Монокристалічні лопаті турбіни: технологічний прорив, який долає межі високих температур Україна

1 Розробка авіаційних газотурбінних двигунів

Оскільки вимоги до характеристик літаків для транспортування, військових, виробничих та інших цілей зростали, найдавніші поршневі двигуни більше не могли задовольняти потреби високошвидкісного польоту. Тому з 1950-х років газотурбінні двигуни поступово стали масовими.

У 1928 році сер Френк Віттл з Об’єднаного Королівства під час навчання у військовій академії зазначив у своїй дипломній роботі «Майбутній розвиток авіаційного дизайну», що враховуючи технічні знання того часу, майбутній розвиток гвинтових двигунів не міг адаптуватися до потреб на великій висоті або на швидкості польоту понад 800 км/год. Він вперше запропонував концепцію того, що зараз називається реактивним двигуном (моторним двигуном): стиснене повітря подається в камеру згоряння (згоряння) через традиційний поршень, а високотемпературний газ, що утворюється, безпосередньо використовується для приведення в рух польоту, що може можна розглядати як гвинтовий двигун плюс конструкцію камери згоряння. У подальших дослідженнях він відмовився від ідеї використання важкого і малоефективного поршня і запропонував використовувати турбіну (турбіну) для забезпечення стисненим повітрям камери згоряння, а потужність турбіни отримувала від високотемпературного вихлопного газу. У 1930 році Уіттл подав заявку на отримання патенту, а в 1937 році він розробив перший у світі відцентровий турбореактивний двигун, який офіційно використовувався в літаку Gloster E.28/39 у 1941 році. Відтоді газотурбінні двигуни домінували в авіаційній енергетиці. важливий символ науково-технічного індустріального рівня та всебічної національної сили країни.

Авіаційні двигуни можна розділити на чотири основні типи відповідно до їх використання та конструктивних характеристик: турбореактивні двигуни, турбовентиляторні двигуни, турбовальні двигуни та турбогвинтові двигуни:

Авіаційні газотурбінні двигуни називаються турбореактивними двигунами, які є найпершими газотурбінними двигунами, що використовувалися. З точки зору способу створення тяги, турбореактивні двигуни є найпростішими і найбільш прямими двигунами. Міркування базується на силі реакції, що створюється високошвидкісним впорскуванням вихору. Однак високошвидкісний повітряний потік одночасно забирає багато тепла та кінетичної енергії, спричиняючи великі втрати енергії.

Турбовентиляторний двигун розділяє повітря, що надходить у двигун, на два канали: внутрішній канал і зовнішній канал, що збільшує загальний потік повітря та знижує температуру вихлопу та швидкість повітряного потоку внутрішнього каналу.

Турбовальні та турбогвинтові двигуни не створюють тяги шляхом впорскування повітряного потоку, тому температура вихлопу та швидкість значно знижуються, теплова ефективність є відносно високою, а швидкість споживання палива двигуном низька, що підходить для літаків дальньої дії. Швидкість гвинта, як правило, не змінюється, а різна тяга досягається регулюванням кута лопаті.

Гвинтовентиляторний двигун є двигуном між турбогвинтовими і турбовентиляторними двигунами. Його можна розділити на гвинтовентиляторні двигуни з канальними корпусами гвинтів і гвинтовентиляторні двигуни без канальних корпусів гвинтів. Гвинтовентиляторний двигун є найбільш конкурентоспроможним новим енергозберігаючим двигуном, придатним для дозвукових польотів.

Цивільні аерокосмічні двигуни пройшли більш ніж півстоліття розвитку. Структура двигуна еволюціонувала від раннього відцентрового турбінного двигуна до однороторного осьового двигуна, від двороторного турбореактивного двигуна до турбовентиляторного двигуна з низьким ступенем двоконтурності, а потім до турбовентиляторного двигуна з високим ступенем двоконтурності. Структура постійно оптимізувалася з метою підвищення ефективності та надійності. У турбореактивних двигунах першого покоління в 1200-х і 1300-х роках температура на вході в турбіну становила лише 1940-1950 К. З кожним оновленням літака він збільшувався приблизно на 200 тисяч. До 1980-х років температура на вході в турбіну сучасних винищувачів четвертого покоління досягла 1800-2000 К[1].

Принцип відцентрового повітряного компресора полягає в тому, що робоче колесо змушує газ обертатися з високою швидкістю, таким чином газ створює відцентрову силу. Завдяки тиску розширення потоку газу в робочому колесі швидкість потоку та тиск газу після проходження через робоче колесо збільшуються, і безперервно виробляється стиснене повітря. Він має короткий осьовий розмір і високий одноступінчастий коефіцієнт тиску. Осьовий повітряний компресор — це компресор, у якому потік повітря в основному тече паралельно осі робочого колеса, що обертається. Осьовий компресор складається з кількох ступенів, кожна ступінь містить ряд лопатей ротора та наступний ряд лопатей статора. Ротор - це робочі лопаті і колесо, а статор - напрямна. Повітря спочатку прискорюється лопатями ротора, сповільнюється і стискається в каналі лопаті статора, а потім повторюється в багатоступеневих лопатях, поки загальний коефіцієнт тиску не досягне необхідного рівня. Компресор осьового потоку має невеликий діаметр, що зручно для багатоступінчастого тандемного використання для отримання більш високого коефіцієнта тиску.  

Турбовентиляторні двигуни зазвичай використовують ступінь двоконтурності, коефіцієнт тиску двигуна, температуру на вході в турбіну та коефіцієнт тиску вентилятора як конструктивні параметри:

Коефіцієнт пропускання (BPR): відношення маси газу, що протікає через випускні канали, до маси газу, що протікає через внутрішні канали двигуна. Ротор у передній частині турбореактивного двигуна зазвичай називають компресором низького тиску, а ротор у передній частині турбовентиляторного двигуна зазвичай називають вентилятором. Стиснений газ, проходячи через компресор низького тиску, проходить через усі частини турбореактивного двигуна; газ, що проходить через вентилятор, поділяється на внутрішній і зовнішній канали. З моменту появи турбовентиляторних двигунів BPR зростає, і ця тенденція особливо помітна в цивільних турбовентиляторних двигунах.

Коефіцієнт тиску двигуна (EPR): відношення загального тиску на виході з сопла до загального тиску на вході в компресор.

Температура на вході в турбіну: температура вихлопу з камери згоряння, коли він надходить у турбіну.

Ступінь стиснення вентилятора: також називається ступенем стиснення, співвідношення тиску газу на виході з компресора до тиску газу на вході.

Дві ефективності:

Теплова ефективність: міра того, наскільки ефективно двигун перетворює теплову енергію, що виділяється під час згоряння, на механічну енергію.

Ефективність рушійної установки: міра частки механічної енергії, виробленої двигуном, яка використовується для приведення літака в рух.

2 Розробка турбінної лопатки

Ітеративна розробка

Якщо взяти як приклад турбовентиляторний двигун, вартість лопатей становить аж 35%, і вони є критично важливим компонентом у виробництві авіаційних двигунів. У двигуні є від 3,000 до 4,000 авіаційних лопатей, які можна розділити на три категорії: лопаті вентилятора, лопаті компресора та лопаті турбіни. Величина турбінних лопаток найбільша, досягає 63%. У той же час, вони також є лопатками з найвищою складністю виготовлення та найвищою вартістю виробництва в турбовентиляторних двигунах [2].    

У 1970-х роках Сполучені Штати першими застосували лопаті спрямованої твердості PWA1422 у двигунах військових і цивільних літаків.

Після 1980-х років відношення тяги до ваги двигуна третього покоління зросло до понад 8, а лопаті турбіни почали використовувати SX першого покоління, PWA1480, RenéN4, CMSX-2 і китайський DD3. Його термостійкість на 80 К вища, ніж у найкращого високотемпературного сплаву PWA1422 для лиття спрямованого затвердіння. Переваги. У поєднанні з одноканальною порожнистою технологією плівкового охолодження робоча температура лопаток турбіни досягає 1600-1750 К. .

У турбовентиляторному двигуні четвертого покоління використовуються SXPWA1484, RenéN5, CMSX-4 і DD6 другого покоління. Завдяки додаванню елементів Re і багатоканальної технології повітряного охолодження високого тиску робоча температура лопатей турбіни досягає 1800K-2000K. При 2000 К і 100 год міцність досягає 140 МПа.

Третє покоління SX, розроблене після 1990-х років, включає RenéN6, CMRX-10 і DD9, які мають дуже очевидні переваги щодо повзучості перед SX другого покоління. Під захистом складних каналів охолодження та теплозахисних покриттів температура на вході в турбіну, яку він може витримати, досягає 3000K. Інтерметалічний сплав, який використовується в лезах, досягає 2200 К, а міцність протягом 100 годин досягає 100 МПа.

В даний час розробляються четверте покоління SX, представлене MC-NG [4], TMS-138 і т. д., і п'яте покоління SX, представлене TMS-162 і т. д. Його склад характеризується додаванням нових рідкоземельних елементів, таких як як Ru і Pt, що значно покращує показники високотемпературної повзучості SX. Робоча температура жароміцного сплаву п'ятого покоління досягла 1150°C, що близько до теоретичної граничної робочої температури 1226°C.

3 Розробка монокристалічних суперсплавів на основі нікелю

3.1 Композиційні характеристики та фазовий склад монокристалічних суперсплавів на основі нікелю

За типом матричних елементів жароміцні сплави поділяють на залізні, нікелеві та кобальтові, а також на ливарні, ковальні та макроструктури порошкової металургії. Сплави на основі нікелю мають кращі високотемпературні характеристики, ніж інші два типи високотемпературних сплавів, і можуть працювати протягом тривалого часу в суворих високотемпературних середовищах.

Жорсткі сплави на основі нікелю містять не менше 50% Ni. Їх структура FCC робить їх дуже сумісними з деякими легуючими елементами. Кількість легуючих елементів, доданих у процесі розробки, часто перевищує 10. Спільність доданих легуючих елементів класифікується наступним чином: (1) Ni, Co, Fe, Cr, Ru, Re, Mo та W є елементами першого класу. , які служать елементами стабілізації аустеніту; (2) Al, Ti, Ta і Nb мають більші атомні радіуси, які сприяють утворенню зміцнюючих фаз, таких як сполука Ni3 (Al, Ti, Ta, Nb), і є елементами другого класу; (3) B, C, Zr є елементами третього класу. Їх атомний розмір набагато менший, ніж у атомів Ni, і вони легко відокремлюються до меж зерен γ-фази, відіграючи роль у зміцненні меж зерен [14].

Фази монокристалічних високотемпературних сплавів на основі нікелю в основному: γ-фаза, γ'-фаза, карбідна фаза та топологічна щільно упакована фаза (TCP-фаза).

γ-фаза: γ-фаза – це аустенітна фаза з кристалічною структурою FCC, яка є твердим розчином, утвореним такими елементами, як Cr, Mo, Co, W і Re, розчиненими в нікелі.

γ'-фаза: γ'-фаза - це інтерметалічна сполука Ni3(Al, Ti) FCC, яка утворюється як фаза опадів і зберігає певну когерентність і невідповідність з матричною фазою, і багата на Al, Ti, Ta та інші елементів.

Карбідна фаза: починаючи з другого покоління SX на основі нікелю, додається невелика кількість C, що призводить до появи карбідів. У матриці дисперговано невелику кількість карбідів, що певною мірою покращує високотемпературні характеристики сплаву. Зазвичай він поділяється на три типи: MC, M23C6 і M6C.

Фаза TCP: у разі старіння в експлуатації надмірна кількість вогнетривких елементів, таких як Cr, Mo, W і Re, сприяє випаданню фази TCP. ТКП зазвичай формують у вигляді пластини. Структура плити негативно впливає на пластичність, повзучість і втомні властивості. Фаза TCP є одним із джерел тріщин розриву повзучості.

Механізм зміцнення

Міцність суперсплавів на основі нікелю пояснюється поєднанням багатьох механізмів зміцнення, включаючи зміцнення твердим розчином, зміцнення опадами та термічну обробку для збільшення щільності дислокацій і розвитку субструктури дислокацій для забезпечення зміцнення.

Гартування твердим розчином полягає в підвищенні основної міцності шляхом додавання різних розчинних елементів, включаючи Cr, W, Co, Mo, Re та Ru.

Різні атомні радіуси призводять до певного ступеня спотворення атомної решітки, що перешкоджає руху дислокацій. Зміцнення твердого розчину зростає зі збільшенням різниці розмірів атомів.

Зміцнення твердого розчину також має ефект зменшення енергії дефекту упаковки (SFE), головним чином пригнічуючи поперечне ковзання дислокацій, яке є основним способом деформації неідеальних кристалів при високих температурах.

Атомні кластери або мікроструктури ближнього порядку є ще одним механізмом, який допомагає отримати зміцнення через твердий розчин. Атоми Re в SX відокремлюються в області напруги розтягу ядра дислокації на межі розділу γ/γ', утворюючи «атмосферу Коттрела», яка ефективно запобігає руху дислокації та поширенню тріщини. (Атоми розчиненої речовини зосереджені в зоні напруги розтягування крайових дислокацій, зменшуючи викривлення решітки, утворюючи структуру газу Коріоліса та створюючи сильний ефект зміцнення твердого розчину. Ефект посилюється зі збільшенням концентрації атомів розчиненої речовини та збільшенням розміру різниця)

Re, W, Mo, Ru, Cr і Co ефективно зміцнюють γ-фазу. Зміцнення твердого розчину γ-матриці відіграє надзвичайно важливу роль у міцності на повзучість жаростійких сплавів на основі нікелю.

На ефект дисперсійного зміцнення впливає об'ємна частка та розмір γ'-фази. Метою оптимізації складу жароміцних сплавів є, головним чином, збільшення об'ємної частки γ'-фази і поліпшення механічних властивостей. Високотемпературні сплави SX можуть містити 65%-75% фази γ', що забезпечує хорошу міцність на повзучість. Це являє собою корисне максимальне значення ефекту зміцнення межі розділу γ/γ', і подальше збільшення призведе до значного зниження міцності. На межу повзучості жароміцних сплавів з високою об'ємною часткою γ'-фази впливає розмір частинок γ'-фази. Коли розмір γ'-фази малий, дислокації мають тенденцію підніматися навколо неї, що призводить до зниження міцності повзучості. Коли дислокації змушені розрізати γ'-фазу, межа повзучості досягає максимуму. Коли частинки γ'-фази збільшуються в розмірах, дислокації мають тенденцію вигинатися між ними, що призводить до зниження міцності повзучості [14].

Існує три основних механізми посилення опадів:

Посилення неузгодженості решітки: фаза γ' диспергується та виділяється в матриці фази γ когерентним чином. Обидва є структурами FCC. Неузгодженість решітки відображає стабільність і напружений стан когерентної поверхні розділу між двома фазами. Найкращий випадок полягає в тому, що матриця та виділена фаза мають однакову кристалічну структуру та параметри решітки однакової геометрії, так що більша кількість виділених фаз може бути заповнена γ-фазою. Діапазон невідповідності високотемпературних сплавів на основі нікелю становить 0~±1%. Re і Ru, очевидно, розділені з γ-фазою. Збільшення Re і Ru збільшує невідповідність гратки.

Посилення порядку: вирізання дислокації спричинить розлад між матрицею та виділеною фазою, вимагаючи більше енергії

Механізм обходу дислокації: називається механізмом Orowan (вигин Orowan), це зміцнюючий механізм, у якому виділена фаза в металевій матриці перешкоджає продовженню руху дислокації в русі. Основний принцип: коли рухома дислокація стикається з частинкою, вона не може пройти, що призводить до обхідної поведінки, росту лінії дислокації та збільшення необхідної рушійної сили, що призводить до ефекту посилення.

3.3 Розробка методів лиття високотемпературних сплавів

Найдавніший сплав, який використовувався у високотемпературних середовищах, можна простежити до винаходу ніхрому в 1906 році. Поява турбокомпресорів і газотурбінних двигунів стимулювала значний розвиток високотемпературних сплавів. Лопатки першого покоління газотурбінних двигунів виготовлялися методом екструзії та кування, що, очевидно, мало обмеження часу. В даний час лопатки турбіни з високотемпературного сплаву в основному виготовляються методом лиття по виплавлюваних моделях, зокрема спрямованого затвердіння (DS). Метод DS був вперше винайдений командою Versnyder Pratt & Whitney у Сполучених Штатах у 1970-х роках [3]. За десятиліття розвитку переважний матеріал для лопатей турбін змінився з рівновісних кристалів на стовпчасті кристали, а потім оптимізований до монокристалічних високотемпературних сплавів.

Технологія DS використовується для виготовлення компонентів зі сплаву SX із стовпчастим сердечником, що значно покращує пластичність і стійкість до термічного удару високотемпературних сплавів. Технологія DS гарантує, що вироблені стовпчасті кристали мають орієнтацію [001], яка є паралельною до осі основного напруження деталі, а не довільну орієнтацію кристалів. В принципі, DS має гарантувати, що затвердіння розплавленого металу у відливці здійснюється з рідким сировинним металом, який завжди знаходиться в щойно затверділому стані.

Лиття стовпчастих кристалів має відповідати двом умовам: (1) односторонній потік тепла гарантує, що межа розділу тверда речовина-рідина в точці росту зерна рухається в одному напрямку; (2) Не повинно бути зародження перед напрямком руху поверхні розділу тверда речовина-рідина.

Оскільки руйнування леза зазвичай відбувається у високотемпературній слабкій структурі межі зерна, щоб усунути межу зерна, під час процесу спрямованого затвердіння використовується форма для затвердіння зі структурою «селектора зерна». Розмір поперечного перерізу цієї структури близький до розміру зерна, так що лише одне оптимально вирощене зерно потрапляє в порожнину форми виливка, а потім продовжує рости у формі єдиного кристала, поки вся лопатка не буде складатися з тільки одне зерно.

Кристалічний селектор можна розділити на дві частини: стартовий блок і спіраль:

На початку процесу DS зерна починають зароджуватися в нижній частині вихідного блоку. На ранній стадії росту зерна їх кількість велика, розмір малий, а різниця в орієнтації велика. Конкурентна поведінка росту між зернами домінує, а ефект геометричного блокування бічної стінки слабкий. У цей час ефект оптимізації орієнтації очевидний; коли висота зерен у початковому блоці збільшується, кількість зерен зменшується, розмір збільшується, а орієнтація стає близькою. Конкурентна поведінка росту між зернами зменшується, і ефект геометричного блокування бічної стінки домінує, забезпечуючи постійну оптимізацію напрямку кристала, але ефект оптимізації орієнтації послаблюється. Зменшуючи радіус початкового блоку та збільшуючи висоту початкового блоку, можна ефективно оптимізувати орієнтацію зерен, що входять у спіральну секцію. Однак збільшення довжини початкового блоку скоротить ефективний простір для вирощування відливки та призведе до виробничого циклу та вартості підготовки. Тому необхідно розумно проектувати геометричну структуру підкладки.

Основною функцією спіралі є ефективний вибір монокристалів, а здатність оптимізувати орієнтацію зерна слабка. Коли процес DS здійснюється по спіралі, вигнутий канал забезпечує простір для росту дендритної гілки, а вторинні дендрити зерен просуваються в напрямку лінії ліквідусу. Зерна мають сильну тенденцію бічного розвитку, а орієнтація зерен коливається, зі слабким ефектом оптимізації. Таким чином, вибір зерен у спіралі в основному залежить від переваги геометричного обмеження, переваги конкурентного зростання та переваги просторового розширення зерен у спіральному сегменті [7], а не переваги росту переважної орієнтації зерен, яка має сильну випадковість [6]. Тому основною причиною невдачі селекції кристалів є те, що спіраль не виконує роль селекції монокристалів. Збільшуючи зовнішній діаметр спіралі, зменшуючи крок, діаметр поверхні спіралі та зменшуючи початковий кут, можна значно покращити ефект відбору кристала.

Підготовка порожнистих монокристалічних турбінних лопаток вимагає більше десятка етапів (плавка лигатури, підготовка оболонки монокристалічної мембрани, підготовка керамічного сердечника складної конфігурації, лиття з розплаву, спрямоване затвердіння, термічна обробка, обробка поверхні, підготовка термозахисного покриття тощо. ). Складний процес схильний до різноманітних дефектів, таких як розсіяні зерна, ластовиння, межі зерен під малим кутом, кристали зі смугами, відхилення орієнтації, рекристалізація, межі зерен під великим кутом і невдача відбору кристалів.