단일結晶 터빈 블레이드: 고온 한계를 돌파하는 기술적 혁신

항공 가스 터빈 엔진의 개발

운송, 군사, 생산 및 기타 목적으로 항공기의 성능 요구가 증가함에 따라 초기 피스톤 엔진은 고속 비행의 필요를 더 이상 충족시킬 수 없었습니다. 따라서 1950년대부터 가스 터빈 엔진이 점차 주류가 되었습니다.

1928년, 영국의 프랭크 위틀 경은 군사 학교에서 공부하던 중当时의 기술 지식에 따라 미래의 나선형 엔진 발전이 고고도나 800km/h를 초과하는 비행 속도 요구에 적응할 수 없다는 점을 졸업 논문 "항공기 설계의 미래 발전"에서 지적했습니다. 그는 현재 제트 엔진이라고 부르는 개념을 처음으로 제안했습니다: 전통적인 피스톤을 통해 연소실(연소)에 압축된 공기를 제공하고, 생성된 고온 가스를 직접 비행 추진에 사용하는데, 이를 나선형 엔진에 연소실 설계를 추가한 것으로 볼 수 있습니다. 이후 연구에서 그는 무겁고 효율이 낮은 피스톤 사용 아이디어를 버리고 터빈(터빈)을 사용해 연소실에 압축 공기를 제공하는 방안을 제안했으며, 터빈의 동력은 고온 배기 가스로부터 얻었습니다. 1930년, 위틀은 특허를 신청했고, 1937년 세계 최초의 이심 터보제트 엔진을 개발하여 1941년 글로스터 E.28/39 항공기에 공식적으로 사용되었습니다.自此, 가스 터빈 엔진은 항공 동력 분야를 주도하게 되었으며, 이는 국가의 과학기술 산업 수준과 종합 국력의 중요한 상징입니다.

항공기 엔진은 용도와 구조적 특성에 따라 네 가지 기본 유형으로 나눌 수 있습니다: 터보제트 엔진, 터보팬 엔진, 터보샤프트 엔진, 그리고 터보프롭 엔진:

항공 가스 터빈 엔진은 터보제트 엔진이라고 불리며, 이는 가장 초기의 가스 터빈 엔진입니다. 추력이 생성되는 방식의 관점에서 볼 때, 터보제트 엔진은 가장 간단하고 직접적인 엔진입니다. 이 원리는 고속으로 분사된 소용돌이의 반작용력을 이용합니다. 그러나 고속 공기는 많은 열과 운동 에너지를 데려가면서 큰 에너지 손실을 초래합니다.

터보팬 엔진은 엔진으로 유입되는 공기를 두 경로로 나눕니다: 내부 덕트와 외부 덕트입니다. 이를 통해 전체 공기 흐름이 증가하고 내부 덕트 공기의 배기 온도와 속도가 감소합니다.

터보샤프트 및 터보프롭 엔진은 공기 유입에 의해 추력을 생성하지 않으므로 배기 온도와 속도가 크게 감소하고 열 효율이 비교적 높으며 엔진 연료 소비율이 낮아 장거리 항공기에 적합합니다. 프로펠러의 속도는 일반적으로 변하지 않으며, 날개 각도를 조정하여 다른 추력을 얻습니다.

프롭팬 엔진은 터보프롭과 터보팬 엔진 사이의 엔진입니다. 덕트형 프로펠러 케이스가 있는 프롭팬 엔진과 덕트형 프로펠러 케이스가 없는 프롭팬 엔진으로 나눌 수 있습니다. 프롭팬 엔진은 음속 이하 비행에 적합한 가장 경쟁력 있는 새로운 절연 엔진입니다.

민수 항공 엔진은 반세기 이상의 발전을 거쳤습니다. 엔진 구조는 초기 이심력 터빈 엔진에서 단일 로터 축류 엔진으로, 2중 로터 터보제트 엔진에서 저 우회비 터보팬 엔진으로, 그리고 고 우회비 터보팬 엔진으로 발전했습니다. 효율성과 신뢰성을 추구하면서 구조는 지속적으로 최적화되었습니다. 1940년대와 1950년대의 첫 번째 세대 터보제트 엔진에서는 터빈 입구 온도가 약 1200-1300K였으며, 각 항공기 업그레이드마다 약 200K씩 증가했습니다. 1980년대에 네 번째 세대 고급 전투기의 터빈 입구 온도는 1800-2000K[1]에 도달했습니다.

원심 공기 압축기의 원리는 임펠러가 가스를 고속으로 회전시켜 가스에 원심력을 발생시키는 것입니다. 임펠러 내부에서 가스의 팽창 압력 흐름으로 인해, 가스는 임펠러를 통과한 후 유량과 압력이 증가하여 연속적으로 압축 공기가 생성됩니다. 이는 짧은 축 방향 차원과 높은 단일 단계 압력비를 가지고 있습니다. 축류식 공기 압축기는 공기 흐름이 기본적으로 회전하는 임펠러의 축과 평행하게 흐르는 압축기입니다. 축류식 압축기는 여러 단계로 구성되어 있으며, 각 단계에는 로터 날개 행과 그 다음 정자 날개 행이 포함됩니다. 여기서 로터는 작업 날개와 휠이며, 정자는 가이드 역할을 합니다. 공기는 먼저 로터 날개에 의해 가속되고, 정자 날개 채널에서 감속 및 압축되며, 다단 날개에서 반복되어 전체 압력비가 요구 수준에 도달할 때까지 진행됩니다. 축류식 압축기는 직경이 작아 다단 병렬 사용이 용이하며 더 높은 압력비를 얻을 수 있습니다.   

터보팬 엔진은 일반적으로 우회 비율, 엔진 압력 비율, 터빈 입구 온도 및 팬 압력 비율을 설계 매개변수로 사용합니다:

우회 비율 (BPR): 엔진 내부 덕트를 통과하는 가스의 질량에 대한 외부 덕트를 통과하는 가스의 질량 비율입니다. 터보제트 엔진의 전면에 있는 로터는 일반적으로 저압 컴프레서라고 하며, 터보팬 엔진의 전면에 있는 로터는 일반적으로 팬이라고 합니다. 저압 컴프레서를 통과한 압축된 가스는 터보제트 엔진의 모든 부분을 통과하지만, 팬을 통과한 가스는 내부 덕트와 외부 덕트로 나뉩니다. 터보팬 엔진이 등장한 이후로 BPR은 지속적으로 증가하고 있으며, 이 경향은 특히 민간용 터보팬 엔진에서 두드러집니다.

엔진 압력 비율 (EPR): 노즐 출구에서의 총 압력과 컴프레서 입구에서의 총 압력의 비율입니다.

터빈 입구 온도: 터빈에 진입할 때 연소실 배기가스의 온도.

팬 압축비: 압축기 출력부에서의 기체 압력과 입력부에서의 기체 압력의 비율로도 알려져 있습니다.

두 가지 효율:

열 효율: 엔진이 연소로 인해 발생한 열 에너지를 얼마나 효율적으로 기계적 에너지로 변환하는지를 측정하는 지표.

추진 효율: 엔진이 생성한 기계적 에너지 중 항공기를 추진하는 데 사용된 비율을 측정하는 지표.

2 터빈 날개 개발

반복적인 개발

터보팬 엔진을 예로 들면, 블레이드의 가치가 전체의 35%에 달하며, 이는 항공기 엔진 제조에서 핵심 부품입니다. 엔진 내에는 3,000~4,000개의 항공 블레이드가 있으며, 이를 팬 블레이드, 압축기 블레이드, 터빈 블레이드로 세 가지 카테고리로 나눌 수 있습니다. 터빈 블레이드의 가치는 가장 높아 전체의 63%를 차지하며, 동시에 터보팬 엔진에서 제조 난이도와 비용이 가장 높은 블레이드이기도 합니다 [2].

1970년대에 미국은 처음으로 PWA1422 방향 고정화 블레이드를 군사 및 민간 항공기 엔진에 사용했습니다.

1980년대 이후, 세대 3 엔진의 추력 대 중량비는 8 이상으로 증가했으며 터빈 블레이드는 첫 번째 세대 SX, PWA1480, RenéN4, CMSX-2 및 중국 DD3을 사용하기 시작했습니다. 이들의 온도 저항 능력은 최고의 방향 고착 주조 고온 합금인 PWA1422보다 80K 더 높습니다. 또한 필름 냉각 단일 통로 공극 기술 덕분에 터빈 블레이드의 작동 온도는 1600-1750K에 도달했습니다.

네 번째 세대 터보팬 엔진은 두 번째 세대 SXPWA1484, RenéN5, CMSX-4 및 DD6을 사용합니다. Re 원소를 추가하고 다중 통로 고압 공기 냉각 기술을 적용하여 터빈 블레이드의 작동 온도는 1800K-2000K에 도달하며, 2000K에서 100시간 동안 지속적인 강도는 140MPa에 달합니다.

1990년대 이후 개발된 세 번째 세대의 SX에는 RenéN6, CMRX-10, DD9가 포함되며, 이들은 두 번째 세대의 SX에 비해 매우 뚜렷한 크리프 강도 우위를 가지고 있습니다. 복잡한 냉각 채널과 열 장벽 코팅의 보호 아래에서 이들이 견딜 수 있는 터빈 입구 온도는 3000K에 도달하며, 날개에 사용되는 금속간 화합물 합금은 2200K에 도달하고, 100시간 지속 강도는 100MPa에 도달합니다.

현재 개발 중인 것은 MC-NG[4], TMS-138 등으로 대표되는 네 번째 세대의 SX와 TMS-162 등으로 대표되는 다섯 번째 세대의 SX입니다. 그 구성은 Ru 및 Pt 같은 새로운 희토류 원소를 첨가하여 SX의 고온 크리프 성능을 크게 향상시키는 특징이 있습니다. 다섯 번째 세대 고온 합금의 작동 온도는 1150°C에 도달하여 이론적인 한계 작동 온도 1226°C에 가까워졌습니다.

3 니켈 기 단결정 초합금의 발전

3.1 니켈 기반 단일結晶 초합금의 구성 특성 및 상구성

기질 요소의 유형에 따라 고온 합금은 철 기반, 니켈 기반, 코발트 기반으로 나눌 수 있으며, 더 세부적으로 주조, 단조 및 분말 금속학 거시 구조로 나뉩니다. 니켈 기반 합금은 다른 두 종류의 고온 합금보다 더 우수한 고온 성능을 가지며 혹독한 고온 환경에서 오랜 시간 동안 작동할 수 있습니다.

니켈 기반 고온 합금은 최소 50%의 Ni를 포함합니다. 그들의 FCC 구조는 일부 합금 요소와 높은 호환성을 제공합니다. 설계 과정에서 추가된 합금 요소의 수는 종종 10개를 초과합니다. 추가된 합금 요소의 공통성은 다음과 같이 분류됩니다: (1) Ni, Co, Fe, Cr, Ru, Re, Mo 및 W는 첫 번째 클래스 요소로, 오스테나이트 안정화 요소 역할을 합니다; (2) Al, Ti, Ta 및 Nb는 원자 반경이 더 큽니다. 이는 복합체 Ni3(Al, Ti, Ta, Nb)와 같은 강화 상의 형성에 기여하며, 두 번째 클래스 요소입니다; (3) B, C 및 Zr는 세 번째 클래스 요소입니다. 그들의 원자 크기는 Ni 원자보다 훨씬 작아 γ 상의 경계에 쉽게 분리되며, 경계 강화에 기여하는 역할을 합니다 [14].

니켈 기반 단결정 고온 합금의 상은 주로 다음과 같습니다: γ 상, γ' 상, 탄화물 상 및 위상 밀집 상 (TCP 상).

γ 상: γ 상은 FCC 결정 구조를 가지는 오스테나이트 상으로, Cr, Mo, Co, W, Re 등의 원소가 니켈에 용해된 고체 용액입니다.

γ' 상: γ' 상은 Ni3(Al, Ti) FCC 금속간 화합물로, 침전상으로 형성되며 기질 상과 일정한 일치도와 불일치도를 유지하며, Al, Ti, Ta 등 원소가 풍부합니다.

카바이드 상: 2세대 니켈 기반 SX부터 소량의 탄소가 첨가되어 카바이드가 나타납니다. 소량의 카바이드가 기질에 분산되어 합금의 고온 성능을 어느 정도 향상시킵니다. 일반적으로 MC, M23C6, M6C의 세 가지 유형으로 나뉩니다.

TCP 상: 서비스 노화의 경우, Cr, Mo, W, Re와 같은 과도한 내열 요소는 TCP 상의 침전을 촉진합니다. TCP는 일반적으로 판 형태로 형성됩니다. 판 구조는 연성, 크리프, 피로 특성에 부정적인 영향을 미칩니다. TCP 상은 크리프 파괴의 균열 원천 중 하나입니다.

강화 메커니즘

니켈 기초 초합금의 강도는 고체 용해 강화, 침전 강화, 열처리 등을 통한 여러 가지 강화 메커니즘의 결합에서 비롯됩니다. 이는 위치 밀도를 증가시키고 위치 하위 구조를 발달시켜 강화를 제공합니다.

고체 용해 강화는 Cr, W, Co, Mo, Re, Ru와 같은 다양한 용해 요소를 첨가하여 기본 강도를 향상시키는 것입니다.

다른 원자 반경은 원자 격자 왜곡을 일으켜 위치 이동을 억제합니다. 고체 용해 강화는 원자 크기 차이가 커질수록 증가합니다.

고체 용해 강화는 또한 쌓임 결함 에너지(SFE)를 줄이는 효과가 있으며, 주로 고온에서 비이상結晶의 주요 변형 모드인 실립 교차 미끄러짐을 억제합니다.

원자 클러스터나 단거리 순서 미세구조는 고체 용해를 통해 강화를 얻는 데 도움이 되는 또 다른 메커니즘입니다. SX의 Re 원자는 γ/γ' 경계의 실립 핵 텐션 스트레스 영역에서 분리되어 "코트렐 대기(Cottrell atmosphere)"를 형성하여 실립 이동과 균열 전파를 효과적으로 방지합니다. (용질 원자는 가장자리 실립의 인장 응력 영역에 집중되어 격자 왜곡을 줄이고 코리올리스 기체 구조를 형성하며 강한 용해 강화 효과를 생성합니다. 이 효과는 용질 원자 농도와 크기 차이 증가에 따라 증가합니다.)

Re, W, Mo, Ru, Cr, 그리고 Co는 γ 상을 강화하는 데 효과적입니다. γ 행렬의 고체 용해 강화는 니켈 기반 고온 합금의 크리프 강도에 extremely 중요한 역할을 합니다.

강하 경화 효과는 γ' 상의 부피 분율과 크기에 의해 영향을 받는다. 고온 합금의 조성 최적화 목적은 주로 γ' 상의 부피 분율을 증가시키고 기계적 특성을 향상시키는 것이다. SX 고온 합금은 65%-75%의 γ'상을 함유할 수 있어 우수한 절연 강도를 나타낸다. 이는 γ/γ' 인터페이스의 강화 효과에 대한 유용한 최대값을 나타내며, 더 증가시킬 경우 강도가 크게 감소하게 된다. 높은 γ' 상 부피 분율을 가진 고온 합금의 절연 강도는 γ' 상 입자의 크기에 의해 영향을 받는다. γ' 상의 크기가 작을 때, 변위선은 이를 돌아가려는 경향이 있어 절연 강도가 감소한다. 변위선이 γ' 상을 자르도록 강제될 때, 절연 강도는 최대에 도달한다. γ' 상 입자가 커질수록 변위선은 그 사이에서 굽히는 경향이 있어 절연 강도가 감소한다 [14].

주로 세 가지 주요 강화 메커니즘이 있다:

격자 불일치 강화: γ’상이 γ상 기질에 일관된 방식으로 분산되어 침전된다. 둘 다 FCC 구조이다. 격자 불일치는 두 상 사이의 일관된 경계의 안정성과 응력 상태를 반영한다. 최적의 경우는 기질과 침전상이 같은 결정 구조와 동일한 기하학적 격자 매개변수를 가지는 것이다. 이 경우 더 많은 침전상이 γ상에 채워질 수 있다. 니켈 기 고온 합금의 불일치 범위는 0~±1%이다. Re와 Ru는 γ상과 명확히 분리되며, Re와 Ru의 증가는 격자 불일치를 증가시킨다.

순서 강화: 변위 절단은 기질과 침전상 사이의 무질서를 초래하며, 이는 더 많은 에너지를 필요로 한다.

위상 이동 메커니즘: 오로완 메커니즘(Orowan bowing)이라고 불리며, 금속 기체 내에 존재하는 침전상이 운동 중인 위상을 방해하여 강화시키는 메커니즘이다. 기본 원리: 움직이는 위상이 입자와 부딪히면 이를 통과할 수 없어 우회 행동을 하게 되고, 이로 인해 위상선이 성장하며 필요한 구동력이 증가하여 강화 효과가 발생한다.

3.3 고온 합금 주조 방법의 발전

고온 환경에서 사용된 최초의 합금은 1906년 니크롬(Nichrome)이 발명되면서 추적될 수 있습니다. 터보 압축기 및 가스 터빈 엔진의 등장은 고온 합금의 실질적인 발전을 촉진했습니다. 제1세대 가스 터빈 엔진의 날개는 압출과 단조로 만들어졌으며, 이는 분명히 시대의 제한성을 가지고 있었습니다. 현재, 고온 합금 터빈 날개는 주로 투자 주조로 제작되며, 구체적으로 방향성 응결(DS: Directional Solidification) 방법이 사용됩니다. DS 방법은 1970년대에 미국 프랫 앤드 위트니(Pratt & Whitney)의 버스너(Versnyder) 팀에 의해 처음 발명되었습니다 [3]. 수십 년간의 발전 과정에서, 터빈 날개의 선호 재료는 등축結晶(equiaxed crystals)에서 열주結晶(columnar crystals)로 변화했으며, 이후 단일結晶 고온 합금 소재로 최적화되었습니다.

DS 기술은 열간 합금 SX 부품의 주조를 생산하는 데 사용되며, 이는 고온 합금의 인성과 열충격 저항을大幅하게 향상시킵니다. DS 기술은 생성된 주상結晶이 [001] 방향으로, 부품의 주응력 축과 평행하게 되도록 보장하며, 무작위 결정 구조보다 우수합니다. 원칙적으로 DS는 주조에서 용융 금속의 응고가 항상 액체 금속이 방금 응고된 상태로 유지되도록 해야 합니다.

주상 결정의 주조는 두 가지 조건을 충족해야 합니다: (1) 일방향 열 흐름은 곡립 성장점에서 고체-액체 경계면이 한 방향으로 이동하도록 보장합니다; (2) 고체-액체 경계면의 이동 방향 앞에서는 결코 핵 형성이 일어나지 않아야 합니다.

날개의 균열이 일반적으로 입계의 고온 약한 구조에서 발생하기 때문에, 방향 응고 과정 중에 "결정 선택기" 구조를 가진 금형을 사용하여 입계를 제거합니다. 이 구조의 단면 크기는 입자 크기에 가까우며, 단일 최적의 결정만 주조 금형 내부로 들어가 단일結晶 형태로 계속 성장하도록 합니다. 이렇게 하여 전체 날개가 하나의 결정로 구성됩니다.

결정 선택기는 두 부분으로 나눌 수 있습니다: 시작 블록과 나선형.

DS 공정의 시작 단계에서 결정들이 출발 블록의 바닥에서 핵 형성을 시작한다. 결정 성장 초기에는 수가 많고 크기는 작으며 방향성 차이가 크다. 결정들 사이의 경쟁적 성장 행동이 주도하며, 측벽의 기하학적 차단 효과는 약하다. 이때 방향 최적화 효과는 명확히 나타난다; 출발 블록 내부의 결정 높이가 증가함에 따라 결정의 수는 감소하고 크기가 커지며 방향성이 가까워진다. 결정들 사이의 경쟁적 성장 행동은 줄어들고 측벽의 기하학적 차단 효과가 주도하여 결정 방향이 지속적으로 최적화될 수 있도록 하지만, 방향 최적화 효과는 약화된다. 출발 블록의 반경을 줄이고 높이를 늘리면 나선형 구간으로 들어가는 결정들의 방향성을 효과적으로 최적화할 수 있다. 그러나 출발 블록의 길이를 늘리면 주조물의 유효 성장 공간이 짧아지고 생산 주기와 준비 비용이 발생한다. 따라서 기판의 기하학적 구조를 합리적으로 설계할 필요가 있다.

나선의 주요 기능은 단결정을 효율적으로 선택하는 것이며, 결정립의 방향을 최적화하는 능력은 약하다. DS 공정이 나선에서 수행될 때, 곡선 채널은 덴드라이트 분지 성장에 필요한 공간을 제공하며, 곡상의 이차 덴드라이트는 액상선 방향으로 진행한다. 결정립은 강한 횡방향 발전 경향을 보이며, 결정립의 방향은 변동 상태에 있으며, 최적화 효과가 약하다. 따라서 나선 내부에서의 결정립 선택은 주로 나선 세그먼트 [7] 내부에서의 결정립의 기하학적 제한 이점, 경쟁적 성장 이점 및 공간적 확장 이점에 의존하며, 결정립의 선호 방향의 성장 이점에는 의존하지 않으며, 이는 강한 무작위성을 가지고 있다 [6]. 따라서 결정 선택 실패의 주된 이유는 나선이 단일 결정 선택의 역할을 하지 못했기 때문이다. 나선의 외경을 증가시키고, 피치와 나선 표면의 직경을 줄이며, 시작 각도를 낮추면 결정 선택 효과를 크게 향상시킬 수 있다.

공심 단일結晶 터빈 블레이드의 제조는 10여 가지 이상의 공정(마스터 합금 제련, 단결정 막 쉘 제작, 복합 구조 세라믹 코어 제작, 용해 주조, 방향 고형화, 열처리, 표면 처리, 열 장벽 코팅 제작 등)을 필요로 한다. 복잡한 공정에서 다양한 결함(유리結晶, 프레클, 소각도 結晶界, 条紋結晶, 方向편차, 再結晶化, 大角도 結晶界, 結晶選別 실패 등)이 발생하기 쉽다.