À medida que as exigências de desempenho para aeronaves em transporte, militar, produção e outros propósitos aumentaram, os primeiros motores a pistão já não conseguiam mais atender às necessidades de voo de alta velocidade. Portanto, desde a década de 1950, motores a gás turbine têm gradualmente se tornado mainstream.
Em 1928, Sir Frank Whittle do Reino Unido afirmou em sua tese de formatura "Futuro Desenvolvimento no Design de Aeronaves" enquanto estudava na academia militar que, com o conhecimento técnico da época, o futuro desenvolvimento dos motores a hélice não poderia se adaptar às necessidades de altitudes elevadas ou velocidades de voo superiores a 800 km/h. Ele foi o primeiro a propor o conceito do que hoje chamamos de motor a jato (motor a reação): ar comprimido é fornecido à câmara de combustão (combustão) através de um pistão tradicional, e o gás quente gerado é usado diretamente para propulsão do voo, o que pode ser considerado como um motor a hélice mais um design de câmara de combustão. Em pesquisas subsequentes, ele abandonou a ideia de usar um pistão pesado e ineficiente e propôs o uso de uma turbina (turbina) para fornecer ar comprimido à câmara de combustão, e a energia da turbina era obtida a partir do gás de escape quente. Em 1930, Whittle solicitou uma patente, e em 1937, ele desenvolveu o primeiro motor a jato centrífugo do mundo, que foi oficialmente utilizado no avião Gloster E.28/39 em 1941. Desde então, motores a gás têm dominado a propulsão aeronáutica e são um símbolo importante do nível tecnológico industrial e da força nacional compreensiva de um país.
Os motores aeronáuticos podem ser divididos em quatro tipos básicos de acordo com seus usos e características estruturais: motores a jato turbo, motores a jato de fan, motores turboshaft e motores turboprop.
Os motores a gás de aviação são chamados de motores a jato turbo, que são os primeiros motores a gás turbo usados. Do ponto de vista da forma como a empuxo é gerado, os motores a jato turbo são os motores mais simples e diretos. O raciocínio baseia-se na força de reação gerada pela injeção de alta velocidade do vórtice. No entanto, o fluxo de ar de alta velocidade leva embora muita energia térmica e cinética ao mesmo tempo, causando grande perda de energia.
O motor turbofan divide o ar que entra no motor em duas vias: o ducto interno e o ducto externo, o que aumenta o fluxo total de ar e reduz a temperatura e a velocidade de exaustão do fluxo de ar no ducto interno.
Os motores turboshaft e turbo-hélice não geram empuxo por injeção de fluxo de ar, portanto, a temperatura e a velocidade do escapamento são reduzidas significativamente, a eficiência térmica é relativamente alta e a taxa de consumo de combustível do motor é baixa, o que é adequado para aeronaves de longo alcance. A velocidade da hélice geralmente não muda, e diferentes empuxos são obtidos ajustando o ângulo das pás.
O motor propfan é um motor intermediário entre os motores turbo-hélice e turbofan. Ele pode ser dividido em motores propfan com carenagem de hélice e motores propfan sem carenagem de hélice. O motor propfan é o motor mais competitivo e econômico em termos de energia, adequado para vôo subsônico.
Os motores aeroespaciais civis passaram por mais de meio século de desenvolvimento. A estrutura do motor evoluiu desde o motor a turbina centrífuga inicial até o motor de fluxo axial de único rotor, do motor turbojato de dois rotores até o motor turbofan de baixa razão de bypass e, em seguida, ao motor turbofan de alta razão de bypass. A estrutura foi continuamente otimizada na busca por eficiência e confiabilidade. A temperatura de entrada da turbina era de apenas 1200-1300K na primeira geração de motores turbojato nas décadas de 1940 e 1950. Ela aumentou cerca de 200K com cada atualização de aeronave. Até os anos 1980, a temperatura de entrada da turbina dos caças avançados da quarta geração atingiu 1800-2000K[1].
O princípio do compressor de ar centrífugo é que a pás impulsiona o gás para girar a alta velocidade, fazendo com que o gás gere força centrífuga. Devido ao fluxo de pressão de expansão do gás na pás, a vazão e a pressão do gás após passarem pela pás são aumentadas, produzindo ar comprimido continuamente. Ele possui uma pequena dimensão axial e uma razão de pressão unitária alta. O compressor de ar de fluxo axial é um compressor no qual o fluxo de ar basicamente flui paralelamente ao eixo da pás rotativa. O compressor de fluxo axial consiste em várias etapas, cada uma contendo uma fileira de pás de rotor e uma fileira subsequente de pás de estator. O rotor são as pás de trabalho e a roda, e o estator é o guia. O ar é primeiro acelerado pelas pás do rotor, desacelerado e comprimido no canal das pás do estator, repetindo-se nas lâminas multietapas até que a razão de pressão total atinja o nível necessário. O compressor de fluxo axial tem um diâmetro pequeno, o que facilita o uso em tandem multietapas para obter uma maior razão de pressão.
Os motores a jato de fluxo bypass normalmente utilizam a razão de bypass, a razão de pressão do motor, a temperatura de entrada da turbina e a razão de pressão do ventilador como parâmetros de design:
Razão de bypass (BPR): A razão entre a massa de gás que flui pelos dutos de saída e a massa de gás que flui pelos dutos internos no motor. O rotor na frente de um motor a jato turbo é geralmente chamado de compressor de baixa pressão, e o rotor na frente de um motor turbofan é geralmente chamado de ventilador. O gás pressurizado que passa pelo compressor de baixa pressão passa por todas as partes do motor a jato turbo; o gás que passa pelo ventilador é dividido em dutos internos e externos. Desde a introdução dos motores turbofan, a BPR tem aumentado, e essa tendência é particularmente evidente nos motores turbofan civis.
Razão de pressão do motor (EPR): A razão entre a pressão total na saída da boca e a pressão total na entrada do compressor.
Temperatura de entrada da turbina: A temperatura do gás de escape da câmara de combustão quando entra na turbina.
Relação de compressão do ventilador: Também chamada de relação de compressão, a razão entre a pressão do gás na saída do compressor e a pressão do gás na entrada.
Duas eficiências:
Eficiência térmica: Uma medida de quão eficientemente um motor converte a energia térmica gerada pela combustão em energia mecânica.
Eficiência de propulsão: Uma medida da proporção da energia mecânica gerada pelo motor que é usada para impulsionar a aeronave.
Nos anos 1970, os Estados Unidos foram os primeiros a utilizar lâminas de solidificação direcional PWA1422 em motores de aeronaves militares e civis.
Após a década de 1980, a relação empuxo-peso do terceiro motor de geração aumentou para mais de 8, e as pás da turbina começaram a usar a primeira geração SX, PWA1480, RenéN4, CMSX-2 e da China o DD3. Sua capacidade de suportar temperatura é 80K maior que a do melhor ligação direcional de alto calor PWA1422. Vantagens. Combinado com a tecnologia de resfriamento por filme de canal único vazio, a temperatura operacional das pás da turbina atinge 1600-1750K.
O motor turbofan de quarta geração utiliza a segunda geração SXPWA1484, RenéN5, CMSX-4 e DD6. Ao adicionar elementos Re e tecnologia de resfriamento com múltiplos canais de ar comprimido de alta pressão, a temperatura operacional das pás da turbina alcança 1800K-2000K. Aos 2000K e 100h, a resistência duradoura chega a 140MPa.
A terceira geração do SX, desenvolvida após a década de 1990, inclui RenéN6, CMRX-10 e DD9, que apresentam vantagens muito evidentes em termos de resistência ao fluente em comparação com a segunda geração do SX. Sob a proteção de canais de resfriamento complexos e revestimentos térmicos de barreira, a temperatura de entrada da turbina que ela pode suportar atinge 3000K. A liga de compostos intermetálicos usada nas pás atinge 2200K, e a resistência duradoura de 100h atinge 100MPa.
Atualmente estão em desenvolvimento a quarta geração do SX, representada por MC-NG[4], TMS-138, entre outros, e a quinta geração do SX, representada por TMS-162, entre outros. Sua composição é caracterizada pela adição de novos elementos de terras raras, como Ru e Pt, o que melhora significativamente o desempenho de fluência em altas temperaturas do SX. A temperatura de trabalho da quinta geração de ligas de alta temperatura atingiu 1150°C, que está próxima do limite teórico de temperatura de operação de 1226°C.
3.1 Características de composição e composição de fase dos superligas de níquel de cristal único
De acordo com o tipo de elementos da matriz, as ligas de alta temperatura podem ser divididas em ferro-base, níquel-base e cobalto-base, e subdivididas ainda mais em macroestruturas de fundição, forjamento e metalurgia do pó. As ligas de base de níquel têm um desempenho melhor a altas temperaturas do que os outros dois tipos de ligas de alta temperatura e podem trabalhar por longos períodos em ambientes de alta temperatura adversos.
Ligas de altas temperaturas à base de níquel contêm pelo menos 50% de Ni. Sua estrutura FCC torna-as altamente compatíveis com alguns elementos de liga. O número de elementos de liga adicionados durante o processo de design muitas vezes excede 10. A comunalidade dos elementos de liga adicionados é classificada da seguinte forma: (1) Ni, Co, Fe, Cr, Ru, Re, Mo e W são elementos de primeira classe, que atuam como estabilizadores de austenita; (2) Al, Ti, Ta e Nb têm raios atômicos maiores, que promovem a formação de fases de reforço, como o composto Ni3 (Al, Ti, Ta, Nb), e são elementos de segunda classe; (3) B, C e Zr são elementos de terceira classe. Seu tamanho atômico é muito menor do que o dos átomos de Ni, e eles se segregam facilmente nas bordas de grão da fase γ, desempenhando um papel no reforço das bordas de grão [14].
As fases das ligas de altas temperaturas de cristal único à base de níquel são principalmente: fase γ, fase γ', fase carbeto e fase de empacotamento topológico apertado (fase TCP).
Fase γ: a fase γ é uma fase de austenita com uma estrutura cristalina FCC, que é uma solução sólida formada por elementos como Cr, Mo, Co, W e Re dissolvidos no níquel.
Fase γ': a fase γ' é um composto intermetálico Ni3(Al, Ti) de FCC, que se forma como uma fase de precipitação e mantém uma certa coerência e desajuste com a fase matricial, sendo rica em Al, Ti, Ta e outros elementos.
Fase carbeto: a partir da segunda geração de SX à base de níquel, uma pequena quantidade de C é adicionada, resultando na formação de carbonetos. Uma pequena quantidade de carbonetos está dispersa na matriz, o que melhora, em certa medida, o desempenho a alta temperatura do合金. Geralmente, divide-se em três tipos: MC, M23C6 e M6C.
Fase TCP: No caso do envelhecimento do serviço, elementos refratários excessivos, como Cr, Mo, W e Re, promovem a precipitação da fase TCP. O TCP geralmente se forma na forma de uma placa. A estrutura de placa tem um impacto negativo na ductilidade, fluência e propriedades de fadiga. A fase TCP é uma das fontes de rachaduras de ruptura por fluência.
Mecanismo de Fortalecimento
A força dos superalloys à base de níquel provém da combinação de vários mecanismos de endurecimento, incluindo fortalecimento por solução sólida, fortalecimento por precipitação e tratamento térmico para aumentar a densidade de deslocações e desenvolver subestruturas de deslocamento para fornecer fortalecimento.
O endurecimento por solução sólida consiste em melhorar a força básica adicionando diferentes elementos solúveis, incluindo Cr, W, Co, Mo, Re e Ru.
Os diferentes raios atômicos levam a um certo grau de distorção da rede atômica, o que inibe o movimento de deslocação. O fortalecimento por solução sólida aumenta com o aumento da diferença de tamanho atômico.
O fortalecimento por solução sólida também tem o efeito de reduzir a energia de falha por empilhamento (SFE), inibindo principalmente o deslizamento cruzado de deslocações, que é o principal modo de deformação de cristais não ideais em altas temperaturas.
Agrupamentos atômicos ou microestruturas de ordem de curto alcance são outro mecanismo que ajuda a obter fortalecimento através da solução sólida. Átomos de Re no SX se segregam na região de tensão de tração do núcleo da deslocação na interface γ/γ’, formando uma "atmosfera de Cottrell", que impede eficazmente o movimento de deslocações e a propagação de rachaduras. (Átomos solúteis estão concentrados na área de tensão de tração das deslocações de borda, reduzindo a distorção da rede, formando uma estrutura de gás de Coriolis e produzindo um forte efeito de fortalecimento por solução sólida. O efeito aumenta com o aumento da concentração de átomos solúteis e com o aumento da diferença de tamanho.)
Re, W, Mo, Ru, Cr e Co fortalecem eficazmente a fase γ. O fortalecimento por solução sólida da matriz γ desempenha um papel extremamente importante na resistência à deformação em creep dos alelos de níquel de alta temperatura.
O efeito de endurecimento por precipitação é afetado pela fração de volume e pelo tamanho da fase γ'. O objetivo de otimizar a composição das ligas de alta temperatura é principalmente aumentar a fração de volume da fase γ' e melhorar as propriedades mecânicas. As ligas de alta temperatura do tipo SX podem conter 65%-75% da fase γ', resultando em boa resistência à fluência. Isso representa o valor útil máximo do efeito de endurecimento da interface γ/γ', e um aumento adicional levará a uma diminuição significativa na resistência. A resistência à fluência de ligas de alta temperatura com alta fração de volume da fase γ' é afetada pelo tamanho das partículas da fase γ'. Quando o tamanho da fase γ' é pequeno, as deslocações tendem a contorná-la, resultando em uma diminuição da resistência à fluência. Quando as deslocações são forçadas a cortar a fase γ', a resistência à fluência atinge seu máximo. À medida que as partículas da fase γ' aumentam de tamanho, as deslocações tendem a se curvar entre elas, resultando em uma diminuição da resistência à fluência [14].
Existem três principais mecanismos de fortalecimento por precipitação:
Fortalecimento por desajuste de rede cristalina: a fase γ’ está dispersa e precipitada na matriz da fase γ de maneira coerente. Ambas têm estruturas FCC. O desajuste de rede reflete a estabilidade e o estado de tensão da interface coerente entre as duas fases. O melhor caso é que a matriz e a fase precipitada tenham a mesma estrutura cristalina e parâmetros de rede da mesma geometria, para que mais fases precipitadas possam ser preenchidas na fase γ. O intervalo de desajuste dos ligas à base de níquel de alta temperatura é 0~±1%. Re e Ru estão claramente segregados com a fase γ. O aumento de Re e Ru aumenta o desajuste de rede.
Fortalecimento por ordenação: A cisalhamento por deslocação causará desordem entre a matriz e a fase precipitada, exigindo mais energia
Mecanismo de bypass de deslocamento: chamado de mecanismo de Orowan (curvatura de Orowan), é um mecanismo de fortalecimento no qual a fase precipitada na matriz metálica impede que a deslocação em movimento continue a se deslocar. Princípio básico: Quando a deslocação em movimento encontra uma partícula, ela não consegue passar por ela, resultando em comportamento de contorno, crescimento da linha de deslocamento e no aumento da força motriz necessária, o que resulta em um efeito de fortalecimento.
3.3 Desenvolvimento de métodos de fundição de ligas de alta temperatura
A liga metálica mais antiga usada em ambientes de alta temperatura pode ser rastreada até a invenção do Nichrome em 1906. A emergência de compressores turbo e motores a gás a turbina estimulou o desenvolvimento substancial de ligas de alta temperatura. As pás da primeira geração de motores a gás a turbina eram produzidas por extrusão e forjamento, o que obviamente tinha as limitações da época. Atualmente, as pás de turbinas de liga de alta temperatura são feitas principalmente por fundição por investimento, especificamente solidificação direcional (SD). O método SD foi inicialmente inventado pela equipe de Versnyder da Pratt & Whitney nos Estados Unidos na década de 1970 [3]. Ao longo das décadas de desenvolvimento, o material preferido para as pás de turbinas mudou de cristais equiaxiais para cristais colunares, e posteriormente foi otimizado para materiais de liga de alta temperatura de cristal único.
A tecnologia DS é usada para produzir componentes de liga colunar SX, o que melhora significativamente a ductilidade e a resistência ao choque térmico das ligas de alta temperatura. A tecnologia DS garante que os cristais colunares tenham uma orientação [001], que é paralela ao eixo principal de tensão da peça, em vez de uma orientação cristalina aleatória. Em princípio, o DS precisa garantir que a solidificação do metal fundido no molde seja realizada com o metal alimentador líquido sempre em um estado recém-solidificado.
O molde de cristais colunares precisa atender a duas condições: (1) O fluxo de calor unidirecional garante que a interface sólido-líquido no ponto de crescimento do grão se mova em uma única direção; (2) Não deve haver nucleação na frente da direção de movimento da interface sólido-líquido.
Devido ao fato de que a fratura da lâmina geralmente ocorre na estrutura de alta temperatura fraca na borda do grão, para eliminar a borda do grão, utiliza-se um molde de solidificação com uma estrutura de "seletor de grãos" durante o processo de solidificação direcional. O tamanho transversal dessa estrutura é próximo ao tamanho do grão, de modo que apenas um único grão otimamente desenvolvido entra na cavidade do molde da peça fundida e, em seguida, continua a crescer na forma de um cristal único até que toda a lâmina seja composta por apenas um grão.
O seletor de cristal pode ser dividido em duas partes: o bloco inicial e a espiral:
No início do processo DS, os grãos começam a nuclerar na parte inferior do bloco inicial. Na fase inicial de crescimento dos grãos, o número é grande, o tamanho é pequeno e a diferença de orientação é grande. O comportamento de crescimento competitivo entre os grãos predomina, e o efeito de bloqueio geométrico da parede lateral é fraco. Neste momento, o efeito de otimização de orientação é evidente; quando a altura dos grãos no bloco inicial aumenta, o número de grãos diminui, o tamanho aumenta e a orientação se aproxima. O comportamento de crescimento competitivo entre os grãos diminui, e o efeito de bloqueio geométrico da parede lateral passa a dominar, garantindo que a direção cristalina possa ser continuamente otimizada, mas o efeito de otimização de orientação é enfraquecido. Reduzindo o raio do bloco inicial e aumentando a altura do bloco inicial, a orientação dos grãos que entram na seção espiral pode ser otimizada eficazmente. No entanto, aumentar o comprimento do bloco inicial irá encurtar o espaço de crescimento eficaz da peça fundida, e proporcionará um ciclo de produção e custo de preparação. Portanto, é necessário projetar racionalmente a estrutura geométrica do substrato.
A principal função da hélice é selecionar de forma eficiente cristais únicos, e a capacidade de otimizar a orientação dos grãos é fraca. Quando o processo DS é realizado em uma hélice, o canal curvo fornece espaço para o crescimento das ramificações dendríticas, e as dendrites secundárias dos grãos avançam na direção da linha de líquido. Os grãos têm uma forte tendência de desenvolvimento lateral, e a orientação dos grãos está em um estado de flutuação, com um efeito de otimização fraco. Portanto, a seleção de grãos na hélice depende principalmente da vantagem de restrição geométrica, da vantagem de crescimento competitivo e da vantagem de expansão espacial dos grãos no segmento da hélice [7], em vez da vantagem de crescimento da orientação preferida dos grãos, que tem uma forte aleatoriedade [6]. Assim, a principal razão para o fracasso na seleção de cristais é que a hélice não desempenha o papel de seleção de cristal único. Aumentando o diâmetro externo da hélice, reduzindo o passo, o diâmetro da superfície da hélice e reduzindo o ângulo inicial, o efeito de seleção de cristal pode ser significativamente melhorado.
A preparação de pás turbinas monocrísticas oca exige mais de uma dúzia de etapas (fundição de liga mestra, preparação de revestimento de membrana monocrística, preparação de núcleo cerâmico com configuração complexa, fundição a vácuo, solidificação direcional, tratamento térmico, tratamento de superfície, preparação de revestimento de barreira térmica, etc.). O processo complexo está sujeito a diversos defeitos, como grãos errantes, manchas, bordas de grão de pequeno ângulo, cristais estriados, desvio de orientação, recristalização, bordas de grão de grande ângulo e falha na seleção de cristal.
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