Лопатки турбины из однокристаллического материала: технологический прорыв, преодолевающий ограничения высоких температур

1 Разработка авиационных газотурбинных двигателей

По мере увеличения требований к характеристикам самолетов для транспортных, военных, производственных и других целей ранние поршневые двигатели больше не могли удовлетворять потребностям высокоскоростного полета. Поэтому с 1950-х годов газотурбинные двигатели постепенно стали основными.

В 1928 году сэр Фрэнк Уиттл из Великобритании указал в своей выпускной диссертации «Будущее развитие в проектировании самолетов», написанной во время обучения в военной академии, что при технических знаниях того времени будущее развитие винтовых двигателей не сможет удовлетворить потребности высотных полетов или скоростей полета, превышающих 800 км/ч. Он впервые предложил концепцию того, что сейчас называется реактивным двигателем (двигатель): сжатый воздух подается в камеру сгорания (сгорание) через традиционный поршень, а вырабатываемый горячий газ используется для непосредственного продвижения полета, что можно рассматривать как винтовой двигатель плюс конструкция камеры сгорания. В последующих исследованиях он отказался от идеи использования тяжелого и неэффективного поршня и предложил использовать турбину (турбина) для подачи сжатого воздуха в камеру сгорания, а энергия турбины получалась из горячих выхлопных газов. В 1930 году Уиттл подал заявку на патент, а в 1937 году разработал первый в мире центробежный турбореактивный двигатель, который был официально установлен на самолете Gloster E.28/39 в 1941 году. С тех пор газотурбинные двигатели доминируют в авиационной силовой установке и являются важным символом научно-технологического уровня промышленности и общей национальной мощи страны.

Двигатели самолетов можно разделить на четыре основных типа в зависимости от их назначения и конструктивных характеристик: турбореактивные двигатели, турбовентиляторные двигатели, турбовальные двигатели и турбовинтовые двигатели:

Авиационные газотурбинные двигатели называются турбореактивными, которые являются самыми первыми газотурбинными двигателями, использованными в авиации. С точки зрения способа создания тяги, турбореактивные двигатели являются самыми простыми и непосредственными двигателями. Принцип основан на реактивной силе, возникающей при высокоскоростном выбросе вихревых газов. Однако высокоскоростной воздушный поток одновременно уносит много тепла и кинетической энергии, что вызывает значительные потери энергии.

Турбовентиляторный двигатель делит воздух, поступающий в двигатель, на два потока: внутренний канал и внешний канал, что увеличивает общий расход воздуха и снижает температуру и скорость истечения воздуха внутреннего канала.

Турбовальные и турбовинтовые двигатели не создают тягу за счет впрыска воздушного потока, поэтому температура и скорость выхлопных газов значительно снижены, тепловая эффективность относительно высока, а расход топлива двигателем низкий, что подходит для самолетов дальней авиации. Скорость винта, как правило, не меняется, и различные тяги достигаются за счет регулировки угла установки лопастей.

Двигатель пропеллер-вентиль является двигателем, находящимся между турбовинтовым и турбореактивным двигателем. Он может быть разделен на двигатели пропеллер-вентиль с обтекателями винта и без них. Двигатель пропеллер-вентиль является наиболее конкурентоспособным новым энергосберегающим двигателем, подходящим для подзвукового полета.

Двигатели гражданской авиации прошли более чем полувековое развитие. Структура двигателя эволюционировала от ранних центробежных турбинных двигателей к однороторным осевым потоковым двигателям, от двухроторных турбореактивных двигателей к турбовентиляторным двигателям с низким коэффициентом обхода, а затем к турбовентиляторным двигателям с высоким коэффициентом обхода. Структура постоянно оптимизировалась в погоне за эффективностью и надежностью. Температура входа в турбину составляла всего 1200-1300K в первом поколении турбореактивных двигателей 1940-х и 1950-х годов. Она увеличивалась примерно на 200K с каждым обновлением самолета. К 1980-м годам температура входа в турбину у четвертого поколения передовых истребителей достигла 1800-2000K[1].

Принцип работы центробежного воздушного компрессора заключается в том, что импеллер приводит газ в быстрое вращение, заставляя его создавать центробежную силу. Из-за расширения давления потока газа в импеллере увеличиваются скорость и давление газа после прохождения через импеллер, что обеспечивает непрерывное производство сжатого воздуха. Он имеет небольшую осевую размерность и высокое одноступенчатое соотношение давлений. Осевой воздушный компрессор — это компрессор, в котором поток воздуха в основном течет параллельно оси вращающегося импеллера. Осевой компрессор состоит из нескольких ступеней, каждая из которых содержит ряд лопастей ротора и последующий ряд лопастей статора. Ротор представляет собой рабочие лопасти и колесо, а статор является направляющим устройством. Воздух сначала ускоряется лопастями ротора, затем замедляется и сжимается в канале статорных лопастей, повторяясь на многоступенчатых лопастях до тех пор, пока общее соотношение давлений не достигнет необходимого уровня. Осевой компрессор имеет небольшой диаметр, что удобно для использования в многоступенчатой конфигурации для достижения более высокого коэффициента сжатия.   

Турбореактивные двигатели обычно используют коэффициент обхода, коэффициент давления двигателя, температуру впуска турбины и коэффициент давления вентилятора в качестве параметров проектирования:

Коэффициент обхода (BPR): Соотношение массы газа, проходящей через выходные каналы, к массе газа, проходящей через внутренние каналы двигателя. Ротор спереди у турбореактивного двигателя обычно называется низкодавленческим компрессором, а ротор спереди у турбовентиляторного двигателя обычно называется вентилятором. Нагнетаемый газ через низкодавленческий компрессор проходит через все части турбореактивного двигателя; газ, проходящий через вентилятор, делится на внутренние и внешние каналы. С момента появления турбовентиляторных двигателей коэффициент обхода постоянно увеличивается, и эта тенденция особенно заметна в гражданских турбовентиляторных двигателях.

Коэффициент давления двигателя (EPR): Соотношение полного давления на выходе сопла к полному давлению на входе компрессора.

Температура входа в турбину: Температура отработавших газов камеры сгорания при входе в турбину.

Коэффициент сжатия вентилятора: Также называется коэффициентом сжатия, это соотношение давления газа на выходе компрессора к давлению газа на входе.

Два вида эффективности:

Тепловая эффективность: Показатель того, насколько эффективно двигатель преобразует тепловую энергию, выделяемую при сгорании, в механическую энергию.

Эффективность тяги: Показатель того, какая доля механической энергии, вырабатываемой двигателем, используется для перемещения самолета.

разработка лопастей турбины

Итеративное развитие

Возьмем в качестве примера турбовентиляторный двигатель, где стоимость лопаток составляет до 35%, и они являются ключевым компонентом при производстве авиадвигателей. В двигателе насчитывается от 3000 до 4000 авиационных лопаток, которые делятся на три категории: вентиляторные лопатки, компрессорные лопатки и турбинные лопатки. Самая высокая стоимость у турбинных лопаток, достигая 63%. При этом они также являются лопатками с наибольшей сложностью производства и затратами в турбовентиляторных двигателях [2].

В 1970-х годах США первыми применили направление кристаллизации лопаток PWA1422 в военных и гражданских авиадвигателях.

После 1980-х годов коэффициент тяги к весу у третьего поколения двигателей увеличился более чем до 8, а лопатки турбины начали использовать первое поколение SX, PWA1480, RenéN4, CMSX-2 и китайский DD3. Их теплостойкость на 80K выше, чем у лучшего направляющего кристаллизации высокотемпературного сплава PWA1422. Преимущества. В сочетании с технологией пленочного охлаждения одноканальной полой структуры температура работы лопаток турбины достигает 1600-1750K.

Четвертое поколение турбореактивных двигателей использует второе поколение SX PWA1484, RenéN5, CMSX-4 и DD6. Благодаря добавлению элементов Re и многоканальной высокодавольной воздушной охлаждающей технологии температура работы лопаток турбины достигает 1800K-2000K. При 2000K и 100 часах долговременная прочность достигает 140 МПа.

Третье поколение SX, разработанное после 1990-х годов, включает RenéN6, CMRX-10 и DD9, которые обладают значительно более высокой сопротивлением ползучести по сравнению со вторым поколением SX. При защите сложными охлаждающими каналами и тепловыми барьерными покрытиями температура входа в турбину, которую она может выдержать, достигает 3000K. Интерметаллидный сплав, используемый в лопастях, достигает 2200K, а прочность на разрыв за 100 часов составляет 100 МПа.

В настоящее время разрабатываются четвертое поколение SX, представленное MC-NG[4], TMS-138 и др., и пятое поколение SX, представленное TMS-162 и др. Их состав характеризуется добавлением новых редкоземельных элементов, таких как рутилий (Ru) и платина (Pt), что значительно улучшает высокотемпературную стойкость к ползучести SX. Рабочая температура пятого поколения высокотемпературных сплавов достигла 1150°C, что близко к теоретическому пределу рабочей температуры в 1226°C.

3 Разработка никелевых одно kristallicheskih суперсплавов

3.1 Характеристики состава и фазового состава никелевых одно kristallicheskikh сплавов

В зависимости от типа матричных элементов, высокотемпературные сплавы можно разделить на железобазовые, никелевые и кобальтбазовые, а затем дополнительно подразделить на литейные, ковочные и порошковометаллургические макроструктуры. Никелевые сплавы обладают лучшей высокотемпературной стойкостью по сравнению с другими типами высокотемпературных сплавов и могут длительное время работать в жестких высокотемпературных условиях.

Никелевые высокотемпературные сплавы содержат не менее 50% Ni. Их ЦТК структура делает их высоко совместимыми с некоторыми легирующими элементами. Количество добавляемых легирующих элементов в процессе проектирования часто превышает 10. Общие легирующие элементы классифицируются следующим образом: (1) Ni, Co, Fe, Cr, Ru, Re, Mo и W являются элементами первого класса, которые служат для стабилизации аустенита; (2) Al, Ti, Ta и Nb имеют большие атомные радиусы, что способствует образованию упрочняющих фаз, таких как соединение Ni3 (Al, Ti, Ta, Nb), и относятся к элементам второго класса; (3) B, C и Zr — это элементы третьего класса. Их атомный размер намного меньше, чем у атомов никеля, и они легко сегрегируют на границы зёрен фазы γ, играя роль в упрочнении границ зёрен [14].

Фазы никелевых одно kristallных высокотемпературных сплавов в основном следующие: фаза γ, фаза γ', карбидная фаза и топологически плотноупакованная фаза (TCP-фаза).

фаза γ: фаза γ является аустенитной фазой с кристаллической структурой ТМК, которая представляет собой твёрдое растворение, образованное элементами, такими как Cr, Mo, Co, W и Re, растворёнными в никеле.

фаза γ': фаза γ' является межметаллическим соединением Ni3(Al, Ti) с ТМК, которое образуется как выпадающая фаза и сохраняет определённую согласованность и несоответствие с матричной фазой, богатой Al, Ti, Ta и другими элементами.

Фаза карбидов: начиная со второго поколения никелевых SX, добавляется небольшое количество углерода, что приводит к появлению карбидов. Небольшое количество карбидов рассеивается в матрице, что в некоторой степени улучшает высокотемпературные свойства сплава. Обычно они делятся на три типа: MC, M23C6 и M6C.

Фаза TCP: При старении службы избыточные огнеупорные элементы, такие как Cr, Mo, W и Re, способствуют выделению фазы TCP. TCP обычно образуется в виде пластин. Пластинчатая структура оказывает негативное влияние на пластичность, ползучесть и усталостные свойства. Фаза TCP является одним из источников трещин при разрушении от ползучести.

Механизм упрочнения

Прочность никелевых супeralloys основана на сочетании нескольких механизмов упрочнения, включая упрочнение твёрдым раствором, упрочнение осаждением и термическую обработку для увеличения плотности дислокаций и развития подструктуры дислокаций для обеспечения упрочнения.

Упрочнение твёрдым раствором заключается в повышении базовой прочности за счёт добавления различных растворимых элементов, таких как Cr, W, Co, Mo, Re и Ru.

Различия в атомных радиусах приводят к определённой степени искажения атомной решётки, что препятствует движению дислокаций. Упрочнение твёрдым раствором возрастает с увеличением разницы в размере атомов.

Укрепление путем твёрдого раствора также приводит к снижению энергии стекловидных дефектов (SFE), главным образом ингибируя пересечение скольжения дислокаций, что является основным режимом деформации неидеальных кристаллов при высоких температурах.

Атомные кластеры или микроструктуры с короткодиапазонным порядком являются еще одним механизмом, который помогает достичь упрочнения через твердый раствор. Атомы Re в SX сегрегируют в области растяжения в ядре дислокации на границе γ/γ’, формируя "атмосферу Котрелла", которая эффективно препятствует движению дислокаций и распространению трещин. (Растворенные атомы концентрируются в зоне растяжения краевых дислокаций, уменьшая искажение решетки, формируя структуру Кориолиса, и создавая сильный эффект упрочнения твёрдым раствором. Этот эффект возрастает с увеличением концентрации растворённых атомов и увеличением разницы размеров).

Re, W, Mo, Ru, Cr и Co эффективно укрепляют фазу γ. Упрочнение за счёт растворения в матрице γ играет крайне важную роль в сопротивлении ползучести никелевых высокотемпературных сплавов.

Эффект твердения выделением зависит от объемной доли и размера фазы γ'. Целью оптимизации состава высокотемпературных сплавов является в основном увеличение объемной доли фазы γ' и улучшение механических свойств. В SX-сплавах высокой температуры может содержаться 65%-75% фазы γ', что обеспечивает хорошую сопротивляемость ползучести. Это представляет собой полезное максимальное значение эффекта упрочнения интерфейса γ/γ', и дальнейшее увеличение приведет к значительному снижению прочности. Сопротивляемость ползучести высокотемпературных сплавов с высокой объемной долей фазы γ’ зависит от размера частиц фазы γ’. Когда размер фазы γ’ мал, дислокации склонны обходить ее, что приводит к снижению сопротивляемости ползучести. Когда дислокации вынуждены разрезать фазу γ’, сопротивляемость ползучести достигает максимума. По мере увеличения размера частиц фазы γ’, дислокации склонны изгибаться между ними, что приводит к снижению сопротивляемости ползучести [14].

Существует три основных механизма упрочнения осаждением:

Упрочнение несоответствием решетки: фаза γ’ диспергируется и осаждается в матрице фазы γ согласованно. Обе имеют структуру ТГК (тесноупакованный кубический центрированный). Несоответствие решетки отражает стабильность и напряженное состояние согласованного интерфейса между двумя фазами. Лучший случай — это когда матрица и осажденная фаза имеют одинаковую кристаллическую структуру и параметры решетки той же геометрии, чтобы больше осажденных фаз можно было заполнить в фазе γ. Диапазон несоответствия для никелевых высокотемпературных сплавов составляет 0~±1%. Re и Ru явно сегрегируют с фазой γ. Увеличение содержания Re и Ru увеличивает несоответствие решетки.

Упрочнение упорядоченностью: Разрезание дислокаций вызывает беспорядок между матрицей и осажденной фазой, что требует большего количества энергии

Механизм обхода дислокации: называется механизмом Ороуана (изгиб Ороуана), это механизм упрочнения, при котором выделенная фаза в металлической матрице препятствует движению дислокации. Основной принцип: когда движущаяся дислокация сталкивается с частицей, она не может пройти через нее, что приводит к обходу, росту линии дислокации и увеличению необходимой силы тяги, что вызывает эффект упрочнения.

3.3 Разработка методов литья высокотемпературных сплавов

Самый ранний сплав, использованный в высокотемпературных условиях, можно проследить до изобретения никрома в 1906 году. Появление турбокомпрессоров и газотурбинных двигателей стимулировало значительное развитие высокотемпературных сплавов. Лопасти первого поколения газотурбинных двигателей производились методами экструзии и ковки, что, очевидно, имело ограничения того времени. В настоящее время лопасти из высокотемпературных сплавов Mostly изготавливаются методомinvestment casting, а именно направленной кристаллизацией (DS). Метод DS был впервые изобретен командой Верснайдера из компании Pratt & Whitney в США в 1970-х годах [3]. За десятилетия развития предпочтительный материал для лопастей изменился от равномерных кристаллов на столбчатые кристаллы, а затем был оптимизирован до материала из одно kristal high-temperature сплава.

Технология DS используется для производства компонентов столбчатой сердцевинной легированной стали SX, что значительно улучшает пластичность и сопротивление тепловому удару высокотемпературных сплавов. Технология DS обеспечивает, чтобы выращенные столбчатые кристаллы имели ориентацию [001], которая параллельна главной оси напряжения детали, а не случайной кристаллической ориентации. Принципиально важно, чтобы технология DS обеспечивала затвердевание жидкого металла в литейной форме таким образом, чтобы подающий металл всегда находился в состоянии только что затвердевшего.

Литье столбчатых кристаллов должно соответствовать двум условиям: (1) Односторонний поток тепла обеспечивает движение твердой-жидкой границы в одном направлении при росте зерна; (2) Перед движущимся направлением твердой-жидкой границы не должно быть нуклеации.

Поскольку разрушение лопасти обычно происходит в высокотемпературной слабой структуре межзерновых границ, для устранения этих границ во время направленной кристаллизации используется формовочная матрица с "селектором зерен". Размер поперечного сечения этой структуры приближается к размеру зерна, чтобы только одно оптимально растущее зерно попадало в полость формы отливки, а затем продолжало расти в виде единого кристалла до тех пор, пока вся лопасть не будет состоять из одного зерна.

Селектор кристаллов можно разделить на две части: начальный блок и спираль:

На начальном этапе процесса DS зерна начинают нуклеироваться в нижней части стартового блока. На ранней стадии роста зерен их количество велико, размер мал, а разница в ориентации значительна. Преобладает соревновательное поведение между зернами, а геометрический блокирующий эффект боковой стенки слабый. В это время эффект оптимизации ориентации заметен; когда высота зерен в стартовом блоке увеличивается, количество зерен уменьшается, размер возрастает, и ориентация становится ближе. Соревновательное поведение между зернами уменьшается, а геометрический блокирующий эффект боковой стенки доминирует, обеспечивая непрерывную оптимизацию кристаллической ориентации, но эффект оптимизации ориентации ослабевает. Уменьшая радиус стартового блока и увеличивая его высоту, можно эффективно оптимизировать ориентацию зерен, входящих в спиральную секцию. Однако увеличение длины стартового блока сократит эффективное пространство роста отливки и повысит производственный цикл и затраты на подготовку. Поэтому необходимо рационально проектировать геометрическую структуру основания.

Основная функция спирали заключается в эффективном отборе однокристаллических структур, а способность оптимизировать ориентацию зерен слабая. При проведении процесса DS в спирали изогнутый канал предоставляет пространство для роста ветвей дендритов, и вторичные дендриты зерен продвигаются в направлении линии жидкой фазы. Зерна имеют сильную тенденцию к поперечному развитию, а их ориентация находится в нестабильном состоянии с незначительным эффектом оптимизации. Следовательно, отбор зерен в спирали в основном зависит от геометрического ограничения, конкурентного преимущества роста и пространственного расширения зерен в спиральном сегменте [7], а не от преимущества предпочтительной ориентации зерен, что имеет сильный элемент случайности [6]. Таким образом, основная причина неудачи при отборе кристаллов заключается в том, что спираль не выполняет роль отбора однокристаллических структур. Увеличение внешнего диаметра спирали, уменьшение шага, диаметра поверхности спирали и снижение начального угла могут значительно улучшить эффект отбора кристаллов.

Подготовка полых лопаток турбины из одно kristаллического материала требует более дюжины этапов (плавка сплава, подготовка одно kristаллической мембранной оболочки, подготовка керамического сердечника сложной конфигурации, литье под плавлением, направленная солидификация, термическая обработка, поверхностная обработка, подготовка теплозащитного покрытия и т.д.). Сложный процесс подвержен различным дефектам, таким как посторонние зерна, пятна, малые угловые границы зерен, полосатые кристаллы, отклонение ориентации, рекристаллизация, большие угловые границы зерен и неудача в выборе кристалла.