涡轮叶片用合金材料的薄壁效应研究进展

Research progress in thin-wall effect of alloy materials for turbine blades

摘要

近年来，随着航空航天技术的飞快发展，对发动机热效率和轻质化的要求越来越高，导致涡轮叶片的壁厚不断减小。然而，壁厚减小导致叶片用合金材料性能下降，即薄壁效应。因此，薄壁效应的研究对涡轮发动机安全稳定运行具有重要意义。但是，薄壁效应产生的原因和规律十分复杂。基于此，本文综述了实验条件、材料的表面状态、涂层、多晶、单晶及合金的各向异性等方面对叶片用合金材料薄壁效应的影响规律，并根据薄壁效应的机理和模型，归纳了3种典型情况：氧化损伤模型、氧化-蠕变损伤模型和基于裂纹扩展的分析。由于氧化作用和硬脆相的存在，工件在服役过程中不可避免地产生裂纹，基于裂纹扩展分析表明裂纹扩展与薄壁效应有着明显的相关性，这为未来薄壁效应的研究提供了新思路。

Abstract

In recent years， with the rapid development of aerospace technology， the requirements for engine thermal efficiency and light weight are getting higher and higher， resulting in the continuous reduction of the wall thickness of turbine blades. However， the reduction in wall thickness leads to decreased properties of the alloy material for blades， i.e.， the thin-wall effect. Therefore， the study of the thin-wall effect is of great significance to the safe and stable operation of turbine engines. However， the reasons and laws of the thin-wall effect are very complicated. Based on this， this paper reviews the influence of experimental conditions， surface states of materials， coatings， polycrystals， single crystals， and anisotropy of alloys on the thin-wall effect of alloy materials for blades， and summarizes three typical cases according to the mechanism and model of the thin-wall effect： the oxidative damage model， the oxidation-creep damage model and an analysis based on crack growth. Due to oxidation and the presence of hard and brittle phases， cracks are inevitably generated in the workpiece during service. Based on the crack growth analysis， it is shown that there is a significant correlation between crack growth and thin-wall effect， providing new insights for future research on thin-wall effects.

Graphical abstract

关键词

薄壁效应 / 涡轮叶片 / 镍基高温合金 / 蠕变

Key words

thin-wall effect / turbine blade / nickel-based superalloy / creep

镍基高温合金因具有良好的抗高温氧化、抗蠕变和抗疲劳性能，使其成为涡轮发动机叶片的主要材料之一^［1-4］。随着航空发动机对热效率要求的不断提升，使得叶片表面的服役温度不断提高，高温合金本身的高温性能已经难以满足要求。因此，采用冷却技术进一步提高涡轮叶片的服役温度，由此造成涡轮叶片内部逐渐向复杂的空腔结构转变。而复杂的空腔结构不仅提高了冷却效率使涡轮发动机可以在更高的温度条件下服役，而且达到了减重效果^［5-7］。但是，这种空腔结构也导致涡轮叶片壁厚减小。有研究表明，当高温合金材料的壁厚小于1 mm时，薄壁样品的性能与标准样品相比会有明显的下降^［8-15］。这种由于材料尺寸减小而导致性能下降的现象被称为薄壁效应。涡轮叶片是在高温高应力的严酷条件下服役，薄壁结构成为薄弱区域使整个部件在工作过程中发生危险。因此，薄壁效应的研究对高温合金工件的长期安全稳定运行具有重要的意义。

目前，薄壁效应已经越来越受到国内外研究者的重视 ^{［14，16-22］}。早在1985年，Doner和Heckler^［23］在观察不同厚度CMSX-3和IN-792合金的蠕变行为时发现：两种合金蠕变寿命均随着样品厚度的减小而降低。随后，Villain等^［24］和Pandey等^［25］也在Sn60Pb40和X-750合金的蠕变实验中观察到了薄壁效应。而国内的许多研究者也在DD499、DD5、DD6、二代含Re等高温合金中发现了薄壁效应^{［14，21，26-29］}。一些研究者根据在实验中观察到的薄壁效应现象提出了薄壁效应的机理和相应的模型^{［10，16，18，20，27，30-33］}，使人们对薄壁效应的理解不断深入。到目前为止，大量实验结果已经证明了薄壁效应是一种广泛存在的现象。但是，温度、应力、表面状态、涂层、多晶、单晶及合金的各向异性对涡轮叶片用高温合金材料的薄壁效应影响是不同的，而且薄壁效应产生的规律、机理及其模型还尚未完全明确。

本文综述了目前涡轮叶片用合金材料中薄壁效应的研究成果，总结了薄壁效应产生的规律、机理和模型，分析了目前薄壁效应研究中的问题和发展方向，以期为薄壁效应的进一步研究提供一定的借鉴意义。同时，对涡轮发动机叶片结构的优化设计提供理论依据。

1 实验条件对薄壁效应的影响

1.1 温度对薄壁效应的影响

涡轮叶片是在高温下工作，而高温对材料的性能具有显著影响，且这种影响非常复杂。为了更加直观地表征温度对薄壁效应的影响，Seetharaman等^［34］研究了PWA1484单晶高温合金在760、871 ℃和982 ℃温度条件下的蠕变行为，发现合金在相对较低的温度条件下（760 ℃/758 MPa）表现出显著的薄壁效应，而在相对较高的温度条件下（871 ℃/413 MPa和982 ℃/207 MPa/248 MPa），存在中等程度的薄壁效应。有学者^［35-39］认为在不同温度条件下呈现出不同程度的薄壁效应，是因为在高温条件下材料的性能对晶体的取向和微观结构的变化不敏感，而在低温条件下则比较敏感，例如，Wen等^［40］在760 ℃和980 ℃温度条件下，观察到DD6单晶高温合金的薄壁效应，而将温度提高到1100 ℃进行蠕变实验时，没有观察到样品蠕变寿命随厚度变化的现象。

然而，也有研究发现高温合金在相对较高的温度条件下表现出明显的薄壁效应。Satyanarayana等^［9］分析了DS CM247镍基合金在760、982 ℃和1038 ℃温度条件下的蠕变行为与样品厚度之间的关系，结果发现DS CM247镍基合金仅在1038 ℃的高温条件下，可以观察到随着样品厚度的减小蠕变速率增加和蠕变寿命降低的现象。他们认为产生这种现象是由于在不同温度条件下氧化影响程度不同而导致的。

此外，样品厚度与蠕变断口形貌也存在一定的关系。Srivastava等^［16］在Seetharaman等^［34］工作的基础上进一步分析了760 ℃/758 MPa和982 ℃/248 MPa条件下，厚度为3.18 mm和0.38 mm的PWA1484镍基单晶高温合金样品的蠕变断口形貌，发现随着样品厚度的减小，在低温高应力的条件下，样品由空洞生长和解理断裂的混合失效模式转变为完全解理断裂的失效模式，而在高温低应力的条件下，样品由空洞的形核、长大和聚集的失效模式转变为延性断裂和解理断裂的混合模式。Hu等^［27］和Wen等^［40］对蠕变后的DD6单晶高温合金样品的断口形貌进行观察也得到了相同的结论。上述结果证明了蠕变断裂机制与薄壁效应的相关性。

1.2 实验应力对薄壁效应的影响

通常情况下，应力的增加会导致蠕变速率的增加和蠕变寿命的降低，且应力水平的改变也会导致蠕变机制发生变化^［41-42］。因此，涡轮叶片用合金材料在不同应力条件下表现出来的薄壁效应程度也是不同的。表1为980 ℃下镍基单晶合金的厚度与蠕变寿命的关系^{［17-18，26-27，40，43］}，由表1可见，在蠕变实验温度均为980 ℃时，镍基高温合金材料在较低的应力条件下（230、250 MPa）均表现出明显的薄壁效应，而在较高的应力条件下（270、320、330、360、400 MPa）薄壁效应并不明显。Yu等^［18］认为在较高应力条件下会导致蠕变寿命过小，从而使蠕变样品的薄壁效应不明显。Suave等^［20］认为如果氧化作用是薄壁效应的主要影响因素，那么在蠕变时间较长的测试中就会表现出更加明显的薄壁效应。因此，在高应力的条件下样品的蠕变寿命显著降低导致薄壁效应不明显。但是，也有一些研究者得到了不同的结果，例如，Seetharaman等^［34］研究结果显示982 ℃/248 MPa与982 ℃/207 MPa条件下，样品厚度从3.18 mm减小到0.38 mm，样品的蠕变寿命分别下降了约17%和38%，显然在248 MPa的应力条件下薄壁效应更明显，但这两个应力水平都相对较低。

1.3 真空环境下的薄壁效应

与空气环境相比，真空环境中几乎无氧气。因此，在进行薄壁蠕变实验过程中氧化作用的影响极小。目前，一些研究者认为氧化作用对有效应力的影响是薄壁效应产生的主要原因，在真空的环境中应该不会存在明显的薄壁效应。但是，一些研究者通过在空气和真空环境中分别对不同厚度的样品进行蠕变实验发现在真空环境中仍然存在薄壁效应。例如，Brunner等^［19］研究了不同厚度的M247LC单晶高温合金样品在空气和真空环境中的蠕变行为，结果表明，在两种实验环境中最小蠕变速率都随样品厚度的减小而下降，这说明均发生了薄壁效应，而且在高应力的条件下，真空和空气环境中蠕变速率随样品厚度变化的趋势更接近，在低应力条件下，真空环境中样品的薄壁效应更明显。Suave等^［20］研究也发现在900 ℃/350 MPa的真空条件下DS200+Hf合金存在薄壁效应。这表明导致薄壁效应的因素不仅是氧化作用的影响，还存在其他因素。

总体来看，在不同实验条件下材料性能受到薄壁效应影响的程度是不同的。通常情况下，实验过程中温度越低，应力越小，蠕变寿命受到薄壁效应的影响越明显。但是，一些研究也发现了相反的情况，即在高温、相对高应力水平下，样品同样表现出明显的薄壁效应，这表明现阶段温度和应力对薄壁效应的影响仍然存在一定的争议，需要进一步的探究。薄壁效应与蠕变断裂的机制相关：随着样品厚度的减小，材料的断裂机制由延性断裂逐渐向解理断裂方式转变。目前的研究表明在真空环境中也存在明显的薄壁效应，这也从一方面证明氧化作用不是导致薄壁效应的主要因素。薄壁效应的产生与蠕变过程的氧化、组织演变、空洞、裂纹等损伤有关，在不同实验条件下薄壁效应的表现程度存在差异，其原因在于蠕变损伤在不同实验条件下的发展速度和形式各不相同，同时，不同材料对损伤的敏感程度也有所区别。

2 表面状态和涂层对薄壁效应的影响

2.1 不同表面状态的影响

高温合金的原始表面为铸态。但是，高温合金在使用前一般需要进行机械加工处理。例如，磨削、打磨、抛光等，这些处理会改变材料的表面状态，从而可能对薄壁结构件的高温服役性能产生影响。图1是不同表面状态样品的蠕变寿命^{［30，44］}。在Inconel 100镍基高温合金样品中，与铸造表面（Cast）的样品相比，磨削表面（Machined）的样品具有更长的蠕变寿命且薄壁效应更明显。打磨（Ground）和抛光（Polish）表面的DZ125镍基高温合金都表现出了明显的薄壁效应，但这两个表面状态的薄壁效应程度差异不大。

当样品表面经过机械加工后，产生的不同表面状态样品性能可能会有明显的差距，研究表明不同表面粗糙度的样品在高温条件下具有不同的氧化行为^［45］。薄壁效应的产生与氧化作用导致截面积降低有一定的关系，且蠕变测试的时间越长，厚度对蠕变性能的影响越容易表现出来。

2.2 涂层的影响

为了提高材料在高温条件下的抗氧化性能，通常需要在高温合金材料表面进行涂层处理^［46-48］。但涂层本身的成分与基体是不同的，这会造成合金亚表层下方成分和组织发生变化，从而影响薄壁效应。Doner和Heckler^{［23，49］}研究发现：无涂层的CMSX-3合金样品表现出明显的薄壁效应，而不同厚度的CMSX-3合金涂层样品没有表现出明显的薄壁效应。Brunner等^［19］研究了涂层对不同厚度镍基单晶高温合金M247L-SX试样蠕变行为的影响，发现在仅考虑截面为不受影响的两相截面（不包括互扩散区和铝涂层）的情况下，涂层样品厚度对980 ℃条件下蠕变行为的影响消失，从而得出了铝涂层有利于薄壁结构的镍基高温合金蠕变行为的结论。但是，一些研究者也发现了不同的结果，例如，Mora-García等^［50］观察到带有涂层的多晶Inconel 100和单晶M247LC合金在980 ℃/150 MPa条件下都具有明显的薄壁效应。Hüttner等^{［17，43］}研究表明涂层与无涂层的René N5样品在980 ℃条件下，随着厚度的减小，样品的蠕变寿命降低，蠕变速率提高，表现出了明显的薄壁效应。产生这种不同的结果可能是由实验中涂层样品的有效承载面积的计算方式不同造成的，涂层会导致样品的实际截面积增加，但是，涂层本身承载能力较弱且会产生扩散区，造成有效截面积的减小，而较薄的样品对这种有效截面积的损失更敏感。

此外，Hüttner等^［17］也对1%蠕变时间和样品厚度之间的关系进行分析，结果发现有涂层和无涂层René N5样品在230 MPa和270 MPa条件下，样品厚度和达到1%应变时间之间存在明显的相关性，即随着样品厚度的减小，达到1%蠕变的时间减少。这与之前一些研究者的结论不同^{［23，34，49］}，例如，Seetharaman等^［34］研究结果表明，在760 ℃/758 MPa、871 ℃/413 MPa和982 ℃/207 MPa/248 MPa条件下，1%蠕变时间与样品厚度无明显关系。他们认为样品厚度对前期的小应变影响很小。

综上所述，机械加工与铸造表面的样品相比具有更高的蠕变寿命和更明显的薄壁效应，其中，打磨和抛光表面的样品表现出的薄壁效应程度相近。这可能与不同表面状态对蠕变寿命和氧化行为的影响有关。不同表面状态样品的表面损伤是不同的，这也会对薄壁效应产生影响。但是，实验中不同表面状态的样品厚度较小，表面损伤的影响较大，无法体现出不同厚度样品的表面损伤影响不同。目前关于涂层对薄壁效应的影响尚未达成共识，一般认为涂层可以提高镍基高温合金材料的蠕变强度和蠕变过程中的稳定性，减弱薄壁效应，甚至无薄壁效应。但是，也有部分研究者认为涂层样品同样存在明显的薄壁效应。这可能与涂层样品有效面积的计算方式不同有关。样品厚度与1 %蠕变的关系表明一些材料的厚度对蠕变前期有一定的影响。

3 多晶、单晶及各向异性对薄壁效应的影响

单晶合金较多晶合金材料，具有更好的蠕变性能和抗氧化性能。因此，表现出的薄壁效应也有所差异。此外，由于定向凝固获得的镍基高温合金材料具有各向异性，在蠕变测试过程中，应力加载方向和定向凝固方向之间的角度也会影响高温合金材料的性能。

常规铸造（conventionally cast，CC）、柱状晶（columnar grain，CG）和单晶（single crystal，SC）高温合金与蠕变断裂寿命的关系，如图2所示^［51］。从图2中可以发现，在982 ℃条件下，常规铸造（CC）高温合金表现出最明显的薄壁效应，柱状晶（CG）高温合金表现出中等的薄壁效应，单晶（SC）高温合金则表现出最弱的薄壁效应。这与单晶高温合金具有更好的抗氧化性能有关，而晶界是力学性能的薄弱区域，易发生应力集中，促进蠕变损伤的萌生。Suave等^［20］研究表明在900 ℃/350 MPa条件下，定向凝固方向平行于应力加载方向（DS-L）和定向凝固方向垂直于应力加载方向（DS-T）的DS200+Hf合金样品的薄壁效应是不同的，与标准尺寸的试样相比，厚度为0.5 mm的DS-L和 DS-T试样蠕变寿命分别下降了约50%和80%，DS-T试样表现出更明显的薄壁效应。同时，Hüttner等^［43］研究也发现René N5镍基单晶高温合金样品在980 ℃/230 MPa/270 MPa/300 MPa条件下，应力加载方向与定向凝固方向的偏差角度为16°时，都表现出明显的薄壁效应。而对于偏差角度小于5°的René N5样品，仅在230 MPa的低应力条件下表现出薄壁效应。上述研究表明，在蠕变测试过程中，应力加载方向和定向凝固方向的角度对薄壁效应有一定的影响。

综合上述研究结果可得，薄壁效应广泛存在于不同组织结构的合金材料中，且不同材料表现出的薄壁效应程度也各不相同。与其他组织结构的材料相比，单晶合金表现出的薄壁效应较弱。薄壁效应与材料蠕变过程中的氧化、组织结构演变、空洞损伤、裂纹扩展等有关。晶界会促进氧化作用，同时成为蠕变损伤的萌生位置，而单晶合金无晶界，与其他材料相比，氧化作用和蠕变损伤更小，因此，其表现出的薄壁效应更弱。一般认为应力加载方向与定向凝固方向的角度较小时表现出的薄壁效应较弱。

4 高温合金薄壁效应机理

目前，对薄壁效应机理的解释主要从氧化作用导致有效截面积的减小、表层和亚表层的性能退化、蠕变损伤（空洞的形核、长大和聚集）、裂纹的扩展等角度考虑，研究者建立的模型也主要是从这些方面考虑^{［10，20，31-33，52-58］}。

4.1 氧化损伤机理

材料在高温条件下，由于氧化作用会导致样品表面和亚表面组织结构的变化，从而引起有效应力的改变，有研究表明在相同实验条件下，样品厚度对氧化导致的各表层深度影响不大^［59］。因此，与厚样品相比，薄样品受到氧化作用的影响更大，从而导致薄壁效应的产生。通常情况下，高温合金材料在高温空气的环境中，由于氧化作用，Al元素向表面扩散，在表面和亚表面会形成由氧化层、γ′相贫化层和γ′相衰减层​构成的A_Surf层。一些研究^［60-63］已经表明镍基高温合金的力学性能取决于γ′相的形态和体积分数。因此，镍基高温合金因氧化作用形成的A_Surf层性能降低，从而降低薄壁试样的整体性能。

Bensch等^［32］根据René N5镍基单晶高温合金在980 ℃蠕变过程中形成的不同层结构具有不同的性质，提出了一种氧化损伤模型。氧化层的区域没有抵抗蠕变的能力，所以在考虑蠕变有效载荷区域时要去掉氧化层区域。γ′相贫化层、γ′相衰减层​和基体（两相区）在整个蠕变过程中的蠕变速率相同。同时，作用在截面上每一部分力的总和等于作用在整个结构上的力。由于不同层结构的蠕变性能不同（抗蠕变性能：γ′相贫化层<γ′相衰减层<基体（两相区））会导致基体中的应力更大。这种影响在壁厚较小的样品中作用更大，从而导致薄壁效应。该模型较好地模拟了薄壁样品的前两个阶段，但仅适用于氧化损伤较大的情况。

对比980 ℃条件下，不同厚度样品的模拟和实验蠕变曲线，如图3所示。该模型较好地模拟了蠕变的初期和第二阶段，而且该模型在样品厚度小（0.3 mm）和低应力（230 MPa）的情况下模拟效果较好（图3（a）），但在厚样品（1 mm）和高应力 （300 MPa） 条件下的模拟结果较差（图3（b））。同时，由于在真空的条件下不需要考虑氧化对表层和亚表层的影响，导致其在真空条件下的拟合结果为一条直线（蠕变速率为常数）。该模型适用于低应力条件下空气环境中的薄样品前期蠕变。

由上述可知，单晶、多晶和加载时不同的晶体取向都会导致薄壁效应的变化。为了使模型适用于不同组织结构和晶体取向的情况，Suave等^［20］提出的薄壁效应模型则利用极限抗拉强度（ultimate tensile strength，UTS）进行标准化处理，构建了一种考虑蠕变过程中氧化损伤对有效截面积影响的氧化损伤模型，该模型的公式为：

e=e_{\mathrm{0}}+K_{\mathrm{0}}{\mathrm{e}}^{\frac{-Q}{RT}}\sqrt[]{t}（1）

{\sigma }_{\mathrm{e}\mathrm{f}\mathrm{f}}=\left(\frac{{\sigma }_{\mathrm{0}}(\mathrm{1}+\epsilon )}{\left(\mathrm{1}-D\right)\left(\mathrm{1}-\frac{P}{S_{\mathrm{0}}}e\right)}\right)（2）

\dot{\epsilon }=A{\left(\frac{{\sigma }_{\mathrm{e}\mathrm{f}\mathrm{f}}}{\mathrm{U}\mathrm{T}\mathrm{S}}\right)}^n（3）

式中：e为氧化影响厚度；e₀为初始氧化层厚度；K₀为氧化动力学参数；Q为激活能；σ_eff为有效应力；σ₀为初始应用应力；D为标量损伤变量；S₀为初始载荷面积；P为载荷面周长；UTS为极限抗拉强度；A和n是与时间相关的参数。将该模型的模拟结果与实验结果相比较，蠕变寿命结果大部分在2倍误差带内。该模型与Bensch等^［32］提出的模型相比，扩大了模型的应用范围。但是，该模型仅考虑氧化层的影响，并未考虑γ′相贫化层和γ′相衰减层的影响。因此，该模型对蠕变变形的预测并不理想。

4.2 氧化-蠕变损伤机理

目前的研究已经发现薄壁效应的产生不仅与蠕变过程中的氧化作用有关，而且与蠕变过程中空洞演变和解理裂纹的扩展有关。因此，Srivastava等^［52］结合了高温合金材料在蠕变过程中的高温氧化、空洞演变和解理裂纹扩展，对镍基单晶高温合金PWA1484的薄壁效应进行模拟，获得了不同温度和应力条件下样品厚度对蠕变行为影响的氧化-蠕变损伤模型。他们将截面的结构分为氧化层（A_oxide）、γ′相贫化层（A_L1）和γ′相衰减层（A_L2）组成的表面区域A_surf和剩余部分组成的基体区域A_bulk。同时，根据不同温度下的损伤行为进行考虑。在低温高应力（760 ℃/758 MPa）条件下，氧化作用的影响很小。因此，忽略A_surf 区域（A_surf =0）的影响。而高温低应力（982 ℃/248 MPa）条件下，表面区域有明显氧化作用，则需要考虑A_surf 区域的影响。

在模型的计算过程中，当应变速率达到临界值或者因解理裂纹导致截面面积损失达到临界值时，计算将终止。对比实验和模拟结果的平均值，如表2所示^［52］。该模型在低温高应力的条件下，模拟的应变和蠕变寿命具有较高的精度。在高温低应力的条件下，模拟的蠕变寿命也有较高的精度，而对断裂应变模拟结果的精度较低。对比前两个模型，该模型在蠕变第三阶段也有较好的模拟结果。

4.3 基于裂纹扩展的分析

在高温实验过程中，薄样品在氧化等因素作用下，由于有效承载面积损失更大导致其承载的有效应力相比厚样品更大，这一般被认为是薄壁效应产生的重要原因。而本课题组前期的分析表明，这一因素可能并不占据主导地位。DZ125合金在980 ℃/160 MPa条件下薄壁试样的实验结果如图3（a）所示，并与标准样品实验结果进行比较。图中A和B点是厚度为0.61 mm和0.89 mm样品的结果，蠕变断裂寿命分别为91 h和213 h，与标准样品的数据相比，呈现出明显的薄壁效应。如果该薄壁效应主要是由有效承载面积减少所致，则这两种尺寸薄壁样品的有效应力推测位于标准样品数据线的A′和B′点附近，与此对应的样品有效厚度分别减小约为185 μm和165 μm。而实验所观察到的蠕变断裂样品氧化影响区的厚度不到30 μm（图3（b）），远远小于推测的有效厚度减小值，这表明高温实验过程中有效应力增加的影响仅占据一个较小的比例。

高温样品的最终断裂是裂纹形成和扩展的过程，但如何将裂纹扩展与薄壁效应关联的文献报道尚不多见。高温实验的氧化及合金中存在的硬脆相，使得实验过程中不可避免在试样中形成裂纹。图4为不同壁厚样品的单边裂纹长度与应力强度因子关系的定性分析结果^［30］。由图可知，不同壁厚的样品均呈现不同时间的稳态扩展和失稳扩展阶段，样品的尺寸越薄，发生失稳扩展的临界裂纹长度越小，而厚样品在失稳扩展前具有更大的裂纹长度。这一结果从裂纹扩展角度为分析薄壁效应机理提供了新的思路。Yu等^［18］通过裂纹长度与应力强度因子的关系对不同厚度样品进行定性分析得到了相同的结论。一些研究者已通过实验和理论证明了裂纹扩展在薄壁效应中的重要作用，Baldan^［53］观察了不同尺寸MAR-M002合金的蠕变行为，发现材料的蠕变寿命和微裂纹尺寸与样品截面尺寸的比值相关，减小裂纹尺寸可以提高材料的蠕变寿命。

综上所述，目前提出的薄壁效应模型和理论仍然存在不足之处。Bensch等^［32］提出的模型考虑了样品在蠕变过程中表层的氧化和亚表层组织结构的演变在薄壁效应中的作用，该模型对薄样品有较好的模拟效果。但是，随着样品厚度的增加，氧化作用在薄壁效应中的作用减弱，模型的模拟效果也随之变差。Suave等^［20］提出的模型也是以氧化作用为基础，与Bensch等^［32］提出的模型相似，对薄样品的前期蠕变有较好的模拟效果，而对厚样品效果较差。但Suave等^［20］提出的模型引入了极限抗拉强度（UTS）对模型的参量进行归一化，使模型可以应用于不同晶粒尺寸和不同晶体取向的情况，扩大了模型的应用范围。以上两个模型都是以氧化作用为基础，因此，都不适用于真空和氧化作用小的低温环境。通过之前的分析可知，薄壁效应产生的因素不仅与氧化作用有关，还包括样品蠕变过程中形成的损伤。Srivastava等^［52］提出的薄壁效应模型在考虑氧化作用的基础上加入空洞和解理裂纹损伤的影响，分别构建了低温和高温条件下的模型，对薄样品和厚样品的蠕变过程均有较好的模拟效果。但是，他们提出的模型在低温条件下，忽略了氧化作用和空洞损伤的影响，并假设解理裂纹在第二蠕变阶段产生，在高温条件下，直接忽略前期蠕变阶段。这表明样品厚度对该模型前期蠕变没有影响，而之前的分析可知一些材料在1%蠕变阶段也有薄壁效应。Hu等^［30］从裂纹扩展的角度对薄壁效应与裂纹扩展行为之间的关系进行了定性解释，为分析薄壁效应的机理提供了新的思路。然而，为了进一步验证这一思想在薄壁效应影响中的作用，仍需要更多的定量分析结果作为支撑。

5 结束语

对于在高温高应力严酷条件下服役的涡轮叶片，其材料薄壁效应的研究对相关工件的长期安全稳定运行具有重要意义。本文基于对文献的分析和梳理，总结了实验条件、样品表面状态、涂层、多晶、单晶及合金的各向异性等方面对高温合金薄壁效应的影响。同时，归纳了薄壁效应产生的机理及模型。大量的实验数据表明温度和应力越低，高温合金表现出的薄壁效应越明显。合金的断裂机制也随着样品厚度的减小逐渐由延性断裂向解理断裂方式转变。表面经过机械加工的样品较铸态原始表面的样品，蠕变寿命更长，薄壁效应更明显。在相同条件下，单晶较多晶合金表现出的薄壁效应更弱。同时，应力加载方向与高温合金定向凝固方向的角度越大薄壁效应越明显。虽然目前对于镍基高温合金薄壁效应的研究已经取得了一定的进展，但是仍然存在一些问题需要解决：

（1）实验条件、样品的表面状态、有无涂层、多晶、单晶及合金的各向异性等方面对薄壁效应具有一定的影响，但影响规律和机理尚不够清晰，需要开展更多的系统实验进行分析。

（2）尽管已有众多研究者对涡轮叶片用镍基高温合金的薄壁效应展开研究，但薄壁效应的成因较为复杂，涉及氧化、组织结构演变、空洞损伤、裂纹扩展等诸多因素，因此，目前对其产生机理的认识仍不够明确。一些研究者认为氧化作用是薄壁效应产生的主要因素，但在低温和真空环境中仍可观察到明显的薄壁效应。基于断裂力学分析，表明试样越薄发生失稳扩展的临界裂纹长度越小，这为分析薄壁效应机理提供了新思路。

（3）目前提出的薄壁效应模型对蠕变寿命和断裂伸长率的预测与实验结果仍存在一定的差距，这主要是因为目前提出的模型中考虑的因素还比较单一，在未来的研究中需要构建考虑多因素的薄壁效应模型。

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基金资助

航空发动机及燃气轮机基础科学中心项目（P2021-A-Ⅳ- 001-001）