Procédé d'analyse de fissures sur un anneau de pale intégré à un moteur aéronautique
Avec l’amélioration des performances des moteurs d’avion, les matériaux légers et à haut rendement pour les aubes de turbine sont devenus une tendance en développement. Les composites à matrice de titane renforcés de fibres longues en carbure de silicium ont attiré beaucoup d'attention en raison de leur bon effet de réduction de poids et de leur capacité à résister aux charges annulaires. Ce matériau d'aube de turbine présente une résistance élevée, une résistance aux températures élevées et d'excellentes propriétés de fatigue et de fluage. Le processus de fabrication consiste à forger l'alliage de titane en forme de lame, en réservant des fentes dans l'anneau de la lame pour remplir le matériau composite, qui est ensuite étroitement lié par une technologie de pressage isostatique à chaud.
Dans cette étude, la durée de vie en fatigue vibratoire des pales I utilisant le processus FHT + HIP et des pales II utilisant uniquement le processus FHT a été testée, et le nombre cible de cycles était de 3 × 10 ^ 7. La lame I a terminé le test à 1,8 × 10 ^ 7 fois en raison d'une fissure à la pointe, tandis que la lame II a réussi le test. Au moyen d'une inspection macroscopique, d'une analyse de fracture, d'essais de matériaux, d'essais mécaniques et de simulation par éléments finis, les caractéristiques des fissures et les causes de la pale I ont été analysées pour déterminer son mode de défaillance.
1. Processus de test et résultats
1.1 Inspection macroscopique
Les résultats de détection par fluorescence de la fissure de la lame I sont présentés à la figure 1. Il y avait des fissures près de l'extrémité de la lame, et la fluorescence a montré que les fissures avaient pénétré dans la direction de l'épaisseur de la lame et qu'elles étaient à environ 33 mm de le bord d’entrée de la lame.
1.2 Analyse de fracture
La fissure de la lame est ouverte et la macromorphologie de la fracture est illustrée à la figure 2. La fracture est blanc grisâtre et la couleur est évidemment différente de la zone artificiellement ouverte. La fluctuation globale de la fracture est faible et les caractéristiques des bords rayonnants et des arcs de fatigue sont évidentes, indiquant que la fracture est une fissuration par fatigue. Focus sur le numéro public : la puissance de deux machines d'abord, l'accès gratuit à des données massives de deux machines, focus sur la connaissance de deux machines et les technologies clés !
La microscopie électronique à balayage à émission de champ (MEB) a été utilisée pour observer au microscope la fracture par fissure de la pale, et il a été constaté que les bords rayonnants et les arcs de fatigue convergeaient vers la surface dorsale de la pale, indiquant que la fatigue commençait à partir de là et présentait un fonctionnalité à source unique. L'emplacement de la région source a été indiqué dans la zone de la ligne rouge sur la figure 2. Une observation amplifiée supplémentaire a montré que l'usure dans la zone source de fatigue était importante et qu'aucun défaut métallurgique évident n'a été observé (zone de la ligne noire sur la figure 3a). Les résultats de l'analyse du spectre énergétique montrent que la teneur en O dans cette région est évidemment supérieure à celle de la matrice et que les autres éléments ne présentent aucune anomalie évidente. Des bandes de fatigue claires et des fissures secondaires peuvent être observées dans la zone d'extension, confirmant en outre la nature de la fracture par fatigue (figure 3b). Des marques d'usinage de lame (figure 4) étaient visibles sur la surface latérale de la région source, qui présentait un certain angle avec la fissure, indiquant que la promotion de l'initiation de la fissure n'était pas significative. La macro-position de la région source de fatigue sur la face arrière de la pale est illustrée à la figure 5. La région source se trouve à environ 15 mm de la face d'extrémité de la pointe de la pale et à 20 mm du bord d'entrée, et s'étend des deux côtés de la pointe de la lame et le bord d'entrée.
Des tests de performances mécaniques ont été réalisés sur les pales I et II, avec 4 échantillons prélevés sur chaque pale. L'essai de traction à température ambiante a été réalisé selon la norme HB 5143-1996, la vitesse de chargement était de 1 mm/min et deux échantillons ont été testés dans chaque état. Les résultats ont été présentés dans le tableau 2. L'essai de fatigue par cycles élevés à température ambiante a été réalisé selon la norme HB 5287-1996 et deux échantillons ont été testés pour chaque état. Les résultats sont présentés dans le tableau 3.
La limite d'élasticité et la résistance à la traction de la pale I sont légèrement inférieures à celles de la pale II, l'allongement est similaire mais le retrait de section est évidemment différent, et la pale I n'a pas de striction évidente. Un test de fatigue à température ambiante a montré que les performances en fatigue de la pale I étaient nettement inférieures à celles de la pale II. Les pales traitées avec FHT peuvent répondre aux exigences de test de 3 × 10 ^ 7 fois, tandis que les pales traitées avec FHT + HIP ne peuvent pas répondre aux exigences de test, ce qui est cohérent avec les résultats des tests de durée de vie en fatigue vibratoire.
1.5 Analyse des contraintes
La fatigue due à la rupture et à la fissure de la pale I provient de la surface arrière de la pale et se trouve à une certaine distance de la face d'extrémité de la pointe et du côté de la pale. Afin d'analyser la relation entre l'origine de la fatigue et la répartition des contraintes, l'analyse des contraintes superficielles de la pale est réalisée dans le logiciel de simulation par éléments finis ANSYS.
Dans le modèle d'éléments finis de la lame, l'élément C3D10 a été utilisé pour la division du maillage, avec un total de 12 035 éléments et 48 216 nœuds. Le mode de vibration de flexion du premier ordre a été utilisé pour l’analyse de simulation par éléments finis. Le point de référence était la pointe de la pale du bord d’entrée et la condition aux limites de la partie tenon a été sélectionnée comme support de racine. Les résultats de répartition des contraintes ont été présentés sur la Fig. 8. On peut voir qu'il y a trois points de niveau de contrainte élevé sur la lame, le point de contrainte maximale se trouve à l'arrière de la lame et le point de contrainte le plus élevé se trouve près de l'extrémité de la pointe et du bord d'entrée du bassin de la lame. côté. Les emplacements de contraintes élevées correspondants sont indiqués dans le tableau 4. La fatigue de la pale I provient de la surface arrière de la pale et la zone source se situe à environ 15 mm de l'extrémité de la pale et à 20 mm du bord d'entrée, ce qui est fondamentalement cohérent. avec la position de la zone de contrainte maximale C de la pale.
2. Analyse et discussion
L'analyse de rupture montre que les caractéristiques de fissure de la pale I sont conformes aux caractéristiques de fatigue à cycle élevé et que le nombre de cycles de travail atteint 1,87 × 10 ^ 7 fois. Les lames traitées par le processus FHT (traitement thermique) peuvent répondre aux exigences de test de 3 × 10 ^ 7 fois ; Cependant, les aubes traitées avec FHT+HIP (pressage isostatique à chaud) se sont fracturées après seulement 3×10^6 cycles, et leurs propriétés de plasticité et de fatigue ont diminué de manière significative.
Leaf II est traité par le procédé FHT pour former une structure de panier en filet, et la phase aciculaire est répartie dans le grain, ce qui améliore les propriétés de résistance et de fatigue du matériau. En revanche, après traitement FHT+HIP, le grain de l'aube I croît de manière significative, et la phase secondaire est distribuée en continu au joint de grain de , ce qui conduit à une propagation facile de la fissure le long du joint de grain, réduisant ainsi la résistance à la fatigue.
L'analyse par éléments finis montre que le point de contrainte maximale de la pale est situé sur la face arrière de la pale, ce qui est cohérent avec la position de la région source de la fissure I de la pale. Cela indique que la région de contrainte maximale est l’endroit le plus susceptible de provoquer des fissures de fatigue. Pour l'aube I traitée HIP, en raison de la croissance des grains et de l'existence d'une phase continue, cette région est plus sujette à une fissuration précoce par fatigue.
Les résultats montrent que le forgeage secondaire de l'alliage de titane après le traitement de vieillissement peut favoriser la sphérodisation de la phase aiguille et former une structure équiaaxiale fine à l'état de transition. Bien que la ténacité à la rupture de cette structure soit légèrement inférieure à celle de la structure en panier en filet, elle peut être plus adaptée au forgeage d'un anneau de lame intégré. Par conséquent, il est recommandé d'ajuster la séquence de traitement et de mettre en œuvre un forgeage secondaire après un pressage isostatique à chaud pour éviter la formation indésirable de joints de grains en phase continue et améliorer les performances globales de la lame.
3. Conclusions et suggestions
1) Après le traitement FHT+ HIP, la propriété de fissure de la pale annulaire intégrale est une fatigue cyclique élevée, et la fissure de fatigue provient de la zone de contrainte maximale sur la surface arrière de la pale.
2) Après le traitement HIP, il se forme un film continu avec des joints de grains droits, ce qui réduit considérablement la résistance à la fatigue et conduit à l'apparition prématurée de fissures de fatigue.
3) Il est recommandé d'effectuer un traitement de forgeage secondaire après le processus de pressage isostatique à chaud pour obtenir une structure sphéroïdisée à état de transition fine afin d'éviter l'effet négatif des limites de grains en phase continue sur les performances.
