1 Desarrollo de motores de turbina de gas de aviación
A medida que los requisitos de rendimiento para aviones para el transporte, militares, producción y otros fines aumentaron, los primeros motores de pistón ya no podían satisfacer las necesidades de vuelo de alta velocidad. Por lo tanto, desde la década de 1950, los motores de turbina de gas se han convertido gradualmente.
En 1928, Sir Frank Whittle, del Reino Unido, señaló en su tesis de graduación "Desarrollo futuro en el diseño de aviones" mientras estudiaba en la Academia Militar que bajo el conocimiento técnico en ese momento, el desarrollo futuro de los motores de hélice no podía adaptarse a las necesidades de alta altitud o velocidad de vuelo que excede los 800 km/h. Primero propuso el concepto de lo que ahora se llama un motor a reacción (motor de motor): el aire comprimido se proporciona a la cámara de combustión (combustión) a través de un pistón tradicional, y el gas de alta temperatura generado se usa directamente para impulsar el vuelo, que puede considerarse como un motor de hélice más un diseño de cámara de combustión. En investigaciones posteriores, abandonó la idea de usar un pistón pesado e ineficiente y propuso usar una turbina (turbina) para proporcionar aire comprimido a la cámara de combustión, y la potencia de la turbina se obtuvo de los gases de escape de alta temperatura. En 1930, Whittle solicitó una patente, y en 1937, desarrolló el primer motor turbojetal centrífero del mundo, que se usó oficialmente en los aviones Gloster E.28/39 en 1941. Desde entonces, los motores de turbinas de gas han dominado el poder de aviación y son un símbolo importante del nivel científico y tecnológico industrial de un país y la fuerza nacional comprensiva.
Los motores de aeronaves se pueden dividir en cuatro tipos básicos de acuerdo con sus usos y características estructurales: motores de turbojetos, motores de turbofán, motores de turbo y motores de turbopropulsor:
Los motores de turbina de gas de aviación se denominan motores turborjetos, que son los primeros motores de turbina de gas utilizados. Desde la perspectiva de la forma en que se genera el empuje, los motores turbojetos son los motores más simples y directos. El razonamiento se basa en la fuerza de reacción generada por la inyección de alta velocidad del vórtice. Sin embargo, el flujo de aire de alta velocidad elimina mucho calor y energía cinética al mismo tiempo, causando una gran pérdida de energía.
El motor de turbofán divide el aire que fluye hacia el motor en dos rutas: el conducto interno y el conducto exterior, lo que aumenta el flujo de aire total y reduce la temperatura de escape y la velocidad del flujo de aire del conducto interno.
Los motores de turbosft y turbopropulso no generan empuje por inyección de flujo de aire, por lo que la temperatura y la velocidad de escape se reducen considerablemente, la eficiencia térmica es relativamente alta y la tasa de consumo de combustible del motor es baja, lo que es adecuado para aeronaves de largo alcance. La velocidad de la hélice generalmente no cambia, y se obtienen diferentes empujes ajustando el ángulo de la cuchilla.
El motor Propfan es un motor entre los motores turbopropulsores y turbofán. Se puede dividir en motores Propfan con casos de hélice con conductos y motores Propfan sin casos de hélice con conductos. El motor Propfan es el nuevo motor de ahorro de energía más competitivo adecuado para el vuelo subsónico.
Los motores aeroespaciales civiles han pasado por más de medio siglo de desarrollo. La estructura del motor ha evolucionado desde el motor de turbina centrífuga temprana hasta el motor de flujo axial de un solo rotor, desde el motor de turbojet de gemelo hasta el motor de turbofán de relación baja baja, y luego hasta el motor de turbofán de relación de derivación alta. La estructura se ha optimizado continuamente con la búsqueda de la eficiencia y la confiabilidad. La temperatura de entrada de la turbina fue solo 1200-1300 K en la primera generación de motores Turbojet en las décadas de 1940 y 1950. Aumentó en aproximadamente 200k con cada actualización de avión. En la década de 1980, la temperatura de entrada de la turbina de los aviones de combate avanzados de cuarta generación alcanzó 1800-2000 K [1].
El principio del compresor de aire centrífugo es que el impulsor impulsa el gas a girar a alta velocidad, de modo que el gas genera fuerza centrífuga. Debido al flujo de presión de expansión del gas en el impulsor, se incrementan la velocidad de flujo y la presión del gas después de pasar por el impulsor, y el aire comprimido se produce continuamente. Tiene una dimensión axial corta y una alta relación de presión de una sola etapa. El compresor de aire Axialflow es un compresor en el que el flujo de aire fluye básicamente paralelo al eje del impulsor giratorio. El compresor de flujo axial consta de múltiples etapas, cada etapa contiene una fila de palas del rotor y una fila posterior de cuchillas del estator. El rotor son las cuchillas de trabajo y la rueda, y el estator es la guía. El aire se acelera primero por las cuchillas del rotor, desacelerada y comprimida en el canal de la cuchilla del estator, y se repite en las cuchillas en etapas múltiples hasta que la relación de presión total alcanza el nivel requerido. El compresor de flujo axial tiene un diámetro pequeño, que es conveniente para el uso en tándem de varias etapas para obtener una relación de presión más alta.
Los motores de turbofán generalmente usan la relación de derivación, la relación de presión del motor, la temperatura de entrada de la turbina y la relación de presión del ventilador como parámetros de diseño:
Relación de derivación (BPR): la relación de la masa de gas que fluye a través de los conductos de salida a la masa de gas que fluye a través de los conductos internos en el motor. El rotor en la parte delantera de un motor de turborjetas generalmente se llama compresor de baja presión, y el rotor en la parte delantera de un motor de turbofán generalmente se llama ventilador. El gas presurizado que pasa a través del compresor de baja presión pasa a través de todas las partes del motor del turbojet; El gas que pasa por el ventilador se divide en los conductos internos y externos. Desde la aparición de motores de turbofán, BPR ha aumentado, y esta tendencia es particularmente evidente en los motores de turbofán civil.
Relación de presión del motor (EPR): la relación de la presión total en la salida de la boquilla a la presión total en la entrada del compresor.
Emperación de entrada de turbina: la temperatura del escape de la cámara de combustión cuando ingresa a la turbina.
Relación de compresión del ventilador: también se conoce como relación de compresión, la relación de la presión de gas en la salida del compresor a la presión de gas en la entrada.
Dos eficiencias:
Eficiencia térmica: una medida de cuán eficientemente un motor convierte la energía térmica generada por la combustión en energía mecánica.
Eficiencia de propulsión: una medida de la proporción de la energía mecánica generada por el motor que se utiliza para impulsar la aeronave.
第一篇结束
2 Desarrollo de cuchillas de turbina
Desarrollo iterativo
Tomando un motor de turbofán como ejemplo, el valor de las cuchillas representa hasta el 35%, y son un componente crítico en la fabricación de motores de aeronaves. En un motor, hay 3, 000 a 4, 000 cuchillas de aviación, que se pueden dividir en tres categorías: cuchillas del ventilador, cuchillas del compresor y cuchillas de turbina. El valor de las cuchillas de la turbina es el más alto, que alcanza el 63%. Al mismo tiempo, también son las cuchillas con la mayor dificultad de fabricación y el costo de fabricación en los motores de turbofán [2].
En la década de 1970, Estados Unidos fue el primero en usar las cuchillas de solidificación direccional PWA1422 en motores de aviones militares y civiles.
Después de la década de 1980, la relación empuje-peso del motor de tercera generación aumentó a más de 8, y las cuchillas de la turbina comenzaron a usar el SX de primera generación, PWA1480, Renén4, CMSX -2 y el DD3 de China. Su capacidad de soporte de temperatura es 80K más alta que la de la mejor aleación de solidificación direccional de alma temperatura PWA1422. Ventajas. Junto con la tecnología hueca de un solo canal de enfriamiento de la película, la temperatura de funcionamiento de las cuchillas de la turbina alcanza 1600-1750 k. .
El motor turbofan de cuarta generación utiliza el SXPWA1484 de segunda generación, Renén5, CMSX -4 y DD6. Al agregar elementos RE y tecnología de enfriamiento de aire de alta presión multicanal, la temperatura de funcionamiento de las cuchillas de la turbina alcanza 1800k -2000 k. A 2000k y 100 h, la fuerza duradera alcanza 140MPa.
El SX de tercera generación desarrollado después de la década de 1990 incluye Renén6, CMRX -10 y DD9, que tienen ventajas de fuerza de fluencia muy obvias sobre el SX de segunda generación. Bajo la protección de los canales de enfriamiento complejos y los recubrimientos de barrera térmica, la temperatura de entrada de la turbina que puede soportar alcanza 3000K. La aleación compuesta intermetálica utilizada en las cuchillas alcanza 2200k, y la resistencia duradera de 100 h alcanza 100MPa.
Actualmente se están desarrollando la cuarta generación SX representada por MC-NG [4], TMS -138, etc., y el SX de quinta generación representado por TMS -162, etc. Su composición se caracteriza por la adición de nuevos elementos de tierras raras como RU y PT, que mejora significativamente el rendimiento de la fluencia de alta temperatura de SX. La temperatura de trabajo de la aleación de alta temperatura de quinta generación ha alcanzado 1150 grados, que está cerca del límite teórico de la temperatura de funcionamiento de 1226 grados.
3 Desarrollo de superaltas de cristal individual basado en níquel
3.1 Características de la composición y composición de fase de superalloys de cristal único basados en níquel
Según el tipo de elementos de matriz, las aleaciones de alta temperatura se pueden dividir en hierro a base de hierro, a base de níquel y a base de cobalto, y subdivididas aún más en macroestructuras de metalurgia de fundición, forja y polvo. Las aleaciones a base de níquel tienen un mejor rendimiento de alta temperatura que los otros dos tipos de aleaciones de alta temperatura y pueden funcionar durante mucho tiempo en entornos duros de alta temperatura.
Las aleaciones de alta temperatura basadas en níquel contienen al menos 50% de Ni. Su estructura de la FCC los hace altamente compatibles con algunos elementos de aleación. El número de elementos de aleación agregados durante el proceso de diseño a menudo excede los 10. La comunidad de los elementos de aleación agregados se clasifica de la siguiente manera: (1) Ni, CO, Fe, Cr, Ru, RE, MO y W son elementos de primera clase, que sirven como elementos estabilizadores de austenita; (2) Al, Ti, Ta y Nb tienen radios atómicos más grandes, que promueven la formación de fases de fortalecimiento como el compuesto Ni3 (Al, Ti, Ta, Nb) y son elementos de segunda clase; (3) B, C y Zr son elementos de tercera clase. Su tamaño atómico es mucho más pequeño que el de los átomos de Ni, y se segregan fácilmente a los límites de grano de la fase, jugando un papel en el fortalecimiento del límite de grano [14].
Las fases de las aleaciones de alta temperatura a alta temperatura a base de níquel son principalmente: fase, fase, fase, fase de carburo y fase topológica de cerca (fase TCP).
Fase: la fase es una fase de austenita con una estructura cristalina de FCC, que es una solución sólida formada por elementos como CR, MO, CO, W y Re disuelto en el níquel.
'Fase:' La fase es un compuesto intermetálico de Ni3 (Al, Ti) de FCC, que se forma como una fase de precipitación y mantiene una cierta coherencia y desajuste con la fase de matriz, y es rico en Al, Ti, TA y otros elementos.
Fase de carburo: a partir de la segunda generación de SX a base de níquel, se agrega una pequeña cantidad de C, lo que resulta en la aparición de carburos. Una pequeña cantidad de carburos se dispersan en la matriz, lo que mejora el rendimiento de alta temperatura de la aleación hasta cierto punto. Generalmente se divide en tres tipos: MC, M23C6 y M6C.
Fase TCP: en el caso del envejecimiento del servicio, elementos refractarios excesivos como CR, MO, W y RE promueven la precipitación de la fase TCP. TCP generalmente se forma en forma de placa. La estructura de la placa tiene un impacto negativo en la ductilidad, la fluencia y las propiedades de fatiga. La fase TCP es una de las fuentes de grietas de ruptura de fluencia.
Mecanismo de fortalecimiento
La resistencia de las superalloys a base de níquel proviene del acoplamiento de mecanismos de endurecimiento múltiple, incluido el fortalecimiento de la solución sólida, el fortalecimiento de la precipitación y el tratamiento térmico para aumentar la densidad de dislocación y desarrollar la subestructura de dislocación para proporcionar fortalecimiento.
El endurecimiento de la solución sólida es mejorar la resistencia básica agregando diferentes elementos solubles, incluidos CR, W, Co, MO, RE y RU.
Los diferentes radios atómicos conducen a un cierto grado de distorsión de la red atómica, lo que inhibe el movimiento de dislocación. El fortalecimiento de la solución sólida aumenta con el aumento de la diferencia de tamaño atómico.
El fortalecimiento de la solución sólida también tiene el efecto de reducir la energía de falla de apilamiento (SFE), inhibiendo principalmente el deslizamiento cruzado de dislocación, que es el principal modo de deformación de los cristales no ideales a altas temperaturas.
Los grupos atómicos o las microestructuras de orden de corto alcance son otro mecanismo que ayuda a obtener el fortalecimiento a través de una solución sólida. Los átomos de RE en SX segregan en la región de estrés por tracción del núcleo de dislocación en la interfaz / ', formando una "atmósfera de Cottrell", que evita efectivamente el movimiento de dislocación y la propagación de grietas. (Los átomos de soluto se concentran en el área de tensión de tracción de las dislocaciones de borde, reduciendo la distorsión de la red, formando una estructura de gas Coriolis y produciendo un fuerte efecto de fortalecimiento de la solución sólida. El efecto aumenta con el aumento de la concentración de átomos de soluto y el aumento de la diferencia de tamaño)
RE, W, MO, RU, CR y CO fortalecen efectivamente la fase. El fortalecimiento de la solución sólida de la matriz juega un papel extremadamente importante en la fuerza de fluencia de las aleaciones de alta temperatura basadas en níquel.
El efecto de endurecimiento por precipitación se ve afectado por la fracción de volumen y el tamaño de la fase '. El propósito de optimizar la composición de aleaciones de alta temperatura es principalmente aumentar la fracción de volumen de la fase 'y mejorar las propiedades mecánicas. Las aleaciones de alta temperatura SX pueden contener 65% -75% de la fase ', lo que resulta en una buena resistencia a la fluencia. Esto representa el valor máximo útil del efecto de fortalecimiento de la interfaz / ', y un aumento adicional conducirá a una disminución significativa de la resistencia. La resistencia a la fluencia de las aleaciones de alta temperatura con una fracción de volumen de fase alto 'se ve afectada por el tamaño de las' partículas de fase '. Cuando el tamaño de fase 'es pequeño, las dislocaciones tienden a escalar a su alrededor, lo que resulta en una disminución en la resistencia a la fluencia. Cuando las dislocaciones se ven obligadas a cortar la fase ', la fuerza de fluencia alcanza su máximo. A medida que las partículas de fase 'aumentan de tamaño, las dislocaciones tienden a doblarse entre ellas, lo que resulta en una disminución en la resistencia a la fluencia [14].
Hay tres mecanismos principales de fortalecimiento de precipitación:
Fortalecimiento del desajuste de la red: 'La fase se dispersa y se precipita en la matriz de fase de manera coherente. Ambas son estructuras FCC. El desajuste de la red refleja el estado de estabilidad y estrés de la interfaz coherente entre las dos fases. El mejor caso es que la matriz y la fase precipitada tienen la misma estructura cristalina y parámetros de red de la misma geometría, de modo que se pueden llenar más fases precipitadas en la fase. El rango de desajuste de las aleaciones de alta temperatura basadas en níquel es del 01%. Re y Ru obviamente están segregados con la fase. El aumento de Re y Ru aumenta el desajuste de la red.
Fortalecimiento del pedido: el corte de dislocación causará un desorden entre la matriz y la fase precipitada, lo que requiere más energía
Mecanismo de bypass de dislocación: llamado mecanismo de Oowan (Orowan Bowing), es un mecanismo de fortalecimiento en el que la fase precipitada en la matriz metálica impide que la dislocación en movimiento continúe moviéndose. Principio básico: cuando la dislocación móvil se encuentra con una partícula, no puede pasar, lo que resulta en el comportamiento de omisión, el crecimiento de la línea de dislocación y la fuerza impulsora requerida aumenta, lo que resulta en un efecto de fortalecimiento.
3.3 Desarrollo de métodos de fundición de aleación de alta temperatura
La aleación más temprana utilizada en entornos de alta temperatura se remonta a la invención del nicromo en 1906. La aparición de compresores turbo y motores de turbinas de gas estimuló el desarrollo sustancial de aleaciones de alta temperatura. Las cuchillas de la primera generación de motores de turbina de gas fueron producidas por extrusión y forja, lo que obviamente tenía las limitaciones de los tiempos. En la actualidad, las cuchillas de turbina de aleación de alta temperatura se realizan principalmente mediante fundición de inversión, específicamente solidificación direccional (DS). El método DS fue inventado por primera vez por el equipo versnyder de Pratt & Whitney en los Estados Unidos en la década de 1970 [3]. En las décadas de desarrollo, el material preferido para las cuchillas de la turbina ha cambiado de cristales equiaxed a cristales columnares, y luego optimizado a materiales de aleación de alta temperatura de cristal único.
La tecnología DS se utiliza para producir componentes SX de aleación de núcleo columnar, lo que mejora significativamente la ductilidad y la resistencia al choque térmico de las aleaciones de alta temperatura. La tecnología DS asegura que los cristales columnares producidos tengan una orientación [001], que es paralela al eje de estrés principal de la pieza, en lugar de una orientación de cristal aleatoria. En principio, DS necesita asegurarse de que la solidificación del metal fundido en la fundición se lleva a cabo con el metal de alimentación líquida siempre en un estado recién solidificado.
La fundición de cristales columnares debe cumplir con dos condiciones: (1) el flujo de calor unidireccional asegura que la interfaz de liquidación sólida en el punto de crecimiento del grano se mueva en una dirección; (2) No debe haber nucleación frente a la dirección móvil de la interfaz sólida-líquido.
Debido a que la fractura de la cuchilla generalmente ocurre en la estructura débil de alta temperatura del límite de grano, para eliminar el límite de grano, se usa un molde de solidificación con una estructura de "selector de grano" durante el proceso de solidificación direccional. El tamaño transversal de esta estructura está cerca del tamaño del grano, de modo que solo un solo grano cultivado de manera óptima ingresa a la cavidad del molde de la fundición, y luego continúa creciendo en forma de un solo cristal hasta que toda la cuchilla esté compuesta por un solo grano.
El selector de cristal se puede dividir en dos partes: el bloque de inicio y la espiral:
Al comienzo del proceso DS, los granos comienzan a nuclearse en la parte inferior del bloque de inicio. En la etapa temprana del crecimiento del grano, el número es grande, el tamaño es pequeño y la diferencia de orientación es grande. El comportamiento de crecimiento competitivo entre los granos domina, y el efecto de bloqueo geométrico de la pared lateral es débil. En este momento, el efecto de optimización de orientación es obvio; Cuando aumenta la altura de los granos en el bloque de inicio, disminuye el número de granos, el tamaño aumenta y la orientación está cerca. El comportamiento de crecimiento competitivo entre los granos disminuye, y el efecto de bloqueo geométrico de la pared lateral domina, asegurando que la dirección del cristal pueda optimizarse continuamente, pero el efecto de optimización de orientación se debilita. Al reducir el radio del bloque de inicio y aumentar la altura del bloque de inicio, la orientación de los granos que ingresan a la sección espiral se puede optimizar efectivamente. Sin embargo, aumentar la longitud del bloque de inicio acortará el espacio de crecimiento efectivo de la fundición y le dará un ciclo de producción y un costo de preparación. Por lo tanto, es necesario diseñar razonablemente la estructura geométrica del sustrato.
La función principal de la espiral es seleccionar eficientemente cristales individuales, y la capacidad de optimizar la orientación del grano es débil. Cuando el proceso DS se lleva a cabo en una espiral, el canal curvo proporciona espacio para el crecimiento de la rama de dendritos, y las dendritas secundarias de los granos avanzan en la dirección de la línea Líquida. Los granos tienen una fuerte tendencia de desarrollo lateral, y la orientación de los granos está en un estado fluctuante, con un efecto de optimización débil. Por lo tanto, la selección de granos en la espiral depende principalmente de la ventaja de restricción geométrica, la ventaja de crecimiento competitivo y la ventaja de expansión espacial de los granos en el segmento espiral [7], en lugar de la ventaja de crecimiento de la orientación preferida de los granos, que tiene una fuerte aleatoriedad [6]. Por lo tanto, la razón principal de la falla de la selección de cristales es que la espiral no juega el papel de la selección de cristal único. Al aumentar el diámetro exterior de la espiral, reduciendo el tono, el diámetro de la superficie espiral y reduciendo el ángulo de inicio, el efecto de selección de cristal puede mejorarse significativamente.
La preparación de las palas de turbina de cristal simple hueco requiere más de una docena de pasos (fundición de aleación maestra, preparación de caparazón de membrana de cristal único, preparación del núcleo de cerámica de configuración compleja, fundición a la fusión, solidificación direccional, tratamiento térmico, tratamiento de superficie, preparación de recubrimiento de barrera térmica, etc.). El proceso complejo es propenso a diversos defectos, como granos callejeros, pecas, límites de grano de ángulo pequeño, cristales de rayas, desviación de orientación, recristalización, límites de grano de ángulo grande e falla de selección de cristales.
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4 Formación de defectos en el proceso DS
A medida que la estructura de las cuchillas de turbina avanzada se vuelve más compleja y mayor en tamaño, una variedad de defectos de solidificación, como granos parásitos, pecas, límites de granos de ángulo bajo, cristales de rayas, desviación de orientación, recristalización, límites de granos de gran ángulo e insuficiencia de selección de cristales es más probable que ocurran durante el proceso de crecimiento de cristales individuales. Castizar cuchillas de turbina en forma de cristales individuales es un desafío considerable para las fundiciones.
Los problemas existentes en las cuchillas de turbina de cristal único se concentran principalmente en el proceso de crecimiento, que está estrechamente relacionado con la estructura y el proceso de crecimiento de las cuchillas de turbina de cristal único. Primero, el cuerpo de la cuchilla de la turbina es delgada, el espiga es grueso y grande, la forma transversal es variable, la curvatura varía enormemente, la estructura de enfriamiento interna es extremadamente compleja e hay muchas microestructuras, como los agujeros de los agujeros de aire y las columnas de spoiler, que conducen a las rutas de crecimiento de dendritas tortuosas e variables y los cambios drásticos en la tasa de crecimiento, que pueden fácilmente la causa de la causa, la torsión y la torsión y la orientación, e influyen, e influyen, e influyen, e influyen, e influyen, e influyen, e influyen, e influyen, e influyen, e influyen, e influyen, e influyen, e indúren la tasa de tasa, fácilmente, puede fácilmente la causa de la causa de la torsión e orientación e orientación e orientación e orientación e orientación, e inyú defectos. Más en serio, el aumento en el tamaño de la cuchilla de la turbina extenderá la ruta de crecimiento del cristal único, especialmente en el extremo más lejano de la placa de enfriamiento de agua. En la etapa posterior del crecimiento de un solo cristal, el gradiente de temperatura disminuye bruscamente con el aumento de la distancia, lo que hace que las dendritas crezcan divergentemente y aumenten la tendencia de los defectos de solidificación [6].
Granos callejeros
Los cristales atrapados se refieren a regiones amorfas entre límites de grano o cristales formados por dos o más cristales entrelazados, colisionados o creciendo juntas en un material. En la placa de borde de la cuchilla de turbina SX, la sección transversal de la fundición experimentará un cambio repentino en el tamaño geométrico, y la distribución del campo de temperatura en esta área es muy compleja; Durante el proceso de solidificación de la cuchilla, la aleación subenfriadora en el borde de la fundición excede la subenfriamiento de la nucleación crítica de la aleación, lo que resulta en la nucleación heterogénea de las impurezas en el borde de la fundición, formando cristales del vagabundo de borde [9].
Estudios anteriores han demostrado que cuando el tamaño de la placa de borde es pequeño, las dendritas de orden superior de los granos originales crecen en la placa de borde y no se forman cristales de vagabundo. A medida que aumenta el tamaño de la placa de borde, primero se forman una gran cantidad de cristales de vagabundos finos en las esquinas internas de la placa de borde, y algunos cristales de vagabundo crecen en la placa de borde en forma de dendritas, suprimiendo los granos originales en el centro de la placa de borde [6]. A medida que el tamaño de la placa de borde continúa aumentando, hay una gran enchicina en el borde de la placa de borde, el líquido de aleación se solidifica rápidamente y se genera una gran estrés por contracción de solidificación; El rendimiento de la disipación de calor del área de transición de la placa de borde de la cuchilla es deficiente, la subcadra es pequeña y las dendritas generadas están rotas por el estrés por contracción, formando cristales de vagabundos que crecen hacia el centro de la placa de borde [9]. Según la investigación experimental, la reducción de la altura de la plataforma, el aumento de la longitud de la plataforma, el lado exterior de la plataforma y la composición de aleación con alto contenido de elementos refractarios (RE, W, Ta, HF) aumentan la tendencia de la formación de cristales de impureza [10].
La formación de cristales de impureza en la placa de borde se puede controlar optimizando el proceso de solidificación direccional (reduciendo la velocidad de solidificación), el tratamiento local de revestimiento (recubrimiento con materiales de resistencia térmica) y agregando un sistema de siembra.
Fcontable
En la etapa posterior del crecimiento de cuchillas de cristal individual, especialmente a una distancia de la placa de enfriamiento de agua, es fácil formar algunos granos equiaxos finos en forma de cadena paralelos a la dirección del crecimiento del cristal. Debido a que la superficie del defecto después de la corrosión macroscópica muestra puntos obvios, se llama pecas o cadenas de pecas. En la actualidad, la estructura de las cuchillas de la turbina tiende a ser complicada, y el contenido de elementos de aleación de alto punto de fusión en la aleación continúa aumentando, lo que conduce a un aumento en la tendencia de la formación de pecas.
El mecanismo de formación de las pecas es causado principalmente por la convección de líquido de aleación causado por la segregación de solutos durante la solidificación, y también está relacionado con la remeliación de las dendritas secundarias y la desviación de las dendritas primarias. En el proceso DS, W y RE están enriquecidos en el área del tallo de dendrite, y Al y TA se enriquecen en el líquido de aleación entre las dendritas. Hay una diferencia de densidad entre el primero y el segundo. A medida que la zona blanda se solidifica, la diferencia entre la densidad del líquido de aleación en la zona blanda y la densidad del líquido en el frente de solidificación aumenta. La distribución de densidad de la parte superior pesada y el fondo ligero hace que el líquido de aleación en la zona blanda esté sujeta a la flotabilidad hacia arriba. Cuando se excede la resistencia viscosa del líquido de aleación en la zona blanda, el líquido de aleación en la zona blanda se convocará entre las dendritas y formará un canal de convección de cierto ancho en la zona blanda. El flujo de este líquido de aleación derretirá o romperá las dendritas para formar fragmentos de dendritos. Si estos fragmentos de dendrita no tienen tiempo para fluir del canal con el líquido de aleación y permanecerán en el canal, formarán puntos en la superficie de fundición a medida que el canal se solidifica [11].
Aumentar el contenido de los componentes de aleación de TA y AL y reducir el contenido de W y RE puede ayudar a reducir la tendencia de la formación de pecas. En el proceso DS, aumentar la velocidad de extracción y aumentar el gradiente de temperatura puede reducir la tendencia de la formación de pecas. La vibración puede debilitar significativamente la convección de la fase líquida durante la solidificación direccional, reduciendo así la tendencia de la formación de pecas.
Límite de grano de ángulo bajo
La formación de límites de grano de ángulo bajo está relacionada con la desviación de orientación de las dendritas causadas por la deformación de la dendrite: (1) estrés termomecánico generado por la precipitación de la fase 'durante el crecimiento del estado estacionario; (2) la obstrucción y extrusión de la cubierta del molde causan estrés por contracción en las dendritas; (3) La convección de soluto causada por el campo de temperatura desigual en la zona blanda y la fuerza asimétrica en las dendritas conduce a la deformación plástica de las dendritas, lo que desencadena el cambio acumulativo de la orientación de la dendrite. El límite de grano de ángulo bajo se forma en la unión de la dendrita desviada y la dendrita original no definida.
Cuando una cuchilla de cristal individual de gran tamaño se solidifica, es difícil para la interfaz S/L mantener un estado plano (cóncavo cuando la velocidad de extracción es alta y convexa cuando la velocidad de extracción es baja). La dirección del gradiente de temperatura de la interfaz S/L no consecutiva no coincide con la dirección axial de la muestra. Cualquier fluctuación en el proceso de solidificación puede causar cambios de orientación, formando así los límites de grano de ángulo bajo. Estas fluctuaciones pueden hacer que algunas dendritas crezcan en un estado no estable durante el proceso de crecimiento desde la zona de expansión hasta el cuerpo de la cuchilla, lo que resulta en el ángulo del límite de grano de ángulo bajo del cuerpo de la cuchilla principalmente concentrado en el rango de 2 grados -6}. Esto está determinado por las propiedades de solidificación de la aleación, y es difícil encontrar una forma razonable de evitarla [12].
El número de límites de grano de ángulo pequeño en la zona de extensión es significativamente menor que el del cuerpo de la cuchilla, y el ángulo de desorientación también es mucho más pequeño, pero el número de ubicaciones con ángulos de desorientación inferiores a 2 grados en la zona de extensión y el cuerpo de la cuchilla es comparable, lo que indica que tienen habilidades comparables para producir pequeñas desorientaciones. Esto se debe a que la zona de extensión se encuentra en las primeras etapas del crecimiento de un solo cristal, y la mayoría de las dendritas muestran un crecimiento en estado estable, mientras que el número de dendritas en el crecimiento de estado estacionario en la zona de extensión y el cuerpo de la cuchilla es comparable.
Cristal de rayas
Los cristales estriados son un tipo de defecto lineal estrecho en la superficie de una fundición, principalmente en la parte superior de la cuchilla de una fundición. Generalmente tienen aproximadamente 1 mm de ancho y varias a decenas de mm de largo, con una posición inicial identificable. En general, desaparecen después de crecer durante unos pocos centímetros, pero también pueden expandirse lateralmente a toda la cuchilla, desarrollándose de un defecto lineal a un defecto tridimensional a gran escala y transformándose en un defecto cristalino diverso. La dirección del cristal de racha siempre es básicamente consistente con la dirección de crecimiento de la dendrita en ese lugar.
La aparición de cristales de racha se debe al hecho de que el tronco principal de una sola dendrite en la superficie de la fundición está arrancada en la zona blanda, pero está soldada por el líquido residual, mostrando un punto de partida obvio. La razón principal de este desgarro es que la contracción de dendrita causada por la adhesión de la cubierta se ve gravemente obstaculizada o la resistencia de la dendrita está severamente dañada debido al corte de la inclusión. La dendrita desgarrada sufrirá un cierto grado de desviación general, formando un grano estrecho encerrado por un límite de grano de ángulo pequeño en la estructura de la matriz [12].
Recristalización
SX se compone principalmente de fase y fase 'en forma de combinación eutéctica. Cuando la energía local es alta debido a la concentración de estrés por deformación en el área local de la superficie, y luego alcanza una cierta temperatura en el calentamiento posterior, la fase 'se disuelve en la aleación de cristal único. Después de la disolución, es muy fácil formar una estructura celular en el área de disolución de fase. La recristalización de la superficie de SX comienza primero en el área de la varilla de dendrita de la superficie. La organización inicial es celular. Luego, los granos comienzan a crecer gradualmente en la fase eutéctica / área 'que contiene fase grosera'. El crecimiento de los granos recristalizados se acompaña de una interfaz clara entre los 'granos de cristal y la matriz [13]. Una condición importante para la formación de granos recristalizados: la disolución de la fase de fundición.
