A medida que aumentaron los requisitos de rendimiento de las aeronaves para el transporte, el uso militar, la producción y otros fines, los primeros motores de pistón ya no podían satisfacer las necesidades de los vuelos a alta velocidad. Por ello, desde la década de 1950, los motores de turbina de gas se han convertido gradualmente en la corriente principal.
En 1928, Sir Frank Whittle, del Reino Unido, señaló en su tesis de graduación "Future Development in Aircraft Design" mientras estudiaba en la academia militar que, con los conocimientos técnicos de ese momento, el desarrollo futuro de los motores de hélice no podría adaptarse a las necesidades de gran altitud o velocidades de vuelo superiores a los 800 km/h. Primero propuso el concepto de lo que ahora se llama motor a reacción (motor): se proporciona aire comprimido a la cámara de combustión (combustión) a través de un pistón tradicional, y el gas de alta temperatura generado se utiliza directamente para propulsar el vuelo, lo que puede considerarse como un diseño de motor de hélice más cámara de combustión. En investigaciones posteriores, abandonó la idea de utilizar un pistón pesado e ineficiente y propuso utilizar una turbina (turbina) para proporcionar aire comprimido a la cámara de combustión, y la potencia de la turbina se obtenía de los gases de escape a alta temperatura. En 1930, Whittle solicitó una patente y en 1937 desarrolló el primer motor turborreactor centrífugo del mundo, que se utilizó oficialmente en el avión Gloster E.28/39 en 1941. Desde entonces, los motores de turbina de gas han dominado la potencia de la aviación y son un símbolo importante del nivel industrial científico y tecnológico de un país y de su fuerza nacional integral.
Los motores de aeronaves se pueden dividir en cuatro tipos básicos según sus usos y características estructurales: motores turborreactores, motores turbofán, motores turboeje y motores turbohélice:
Los motores de turbina de gas para aviación se denominan motores turborreactores, que son los primeros motores de turbina de gas utilizados. Desde la perspectiva de la forma en que se genera el empuje, los motores turborreactores son los motores más simples y directos. El razonamiento se basa en la fuerza de reacción generada por la inyección a alta velocidad del vórtice. Sin embargo, el flujo de aire a alta velocidad absorbe mucho calor y energía cinética al mismo tiempo, lo que provoca una gran pérdida de energía.
El motor de turbofán divide el aire que fluye hacia el motor en dos caminos: el conducto interior y el conducto exterior, lo que aumenta el flujo de aire total y reduce la temperatura de escape y la velocidad del flujo de aire del conducto interior.
Los motores de turboeje y turbohélice no generan empuje mediante la inyección de flujo de aire, por lo que la temperatura y la velocidad de escape se reducen considerablemente, la eficiencia térmica es relativamente alta y la tasa de consumo de combustible del motor es baja, lo que es adecuado para aeronaves de largo alcance. La velocidad de la hélice generalmente no cambia y se obtienen diferentes empujes ajustando el ángulo de la pala.
El motor de hélice es un motor intermedio entre los motores de turbohélice y los de turbofán. Se puede dividir en motores de hélice con carcasas de hélice entubadas y motores de hélice sin carcasas de hélice entubadas. El motor de hélice es el nuevo motor de ahorro de energía más competitivo y adecuado para el vuelo subsónico.
Los motores aeroespaciales civiles han pasado por más de medio siglo de desarrollo. La estructura del motor ha evolucionado desde el motor de turbina centrífuga primitivo hasta el motor de flujo axial de un solo rotor, desde el motor turborreactor de dos rotores hasta el motor turbofán de baja relación de derivación y, luego, hasta el motor turbofán de alta relación de derivación. La estructura se ha optimizado continuamente con la búsqueda de la eficiencia y la confiabilidad. La temperatura de entrada de la turbina era de solo 1200-1300 K en la primera generación de motores turborreactores en las décadas de 1940 y 1950. Aumentó alrededor de 200 K con cada actualización de la aeronave. En la década de 1980, la temperatura de entrada de la turbina de los aviones de combate avanzados de cuarta generación alcanzó los 1800-2000 K [1].
El principio del compresor de aire centrífugo es que el impulsor impulsa el gas para que gire a alta velocidad, de modo que el gas genere fuerza centrífuga. Debido al flujo de presión de expansión del gas en el impulsor, el caudal y la presión del gas después de pasar por el impulsor aumentan y el aire comprimido se produce continuamente. Tiene una dimensión axial corta y una alta relación de presión de una sola etapa. El compresor de aire de flujo axial es un compresor en el que el flujo de aire fluye básicamente paralelo al eje del impulsor giratorio. El compresor de flujo axial consta de múltiples etapas, cada etapa contiene una fila de álabes del rotor y una fila posterior de álabes del estator. El rotor son las palas de trabajo y la rueda, y el estator es la guía. El aire primero es acelerado por las palas del rotor, desacelerado y comprimido en el canal de las palas del estator, y repetido en las palas de múltiples etapas hasta que la relación de presión total alcanza el nivel requerido. El compresor de flujo axial tiene un diámetro pequeño, lo que es conveniente para el uso en tándem de múltiples etapas para obtener una relación de presión más alta.
Los motores de turbofán generalmente utilizan la relación de derivación, la relación de presión del motor, la temperatura de entrada de la turbina y la relación de presión del ventilador como parámetros de diseño:
Relación de derivación (BPR): relación entre la masa de gas que fluye a través de los conductos de salida y la masa de gas que fluye a través de los conductos internos del motor. El rotor de la parte delantera de un motor turborreactor se suele llamar compresor de baja presión, y el rotor de la parte delantera de un motor turbofán se suele llamar ventilador. El gas presurizado que pasa por el compresor de baja presión pasa por todas las partes del motor turborreactor; el gas que pasa por el ventilador se divide en los conductos interior y exterior. Desde la aparición de los motores turbofán, la BPR ha ido en aumento, y esta tendencia es particularmente evidente en los motores turbofán civiles.
Relación de presión del motor (EPR): la relación entre la presión total en la salida de la boquilla y la presión total en la entrada del compresor.
Temperatura de entrada a la turbina: La temperatura del escape de la cámara de combustión cuando ingresa a la turbina.
Relación de compresión del ventilador: también conocida como relación de compresión, es la relación entre la presión del gas en la salida del compresor y la presión del gas en la entrada.
Dos eficiencias:
Eficiencia térmica: Medida de la eficiencia con la que un motor convierte la energía térmica generada por la combustión en energía mecánica.
Eficiencia de propulsión: medida de la proporción de la energía mecánica generada por el motor que se utiliza para propulsar la aeronave.
En la década de 1970, Estados Unidos fue el primero en utilizar álabes de solidificación direccional PWA1422 en motores de aeronaves militares y civiles.
Después de la década de 1980, la relación empuje-peso del motor de tercera generación aumentó a más de 8, y las palas de turbina comenzaron a utilizar la primera generación SX, PWA1480, RenéN4, CMSX-2 y DD3 de China. Su capacidad de soportar temperaturas es 80K más alta que la de la mejor aleación de fundición de solidificación direccional de alta temperatura PWA1422. Ventajas. Junto con la tecnología hueca de un solo canal con enfriamiento de película, la temperatura de funcionamiento de las palas de turbina alcanza los 1600-1750K. .
El motor turbofán de cuarta generación utiliza SXPWA1484, RenéN5, CMSX-4 y DD6 de segunda generación. Al agregar elementos Re y tecnología de enfriamiento de aire de alta presión de múltiples canales, la temperatura de funcionamiento de las palas de la turbina alcanza los 1800K-2000K. A 2000K y 100h, la resistencia duradera alcanza los 140MPa.
El SX de tercera generación desarrollado después de la década de 1990 incluye RenéN6, CMRX-10 y DD9, que tienen ventajas muy obvias en cuanto a resistencia a la fluencia sobre el SX de segunda generación. Bajo la protección de canales de refrigeración complejos y revestimientos de barrera térmica, la temperatura de entrada de la turbina que puede soportar alcanza los 3000 K. La aleación compuesta intermetálica utilizada en las palas alcanza los 2200 K y la resistencia duradera de 100 h alcanza los 100 MPa.
Actualmente, se encuentran en desarrollo la cuarta generación de SX representada por MC-NG[4], TMS-138, etc., y la quinta generación de SX representada por TMS-162, etc. Su composición se caracteriza por la adición de nuevos elementos de tierras raras como Ru y Pt, lo que mejora significativamente el rendimiento de fluencia a alta temperatura de SX. La temperatura de trabajo de la aleación de alta temperatura de quinta generación ha alcanzado los 1150 °C, que está cerca de la temperatura de funcionamiento límite teórica de 1226 °C.
3.1 Características de la composición y composición de fases de las superaleaciones monocristalinas a base de níquel
Según el tipo de elementos de la matriz, las aleaciones de alta temperatura se pueden dividir en aleaciones a base de hierro, a base de níquel y a base de cobalto, y a su vez se subdividen en macroestructuras de fundición, forja y pulvimetalurgia. Las aleaciones a base de níquel tienen un mejor rendimiento a alta temperatura que los otros dos tipos de aleaciones de alta temperatura y pueden funcionar durante mucho tiempo en entornos hostiles de alta temperatura.
Las aleaciones de alta temperatura a base de níquel contienen al menos un 50% de Ni. Su estructura FCC las hace altamente compatibles con algunos elementos de aleación. La cantidad de elementos de aleación agregados durante el proceso de diseño a menudo supera los 10. La similitud de los elementos de aleación agregados se clasifica de la siguiente manera: (1) Ni, Co, Fe, Cr, Ru, Re, Mo y W son elementos de primera clase, que sirven como elementos estabilizadores de austenita; (2) Al, Ti, Ta y Nb tienen radios atómicos más grandes, que promueven la formación de fases de fortalecimiento como el compuesto Ni3 (Al, Ti, Ta, Nb), y son elementos de segunda clase; (3) B, C y Zr son elementos de tercera clase. Su tamaño atómico es mucho menor que el de los átomos de Ni, y se segregan fácilmente a los límites de grano de la fase γ, desempeñando un papel en el fortalecimiento de los límites de grano [14].
Las fases de las aleaciones monocristalinas de alta temperatura a base de níquel son principalmente: fase γ, fase γ', fase de carburo y fase topológica compacta (fase TCP).
Fase γ: La fase γ es una fase austenítica con estructura cristalina de FCC, que es una solución sólida formada por elementos como Cr, Mo, Co, W y Re disueltos en níquel.
Fase γ': La fase γ' es un compuesto intermetálico Ni3(Al, Ti) de FCC, que se forma como una fase de precipitación y mantiene una cierta coherencia y desajuste con la fase matriz, y es rico en Al, Ti, Ta y otros elementos.
Fase de carburo: a partir de la segunda generación de SX a base de níquel, se agrega una pequeña cantidad de C, lo que da como resultado la aparición de carburos. Una pequeña cantidad de carburos se dispersa en la matriz, lo que mejora el rendimiento de la aleación a alta temperatura hasta cierto punto. Generalmente se divide en tres tipos: MC, M23C6 y M6C.
Fase TCP: En caso de envejecimiento por uso, el exceso de elementos refractarios como Cr, Mo, W y Re promueve la precipitación de la fase TCP. El TCP se forma generalmente en forma de placa. La estructura de placa tiene un impacto negativo en las propiedades de ductilidad, fluencia y fatiga. La fase TCP es una de las fuentes de grietas de ruptura por fluencia.
Mecanismo de fortalecimiento
La resistencia de las superaleaciones a base de níquel proviene del acoplamiento de múltiples mecanismos de endurecimiento, incluido el fortalecimiento por solución sólida, el fortalecimiento por precipitación y el tratamiento térmico para aumentar la densidad de dislocación y desarrollar una subestructura de dislocación para proporcionar fortalecimiento.
El endurecimiento por solución sólida consiste en mejorar la resistencia básica añadiendo diferentes elementos solubles, incluidos Cr, W, Co, Mo, Re y Ru.
Los diferentes radios atómicos dan lugar a un cierto grado de distorsión de la red atómica, que inhibe el movimiento de dislocación. El fortalecimiento de la solución sólida aumenta con el aumento de la diferencia de tamaño atómico.
El fortalecimiento de la solución sólida también tiene el efecto de reducir la energía de falla de apilamiento (SFE), inhibiendo principalmente el deslizamiento cruzado por dislocación, que es el principal modo de deformación de los cristales no ideales a altas temperaturas.
Los cúmulos atómicos o microestructuras de orden de corto alcance son otro mecanismo que ayuda a obtener el fortalecimiento a través de la solución sólida. Los átomos de Re en SX se segregan en la región de tensión de tracción del núcleo de dislocación en la interfaz γ/γ', formando una "atmósfera de Cottrell", que previene eficazmente el movimiento de dislocación y la propagación de grietas. (Los átomos de soluto se concentran en el área de tensión de tracción de las dislocaciones del borde, lo que reduce la distorsión reticular, forma una estructura de gas Coriolis y produce un fuerte efecto de fortalecimiento de la solución sólida. El efecto aumenta con el aumento de la concentración de átomos de soluto y el aumento de la diferencia de tamaño)
Re, W, Mo, Ru, Cr y Co refuerzan eficazmente la fase γ. El fortalecimiento de la matriz γ con solución sólida desempeña un papel extremadamente importante en la resistencia a la fluencia de las aleaciones de alta temperatura a base de níquel.
El efecto de endurecimiento por precipitación se ve afectado por la fracción de volumen y el tamaño de la fase γ'. El propósito de optimizar la composición de las aleaciones de alta temperatura es principalmente aumentar la fracción de volumen de la fase γ' y mejorar las propiedades mecánicas. Las aleaciones de alta temperatura SX pueden contener entre un 65% y un 75% de la fase γ', lo que da como resultado una buena resistencia a la fluencia. Esto representa el valor máximo útil del efecto de fortalecimiento de la interfaz γ/γ', y un aumento adicional conducirá a una disminución significativa de la resistencia. La resistencia a la fluencia de las aleaciones de alta temperatura con una alta fracción de volumen de fase γ' se ve afectada por el tamaño de las partículas de la fase γ'. Cuando el tamaño de la fase γ' es pequeño, las dislocaciones tienden a trepar a su alrededor, lo que da como resultado una disminución de la resistencia a la fluencia. Cuando las dislocaciones se ven obligadas a cortar la fase γ', la resistencia a la fluencia alcanza su máximo. A medida que las partículas de la fase γ' aumentan de tamaño, las dislocaciones tienden a doblarse entre ellas, lo que resulta en una disminución de la resistencia a la fluencia [14].
Existen tres mecanismos principales de fortalecimiento de las precipitaciones:
Fortalecimiento del desajuste de la red: la fase γ' se dispersa y precipita en la matriz de la fase γ de manera coherente. Ambas son estructuras FCC. El desajuste de la red refleja la estabilidad y el estado de tensión de la interfaz coherente entre las dos fases. El mejor caso es que la matriz y la fase precipitada tengan la misma estructura cristalina y parámetros de red de la misma geometría, de modo que se puedan llenar más fases precipitadas en la fase γ. El rango de desajuste de las aleaciones de alta temperatura a base de níquel es de 0~±1%. Re y Ru obviamente se segregan con la fase γ. El aumento de Re y Ru aumenta el desajuste de la red.
Fortalecimiento del orden: El corte por dislocación provocará desorden entre la matriz y la fase precipitada, requiriendo más energía.
Mecanismo de derivación de dislocación: llamado mecanismo de Orowan (arqueamiento de Orowan), es un mecanismo de fortalecimiento en el que la fase precipitada en la matriz metálica impide que la dislocación en movimiento continúe moviéndose. Principio básico: cuando la dislocación en movimiento encuentra una partícula, esta no puede pasar, lo que da como resultado un comportamiento de derivación, el crecimiento de la línea de dislocación y el aumento de la fuerza impulsora requerida, lo que da como resultado un efecto de fortalecimiento.
3.3 Desarrollo de métodos de fundición de aleaciones a alta temperatura
La primera aleación utilizada en entornos de alta temperatura se remonta a la invención del nicromo en 1906. La aparición de turbocompresores y motores de turbina de gas estimuló el desarrollo sustancial de aleaciones de alta temperatura. Las palas de la primera generación de motores de turbina de gas se produjeron mediante extrusión y forjado, que obviamente tenían las limitaciones de la época. En la actualidad, las palas de turbina de aleación de alta temperatura se fabrican principalmente mediante fundición de inversión, específicamente solidificación direccional (DS). El método DS fue inventado por primera vez por el equipo Versnyder de Pratt & Whitney en los Estados Unidos en la década de 1970 [3]. En las décadas de desarrollo, el material preferido para las palas de turbina ha cambiado de cristales equiaxiales a cristales columnares, y luego se optimizó a materiales de aleación de alta temperatura de cristal único.
La tecnología DS se utiliza para producir componentes de aleación SX con núcleo columnar, lo que mejora significativamente la ductilidad y la resistencia al choque térmico de las aleaciones de alta temperatura. La tecnología DS garantiza que los cristales columnares producidos tengan una orientación [001], que es paralela al eje de tensión principal de la pieza, en lugar de una orientación aleatoria de los cristales. En principio, la tecnología DS debe garantizar que la solidificación del metal fundido en la fundición se lleve a cabo con el metal de alimentación líquido siempre en un estado recién solidificado.
La fundición de cristales columnares debe cumplir dos condiciones: (1) El flujo de calor unidireccional garantiza que la interfaz sólido-líquido en el punto de crecimiento del grano se mueva en una dirección; (2) No debe haber nucleación frente a la dirección de movimiento de la interfaz sólido-líquido.
Debido a que la fractura de la cuchilla generalmente ocurre en la estructura débil de alta temperatura del límite de grano, para eliminar el límite de grano, se utiliza un molde de solidificación con una estructura de "selector de grano" durante el proceso de solidificación direccional. El tamaño de la sección transversal de esta estructura es cercano al tamaño del grano, de modo que solo un único grano de crecimiento óptimo ingresa a la cavidad del molde de la pieza fundida y luego continúa creciendo en forma de un solo cristal hasta que toda la cuchilla está compuesta de un solo grano.
El selector de cristales se puede dividir en dos partes: el bloque de inicio y la espiral:
Al comienzo del proceso DS, los granos comienzan a nuclearse en la parte inferior del bloque de inicio. En la etapa inicial del crecimiento del grano, el número es grande, el tamaño es pequeño y la diferencia de orientación es grande. El comportamiento de crecimiento competitivo entre los granos domina y el efecto de bloqueo geométrico de la pared lateral es débil. En este momento, el efecto de optimización de la orientación es obvio; cuando aumenta la altura de los granos en el bloque de inicio, el número de granos disminuye, el tamaño aumenta y la orientación es cercana. El comportamiento de crecimiento competitivo entre los granos disminuye y el efecto de bloqueo geométrico de la pared lateral domina, lo que garantiza que la dirección del cristal se pueda optimizar continuamente, pero el efecto de optimización de la orientación se debilita. Al reducir el radio del bloque de inicio y aumentar la altura del bloque de inicio, la orientación de los granos que ingresan a la sección espiral se puede optimizar de manera efectiva. Sin embargo, aumentar la longitud del bloque de inicio acortará el espacio de crecimiento efectivo de la fundición y le dará un ciclo de producción y un costo de preparación. Por lo tanto, es necesario diseñar razonablemente la estructura geométrica del sustrato.
La función principal de la espiral es seleccionar eficientemente monocristales, y la capacidad de optimizar la orientación del grano es débil. Cuando el proceso DS se lleva a cabo en espiral, el canal curvo proporciona espacio para el crecimiento de la ramificación de las dendritas, y las dendritas secundarias de los granos avanzan en la dirección de la línea de liquidus. Los granos tienen una fuerte tendencia de desarrollo lateral, y la orientación de los granos está en un estado fluctuante, con un efecto de optimización débil. Por lo tanto, la selección de granos en la espiral depende principalmente de la ventaja de restricción geométrica, la ventaja de crecimiento competitivo y la ventaja de expansión espacial de los granos en el segmento espiral [7], en lugar de la ventaja de crecimiento de la orientación preferida de los granos, que tiene una fuerte aleatoriedad [6]. Por lo tanto, la principal razón del fracaso de la selección de cristales es que la espiral no desempeña el papel de selección de monocristales. Al aumentar el diámetro exterior de la espiral, reducir el paso, el diámetro de la superficie de la espiral y reducir el ángulo de inicio, el efecto de selección de cristales se puede mejorar significativamente.
La preparación de álabes de turbina huecos de un solo cristal requiere más de una docena de pasos (fundición de aleación maestra, preparación de la cubierta de membrana de un solo cristal, preparación del núcleo cerámico de configuración compleja, fundición en estado fundido, solidificación direccional, tratamiento térmico, tratamiento de superficie, preparación del revestimiento de barrera térmica, etc.). El complejo proceso es propenso a diversos defectos, como granos dispersos, pecas, límites de grano de ángulo pequeño, cristales en forma de vetas, desviación de la orientación, recristalización, límites de grano de ángulo grande y fallas en la selección de cristales.
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