摘要：长三角G60激光联盟陈长军导读：燃气轮机在飞机、船舶发动机及发电厂中广泛应用，对可持续能源供应意义重大，其设计寿命取决于运行条件和面临的失效机制，但实际中常因多种损伤机制的协同作用发生意外灾难性失效，腐蚀疲劳便是主要原因之一，由循环载荷与腐蚀性环境共同导致。本

可持续能源供应是当前面临的关键挑战之一，在这方面，燃气轮机已成为可靠的能源来源之一。燃气轮机广泛用于通过化石燃料燃烧发电。尽管清洁的可再生能源备受关注，但它们的间歇性可能导致能源生产不稳定。因此，很大一部分所需电力仍由燃气轮机产生。此外，燃气轮机行业的不断发展使得使用生物乙醇、生物甲醇、合成气、氢气等生物燃料替代化石燃料成为可能。

燃气轮机将燃料燃烧产生的热能转化为用于驱动发电机的机械能。如图 1 所示，它们由三个主要部分组成，即压气机、燃烧室和涡轮。环境空气从压气机入口进入燃气轮机，在压缩过程中其压力升高。该部分包含交替排列的静止翼型（称为导叶）和旋转翼型（称为叶片）。然后，压缩空气被吸入燃烧部分，在那里空气和燃料混合物的点火进一步提高温度。燃烧过程中产生的气体在涡轮部分膨胀至大气压。与压气机类似，涡轮部分也包含交替排列的导叶和叶片。膨胀的气体使涡轮叶片旋转，这种旋转传递到外部发电机。产生的能量用于为飞机、火车、船舶和发电机提供动力。

图 1. 燃气轮机示意图

据报道，提高进气温度可提高燃气轮机效率。暴露在高温气体中的发动机部件包括喷嘴、轮盘和转子叶片。暴露在高温和恶劣环境中会导致涡轮部件遭受氧化和热腐蚀。海水中含有的各种卤化物的腐蚀性使情况更加复杂。此外，旋转叶片承受离心力以及蒸汽流动压力引起的弯曲和扭转应力。这些复杂的交变应力使叶片容易比设计寿命早得多发生意外的疲劳失效。显然，在大多数情况下，失效是由于多种机制的相互作用，因此，考虑单因素损伤无法满足设计要求。腐蚀疲劳、应力腐蚀开裂、侵蚀和蠕变是涡轮部件中备受关注的问题。

叶片的早期断裂是导致涡轮机失效的主要原因，这会导致非计划停机很长时间并造成经济损失。疲劳裂纹的增长也会因腐蚀而加速。由于腐蚀与时间和温度都有关，控制腐蚀对疲劳失效贡献的两个重要参数包括腐蚀速率和每个循环中腐蚀损伤可用的时间。一般来说，腐蚀疲劳引起的失效受载荷条件、腐蚀环境和材料性能的影响。用于涡轮部件（如叶片、导叶、轮盘等）的材料必须在高温下保持其强度，并具有抗氧化、抗疲劳、抗腐蚀和抗侵蚀性。马氏体不锈钢、高强度低合金（HSLA）钢和镍基高温合金主要用于涡轮部件。一些镍基高温合金的例子包括 Inconel 718、FGH95、ME-16、RR1000、IN-100、Udimet 720LI、Nimonic 80A、Inconel 825、Nimonic C-263、Nimonic-75 和 Nimonic-105。

到目前为止，许多研究都集中在腐蚀和疲劳失效上，表 1 总结了几项研究的结果。这证实了该主题是一个有吸引力且开放的研究领域。本论文的主要目的是对燃气轮机疲劳和腐蚀领域的研究进行综述。

表 1. 燃气轮机部件失效分析总结

局部腐蚀是最危险的腐蚀类型，主要发生在相变区（PTZ），蒸汽在通过饱和线时会在那里凝结。点蚀会提高局部应力水平，裂纹通常从这些位置开始，并在动态载荷下扩展，最终导致突然断裂。通常，断裂表面的外观由两个不同的区域组成。包含疲劳条纹的区域对应于疲劳裂纹扩展阶段，而更粗糙的区域与最终的快速断裂阶段有关。Mokaberi 等人研究了由 GTD 450 不锈钢制成的燃气压气机叶片在海水中工作约 34000 小时后的失效分析。图 2a 中的 SEM 显微照片显示腐蚀坑周围有几个微裂纹，图 2b 中的断裂表面存在凹坑。Rajabinezhad 等人得出结论，腐蚀疲劳失效主要发生在涡轮叶片的根部。Ziegler 等人还报道，叶片尾部形成的腐蚀坑是应力集中的来源，这反过来会加速损伤的萌生。此外，Adnyana 的冶金评估和化学分析表明，腐蚀疲劳是 AISI 422 马氏体不锈钢制成的低压末级叶片在使用仅几年后失效的主要原因。疲劳裂纹从凹坑处萌生，并沿切线方向向叶片边缘扩展，最终在那里发生断裂。

图 2. （a）裂纹萌生附近区域的 SEM 图像，（b）断裂表面

最后，值得注意的是，由于成本、试验机能力和考虑各种变量的能力，大多数关于腐蚀疲劳行为的研究通常使用小型紧凑拉伸或缺口样品在腐蚀条件下进行。

镍基高温合金由于在高温下具有可接受的抗降解性和抗疲劳性，通常用于压气机和涡轮部件。然而，涡轮部件暴露于来自海洋和沙漠地区空气中的高氯化物盐以及廉价燃料中的硫污染物会导致其过早失效。表面氧化是热腐蚀的早期迹象，通常发生在涡轮的热部件上，特别是喷嘴、转子叶片和导叶。

热腐蚀通常分为 I 型和 II 型。I 型通常发生在 850-950°C 的温度范围内，具体取决于合金成分。它最初是通过在涡轮部件表面沉积碱盐来侵蚀氧化保护层开始的。硫酸钠是一种众所周知的沉积物，在高温下会变成液体。此外，其他杂质可以与硫酸钠结合形成更具侵蚀性的共晶混合物。然后，硫向内扩散，与基体中的 Cr、Al 和 Ti 等元素反应，导致合金元素耗尽并形成多孔氧化皮。II 型热腐蚀通常发生在 650-800°C 的温度范围内，并导致点蚀。这种类型的热腐蚀需要气相中存在显著分压的 SO₃。事实上，镍从基体向外扩散并在表面的液态硫酸盐相中溶解，导致保护性氧化层不连续，从而导致点蚀损伤。

在常规疲劳中，循环载荷会产生滑移带，导致局部塑性变形累积和微孔生成。疲劳裂纹从这些孔隙萌生，并随着应力强度从阈值增加而扩展。当热腐蚀与循环应力结合时，它会通过腐蚀点蚀促进裂纹萌生，并加速疲劳裂纹扩展。人们认为，足够大的应力会助长热腐蚀，因为循环载荷导致氧化表面层破裂，使硫能够向合金内部扩散，从而导致氧化和晶界脱粘。因此，热腐蚀可以将裂纹扩展模式从穿晶变为沿晶。

Mahobia 等人研究了涂有盐的高温合金 IN718 在 650°C 时的腐蚀疲劳行为。结果表明，Na₂SO₄+NaCl 和 Na₂SO₄+NaCl+V₂O₅两种类型的盐涂层都会加速热腐蚀疲劳。图 3 描述了疲劳裂纹萌生和扩展的可能机制。从该图可以看出，在热腐蚀过程中，表面形成双层氧化皮，同时在内层与基体的界面处形成凹坑。然后，在循环应变下，裂纹主要从腐蚀坑底部萌生，并以穿晶 / 沿晶混合模式扩展。在高应变幅下，滑移带的数量增加，以适应冲击在弱晶界上的大塑性应变，导致大量沿晶模式的裂纹萌生点。

图 3. 650°C 时涂盐 IN718 疲劳裂纹萌生和扩展模型

Brooking 等人研究了单晶高温合金 CMSX-4 在 550°C 下，以 1.25 或 5μg/cm²/h 的通量预腐蚀 500 小时，并承受拉伸非反向梯形载荷的热腐蚀疲劳行为。他们发现断裂面从 {100} 向 {111} 转变，这可能是由于腐蚀引起的，同时断裂面上有环境氧化痕迹（见图 4）。

图 4. 单晶高温合金 CMSX-4 在梯形载荷和 550°C 温度下的断裂面

Gabb 等人研究了 700°C 下热腐蚀对 ME3 高温合金疲劳寿命的影响，发现腐蚀坑使疲劳寿命降低了高达 98%。坑横截面腐蚀产物的化学成分分析表明发生了 II 型热腐蚀。

Mousavinia 等人分析了燃气轮机热段旋转叶片的失效。叶片由 Nimonic-105 制成，其工作温度在 700-850°C 范围内。图 5 显示了断裂部件的宏观图像。如图 5a 所示，叶片从翼型 / 根部界面处失效。断裂的部分可能飞入燃烧室，对其他叶片造成严重损坏。图 5b 显示断裂表面分为两个区域；图 5c 中的外表面包含清晰的疲劳引起的条纹图案，而靠近内表面的较暗区域覆盖有腐蚀产物（见图 5d），表明失效是由腐蚀疲劳引起的。

图 5. （a）一排断裂的叶片，（b）体视显微镜以及（c，d）分别受疲劳和腐蚀影响的断裂表面的 SEM 图像

热段中的涡轮部件也承受热循环载荷。与等温疲劳失效相比，温度变化对疲劳寿命的影响非常大。因此，当应力和温度都随时间变化时，热机械疲劳被认为是一个重要的失效原因。燃烧室部件、涡轮叶片和轮盘通常受热机械疲劳影响。工作温度的频繁变化通常是由反复的启停操作或热部件的空气冷却引起的。

Wang 等人研究了镍基高温合金涡轮叶片的热机械疲劳行为。图 6 中的 SEM 图像显示裂纹表面覆盖有氧化层。裂纹以穿晶（疲劳损伤的典型特征）和沿晶（蠕变损伤的典型特征）混合模式扩展，这表明氧化、蠕变和疲劳的相互作用是涡轮叶片热机械疲劳失效的重要原因。尽管沿晶开裂是蠕变损伤的典型特征，但有报道称氧化和疲劳的结合也会导致沿晶断裂。

图 6. TMF 裂纹表面的 SEM 照片：（a）带有氧化层的 TMF 裂纹表面（蓝色箭头），（b）沿晶断裂特征（绿色箭头），（c）沿晶裂纹（红色箭头）

Salehnasab 等人对安装在伊朗西南部海边泵房的燃气轮机第一级喷嘴的失效分析也表明，叶片后缘失效的原因除了热腐蚀外还有热疲劳。在另一项研究中，Chen 等人重点研究了两种 Cr 含量分别为 4 和 7 wt.% 的单晶高温合金在 75 wt.% Na₂SO₄+25 wt.% NaCl 溶液中，在 900 至 25°C 的热循环下的热腐蚀疲劳行为。结果表明，由于腐蚀产物与材料之间的热失配应力，热腐蚀加剧了热疲劳行为。此外，低 Cr 高温合金表现出相当大的热机械疲劳失效，这主要是由于严重的热腐蚀和形成与硫化铬相比具有更高热失配的硫化钼造成的。

考虑到热腐蚀对表面状态有负面影响，热疲劳损伤受表面质量的影响。此外，据报道，在相同温度范围内，高塑性应变水平会加剧热机械疲劳。晶体取向是影响热机械疲劳寿命的另一个因素。具有 [001] 取向的单晶镍基高温合金刚度低，具有良好的抗氧化热腐蚀性能、蠕变和抗热疲劳性。

疲劳裂纹可以从滑移带、孪晶和晶界、孔隙、夹杂物等位置萌生。已知腐蚀引起的凹坑是腐蚀疲劳中裂纹萌生的优选位置。凹坑通常由塑性变形区域的优先溶解和疲劳载荷引起的滑移带导致的钝化膜局部断裂形成。滑移带通常在表面粗糙度和不连续性处被激活，这取决于载荷条件。图 7 描述了 X12CrNiMo12-3 马氏体不锈钢在循环载荷下腐蚀疲劳裂纹萌生的示意图。当钝化膜破裂时，金属直接暴露在腐蚀环境中，导致局部阳极溶解。

图 7. X12CrNiMo12-3 马氏体不锈钢在循环载荷下腐蚀疲劳裂纹萌生的示意图

点蚀会增加疲劳裂纹萌生的可能性，因为凹坑处存在局部应力集中。图 8 描述了腐蚀疲劳的不同阶段，包括点蚀形核、点蚀生长、点蚀 - 裂纹转变和裂纹生长。从该图可以看出，腐蚀疲劳寿命分为点蚀形核 / 点蚀 - 裂纹转变和裂纹出现 / 扩展两个时期。在较高应力幅下，随着循环载荷的增加，腐蚀坑的数量增加，表明疲劳加速了点蚀。点蚀的生长速率还取决于应力和应变状态、腐蚀环境和材料性能。当凹坑达到临界尺寸（此时应力强度因子高于阈值）时，裂纹会在动态载荷下萌生和扩展。

图 8. 腐蚀疲劳阶段

S（应力范围）-N（失效循环数）曲线和断裂力学方法是两种常见的疲劳评估方法。断裂力学方法根据 Paris 模型预测疲劳寿命。在修正的 Paris 模型中，疲劳裂纹扩展速率（da/dN）可以使用方程（1）估算，其中有效应力强度因子（ΔKeff）是裂纹尖端周围的最大 I 型应力强度因子（Kmax）与裂纹初始打开时的应力水平（Kop）之间的差值，N 和 a 分别是载荷循环和裂纹长度，C 和 m 是材料系数。

上述方程基于生长速率对应力强度因子的依赖性，如图 9 所示。在该图中，第一个区域接近阈值应力强度因子 ΔKth。根据 ASTM 标准 E 647，疲劳阈值定义为长裂纹的 da/dN 接近零且低于该值时裂纹不再扩展的值。然而，在相似的 Δk 下，短裂纹比长裂纹表现出更高且更不规则的生长速率。阈值取决于材料的类型和性能（晶粒尺寸等）和操作条件（应力比、温度等）。

图 9. 裂纹扩展的 Paris 定律，da/dN 作为应力强度因子的函数

环境参数、载荷条件、材料特性及其相互作用影响涡轮部件的寿命。本节将讨论其中一些变量。

6.1. 环境参数

Perkin 等人研究了氧气和氯化物含量对 12% Cr 不锈钢在低压汽轮机模拟环境中的腐蚀疲劳行为。S-N 曲线（见图 12）表明，增加氧气含量会降低 10⁶次循环时的疲劳强度。此外，当仅向含氧气的环境中添加 1 ppm 氯化物时，由于局部腐蚀加速，疲劳强度进一步降低。他们还发现，点蚀的严重程度取决于应力，当氯化物浓度较低（1 ppm）时，需要动态应力才能启动再钝化和局部腐蚀。

图 12. （a）氧气含量和（b）Cl⁻对 FV566 在 120°C 去离子水中的腐蚀疲劳寿命的影响

6.2. 载荷条件

裂纹扩展速率还取决于应力强度因子和加载频率，随着加载频率的降低以及应力强度因子和应力比的增加，疲劳裂纹扩展速率会提高。低频下疲劳强度的降低意味着在峰值应力下较长的停留时间更具破坏性。此外，在较低的加载频率下，氢有更多时间进入金属，因此氢脆更为严重。然而，据报道，与其他环境不同，频率在空气中对疲劳行为影响不大。

由于涡轮在其使用寿命期间每年都要进行 10% 的超速测试，因此了解超速过载下的裂纹扩展行为非常重要。Cunningham 等人报告说，对 FV566 马氏体不锈钢进行 50% 循环基载荷的周期性过载会延迟裂纹萌生，并由于应变硬化、在裂纹尖端前方引入压缩残余应力和塑性闭合效应而略微减慢裂纹扩展速率。

6.3. 材料特性

冶金因素如制造方法、微观结构、化学成分和热处理是影响燃气轮机在其使用寿命期间性能的其他变量。Ebara 发现，奥氏体 - 铁素体双相不锈钢中较高体积百分比的铁素体可提高抗疲劳性。相反，据报道，疲劳裂纹优先在铁素体相中生长，而韧性奥氏体相则延迟裂纹扩展。与空气不同，在海水等腐蚀性环境中，裂纹扩展受铁素体中氢的高溶解影响。这显著增加了氢脆引起的铁素体疲劳裂纹扩展速率，而奥氏体中的裂纹扩展速率不受环境影响。因此，在空气和海水中，裂纹在奥氏体中通过韧性疲劳条纹扩展，而在海水中铁素体相则出现解理断裂。

Pradhan 研究了经济型奥氏体不锈钢 304 级的完全退火热处理，旨在改善其在燃气轮机应用中的性能。结果表明，热处理后的样品性能接近常用的燃气轮机材料，如 IN706 合金、IN718 合金、A-286 合金、RENE95 合金。Akita 等人还通过在氮气中退火形成氮化铬来提高 304 不锈钢的腐蚀疲劳强度。

此外，预氧化处理提高了热腐蚀 resistance。Zhang 等人研究了广泛用于制造汽轮机末级叶片的 PH17-4 和 PH13-8Mo 马氏体钢的氢脆。PH17-4 钢中约 3 wt.% 的 Cu 和 PH13-8Mo 中 1 wt.% 的 Al 在时效处理期间分别导致在马氏体基体中析出纳米级富 Cu 和 NiAl 颗粒。结果表明，与 PH17-4 钢不同，氢降低了 PH13-8Mo 钢的拉伸强度。PH13-8Mo 钢的氢脆 resistance 较低归因于其较高的氢扩散系数，这可以解释为 PH17-4 钢中 incoherent 的富 Cu 颗粒比 PH13-8Mo 钢中 coherent 的 NiAl 颗粒更能捕获氢原子。一些研究建议在镍合金成分中添加铬、铼、钽和钌等难熔元素，以开发用于涡轮叶片的新型高温耐蚀合金。管道钢中氢裂纹的不同参数影响已在相关文献中详细讨论，这些参数可能适用于暴露在氢环境中的涡轮机。

最后，涡轮部件的设计是影响其性能的另一个参数。Morita 等人对圣诞树型转子槽的腐蚀疲劳寿命进行了研究，报告说叶片插入转子槽位置的间隙条件对裂纹萌生和扩展行为有很大影响。结果表明，随着 g2 和 g3 量的增加，裂纹萌生寿命缩短（图 16a）。此外，对于较小的 g2 值和较大的 g3 值，裂纹扩展寿命最长（图 16b）。图 16c 还显示了转子槽和叶片根部之间这些间隙的位置（g1、g2、g3）。

图 16. 间隙条件对（a）裂纹萌生寿命、（b）裂纹扩展寿命的影响；（c）确定间隙位置的转子槽横截面

在大多数情况下，疲劳和腐蚀从表面开始，因此表面工程在涡轮发动机的使用寿命中可以发挥关键作用。腐蚀坑或其他表面损伤可提供疲劳裂纹萌生的优选位置，最终导致灾难性失效。通过喷丸处理进行表面处理可以通过引入冷加工压缩应力层来最大限度地减少表面损伤对疲劳寿命的负面影响。

Cockings 等人研究了两种不同的喷丸尺寸（110H 和 330H）对镍基高温合金 RR1000 疲劳行为的影响。他们根据图 17 的研究结果表明，在 700°C 的空气和腐蚀环境中，喷丸处理可以延长疲劳寿命。此外，使用较小的 110H 喷丸尺寸进一步增加了腐蚀疲劳寿命，这与获得更大的冷加工深度有关。

图 17. 用 110H 和 330H 喷丸尺寸处理的高温合金 RR1000 的平均疲劳数据

然而，Gibson 等人报告说，喷丸处理不能提高镍基高温合金 720Li 的热腐蚀 resistance，主要是因为位错增加和高温下压缩应力松弛导致更多的硫化物扩散到金属中。

超声喷丸、高压扭转（HPT）、表面机械研磨处理（SMAT）和表面机械轧制处理（SMRT）是其他有前景的提高疲劳寿命的方法。在这些技术中，剧烈的塑性变形增加了显微硬度，在表面引入压缩残余应力，消除或减少表面拉伸应力，并破碎作为裂纹萌生点的粗大夹杂物。表面具有压缩应力层与裂纹的生长延迟或止裂有关。

在这方面，SMAT 处理样品的断口分析结果（见图 18a）表明，由于表面存在高压缩残余应力，疲劳裂纹起源于亚表层。一旦裂纹萌生，它就会扩展，最终在 II 区和 III 区分别发生瞬时断裂。此外，根据图 18b 中的 S-N 曲线，SMAT 处理显著提高了疲劳强度。

图 18. （a）SMAT 处理样品的断裂表面形貌，（b）铸态（AF）、热等静压（HIP）和 SMAT 处理样品的 S-N 曲线

剧烈的塑性变形还可以通过增加 Cr 和 Mn 等元素从基体到表面的扩散来促进连续保护性氧化层的形成。与传统的喷丸处理方法相比，LPB、LSP 和超声喷丸能够形成更深的压缩应力层，在使用中具有较高的热和机械稳定性。因此，即使在喷丸产生的压缩应力松弛的高温下，它们也能有效提高抗疲劳性。此外，由于汽轮机的不同部件承受不同的载荷水平，具有不同脉冲能量的 LSP 可以在表面诱导梯度应力分布和梯度结构。

在涡轮部件上施加纳米结构和耐蚀涂层是防止其失效的另一种方法。为此，已针对风扇和压气机区域开发了抗侵蚀涂层，针对燃烧室和涡轮区域开发了抗氧化 / 热障涂层。当暴露在高温下时，铝化物涂层和 MCrAlY 覆盖涂层能够形成均匀、具有保护性且附着力强的氧化层。渗铝是一种热化学扩散处理，通过包埋法或气相法施加铝化物涂层。这种涂层的性能可以通过铬、硅和铂进行改性。MCrAlY 覆盖涂层（其中 M 为铁、镍、钴或它们的组合）是保护燃气轮机部件免受热腐蚀和氧化的另一种选择。这种涂层还可以通过添加钽、钨、钛、铌、锆等来改性。铝化物涂层和 MCrAlY 涂层通常都用作粘结层。除了提高抗氧化和耐腐蚀性外，粘结层通过提供粗糙表面并减小基体与顶层之间的热膨胀系数不匹配，增强下一层与基体的附着力。顶层通常是热障涂层（TBC），它能减少热传递，从而减轻基体的热腐蚀。对顶层的要求包括在暴露于高温和热循环时的相稳定性、低导热性、抗热震性和抗侵蚀性。基于这些特性，通常使用由氧化镁、氧化钙、氧化钇稳定的氧化锆基陶瓷作为顶层。此外，由于氧化钇稳定氧化锆（YSZ）具有与金属基体接近的高热膨胀系数，它能更好地适应热循环，防止涂层立即剥落。

涂层的耐久性和性能取决于其化学成分和应用方法。化学气相沉积（CVD）、物理气相沉积（PVD）、热喷涂、等离子喷涂和电镀是在涡轮部件上施加覆盖涂层和热障涂层的更常用方法。涂层厚度是一个重要参数，较薄的涂层无法提供完全保护，而较厚的涂层存在附着力问题，会缩短涂层寿命。热障涂层的质量、附着力和剥落寿命决定了燃气轮机部件的可靠性和性能。在这方面，Shin 等人通过热疲劳试验研究了镍基高温合金 GTD111DS 上 MCrAlY/YSZ（氧化钇稳定氧化锆）涂层的剥落情况。他们报告说，涂层的分层首先从边缘开始，然后向中心扩展。随着循环次数的增加，涂层的结合强度也逐渐降低（见图 19）。

图 19. 镍基高温合金 GTD111DS 上 MCrAlY/YSZ 涂层在热疲劳下的结合强度

事实上，大多数由热疲劳引起的失效都是由于 YSZ 顶层的剥落，这是由粘结涂层的氧化以及这两层之间存在的热失配引起的。为解决这一问题，Xu 等人在 NiCoCrAlY 上开发了 Al-Al₂O₃-YSZ 梯度热障涂层。结果表明，与传统的双层涂层相比，梯度涂层在抗热腐蚀和热疲劳方面表现出更强的性能。

值得注意的是，涡轮部件上使用的涂层不应具有脆性。此外，在高温应用中，它们必须能抵抗与硫酸钠形成镍或钴的共晶盐。为此，有报道称 Cr₂AlC 耐蚀涂层是合适的，因为它能够形成 Al₂O₃/Cr₂O₃保护层，并且不存在形成共晶相所需的镍或钴。无论如何，应该考虑到，如果表面层剥落，局部腐蚀速率会上升。然后，裂纹的形成和扩展会导致在远低于设计载荷的情况下发生意外断裂。

锌涂层也可以作为牺牲阳极，延长腐蚀疲劳耐久性。然而，锌的腐蚀会产生大量氢气，这是由于锌上较高的氢过电压。因此，当裂纹萌生并在涂层中扩展时，产生的氢原子会渗入基体，导致氢脆。但是，锌腐蚀产生的氧化物或氢氧化物可能会阻塞裂纹，阻止氢进入基体，从而降低裂纹尖端的氢浓度。定期清洗叶片、使用防腐剂以及频繁检查涡轮部件是减少突然断裂可能性的其他推荐方法。

对腐蚀和疲劳的深入了解有助于提高涡轮机的寿命。实现这一目标的一种方法是引入新型高性能金属间化合物、复合材料和难熔材料。同时，还应开发更具附着力且抗热腐蚀 / 氧化的涂层。此外，近年来，人们非常关注使用功能梯度材料制造涡轮叶片。因此，未来的研究有望转向增材制造，这种制造方法在制造具有更优异性能的涡轮部件方面具有巨大潜力。此类研究必须在实验室和现场两个层面进行，以证明其在制造更高效率的燃气轮机发动机方面的性能。这还需要制定先进的损伤模型，包括与具有几何不连续性的材料相关的脱粘和分层。最后，由于燃气轮机使用的燃料类型多样，如甲醇、乙醇、天然气、生物柴油、氢气、重质残油等，未来的研究需要进行全面的实验研究，以确定它们对燃气轮机性能的影响。

长三角G60激光联盟陈长军转载

来源：江苏激光联盟