CC BY
301
УДК 621.357.8
Ю. П. Тарасенко, О. Б. Бердник, И. Н. Царева, Л. А. Кривина
РАЗРУШЕНИЕ РАБОЧИХ ЛОПАТОК ТУРБИНЫ ВСЛЕДСТВИЕ ВЫСОКОТЕМПЕРАТУРНОЙ УСТАЛОСТИ
Изучено состояние материала лопатки турбины низкого давления газоперекачивающего агрегата, разрушенной в процессе эксплуатации. Установлено, что разрушение произошло в результате образования и развития трещины. Трещина возникла в процессе эксплуатации в результате охрупчивания границ зерен металла вследствие развития процессов высокотемпературной усталости.
Введение
Рабочие лопатки газовых турбин являются наиболее нагруженными деталями газотурбинных двигателей (ГТД) газоперекачивающих агрегатов (ГПА). Ресурс работы лопаток определяется многими эксплуатационными факторами, такими как температура и рабочие напряжения, время наработки при различных режимах, скорость и амплитуда перепадов температур, количество пусков, уровень динамических нагрузок. Все эти факторы способствуют преждевременному разрушению лопаток в процессе эксплуатации, что может вызвать отказ ГТД .
Наиболее распространенной причиной разрушения рабочих лопаток турбин является высокотемпературная усталость.
Целью данной работы являлось изучение закономерностей протекания процессов высокотемпературной усталости в жаропрочных никелевых сплавах на основе анализа характера разрушения турбинной лопатки.
1 Материал и методика исследования
Объектами исследований являлись образцы, вырезанные из фрагмента разрушенной в процессе эксплуатации рабочей лопатки турбины низкого давления (ТНД) газоперекачивающего агрегата ГТК-10-4. Фактическая наработка лопаток составляла 9913 ч. Поверхность разрушения располагалась в средней части пера лопатки на расстоянии ~95 мм от замковой части. Для проведения сравнительных исследований использовали образцы из неразрушенной лопатки того же комплекта.
Химический состав материала лопаток определяли атомно-эмиссионным методом по ГОСТ 22001-87. Анализ микро- и макроструктуры лопаток проводили с применением оптических микроскопов «Неофот-32» и МБС-9. Рентгеноструктурный анализ сплава выполнен на поперечном шлифе образца на дифрактометре «Дрон-3М» (Си-Ка-излучение) в симметричной съемке по Брэггу-Брентано. Параметры субструктуры материала (размер субзеренных блоков и величину микродеформаций в них) определяли методом аппроксимаций из физического уширения рентгеновских линий (111) и (222) у-фазы.
Микротвердость измеряли на микротвердомере ПМТ-3 при нагрузке на индентор ~1 Н. Твердость по Виккерсу определяли на ультразвуковом твердомере МЕТ-У1 по ГОСТ 22761-77.
Физико-механические характеристики (предел прочности, относительные удлинения и сужения) материала лопаток определяли на разрывной машине У10Т по ГОСТ 1497-84.
2 Результаты исследований и их обсуждение
Методом атомной адсорбции установлено, что лопатки изготовлены из сложнолегированного жаропрочного никелевого сплава, химический состав которого приведен в табл. 1. По результатам анализа проб, взятых из разрушенной и целой лопаток, материал по химическому составу близок к сплавам ЭИ765Л и ЭИ893Л. Установлено пониженное содержание вольфрама и молибдена. Следует отметить, что данное отклонение фактического химического состава от регламентированного может оказать существенное влияние на служебные свойства сплава, особенно на жаростойкость, и, следовательно, на работоспособность материала лопатки. Особое внимание следует обратить на низкое содержание алюминия и титана, которые участвуют в образовании упрочняющих интерметаллидных фаз, обеспечивающих жаропрочность сплава.
Таблица 1
Химический состав материала лопаток турбины, % (по массе)
Материал N1 Сг W Мо Ті А1 Ге V Бі № Со Мп В
Разрушенная лопатка 74,9 15,5 3,5 2,39 1,24 1,2 0,54 0,32 0,16 0,15 0,05 0,025 0,02
Целая лопатка 71,5 15,2 3,1 2,7 1,77 1,7 2,99 - 0,16 - - 0,03 -
Сталь ЭИ 765Л основа 14-16 4-6 3-5 1-1,4 1,7-2,2 <3 - 0,6 - - 0,5 0,01
Сталь ЭИ 893Л основа 15-17 9-10 3,5-4,5 1,2-1,6 1,2-1,6 <3,0 - <0,5 - - <0,5 -
По результатам рентгеноструктурного анализа фазовый состав материала разрушенной лопатки представляет собой у-твердый раствор легирующих элементов и карбидных фаз (типа Ме23С6, Ме7С7, МеС) в никелевой матрице. у-фаза имеет крупноблочную субструктуру (~500 нм) со средним уровнем микродеформаций в них е = 0,00032. Плотность дислокаций на границах и внутри субзерен никеля одного порядка, составляет ~109 и 5,1-109 см-2 соответственно.
Металлографические исследования показали, что металл имеет крупнозернистую, равноосную структуру и состоит из у-твердого раствора легирующих элементов в никеле, незначительного количества упрочняющей ин-терметаллидной у'-фазы (№3(Т1А1)) и карбидов типа Ме23С6, Ме7С7, МеС. В неразрушенной лопатке карбиды имеют округлую форму (с1 ~ 1-4 мкм) и равномерно расположены как по границам, так и по телу зерна, не образуя сетки (рис. 1,а). Карбидная и интерметаллидная фазы равномерно распределены в матрице. Такая картина наблюдается по всему телу целой лопатки.
В разрушенной лопатке карбиды имеют вытянутую форму и располагаются преимущественно по границам зерна в виде сетки (рис. 1,б), что способствует охрупчиванию материала и образованию микротрещин. Интерме-таллидная фаза сосредоточена ближе к границам зерен. Количественное соотношение фаз в сплаве, их форма, размер и равномерность распределения зависят от характера кристаллизации, а значит, и от условий охлаждения, которые могут существенно отличаться для толстого (замковая часть и входная кромка пера) и тонкого сечения (выходная кромка пера) сечений лопатки.
Рис. 1 Макроструктура излома лопатки турбины и его характерные зоны, *25
Несомненным является и то, что при эксплуатации структурные и фазовые превращения в результате температурно-силового воздействия наиболее интенсивно протекают в тонком сечении - в выходной кромке лопатки. К основным структурным превращениям, происходящим в этой зоне, относятся коагуляция карбидной фазы, диссоциация упрочняющей интерметал-лидной у'-фазы, формирование карбидной сетки по границам зерен у-фазы. Химическая и фазовая неоднородность, в свою очередь, способствуют ухудшению тепловой структурной стабильности сплава и, в конечном счете, разрушению выходной кромки пера лопатки.
Фрактографический анализ поверхности излома позволил выделить три характерные зоны: зону стабильного развития трещины 1, зону ускоренного развития трещины 2 и зону долома 3 (рис. 2).
В зоне стабильного развития усталостной трещины (рис. 2,а) наблюдаются ступеньки, утоняющиеся к зоне ускоренного развития. Изгибы линий излома обусловлены неоднородностью микромеханических свойств элементов структуры в направлении максимальной интенсивности напряжений. Кроме этого, наблюдается выкрашивание материала, сильная пористость. На отдельных фрагментах обнаружены трещины, уходящие вглубь металла. Материал в этой зоне имеет окисленный и рыхлый вид. Для рельефа характерна небольшая складчатость. Вид этой зоны указывает на термоусталостный характер разрушения. В зоне ускоренного развития трещины (рис. 2,б) наблюдаются цвета побежалости от синего (более толстая окисная пленка), что соответствует более высокой температуре и большему времени воздействия окислительной среды, до соломенного (более тонкая пленка), что говорит о
более быстром распространении трещины в данном месте. Поверхность зоны долома (рис. 2,в) чистая, неокисленная и состоит из крупных (диаметром в несколько зерен) хрупко-вязких ямок. Конец пера разрушенной лопатки загнулся. Это свидетельствует о том, что металл в этой части лопатки находится в пластичном состоянии.
Рис. 2 Микроструктура целой (а) и разрушенной (б) лопаток турбины, *500
Преждевременное разрушение произошло в результате комбинированного воздействия окружающей среды и циклических напряжений. Образование трещины могло быть ускорено действием напряжений в области локальных коррозионных повреждений. Для газообразных сред перенос вещества за счет адсорбции атомов газообразной среды доминирует при высоких напряжениях. Основное же влияние на распространение трещины окружающая среда оказывает на ранних стадиях ее роста, когда существуют короткие трещины, из-за того, что обеспечивается непосредственный доступ газов к вершине трещины, а скорость роста настолько низкая, что успевает произойти взаимодействие материала и среды. Адсорбция газов трещиной может вызвать уменьшение поверхностной энергии металла и, как следствие, увеличение скорости роста трещин. Образующиеся при высоких температурах оксидные пленки, с одной стороны, взаимодействуя с металлом, препятствуют захлопыванию трещины во время сжимающей нагрузки, а с другой, могут приводить к притуплению кончика трещины и к коррозии под напряжением [1].
В условиях высоких температур возможны сложные взаимодействия между процессами усталости и окисления. Влияние оксидов на процесс усталости основывается на модели повторяющегося разрушения оксидной пленки, что соответствует случаю непрерывного разрушения хрупкой поверхно-
сти пленки при деформировании. Дальнейшее окисление незащищенного металла может быть ускорено в результате окисления карбидов.
Вблизи контура излома и полости трещины обнаружен светлый нетра-вящийся слой, свидетельствующий об изменении в нем содержания легирующих элементов (рис. 3). Это свидетельствует о протеканий диффузионных процессов. При этом трещины возникали в местах слияния пор в белых нетравящихся областях по границам зерен, ориентированных перпендикулярно действующей нагрузке и тепловому потоку.
Рис. 3 Микроструктура излома разрушенной лопатки турбины, х500
В рассматриваемом случае усталостное разрушение сопровождалось длительным развитием магистральной трещины по субмикротрещинам. Имеются участки как внутризеренного разрушения, так и межзеренного.
Трещины, располагающиеся по телу зерна, имеют широкую полость раскрытия, заполненную продуктами окисления. Наблюдается выделение темной фазы в виде дисперсных игл, направленных перпендикулярно или под небольшим углом к направлению развития трещины, и окружающих ее полость в виде «бахромы» (рис. 3).
Известно, что при температуре выше 500 °С усталостная долговечность исследуемого сплава контролируется переходом от транскристаллитного разрушения к интеркристаллитному.
Влияние границ зерен на процесс усталостного разрушения имеет сложный характер и заключается в задержке развития процессов пластической деформации и распространении микротрещин. Развитие межзеренного разрушения при воздействии высоких циклических нагрузок в условиях нормальных температур свидетельствует о более низкой сопротивляемости усталости границ по сравнению с телом зерна [1].
Согласно современным теоретическим представлениям интеркристал-литное разрушение осуществляется с помощью двух основных механизмов: путем образования округлых пор (г-тип) или путем образования клиновидных трещин на стыке трех зерен (Ж-тип) (рис. 4) [2]. Непременным условием
обоих типов разрушения является предварительное зарождение небольших пор на границах зерен [2, 3]. Порообразование связано с зернограничными выделениями. Расположенные на границе зерна частицы, являясь эффективными концентраторами напряжений, способствуют зарождению пор за счет торможения зернограничного скольжения. Зарождение пор происходит преимущественно около частиц на границах зерен, т.к. в этих местах гетерогенного зарождения не только меньше критический объем зародышей, но и выше коэффициент зернограничной диффузии, что и предопределяет меньшее время инкубационного периода для скопления вакансий критического размера.
Рис. 4 Накопление повреждений перед трещиной: 1 - межзеренные повреждения при высокой температуре; 2 - образование пустот
Для выявления зон деформационного упрочнения и разупрочнения в работе использован метод измерения микротвердости, являющийся структурно-чувствительным. Результаты измерения микротвердости материала разрушенной лопатки показали неоднородное ее распределение по рабочей поверхности вблизи зоны разрушения. Имеется зона деформационного упрочнения с микротвердостью 5,5-6,3 ГПа и разупрочненная зона, в которой микротвердость существенно меньше (~2,3 ГПа) и не соответствует нормативным требованиям (2,95-3,70 ГПа), предъявляемым к жаропрочным никелевым сплавам. Измерения твердости по Виккерсу ультразвуковым методом подтвердили наличие в материале разрушенной лопатки разупрочненной зоны. Снижение прочностных свойств обусловлено разрыхлением материала в результате протекания процессов высокотемпературной усталости.
Измерения, проведенные в осевом сечении целой лопатки, показали однородное распределение микротвердости по рабочей поверхности и поперечному шлифу в пределах 3,7-4,2 ГПа. Время работы при повышенных температурах ~500 °С оказалось достаточным для прогрева лопаток и их разупрочнения в связи с растворением интерметаллидной фазы, о чем свидетельствуют результаты исследований микроструктуры и резкое снижение твердости в сечении лопатки от основания пера до места разрушения.
Результаты механических испытаний материала разрушенной лопатки показали пониженные значения относительного удлинения в 1,12 раза (с 29,8 до 26,43 %) и предела прочности в 1,45 раза (с 1,24 до 0,89 ГПа) по сравнению с целой лопаткой.
Выводы
На основании результатов проведенных исследований разрушенной и целой рабочих лопаток турбины низкого давления газоперекачивающего агрегата ГТК-10-4 установлено:
1. Разрушение лопатки произошло в ее средней части пера со стороны корыта ближе к выходной кромке в результате образования и дальнейшего развития трещины. Трещина возникла в процессе эксплуатации из-за охрупчивания границ зерен металла в этой зоне вследствие развития процессов высокотемпературной усталости.
2. Несоответствие химического состава материала лопатки условиям ее эксплуатации привело к снижению жаропрочности и работоспособности при повышенной температуре.
Список литературы
1. Матвиенко, А. Ф. Исследование изломов лопаток осевого компрессора из стали 20Х13 / А. Ф. Матвиенко, А. В. Балдин // Металловедение и термическая обработка металлов. - 1981. - № 6. - С. 39-41.
2. Усталость материалов при высокой температуре : пер. с англ. / под ред. Р. П. Скелтона. - М. : Металлургия, 1988. - 343 с.
3. Самсонович, Е. Н. Фрактографические особенности и механизм усталостного разрушения сталей 20ГЛ и 20ГФЛ / Е. Н. Самсонович, А. Н. Харитонов // Металловедение и термическая обработка металлов. - 1981. - № 6. - С. 41-44.
