，使得两者界面容易产生应力集中并萌生孔洞。
过烧导致基体发生初熔，初熔区失去承载能力并处于“零塑性”状态，因此过烧导致合金的力学性能急剧下降，如Ｋ４６５等轴晶铸造高温合金经１２７０℃过烧处理后，拉伸过程中合金并未出现屈服现象并迅速发
生脆性断裂，仅获得断裂强度［１９］。了解超温处理对合
金组织退化的影响规律可以指导合金的设计与生产。以含Ｈｆ的ＤＺ２２定向凝固高温合金为例，合金初熔最早由低熔点相Ｎｉ５Ｈｆ诱导。热处理过程中，对其进行１１５０℃／８ｈ预处理，使得Ｎｉ５Ｈｆ相发生Ｎｉ５Ｈ
ｆ＋γ（Ｃ）→犕Ｃ＋γ反应或直接固溶进基体，从而可以达到消除Ｎｉ５Ｈ
ｆ相的目的。因此可以显著提高合金后续的固溶处理温度，
增强固溶处理的效果［２５
］。３ 航空发动机涡轮叶片超温服役后的力学性能
３．１ 拉伸性能一般而言，镍基高温合金中位错运动的独特机制，
导致其屈服强度在７００～８００℃出现峰值［２］
。超温温
度往往超过其峰值温度，
因此一般情况下，合金的屈服强度随着超温温度的升高而下降。以Ｋ４６５等轴晶高
温合金为例［１９］
：经１１８０℃／１０ｍｉｎ短时超温后屈服强
度急剧下降至１０００℃的１／５；经１２７０℃／１０ｍｉｎ短时超温后时，
基体发生初熔，此时并未出现屈服现象，仅获得断裂强度。此外，
超温后的组织变化对合金的室温拉伸性能也有一定的影响。Ｙｕａｎ等［２
６］
的研究表明：Ｋ４２４合金经过１０５０～１１５０℃超温处理后，室温屈服强度呈轻微下降趋势，而室温抗拉强度未发生明显降低，且其力学性能指标仍明显高于标准规定值。组织形貌表明一次γ′相的立方度提高以及γ通道中二次γ′相析出是合金超温后力学性能仅轻微降低的主要原因。
显然，合金显微组织的不同以及超温温度的不同，使得合金的超温拉伸性能具有不同的演变特征，需要根据拉伸条件下合金组织演变特征进行判断与分析。值得注意的是，拉伸测试过程中由于加热时长以及保温时长的要求，合金的显微组织往往出现回复并导致拉伸性能出现恢复的现象。这意味着实验过程中实现快速升降温才能更准确地得到合金超温时的瞬时拉伸性能。这种理念也指导了后续超温对高温合金蠕变性能的研究。
３．２ 蠕变性能
超温可导致高温合金组织发生显著地退化，为了研究超温对合金蠕变性能的影响，通常的做法即是对超温处理后的合金进行蠕变性能实验。针对ＧＨ８６４和ＧＨ４０３７变形高温合金、ＩＮ７３８等轴晶铸造高温合金的研究均表明，合金的蠕变性能随着超温温度的上
升而下降［２３，２７ ２８］涡轮发动机
。然而，恒温蠕变实验过程中，超温后
的组织在加载前２ｈ的保温阶段会经过不同程度的恢复，导致合金性能恢复并且其恢复程度与恒温蠕变温度相关。以ＧＨ４０３７合金为例，合金经１１４０℃／５ｍｉｎ超温处理后，超温组织在后续恒温蠕变实验过程中发生部分恢复，且在８５０℃／１９６ＭＰａ条件下恢复程度大于７００℃／４７１ＭＰａ，并使得合金在８５０℃／１９６ＭＰａ
条件下的持久寿命长于７００℃／４７１ＭＰａ［２３］
。这意味着超温处理条件以及蠕变实验程序均影响高温合金经超温处理后的蠕变性能。恒温蠕变过程与叶片服役过程的温度变化存在明显差异，变温蠕变更适合用来模拟叶片遭遇超温后的蠕变行为。
图６（ａ
）为航空发动机在一次飞行任务中涡轮进气口温度曲线［２］。航空发动机服役时经历停车、慢车、
巡航、中间和最大状态等不同的状态，涡轮进气口温度不断变化且会导致叶片服役温度和应力不断变化。涡
８
２
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