単結晶タービンブレード：高温限界を突破する技術的革新

航空用ガスタービンエンジンの開発

輸送、軍事、生産その他の目的で使用される航空機の性能要件が向上するにつれて、初期のピストンエンジンは高速飛行のニーズに対応できなくなりました。そのため、1950年代以降、ガスタービンエンジンが徐々に主流となっていきました。

1928年、イギリスのフランク・ウィットル卿は軍校で学んでいる際に卒業論文「航空機設計の将来の発展」において、当時の技術知識に基づき、プロペラエンジンの今後の発展は高度飛行や時速800kmを超える速度のニーズに対応できないと指摘しました。彼は現在ジェットエンジン（モーターエンジン）と呼ばれる概念を初めて提案しました。これは圧縮空気を従来のピストンを通じて燃焼室（コンバスタ）に供給し、生成された高温ガスを直接飛行推進に使用するもので、これをプロペラエンジンに燃焼室設計を加えたものと考えることができます。その後の研究の中で、彼は重く非効率的なピストンの使用を放棄し、タービン（タービン）を使用して燃焼室に圧縮空気を供給することを提案しました。タービンの動力は高温の排気ガスから得られます。1930年にウィットルは特許を申請し、1937年には世界初の遠心式ターボジェットエンジンを開発しました。このエンジンは1941年にグロスター E.28/39機に正式に採用されました。以来、ガスタービンエンジンは航空機の動力において主導的な地位を占めており、それは国の科学技術工業レベルや総合国力を示す重要な象徴となっています。

航空機用エンジンは、用途と構造的特徴に応じて4つの基本タイプに分類できます：ターボジェットエンジン、ターボファンエンジン、ターボシャフトエンジン、およびターボプロップエンジン：

航空用ガスタービンエンジンはターボジェットエンジンと呼ばれ、これが最初に使用されたガスタービンエンジンです。推力の発生方法の観点から、ターボジェットエンジンは最もシンプルで直接的なエンジンです。その原理は、渦によって高速で噴射される反作用力に基づいています。しかし、高速の気流は多くの熱や運動エネルギーを同時に持ち去り、大きなエネルギー損失を引き起こします。

ターボファンエンジンは、エンジンに流入する空気を2つの経路に分けます：インナードクとアウタードクです。これにより、全体的な空気流量が増加し、インナードクの空気の排気温度と速度が低下します。

ターボシャフトエンジンとターボプロップエンジンは、気流の注入によって推力を生成しないため、排気温度と速度が大幅に低下し、熱効率が比較的高く、エンジンの燃料消費率が低く、長距離飛行機に適しています。プロペラの回転数は一般的に変わらず、異なる推力はブレード角度を調整することによって得られます。

プロペラファンエンジンは、ターボプロップエンジンとターボファンエンジンの中間的なエンジンです。ダクト付きプロペラケースを持つプロペラファンエンジンと、ダクト付きプロペラケースを持たないプロペラファンエンジンに分けられます。プロペラファンエンジンは、亜音速飛行に適した最も競争力のある新しい省エネルギー型エンジンです。

民間航空機用エンジンは、半世紀以上にわたって発展してきました。エンジンの構造は、初期の遠心タービンエンジンから単軸軸流エンジンへ、二重回転ターボジェットエンジンから低バイパス比ターボファンエンジンへ、そして高バイパス比ターボファンエンジンへと進化しました。効率と信頼性の追求により、構造は継続的に最適化されてきました。1940年代から1950年代の第一世代のターボジェットエンジンでは、タービン入口温度はわずか1200〜1300Kでした。その後、各航空機の改良ごとに約200Kずつ上昇し、1980年代には第四世代の先進戦闘機のタービン入口温度が1800〜2000K[1]に達しました。

遠心式エアコンプレッサーの原理は、インペラがガスを高速で回転させ、ガスに遠心力が発生することです。インペラ内のガスの膨張圧力流れにより、インペラを通った後のガスの流量と圧力が増加し、連続的に圧縮空気が生成されます。これは短い軸方向寸法と高い単段圧縮比を持っています。軸流式エアコンプレッサーは、空気の流れが基本的に回転するインペラの軸に平行に流れる圧縮機です。軸流式コンプレッサーは複数の段からなり、各段にはローターブレードの一列とそれに続くスタティックブレードの一列が含まれます。ローターは作動ブレードとホイールであり、スターターはガイドです。空気はまずローターブレードによって加速され、スタティックブレードのチャンネルで減速され圧縮され、多段ブレードで繰り返され、総圧縮比が要求レベルに達するまで進行します。軸流式コンプレッサーは直径が小さく、多段の直列使用に便利で、より高い圧縮比を得ることができます。   

ターボファンエンジンは通常、バイパス比、エンジン圧力比、タービン入口温度、およびファン圧力比を設計パラメータとして使用します：

バイパス比 (BPR)：エンジン内の内側ダクトを通るガスの質量に対する外側ダクトを通るガスの質量の比率です。ターボジェットエンジンの前方にあるロータは通常低圧コンプレッサーと呼ばれ、ターボファンエンジンの前方にあるロータは通常ファンと呼ばれます。低圧コンプレッサーを通った圧縮されたガスはターボジェットエンジンのすべての部分を通りますが、ファンを通ったガスは内側と外側のダクトに分かれます。ターボファンエンジンの登場以来、BPRは増加しており、この傾向は特に民間用ターボファンエンジンで顕著です。

エンジン圧力比 (EPR)：ノズル出口での全圧とコンプレッサー入口での全圧の比率です。

タービン入口温度: タービンに入る際に燃焼室の排気ガスの温度。

ファン圧縮比: 圧縮機出口でのガス圧力と入口でのガス圧力の比率。また、圧縮比とも呼ばれます。

二つの効率:

熱効率: エンジンが燃焼によって生成された熱エネルギーをどれだけ効率的に機械エネルギーに変換するかを測定する指標。

推進効率: エンジンによって生成された機械エネルギーのうち、航空機を推進するために使用される割合を測定する指標。

2 タービンブレードの開発

反復的な開発

ターボファンエンジンを例に取ると、ブレードの価値は全体の35%にも達し、航空機エンジンの製造において重要な部品です。エンジン内には3,000から4,000の航空用ブレードがあり、これらは3つのカテゴリに分けられます：ファンブレード、圧縮機ブレード、およびタービンブレードです。タービンブレードの価値は最も高く、63%に達します。同時に、これらはターボファンエンジンにおける製造難易度と製造コストが最も高いブレードでもあります[2]。

1970年代、アメリカは初めてPWA1422方向凝固ブレードを軍用および民用航空機エンジンに使用しました。

1980年代以降、第3世代エンジンの推力重量比は8以上に増加し、タービンブレードは最初のSX、PWA1480、RenéN4、CMSX-2、および中国のDD3を使用し始めました。その耐温度能力は、最高の方向凝固鋳造高温合金PWA1422よりも80K高いです。さらに、薄膜冷却単一チャンネル中空技術を採用することで、タービンブレードの動作温度は1600〜1750Kに達します。

第4世代ターボファンエンジンでは、第2世代SX PWA1484、RenéN5、CMSX-4、DD6を使用しており、Re元素を追加し、多チャンネル高圧空気冷却技術を採用することで、タービンブレードの動作温度は1800K〜2000Kに達します。2000Kで100時間の持続強度は140MPaに達します。

1990年代以降に開発された第3世代のSXには、RenéN6、CMRX-10、DD9が含まれており、これらは第2世代のSXに対して非常に明显的なクリープ強度の利点を持っています。複雑な冷却チャネルと熱障害コーティングの保護下で、耐えられるタービン入口温度は3000Kに達します。ブレードに使用される金属間化合物合金は2200Kに達し、100時間持続強度は100MPaに達します。

現在開発中のものは、MC-NG[4]、TMS-138などの第4世代SXと、TMS-162などの第5世代SXです。その成分の特徴は、RuやPtなどの新しい希土類元素を添加することで、SXの高温クリープ性能が大幅に向上することです。第5世代の高温合金の作動温度は1150℃に達しており、これは理論上の限界作動温度1226℃に近づいています。

3 ニッケルベース単結晶スーパーアロイの開発

3.1 ニッケル系単結晶スーパーアロイの組成特性および相構造

基体元素の種類によって、高温合金は鉄系、ニッケル系、コバルト系に分けられ、さらに鋳造、鍛造、粉末冶金のマクロ構造に細分化されます。ニッケル系合金は他の2種類の高温合金よりも優れた高温性能を持ち、厳しい高温環境で長期間作動することができます。

ニッケル系高温合金は少なくとも50%のNiを含む。そのFCC構造は、いくつかの合金元素との高い互換性を持つ。設計プロセス中に添加される合金元素の数はしばしば10を超える。添加される合金元素の共通性は以下の通りに分類される: (1) Ni, Co, Fe, Cr, Ru, Re, Mo, および W は第一級元素であり、オーステナイト安定化元素として機能する；(2) Al, Ti, Ta, および Nb は原子半径が大きく、化合物相であるNi3 (Al, Ti, Ta, Nb)などの強化相の形成を促進し、第二級元素である；(3) B, C, および Zr は第三級元素であり、これらの原子サイズはNi原子よりもずっと小さく、γ相の粒界に容易に偏在し、粒界強化に役立つ[14]。

ニッケル系単結晶高温合金の相は主に次の通りである: γ相、γ'相、炭化物相、およびトポロジカル密充填相（TCP相）。

γ相: γ相は、Cr、Mo、Co、W、Reなどの元素がニッケルに溶解したことで形成される固体溶液で、結晶構造はFCCのオーステナイト相です。

γ'相: γ'相はFCCのNi3(Al, Ti)金属間化合物で、析出相として形成され、基体相と一定の連続性や不一致を保ち、Al、Ti、Taなどの元素が多く含まれています。

炭化物相: 第2世代のニッケルベースSXから少量のCが添加され、炭化物が現れるようになりました。少量の炭化物が基体中に分散することで、合金の高温性能が一定程度向上します。一般的にMC、M23C6、M6Cの3種類に分類されます。

TCP相：サービスエイジングの場合、Cr、Mo、W、Reなどの過剰な難融元素はTCP相の析出を促進します。TCPは通常、板状で形成されます。この板状構造は、延性、クリープ特性、疲労特性に悪影響を与えます。TCP相はクリープ破断の亀裂源の一つです。

強化メカニズム

ニッケルベーススーパーアロイの強度は、固溶強化、析出強化、および熱処理による複数の強化メカニズムの組み合わせから来ています。これは、歪み密度を増加させ、歪みサブ構造を開発して強化を提供します。

固溶強化は、異なる可溶性元素（Cr、W、Co、Mo、Re、Ru）を添加することで基本的な強度を向上させるものです。

異なる原子半径により、一定程度の原子格子歪が引き起こされ、これが Screw運動を抑制します。固溶強化は、原子サイズの違いが増えるにつれて増加します。

ソリッドソリューション強化は、主に高温での非理想結晶の主要な変形モードである不完全スリップを抑制するために、積層欠陥エネルギー（SFE）を低下させる効果もあります。

原子クラスターや短距離順序微細構造は、ソリッドソリューションを通じて強化を得るための別のメカニズムです。SX内のRe原子は、γ/γ’界面における不完全コアの引張り応力領域に分離し、「コットレル大気」を形成し、これにより不完全の動きや亀裂の伝播を効果的に阻止します。（溶質原子は縁不完全の引張り応力領域に集中し、格子歪みを減らし、コリオリスガス構造を形成し、強いソリッドソリューション強化効果を生み出します。この効果は、溶質原子濃度の増加とサイズ差の増加とともに強くなります）

Re、W、Mo、Ru、Cr、およびCoはγ相を効果的に強化します。γ行列の固溶強化は、ニッケルベース高温合金のクリープ強度において極めて重要な役割を果たします。

析出強化効果は、γ'相の体積分率とサイズによって影響を受けます。高温合金の組成を最適化する目的は、主にγ'相の体積分率を増やし、機械的特性を改善することです。SX高温合金では、γ'相が65%〜75%含まれており、優れたクリープ強度が得られます。これは、γ/γ'界面の強化効果の有用な最大値を表しており、さらに増加させると強度が大幅に低下します。高いγ'相体積分率を持つ高温合金のクリープ強度は、γ'相粒子のサイズによって影響を受けます。γ'相のサイズが小さい場合、変位はそれを迂回しがちであり、クリープ強度が低下します。変位がγ'相を切断することが強制される場合、クリープ強度は最大に達します。γ'相粒子が大きくなると、変位はそれらの間で曲がりやすくなり、クリープ強度が低下します[14]。

主に3つの降水強化メカニズムがあります：

格子不一致強化: γ’相は、γ相の基体中に連続的に分散して析出します。両方ともFCC構造です。格子不一致は、この2つの相間の連続界面の安定性と応力状態を反映しています。最良のケースは、基体と析出相が同じ結晶構造を持ち、幾何学的に同じ格子パラメータを持つことです。これにより、より多くの析出相がγ相内に充填できます。ニッケルベースの高温合金における不一致範囲は0〜±1%です。Re（レニウム）とRu（ルテニウム）はγ相に対して顕著に分離し、ReとRuの増加は格子不一致を増大させます。

順序強化: Screw切断は基体と析出相の間で無秩序を引き起こし、これにはより多くのエネルギーが必要です。

不純物回避機構：オロワン機構（Orowan bowing）と呼ばれ、金属基体中の析出相が運動中の Screw dislocation の継続的な移動を妨害する強化機構です。基本原理：移動中の歪み線が粒子に遭遇すると、それが通過できないため、迂回行動が発生し、歪み線が成長し、必要な駆動力が増加して強化効果が得られます。

3.3 高温合金鋳造法の開発

高温環境で使用された最初の合金は、1906年に発明されたニクロムまでさかのぼることができます。ターボコンプレッサーやガスタービンエンジンの登場は、高温合金の大幅な発展を促進しました。第1世代のガスタービンエンジンのブレードは、押出成形と鍛造によって製造されましたが、これは明らかに当時の制限がありました。現在、高温合金タービンブレードは主にロストワックス精密鋳造法で作られ、特に方向凝固（DS）が用いられます。DS法は1970年代にアメリカのプラット・アンド・ホイットニー社のバーンサイドチームによって初めて発明されました[3]。数十年にわたる発展の中で、タービンブレードの優先材料は等軸結晶から柱状結晶へと変わり、さらに単結晶高温合金素材へと最適化されました。

DS技術は、柱状晶のコア合金SX部品を製造するために使用され、高温合金の延性と熱衝撃抵抗を大幅に向上させます。DS技術は、製造された柱状結晶が[001]方向を持ち、それが部品の主応力軸と平行になるようにし、無作為な結晶方位ではなくなります。原則として、DSは鋳造中の溶融金属の凝固が常にちょうど固化した状態の供給金属と共に実行される必要があります。

柱状結晶の鋳造には次の2つの条件を満たす必要があります：(1) 一方通行の熱流が、粒成長点における固体-液体界面が一つの方向に移動することを確保します；(2) 固体-液体界面の移動方向前方で核生成が発生してはいけません。

ブレードの破折は通常、粒界の高温弱い構造で発生するため、粒界を除去するために指向凝固プロセス中に「結晶セレクタ」構造を持つ凝固型が使用されます。この構造の断面サイズは粒径に近く設定され、ただ一つの最適に成長した結晶粒のみが鋳造の型腔に入り、その後単一結晶の形で成長を続け、最終的にブレード全体が一つの粒で構成されるようにします。

結晶セレクタはスタートブロックとらせんの二つの部分に分けられます：

DSプロセスの開始時、粒界はスタートブロックの底部で核生成を始めます。粒成長の初期段階では、数が多く、サイズが小さく、方位差が大きいです。粒間の競争的成長行動が支配的であり、側壁の幾何学的遮断効果は弱いです。この時点で、方位最適化効果は顕著です。スタートブロック内の粒の高さが増加すると、粒数は減少し、サイズが増加し、方位が近づきます。粒間の競争的成長行動は減少し、側壁の幾何学的遮断効果が支配的となり、結晶方位が継続的に最適化されることが保証されますが、方位最適化効果は弱まります。スタートブロックの半径を減らし、高さを増やすことで、螺旋部に入る粒の方位を効果的に最適化できます。しかし、スタートブロックの長さを増やすと、鋳造物の有効成長空間が短縮され、生産サイクルや準備コストがかかります。したがって、基板の幾何学的構造を合理的に設計する必要があります。

らせんの主な機能は効率的に単結晶を選択することであり、粒界の方位を最適化する能力は弱いです。DSプロセスがらせん内で行われる場合、曲がったチャネルは樹枝状分枝の成長スペースを提供し、粒界の二次樹枝は液相線方向に進展します。粒界には強い横方向発達の傾向があり、粒界の方位は変動状態にあり、最適化効果が弱いです。したがって、らせん内の粒界選択は、主にらせんセグメントにおける粒界の幾何学的制限優位性、競争成長優位性、および空間拡張優位性に依存しており [7]、粒界の優先方位の成長優位性ではなく、強いランダム性を持っています [6]。したがって、結晶選択が失敗する主な理由は、らせんが単結晶選択の役割を果たしていないことです。らせんの外径を増加させ、ピッチを減らし、らせん表面の直径を小さくし、開始角度を低減することで、結晶選択効果を大幅に向上させることができます。

空洞単結晶タービンブレードの製造には十数段階の工程（マスターアロイの溶融、単結晶膜殻の製造、複雑な形状のセラミックコアの製造、溶融金属の鋳造、方向凝固、熱処理、表面処理、熱障害コーティングの製造など）が必要です。複雑なプロセスでは、迷 grain、フreckle、小角度結晶粒界、ストリーク結晶、方位偏差、再結晶化、大角度結晶粒界、結晶選択失敗などのさまざまな欠陥が発生しやすくなります。