Однокристалічні турбінні лопатки: технологічний прорив, який перебиває межі високих температур

1 Розробка авіаційних газотурбінових двигунів

З ростом вимог до експлуатаційних характеристик літаків для перевезення, військових, виробничих та інших цілей, ранні поршневі двигуни більше не могли задовольняти потреби швидкого літакоплавання. Тому з 1950-х років газотурбінові двигуни поступово стали головними.

У 1928 році сір Фрэнк Уіттл з Великої Британії у своєму дипломному проекті «Майбутнє розвитку в конструкціях літаків», написаному під час навчання у військовій академії, стверджував, що за тодішніми технічними знаннями майбутній розвиток пропелерних двигунів не зможе задовольняти потреби високої висоти чи швидкості перельоту більше 800 км/год. Він вперше запропонував концепцію того, що тепер називається реактивним двигуном: стислу повітря подається до камери згоряння через традиційний поршень, а високотемпературні гази, які виникають, використовуються безпосередньо для приводу літака, що можна вважати пропелерним двигуном плюс дизайном камери згоряння. У подальших дослідженнях він відмовився від ідеї використання важкого та неефективного поршня і запропонував використовувати турбіну для надання стисленого повітря до камери згоряння, а потужність турбіни отримувалася з високотемпературних вихлопних газів. У 1930 році Уіттл подав заявку на патент, а у 1937 році він розробив перший у світі центружний турбореактивний двигун, який був офіційно встановлений на літак Глостер E.28/39 у 1941 році. З тих пір газотурбінні двигуни домінують у сфері авіаційної потужності і є важливим символом науково-технічного рівня промисловості країни та її загальної національної сили.

Двигуни літаків можна розділити на чотири основних типи за їхнім призначенням та структурним характеристикам: турбореактивні двигуни, турбовентиляторні двигуни, турбовіснові двигуни та турбопропелерні двигуни:

Газотурбінні двигуни авіаційного призначення називаються турбореактивними двигунами, які є найстарішими газотурбінними двигунами, використаними. З точки зору способу створення тяги, турбореактивні двигуни є найпростішими і найбільш прямыми двигunami. Розуміння базується на реакційній сили, що виникає під час високоскоростного викидання вихоря. Проте, високоскоростний повітряний потік одночасно забирає багато тепла і кінетичної енергії, що призводить до великих втрат енергії.

Турбовентиляторний двигун розділяє повітряний потік, що потрапляє у двигун, на два шляхи: внутрішнє та зовнішнє отвори, що збільшує загальну подачу повітря та зменшує температуру відходжуваного повітря та швидкість внутрішнього повітряного потоку.

Турбовісляні і турбопропелерні двигуни не створюють тягу за допомогою впливу повітря, тому температура і швидкість викиду значно зменшуються, термічна ефективність вища, а споживча норма палива двигуна низька, що призначене для дальномірних літаків. Швидкість вісля не змінюється, а різні тяги отримуються шляхом регулювання кута лопастей.

Двигун пропфан - це двигун між турбопропелерним і турбовентиляторним. Він може бути поділений на двигуни пропфан з обводинами пропелера і двигуни пропфан без обводин пропелера. Двигун пропфан є найбільш конкурентоспроможним новим енергозберігаючим двигуном, придатним для підзвукового літу.

Громадянські авіаційні двигуни пройшли більше півстоліття розвитку. Структура двигуна еволюціонувала від раннього центрифугального турбодвигуна до одновалкового осевого потокового двигуна, від двовалкового турбореактивного двигуна до турбовентиляторного двигуна з низькою ступенню обходження, а потім до турбовентиляторного двигуна з високою ступенню обходження. Структура постійно оптимізувалася у пошуках ефективності та надійності. Температура входу у турбину становила лише 1200-1300K у першому поколінні турбореактивних двигунів у 1940-х і 1950-х роках. Вона збільшувалася приблизно на 200K з кожним оновленням літака. До 1980-х років температура входу у турбину четвертого покоління передових істребників досягла 1800-2000K[1].

Принцип роботи центруючого повітряного компресора полягає в тому, що імпелер приводить газ до обертання з високою швидкістю, через що газ створює центруючу силу. Завдяки тисковому потоку газу в імпелері, після проходження через імпелер збільшуються швидкість та тиск газу, що забезпечує неперервне виробництво стиснутого повітря. Він має коротку осьову розмірність та високий одноступеневий співвідношення тиску. Осьовий повітряний компресор - це компресор, в якому потік повітря базово тече паралельно до осі обертання імпелера. Осьовий компресор складається з багатьох етапів, кожен з яких містить ряд лопаток rotor'а та наступний ряд лопаток stator'а. Rotor - це робочі лопатки та колесо, а stator - це провідник. Повітря спочатку прискорюється лопатками rotor'а, замедлюється та стискається в каналі лопаток stator'а, повторюючи цей процес у багатоступеневих лопатках доти, поки загальне співвідношення тиску не досягне необхідного рівня. Осьовий компресор має малу діаметр, що зручно для багатоступеневого використання для отримання вищого співвідношення тиску.   

Турбовентиляторні двигуни зазвичай використовують коефіцієнт обходу, стисливості двигуна, температуру на вході до турбіни і стисливості вентилятора як параметри дизайну:

Коефіцієнт обходу (BPR): Відношення маси газу, що проходить через зовнішні канали викиду, до маси газу, що проходить через внутрішні канали двигуна. Ротор спереду у турбореактивному двигуні зазвичай називають низькотисковою компресорною ступенню, а ротор спереду у турбовентиляторному двигуні зазвичай називають вентилятором. Стислений газ, що проходить через низькотискову компресорну ступінь, проходить через всі частини турбореактивного двигуна; газ, що проходить через вентилятор, розподіляється між внутрішнім і зовнішнім каналами. З моменту появи турбовентиляторних двигунів, коефіцієнт обходу постійно зростає, і ця тенденція особливо видима в громадянських турбовентиляторних двигунах.

Стисливість двигуна (EPR): Відношення повної тиснини на виході з дузі до повної тиснини на вході до компресора.

Температура входу в турбіну: Температура викидних газів камери згоряння при їх вході в турбіну.

Ступінь стиснення вентилятора: Також відомий як ступінь стиснення, це відношення тиску газу на виході компресора до тиску газу на вході.

Дві ефективності:

Термічна ефективність: Міра того, наскільки ефективно двигун перетворює теплову енергію, що виникає під час згоряння, у механічну енергію.

Ефективність пропульсії: Міра того, яка частина механічної енергії, що виробляється двигуном, використовується для переміщення літака.

2 Розробка лопаток турбіни

Ітеративна розробка

Взявши турбовентиляційний двигун як приклад, вартість лопаток становить до 35%, і вони є критичним компонентом при виготовленні aviаційних двигунів. У двигуні є від 3,000 до 4,000 авіаційних лопаток, які можна розподілити на три категорії: вентиляторні лопатки, компресорні лопатки та турбінні лопатки. Вартість турбінних лопаток найвища, досягаючи 63%. При цьому вони також є лопатками з найбільшою складністю виготовлення та вартістю серед турбовентиляційних двигунів [2].

У 1970-х роках США першими застосували напрямкові лопатки PWA1422 для сприймання у воєнних та громадських aviаційних двигунах.

Після 1980-х років відношення тяги до ваги третього покоління двигуна збільшилося більше ніж до 8, а турбінові лопатки почали використовуватися першої генерації SX, PWA1480, RenéN4, CMSX-2 та Китаю DD3. Їхню температурну стійкість на 80K вище за найкращий напрямковий сплав високотемпературного сплаву PWA1422. Переваги. У kombінації з технологією фільмового охолодження одноканального порожнього простору, температура роботи турбінових лопаток досягає 1600-1750K.

Четверте покоління турбореактивного двигуна використовує друге покоління SXPWA1484, RenéN5, CMSX-4, DD6. Додавши елементи Re та багатоканальної високотискової повітряної охолоджувальної технології, температура роботи турбінових лопаток досягає 1800K-2000K. При 2000K і 100 годинах тривалої міцності досягає 140МПа.

Третє покоління SX, розроблене після 1990-х років, включає RenéN6, CMRX-10 та DD9, які мають значні переваги за стійкістю до ползучості порівняно з другим поколінням SX. Захищені складними охолоджувальними каналами та термічними бар'єрними покриттями, температура входу у турбіну, яку вона може витримати, досягає 3000K. Міжметалевий сплав, використовуваний у лопатках, досягає 2200K, а міцність на тривалий час (100 годин) досягає 100МПа.

На даний момент розробляються четверте покоління SX, що представляється MC-NG[4], TMS-138 тощо, і п'яте покоління SX, що представляється TMS-162 тощо. Їхнього складу характеризує додавання нових рідкоземельних елементів, таких як Рu і Pt, що значно покращує високотемпературну стійкість до ползучості SX. Робоча температура п'ятого покоління високотемпературних сплавів досягла 1150°C, що наближається до теоретичної граничної температури експлуатації 1226°C.

3 Розробка никелевих одно kristalinnych суперсплавів

3.1 Характеристики складу та фазового складу никелевих одно kristалічних супeraloy

За типом матричних елементів, високотемпературні сплави можна розділити на залежні від жалеза, никелю і кобальту, а також подальше підрозділити на відливові, ковальні і порошково-металургійні макроструктури. Никелеві сплави мають кращі високотемпературні характеристики, ніж інші два види високотемпературних сплавів, і можуть працювати довго у важких високотемпературних умовах.

Нікелеві високотемпературні сплави містять принаймні 50% Ni. Їхня ФКУ структура робить їх дуже сумісними з деякими сполучувальними елементами. Кількість сполучувальних елементів, які додаються під час процесу проектування, часто перевищує 10. Спільність доданих сполучувальних елементів класифікується наступним чином: (1) Ni, Co, Fe, Cr, Ru, Re, Mo і W є першокласними елементами, які виступають як елементи стабілізації аустеніту; (2) Al, Ti, Ta і Nb мають більші атомні радіуси, що сприяє утворенню фаз споживання, таких як складний Ni3 (Al, Ti, Ta, Nb), і є другокласними елементами; (3) B, C і Zr є третьокласними елементами. Їхній атомний розмір набагато менший за розмір атомів Ni, і вони легко сегрегуються до границь зерен γ-фази, граючи роль у споживанні границь зерен [14].

Фази нікелевих одно kristалічних високотемпературних сплавів головним чином такі: γ фаза, γ' фаза, карбідна фаза та топологічно близькоупакована фаза (TCP фаза).

фаза γ: фаза γ є фазою аустеніту з кристалічною структурою ТБО, яка є твердим розчином, утвореним елементами, такими як Cr, Mo, Co, W і Re, розчиненими в нікелі.

фаза γ': фаза γ' є міжметалевим сполукам Ni3(Al, Ti) з кристалічною структурою ТБО, яка утворюється як фаза викинення і підтримує певну когерентність та несумісність з матрицею, багатою на Al, Ti, Ta і інші елементи.

Карбідна фаза: починаючи з другого покоління нікелевих SX, додається невелика кількість C, що призводить до появи карбідів. Невелика кількість карбідів розсіяна в матриці, що покращує високотемпературні властивості сплаву до певного степеня. Зазвичай вони діляться на три типи: MC, M23C6 і M6C.

Фаза TCP: У випадку старіння сервісу, надмірні жаростійкі елементи, такі як Cr, Mo, W та Re, сприяють викидці фази TCP. Фаза TCP зазвичай утворюється у вигляді пластинки. Пластинчаста структура має негативний вплив на пластичність, плічкову стійкість та властивості втоми. Фаза TCP є одним із джерел тріщин при плічковому розриві.

Механізм підвищення міцності

Міцність никелевих супeralloys походить від взаємодії кількох механізмів підвищення міцності, включаючи підвищення міцності за рахунок розчинення, підвищення міцності за рахунок викидці та термічної обробки для збільшення густини дислокацій та розвитку підструктури дислокацій для забезпечення підвищення міцності.

Підвищення міцності за рахунок розчинення полягає у покращенні базової міцності шляхом додавання різних розчинних елементів, включаючи Cr, W, Co, Mo, Re та Ru.

Різні атомні радіуси призводять до певної ступені деформації атомної ґратки, що завдає перешкод руху дислокацій. Підвищення міцності за рахунок розчинення зростає зі збільшенням різниці у розмірі атомів.

Зміцнення розчином також має вплив на зменшення енергії стеку (SFE), головним чином гамуючи перехресне посунення дислокацій, що є основним режимом деформування неідеальних кристалів при високих температурах.

Атомні кластери або мікроструктури короткодіяльного порядку - це інший механізм, який допомагає отримати зміцнення через розчин. Атоми Re у SX сегрегуються у області розтягувального стресу ядра дислокації на інтерфейсі γ/γ', утворюючи "атмосферу Котрелла", що ефективно завдає перешкод дислокаційному руху та поширенню тріщин. (Розчинні атоми концентруються у зоні розтягувального стресу краєвих дислокацій, зменшуючи випадкову деформацію ґратки, утворюючи структуру Коріоліса, і викликаючи сильний ефект зміцнення розчином. Цей ефект зростає зі збільшенням концентрації розчинних атомів та збільшенням розниці у розмірах).

Re, W, Mo, Ru, Cr і Co ефективно підсилюють фазу γ. Підсилення розчину матриці γ відіграє дуже важливу роль у стійкості до плази нікелевих високотемпературних сплавів.

Ефект твердження за рахунок утворення осадків залежить від об'ємної частки і розміру фази γ'. Метою оптимізації складу високотемпературних сплавів є головним чином збільшення об'ємної частки фази γ' і покращення механічних властивостей. В СХ-сплавах можна досягти 65%-75% фази γ', що забезпечує хорошу стійкість до ползучості. Це представляє корисне максимальне значення ефекту твердження інтерфейсу γ/γ', а подальше збільшення призведе до значного зменшення міцності. Стійкість до ползучості високотемпературних сплавів з великою об'ємною часткою фази γ' залежить від розміру частинок фази γ'. Коли розмір фази γ' малий, дислокації намагаються обходити їх, що призводить до зменшення стійкості до ползучості. Коли дислокації змушені розрізати фазу γ', стійкість до ползучості досягає максимуму. З збільшенням розміру частинок фази γ' дислокації починають гнутися між ними, що також призводить до зменшення стійкості до ползучості [14].

Існує три головних механізми підвищення міцності за рахунок випадання осаду:

Посилання через неспівпадіння ґратки: фаза γ’ розсіювана та випадає у матриксі фази γ у співвідношенні. Обидві є структурами FCC. Неспівпадіння ґратки відображає стійкість та стан напружень на спільному інтерфейсі між двома фазами. Найкращий варіант - це коли матрикс і фаза, що випадає, мають таку саму кристалографічну структуру та параметри ґратки однакової геометрії, щоб більше випадаючих фаз можна було заповнити у фазі γ. Діапазон неспівпадіння для никелевих високотемпературних сплавів становить 0~±1%. Re і Ru очевидно сегрегуються з фазою γ. Збільшення Re і Ru збільшує неспівпадіння ґратки.

Посилання через порядок: Розріз дислокації призводить до безладу між матриксом і фазою, що випадає, що потребує більшої енергії

Механізм обходу дислокацій: називається механізмом Орована (обход Орована), це механізм підвищення міцності, при якому фаза випадкових утворень у металевій матриці заважає руховій дислокації продовжувати свій рух. Основний принцип: коли рухлива дислокація зустрічає частинку, вона не може пройти через неї, що призводить до поводження, зростання лінії дислокації та збільшення необхідної керуючої сили, що спричиняє ефект підвищення міцності.

3.3 Розробка методів лігнення високотемпературних сплавів

Найранішій сплав, використаний у високотемпературних середовищах, можна віднести до винаходу Ніхрому у 1906 році. З'явлення турбокомпресорів і газотурбінних двигунів стимулювало значний розвиток високотемпературних сплавів. Лопатки першого покоління газотурбінних двигунів виготовлялися методом екструзії та ковки, що очевидно мали обмеження тих часів. На даний момент лопатки турбін з високотемпературних сплавів виготовляються переважно методомinvestment casting, а саме напрямним застуджуванням (DS). Метод DS був вперше винайдений командою Верснайдера з компанії Pratt & Whitney в США у 1970-х роках [3]. Протягом десятиліть розвитку, переважний матеріал для лопаток турбін змінився від рівноважних кристалів до стовпчастих кристалів, а потім був оптимізований до матеріалу з одночасного сплаву для високотемпературних умов.

Технологія DS використовується для виробництва стовпчастих ядерних сплавів SX, що значно покращує пластичність і стійкість до теплового шоку високотемпературних сплавів. Технологія DS забезпечує, щоб отримані стовпчасті кристали мали орієнтацію [001], яка паралельна головній осі напруження деталі, а не випадкову орієнтацію кристалів. З принципу, технологія DS має забезпечувати, щоб у процесі литья метал у стані розплаву твердів завжди в стані щойно затверднутих частин.

Лиття стовпчастих кристалів повинне відповідати двом умовам: (1) Однобічний потік тепла забезпечує, щоб інтерфейс твердий-рідкий при точці зростання зерна рухався в одному напрямку; (2) Перед рухом інтерфейсу твердий-рідкий не повинно бути нуклеації.

Оскільки злам леза зазвичай відбувається у високотемпературній слабкій структурі на межі зерен, для видалення меж зерен у процесі напрямкового застуджування використовується формка зі структурою "селектор зерен". Розмір перерізу цієї структури наближений до розміру зерна, тому що тільки одне оптимально розвинене зерно потрапляє до формової полости відливки, а потім продовжує рости у вигляді одно kristalu, поки всього леза не складається лише з одного зерна.

Селектор кристалів можна поділити на дві частини: початковий блок і спіраль:

На початку процесу DS зерна починають нуклеатуватися унизу стартового блоку. На ранньому етапі росту зерен їх кількість велика, розмір малий, а різниця в орієнтації значна. Конкурентний ріст між зернами домінує, а геометричний забарвувальний ефект бічної стіни слабкий. У цей час ефект оптимізації орієнтації очевидний; коли висота зерен у стартовому блоку збільшується, кількість зерен зменшується, розмір зростає, і орієнтація наближається. Конкурентний ріст між зернами зменшується, а геометричний забарвувальний ефект бічної стіни домінує, забезпечуючи неперервну оптимізацію кристалографічного напрямку, але ефект оптимізації орієнтації ослаблюється. Зменшуючи радіус стартового блоку та збільшуючи його висоту, можна ефективно оптимізувати орієнтацію зерен, які потрапляють до спіральної секції. Проте, збільшення довжини стартового блоку скоротить ефективний простір для росту відливки і збільшить термін виробництва та вартість підготовки. Тому необхідно раціонально проектувати геометричну структуру підложки.

Головна функція спіралі полягає в ефективному виборі однокристалів, а можливість оптимізації орієнтації зерен слабка. Коли процес DS відбувається у спіралі, кривий канал надає простір для росту гілок дендритів, і вторинні дендрити зерен рухаються у напрямку лінії розчинення. Зерна мають сильну тенденцію до бічного розвитку, і їхня орієнтація знаходиться у стані коливань, з слабким ефектом оптимізації. Тому вибір зерен у спіралі головним чином залежить від геометричної обмежувальної переваги, переваги конкурентного росту та переваги просторового розширення зерен у спіральному сегменті [7], а не від переваги росту у вибраній орієнтації зерен, яка має сильну випадковість [6]. Отже, головна причина невдачі вибору кристалів полягає в тому, що спіраль не виконує роль вибору однокристалів. Збільшення зовнішнього діаметру спіралі, зменшення кроку, діаметру поверхні спіралі та зменшення початкового кута значно покращують ефект вибору кристалів.

Підготовка порожніх одно kristалівих турбінних лопаток вимагає більше dozen кроків (плавлення master сплаву, підготовка одноkристалівної мембрани оболонки, підготовка керамічного сердечника складної конфігурації, влиття розплаву, напрямкове застудження, термічна обробка, поверхнева обробка, підготовка теплозахисного покриття тощо). Складний процес схильний до різноманітних дефектів, таких як посторонні зерна, фрекенс, малокутові межі зерен, пасовидні кристали, відхилення орієнтації, перекристалізація, великокутові межі зерен та невдача вибору кристалів.