1 Développement de moteurs à turbine à gaz aéronautique
À mesure que les exigences de performance pour les avions pour le transport, les militaires, la production et d'autres fins ont augmenté, les premiers moteurs à piston ne pouvaient plus répondre aux besoins du vol à grande vitesse. Par conséquent, depuis les années 1950, les moteurs à turbine à gaz sont progressivement devenus courant.
En 1928, Sir Frank Whittle du Royaume-Uni a souligné dans sa thèse de remise des diplômes "Développement futur dans la conception des avions" tout en étudiant à l'Académie militaire qui, selon les connaissances techniques à cette époque, le développement futur de moteurs à hélice ne pouvait pas s'adapter aux besoins d'une grande altitude ou de vitesses de vol dépassant 800 km / h. Il a d'abord proposé le concept de ce qu'on appelle maintenant un moteur à réaction (moteur moteur): de l'air comprimé est fourni à la chambre de combustion (combustion) à travers un piston traditionnel, et le gaz à haute température généré est directement utilisé pour propulser le vol, qui peut être considéré comme un moteur d'hélice et une conception de chambre de combustion. Dans les recherches ultérieures, il a abandonné l'idée d'utiliser un piston lourd et inefficace et a proposé d'utiliser une turbine (turbine) pour fournir de l'air comprimé à la chambre de combustion, et la puissance de la turbine a été obtenue à partir du gaz d'échappement à haute température. En 1930, Whittle a postulé pour un brevet et en 1937, il a développé le premier moteur à turbojet centrifuge au monde, qui a été officiellement utilisé dans les avions Gloster E.28 / 39 en 1941. Depuis lors, les moteurs à turbine à gaz ont dominé la puissance aéronautique et sont un symbole important.
Les moteurs d'avion peuvent être divisés en quatre types de base en fonction de leurs utilisations et caractéristiques structurelles: moteurs turbojetais, moteurs à turbofan, moteurs à turbosha et moteurs à turbopropulse:
Les moteurs à turbine à gaz d'aviation sont appelés moteurs à turbojet, qui sont les premiers moteurs à turbine à gaz utilisés. Du point de vue de la façon dont la poussée est générée, les moteurs turbojet sont les moteurs les plus simples et les plus directs. Le raisonnement repose sur la force de réaction générée par l'injection à grande vitesse du vortex. Cependant, le flux d'air à grande vitesse enlève beaucoup de chaleur et d'énergie cinétique en même temps, entraînant une grande perte d'énergie.
Le moteur du turbofan divise l'air qui s'écoule dans le moteur en deux chemins: le canal intérieur et le conduit extérieur, ce qui augmente le débit d'air total et réduit la température d'échappement et la vitesse du débit d'air du conduit intérieur.
Les moteurs à turboshish et à turbopropulseurs ne génèrent pas la poussée par injection de flux d'air, de sorte que la température et la vitesse d'échappement sont considérablement réduites, l'efficacité thermique est relativement élevée et le taux de consommation de carburant du moteur est faible, ce qui convient aux avions à longue portée. La vitesse de l'hélice ne change généralement pas et différentes poussées sont obtenues en ajustant l'angle de la lame.
Le moteur Propfan est un moteur entre les turbopropulseurs et les moteurs à turbofan. Il peut être divisé en moteurs propfan avec des cas d'hélice canalisés et des moteurs propfan sans cas d'hélice canalisé. Le moteur Propfan est le nouveau moteur d'économie d'énergie le plus compétitif adapté au vol subsonique.
Les moteurs aérospatiaux civils ont traversé plus d'un demi-siècle de développement. La structure du moteur a évolué du moteur de turbine centrifuge précoce au moteur à débit axial à rotor, du moteur turbojet à double rotor vers le moteur à turbofan à faible rapport de dérivation, puis au moteur à turbofan à rapport de contournement élevé. La structure a été continuellement optimisée avec la poursuite de l'efficacité et de la fiabilité. La température d'entrée de la turbine n'était que 1200-1300 k dans la première génération de moteurs turbojet dans les années 40 et 1950. Il a augmenté d'environ 200k à chaque mise à niveau d'avion. Dans les années 1980, la température d'entrée de la turbine des avions avancés de quatrième génération a atteint 1800-2000 k [1].
Le principe du compresseur d'air centrifuge est que la roue pousse le gaz à tourner à grande vitesse, de sorte que le gaz génère une force centrifuge. En raison du débit de pression d'expansion du gaz dans la roue, le débit et la pression du gaz après avoir traversé la roue sont augmentés et l'air comprimé est produit en continu. Il a une dimension axiale courte et un rapport de pression à un étage élevé. Le compresseur d'air axialflow est un compresseur dans lequel le débit d'air s'écoule essentiellement parallèle à l'axe de la roue rotative. Le compresseur à débit axial se compose de plusieurs étapes, chaque étape contient une rangée de lames de rotor et une rangée ultérieure de lames de stator. Le rotor est les lames de travail et la roue, et le stator est le guide. L'air est d'abord accéléré par les lames de rotor, décéléré et comprimé dans le canal de lame du stator, et répété dans les lames à plusieurs étapes jusqu'à ce que le rapport de pression total atteigne le niveau requis. Le compresseur à débit axial a un petit diamètre, ce qui est pratique pour une utilisation en tandem à plusieurs étapes pour obtenir un rapport de pression plus élevé.
Les moteurs à turbofan utilisent généralement le rapport de dérivation, le rapport de pression du moteur, la température de l'entrée de la turbine et le rapport de pression du ventilateur comme paramètres de conception:
Ratio de contournement (BPR): Le rapport de la masse de gaz traversant les conduits de sortie jusqu'à la masse de gaz qui coule à travers les conduits intérieurs du moteur. Le rotor à l'avant d'un moteur turbojet est généralement appelé compresseur à basse pression, et le rotor à l'avant d'un moteur à turbofan est généralement appelé ventilateur. Le gaz sous pression traversant le compresseur à basse pression passe à travers toutes les parties du moteur turbojet; Le gaz traversant le ventilateur est divisé en canaux intérieurs et extérieurs. Depuis l'émergence de moteurs à turbofan, le BPR a augmenté et cette tendance est particulièrement évidente dans les moteurs à turbofan civils.
Ratio de pression du moteur (EPR): le rapport de la pression totale à la sortie de la buse à la pression totale à l'entrée du compresseur.
Empérature d'entrée de la turbine: la température de l'échappement de la chambre de combustion lorsqu'elle pénètre dans la turbine.
Ratio de compression des ventilateurs: également appelé rapport de compression, le rapport de la pression de gaz à la sortie du compresseur à la pression de gaz à l'entrée.
Deux efficacités:
Efficacité thermique: une mesure de l'efficacité d'un moteur convertit l'énergie thermique générée par la combustion en énergie mécanique.
Efficacité de la propulsion: une mesure de la proportion de l'énergie mécanique générée par le moteur qui est utilisé pour propulser l'avion.
第一篇结束
2 Développement de la lame de turbine
Développement itératif
Prenant un moteur à turbofan à titre d'exemple, la valeur des lames représente jusqu'à 35%, et ils sont un élément essentiel de la fabrication de moteurs d'avion. Dans un moteur, il y a 3, 000 à 4, 000 lames d'aviation, qui peuvent être divisées en trois catégories: lames de ventilateur, les lames de compresseur et les lames de turbine. La valeur des lames de turbine est la plus élevée, atteignant 63%. Dans le même temps, ce sont également les lames avec la difficulté de fabrication la plus élevée et le coût de fabrication dans les moteurs à turbofan [2].
Dans les années 1970, les États-Unis ont été les premiers à utiliser les lames de solidification directionnelles PWA1422 dans les moteurs d'avions militaires et civils.
Après les années 1980, le rapport poussée / poids du moteur de troisième génération a augmenté à plus de 8, et les lames de turbine ont commencé à utiliser les SX de première génération, PWA1480, Renén4, CMSX -2 et le DD3 de la Chine. Sa capacité porteuse de température est de 80k plus élevée que celle de la meilleure solidification directionnelle coulant PWA1422 en alliage à haute température. Avantages. Couplée à la technologie creux de refroidissement du film, la température de fonctionnement des lames de turbine atteint 1600-1750 k. .
Le moteur turbofan de quatrième génération utilise le SXPWA1484 de deuxième génération, Renén5, CMSX -4 et DD6. En ajoutant des éléments RE et de la technologie de refroidissement par air à haute pression à haute pression, la température de fonctionnement des lames de turbine atteint 1800K -2000 k. À 2000k et 100h, la résistance durable atteint 140 MPa.
Le SX de troisième génération développé après les années 1990 comprend Renén6, CMRX -10 et DD9, qui présentent des avantages de force de fluage très évidents par rapport au SX de deuxième génération. Sous la protection des canaux de refroidissement complexes et des revêtements de barrière thermique, la température d'entrée de la turbine qu'il peut supporter atteint 3000K. L'alliage composé intermétallique utilisé dans les lames atteint 2200k, et la résistance durable de 100h atteint 100 MPa.
Actuellement en cours de développement sont la quatrième génération SX représentée par MC-NG [4], TMS -138, etc., et la cinquième génération SX représentée par TMS -162, etc. Sa composition est caractérisée par l'ajout de nouveaux éléments en terres rares telles que RU et PT, qui améliore significativement la performance de fluage à haute température de SX. La température de travail de l'alliage à haute température de cinquième génération a atteint 1150 degrés, ce qui est proche de la température de fonctionnement de la limite théorique de 1226 degrés.
3 Développement de superalliages monocristallins à base de nickel
3.1 Caractéristiques de composition et composition de phase de superalliages monocristaux à base de nickel
Selon le type d'éléments matriciels, les alliages à haute température peuvent être divisés en fer à base de fer, à base de nickel et à base de cobalt, et subdivisés en macrostructures de coulée, de forgeage et de métallurgie de poudre. Les alliages à base de nickel ont de meilleures performances à haute température que les deux autres types d'alliages à haute température et peuvent fonctionner longtemps dans des environnements à haute température rigoureux.
Les alliages à haute température à base de nickel contiennent au moins 50% de Ni. Leur structure FCC les rend très compatibles avec certains éléments d'alliage. Le nombre d'éléments d'alliage ajoutés au cours du processus de conception dépasse souvent 10. La communauté des éléments d'alliage supplémentaire est classé comme suit: (1) Ni, Co, Fe, Cr, Ru, RE, MO et W sont des éléments de première classe, qui servent d'éléments stabilisants à l'austénite; (2) Al, Ti, Ta et Nb ont des rayons atomiques plus importants, qui favorisent la formation de phases de renforcement telles que le composé Ni3 (Al, Ti, Ta, Nb), et sont des éléments de deuxième classe; (3) B, C et Zr sont des éléments de troisième classe. Leur taille atomique est beaucoup plus petite que celle des atomes de Ni, et ils sont facilement séparés aux joints de grains de la phase, jouant un rôle dans le renforcement des limites des grains [14].
Les phases des alliages monocristallines à haute température à base de nickel sont principalement: phase, phase, phase carbure et phase topologique remplie de serres (phase TCP).
Phase: La phase est une phase d'austénite avec une structure cristalline de FCC, qui est une solution solide formée par des éléments tels que Cr, Mo, Co, W, et RE dissous dans le nickel.
'Phase:' La phase est un composé intermétallique Ni3 (al, Ti) de la FCC, qui est formé comme une phase de précipitation et maintient une certaine cohérence et décalage avec la phase matricielle, et est riche en Al, Ti, Ta et d'autres éléments.
Phase en carbure: À partir de la deuxième génération de SX à base de nickel, une petite quantité de C est ajoutée, ce qui entraîne l'apparition de carbures. Une petite quantité de carbures est dispersée dans la matrice, ce qui améliore les performances à haute température de l'alliage dans une certaine mesure. Il est généralement divisé en trois types: MC, M23C6 et M6C.
Phase TCP: Dans le cas du vieillissement de service, des éléments réfractaires excessifs tels que Cr, Mo, W et RE favorisent la précipitation de la phase TCP. Le TCP est généralement formé sous la forme d'une plaque. La structure de la plaque a un impact négatif sur les propriétés de ductilité, de fluage et de fatigue. La phase TCP est l'une des sources de fissure de rupture de fluage.
Mécanisme de renforcement
La force des superalliages à base de nickel provient du couplage de plusieurs mécanismes de durcissement, y compris le renforcement solide de la solution, le renforcement des précipitations et le traitement thermique pour augmenter la densité de dislocation et développer une substructure de luxation pour assurer le renforcement.
Le durcissement de la solution solide est d'améliorer la résistance de base en ajoutant différents éléments solubles, notamment Cr, W, Co, Mo, RE et Ru.
Les différents rayons atomiques conduisent à un certain degré de distorsion du réseau atomique, ce qui inhibe le mouvement de la dislocation. Le renforcement de la solution solide augmente avec l'augmentation de la différence de taille atomique.
Le renforcement de la solution solide a également pour effet de réduire l'énergie du défaut d'empilement (SFE), inhibant principalement le glissement de dislocation, qui est le principal mode de déformation des cristaux non idéaux à des températures élevées.
Les grappes atomiques ou les microstructures d'ordre à courte portée sont un autre mécanisme qui aide à obtenir un renforcement par une solution solide. Les atomes RE dans le seggat SX dans la région de contrainte de traction du noyau de dislocation à l'interface / ', formant une "atmosphère de Cottrell", qui empêche efficacement le mouvement de la dislocation et la propagation des fissures. (Les atomes de soluté sont concentrés dans la zone de contrainte de traction des dislocations de bord, réduisant la distorsion du réseau, formant une structure de gaz de Coriolis et produisant un effet de renforcement solide fort. L'effet augmente avec l'augmentation de la concentration d'atomes de soluté et l'augmentation de la différence de taille)
RE, W, MO, RU, CR et CO renforcent efficacement la phase. Le renforcement de la solution solide de la matrice joue un rôle extrêmement important dans la force de fluage des alliages à haute température à base de nickel.
L'effet de durcissement des précipitations est affecté par la fraction de volume et la taille de la phase '. Le but d'optimiser la composition des alliages à haute température est principalement d'augmenter la fraction volumique de la phase et d'améliorer les propriétés mécaniques. Les alliages à haute température SX peuvent contenir 65% -75 à la phase ', entraînant une bonne résistance à la fluage. Cela représente la valeur maximale utile de l'effet de renforcement de l'interface / ', et une augmentation supplémentaire entraînera une diminution significative de la résistance. La résistance au fluage des alliages à haute température avec une fraction de volume de phase élevée est affectée par la taille des particules de phase. Lorsque la taille de la phase est petite, les dislocations ont tendance à grimper autour de lui, entraînant une diminution de la résistance au fluage. Lorsque les dislocations sont obligées de couper la phase, la résistance au fluage atteint son maximum. À mesure que les particules de phase augmentent en taille, les dislocations ont tendance à se pencher entre elles, entraînant une diminution de la résistance au fluage [14].
Il existe trois principaux mécanismes de renforcement des précipitations:
Renforcement de l'inadéquation du réseau: «La phase est dispersée et précipitée dans la matrice de phase de manière cohérente. Les deux sont des structures FCC. L'inadéquation du réseau reflète l'état de stabilité et de stress de l'interface cohérente entre les deux phases. Le meilleur cas est que la matrice et la phase précipitée ont la même structure cristalline et les mêmes paramètres de réseau de la même géométrie, de sorte que des phases plus précipitées peuvent être remplies dans la phase. La plage de décalage des alliages à haute température à base de nickel est de 01%. RE et RU sont évidemment séparés avec la phase. L'augmentation de RE et RU augmente le décalage du réseau.
Renforcement de l'ordre: la coupe de dislocation provoquera un trouble entre la matrice et la phase précipitée, nécessitant plus d'énergie
Mécanisme de dérivation de la dislocation: appelé mécanisme d'Orowan (inclinaison d'Orowan), c'est un mécanisme de renforcement dans lequel la phase précipitée dans la matrice métallique entrave la dislocation en mouvement de la continuation de se déplacer. Principe de base: lorsque la dislocation mobile rencontre une particule, elle ne peut pas passer, entraînant un comportement de contournement, la croissance des lignes de dislocation et la force de conduite requise augmente, entraînant un effet de renforcement.
3.3 Développement de méthodes de coulée en alliage à haute température
Le premier alliage utilisé dans des environnements à haute température remonte à l'invention du Nichrome en 1906. L'émergence de compresseurs turbo et de moteurs à turbine à gaz a stimulé le développement substantiel d'alliages à haute température. Les lames de la première génération de moteurs à turbine à gaz ont été produites par extrusion et forge, ce qui avait évidemment les limites de l'époque. À l'heure actuelle, les lames de turbine en alliage à haute température sont principalement fabriquées par la coulée d'investissement, en particulier la solidification directionnelle (DS). La méthode DS a été inventée pour la première fois par l'équipe Versnyder de Pratt & Whitney aux États-Unis dans les années 1970 [3]. Au cours des décennies de développement, le matériau préféré pour les lames de turbine est passé de cristaux équiaxés aux cristaux colomnaires, puis optimisées en matériaux en alliage à haute température monocusstal.
La technologie DS est utilisée pour produire des composants SX en alliage de noyau en colonnes, ce qui améliore considérablement la ductilité et la résistance aux chocs thermiques des alliages à haute température. La technologie DS garantit que les cristaux colomnaires produits ont une orientation [001], qui est parallèle à l'axe de contrainte principal de la pièce, plutôt qu'à une orientation cristalline aléatoire. En principe, DS doit s'assurer que la solidification du métal fondu dans la coulée est réalisée avec le métal d'alimentation liquide toujours dans un état juste solidifié.
La coulée des cristaux colonnes doit répondre à deux conditions: (1) le flux de chaleur unidirectionnel garantit que l'interface solide-liquide au point de croissance du grain se déplace dans une direction; (2) Il ne doit pas y avoir de nucléation devant la direction mobile de l'interface solide-liquide.
Étant donné que la fracture de la lame se produit généralement dans la structure faible à haute température de la limite des grains, afin d'éliminer la limite des grains, un moule de solidification avec une structure "sélecteur de grains" est utilisé pendant le processus de solidification directionnel. La taille transversale de cette structure est proche de la taille des grains, de sorte qu'un seul grain cultivé de manière optimale entre dans la cavité du moule de la coulée, puis continue de croître sous la forme d'un seul cristal jusqu'à ce que la lame entière soit composée d'un seul grain.
Le sélecteur de cristal peut être divisé en deux parties: le bloc de départ et la spirale:
Au début du processus DS, les grains commencent à se nucléer au bas du bloc de départ. Au début de la croissance des grains, le nombre est important, la taille est petite et la différence d'orientation est grande. Le comportement de croissance concurrentiel entre les grains domine et l'effet de blocage géométrique de la paroi latérale est faible. À l'heure actuelle, l'effet d'optimisation d'orientation est évident; Lorsque la hauteur des grains dans le bloc de départ augmente, le nombre de grains diminue, la taille augmente et l'orientation est proche. Le comportement de croissance concurrentiel entre les grains diminue et l'effet de blocage géométrique de la paroi latérale domine, garantissant que la direction cristalline peut être optimisée en continu, mais l'effet d'optimisation d'orientation est affaibli. En réduisant le rayon du bloc de départ et en augmentant la hauteur du bloc de départ, l'orientation des grains entrant dans la section en spirale peut être efficacement optimisée. Cependant, l'augmentation de la durée du bloc de départ raccourcira l'espace de croissance efficace de la coulée et vous donnera un cycle de production et un coût de préparation. Par conséquent, il est nécessaire de concevoir raisonnablement la structure géométrique du substrat.
La fonction principale de la spirale est de sélectionner efficacement des monocristaux, et la capacité d'optimiser l'orientation des grains est faible. Lorsque le processus DS est effectué en spirale, le canal incurvé offre un espace pour la croissance de la branche de la dendrite et les dendrites secondaires des grains avancent dans le sens de la ligne Liquidus. Les grains ont une forte tendance de développement latérale et l'orientation des grains est dans un état fluctuant, avec un faible effet d'optimisation. Par conséquent, la sélection de grains dans la spirale dépend principalement de l'avantage de restriction géométrique, de l'avantage de croissance concurrentiel et de l'avantage d'expansion spatiale des grains dans le segment en spirale [7], plutôt que l'avantage de croissance de l'orientation préférée des grains, qui a une forte aléatoire [6]. Par conséquent, la principale raison de la défaillance de la sélection des cristaux est que la spirale ne joue pas le rôle de la sélection de cristaux monocristaux. En augmentant le diamètre extérieur de la spirale, en réduisant la hauteur, le diamètre de la surface en spirale et en réduisant l'angle de départ, l'effet de sélection des cristaux peut être considérablement amélioré.
La préparation de lames de turbine monocristallines creuses nécessite plus d'une douzaine d'étapes (fonderie en alliage maître, préparation de la coquille de membrane monocristalline, préparation du noyau en céramique de configuration complexe, moulage par fusion, solidification directionnelle, traitement thermique, traitement de surface, préparation de revêtement de barrière thermique, etc.). Le processus complexe est sujet à divers défauts, tels que les grains errants, les taches de rousseur, les joints de grains à petit angle, les cristaux de strie, la déviation d'orientation, la recristallisation, les joints de grains à grand angle et la défaillance de la sélection des cristaux.
第2篇结束
4 Formation de défauts dans le processus DS
À mesure que la structure des lames de turbine avancées devient plus complexe et plus grande, une variété de défauts de solidification tels que les grains errants, les taches de rousseur, les joints de grains à faible angle, les cristaux striés, la déviation d'orientation, la recristallisation, les joints de grains à angle élevé et la défaillance de la sélection des cristaux sont plus susceptibles de se produire pendant le processus de croissance monocristalliste. Le coulage des lames de turbine sous forme de monocristaux est un défi considérable pour les fonderies.
Les problèmes existants dans les lames de turbine monocristallines sont principalement concentrés dans le processus de croissance, qui est étroitement lié à la structure et au processus de croissance des lames de turbine monocristallines. First, the turbine blade body is thin, the tenon is thick and large, the cross-sectional shape is variable, the curvature varies greatly, the internal cooling structure is extremely complex, and there are many microstructures such as air mold holes and spoiler columns, which lead to tortuous and variable dendrite growth paths and drastic changes in growth rate, which can easily cause dendrite torsion and orientation deviation, and induce solidification défauts. Plus sérieusement, l'augmentation de la taille de la lame de turbine étendra le chemin de croissance du monocristal, en particulier à l'extrémité de la plaque de refroidissement de l'eau. Au stade ultérieur de la croissance monocristallière, le gradient de température diminue fortement avec l'augmentation de la distance, ce qui fait croître les dendrites de manière divergente et augmentant la tendance des défauts de solidification à se former [6].
Grains errants
Les cristaux piégés se réfèrent aux régions amorphes entre les joints de grains ou les cristaux formés par deux ou plusieurs cristaux entrelacant, collisant ou se croissance dans un matériau. Dans la plaque de bord de la lame de turbine SX, la section transversale de la coulée connaîtra un changement soudain de la taille géométrique, et la distribution du champ de température dans cette zone est très complexe; Pendant le processus de solidification de la lame, la sous-refroidissement en alliage au bord de la coulée dépasse la sous-refroidissement de la nucléation critique de l'alliage, entraînant une nucléation hétérogène des impuretés au bord de la coulée, formant des cristaux de tramp de bord [9].
Des études antérieures ont montré que lorsque la taille de la plaque de bord est petite, les dendrites d'ordre supérieur des grains d'origine se développent dans la plaque de bord et aucun cristal de tramp ne se forme. À mesure que la taille de la plaque de bord augmente, un grand nombre de cristaux de tramp fin se forment d'abord aux coins intérieurs de la plaque de bord, et quelques cristaux de tramp se développent dans la plaque de bord sous la forme de dendrites, supprimant les grains d'origine au centre de la plaque de bord [6]. Alors que la taille de la plaque de bord continue d'augmenter, il y a une grande refroidissement sous-flux au bord de la plaque de bord, le liquide allié se solidifie rapidement et une grande contrainte de retrait de solidification est générée; Les performances de dissipation thermique de la zone de transition de la plaque à bord de lame sont médiocres, la refroidissement sous-flux est petite et les dendrites générées sont brisées par la contrainte de rétrécissement, formant des cristaux de tramp qui se développent vers le centre de la plaque de bord [9]. Selon la recherche expérimentale, la réduction de la hauteur de la plate-forme, l'augmentation de la longueur de la plate-forme, le côté extérieur de la plate-forme et la composition en alliage avec une teneur élevée des éléments réfractaires (re, w, ta, hf) augmentent tous la tendance de la formation de cristaux d'impureté [10].
La formation de cristaux d'impureté sur la plaque de bord peut être contrôlée en optimisant le processus de solidification directionnel (réduction du taux de solidification), un traitement de revêtement local (revêtement avec des matériaux de résistance thermique) et l'ajout d'un système de semis.
Fcompter
Dans le stade ultérieur de la croissance des lames monocristallines, en particulier à une distance de la plaque de refroidissement de l'eau, il est facile de former des grains équiaxés fins en forme de chaîne parallèles à la direction de croissance cristalline. Parce que la surface du défaut après la corrosion macroscopique montre des taches évidentes, elle est appelée taches de rousseur ou chaînes de taches de rousseur. À l'heure actuelle, la structure des lames de turbine a tendance à être compliquée, et la teneur en éléments en alliage à haut point de fusion dans l'alliage continue d'augmenter, ce qui entraîne une augmentation de la tendance de la formation de taches de rousseur.
Le mécanisme de formation des taches de rousseur est principalement causée par la convection du liquide en alliage causée par la ségrégation du soluté lors de la solidification, et est également liée au remontage des dendrites secondaires et à la déviation des dendrites primaires. Dans le processus DS, W et RE sont enrichis dans la zone de la tige de la dendrite, et Al et TA sont enrichis dans le liquide en alliage entre les dendrites. Il y a une différence de densité entre la première et la seconde. À mesure que la zone pâteuse se solidifie, la différence entre la densité du liquide en alliage dans la zone pâteuse et la densité du liquide à la front de solidification augmente. La distribution de densité du haut lourd et du fond léger fait que le liquide en alliage dans la zone pâteuse est soumis à une flottabilité ascendante. Lorsque la résistance visqueuse du liquide en alliage dans la zone pâteuse est dépassée, le liquide en alliage dans la zone pâteuse sera convecteur entre les dendrites et former un canal de convection d'une certaine largeur dans la zone pâteuse. L'écoulement de ce liquide en alliage fait fondre ou brisera les dendrites pour former des fragments de dendrite. Si ces fragments de dendrite n'ont pas le temps de sortir du canal avec le liquide en alliage et de rester dans le canal, ils formeront des taches sur la surface de coulée lorsque le canal se solidifie [11].
L'augmentation du contenu des composants TA et Al ALLIAG et la réduction du contenu de W et RE peut aider à réduire la tendance de la formation de taches de rousseur. Dans le processus DS, l'augmentation du taux de traction et l'augmentation du gradient de température peuvent réduire la tendance de la formation de taches de rousseur. Les vibrations peuvent affaiblir considérablement la convection de la phase liquide pendant la solidification directionnelle, réduisant ainsi la tendance de la formation de taches de rousseur.
Limite de grains à angle bas
La formation de joints de grains à faible angle est liée à la déviation d'orientation des dendrites causées par la déformation de la dendrite: (1) la contrainte thermomécanique générée par la précipitation de la phase pendant la croissance en régime permanent; (2) l'obstruction et l'extrusion de la coquille de moisissure provoquent une contrainte de rétrécissement dans les dendrites; (3) La convection de soluté causée par le champ de température inégal dans la zone pâteuse et la force asymétrique sur les dendrites entraînent une déformation plastique des dendrites, ce qui déclenche le changement cumulatif de l'orientation de la dendrite. La limite du grain à faible angle est formée à la jonction de la dendrite déviée et de la dendrite non déflitée d'origine.
Lorsqu'une lame monocristalline de grande taille se solidifie, il est difficile pour l'interface S / L de maintenir un état plan (concave lorsque la vitesse de traction est élevée et convexe lorsque la vitesse de traction est faible). La direction du gradient de température de l'interface S / L non tendue ne coïncide pas avec la direction axiale de l'échantillon. Toute fluctuation du processus de solidification peut entraîner des changements d'orientation, formant ainsi des joints de grains à faible angle. Ces fluctuations peuvent provoquer une croissance de certaines dendrites dans un état non strict au cours du processus de croissance de la zone d'expansion au corps de la lame, entraînant l'angle de la limite de grains à faible angle du corps de la lame principalement concentré dans la plage de 2 degrés à 2 degrés -6. Ceci est déterminé par les propriétés de solidification de l'alliage, et il est difficile de trouver un moyen raisonnable de l'éviter [12].
Le nombre de joints de grains à angle de petit angle dans la zone d'extension est significativement inférieur à celui du corps de la lame, et l'angle de désorientation est également beaucoup plus petit, mais le nombre d'emplacements avec des angles de désorientés inférieurs à 2 degrés dans la zone d'extension et le corps de la lame est comparable, ce qui indique qu'ils ont des capacités comparables pour produire de petites affirmations. En effet, la zone d'extension est dans les premiers stades de la croissance monocristallière, et la plupart des dendrites présentent une croissance à l'état d'équilibre, tandis que le nombre de dendrites dans la croissance à l'état d'équilibre dans la zone d'extension et le corps de la lame est comparable.
Cristal rayé
Les cristaux striés sont un type de défaut linéaire étroit à la surface d'une coulée, se produisant principalement sur la partie supérieure de la lame d'une moulage. Ils mesurent généralement environ 1 mm de large et plusieurs à des dizaines de mm de long, avec une position de départ identifiable. Ils disparaissent généralement après avoir grandi pendant quelques centimètres, mais ils peuvent également se développer latéralement à toute la lame, se développant d'un défaut linéaire à un défaut à grande échelle tridimensionnel et se transformant en un défaut cristallin divers. La direction du cristal de strie est toujours fondamentalement cohérente avec la direction de croissance de la dendrite à cet endroit.
L'apparition de cristaux de strie est due au fait que le tronc principal d'une seule dendrite à la surface de la coulée est arraché dans la zone pâteuse, mais est soudé par le liquide résiduel, montrant un point de départ évident. La principale raison de cette déchirure est que le retrait de la dendrite causé par l'adhésion de la coquille est gravement entravé ou que la résistance à la dendrite est gravement endommagée en raison de la coupe de l'inclusion. La dendrite déchirée subira un certain degré de déviation globale, formant un grain étroit enfermé par une limite de grains à petit angle sur la structure de la matrice [12].
Recristallisation
SX est principalement composé de phase et de phase sous forme de combinaison eutectique. Lorsque l'énergie locale est élevée en raison de la concentration de stress de déformation dans la zone locale de la surface, puis lorsqu'elle atteint une certaine température dans le chauffage ultérieur, la phase se dissout dans l'alliage monocristallin. Après la dissolution, il est très facile de former une structure cellulaire dans la zone de dissolution de phase. La recristallisation de surface de SX commence d'abord dans la zone de tige de dendrite de la surface. L'organisation initiale est cellulaire. Ensuite, les grains commencent à se développer progressivement dans la phase de phase eutectique / `` contenant une phase grossière ''. La croissance des grains recristallisés s'accompagne d'une interface claire entre les grains de cristal et la matrice [13]. Une condition importante pour la formation de grains recristallisés: la dissolution de la phase de fonte.
