ГОСУДАРСТВЕННЫЙ НАУЧНЫЙ ЦЕНТР РОССИЙСКОЙ ФЕДЕРАЦИИ –

Акционерное общество «Научно-производственное объединение «Центральный

научно-исследовательский институт технологии машиностроения»

На правах рукописи

Яковлев Евгений Игоревич

ИССЛЕДОВАНИЕ И РАЗРАБОТКА ПРОЦЕССА НАПРАВЛЕННОЙ

КРИСТАЛЛИЗАЦИИ С ОХЛАЖДЕНИЕМ ФОРМ АРГОНОМ ДЛЯ ЛИТЬЯ

КРУПНОГАБАРИТНЫХ ЛОПАТОК ГАЗОВЫХ ТУРБИН

(05.16.04 - Литейное производство)

Диссертация на соискание ученой степени

кандидата технических наук

Научный руководитель

доктор технических наук

Э.Л. Кац

Москва 2015

2

Оглавление

1 Введение. 8

ГЛАВА 1. Анализ существующих процессов направленной

кристаллизации лопаток газовых турбин

15

1.1 Процесс направленной кристаллизации с охлаждением по методу

Бриджмена-Стокбаргера.

15

1.2 Процесс направленной кристаллизации с охлаждением в

жидкометаллическом охладителе LMC.

19

1.3 Альтернативный кристаллизатор. 25

1.4 Процесс направленной кристаллизации с охлаждением

поверхности форм струями инертного газа в вакууме (GCC).

26

ГЛАВА 2. Аналитическое исследование тепловых параметров

газового охлаждения при направленной кристаллизации.

29

3. ГЛАВА 3. Разработка методики экспериментальных исследований. 34

3.1. Общие положения. 35

3.2. Моделирование на «тонкой стенке». 37

ГЛАВА 4. Экспериментальные исследования зависимости

распределения коэффициента теплоотдачи αк по поверхности

формы от параметров газового охлаждения.

46

4.1. Зависимость коэффициента теплоотдачи αк от исходной скорости

газа и конструкции сопла.

46

4.2. Зависимость коэффициента теплоотдачи αк от горизонтальных

углов натекания газа на форму, диаметра критического сечения

сопла и расстояния от сопла до формы.

51

4.3. Зависимость коэффициента теплоотдачи αк от полного давления

струи газа и давления газа в барокамере.

57

4.4. Зависимость коэффициента теплоотдачи αк от вертикальных углов

натекания газа на форму.

64

4.5. Особенности газового охлаждения блока лопаток. 68

3

4.6. Выбор целесообразных параметров процесса направленной

кристаллизации с газовым охлаждением форм.

72

ГЛАВА 5. Реализация технологического процесса ПГО

направленной кристаллизации с охлаждением форм аргоном для

литья крупногабаритных лопаток газовых турбин.

76

5.1. Постановка задач и выбор объектов. 76

5.2. Модернизация оборудования. 77

5.3. Освоение технологического процесса направленной

кристаллизации с охлаждением форм аргоном и отливка опытной

партии лопаток.

88

5.4. Структура и свойства сплава ЧС88У. 99

ГЛАВА 6. Разработка коррозионностойкого жаропрочного

никелевого сплава.

107

6.1. Критерии и принципы легирования коррозионностойких

жаропрочных никелевых сплавов.

107

6.2. Разработка сплава НКМ-1 с направленной структурой для лопаток

перспективных высокотемпературных газовых турбин.

112

Общие выводы. 118

Список использованной литературы. 121

Приложение №1 Патент № 2536853 от 20.10.2014г. «Способ

получения отливки лопатки газовой турбины с направленной и

монокристаллической структурой».

132

Приложение №2 Акт об использовании результатов кандидатской

диссертационной работы.

139

Приложение №3 Протоколы исследований сплава ЧС88У с

направленной структурой.

140

Приложение №4 Патент № 2524515 от 27.07.2014г. «Жаропрочный

сплав на основе никеля для литья рабочих лопаток газотурбинных

установок».

142

4

Приложение №5 Протоколы исследований сплава НКМ-1 с

направленной структурой.

151

5

Сокращения и обозначения.

ПГО – процесс направленной кристаллизации с газовым охлаждением форм

аргоном;

ГТД – газотурбинный двигатель;

ГТУ – газотурбинная установка;

НК – направленная кристаллизация;

МК – монокристалл;

GCC – Gas Cooling Casting (метод газового охлаждения форм);

LMC – метод жидкометаллического охлаждения в расплаве алюминия;

АК – альтернативный кристаллизатор;

ЖС – жаропрочный сплав;

ПШЗ – паспортная шихтовая заготовка;

а – коэффициент температуропроводности газа;

М – число Маха;

q – удельный тепловой поток;

Ԑпр.– приведенная степень черноты;

φ – коэффициент облученности;

Т – абсолютная температура излучающей поверхности;

То – абсолютная температура поверхности охлаждения;

α – коэффициент теплоотдачи;

αк – коэффициент конвективной теплоотдачи;

αл – коэффициент теплоотдачи лучеиспусканием (излучением);

л – среднее значение коэффициента теплоотдачи лучеиспусканием поверхности

формы;

Т1– среднее значение абсолютной температуры поверхности формы;

Vп – скорость перемещения (протяжки) формы;

6

W – скорость кристаллизации;

G – градиент температур;

T1 – температура поверхности формы;

K – показатель адиабаты;

Ср – изобарная теплоемкость газа;

Сν – изохорная теплоемкость газа;

dкр – диаметр критического сечения сопла;

P0 – полное давление газа в струе;

Pк – давление в окружающем пространстве;

Fо – суммарное критическое сечение сопел;

ε – степень черноты поверхности стенки;

φ – коэффициент облученности;

Tw1 – температура поверхности в момент времени τ1 начала обдува при

обтекании модели;

Tw2 – температура в момент времени τ1+Δτ;

Tг – температура охлаждающего газа;

𝛾 – плотность материала стенки;

с – теплоемкость материала стенки;

λ – коэффициент теплопроводности материала стенки;

δ – толщина стенки;

τ – время;

G – расход газа;

т – уровень начальной турбулентности в струе;

γ– горизонтальный угол наклона оси сопла к модели;

β – угол вертикального наклона оси сопла;

Хw – расстояние от среза сопла до модели;

S – криволинейная координата в направлении хорды модели;

Z – координата по высоте модели;

7

Nu – критерий Нуссельта;

Re – критерий Рейнольдса;

Pr – критерий Прандтля;

Vг – скорость газовой струи;

d – поперечный размер газовой струи;

υ – коэффициент кинематической вязкости газа;

с – скорость звука;

КТЛР – коэффициент термического линейного расширения;

Е – модуль Юнга;

ТПУ-фаза – топологически плотно упакованная фаза;

Δa – mismatch ( несоответствие параметров решеток γ и γ’- фаз).

8

Введение

В перспективных наземных газотурбинных установках ГТУ с

повышенным КПД металл лопаток должен обладать высокими

характеристиками жаропрочности, пластичности и сопротивления

термоусталостным нагрузкам при удовлетворительной коррозионной стойкости

для обеспечения эксплуатационных температур металла на уровне 870 - 910˚С.

В соответствии с опытом ведущих мировых фирм по производству

мощных ГТУ, для решения этих задач целесообразно разработать

технологический процесс литья крупногабаритных рабочих лопаток с

направленной или монокристаллической структурами.

Рост кристаллов начинается сразу после возникновения в расплаве центров

кристаллизации и формирующаяся структура во многом определяется величиной

переохлаждения [1-11].

Кристаллизация носит дендритный характер, в результате которой

образуется четко выраженная преимущественная ориентировка кристаллов [12-

15].

Особенности структурообразования и конкурентного роста при

направленной кристаллизации на данный момент широко исследованы и

представлены в следующих работах [16 -36].

Методом направленной кристаллизации могут быть получены отливки со

столбчатой структурой случайной ориентации, столбчатой направленной

структурой и с монокристаллической структурой.

В России на начальном этапе развития процесса направленной

кристаллизации была принята технология, при которой во время литья в форму с

дном происходило зарождение малого количества зерен, и, в результате, в

отливках получалась структура из столбчатых кристаллов случайной

ориентации. При исследовании лопаток с такой структурой было обнаружено,

что прочностные свойства в кристаллографическом направлении <011> ниже,

чем у лопаток с равноосной поликристаллической структурой.

9

А при зарождении большого количества зерен и дальнейшего

конкурентного роста в кристаллоотборнике формируется направленная

структура лопатки, в которой зерна ориентированы в кристаллографическом

направлении <001>, а границы зерен параллельны направлению главных

растягивающих напряжений при эксплуатации лопатки в турбине [7,8,16].

Для обеспечения монокристаллической структуры наиболее

целесообразными являются способы, когда зарождение происходит от

тугоплавкой монокристаллической затравки, от которой через кристалловвод в

результате направленной кристаллизации формируется структура всей отливки

[37-40] и комбинированный способ «затравка плюс кристаллоотборник» [41-42].

Монокристаллическая структура обеспечивает наиболее высокий уровень

свойств, особенно по сопротивлению термоусталостным нагрузкам. Однако,

процент брака при литье монокристаллических крупногабаритных лопаток с

протяженными полками больше, чем при формировании направленной

структуры. Поэтому выбор структуры лопаток определяется конструкторскими

требованиями и экономическими соображениями.

Применяемый за рубежом метод Бриджмена-Стокбаргера характерен

малой скоростью охлаждения при направленной кристаллизации, что часто

приводит к дефектам структуры лопаток и является причиной низкой

производительности процесса.

Используемый в России метод жидкометаллического охлаждения в

расплаве алюминия позволяет существенно повысить скорость охлаждения при

кристаллизации, что обеспечивает устранение ликвационных дефектов,

характерных для метода Бриджмена-Стокбаргера. Этот процесс успешно

внедрен для литья малогабаритных (длиной до 200 мм) авиационных лопаток.

Но при литье крупногабаритных рабочих лопаток перспективных наземных ГТУ

возникает ряд технологических проблем (образование недопустимых дефектов

из-за проникновения расплава алюминия на поверхность отливки через трещины

формы, возникшие в процессе охлаждения отливки, и др.), которые делают его

неэффективным.

10

В современных мощных энергетических турбинах США и Европы длина

рабочих лопаток различных ступеней находится в диапазоне от 250 мм до 1000

мм. В последних моделях мощных энергетических турбин предусмотрены

лопатки с направленной структурой длиной свыше 1000 мм.

Для таких лопаток весьма актуальной является проблема разработки

специализированного технологического процесса направленной кристаллизации,

который, обладая достоинствами ускоренного охлаждения, исключил бы те

затруднения, которые возникают при использовании жидкометаллического

охладителя при направленной кристаллизации крупногабаритных лопаток

турбин.

Этим условиям может удовлетворять процесс направленной

кристаллизации с газовым охлаждением отливок Gas Cooling Casting – GCC,

однако патенты [43, 44] не содержат конкретных данных об целесообразных

условиях реализации этого процесса, включая тепловые и аэродинамические

параметры, состав инертного газа и особенности конструкции установки с

газовым охлаждением форм.

Кроме того, для обеспечения необходимых служебных характеристик

высокотемпературных газовых турбин необходимо использование жаропрочного

коррозионностойкого никелевого сплава. Особенности легирования

отечественных жаропрочных никелевых сплавов для лопаток современных

авиационных турбин, последние тенденции и разработки в этом направлении

представлены в следующих работах [45-56]. Однако применение авиационных

жаропрочных никелевых сплавов в промышленных газотурбинных установках

нецелесообразно, поскольку при температуре метала ~ 900 ͦ С ключевой

характеристикой становится коррозионная стойкость [57], показатели которой в

авиационных жаропрочных сплавах невелики, а современные покрытия в силу

диффузионных процессов при длительной эксплуатации оказываются

неэффективными. На данный момент коррозионностойкий жаропрочный

никелевый сплав с направленной структурой, способный работать на

длительный ресурс (~10-25 т. час.) при температурах 870-910 ͦ С в Российской

11

Федерации не разработан, что ограничивает эксплуатационные характеристики

крупногабаритных лопаток газовых турбин.

Таким образом, в данной работе необходимо разработать технологический

направленной кристаллизации и коррозионностойкий жаропрочный сплав для

литья крупногабаритных лопаток газовых турбин.

Научная новизна:

1. Разработана оригинальная методика моделирования газового охлаждения

форм при направленной кристаллизации с использованием теории

подобия.

2. Впервые исследованы и установлены зависимости коэффициента

конвективной теплоотдачи литейной формы от комплекса характеристик

газового охлаждения при направленной кристаллизации для обеспечения

качественного структурообразования крупногабаритных лопаток газовых

турбин.

3. Обоснована достаточно высокая эффективность охлаждения при

использовании аргона в качестве охладителя форм для направленной

кристаллизации крупногабаритных лопаток турбин.

4. Выявлены объективные технологические преимущества разработанного

процесса направленной кристаллизации с охлаждением форм аргоном

(ПГО) по сравнению с существующими методами направленной

кристаллизации крупногабаритных лопаток.

Достоверность полученных результатов и обоснованность выводов

обеспечиваются корректностью постановки задач исследования, комплексным

подходом к их решению с использованием фундаментальных тепловых,

аэродинамических и материаловедческих закономерностей, а также

современных методов и методик, анализом литературных данных и критическим

сопоставлением полученных в работе результатов.

12

Практическая ценность и реализация результатов работы:

1. На основе аналитических, экспериментальных и производственных работ

определены целесообразные параметры охлаждения форм аргоном в

процессе направленной кристаллизации крупногабаритных лопаток

газовых турбин:

Использование в качестве охладителя – инертного газа аргона,

Скорость газовой струи на выходе из сопла – 2,8 М (числа Маха),

Полное давление струи газа Ро = (4,0 – 5,0)·105 Па, при кристаллизации

массивного замка (толщиной более 40 мм) – (7,0 – 7, 5)·105 Па,

Давление в барокамере Рк = (0,10 – 0,30) ·105 Па,

Горизонтальный угол наклона оси сопел γ = (45 ± 15)º,

Вертикальный угол наклона оси сопел β = (20 ± 10)º,

Расположение центров пятен охлаждения на расстоянии в пределах 52 – 70

мм от экрана,

Расстояние от оси сопла до модели Xw = (55 ± 30) мм,

Плотное радиальное расположение лопаток в блоке c центральным

размещением стояка,

При литье крупногабаритных лопаток целесообразно использовать

следующие варианты:

с хордой менее 50 мм-схему расположения одного сопла,

с хордой 50 - 70 мм-схему расположения двух сопел,

с хордой более 70 мм-схему расположения трех сопел.

Оригинальность разработанного процесса подтверждается патентом РФ (№

2536853 от 20.10.2014 г.).

2. Проведена на ОАО «НПО «Сатурн» модернизация промышленного

оборудования для направленной кристаллизации с охлаждением форм

аргоном.

3. Разработана и освоена технология направленной кристаллизации ПГО на

модернизированной установке, которая позволяет повысить

13

производительность по сравнению с процессом Бриджмена-Стокбаргера в

1,8 -2,0 раза, и изготовлена опытная партия рабочих лопаток I ступени

турбины ГТД-110.

4. Разработан химический состав нового высокожаропрочного

коррозионностойкого сплава с направленной структурой НКМ-1,

обеспечивающий существенное повышение свойств металла лопаток

(патент № 2519075 от 10.06.2014 г.).

5. Направленная кристаллизация крупногабаритных лопаток из нового

сплава НКМ-1 позволяет при использовании его в рабочих лопатках I

ступени добиться в перспективной высокотемпературной турбине

повышения температуры газа на входе до 1350°С (вместо 1220°С в

турбине ГТД-110) и увеличить КПД турбины до 38,5 % (вместо35- 36% в

ГТД-110).

6. Создан научно-технический задел производства крупногабаритных

лопаток, изготавливаемых методом направленной кристаллизации, для

отечественных мощных высокотемпературных ГТУ повышенной

эффективности.

На защиту выносятся:

1. Методика моделирования газового охлаждения форм при направленной

кристаллизации.

2. Выявленная зависимость распределения коэффициента теплоотдачи на

поверхности формы от параметров газового охлаждения.

3. Концепция выбора целесообразных параметров газового охлаждения для

направленной кристаллизации турбинных лопаток.

4. Параметры процесса направленной кристаллизации с охлаждением форм

аргоном.

5. Методическое обеспечение реализации технологического процесса

направленной кристаллизации с охлаждением форм аргоном и нового

14

высокожаропрочного коррозионностойкого сплава с направленной

структурой.

6. Химический состав нового высокожаропрочного коррозионностойкого

сплава для литья крупногабаритных лопаток с направленной структурой

перспективных высокотемпературных газовых турбин.

15

ГЛАВА 1. Анализ существующих процессов направленной

кристаллизации лопаток газовых турбин

Направленная и монокристаллическая структура может быть получена

несколькими способами, представленными в данных работах [58 - 60]. В данной

главе проведен анализ используемых в промышленности процессов

направленной кристаллизации при литье лопаток газовых турбин.

1.1 . Процесс направленной кристаллизации с охлаждением по методу

Бриджмена-Стокбаргера.

В настоящее время в Западной Европе и США для изготовления лопаток с

направленной и монокристаллической структурой в основном используется

метод направленной кристаллизации Бриджмена-Стокбаргера [61 - 63], который

состоит в постепенном затвердевании расплава в форме за счет торцевого

охлаждения теплопроводностью в водоохлаждаемый холодильник

(кристаллизатор) и охлаждения излучением в вакууме от боковой поверхности

формы при ее перемещении из зоны нагрева в зону охлаждения (рисунок 1).

При этом эффект торцевого охлаждения ограничен длиной 40-60 мм,

вследствие возрастания термического сопротивления затвердевающего металла.

Эта длина близка к длине стартового устройства (кристалловвода) от

монокристаллической затравки до литой лопатки, так что собственно

монокристаллическая лопатка затвердевает вследствие охлаждения боковой

поверхности формы.

Лучистый поток от поверхности формы слагается из суммы отдельных

потоков от излучающих поверхностей в поверхности охлаждения.

Так, от j поверхности удельный тепловой поток qлуч.j вт/м2 определяется из

уравнения Стефана - Больцмана [64]:

16

Рисунок 1 – Процесс Бриджмена-Стокбаргера.

1. Отливка, 2. Мягкий теплозащитный экран, 3. Твердый теплозащитный экран,

4. Печь подогрева форм, 5. Кристаллизатор, 6. Зона охлаждения.

2

1

4

3

5

6

17

44

..100100

7,5 oj

jjпрjлуч

TTq , (1)

где Ԑпр.j – приведенная степень черноты; φj – коэффициент облученности;

Тj– абсолютная температура излучающей поверхности; То – абсолютная

температура поверхности охлаждения.

Величина коэффициента облученности φj [65] определяется углами

излучения от элемента j в поверхности охлаждения и, следовательно, изменяется

от 1 до 0.

Так, при радиальном расположении лопаток в литейном блоке с

центральным размещением стояка, в зависимости от угла между лопатками,

средние величины составляют 0,3-0,7, при тангенциальном расположении

лопаток величины поверхностей, обращенных к поверхности охлаждения,

составляют 0,7-1,0, а для поверхностей формы, обращенных к внутренней части

блока, = 0,1-0,3.

Величины приведенной черноты εпр.j зависят от коэффициентов черноты

формы и поверхности охлаждения и составляют 0,6-0,8.

Уравнение (1) для всей поверхности формы может быть записано в виде:

oTTл

q 1

, (2)

о

опр

лТТ

ТТ

1

44

1

1001007,5

, (3)

где л - среднее значение коэффициента теплоотдачи лучеиспусканием

поверхности формы,

1Т – среднее значение абсолютной температуры поверхности формы.

В процессе Бриджмена-Стокбаргера максимальные величины

коэффициента теплоотдачи αл для наружных поверхностей при тангенциальном

расположении лопаток составляют около 100 Вт/м2К, а среднее значение л при

радиальном расположении в блоке - 50 Вт/м2К.

18

Величины температур T1 формы в процессе Бриджмена-Стокбаргера,

обеспечивающие эффективную лучевую теплоотдачу, находятся в диапазоне

температур 1773- 1173 К (1400 - 900 ͦ С) , а температура T0 охлаждающей

поверхности, расположенной непосредственно под теплоизолирующим экраном

между зонами нагрева и охлаждения, составляет около 293 К (20 ͦ С). В

результате, в процессе Бриджмена-Стокбаргера тепловые потоки и,

следовательно, скорость охлаждения относительно малы.

Это приводит к необходимости ограничивать скорость Vп перемещения

(протяжки) формы крупногабаритной лопатки диапазоном 2-4 мм/мин., в

зависимости, главным образом, от площади поперечного сечения отливки,

термического сопротивления формы и конструкции литейного блока. При этом

на первых этапах перемещения формы скорость кристаллизации W составляет

весьма малые величины, а затем по мере возрастания величины числа

гомохронности Фурье Fo, скорости V и W становятся близки [66].

Как известно, при малых скоростях кристаллизации W в отливках

возникают структурные дефекты в виде ликвационных полос и пятен

(«фреклов»), крупных карбидов МС и эвтектических частиц (γ+γ’-фаз), а также

грубой дендритной структуры, которые существенно снижают

эксплуатационные характеристики лопаток [67].

При попытках увеличить скорость кристаллизации W за счет повышения

скорости протяжки V происходит смещение фронта ликвидуса в зону

охлаждения и возрастание соотношения величин поперечной и продольной

векторных составляющих градиента G на фронте ликвидуса, и в условиях

процесса Бриджмена-Стокбаргера при величине G > 0,2 [68] возникают

паразитные кристаллы, недопустимые в лопатках с направленной и

монокристаллической структурами.

Эти факторы часто приводят к необходимости для возрастания скорости

кристаллизации W, за счет некоторого повышения коэффициента теплоотдачи

αл, сокращать количество лопаток в блоке, увеличивая тем самым коэффициент

облученности φ. При этом производительность процесса Бриджмена-

19

Стокбаргера еще более уменьшается, особенно при литье крупногабаритных

лопаток стационарных турбин.

Таким образом, для улучшения качества направленной и

монокристаллической структур, повышения эксплуатационных свойств лопаток

и роста производительности процесса литья целесообразно повышение скорости

охлаждения при кристаллизации.

Величины теплового потока от поверхности отливки и скорости

охлаждения зависят от целого ряда факторов: температуры на оси отливки,

толщины стенки отливки, термического сопротивления формы, коэффициента

теплоотдачи α от наружной поверхности формы и температуры охлаждающей

поверхности или среды.

1.2. Процесс направленной кристаллизации с охлаждением в

жидкометаллическом охладителе LMC.

Как следует из вышеизложенного, одним из направлений увеличения

скорости охлаждения при направленной кристаллизации является повышение

коэффициента теплоотдачи α от наружной поверхности форм. На этой основе

было разработано устройство для жидкометаллического охлаждения LMC в

расплаве олова [69-71].

В случае охлаждения поверхности формы в жидкометаллическом

охладителе, тепловой поток от удельной поверхности формы определяется

уравнением Ньютона [72]:

oк TTq 1 , (4)

где αк – коэффициент конвективной теплоотдачи,

T1 – температура поверхности формы,

T0 – температура жидкометаллического охладителя.

Средняя величина коэффициента к конвективной теплоотдачи в расплаве

олова при температуре 573 К (300 ͦС), определенная по критерию Нуссельта [72],

составляет 6570 Вт/м2К.

20

Из решения уравнений теплового баланса отливки следует, что при

температуре поверхности отливки 1473 К (1200 ͦ С) и толщине стенки формы 10

мм процесс LMC в расплаве олова превосходит процесс Бриджмена-Стокбаргера

при величине коэффициента облученности φ = 0,5, по скорости охлаждения в 5,9

раза.

В период с семидесятых по девяностые годы в России [73] было создано

опытное оборудование и в настоящее время за рубежом - опытно-промышленное

оборудование для направленной кристаллизации с охлаждением в расплаве

олова [74,75].

Расплав олова имеет невысокую химическую активность по отношению к

стали, что позволяет при погружении формы в охладитель обеспечить перелив

вытесняемого олова в дополнительную стальную подогреваемую емкость и

последующее пневматическое возвращение олова в основной тигель после

извлечения формы с отливкой из охладителя.

Это обеспечивает в процессе LMC постоянство уровня олова вблизи

нижней поверхности теплоизолирующего экрана между зонами нагрева и

охлаждения установки. Кроме того, появляется возможность на поверхности

оловянной ванны разместить плавающий теплозащитный экран, достаточно

плотно облегающий поверхность формы при ее погружении в охладитель.

Эти мероприятия позволяют обеспечить максимальную величину

продольной и минимальную величину поперечной векторных составляющих

температурного градиента на фронте ликвидуса, а также высокие скорости

кристаллизации, что способствует формированию монокристаллической

структуры и подавлению структурных дефектов в отливках.

Вместе с тем промышленному внедрению жидкометаллического

охлаждения в расплаве олова препятствует ряд обстоятельств.

Так, узел охлаждения в олове для промышленного оборудования должен

представлять громоздкую и дорогостоящую конструкцию. Для литья

крупногабаритных лопаток вес оловянной ванны достигает нескольких тонн, при

этом приходится применять достаточно сложные системы терморегулирования

21

для исключения перегрева олова в верхней части емкости и поддержания

заданной температуры в ее нижней части. Недостатком при использовании

оловянной ванны является чрезмерно высокая скорость охлаждения отливки в

области средних и низких температур. Это, как показывает практика

направленной кристаллизации, приводит к возникновению больших остаточных

напряжений, что способствует короблению отливки, растрескиванию отливки и

формы.

Главный же недостаток охлаждения в расплаве олова – возможность

попадания олова на поверхность отливки через трещины формы, неизбежно

возникающие при затрудненном термическом сжатии отливки и формы в

процессе охлаждения. При попадании олова на поверхность отливки образуются

коррозионные раковины, что является недопустимым. Как известно, олово (Sn)

является вредной примесью жаропрочных сплавов, резко снижающей свойства

отливок даже при малой концентрации Sn в сплавах, поэтому совместное

использование жаропрочных сплавов и олова представляется нетехнологичным.

Указанные недостатки в значительной степени устранены в процессе

направленной кристаллизации в расплаве алюминия, длительное время

применяемом в промышленном производстве литых лопаток в России [76-82].

На рисунке 2 показана протяжка формы с расплавом из жаропрочного

сплава в ванну с расплавом алюминия, впервые реализованная на опытной

установке в 1975 году [73].

Установки для реализации этого метода представлены в работах [83,84].

Из теплофизического расчета по критерию Нуссельта [72, 85] следует, что

средняя величина коэффициента к конвективной теплоотдачи при охлаждении

в расплаве алюминия (Al) при температуре 973 К (700˚С) составляет 11600

Вт/м2К, что в 1,7 раза выше, чем величина αк при охлаждении в расплаве олова.

Это объясняется значительно более высокой теплопроводностью Al по

сравнению с Sn. Вместе с тем температурный напор от поверхности формы в

поверхность алюминиевой ванны существенно ниже, чем в олово.

22

Рисунок 2 – Протяжка формы в расплав алюминия.

1 – тигель индукционной плавильной печи;

2 – графитовый нагреватель зоны нагрева; 3 – керамическая форма;

4 – теплоизолирующий экран между зонами нагрева и охлаждения;

5 – водоохлаждаемый пояс ванны;

6 – тигель с расплавом алюминия;

7 – расплав алюминия; 8 – нагреватель ванны;

9 – кольцо подвески; 10 – подвеска.

23

Поэтому, как следует из решения уравнений теплового баланса, при

температуре поверхности отливки 1473 К (1200˚С) и толщине стенки формы 10

мм скорость охлаждения в расплаве алюминия в 1,6 раза ниже, чем в расплаве

олова, но в 3,7 раза выше, чем в процессе Бриджмена-Стокбаргера при

коэффициенте облученности φ = 0,5.

В настоящее время накоплен достаточно большой производственный опыт

использования алюминиевой ванны для литья лопаток длиной, главным образом,

до 200 мм с направленной и монокристаллической структурами, в которой

ликвационные дефекты, связанные с малой скоростью охлаждения при

кристаллизации, исключены [22].

Однако, при отливке крупногабаритных лопаток с использованием

расплава алюминия возникают ряд трудностей. Ниже приведено содержание

этих проблем, описанных специалистами ВИАМ [86].

Изменение масштабного фактора вызывает значительное увеличение

напряжений, действующих на оболочку формы при высоких температурах в

процессах литья и кристаллизации отливок. Увеличивается глубина погружения

формы в охладитель и время пребывания формы с отливкой в нем. Значительная

усадка закристаллизовавшегося сплава малогабаритной отливки происходит,

как правило, уже после того, как форма с отливкой извлечена из охладителя и

находится в печи подогрева форм при 1373-1473 К (1100 - 1200°C). При

дальнейшем охлаждении из-за разных коэффициентов терморасширения

материала формы и металла при затрудненной усадке происходит

растрескивание формы без каких-либо отрицательных последствий для отливки

или оборудования. При получении же крупногабаритных отливок, в связи с

увеличением времени пребывания формы с отливкой в охладителе и большом

гидростатическом давлении охладителя, происходит растрескивание оболочки

формы и попадание охладителя на отливку, еще не поднятую в исходную перед

заливкой позицию, что недопустимо, так как вызывает немедленный брак

деталей или неустранимые «язвы» при травлении на макроструктуру. Также

недостатками использования алюминиевой ванны являются: дорогостоящий

24

контейнер для расплава металла, расходы на приобретение большого

количества алюминия, большое количество затрачиваемой электроэнергии для

частого расплавления больших объемов охладителя (алюминия) [86].

В существующем процессе, в связи с высокой химической активностью

расплава алюминия, не удалось реализовать перелив расплава в другую емкость

для обеспечения стабильного уровня в непосредственной близости от

теплоизолирующего экрана между зонами нагрева и охлаждения. Исходный

уровень расплава алюминия находится на расстоянии 50-70 мм от нижней

поверхности экрана и постепенно поднимается по мере погружения формы в

расплав. Таким образом, на первом этапе этого процесса происходит охлаждение

боковой поверхности формы излучением, как в процессе Бриджмена-

Стокбаргера, с тем лишь отличием, что излучение в процессе Бриджмена-

Стокбаргера происходит в водоохлаждаемое кольцо с температурой поверхности

около 293 К (20˚С), расположенное непосредственно под теплоизолирующим

экраном между зонами нагрева и охлаждения установки, а в рассматриваемом

процессе – в верхние поверхности тигля с расплавом алюминия, имеющие

температуру около 773 К (500˚С) и в поверхность алюминиевой ванны с

температурой 973 К (700˚С). Указанные факторы приводят к смещению расплава

в интервале температур кристаллизации в зону охлаждения и уменьшению

величины продольной векторной составляющей градиента температуры на

фронте ликвидуса. В условиях охлаждения в расплаве алюминия допустимое для

формирования монокристаллической структуры соотношение продольной и

поперечной величин векторных составляющих градиента G < 0,3 [68]

достигается при скоростях перемещения формы в диапазоне 3-6 мм/мин.

Также при использовании алюминиевой ванны с неизбежной верхней

подвеской формы, в процессе заливки величина динамического давления на дно

формы в 2 раза превосходит статическое давление расплава, что увеличивает

опасность разрушения формы.

Кроме того, при использовании оловянной или алюминиевой ванны

происходит загрязнение ванны при попадании в нее порошка углерода от

25

нагревателей и теплоизоляции, частиц керамики от погружаемых форм и брызг

расплава при заливке, что приводит к необходимости периодической замены

ванны. Также при разрушении формы, расплав металла попадает в

жидкометаллическую ванну, после чего ее необходимо немедленно заменять.

Надо отметить, что при жидкометаллическом охлаждении форм

затрудняется возможность регенерации керамики после литья, так как

поверхность форм загрязняется охладителем.

Трудности реализации процесса жидкометаллического охлаждения

многократно возрастают при направленной кристаллизации блока

крупногабаритных лопаток, когда резко увеличивается объем ванны и трудности

ее терморегулирования, а также повышается опасность разрушения

керамических оболочек [87].

1.3. Альтернативный кристаллизатор.

В связи с недостатками процесса жидкометаллического охлаждения в

расплаве алюминия указанных выше, в последнее время делаются попытки

изыскания новых способов получения крупногабаритных лопаток с

монокристаллической (МК) и направленной структурами (НК).

В ВИАМе предложен так называемый «альтернативный кристаллизатор»,

который представляет собой водоохлаждаемую емкость с раздвигающимися

над ней тепловыми экранами [86]. После заливки расплава в форму

высоковакуумный насос перекрывается. В установку вводится инертный газ под

давлением 30-150 мм рт. ст. ((0,04-0,2).10

5Па), и начинается процесс

направленной кристаллизации путем перемещения формы с расплавом из зоны

нагрева в зону охлаждения через раздвигающийся по программе тепловой

экран. Разность температур между холодной и горячей зонами печи, по мнению

авторов, вызывает конвективные потоки, омывающие оболочку формы с

расплавом, что, дополнительно к теплопередаче излучением, увеличивает

коэффициент теплоотдачи к холодным стенкам кристаллизатора от

затвердевающей отливки [86].

26

Однако, из расчета по критерию Нуссельта [72] следует, что при

стационарном давлении инертного газа 30-150 мм рт. ст. ((0,04-0,2).10

5Па)

коэффициент теплоотдачи αк повысится на 5-7 Вт/м2К по сравнению с этой

величиной в методе Бриджмена-Стокбаргера (среднее значение αк в

альтернативном кристаллизаторе составит 55-57 Вт/м2К). Этого недостаточно

для существенного повышения скорости охлаждения отливки, а следовательно

стабильного структурообразования и высокой производительности получения

крупногабаритных лопаток с МК и НК структурами [88].

1.4. Процесс направленной кристаллизации с охлаждением

поверхности форм струями инертного газа в вакууме (GCC).

Процесс направленной кристаллизации с газовым охлаждением отливок

(Gas Cooling Casting – GCC), который заключается в конвективном охлаждении

поверхности форм струями инертного газа в вакууме, не имеет вышеуказанных

недостатков других процессов направленной кристаллизации [88].

Процесс GCC был запатентован корпорацией «АВВ» в Европе (ЕРО

749790А1 В 22 27/04 26.03.1996) и США (US 5.921.310 Jnt Cl6 B22 27/04 164/61

13.07.1999) [43,44].

Этот процесс с 2005 года внедрен известной фирмой «Howmet» (ныне

«Alcoa Howmet») в производство крупногабаритных лопаток, с

монокристаллической и направленной структурами для авиационных и

энергетических турбин. По данным фирмы «ALSTOM» (заказчика литых

лопаток у «Howmet»), на трех заводах фирмы «Howmet» в США все

промышленные установки для литья крупногабаритных лопаток НК и МК

переоборудованы с процесса Бриджмена-Стокбаргера на процесс GCC. Так

«Howmet» изготавливают с НК структурой лопатки III и IV ступеней турбины

MS7001H для «General Electric Company» длиной 910 мм [67]. В проектах

мощных энергетических турбин предусмотрены лопатки с направленной

структурой длиной свыше 1000 мм.

27

Однако ознакомиться с практической реализацией процесса GCC не

удалось. Известно, что фирмой «Howmet» была выбрана для охлаждения форм

газовая смесь Ar + 20 мас. % He, так как она обладает более высокой

теплопроводностью и поэтому способна обеспечить повышение интенсивности

конвективного охлаждения, достигаемого при использовании аргона. Однако для

определения целесообразности использования того или иного инертного газа

необходим анализ скорости охлаждения при направленной кристаллизации,

влияния этого фактора на сокращение используемого в промышленности

полунепрерывного цикла литья и учет стоимости охлаждающего газа. Одним из

отличительных признаков процесса является позиционирование центров пятен

охлаждения в пределах от 0 до 50 мм вниз от теплоизолирующего экрана между

зонами нагрева и охлаждения установки, однако если в зоне нагрева происходит

интенсивное охлаждение за счет рассеяния газа в струе, это может привести к

образованию структурных дефектов.

Кроме того, патенты [43,44] не дают возможности определить ряд

целесообразных параметров процесса: скорость газового потока, а следовательно

конструкцию и размер сечений газового сопла; давление газа в сопле и в

барокамере; горизонтальные и вертикальные углы натекания на форму;

расстояния от сопла до формы; количество и размещение сопел относительно

блока лопаток; конструкцию блока лопаток. Только после определения

вышеуказанных параметров можно будет выбрать целесообразный состав газа.

ВЫВОДЫ ПО ГЛАВЕ 1.

1. В связи с малой интенсивностью охлаждения поверхности форм

лучеиспусканием в процессе Бриджмена-Стокбаргера скорость

охлаждения при кристаллизации отливок недостаточна для

формирования качественной направленной и монокристаллической

структур, а также ограничена производительность литья.

2. В процессах жидкометаллического охлаждения в расплавах олова и

алюминия обеспечивается высокая скорость охлаждения, однако

28

технологические затруднения препятствуют их успешному

применению для направленной кристаллизации крупногабаритных

лопаток.

3. Для этой цели перспективным представляется метод струйного

газового охлаждения поверхности форм в вакууме.

4. Целесообразно на основе теплового баланса определить условия

конвективной теплоотдачи при струйном газовом охлаждении форм

для обеспечения скорости охлаждения, эквивалентной скорости

охлаждения в расплаве алюминия.

29

ГЛАВА 2. Аналитическое исследование тепловых параметров

газового охлаждения при направленной кристаллизации.

Основой разработки процесса направленной кристаллизации с газовым

охлаждением форм аргоном являются уравнения теплового баланса при

охлаждении отливок, которые позволяют определить зависимость скорости

охлаждения при затвердевании отливки от толщины стенки формы для

различных процессов направленной кристаллизации. Расчетом теплового

баланса определено, что при весьма высокой величине коэффициента

конвективной теплоотдачи αк ~ 11600 Вт/м2К при охлаждении в расплаве

алюминия величина удельного теплового потока q от отливки в значительной

мере определяется температурой окружающей среды и высоким термическим

сопротивлением стенки формы. При газовом охлаждении форм температура газа

составляет ~ 293 К (20 ͦ С), что значительно ниже температуры алюминиевой

ванны ~ 973 К (700 ͦ С), при охлаждении в расплаве алюминия, что

предопределяет значительно большую величину теплового напора, а

следовательно и величину удельного теплового потока [89]. Кроме того, флеш-

методом было установлено [90], что температуропроводность пористой

керамической формы при обдуве аргоном или гелием при давлении 150 мбар

(0,15.10

5Па) увеличивается на 30% и 40% соответственно, по сравнению с

величиной этой характеристики в вакууме (рисунок 3), вследствие

проникновения инертного газа в поры. Надо также иметь в виду, что при

направленной кристаллизации в процессе газового охлаждения наряду с

конвективным охлаждением поверхности форм сохраняется эффект охлаждения

излучением [91].

На рисунке 4 представлены зависимости безразмерной величины скорости

охлаждения отливки при температуре 1473 К (1200 ͦ С), рассчитанные по

уравнению теплового баланса в процессах направленной кристаллизации: метод

Бриджмена-Стокбаргера, альтернативный кристаллизатор (АК), охлаждение в

30

расплаве алюминия (LMC) и процесс направленной кристаллизации с газовым

охлаждением форм аргоном (ПГО).

Рисунок 3 – Температуропроводность материала формы в различных газах.

С учетом вышеизложенного, при расчетах были приняты следующие

величины коэффициентов теплопроводности керамики:

для процесса Бриджмена-Стокбаргера λ = 3,4 Вт/мК,

для процесса АК λ = 4,4 Вт/мК,

для процесса LMC λ = 3,4 Вт/мК,

для процесса ПГО λ = 4,4 Вт/мК.

Коэффициенты теплоотдачи были приняты:

для процесса Бриджмена-Стокбаргера αл=50 Вт/м2К, принятый

согласно разделу 1.1,

для процесса АК α∑=57 Вт/м2К, принятый согласно разделу 1.3,

для процесса LMC αк=11600 Вт/м2К, принятый согласно разделу 1.2,

для процесса ПГО α∑=αк+αл=220 Вт/м2К, который складывается из

коэффициента конвективной теплоотдачи струями аргона αк = 200 Вт/м2К и

0,005

0,01

0,015

0,02

0,025

0,03

0,035

0 200 400 600 800 1000 1200 1400 1600

воздух 1 атм.

вакуум

аргон

гелий

аргон + 20 % гелия

Темепература,°С

Тем

пер

атур

оп

ро

вод

но

сть,

cм

2/с

31

коэффициента теплоотдачи лучеиспусканием αл = 20 Вт/м2К (оцененного таким

образом в связи с более низкой температурой наружной поверхности формы, чем

в методе Бриджмена-Стокбаргера).

Температура охлаждающей поверхности была принята:

для процесса Бриджмена-Стокбаргера 293 К (20°С),

для процесса АК 293 К (20°С),

для процесса LMC 973 К (700°С),

для процесса ПГО 293 К (20°С).

Безразмерная скорость охлаждения V при удельном тепловом потоке от

отливки через стенку формы толщиной δ=15 мм в процессе Бриджмена-

Стокбаргера была принята равной 1.

Рисунок 4 – Критериальные зависимости безразмерной скорости охлаждения V

при затвердевании отливки в различных процессах.

Анализ рисунка 4 показывает, что при охлаждении методом

альтернативного кристаллизатора α незначительно превышает значения при

Без

раз

мер

ная

скор

ост

ь ох

лаж

ден

ия

Толщина стенки формы, мм

32

охлаждении в процессе Бриджмена-Стокбаргера, что, как указывалось в главе 1,

недостаточно для качественного структурообразования крупногабаритных

отливок.

Было определено, что при толщине стенки формы δ ≥ 10 мм, характерной

для литья крупногабаритных лопаток, скорости охлаждения при температуре

отливки 1200°С в процессах LMC с αк=11600 Вт/м2К и ПГО с α∑=220 Вт/м

2К [88]

практически одинаковы (рисунок 4).

На основе проведенного аналитического исследования для разработки

нового процесса направленной кристаллизации ПГО с газовым охлаждением

струями аргона в вакууме, который обладает достоинствами ускоренного

охлаждения без использования жидкометаллических охладителей, необходимо

определить следующие зависимости:

Зависимость коэффициента теплоотдачи αк от исходной скорости

газа,

Зависимость коэффициента теплоотдачи αк от конструкции сопла,

Зависимость коэффициента теплоотдачи αк от горизонтальных углов

натекания газа на форму,

Зависимость коэффициента теплоотдачи αк от диаметра

критического сечения сопла,

Зависимость коэффициента теплоотдачи αк от расстояния между

соплом и формой,

Зависимость коэффициента теплоотдачи αк от полного давления

струи газа,

Зависимость коэффициента теплоотдачи αк от давления газа в

барокамере,

Зависимость коэффициента теплоотдачи αк от вертикальных углов

натекания газа на форму,

Особенности газового охлаждения блока лопаток.

Таким образом, на основе вышеуказанных зависимостей необходимо

определить целесообразные параметры ПГО, которые бы обеспечили среднюю

33

величину αк ≥ 200 Вт/м2К, достаточную для обеспечения скорости охлаждения

сплава при кристаллизации, как в расплаве алюминия. Для определения этих

параметров необходимо разработать методику экспериментальных

исследований.

ВЫВОДЫ ПО ГЛАВЕ 2.

1. Основными параметрами, определяющими скорость охлаждения

расплава при кристаллизации отливки заданной толщины является

термическое сопротивление формы, коэффициент теплоотдачи от

наружной поверхности формы и тепловой напор от поверхности

формы в окружающую среду.

2. Тепловой напор от поверхности формы при охлаждении инертным

газом при температуре газа 293К (20° С) существенно превышает

тепловой напор при охлаждении в расплаве алюминия при

температуре 973 К (700°С).

3. При охлаждении форм аргоном в связи с высокой пористостью

литейной керамической формы, термическое сопротивление стенки

формы уменьшается на 30 %.

4. В этих условиях при расчете теплового баланса определено, что для

толщины стенки формы δ ≥ 10 мм, характерной для литья

крупногабаритных лопаток, при достижении величины коэффициента

конвективной теплоотдачи газового охлаждения αк ≥ 200 Вт/м2К этот

процесс по скорости охлаждения отливки не уступает методу

охлаждения в расплаве алюминия, но превосходит его по

технологичности.

5. Необходимо разработать методику экспериментальных исследований

параметров процесса струйного газового охлаждения форм при

направленной кристаллизации, обеспечивающие достижение средней

величины коэффициента конвективной теплоотдачи αк ≥ 200 Вт/м2К.

34

Целью настоящей работы является исследование тепловых,

аэродинамических и материаловедческих зависимостей и на основании этого

разработка процесса направленной кристаллизации с охлаждением форм

аргоном и нового сплава для литья крупногабаритных лопаток газовых турбин.

Для достижения этой цели были поставлены следующие задачи:

1) Исследование тепловых и аэродинамических зависимостей газового

охлаждения при направленной кристаллизации.

2) Выбор целесообразных характеристик газового охлаждения.

3) Определение параметров процесса направленной кристаллизации с

газовым охлаждением форм (ПГО).

4) Модернизация установки для направленной кристаллизации.

5) Разработка и освоение процесса ПГО на модернизированной установке.

6) Отливка и исследование опытной партии крупногабаритных рабочих

лопаток с направленной структурой, полученных в процессе ПГО.

7) Определение особенностей легирования высокожаропрочного

коррозионностойкого сплава для направленной кристаллизации

крупногабаритных лопаток перспективных высокотемпературных

мощных газовых турбин.

35

ГЛАВА 3. Разработка методики экспериментальных

исследований.

3.1 . Общие положения.

Точные количественные зависимости величины к от многочисленных

параметров затруднительно получить в реальных условиях

высокотемпературной направленной кристаллизации.

Поэтому основной объем экспериментальных исследований был выполнен

методом моделирования при струйном обдуве воздухом, моделирующим

инертный газ, низкотемпературных моделей формы в вакуумной камере.

Геометрический масштаб моделирования размеров керамической формы,

сопел охлаждения и их расположения вокруг формы составлял 1:1.

Газодинамическое моделирование предусматривало совпадение с натурным

случаем следующих параметров: полного давления газа в струе P0, температуры

торможения T0 и давления в окружающем пространстве Pк. Расход газа G

рассчитывался по формуле (5). Также был сохранен турбулентный режим

течения в струях. Процессы смешения, обусловленные турбулентной вязкостью,

не зависят от рода газа [92]. Следовательно, перенос результатов, полученных в

модельном случае (рабочее тело - воздух) на натуральные условия (инертные

газы – аргон Ar или смесь аргона с гелием Ar+He) должен учитывать только

изменение теплофизических характеристик газов.

В общем виде расход газа G определяется уравнением [89]:

, (5)

где Ро – давление газа в критическом сечении;

Fо – суммарное критическое сечение сопел;

То – температура торможения газа в критическом сечении;

o

oo

T

FPqmG )(

36

m и q(λ) – коэффициенты, зависящие, главным образом, от показателя

адиабаты , где Ср – изобарная теплоемкость газа; Сν – изохорная

теплоемкость газа.

Так для воздуха показатель адиабаты К = 1,4, а для аргона – 1,67.

Расход G воздуха и аргона может быть вычислен из уравнений:

, (6)

o

oo

аргонT

FPG 505,0 , (7)

при размерностях G – [кг/сек], Ро – [кг/см2], Fo [см

2], To [К].

В проведенной серии экспериментов варьирование основных

газодинамических параметров проводилось в следующих диапазонах:

Число Маха в выходном сечении сопла: 1; 2,8; 3,3; 3,92;

Диаметр критического сечения сопла dкр : 0,7 мм, 1,0 мм, 1,5 мм, 2,0 мм;

Полное давление газа в струе: P0=(2 -10).10

5Па;

Давление в окружающем модель пространстве: Pк=(0,01-0,40)·105Па;

Температура торможения газа: T0 = 293 К;

Расход воздуха при P = 5·105Па через сопло dкр =0,7мм – 0,5

г/сек, dкр=1,0

мм – 1,0 г/сек, dкр =1,5 мм – 2,25

г/сек, dкр=2,0 мм – 4,0

г/сек;

Уровень начальной турбулентности в струе т увеличивался с помощью

специально спрофилированных сопел;

Угол горизонтального наклона γ оси сопла к модели изменялся от 0о до 60

о;

Угол вертикального наклона β оси сопла - от 0о до 30

о;

Расстояние от среза сопла до модели Хw было в диапазоне 35-160 мм;

Расстояние по криволинейной координате S в направлении хорды модели

было 0 -160 мм.

C

CpK

o

ooвоздух

T

FPG 4,0

37

3.2. Моделирование на «тонкой стенке».

Для определения зависимости коэффициента конвективной теплоотдачи к

от параметров процесса, исходя из ожидаемого существенного неравномерного

распределения к по поверхности модели и уровня измерения величин был

выбран метод «тонкой стенки» [85,93]. Суть метода «тонкой стенки»

заключается в том, что на заранее прогретой тонкой пластине практически

мгновенно устанавливается стационарное обтекание охлаждающего газа.

Фиксируя при этом на разных точках пластины, с помощью термопар и

тепловизора AGA-780 (для оценки комплексного распределения), температуру

охлаждения ΔTw за первые Δτ=0,5 сек, определяется коэффициент теплоотдачи

к.

Уравнение теплового баланса для элемента стенки в точке W на

поверхности имеет следующий вид [92]:

{

4

2

4

1

1001007,5 ww TT } + {𝛼к (𝑇г −𝑇𝑤1)} = {𝛾𝑐𝛿

𝜕𝑇𝑤

𝜕𝜏} − {ℷ𝛿(

𝜕2𝑇𝑤1

𝜕𝑆112 −

𝜕2𝑇𝑤2

𝜕𝑆12 )}, (8)

где:

q1={

4

2

4

1

1001007,5 ww TT };

q2={𝛼к (𝑇г −𝑇𝑤1)};

q3={𝛾𝑐𝛿𝜕𝑇𝑤

𝜕𝜏};

q4={ℷ𝛿(𝜕2𝑇𝑤1

𝜕𝑆112 −

𝜕2𝑇𝑤2

𝜕𝑆12 )};

ε – степень черноты поверхности стенки;

φ – коэффициент облученности;

Tw1 – температура поверхности в момент времени τ1 начала обдува при

обтекании модели;

Tw2 – температура в момент времени τ1+Δτ;

Tг – температура охлаждающего газа;

𝛾 – плотность материала стенки;

с – теплоемкость материала стенки;

38

λ – коэффициент теплопроводности материала стенки;

δ – толщина стенки;

τ – время;

S11 и S1 – координаты на поверхности модели.

В левой части уравнения (8) – первый член (q1) характеризует подвод

лучистого удельного теплового потока от нагревателя внутри модели при

температуре Tw1 и отвод от стенки лучистого удельного теплового потока при

Tw2. Второй член (q2) описывает конвективный теплообмен стенки с

охлаждающим газом.

Тепло в стенке распределяется следующим образом, первый член (q3) – это

тепло, которое было отнято от стенки, q4 характеризует перетекание тепла по

поверхности стенки за время измерения Δτ.

Оценим члены в уравнении. Важным условием применимости метода

тонкой стенки является ΔTw/Δτ=const в направлении нормали к поверхности

стенки. Для этого необходимо, чтобы характерная длина передачи тепла поперек

стенки была бы больше толщины стенки (√(𝑎 ∙ 𝜏) > 𝛿) и 𝜆

𝛿≫ αк (или

Bio=αк.δ/λ«1) [92]. В нашем случае на модели использовалась стенка толщиной

0,2 мм из нержавеющей стали марки X18H10T (𝛾 =7920 кг/м3, с =0,15 Bт·ч/кг·K,

λ=16,3 Вт/м К, а=3,81·10-6

м2/с). Из чего следует: √(𝑎 ∙ 𝜏)=1,4 >δ и Bio=0,006«1.

Оценим теперь перетекание тепла вдоль пластины, обусловленное

неравномерным распределением температуры на поверхности модели. Так как

величины коэффициента температуропроводности а (λ/γ.с) и промежутка

времени Δτ весьма малы, а величина полуширины S модели относительно

велика, то соотношение q4/q3 « 1, и, следовательно, количеством тепла,

описываемого членом q4, можно пренебречь.

Оценка q1 и q2 при αк =500 Вт/м2 ·К, Tw1=703 K, Tw2=583 К, Δτ=0,5 сек и

Tг=293 К дала следующие результаты: q1 ≈ 4 квт

м2 и q2 = 204 квт

м2 Поэтому

величиной q1 можно пренебречь.

39

С учетом сделанных оценок формулу для расчета αк можно записать в

следующем виде:

αк=𝛾𝑐𝛿

𝜕𝑇𝑤𝜕𝜏

(𝑇г−𝑇𝑤1) (9)

Для проведения экспериментальных работ вакуумная камера была

переоборудована в вакуумный стенд (рисунок 5) с подводом через сопла

инертного газа с регулируемым расходом, оснащенный тепловизором AGA –

780, а также осциллографом с подсоединенными к нему хромель-копелевыми

термопарами.

Рисунок 5 – Вакуумный стенд.

Определение коэффициента теплоотдачи проводилось методом «тонкой

стенки» с использованием полей температур, полученных в экспериментах на

вакуумном стенде при струйном охлаждении специально

40

изготовленной «тепловой» модели. Модель с температурой поверхности 703 K

(430 ͦ С) имитировала нагретую керамическую форму. В качестве модельного

газа использовался воздух при комнатной температуре.

Модель состояла из внешней стенки из стали X18H10T толщиной 0,2 мм и

внутренней опоры с закрепленными на ней нагревательными элементами. В

среднем сечении к наружной поверхности были приварены хромель-копелевые

термопары (рисунок 6). После установления постоянной температуры на всей

поверхности модели электроклапан открывал доступ охлаждающему воздуху и

приблизительно за 0,001 сек. на всей модели устанавливался режим с

постоянными газодинамическими параметрами в охлаждающей струе с To =

293K (20 ͦ С).

Рисунок 6 – Схема устройства тепловой модели.

Величины ΔTw/Δτ за первые 0,5 сек. обдува струей Tw1 и Tw2 определяли по

показаниям термопар, подключенным к осциллографу. В части экспериментов,

41

для уточнения результатов, распределение температур по всей модели получали

по показаниям тепловизора AGA-780. По этим данным по уравнению (9)

вычисляли величины к.

Для описания распределения к на поверхности модели использовали две

криволинейные координаты S+ (на выпуклой части модели – спинке лопатки) и

S- (на вогнутой части модели – корыте лопатки) (рисунок 7).

Для определения расстояния от сопла до модели ввели прямолинейную

систему координат OcXcYс (рисунок 8), где OcXc совпадает с осью сопла, ось

OcYс - перпендикулярна осям OcXc и OcZc , соответствующей положению центра

выходного сечения относительно OcZ-Zc. Начало координат Oc совпадает с

центром выходного сечения сопла. Рисунок 8 относится к схеме обдува корыта

(а) и спинки (б) формы под углами , рисунок 9 – схеме отсчета угла поворота

оси сопла в вертикальной плоскости.

Рисунок 7 – Система координат на поверхности модели в плоскости симметрии

течения.

42

Рисунок 8 – Схема координат, описывающая положение сопла.

а)

б)

43

Координаты S, X, Y, Z и углы и (рисунок 8, 9) однозначно определяют

положение сопла относительно каждой точки профиля модели.

При выборе расстояния от сопел до поверхности формы было

обусловлено, чтобы форма, опускаясь из печи при направлении кристаллизации,

не касалась бы сопел своими выступающими частями (полками и замком).

Расстояние от среза сопла до различных точек модели составляло от 35 до

160 мм.

По результатам проведенных предварительных исследований установлена

минимальная взаимная корреляция факторов эксперимента между собой, и в

дальнейшем каждый фактор рассматривался как независимый.

На первом этапе экспериментов были выявлены целесообразные области

ряда факторов и в большинстве последующих опытов были реализованы

следующие постоянные параметры: расстояние от среза сопла до модели Хw = 55

мм, давление воздуха на входе в сопло Ро = 5.10

5 Па, статическое давление в

литейной камере Рк = 0,15.10

5 Па, угол равен 0.

Для определения влияния числа Маха Ма были использованы сопла с

одним и тем же диаметром критического сечения dкр = 1 мм и различными

диаметрами выходного сечения: da1 = 1 мм (Ма = 1), da2 = 1,6 мм (Ма = 2,8), da3 =

2,4 мм (Ма = 3,3), da4 = 3,15 мм (Ма = 3,92). Кроме того, еще в одном сопле da3 =

2,4 мм (Ма = 3,3) была сделана специальная полость для создания вынужденных

колебаний.

44

Рисунок 9 – Схема отсчета угла .

При моделировании было также предусмотрено исследование влияния

работы двух и трех сопел, одновременно обдувавших поверхность спинки и

корыта (рисунок 10 и рисунок 11 соответственно).

Рисунок 10 – Система координат, описывающая положение сопел

относительно модели.

45

Рисунок 11 – Схема установки трех сопел системы охлаждения.

Изложенная методика позволяет провести весь спектр исследований

необходимых для разработки процесса направленной кристаллизации с газовым

охлаждением форм аргоном ПГО для литья крупногабаритных лопаток газовых

турбин.

ВЫВОДЫ ПО ГЛАВЕ 3.

1. На основе теории подобия разработана оригинальная методика

моделирования газового охлаждения форм при направленной

кристаллизации; в этой методике предусмотрен струйный обдув

воздухом в вакууме низкотемпературных моделей.

2. Выполнены анализ, методика и конструктивное оформление

моделирования на «тонкой стенке» для определения влияния параметров

на величину коэффициента теплоотдачи от поверхности моделирующей

струйное газовое охлаждение формы.

46

ГЛАВА 4. Экспериментальные исследования зависимости

распределения коэффициента теплоотдачи αк по поверхности

формы от параметров газового охлаждения.

Задачей данной главы является определение целесообразных параметров

процесса направленной кристаллизации с газовым охлаждением форм аргоном

для литья крупногабаритных лопаток газовых турбин. Для решения этой задачи

необходимо выявить зависимости коэффициента теплоотдачи αк от параметров

газового охлаждения.

4.1. Зависимость коэффициента теплоотдачи αк от исходной скорости

газа и конструкции сопла.

Как известно, эффективность процесса конвективной теплоотдачи

определяется критерием Нуссельта Nu [72]:

lNu к

, (10)

где в условиях процесса газового охлаждения форм

αк – коэффициент конвективной теплоотдачи с поверхности формы;

λ – теплопроводность газа;

l – глубина погружения формы в подвижную газовую среду.

Из теории аэродинамики [89] следует, что в условиях турбулентного

обтекания пластины газовой струей, критерий Нуссельта пропорционален

комбинации критериев Рейнольдса Re и Прандтля Pr:

Nu ~ (Re)0,8

(Pr)0,4

, (11)

где

dVГRe ; (12)

a

Pr ; (13)

Vг – скорость газовой струи;

47

d – поперечный размер газовой струи;

υ – коэффициент кинематической вязкости газа;

а – коэффициент температуропроводности газа.

Из уравнений (10,11,12,13) следует, что для повышения интенсивности

теплоотдачи при обдуве поверхности газовой струей необходимо увеличивать

скорость этой струи.

Наиболее высокие скорости могут быть достигнуты при использовании

сверхзвуковых сопел. Основным параметром сверхзвукового течения является

число Маха М, равное отношению скорости потока Vг к местной скорости звука

с:

с

VM Г (14)

В таблице № 1 и на рисунке 11 показано влияние числа Маха Ма на

коэффициент теплоотдачи к (Tw1 – исходная температура; Tw2 – температура

после 0,5 сек обдува модели воздухом). Были использованы сопла с одним и тем

же диаметром критического сечения dкр = 1,0 мм и различными диаметрами

выходного сечения: da1 = 1,0 мм (Ма = 1), da2 = 1,6 мм (Ма = 2,8), da3 = 2,4 мм (Ма

= 3,3), da4 = 3,15 мм (Ма = 3,92). Кроме того, еще в одном сопле da3 = 2,4 мм (Ма =

3,3) была сделана специальная полость для создания вынужденных колебаний

[87].

Как следует из рисунка 11, наиболее высокие значения к достигаются при

Ма = 2,8 (сопло dкр = 1,0 мм) – в этом случае распределение по хорде модели S на

длине 140 мм соответствует плавному изменению к от 1000 до 200 Вт/м2К.

В процессе газового охлаждения форм плавное уменьшение к от

максимума, в пятне натекания струи на поверхность формы по криволинейной

координате S в направлении хорды вполне приемлемо для

монокристаллического роста при направленной кристаллизации. В методе

Бриджмена-Стокбаргера при радиальном расположении лопаток в блоке

наблюдается также плавное снижение величин к по криволинейной координате

S в направлении хорды, в связи с уменьшением коэффициента облученности от

48

внешней кромки до внутренней кромки, находящейся по соседству с

центральным стояком блока.

Этот эффект связан, в первую очередь, со сглаживанием температурных

перепадов по профилю металла лопатки, в связи с относительно низкой

теплопроводностью формы и высокой теплопроводностью сплава; поэтому в

кристаллизующемся сплаве при процессе газового охлаждения форм величина

поперечной векторной составляющей по профилю существенно ниже величины

продольной векторной составляющей температурного градиента, что не

приводит к образованию структурных дефектов при монокристаллическом

литье.

Таблица № 1 Влияние числа Маха на распределение к.

Tw1, К Tw2, К ΔTw, К

к, Вт/м2

К

при М = 2,8 S+, мм

Tw1, К

Tw2, К ΔTw, К

к, Вт/м2

К

при М = 3,3

700 693 7 28 20 698 689 9 36

700 522 178 741 53 698 565 133 559

700 463 237 987 66 698 551 147 614

700 526 174 725 80 698 572 126 528

700 573 127 531 93 698 568 130 454

700 596 104 434 105 698 606 92 387

700 611 89 373 121 698 625 73 307

700 623 77 321 136 698 638 60 252

700 646 54 224 163 698 658 40 166

к, Вт/м2

К

при М = 3,92

к, Вт/м2

К

при М = 1,0

707 697 10 41 20 704 693 11 47

707 568 139 570 53 704 590 114 470

707 557 150 614 66 704 580 124 512

707 592 115 473 80 704 611 93 382

707 607 100 409 93 704 629 75 310

707 620 87 357 105 704 638 66 274

707 639 68 279 121 704 646 58 238

707 654 53 218 136 704 655 49 202

707 671 36 149 163 704 674 30 124

Необходимо отметить, что целесообразные характеристики сопел при Ма =

2,8 были подтверждены в дальнейшем в диапазоне диаметров критического

сечения dкр = 0,7 – 2,0 мм, при изменении расстояний Xw с 35 мм до 160 мм и

углов с 0 до 60 и с 0 до 30.

49

Рисунок 11 – Влияние числа Маха на распределение к.

Предварительными экспериментами было установлено, что при

охлаждении газовой струей выпуклой части лопатки (спинки) S+ происходит

частичный отрыв потока от поверхности сопла, а при охлаждении вогнутой

части лопатки (корыта) S- обеспечивается более плотное прилегание струи газа к

форме. Поэтому при сохранении всех зависимостей величины коэффициента

теплоотдачи к от многочисленных параметров процесса величина к на корыте

при прочих равных условиях превосходила к на спинке на 5 – 15%.

В связи с этим для получения минимальных гарантированных значений к

исследованию теплообмена на спинке S+ было посвящено большее количество

экспериментов.

Выяснилось, что в сверхзвуковом диапазоне скоростей струи число Маха

М не играет определяющей роли для величины к. Это связано с тем, что

охлаждение формы происходит струей на переходном и основном участках, и в

случае величины М = 2,8 потери в волновой структуре струи оказались

0

200

400

600

800

1000

1200

0 20 40 60 80 100 120 140 160 180

М=2,8

М=3,3

М=3,92

М=1,0

αк, Вт/м2К

Криволинейная координата S+ в направлении хорды модели, мм

50

минимальными, поэтому такая струя сохраняет охлаждающие свойства на

большом расстоянии [87].

В таблице № 2 и на рисунке 12 показано влияние начального уровня

турбулентности на распределение αк: Сопло 1 – dкр = 1,0 мм, dвых = 1,6 мм; Сопло

2 – dкр = 1,0 мм, dвых = 2,4 мм; Сопло 3 – dкр = 1,0 мм, dвых = 2,4 мм – с полостью

для вынужденных колебаний.

Как следует из рисунка 12, попытки повысить турбулентность струи при

использовании сопла со специальной полостью не привело к заметному

увеличению к, по сравнению с данными, полученными на обычных

сверхзвуковых соплах. Это происходит потому, что в конце переходного и

начале основного участков струи уровень турбулентности настолько велик, что

его не удается изменить пульсациями в струе.

Таблица № 2 Влияние начального уровня турбулентности на

распределение αк.

Tw1, К Tw2, К ΔTw, К

к, Вт/м2

К при Сопло-1 S

+, мм Tw1, К Tw2, К ΔTw, К

к, Вт/м2

К при Сопло-2

699 697 2 9 20 698 696 2 9

699 516 183 767 53 698 579 119 500

699 467 232 968 69 698 550 148 622

699 522 177 738 80 698 579 119 497

699 565 134 561 93 698 589 109 456

699 593 106 445 106 698 600 98 410

699 614 85 355 122 698 632 66 276

699 623 76 317 137 698 650 48 201

699 648 51 212 162 698 665 33 140

к, Вт/м2

К при Сопло-3

702 697 5 20 20

702 575 127 526 53

702 556 146 605 69

702 591 111 459 80

702 597 105 436 93

702 613 89 369 106

702 642 60 250 122

702 649 53 218 137

702 666 36 148 162

51

Рисунок 12 – Влияние начального уровня турбулентности на распределение αк.

4.2. Зависимость коэффициента теплоотдачи αк от горизонтальных

углов натекания газа на форму, диаметра критического сечения

сопла и расстояния от сопла до формы.

Для определения влияния критического диаметра сопла dкр на величину αк

был проведен ряд экспериментов. Распределения коэффициента теплоотдачи αк

представлены для сопел dкр = 1,0 мм , dкр = 1,5 мм, dкр = 2,0 мм при различных

значениях координаты Х, постоянном давлении газа в струе Ро = 5·105 Па

(таблица № 3, рисунок 13) и постоянном расходе газа (таблица № 4, рисунок 14).

Значения углов γ принимали 30 º и 60 º. Расстояние от сопла до модели

изменялось в диапазоне Xw= 35-160 мм. Из рисунка 13 следует, что при

увеличении Xw αк монотонно убывает для всех рассматриваемых случаев. При

0

100

200

300

400

500

600

700

800

900

1000

0 20 40 60 80 100 120 140 160 180

Сопло-1

Сопло-2

Сопло-3

αк, Вт/м2К

Криволинейная координата S+ в направлении хорды модели, мм

52

увеличении критического размера сопла происходит возрастание величины αк,

но при постоянном расходе газа максимумы величин αк были получены при dкр =

1,0 мм (рисунок 14). Опыты показывают, что при величине dкр = 1,0 мм величина

αк ≥ 400 Вт/м2К при Х = 35-115 мм, что должно быть достаточным для

обеспечения высокой скорости охлаждения формы при кристаллизации и

формирования оптимальной структуры отливок при минимальном расходе

охлаждающего газа [88].

Таблица № 3 Зависимость максимального значения αк от ХW при

постоянном давлении.

Tw1, К Tw2, К ΔTw, К

к, Вт/м2

К при d=1 мм, ɣ=30° ХW, мм Tw1, К Tw2, К ΔTw, К

к, Вт/м2

К при d=1 мм, ɣ=60°

703 472 231 957 35 697 447 250 1049

703 485 218 901 60 697 479 218 917

703 541 162 669 86 697 553 144 603

703 612 91 378 112 697 600 97 407

703 627 76 314 137 697 616 81 341

703 628 75 309 161 697 627 70 296

к, Вт/м

2

К при d=1,5 мм, ɣ=30°

к, Вт/м2

К при d=1,5 мм, ɣ=60°

702 540 162 671 35 696 501 195 823

702 537 165 684 60 696 498 198 833

702 539 163 678 86 696 517 179 755

702 576 126 523 112 696 542 154 647

702 616 86 357 137 696 598 98 411

702 651 51 212 161 696 627 69 290

к, Вт/м

2

К при d=2 мм, ɣ=30°

к, Вт/м2

К при d=2 мм, ɣ=60°

706 502 204 840 55 701 471 230 957

706 514 192 791 73 701 477 224 933

706 532 174 714 106 701 501 200 833

706 551 155 635 122 701 526 175 727

706 590 116 475 154 701 553 148 617

Для сопла с критическим размером dкр = 1,0 мм число Маха М = 2,8

достигается при угле раскрытия 12° и диаметре выходного сечения d = 1,6 мм.

53

Рисунок 13 – Зависимость максимального значения αк от ХW при постоянном

давлении.

Таблица № 4 Зависимость максимального значения αк от ХW при постоянном

расходе газа.

Tw1, К Tw2, К ΔTw, К

к, Вт/м2

К при d=1 мм, ɣ=30° ХW, мм Tw1, К Tw2, К ΔTw, К

к, Вт/м2

К при d=1 мм, ɣ=60°

699 470 229 957 35 701 449 252 1049

699 491 208 870 55 701 481 220 917

699 539 160 669 76 701 529 172 716

699 609 90 378 116 701 603 98 407

699 624 75 314 139 701 619 82 341

699 632 67 280 159 701 630 71 296

к, Вт/м

2

К при d=1,5 мм, ɣ=30°

к, Вт/м2

К при d=1,5 мм, ɣ=60°

702 617 85 351 35 696 594 102 431

702 616 86 358 55 696 592 104 436

702 616 86 355 88 696 602 94 395

702 657 45 187 139 696 645 51 215

702 675 27 111 159 696 660 36 152

к, Вт/м

2

К при d=2 мм, ɣ=30°

к, Вт/м2

К при d=2 мм, ɣ=60°

704 637 67 277 55 698 694 4 18

704 641 63 261 75 698 692 6 25

704 653 51 209 122 698 688 10 40

704 665 39 159 159 698 686 12 52

0

200

400

600

800

1000

1200

0 20 40 60 80 100 120 140 160 180

d=1 мм, ɣ=30°

d=1 мм, ɣ=60°

d=2 мм, ɣ=30°

d=2 мм, ɣ=60°

d=1,5 мм, ɣ=30°

d=1,5 мм, ɣ=60°

αк, Вт/м2К

Расстояние Хw от сопла до модели, мм

54

Рисунок 14 – Зависимость максимального значения αк от ХW при постоянном

расходе газа.

Следует отметить, что также опыты проводились и с dкр = 0,7, при котором

получались достаточно высокие показатели αк. Но выяснилось, что во первых,

имеются сложности изготовления сопла такого диаметра, а во вторых, в

реальном процессе направленной кристаллизации при плавке происходит

испарение легколетучих компонентов, в частности хрома, и имеется опасность

блокировки проходного сечения сопла этим сублиматом, поэтому

реализовывать метод газового охлаждения при dкр ≤ 1,0 мм нецелесообразно.

Из данных экспериментов по влиянию угла γ (таблица № 5, рисунок 15)

следует, что максимальные значения αк соответствуют при прочих равных

условиях значению γ в пределах 30-60 °. В этом диапазоне изменение угла γ не

приводит к существенному влиянию на величину αк на большей части

поверхности модели [88].

0

200

400

600

800

1000

1200

0 20 40 60 80 100 120 140 160 180

d=1 мм, ɣ=30°

d=1 мм, ɣ=60°

d=2 мм, ɣ=30°

d=2 мм, ɣ=60°

d=1,5 мм, ɣ=30°

d=1,5 мм, ɣ=60°

αк, Вт/м2К

Расстояние Хw от сопла до модели, мм

55

Таблица № 5 Влияние угла γ наклона оси сопла на распределение к.

Tw1, К Tw2, К ΔTw, К

к, Вт/м2

К

при ɣ=0° ХW, мм Tw1, К Tw2, К ΔTw, К

к, Вт/м2

К

при ɣ=30°

696 543 153 643 36 701 471 230 957

696 573 123 518 54 701 487 214 890

696 598 98 412 76 701 540 161 669

696 611 85 357 96 701 583 118 489

696 617 79 333 115 701 610 91 378

696 638 58 246 136 701 626 75 314

696 648 48 203 155 701 627 74 309

к, Вт/м

2

К

при ɣ=60°

698 448 250 1049 36

698 479 219 917 54

698 527 171 716 76

698 572 126 529 96

698 601 97 407 115

698 617 81 341 136

698 627 71 296 155

Рисунок 15 – Влияние угла γ наклона оси сопла на распределение к.

0

200

400

600

800

1000

1200

0 20 40 60 80 100 120 140 160 180

ɣ=0°

ɣ=30°

ɣ=60°

αк, Вт/м2К

Расстояние Хw от сопла до модели, мм

56

Это позволяет в процессе газового охлаждения стабилизировать

положение сопла при перемещении формы с закруткой профиля и

унифицировать этот элемент промышленной технологии процесса газового

охлаждения при литье лопаток с различными профилями.

Единственная особенность состоит в том, что при обдуве, например,

спинки увеличение угла γ приводит к некоторому смещению αк в сторону малых

значений координат спинки S+ и даже в сторону S

- корыта (таблица № 6, рисунок

16). Из этих данных, полученных при γ = 10º, Xw = 55 мм, следует, что струя газа

способна охлаждать поверхность модели, которая лежит вне «прямой

видимости» сопла. Это явление известно в аэродинамике как

центростремительное движение струи вдоль криволинейной поверхности с

возникновением поперечной составляющей («эффект Коонда») [93].

Серией предварительных экспериментов установлено оптимальное

положение сопла, обеспечивающее максимальное значение и оптимальное

распределение к на модели. Это положение сопла составляло Xw = 55 мм (для

спинки и корыта), yw = 0,5 yo (для спинки) и yw = 0,33 yo (для корыта).

Таблица № 6 Влияние угла наклона оси сопла на распределение к и

«эффект Коонда».

Tw1, К Tw2, К ΔTw, К

к, Вт/м2

К

при ɣ=0° S+, мм Tw1, К Tw2, К ΔTw, К

к, Вт/м2

К

при ɣ=10° S, мм

699 695 4 16 17 703 695 8 32 1

699 528 171 714 54 703 680 23 95 17

699 467 232 969 68 703 439 264 1092 54

699 522 177 741 83 703 549 154 636 68

699 575 124 517 96 703 579 124 512 83

699 595 104 436 107 703 603 100 415 96

699 617 82 341 122 703 629 74 307 107

699 637 62 260 138 703 652 51 213 122

699 656 43 179 163 703 664 39 160 138

703 673 30 123 163

703 690 13 53 -164

703 698 5 21 -152

57

Рисунок 16 – Влияние угла наклона оси сопла на распределение к и «эффект

Коонда».

4.3. Зависимость коэффициента теплоотдачи αк от полного давления

струи газа и давления газа в барокамере.

Далее рассмотрено влияние полного давления струи газа Ро на

интенсивность охлаждения.

Распределения αк при Х = 55 мм и γ = 30º и β = 0º, Рк = 0,15·105 Па для

сопла dкр = 1,0 мм при изменении полного давления струи с 2·105 до 10·10

5 Па

показано в таблице № 7 и на рисунке 17 (для корыта S- модели лопатки). При

увеличении Ро с 2·105 до 5·10

5 Па происходит, в соответствии с теорией [93]

возрастание αк на длине S [87]. В промышленных условиях давления Ро = 5·105

0

200

400

600

800

1000

1200

0 20 40 60 80 100 120 140 160 180 200 220

ɣ=0°

ɣ=10°

S-

αк, Вт/м2К

S+

|

160 140 мм

Криволинейная координата S в направлении хорды модели, мм

58

Па должно быть достаточно для качественного структурообразования, но в тех

случаях, когда лопатка имеет массивный замок (толщиной более 40 мм) с

полками целесообразно повышать полное давление струи до 7,5 ·105 Па [94].

Таблица № 7 Распределение к на корыте в зависимости от полного

давления струи Ро.

Tw1, К

Tw2, К ΔTw, К

к, Вт/м2

К при

Рк = 2 . 10

5 Па S

+,мм

Tw1, К

Tw2, К ΔTw, К

к, Вт/м2

К при

Рк = 3 . 10

5 Па

705 692 13

54 1 699 692 7 30

705 589 116 478 41 699 549 150 629

705 606 99 408 61 699 577 122 512

705 631 74 304 72 699 601 98 411

705 638 67 274 79 699 618 81 338

705 657 48 197 111 699 636 63 264

705 673 32 130 134 699 663 36 151

705 681 24 100 156 699 663 36 151

705 689 16 67 166 699 675 24 100

к, Вт/м

2

К при

Рк = 4 . 10

5 Па

к, Вт/м2

К при

Рк = 5 . 10

5 Па

695 689 6 27 1 701 691 10 43

695 535 160 676 41 701 530 171 712

695 565 130 548 61 701 559 142 589

695 587 108 458 72 701 584 117 488

695 605 90 378 79 701 599 102 425

695 615 80 338 111 701 628 73 304

695 647 48 201 134 701 646 55 227

695 649 46 194 156 701 653 48 201

695 663 32 137 166 701 669 32 134

к, Вт/м2

К при

Рк = 7,5 . 10

5

Па

к, Вт/м2

К при

Рк = 10 . 10

5 Па

707 696 11 45 1 703 692 11 45

707 500 207 850 41 703 463 240 993

707 548 159 650 61 703 521 182 752

707 570 137 561 72 703 556 147 609

707 582 125 511 79 703 567 136 565

707 613 94 387 111 703 599 104 430

707 639 68 277 134 703 629 74 306

707 651 56 231 156 703 643 60 247

707 656 51 211 166 703 648 55 229

59

Рисунок 17 – Распределение к на корыте в зависимости от полного давления

струи Ро.

С целью определения влияния давления в барокамере Pк на распределение

αк была проведена серия экспериментов. В таблице № 8 и на рисунке 18

представлено распределение αк для сопел dкр = 0,7 мм, и dкр = 1,0 мм при

одинаковых условиях Ро = 5·105 Па, γ = 30º, β = 0, Х = 55 мм. Давление в

0

200

400

600

800

1000

1200

0 20 40 60 80 100 120 140 160 180

10

7,5

4

3

2

αк, Вт/м2К

Po=10*10

5Па

Po=7,5*10

5Па

Po=5*10

5Па

Po=4*10

5Па

Po=3*10

5Па

Po=2*10

5Па

Криволинейная координата S+ в направлении хорды модели, мм

60

барокамере Рк в экспериментах изменялось в диапазоне от 0,01·105 Па до 0,4·10

5

Па.

Таблица № 8 Влияние давления в барокамере на максимальное значение

коэффициента конвективной теплоотдачи к.

Tw1, К

Tw2, К ΔTw, К

к, Вт/м2

К при dкр=0,7 мм Р

к, х10

5

Па

Tw1, К

Tw2, К ΔTw, К

к, Вт/м2

К при dкр=1,0 мм

704 609 95 394 0,01 702 613 89 368

704 584 120 495 0,05 702 577 125 517

704 541 163 674 0,1 702 563 139 577

704 541 163 674 0,15 702 546 156 648

704 538 166 684 0,2 702 533 169 702

704 527 177 732 0,3 702 520 182 757

704 528 176 730 0,4 702 512 190 787

Рисунок 18 – Влияние давления в барокамере на максимальное значение

коэффициента конвективной теплоотдачи к.

0

100

200

300

400

500

600

700

800

900

0 0,05 0,1 0,15 0,2 0,25 0,3 0,35 0,4 0,45

Сопло 0,7

Сопло 1,0

αк, Вт/м2К

Рк, х105 Па

61

Из анализа рисунка 18, следует, что уменьшение Рк от 0,4·105 Па до ~(0,10-

0,15)·105 Па приводит к незначительному уменьшению αк на поверхности

модели. Дальнейшее же уменьшение давления в барокамере от 0,10·105 Па до

0,01·105

Па приводит к резкому снижению величин αк [87]. По-видимому,

происходит смена режима обтекания модели: при Рк > 0,10·105 Па – режим

течения турбулентный, а при Рк< 0,10·105 Па – ламинарный [93].

В таблице № 9 и на рисунке 19 показаны результаты опыта при М = 2,8,

статическом давлении в камере Рк = 0,15·105 Па и давлении струи Р0 = 5·10

5 Па

при расстоянии до лопатки Х = 55 мм, горизонтальным углом между потоком и

лопаткой γ = 30º и углом наклона сопел к горизонтальной оси β = 0º. Таким

образом, при указанных выше параметрах, выбранных по результатам

экспериментальных исследований, обеспечивается достаточно эффективное

конвективное охлаждение высотой 40-60 мм профиля лопатки с хордой до 80

мм. Эта полоса соответствует при направленной кристаллизации длине

высокотемпературного участка формы под теплоизолирующим экраном в камере

охлаждения установки[91].

Отметим, что величины αк, исчисляемые по показаниям тепловизора

AGA-780 и представленная как на рисунке 20, была меньше данных, полученных

по показаниям термопар, в диапазоне O – 10%.

При преобразовании формул (5,6,7,10,11,12,13) было получено

соотношение величин коэффициента теплоотдачи αн в натурных условиях (обдув

газом) к величине в модельных условиях αм (обдув воздухом):

0,4

м

н

0,8

н

м

м

н

м

н

м

н

Pr

Pr

μ

μ

G

G

λ

λ

α

α

, (15)

где индексы «н» и «м» относятся к натурному и моделирующему газам

соответственно;

λ – теплопроводность газа;

G – расход газа;

μ – коэффициент динамической вязкости газа;

Pr – критерий Прандтля.

62

Был проведен расчет отношения м

н

α

α для следующих газов, используемых

в натурных условиях: Ar и Ar + 20 мас. % He. Расчеты теплофизических

характеристик проводились с учетом данных [95]. Расчеты проведены при

условии постоянства полного давления и расхода газов в натурных и модельных

условиях. В результате расчетов были получены следующие соотношения: αм

(для воздуха) = 1,0, αн (для аргона) = 0,540 и αн (для смеси Ar + 20 мас. % He) =

2,0.

Как было показано в представленных выше результатах, величина αм при

целесообразных параметрах превосходит 400 Вт/м2К, следовательно, в натурных

условиях при обдуве аргоном величина αк получается более 200 Вт/м2К, что

обеспечивает, в соответствии с данными главы 2 рисунка 4, скорость

охлаждения равной или несколько выше, чем в условиях жидкометаллического

охлаждения в расплаве алюминия, при толщинах стенок формы δ ≥ 10 мм.

При направленной кристаллизации крупногабаритных лопаток, как

показывает хронометрирование, суммарное время направленной кристаллизации

при охлаждении формы смесью Ar + 20 мас.% He уменьшается примерно на 25-

30% в сравнении с Ar. Этот эффект в установке полунепрерывного действия

сокращает продолжительность цикла литья на 12-15%. С учетом того, что

стоимость смеси Ar + 20 мас. % He ~ в 10 раз превосходит стоимость аргона,

применение смеси гелия с аргоном (по технологии фирмы «Howmet»)

оказывается нецелесообразным.

Таблица № 9 Характерное распределение αк на поверхности модели.

Tw1, К Tw2, К ΔTw, К к, Вт/м2

К при Рк = 0,4 . 10

5 Па

705 686 19 80

705 666 39 160

705 647 58 240

705 627 78 320

705 608 97 400

705 588 117 480

705 569 136 560

705 550 155 640

705 530 175 720

Рисунок 19 – Характерное распределение αк на поверхности модели.

61

Криволинейная координата S+ в направлении хорды модели, мм

Коо

рд

ин

ата

п

о в

ысо

те Z

мод

ели

, м

м

64

4.4. Зависимость коэффициента теплоотдачи αк от вертикальных углов

натекания газа на форму.

Для формирования направленной и монокристаллической структур лопаток

большое значение имеет распределение коэффициента теплоотдачи αк на

поверхности формы по ее высоте в зоне охлаждения. В патенте [44] являющимся

основной технологии GCC, применяемой на фирме «Howmet», одним из

отличительных признаков является позиционирование центров пятен охлаждения

в пределах от 0 до 50 мм вниз от теплоизолирующего экрана между зонами

нагрева и охлаждения установки. Однако в том случае, если в верхней части

формы на расстоянии 0 – 50 мм от нижней поверхности теплоизолирующего

экрана между зонами нагрева и охлаждения, в экране и зоне нагрева происходит

интенсивное охлаждение за счет рассеяния газа в струе, это может привести к

образованию большой поперечной векторной составляющей температурного

градиента при кристаллизации сплава и возникновению структурных дефектов.

Заброс газа объясняется характером струи на основном участке, которая

расширяясь от сопла, образует конус. Основание этого конуса при направлении

оси струи перпендикулярно поверхности формы (β = 0) представляет собой

окружность, диаметр которой зависит, в первую очередь, от расстояния между

соплом и формой. При повороте сопла вниз эта окружность превращается в овал с

укороченным размером вверх от центра пятна и удлиненным размером вниз.

В таблице № 10 и на рисунке 20 показана зависимость к от высоты Z для

сопла dкр = 1,0; а в таблице № 11 и на рисунке 21 – для сопла dкр = 1,5 мм. Из

анализа данных видно, что в диапазоне 0 - 50 происходит заброс газа выше

координаты Z =0, что может привести к недопустимому боковому охлаждению

сплава в зоне температур кристаллизации. Охлаждающее же действие газа при β =

20 - 30º распространяется главным образом вниз от коллектора с соплами, что

соответствует αк = 10 – 20 Вт/м2К [96].

65

Таблица №10 Зависимость к от координаты Z для сопла dкр = 1,0 мм.

Tw1, К

Tw2, К ΔTw, К

к, Вт/м2

К

при β=0 ͦ Z, мм

Tw1, К

Tw2, К ΔTw, К

к, Вт/м2

К

при β=20 ͦ

703 682 21 85 59 700 687 13 55

703 664 39 163 35 700 684 16 67

703 651 52 215 25 700 681 19 78

703 635 68 280 15 700 668 32 134

703 581 122 506 5 700 654 46 191

703 524 179 740 -6 700 621 79 328

703 587 116 482 -14 700 530 170 710

703 628 75 310 -24 700 573 127 530

703 651 52 215 -35 700 610 90 375

703 663 40 167 -44 700 637 63 263

703 671 32 134 -54 700 653 47 195

к, Вт/м

2

К

при β=30 ͦ

696 681 15 63 5

696 660 36 152 -6

696 628 68 286 -14

696 506 190 801 -24

696 573 123 517 -35

696 620 76 321 -44

696 639 57 239 -54

Рисунок 20 – Зависимость к от координаты Z для сопла dкр = 1,0 мм.

-60

-40

-20

0

20

40

60

80

0 100 200 300 400 500 600 700 800 900

0

20

30

αк, Вт/м2К

β=0° , γ=30° β=20°, γ=30° β=30° , γ=30°

Ко

ор

ди

нат

а

по

вы

соте

Z м

од

ел

и, м

м

66

Таблица №11 Зависимость к от координаты Z для сопла dкр 1,5 мм.

Tw1, К

Tw2, К ΔTw, К к, Вт/м2

К Z, мм

698 683 15 63 55

698 668 30 124 24

698 656 42 174 16

698 634 64 268 6

698 598 100 420 -5

698 522 176 738 -16

698 560 138 579 -25

698 585 113 472 -34

698 603 95 398 -43

698 625 73 306 -54

698 644 54 226 -65

Рисунок 21 – Зависимость к от координаты Z для сопла dкр 1,5 мм.

Далее приведены экспериментальные данные по распределению αк по

высоте Z при dкр = 1,0 мм, β = 0º, γ = 30º, Х = 55 мм, Ро = 5.10

5 Па, при давлении Рк

0,15.10

5 Па; 0,05

.10

5 Па; и 0,01

.10

5 Па (таблица № 12, рисунок 22). Анализ данных

рисунка 24 позволяет сделать вывод о том, что с уменьшением величины

-80

-60

-40

-20

0

20

40

60

80

0 100 200 300 400 500 600 700 800

β=20°,ɣ=-60°

αк, Вт/м2К

Ко

ор

ди

нат

а

по

вы

соте

Z м

од

ел

и, м

м

67

давления Рк в барокамере при прочих равных условиях происходит уменьшение

величины αк при всех координатах по высоте Z. Так как повышенная величина αк

благоприятно влияет на процесс охлаждения отливки при координатах Z > 50 мм,

что соответствует затвердевшей части отливки, и крайне отрицательно

сказывается при охлаждении переходной зоны при кристаллизации в диапазоне Z

< 50 мм, для наименьшего влияния заброса газа целесообразно использовать

давление в барокамере Рк ~ 0,15.10

5 Па. При таком давлении в камере величина

αmax находится на уровне 500 – 700 Вт/м2к, при понижении величины Р αmax

уменьшается.

При этих условиях профиль и выходная кромка лопатки охлаждаются при αк

в диапазоне 500 – 700 Вт/м2К, а входная кромка и стояк охлаждаются, хотя и менее

интенсивно, на величины αк = 100 – 200 Вт/м2К, но и этот диапазон надо признать

приемлемым.

Таблица № 12 Распределение к по высоте Z в зависимости от давления в

барокамере Рк.

Tw1, К Tw2, К ΔTw, К

к, Вт/м2

К при

Рк = 0,15. 10

5 Па Z,мм

Tw1, К

Tw2, К ΔTw, К Z, мм

к, Вт/м2

К при

Рк = 0,05.10

5Па

698 672 26 110 55 701 676 25 15 105

698 656 42 175 35 701 638 63 5 262

698 648 50 210 25 701 578 123 -1 512

698 630 68 287 15 701 640 61 -6 252

698 577 121 509 5 701 675 26 -15 110

698 517 181 759 -1

698 583 116 484 -15

698 621 77 322 -25

698 643 55 229 -36

698 655 43 182 -44

698 661 37 154 -54

к, Вт/м

2

К при

Рк = 0,01. 10

5 Па

696 675 21 89 25

696 667 29 124 15

696 630 66 280 5

696 570 126 530 -1

696 631 65 273 -6

696 667 29 124 -15

696 676 20 84 -25

68

Рисунок 22 – Распределение к по высоте Z в зависимости от давления в

барокамере Рк.

С учетом вышеизложенного, величину β надо выбирать в пределах 20º - 30º в

зависимости от вертикального расстояния между осью сопла и теплозащитным

экраном между зонами нагрева и охлаждения, а также плотности экранирования и

толщины стенки формы [96].

4.5. Особенности газового охлаждения блока лопаток.

При моделировании было также проведено исследование влияния работы

двух сопел, одновременно обдувавших поверхность спинки и корыта, при ранее

определенных целесообразных координатах yw = 0,5 yo (для спинки) и yw = 0,33 yo

(для корыта), Xw = 55 мм и углах γ - 10º (для спинки) и 30º (для корыта) были

получены распределения αк, показанные в таблице № 13 и на рисунке 23.

-60

-40

-20

0

20

40

60

80

0 100 200 300 400 500 600 700 800

0

20

30

αk, Вт/м2К

0,15*105Па 0,05*105Па 0,01*105Па

РК К

оо

рд

ин

ата

п

о в

ысо

те Z

мо

де

ли

, мм

69

Таблица №13 Распределение к по криволинейной координате S хорды

модели при одновременной работе двух сопел.

Tw1, К

Tw2, К ΔTw, К к, Вт/м2

К S, мм

702 639 63 263 -94

702 618 84 348 -90

702 581 121 503 -82

702 471 231 958 -56

702 548 154 641 -35

702 615 87 359 -21

702 694 8 32 0

702 687 15 62 16

702 586 116 482 34

702 462 240 994 54

702 574 128 532 88

702 608 94 390 99

702 629 73 301 107

Рисунок 23 – Распределение к по криволинейной координате S хорды

модели при одновременной работе двух сопел.

На рисунке 23 видно, что оба сопла работают практически независимо:

интерференция струй имеет место лишь в области выходной кромки при S = 0.

Величина αк на корыте несколько выше, чем на спинке.

0

200

400

600

800

1000

1200

-150 -100 -50 0 50 100 150

2 сопла

αк, Вт/м2К

S-, мм S+,мм

Криволинейная координата S+ в направлении хорды модели, мм

70

По результатам проведенных экспериментальных исследований в разделах

4.1. - 4.4. и показанных на рисунке 19, можно считать, что при отливке методом

газового охлаждения лопаток с хордой до 50 мм установка одного сопла

достаточна, а для отливки лопаток с хордой 50 - 70 мм нужно использовать схему

установки двух сопел, чтобы обеспечить приемлемые значения αк по профилю.

В том случае, когда газовое охлаждение применяется при литье

крупногабаритных лопаток с хордой более 70 мм, целесообразно использовать

вариант расположения трех сопел, ориентированных на спинку, корыто и

переднюю кромку.

Исходя из экспериментальных данных разделов 4.1- 4.4 в связи с высокой

скоростью газовой струи (близкой к скорости звука) [89] и достаточно большим

значением αк можно сделать принципиальный вывод том, что при обдуве блока с

плотным радиальным расположением лопаток возникают вихри охлаждающего

газа в полостях между лопатками (рисунок 24), что приводит к улучшению

конвективного теплообмена между нагретой формой и охлаждаемыми

поверхностями А и В. Так отработанный газ, покидая центральную часть формы,

образует пространственную точку растекания – Т. С. После Т. C одна часть уходит

через щель , а другая, охладившись на стенке В, поднимается к соплам и вновь

участвует в охлаждении формы с новыми порциями газа. На стационарном

режиме, количество газа, ушедшего вниз через щель безусловно равно

количеству газа, вышедшего из сопел за то же время. Но при этом выше Т. C

находится постоянно большее количество газа зависящее от величины давления в

камере, в частности при Рк = 0,15·105 Па - примерно в 2 – 3 раза. Наличие этой

дополнительно охлажденной на поверхности Т. C массы увеличивает

теплоемкость струи газа и позволяет аккумулировать в 2 -3 раза большее

количество тепла. В то время, как сбросить тепло с этих элементов за счет одного

только лучистого теплообмена в процессе Бриджмена-Стокбаргера крайне

затруднительно (в этих местах α<20 Вт/м2к).

Таким образом, более интенсивное охлаждение центральной части блока

лопаток в процессе газового охлаждения форм повысит скорость протяжки при

71

кристаллизации и увеличит количество лопаток в блоке за счет более тесного их

расположения, чем в процессе Бриджмена-Стокбаргера.

Рисунок 24 – Схема вихрей в зоне газового охлаждения блока.

Отметим, что площадь щелевого кольца превышает в 104 раз суммарную

площадь критических сечений сопел системы охлаждения.

Так как через вакуумную печь (рисунок 24), расположенную выше

защитного экрана, отсутствует проток отработанного газа, то в ней реализуется

«застойная зона» с тороидальным вихрем. Этот стационарный вихрь практически

не обменивается теплом с газом, истекающим из сопел. Тороидальный вихрь в

вакуумной печи поддерживает практически постоянную температуру газа,

близкую к температуре в самой печи.

Теплофизическая оценка температуры аргона после контакта с нагретой

керамической формой при направленной кристаллизации составляет величину

72

около 500°С. Охлаждение воздухом аргона в коллекторе, а также наличие

охлаждаемых поверхностей А и В (рисунок 24) приводит к снижению

температуры отработанного газа до температуры 250° - 300°С, но и эта

температура недопустима для нормальной работы форвакуумного насоса. Поэтому

на входном патрубке форвакуумного насоса должен быть установлен

лабиринтный водоохлаждаемый теплообменник.

4.6. Выбор целесообразных параметров процесса направленной

кристаллизации с газовым охлаждением форм.

На основании аналитических и экспериментальных данных раздела 4.4

сделан вывод о целесообразности при реализации процесса газового охлаждения

форм размещения центров пятен охлаждения на расстоянии в пределах 52 – 70 мм

от экрана, что достигается соответствующим расположением коллектора с

соплами и поворот сопел вниз на 20º. Доказана высокая эффективность

использования аргона в качестве охлаждающего газа, вместо гораздо более

дорогих гелия и смесей гелия с аргоном (раздел 4.3). Эти положения, в сочетании с

оптимальным диапазоном полного давления струи газа Ро = (4 – 5).10

5 Па (а в

случае массивного замка (толщиной более 40 мм) – (7,0 - 7, 5).10

5 Па) и давления

газа в установке Рк = (0,1-0,3).10

5 Па, являются существенным отличительным

признаком от параметров, заявленных в работе [44].

Возможность плотного радиального расположения лопаток в сочетании с

более высокой скоростью охлаждения в процессе ПГО может повысить

производительность в 1,8 - 2,2 раза, в сравнении с методом Бриджмена-

Стокбаргера.

Таким образом, на этой основе разработан и запатентован [94] (Приложение

№1) процесс направленной кристаллизации с газовым охлаждением форм аргоном

ПГО для литья крупногабаритных лопаток газовых турбин, который, сохраняя

достоинства ускоренного охлаждения, вместе с тем не имеет недостатков

использования жидкометаллических охладителей [96].

73

Принципиальная схема ПГО для литья крупногабаритных лопаток газовых

турбин показана на рисунке 25.

Рисунок 25 Процесс направленной кристаллизации ПГО.

1. Отливка, 2. Мягкий теплозащитный экран, 3. Твердый теплозащитный экран

4. Печь подогрева форм, 5. Кристаллизатор, 6. Коллектор аргона, 7. Струи

аргона, 8. Зона охлаждения.

74

На основе установленных зависимостей в разделах 4.1. -4.6. выбраны

целесообразные параметры газового охлаждения форм при направленной

кристаллизации: использование в качестве охладителя – инертного газа аргона;

скорость газовой струи на выходе из сопла – 2,8 М (числа Маха); полное давление

струи газа Ро = (4,0 – 5,0)·105 Па, при кристаллизации массивного замка (толщиной

более 40 мм) – (7,0 – 7, 5)·105 Па; давление в барокамере Рк = (0,10 – 0,30) ·10

5 Па;

горизонтальный угол наклона оси сопел γ = (45 ± 15)º; вертикальный угол наклона

оси сопел β = (20 ± 10)º; расположение центров пятен охлаждения на расстоянии в

пределах 52 – 70 мм от экрана; расстояние от оси сопла до модели Xw = (55 ± 30)

мм; плотное радиальное расположение лопаток в блоке c центральным

размещением стояка; при литье крупногабаритных лопаток целесообразно

использовать следующие варианты: с хордой менее 50 мм – схему расположения

одного сопла, с хордой 50 - 70 мм –схему расположения двух сопел, с хордой

более 70 мм – схему расположения трех сопел.

ВЫВОДЫ ПО ГЛАВЕ 4.

1. Экспериментами установлен ряд принципиальных зависимостей значения

коэффициента теплоотдачи αк от следующих параметров:

исходной скорости газа и конструкции сопла;

горизонтальных углов натекания газа на форму, диаметра

критического сечения сопла и расстояния от сопла до формы;

полного давления струи газа и давления газа в барокамере;

вертикальных углов натекания газа на форму;

особенностей охлаждения блока лопаток.

2. Доказана достаточно высокая эффективность охлаждения при

использовании аргона в качестве охладителя форм для направленной

кристаллизации крупногабаритных лопаток турбин.

3. На основе установленных зависимостей выбраны целесообразные

параметры газового охлаждения форм при направленной кристаллизации:

75

Скорость газовой струи на выходе из сопла – 2,8 М (числа Маха);

Полное давление струи газа Ро = (4,0 – 5,0)·105 Па, при кристаллизации

массивного замка (толщиной более 40 мм) – (7,0 – 7, 5)·105 Па;

Давление в барокамере Рк = (0,10 – 0,30) ·105 Па;

Горизонтальный угол наклона оси сопел γ = (45 ± 15)º;

Вертикальный угол наклона оси сопел β = (20 ± 10)º;

Расположение центров пятен охлаждения на расстоянии в пределах 52

– 70 мм от экрана;

Расстояние от оси сопла до модели Xw = (55 ± 30) мм;

Плотное радиальное расположение лопаток в блоке c центральным

размещением стояка;

При литье крупногабаритных лопаток целесообразно использовать

следующие варианты:

с хордой менее 50 мм-схему расположения одного сопла,

с хордой 50 - 70 мм-схему расположения двух сопел,

с хордой более 70 мм-схему расположения трех сопел.

4. Запатентован процесс направленной кристаллизации с охлаждением форм

аргоном (ПГО) для литья крупногабаритных лопаток газовых турбин, в том

числе I ступени турбины ГТД -110, который может за счет плотного

радиального расположения лопаток в сочетании с более высокой скоростью

охлаждения повысить производительность по сравнению с процессом

Бриджмена-Стокбаргера в 1,8 -2,0 раза.

76

ГЛАВА 5. Реализация технологического процесса ПГО

направленной кристаллизации с охлаждением форм аргоном для

литья крупногабаритных лопаток газовых турбин.

5.1. Постановка задач и выбор объектов.

Газовые турбины предназначены для использования в составе

газотурбинных и парогазовых энергетических установок. В энергетических

машинах для производства высокоэффективных парогазовых установок особое

значение имеет совершенствование технологий производства паровых котлов,

трубопроводов [97] и, особенно, турбинных рабочих и сопловых лопаток.

В настоящее время в России на ОАО НПО «Сатурн» освоено производство

единственной в стране крупной энергетической турбины ГТД-110 мощностью 110

МВт со следующими техническими характеристиками: температура газа на входе

1180-1230°С, среднемассовая температура рабочей лопатки I ступени 810°С,

ресурс рабочих лопаток – 25 тыс. часов, КПД турбины – в среднем 35-36 %.

Разработка нового процесса направленной кристаллизации с газовым

охлаждением форм аргоном ПГО и высокожаропрочного коррозионностойкого

сплава для литья крупногабаритных лопаток перспективных газовых турбин с

температурой газа на входе 1350°С, среднемассовой температурой рабочей

лопатки I ступени 880°С, ресурсом рабочих лопаток – 25 тыс. часов, КПД турбины

– в среднем 38,5 % была выполнена в соответствии с НИОКР «Разработка базовых

технологий, материалов и оборудования для парогазовых энергоустановок на базе

газотурбинных установок большой мощности» в рамках государственного

контракта Министерства промышленности и торговли Российской Федерации

№12411.0810200.05.В06.

Базовым предприятием для разработки и освоения процесса направленной

кристаллизации ПГО было определено ОАО «НПО «Сатурн».

77

5.2. Модернизация оборудования.

Анализ имеющегося литейного оборудования для направленной

кристаллизации на ОАО «НПО «Сатурн» показал, что для освоения ПГО наиболее

подходящей является установка для направленной кристаллизации по методу

Бриджмена-Стокбаргера FMI-C-30S фирмы ULVAC (рисунок 26). Эта установка

ранее использовалась на ОАО «НПО «Сатурн» для литья малогабаритных лопаток

с направленной структурой. При опробовании по методу Бриджмена-Стокбаргера

литья массивных охлаждаемых рабочих лопаток I ступени ГТД-110 в связи с

низкой скоростью охлаждения для получения направленной структуры пришлось

уменьшить количество лопаток в блоке до двух, а скорость протяжки – до 3

мм/мин, но и при этих условиях в лопатках возникали структурные дефекты в

виде ликвационных полос и пятен («фреклов»), крупных карбидов МС и

эвтектических частиц (γ+γ’-фаз), а также грубой дендритной структуры [96].

Рисунок 26 – Установка для направленной кристаллизации по методу Бриджмена-

Стокбаргера FMI-C-30S.

78

FMI-C-30S фирмы «ULVAC» – двухкамерная установка полунепрерывного

действия с вакуумным затвором.

В верхней камере расположены следующие узлы:

плавильная печь (максимальный вес шихтовой заготовки 24 кг);

индукционная печь нагрева форм с цилиндрическим графитовым

муфелем (с внутренним диаметром 500 мм и высотой 550 мм);

зона охлаждения (диаметром 500 мм и высотой 250 мм).

Между верхней и нижней камерой расположен вакуумный затвор.

В нижней камере размещен медный водоохлаждаемый кристаллизатор

диаметром 450 мм с системой его вертикального перемещения с регулируемой

скоростью. Перемещение формы осуществляется на медном водоохлаждаемом

кристаллизаторе из нижней камеры – в печь нагрева форм верхней камеры, а

после заливки форма с расплавом через зону охлаждения в верхней камере – в

нижнюю камеру.

Верхняя камера присоединена к бустерному и форвакуумнуму насосам, а

нижняя камера - только к форвакуумнуму насосу. Обе камеры водоохлаждаемые.

На рисунке 27 показан общий вид печи подогрева форм и зоны охлаждения,

где 1 – индуктор, 2 – графитовый муфель, 3 – теплоизоляционный экран, 4 – зона

охлаждения. Зона охлаждения установки FMI-C-30S фирмы «ULVAC» состоит из

двух катушек с внутренним диаметром Ø 500 мм и общей вертикальной осью,

поставленных одна на другую и соединенных сваркой по торцу, так что их общая

высота составляет 250 мм (150 мм нижняя и 100 мм верхняя). Нижняя катушка

опирается на раму, установленную на дне верхней камеры, верхняя катушка

является основанием графитового муфеля печи подогрева форм. Обе катушки

имеют независимое водяное охлаждение, выполненное в виде спиралей на

внутренних вертикальных стенках катушек. Таким образом, катушки, обеспечивая

функцию охлаждения форм излучением, одновременно являются опорной

конструкцией нагревателя.

79

1

2

3

4

Рисунок 27 – Печь подогрева форм и зона охлаждения.

3

80

Перемещение формы с расплавом жаропрочного сплава осуществляется на

медном водоохлаждаемом кристаллизаторе из зоны нагрева в зону охлаждения.

Для реализации процесса направленной кристаллизации с газовым

охлаждением форм аргоном ПГО для литья крупногабаритных лопаток газовых

турбин было необходимо модернизировать зону охлаждения (4 – рисунок 27)

установки FMI-S-30C фирмы «ULVAC» [96] (Приложение №2).

На основе проведенных аналитических и экспериментальных исследований

указанных в главах 1-4 данной работы был разработан технический проект

модернизации установки FMI-S-30C.

На основе этого проекта были разработаны чертежи 770 1624 000 00 для

модернизации плавильной установки FMI-C-30S.

При модернизации установки, помимо охлаждения излучением,

предусмотрено более интенсивное охлаждение форм – конвекцией от обдува

формы струями аргона.

Внесены изменения в конструкцию узлов плавильной печи:

зона охлаждения,

вакуумная система,

система напуска аргона,

система вентиляции (вытяжная вентиляция, отвод выхлопных газов

от вакуумных насосов).

Зона охлаждения модернизированной установки показана на рисунках 28,

29, она состоит из нижней водоохлаждаемой катушки 1, которая, как и в исходном

варианте, опирается на раму плавильной камеры. Высота нижней катушки в новом

варианте – 193 мм. Между верхней 2 и нижней катушкой вваривается полое

кольцо (коллектор) 3, внутри которого располагается полость для прохода аргона -

коллектор, в который установлены сопла 4 (рисунок 30) для подачи аргона. Сопла

с одной стороны входят в полость коллектора, а с другой

81

ориентированы на форму для ее обдува при протяжке. Высота коллектора – 24

мм. Высота верхней катушки 33 мм. Общая высота новой конструкции,

состоящей из нижнего кольца, коллектора и верхнего кольца, остается прежней –

250 мм, так что расположение муфеля, экрана и всех других элементов установки

остается неизменным по сравнению с исходным вариантом (рисунок 27).

Материал катушек и коллектора – 1Х18Н10Т.

Внешний диаметр катушек и система водяного охлаждения, включая ввод

и вывод воды, а также полости внутреннего охлаждения, также остаются без

изменений.

Следует отметить, что расположение и количество отверстий под сопла в

коллекторе рассчитаны таким образом, что позволяет эффективно охлаждать

блок отливок практически любой конфигурации (рисунок 28 б).

Внутренний диаметр новой системы охлаждения, включая катушки и

коллектор, соответствует прежнему размеру зоны охлаждения установки– Ø 500

мм. Толщина боковых и торцевых стенок катушек и коллектора 7 мм. Высота

коллектора охлаждения складывается из двух толщин торцев, а также полости

охлаждения 10 мм. Таким образом, горизонтальная ось коллектора находится на

расстоянии (45±1) мм (33+7+5) от нижней поверхности подпятника печи нагрева

форм. Это расстояние обусловлено результатами исследований (раздел 4.4), в

которых показано, что для формирования направленной и монокристаллической

структуры лопаток большое значение имеет распределение коэффициента

теплоотдачи αк на поверхности формы по ее высоте в зоне охлаждения.

В том случае, если в верхней части формы на расстоянии 0 – 50 мм от

нижней поверхности теплоизолирующего экрана между зонами нагрева и

охлаждения, в экране и зоне нагрева происходит интенсивное охлаждение за

счет рассеяния газа в струе, это может привести к образованию большой

поперечной векторной составляющей температурного градиента при

кристаллизации сплава и возникновению структурных дефектов. В этом

диапазоне происходит заброс газа выше координаты Z =0 (рисунки 20, 21, 22),

что может привести к недопустимому боковому охлаждению сплава в зоне

82

температур кристаллизации. Поэтому, в коллектор вмонтированы сопла под

углом 20° вниз к горизонтальной оси коллектора. Геометрические параметры

сопла, показанного на рисунке 30, определены разделами 4.1-4.2 данной работы.

Материал для сопел 1Х18Н10Т. Таким образом, длина сопла, выходящего из

коллектора под углом 20° вниз от оси равна 9,0 мм, что по горизонтали

составляет 8,4 мм - при зазоре между коллектором и кристаллизатором 25,0 мм.

Во время прохождения процесса направленной кристаллизации со

струйным газовым охлаждением использовали аргон газообразный высший сорт

ГОСТ 10157-99 из баллонов объемом 40 л и давлением 150 атм.

На рисунке 31 показана схема подачи аргона в установку. Из баллона

через редуктор аргон поступает в трубопровод с внешним диаметром 16 мм и

толщиной стенки 1 мм, изготовленный из нержавеющей стали 1Х18Н10Т. Для

удобства подачи аргона во время процесса ПГО смонтирована рампа с шестью

баллонами (рисунок 32). Трубопровод (рисунок 33) снабжен манометром

(рисунок 34) с диапазоном измерения давлений 0-15 атм., газовым вентилем для

точной установки давления и расхода, а также для прекращения подачи аргона.

Далее через герметичный ввод аргон поступает в плавильную камеру установки,

снабженную вакуумметром. На выходном трубопроводе смонтирован

мановакуумметр для контроля давления аргона в камере (рисунок 35).

Для подвода аргона в установку был использован патрубок бокового

загрузочного устройства плавильной камеры. В крышку, которого установлен

герметичный ввод трубки Ø16 мм (рисунок 36).

Внутри установки трубка Ø16 мм через штуцер соединяется с гибким

металлорукавом (рисунок 37) с внутренним диаметром Øвн 14 мм, далее

металлорукав соединяется через штуцер со специально изготовленным

переходником на коллекторе.

В переходнике предусмотрена перегородка для гашения колебаний,

вызванных возможным появлением продольной волны давления в коллекторе.

83

а)

б)

Рисунок 28 – Коллектор зоны охлаждения модернизированной печи.

1

3

2 4

84

Рисунок 29 – Коллектор с соплами.

Рисунок 30 – Сопло системы газового охлаждения.

85

Рисунок 31 – Схема подвода аргона к установке ULVAC.

Рисунок 32 – Рампа с баллонами. Рисунок 33 –Трубопровод напуска аргона.

Рампа баллонов

-

Манометр 0 - -15 атм

Газовый

вентиль

Регулирующий

клапан

мановакууметр 0-300 ПА

мановакууметр 0-300 мбар

-

Вакууметр 10 - 4 - 10 - 1 тор

Установка

Сетевой регулятор

давления Pвход150-

200 бар и Рвыход 10-

15 бар

86

Рисунок 34 – Вакууметр Рисунок 35 – Мановакумметр.

Рисунок 36 – Ввод аргона в верхнюю

камеру.

Рисунок 37 – Подвод аргона к

коллектору.

87

На основании проведенной в разделе 4.5. оценки температуры аргона на

выходе из установки, для обеспечения безопасной работы форвакуумного насоса

при откачке нагретого аргона на входе в форвакуумный насос предусмотрен

водоохлаждаемый теплообменник (рисунок 38), с контролем температуры

аргона до и после теплообменника (рисунок 39).

Рисунок 38 – Теплообменник.

а) б)

Рисунок 39 – Регистрация температуры аргона на входе а) и выходе б) из камеры форм.

88

Для обеспечения безопасности обслуживающего персонала предусмотрена

откачка аргона из форвакуумного насоса в выходном трубопроводе в

пространство вне цеха (рисунок 40).

Рисунок 40 – Система вентиляции для отвода газов от вакуумных насосов.

Таким образом, проведена модернизация технологического оборудования,

позволяющая реализовать процесс направленной кристаллизации с охлаждением

форм аргоном для литья крупногабаритных лопаток газовых турбин.

5.3. Освоение технологического процесса направленной

кристаллизации с охлаждением форм аргоном и отливка опытной

партии лопаток.

По техническому заданию государственного контракта в связи с

отсутствием отечественного проекта мощной эффективной газовой турбины для

реализации процесса направленной кристаллизации с охлаждением форм

аргоном ПГО была выбрана рабочая лопатка I ступени (№ R10400042, длиной

89

280 мм) турбины ГТД – 110, а для отработки режимов технологии ПГО,

обеспечивающих направленное структурообразование, было предусмотрено

использование сплава ЧС88У, применяемого в турбине ГТД-110, с последующей

разработкой нового жаропрочного коррозионностойкого сплава для

перспективной турбины с более высокими температурами эксплуатации рабочих

лопаток.

Рабочая лопатка I ступени ГТД-110 имеет современную достаточно

эффективную комбинированную вихревую и пленочную систему охлаждения.

Стержень для формирования внутренней полости лопатки показан на рисунке 41.

При изготовлении стержней, моделей и керамических форм за основу была

принята технология ОАО "НПО "Сатурн".

Для прессования стержня использовали массу ЭМ-18-8,5: электрокорунд

81-89,5% (F-180; F-360; F800) кварц молотый пылевидный 8-9%; пластификатор

ППЭ №10 2,5-10%. Масса сырого стержня составляла 450г. Исходная

температура обжига 1280°С – 4,5 суток. Эту технологию использовали на ОАО

"НПО "Сатурн" для литья рабочей лопатки I ступени ГТД-110 с равноосной

структурой. При опробовании стержней по данной технологии в процессе

направленной кристаллизации при томографическом контроле и при разрезке

лопаток выявились нарушения геометрии внутренней полости. В результате

отработки технологии изготовления стержня для процесса направленной

кристаллизации (НК), с целью повышения термостойкости стержня была

повышена температура обжига с 1280° до 1500° ± 10° С, и для компенсации

повышенного температурного расширения стержня выполнены дополнительные

мероприятия по раззазориванию верхних знаков стержня и ламинированию

пленкой (0,25 мм) замка и выходной кромки лопатки. Эти мероприятия

позволили получить лопатки с удовлетворительными геометрическими

параметрами (рисунок 42).

90

Рисунок 41 – Стержень охлаждаемой рабочей лопатки I ст. ГТД-110.

Запрессовка модели массой синтетического воска производилась в

прессформу, с предварительно установленным в ней прокаленным стержнем.

Для обеспечения кристаллографического отбора при направленной

кристаллизации к нижнему торцу пера модели припаивалась изогнутая пластина

длиной 45 – 50 мм - кристаллоотборник. В опытных работах использовался блок,

состоящий из 1 лопатки (рисунок 43), а при отливке опытной партии

использовался блок, состоящий из 3-х лопаток (рисунок 44), компьютерная

разработка которого выполнена на основе аналитических и экспериментальных

исследований главы 4 данной работы.

91

Рисунок 42 – Томографический контроль лопаток и сечения рабочих лопаток

после отработки технологии стержня.

Для изготовления формы на модельный блок роботом на автоматической

линии VATech с использованием связующего ЛЮДОКС (SK) последовательно

наносили 12 слоев суспензии из микропорошков электрокорунда, причем два

слоя из которых без дополнительной обсыпки электрокорундом, для снятия

напряжений возникающих при нагреве формы. Толщина форм для блока

рабочих лопаток I ступени ГТД 110 составляла ~ 10 мм. После обсыпки форму

прокаливали не менее 8 часов при температуре 1050˚С с общем временем

прокалки 24 часа.

Основание формы (рисунок 45) изготавливали отдельно, его тщательно

выравнивали для предотвращения пролива металла, затем совмещали с формой

под заливку, приклеивали суспензией, дополнительно просушивали и

устанавливали на кристаллизатор (рисунок 46) с обеспечением плотного

прилегания с помощью струбцин. Экспериментально было установлено, что для

92

исключения разрушения формы при заливке необходимо иметь температуру

основания формы ≥ 1400°С.

Рисунок 43 – Модельный блок.

В установку на кристаллизатор (рисунок 46) прокаленная форма

подавалась при температуре 20° С, затем производили герметизацию и

вакуумирование зоны охлаждения. Подача охлаждающей воды в установку,

включая и кристаллизатор, производилась только после вакуумирования

установки, во избежание отпотевания и нарушения вакуумного режима.

Вакуумирование проводилось в соответствии с общими требованиями, 10-3

тор при натекании <30 .

Кристаллоотборник

Перо

Замковая

полка

Замок

Прибыль

93

Рисунок 44 – Модель блока из 3 лопаток.

Рисунок 45 – Опытная форма с одной лопаткой.

Основание формы Струбцина

94

Рисунок 47 – Медный кристаллизатор.

После вакуумирования открывали затвор между зонами нагрева и

охлаждения, затем подавали форму на кристаллизаторе в печь нагрева до

положения, регулируемого конечным выключателем. Температура печи с

формой при подаче форм была 20°С, скорость нагрева печи и форм – 10 – 15

град/мин.

Плавку жаропрочного сплава осуществляли в вакууме 10-3

тор с

температурой перегрева (1550 ± 20) °С. Время выдержки (3 ± 0,5) мин,

температура заливки (1520 ± 20)°С.

Экспериментально было установлено, что при плавке

коррозионностойкого жаропрочного сплава происходит сильное испарение Cr,

сублимат которого может попадать на внутреннюю поверхность сопла, тем

самым засоряя его. В этой связи перед заливкой перекрывали затвор бустерного

насоса и давали давление аргона в установку (150±10) Па, которое обеспечивало

подавление испарения Cr.

Заливку расплава производили в форму с температурой (1480± 20)°С

непосредственно на медный водоохлаждаемый кристаллизатор.

После заливки формы и паузы 3 минуты производили протяжку формы из

зоны нагрева в зону охлаждения через отверстие в теплозащитном экране. Этот

экран состоял из твердого углепластика толщиной 10 мм с отверстием для

95

прохода всех, в том числе выступающих вбок элементов формы, и

расположенного на углепластике мягкого графитизированного войлока

толщиной 7 мм, облегающего поверхность формы при проходе участка формы с

профилем лопатки. При проходе же выступающих элементов формы, нажимая

на войлок, они плавно перемещают внутреннею часть войлочного экрана в

отверстие углепластика, обеспечивая теплоизоляцию формы в зоне охлаждения.

Одновременно с началом паузы протяжки формы, в соответствии с ранее

определенными целесообразными параметрами (раздел 4.6), на входном

трубопроводе газовым вентилем производили повышение давление аргона в

напорном трубопроводе до (4,0 ± 0,1).10

5 Па и при включенном форвакуумном

насосе производили напуск аргона в камеру до остаточного давления аргона

0,2.10

5 Па, достигаемое примерно за 2,5 минуты. Величину этого давления

стабилизировали регулированием дросселя во входном трубопроводе

форвакуумного насоса.

Каждая лопатка в блоке обдувалась тремя соплами (рисунок 47),

расположенными в соответствии с данными проведенных исследований

(разделы 4.2,4.5), для обеспечения необходимых характеристик ПГО.

Блок 3-х рабочих лопаток I ступени состоял из следующих элементов

каждой лопатки длиной: кристаллоотборник - 50 мм, перо лопатки – 145 мм,

полка и замок -135 мм, прибыль – 70 мм; общая высота блока – 400 мм.

В результате экспериментальных работ были определены скорости Vп

протяжки формы с кристаллизующимся расплавом в процессе ПГО,

обеспечивающие формирование направленной структуры рабочей лопатки I

ступени ГТД-110:

Кристаллоотборник - Vп = 4,0 мм/мин – τ = 12 мин,

Перо лопатки Vп = 7,0 мм/мин, τ = 21 мин,

Замок и замковая полка Vп = 4,5 мм/мин, τ = 30 мин,

Прибыль Vп = 5,0 мм/мин, τ = 14 мин.

Итого: суммарное время протяжки 77 минут или в 1,7 раза быстрее, чем в

процессе Бриджмена-Стокбаргера. Если учесть, что в процессе Бриджмена-

96

Стокбаргера удавалось с удовлетворительной направленной структурой

получить только 2 лопатки из-за малой интенсивности теплоотвода

излучением, то производительность полунепрерывного процесса на

модернизированной установке увеличилась в 1,8 -2,0 раза (Приложение №2).

Рисунок 47 – Расположение пера лопатки в блоке относительно сопел.

Схема термометрирования различных точек на наружной и внутренней

поверхностях формы при литье лопатки для процессов Бриджмена-Стокбаргера

и ПГО показана на рисунке 48, где 1,2,3,4 – термопары зачеканенные на пере и

5,6 – на замке формы лопатки.

97

Рисунок 48 – Схема термометрирования блока форм.

При пересчете в соответствии с уравнением теплового баланса были

получены следующие диапазоны значений коэффициента теплоотдачи α: метод

Бриджмена-Стокбаргера 21-59 Вт/м2К, ПГО 166-352 Вт/м

2К (таблица № 16).

Таким образом, в процессе ПГО среднее значение величины αΣ ≥ 220 Вт/м2К, что

достаточно для обеспечения скорости охлаждения сплава при кристаллизации

как в расплаве алюминия в соответствии с проведенными исследованиями главы

2.

Таблица 15 Результаты термометрирования и расчета α при литье лопаток

для метода Бриджмена-Стокбаргера и ПГО.

Tw1, К

Tw2, К ΔTw, К

, Вт/м2

К

при методе

Бриджиена-

Стокбаргера

№ термопары

Tw1, К

Tw2, К ΔTw, К

Σ, Вт/м2

К

при методе

ПГО

1473 1299 174 59 1 1473 949 524 352

1473 1357 116 37 2 1473 1039 434 256

1473 1398 75 23 3 1473 1141 332 172

1473 1363 110 35 4 1473 1032 441 263

1473 1314 159 53 5 1473 958 515 341

1473 1404 69 21 6 1473 1150 323 166

98

Диапазон значений коэффициента теплоотдачи α рассчитанный для метода

Бриджиена-Стокбаргера в целом соответствует диапазону значений угла

облученности, а минимальные значения α в районе зоны 6 обусловлены

наименьшим углом облученности в этой зоне, что соответствует ранее

проведенному аналитическому исследованию (раздел 1.1).

Максимальные значения αΣ рассчитанные для ПГО находятся в зонах

ближе к центру пятен газовых потоков (1,2,4), а в зонах 3,6 охлаждение

происходит главным образом за счет перетекания газа вдоль наружной

поверхности лопатки и в этой связи значения αΣ - минимальны, что полностью

коррелирует с результатами моделирования проведенного в главе 4 данной

работы.

При высоких температурах печи 1580-1650°С и низкой скорости протяжки

формы (1-1,5 мм/мин) величина продольной векторной составляющей

температурного градиента R1 при струйном охлаждении аргоном составляет

величину более 10 град/мм (для измерений снимались показания с двух

зачеканенных в форму термопар, установленных на расстоянии 10 мм друг от

друга, в момент, когда показания по нижней термопаре совпадали со значением

температуры ликвидуса для сплава). В промышленных же условиях

использования охлаждения форм аргоном при литье лопаток с направленной

структурой величина R1 находится в диапазоне 3-5 град/мм, связанном с

различной скоростью кристаллизации 4- 7 мм/мин в зависимости от координаты

и толщины сечения отливки [98].

При указанных параметрах общий расход аргона на цикл отливки блока

соответствовал 3-4 баллонам объемом 40 л и давлением 150 атм, при количестве

баллонов в рампе 6 штук.

По окончании протяжки формы по программе на длину блока выключали

подачу аргона, и дальнейшее перемещение формы производили на маршевой

скорости до исходного положения кристаллизатора.

Далее закрывали затвор между зонами нагрева и охлаждения, продолжали

вакуумирование зоны нагрева, а в зоне охлаждения закрывали затвор

99

форвакуумного насоса, затем зону разгерметизировывали, извлекали форму и

помещали на 1 час в печь (термостат) при температуре 900 ° С (1173 К) для

снятия внутренних напряжений в отливке.

На процесс направленной кристаллизации получен патент № 2536853 от

20.10.2014г. [94] (Приложение №1). Личное участие автора состояло в

определении основных параметров газового охлаждения.

При использовании процесса ПГО на ОАО «НПО «Сатурн» (ТП

722.01110.00190) изготовлена опытная партия рабочих лопаток I ступени

турбины ГТД-110 из сплава ЧС88У длиной 280 мм (общая высота блока с

кристаллоотборником и прибылью – 400 мм) в количестве 15 шт. [88] и

запланировано промышленное производство рабочих лопаток перспективных

газовых турбин (Приложение № 2).

5.4. Структура и свойства сплава ЧС88У.

При исследовании макроструктуры было установлено, что в основании

кристаллоотборника прилагающего к кристаллизатору структура состоит из

большого количества зерен случайной кристаллографической ориентации. В

результате конкурентного отбора зерен, на верхней поверхности

кристаллоотборника прилегающего к перу лопатки проходят 15-20 зерен,

количество которых к замку лопатки уменьшается до 8-10 зерен (рисунок 49).

Была определена кристаллографически ориентированная структура <001>

с отклонением в пределах 10 градусов, как в пере, так и в замке (рисунок 49).

Литая структура пера рабочей лопатки I ступени ГТД-110 при

направленной кристаллизации сплава ЧС88У представлена на рисунке 50

(дендритная структура) и рисунке 51 (структура γ’ –фазы) в процессе ПГО (а) и

по методу Бриджмена-Стокбаргера (б).

100

а) б)

в)

Рисунок 49 – Макроструктура рабочей лопатки I ступени с направленной

структурой, где а) корыто лопатки, б) спинка лопатки, в) замок лопатки.

101

а) б)

Рисунок 50 – Дендритная структура лопатки (х 50) а) ПГО б) Метод Бриджмена-

Стокбаргера.

а) б)

Рисунок 51 – Структура γ’ –фазы (х 10000) а) ПГО б) Метод Бриджмена-

Стокбаргера.

Проведенные исследования микроструктуры лопаток показали (рисунок 8),

что расстояние d1 между осями дендритов первого порядка в различных

сечениях пера лопатки составляло - 250-300 мкм (процесс ПГО), что находится в

диапазонах d1 при охлаждении в расплаве алюминия и значительно меньше d1 в

процессе Бриджмена-Стокбаргера (420-480 мкм). Так как связь между

параметрами d1 и скоростью охлаждения является известной закономерностью

классической теории кристаллизации [3], можно сделать вывод о соответствии

полученных результатов исследования дендритной структуры с расчетной

102

скоростью охлаждения сплава при различных процессах направленной

кристаллизации (рисунок 4).

Размер γ'-фазы составил в процессе ПГО - 0,3-0,4 мкм, в процессе

Бриджмена-Стокбаргера – 0,5-0,8. Это связано с повышенной скоростью

охлаждения при образовании γ'-фазы в диапазоне температур 1220 -900 ͦ С при

ПГО.

Определенные параметры микроструктуры полученные при направленной

кристаллизации методом ПГО соответствуют значениям, получаемым при

направленной кристаллизации малогабаритных авиационных лопаток в процессе

жидкометаллического охлаждения LMC, вместе с тем метод ПГО не имеет

недостатков использования жидкометаллических охладителей для направленной

кристаллизации крупногабаритных лопаток, проанализированных в разделе 1.2.

данной работы.

Далее на ОАО «НПО «Сатурн» при использовании процесса ПГО с

монокристаллическими затравками Ni - 28%W и кристалловводов были

получены опытные отливки, монокристаллическая структура которых показана

на рисунке 52. Таким образом, при освоении процесса ПГО имеется

возможность отливки крупногабаритных лопаток с направленной структурой,

как на фирме «Howmet», так и с монокристаллической структурой.

Как известно, монокристаллические лопатки имеют ряд преимуществ,

особенно по повышенным характеристикам сопротивления термоусталостным

нагрузкам. Вместе с тем, производство монокристаллических крупногабаритных

лопаток с протяженными полками связано с большим браком, чем при литье

лопаток с направленной структурой. Поэтому выбор структуры лопаток должен

определяться особенностями эксплуатации лопаток в турбине и экономическими

факторами.

В результате данной работы исследован и разработан (Патент № 2536853

20.10.2014 г.) процесс направленной кристаллизации с газовым охлаждением

форм аргоном ПГО для литья крупногабаритных лопаток газовых турбин, в том

числе I ступени турбины ГТД -110, который позволяет повысить

103

производительность в полунепрерывном цикле по сравнению с процессов

Бриджмена-Стокбаргера в 1,8-2,0 раза [96] (Приложение № 2).

Рисунок 52 – Монокристаллическая структура опытных отливок.

На ОАО «НПО «Сатурн» на образцах из сплава ЧС88У, изготовленных

методом направленной кристаллизации ПГО, была выполнена термообработка

по серийным заводским режимам (нагрев до (1170 ± 10) ͦ С), выдержка 4 часа,

охлаждение в вакууме) на рабочие лопатки I ступени турбины ГТД-110 и

проведены испытания. В таблице № 17 и Приложении № 3 представлены

требования по механическим свойствам согласно конструкторской

документации И ЖАКИ 105.015-89 и диапазон результатов испытаний образцов

на каждый параметр при температуре 900°С.

По результатам испытаний службами ОАО «НПО «Сатурн» (Приложение

№3) было сделано заключение, что сплав ЧС88У-ВИ с направленной

104

структурой, полученный по методу ПГО, удовлетворяет требованиям И ЖАКИ

105.015-89, предусмотренным на рабочие лопатки I ступени турбины ГТД – 110.

Таблица № 17 Нормы и результаты испытания сплава ЧС88У НК.

Параметр Нормы Результаты испытаний

Предел прочности Ϭв,

кгс/мм2

≥ 65 68,0-82,4

Относительное

удлинение δ, %

≥ 8 13,0 - 22,0

Относительное сужение

ψ, %

≥ 16 35,5 - 43,0

Длительная прочность

при 28 кгс/мм2

Время до разрушения

образца, в часах

≥ 100 150 – 170

Как следует из результатов таблицы № 16 направленная кристаллизация

сплава ЧС88У, обеспечивая заданный уровень свойств сплава для рабочей

лопатки I ступени турбины ГТД-110 и резко повышая характеристики

пластичности δ и ψ по сравнению с нормами для равноосного литья этого

сплава, вместе с тем не позволяет существенно повысить жаропрочность.

Это объясняется особенностями состава сплава. В соответствии с

техническими условиями ТУ 001-10-2005 сплав имеет следующий состав по

компонентам: С 0.04-0.09; Сr 15.4-16.0; Co 11.1-11.5; W 4.8-5.2; Mo 1.7-2.0; Ti

4.4-4.7; Al 2.9-3.2; B 0.06-0.10; Hf 0.2-0.4; Nb 0.1-0.2. Как следует из теории

жаропрочных сплавов [99] такой состав не может обеспечить высокого уровня

жаропрочности и не позволяет существенно поднять жаропрочность за счет

направленной кристаллизации в связи с относительно низким содержанием W

4.8-5.2% (< 6,5%) и отсутствием в составе других тугоплавких компонентов с

коэффициентом эффективного распределения кэф > 1 для упрочнения осей

дендритов при направленной кристаллизации [100].

Сплав ЧС88У обладает высокой коррозионной стойкостью, но не может

обеспечить необходимый уровень жаропрочности не только в равноосной

структуре [101, 102], но и даже в направленной и монокристаллической

структурах при температуре газа на входе в турбину 1350°С и температуре

105

металла рабочих лопаток I ступени 870-910°С, что соответствует параметрам

перспективной газотурбинной установки.

На данный момент отечественных коррозионностойких жаропрочных

сплавов на указанные рабочие температуры в России нет.

За рубежом разработан ряд коррозионностойких жаропрочных сплавов на

никелевой основе для литья деталей газовых установок [103], наиболее

востребованным для высокотемпературных ГТУ с температурой газа на входе в

турбину 1350°С является сплав CMSX-4 с направленной и монокристаллической

структурами [104].

Однако существует ряд особенностей при разработке и эксплуатации

коррозионностойкого жаропрочного сплава в России.

За рубежом ГТУ снабжены устройствами для очистки природного газа от

вредных примесей, таких как сера, хлор и др. В конструкции зарубежных ГТУ

предусмотрен визуальный контроль за состоянием лопаток при длительной

эксплуатации без разборки установки. Кроме того разработаны и внедрены

эффективные плотные покрытия с использованием технологии оплавления

поверхности, отсутствующей на данный момент в России.

Поэтому для решения проблемы создания перспективных отечественных

высокотемпературных газотурбинных установок необходимо с учетом процесса

ПГО (глава 4) разработать новый коррозионностойкий жаропрочный сплав с

направленной структурой, способный работать с отечественными покрытиями

при указанных температурах в течение заданного ресурса.

ВЫВОДЫ ПО ГЛАВЕ 5.

1. Проведена на ОАО «НПО «Сатурн» модернизация промышленного

оборудования для направленной кристаллизации с охлаждением форм

аргоном.

2. Освоен процесс направленной кристаллизации с охлаждением форм

аргоном ПГО для литья крупногабаритных лопаток газовых турбин, в том

числе I ступени турбины ГТД -110, который позволяет за счет плотного

106

радиального расположения лопаток в сочетании с более высокой

скоростью охлаждения повысить производительность по сравнению с

процессом Бриджмена-Стокбаргера в 1,8 -2,0 раза.

3. При реализации на ОАО «НПО «Сатурн» технологического процесса

направленной кристаллизации с охлаждением форм аргоном изготовлена

опытная партия в количестве 15 шт. рабочих лопаток I ступени турбины

ГТД – 110 с направленной структурой.

4. На ОАО «НПО «Сатурн» запланировано внедрение процесса

направленной кристаллизации ПГО для промышленного производства

крупногабаритных лопаток высокотемпературных газовых турбин.

5. Для обеспечения эксплуатационных характеристик рабочих лопаток

перспективных высокоэффективных наземных газовых турбин необходима

разработка высокожаропрочного коррозионностойкого сплава с

направленной структурой.

107

ГЛАВА 6. Разработка коррозионностойкого жаропрочного

никелевого сплава.

6.1. Критерии и принципы легирования коррозионностойких жаропрочных

никелевых сплавов.

Основными ограничениями повышения как прочностных, так и

коррозионных свойств никелевых жаропрочных сплавов за счет увеличения

содержания в них легирующих элементов, является усложнение их фазового

состава в результате перелегирования, прежде всего, за счет выделения

нежелательных фаз (сигма-Ϭ, мю-μ, Ni3Ti – η, α – фазы на основе хрома,

вольфрама), как правило, резко снижающих уровень свойств материала.

Наиболее типичными для сплавов стационарного газотурбостроения является

выделение топологически – плотноупакованных фаз Ϭ и μ. Данные фазы

относятся к так называемым электронным соединениям.

Как показала практика использования никелевых литейных жаропрочных

сплавов (ЖС), начиная с простых нимоник и современных сверхзалегированных

суперсплавов V поколения, в литых деталях горячего тракта ГТД и ГТУ,

важнейшим параметром обеспечения повышенных прочностных и пластических

характеристик ЖС является стабильность фазового состава при наработке в

течение заданного ресурса.

Поэтому оценку структурной стабильности ответственных деталей из ЖС

и прогнозирования выпадения в них охрупчивающих фаз, необходимо проводить

на стадии выплавки шихтовой заготовки (ПШЗ) и с учетом последующих

термических воздействий при технологических переделах и в процессе

наработки.

В одной из первых работ [105] для оценки структурной стабильности ɣ-

твердого раствора ЖС было предложено уравнение расчета Nv (электронных

вакансий матрицы за вычетом части элементов, входящих в карбиды и бориды),

108

ат %: Nv = 0.66 Ni + 1.71 Co + 2.66 Fe + 3.66 Mn + 4.66 (Cr + Mo +W) + 5.66 V +

6.66 Si.

Дальнейшим развитием методики предсказания появления

охрупчивающих фаз в ЖС стал метод «Факомп», уточнивший расчет Nv и

давший новый параметр Mdɣ, учитывающий электро-отрицательность и ионный

радиус легирующих элементов матрицы [106] . Вид уравнения для расчета Mdɣ,

ат %: Mdɣ = 0,717aNi + 0,787aCo + 1,142aCr + 1,55aMo + 1,655aW + 1,9aAl +

2,271aTi + 2,224aTa.

Оба уравнения Nv и Mdɣ с момента их разработки постоянно уточняются с

учетом как использования новых легирующих элементов, так и накопленной

практики эксплуатации ЖС.

В ОАО НПО «ЦНИИТМАШ» [107] был выполнен большой объем

исследований ЖС с различными химическим составом и структурным

состоянием при различных: температурах старения, уровнем приложенных

напряжений, содержаниях в ЖС углерода (особенно карбида Me23C6,

изоморфного, например, с σ – фазой), которые имели различные значения Mdɣ от

0,922 до 0,938, и исследовано влияние этих факторов на характеристики

прочности и пластичности ЖС.

Было установлено, что величина Mdɣ = 0,928 является критической, при

превышении которой характеристики прочности и пластичности существенно

снижаются [107].

Расчет величин Mdɣ и Nv, как правило, выполняется с использованием

компьютерных программ, что и было сделано в ОАО НПО «ЦНИИТМАШ»

[107], применив компьютерную программу: «Расчетная система суперславов» -

«Свидетельство об официальной регистрации программ для ЭВМ» №

2007612023, зарегистрированной в Патентном ведомстве РФ (ФСИСПТ) от

17.05.2007 г.[108].

Расчет величин Mdɣ и Nv, определенных с использованием уравнений,

заложенных в компьютерную программу, учитывает как влияние новых

легирующих элементов, практику эксплуатации изделий из ЖС, кинетику

109

выпадения охрупчивающих фаз в зависимости от времени и температуры, так и,

что особенной важно, дендритную ликвационную неоднородность литейных ЖС

как в состоянии литья, так и после термообработки , и то обстоятельство, что

охрупчивающие фазы выпадают именно в междендритных пространствах.

Поэтому расчет с использованием компьютерной программы [108]

величин Mdɣ и Nv для обеспечения структурной стабильности ЖС на ресурс

эксплуатации проводится, взяв за основу химический состав ЖС, и эти

показатели не должны превышать: например для сплава ЧС88У Mdɣ ≤ 0,926 и Nv

≤ 2,35 [107].

Ведущие газотурбостроительные и металлургические компании мира

внедрили подобные усовершенствованные компьютерные программы (КП) для

расчета по химическому составу как новых сплавов, так и для аттестации

промышленных плавок шихтовой заготовки (ПШЗ) литейных и деформируемых

(порошковых) жаропрочных никелевых сплавов перед запуском их для

изготовления лопаток и дисков.

Используемая компьютерная программа учитывает современный уровень

материаловедения и металлургии ЖС и основана на зависимостях, связывающих

химический состав ЖС, параметры структуры с физико-механическими

свойствами и служебными характеристиками (проанализировано ~120 ЖС).

Разработка сплавов с помощью такой КП позволяет с минимальными затратами

средств и времени создавать новые сплавы с заданным уровнем

эксплуатационных характеристик за счет определения предельного уровня

легирования химического состава, а также усовершенствовать старые ЖС. При

этом не требуется проводить дорогостоящие эксперименты по выплавке

нескольких композиций, исследованию их физико-механических свойств, в том

числе испытания длительной прочности на базе ~ 10 тыс. часов.

Принципиальная блок-схема расчета сплава представлена на рисунке 53.

110

Химический состав сплава, мас. %

Химический состав сплава, ат. %

Расчет температур солидуса и ликвидуса

Расчет параметров решетки γ и

γ’- фаз

Коррозионная стойкость: 1) log скорости коррозии по

глубине максимальной атаки.

2) log потери металла 3) Параметры

некатострафического Механизма коррозии

Расчет состава и количеств

карбидов и боридов

Структурно-независимые свойства

Расчет химического состава

сплава без карбидов и боридов

Расчет Ϭ- опасности γ и γ’- фаз Nv

- методом

Расчет объемной доли γ’-фазы

Расчет коэффициентов

распределения между γ и γ’-

фазами

Параметр оптимизации

Расчет Е20дин γ-фазы

Расчет индекса растворимости γ’-

фазы

Граничные условия

Многокритериальная оптимизация

Расчет Ϭ- опасности γ и γ’- фаз

Md - методом

Расчет опасности α-W Md -

методом

Расчет опасности α-Cr

Структурно-зависимые свойства

Расчет химического состава γ и

γ’- фаз

Расчет КТР, аγ, аγ’, Δa при рабочей

температуре

Расчет жаропрочности сплава

Параметр оптимизации

Рисунок 53 – Блок схема расчета сплава

111

Более того, такая компьютерная программа позволяет индивидуально

подходить к каждой плавке ПШЗ с конкретно определяемыми температурами:

солидуса, ликвидуса, полного растворения γ’-фазы-сольвуса, что уменьшает

трудности при назначении температуры плавки, штамповки, термообработки

(ТО) деталей из ЖС. С помощью этой КП уточнены пределы допустимого

легирования отечественных ЖС для лопаток и дисков, проанализированы

особенности легирования зарубежных композиций ЖС аналогичного

назначения. Крайне важно, как показал зарубежный опыт, и знание с

минимальной погрешностью критических точек солидуса, ликвидуса и особенно

полного растворения γ’-фазы-сольвуса при проведении изостатического

прессования в газостате (ГИП).

При этом, как удалось установить, погрешности определения физико-

механических характеристик по КП невелики – коэффициенты множественной

корреляции имеют величины от 0,92 до 0,98.

В усовершенствованной компьютерной программе представлены

расчетные уравнения для анализа физико-механических свойств КЖС в

состоянии литья (с учетом дендритной ликвации) и термообработки с

минимальными погрешностями – не более 2-4% [109] .

Для достижения необходимого уровня жаропрочности на основе

канонических зависимостей в расчет закладывается количество легирующих

элементов формирующих требуемый объем упрочняющей γ’-фазы (Al,Тi), а

также корректируется содержание вольфрама и других тугоплавких

компонентов с коэффициентом эффективного распределения кэф > 1.

Обеспечение коррозионной стойкости рассчитывается на основе уравнения

коррозионных потерь в европейской среде с учетом всех легирующих элементов.

Кроме того в составе сплава для направленной кристаллизации должно

быть ограничено содержание элементов зернограничных упрочнителей, в

отличие от сплава для лопаток с равноосной структурой.

112

Эта компьютерная программа по данным о химическом составе с учетом

дендритной ликвации и коэффициентов распределения элементов между γ – и γ’

– фазами в исходном состоянии и после ТО рассчитывает основные параметры

структуры:

объем γ’ – фазы,

химический состав осей дендритов и межосных пространств в

состоянии литья и ТО.

химический состав γ – и γ’ – фаз и карбоборидных фаз,

mismatch – Δa (несоответствие параметров решеток γ – и γ’ – фаз),

фазовую стабильность (выделение охрупчивающих (ТПУ) μ- и σ-

фаз; а-W; a-Cr; Ni3Ti),

долю эвтектической γ’ – фазы,

критические точки,

плотность,

модуль Е20

дин,

КТЛР – коэффициент термического линейного расширения,

коррозионную стойкость,

жаропрочность до 10 тыс. часов при 750-950°С.

Данная программа позволяет провести расчеты для создания

коррозионностойкого жаропрочного сплава с направленной структурой для

литья лопаток перспективных ГТУ с температурой металла 870-910° С.

6.2. Разработка сплава НКМ-1 с направленной структурой для лопаток

перспективных высокотемпературных газовых турбин.

С целью обеспечения заданных служебных свойств сплава для

высокоэффективных газовых турбин и с учетом особенностей распределения

химических элементов в осях и межосных пространствах направленной

структуры на основе рассмотренной программе «Расчетная система

суперсплавов» [108] был определен состав нового жаропрочного

113

коррозионностойкого сплава НКМ-1 (Патент № 2524515 от 27.07.2014г. [110],

Приложение № 4) [111]. Личное участие состояло в уточнении состава сплава с

учетом технологического процесса направленной кристаллизации [112].

С учетом того, что в процессе ПГО реализованы высокие скорости

охлаждения при направленной кристаллизации возможно образование несколько

большего количества неравновесной эвтектики. Поэтому в составе нового сплава

НКМ-1 для направленной кристаллизации ограничивалось содержание γ’ –

образующих эвтектических элементов (Ti, Nb, Hf).

Разработанный технологический процесс литья шихтовой заготовки на

металлургической базе ОАО НПО «ЦНИИТМАШ» сплава НКМ-1 позволил

получить литую заготовку в заданном (узком) интервале легирования с

минимальным уровнем вредных примесей и газов. Это дало основание

разработать временные Технические условия 27.03.11.04 на поставку шихтовой

заготовки по комплексу требований, близких к зарубежным стандартам на ПШЗ.

По легирующим компонентам сплав НКМ-1 имеет следующий состав

(масс %): никель – основа; углерод 0,08-0,1; хром 8,85-9,15; кобальт 10,4-10,8;

молибден 0,2-0,3; вольфрам 5,6-5,85; гафний 0,10-0,15; алюминий 3,7-3,9; титан

3,0-3,2; ниобий 0,10-0,15; тантал 3,9-4,10; рений 2,90-3,10; бор 0,008-0,012;

церий 0,015; магний 0,015; лантан 0,015.

Ограниченный предел ползучести и предел длительной прочности сплава

НКМ-1 определялись по результатам испытаний и обрабатывались по

универсальному уравнению жаропрочности [113]. Допустимое содержание

примесей и служебные характеристики НКМ-1, полученные на основе

экспериментальных и расчетно-аналитических методов, включая плотность,

критические точки, коррозионную стойкость и др. приведены в паспорте на

сплав [114].

В данной работе были получены опытные отливки с направленной

структурой и определен следующий оптимальный режим термообработки сплава

НКМ-1: нагрев до 1220ºС (не ниже Tsolγ’), выдержка 2 часа, охлаждение до 900ºС

со скоростью 40-50 град/мин, далее с произвольной скоростью; нагрев до

114

1050ºС, выдержка 1,5 часа, охлаждение до 800ºС со скоростью 30-40 град/мин.;

далее с произвольной скоростью, нагрев до 870 ºС, выдержка 16 час.;

охлаждение на воздухе.

Макро- и микроструктура исследованных образцов в состоянии литья и

после термообработки является типичной для данного класса зарубежных

коррозионностойких жаропрочных сплавов после процесса НК.

Некоторое повышенное количество эвтектической γ′-фазы в литом

состоянии было существенно снижено за счет гомогенизирующего отжига при

температуре, близкой к сольвусу γ′-фазы.

В НКМ-1 при длительной наработке при температурах 800-900°С на

ресурс до 25 тыс. часов не прогнозируется выпадение охрупчивающих фаз типа

Ϭ-фазы.

Свойства сплава НКМ-1 с направленной структурой представлены при

кратковременном растяжении в таблице 18 (методика проведения испытаний

соответствует нормативной документации (НД) ГОСТ 1497-87, ГОСТ 9651-84,

испытания проведены на оборудовании: машина ИМ-4), а по длительной

прочности и ползучести - в таблице 19 (методика проведения испытаний

соответствует нормативной документации (НД) ГОСТ 10145-81, ГОСТ 3248-

81, испытания проведены на оборудовании: машина АИМА-5, ИП-4). Протоколы

проведенных исследований, а так же кривые разрушения и ползучести

представлены в Приложении №5.

Таблица № 18 Механические свойства НКМ-1 при кратковременном

растяжении.

№№ Температура

испытаний, ºС

σВ,

МПа

σ0,2 , МПа δ, % Ψ, %

1 20 1270 1020 9,2 7,5

2 800 1080 980 14 21

3 850 920 840 15,5 21,5

4 900 730 640 23 35

115

Таблица № 19 Длительная прочность и ползучесть НКМ-1

№

п/п

Т,ºС σ,

МПа

ε0

,%

Время до деф. 1 и

0,5% (в числителе с

учетом мгновенной в

знаменателе без учета

мгновенной

деформации)

δ, % ψ,% Время до

разрушения,

часы

ε1,0 , % ε0,5, %

1 920 310 0,75 0,2/1,15 - /0,1 23,2 30,2 69

2 850 450 1,1 -/33 - /17,5 11,7 29,5 155

3 900 320 0,93 0,1/80 - /23 17,2 25,4 541

4 950 240 0,6 2/6,7 - /2,2 30,7 31,6 165

5 920 260 0,66 12/121 -/44 14,4 27,5 429

6 920 260 22 10,5 26,1 30,8 166

7 950 240 11 5 34,8 35,1 52

8 900 290 17 9 25,7 30,2 163

В результате испытаний образцов на базе до 500 часов установлено, что

длительная прочность сплава НКМ-1 с НК структурой при стандартных

испытаниях при 900 за 100 часов Ϭ100900 составляет 365 МПа (для сравнения Ϭ100

900

применяемого в настоящее время ЧС88У – 280 МПа).

Сравнительные расчетные данные свойств НКМ-1 с направленной

структурой (НК) и широко распространенных сплавов CMSX-4 и ЦНК-8МП с

монокристаллической структурами, а также ЧС88У с равноосной структурой

(РС) представлено в таблице № 20 (где Metall loss – коррозионные потери и

corros Rate - скорость коррозии) [102,104,108,115].

Эти данные позволяют использовать сплав НКМ-1 с направленной

структурой в перспективных энергоэффективных мощных турбинах с

температурой газа на входе в турбину 1350°С при среднемассовой температуре ~

880°C по металлу с эффективным охлаждением лопаточного аппарата и каждой

лопатки (для сравнения в турбине ГТД -110 температура газа 1220-1230°С и

температура металла для сплава ЧС88У составляет 810°С) на ресурс до 25 тыс.

ч., с проверкой лопаток каждые 10 т. ч.

116

Таблица № 20 Жаропрочные сплавы с монокристаллической,

направленной и равноосной структурами для рабочих лопаток ГТУ.

Характеристики сплава ЧС-88У

РС

CMSX-4

МК

ЦНК-8МП

МК

НКМ-1

НК

1. Упрочняющая γ’-фаза

1.1. Объем γ’-фазы, ат.% 45,9 69,7 52,3 58,3

1.2. Сольвус Тγ’,ОС осредненный 1196 1290 1223 1225

1.3. Mismach при 850ОС -0,006 -0,001 -0,001 -0,001

1.4. Количество неравновесной

эвтектической γ’-фазы, межось-литой,

%

2-3 6-7 2-3 4-6

2. Плотность т/м3 (d) 8,18 8,72 8,23 8,62

3. Структурная стабильность по

ФАКОМП – критическая величина 𝑀𝑑𝛾

≤0,928 осредненный с ТО

3.1- 𝑀𝑑𝛾 0,930

Ϭ~3-4% 0,913 0,920 0,918

4. Длительная прочность, МПа

1) Ϭ760 103, ч

503 - -

2) Ϭ850 103/10

4/2,5

.10

4, ч 262/191/161 497/365/298 276/200/182 402/310/272

3) Ϭ900 103/10

4/2,5

.10

4, ч 176/135/- 346/280/215 191/148/- 313/215/188

4) Ϭ1000 103, ч - 163

5. Сравнительная коррозионная

стойкость

5.1 lg Metall loss (IN792= - 0,26)

-1,488 +0,982 -0,949 -0,698

5.2 lg corros Rate (IN792= 0,1) +0,086 +0,186 +0,265 -0,262

6. Цена шихты (ориентировочная), $/т 11940 52100 11570 48961

Так же для изготовления в России в настоящее время и перспективных

газовых турбин методом компьютерного моделирования [108] разработан ряд

сплавов с равноосной, направленной и монокристаллической структурами для

различных ступеней и условий эксплуатации [116,117] (личное участие состояло

в прогнозировании параметров структуры для достижения оптимальных

технологических свойств при затвердевании), а также разработана технология

литья лопаток из двух различных по составу сплавов для профиля и замка

лопатки [118] (личное участие состояло в разработке концепции оптимизации

гибридной структуры).

117

ВЫВОДЫ ПО ГЛАВЕ 6.

1. Показаны критерии и принципы легирования коррозионностойких

жаропрочных никелевых сплавов, в том числе и для сплавов с

направленной структурой.

2. Разработан, запатентован и паспортизирован новый жаропрочный

коррозионностойкий сплав НКМ-1 с направленной структурой, длительная

прочность которого составляет ~ 188 МПа при 900°С за 25000 часов а

коррозионная стойкость находится на уровне отечественных жаропрочных

сплавов, имеющих длительную эксплуатационную наработку.

3. Свойства сплава НКМ-1 позволяют при использовании его в рабочих

лопатках I ступени добиться в перспективной высокотемпературной

турбине повышения температуры газа на входе до 1350°С (вместо 1220°С

в турбине ГТД-110) и увеличить КПД турбины до 38,5 % (вместо 35- 36%

в ГТД-110).

4. Технологический процесс направленной кристаллизации с газовым

охлаждением форм с использованием нового коррозионостойкого

жаропрочного сплава НКМ-1 обеспечивает научно-технический задел для

производства отечественных высокотемпературных наземных газовых

турбин.

118

Общие выводы.

1. В результате аналитических и экспериментальных исследований

разработан процесс направленной кристаллизации с охлаждением форм

аргоном ПГО для литья крупногабаритных лопаток газовых турбин.

2. Показаны технологические особенности и выполнен теплофизический

анализ охлаждения форм при различных процессах направленной

кристаллизации, включая газовое охлаждение.

3. На основе теории подобия разработана система моделирования

охлаждения форм при газовом обдуве.

4. Экспериментами установлен ряд принципиальных зависимостей значения

коэффициента теплоотдачи αк от следующих параметров:

исходной скорости газа и конструкции сопла;

горизонтальных углов натекания газа на форму, диаметра

критического сечения сопла и расстояния от сопла до формы;

полного давления струи газа и давления газа в барокамере;

вертикальных углов натекания газа на форму;

особенностей охлаждения блока лопаток.

5. Доказана достаточно высокая эффективность охлаждения при

использовании аргона в качестве охладителя форм для направленной

кристаллизации крупногабаритных лопаток турбин.

6. На основе установленных зависимостей выбраны целесообразные

параметры газового охлаждения форм при направленной кристаллизации:

Скорость газовой струи на выходе из сопла – 2,8 М (числа Маха),

Полное давление струи газа Ро = (4,0 – 5,0)·105 Па, при

кристаллизации массивного замка (толщиной более 40 мм) – (7,0 – 7,

5)·105 Па,

Давление в барокамере Рк = (0,10 – 0,30) ·105 Па,

Горизонтальный угол наклона оси сопел γ = (45 ± 15)º,

Вертикальный угол наклона оси сопел β = (20 ± 10)º,

119

Расположение центров пятен охлаждения на расстоянии в пределах

52 – 70 мм от экрана,

Расстояние от оси сопла до модели Xw = (55 ± 30) мм,

Плотное радиальное расположение лопаток в блоке c центральным

размещением стояка,

При литье крупногабаритных лопаток целесообразно использовать

следующие варианты:

с хордой менее 50 мм-схему расположения одного сопла,

с хордой 50 - 70 мм-схему расположения двух сопел,

с хордой более 70 мм-схему расположения трех сопел.

7. Проведена на ОАО «НПО «Сатурн» модернизация промышленного

оборудования для направленной кристаллизации с охлаждением форм

аргоном.

8. Освоен и запатентован процесс направленной кристаллизации с

охлаждением форм аргоном ПГО для литья крупногабаритных лопаток

газовых турбин, в том числе I ступени турбины ГТД -110, который

позволяет за счет плотного радиального расположения лопаток в

сочетании с более высокой скоростью охлаждения повысить

производительность по сравнению с процессом Бриджмена-Стокбаргера в

1,8 -2,0 раза.

9. При реализации на ОАО «НПО «Сатурн» технологического процесса

направленной кристаллизации с охлаждением форм аргоном изготовлена

опытная партия в количестве 15 шт. рабочих лопаток I ступени турбины

ГТД – 110 с направленной структурой и запланировано производство

лопаток для перспективных газовых турбин.

10. Доказана научная и производственная целесообразность использования

охлаждения форм аргоном ПГО для направленной кристаллизации

крупногабаритных лопаток газовых турбин, вместо существующих

методов направленной кристаллизации.

120

11. Разработан, запатентован и паспортизирован новый жаропрочный

коррозионностойкий сплав НКМ-1 с направленной структурой, длительная

прочность которого составляет ~ 188 МПа при 900°С за 25000 часов а

коррозионная стойкость находится на уровне отечественных жаропрочных

сплавов, имеющих длительную эксплуатационную наработку.

12. Свойства сплава НКМ-1 позволяют при использовании его в рабочих

лопатках I ступени добиться в перспективной высокотемпературной

турбине повышения температуры газа на входе до 1350°С (вместо 1220°С

в турбине ГТД-110) и увеличить КПД турбины до 38,5 % (вместо 35- 36%

в ГТД-110).

13. Таким образом, создан научно-технический задел производства

крупногабаритных лопаток, изготавливаемых методом направленной

кристаллизации, для отечественных мощных высокотемпературных

энергоэффективных ГТУ.

121

Список использованной литературы.

1. Holloman J.H., Turnbull D. The Nucleation of the solid. // The

Solidification of Metals and Alloys. Ameriсan Institute of Mining and Metallurgical

Engineers. – 1951. – p.1.

2. Christian J.W. The Theory of Transformations in Metals and Alloys.

Oxford. – 1965. – p.135.

3. Чалмерс Б. Теория затвердевания (перевод с английского) М.:

Металлургия. – 1968. – 288 с.

4. Turnbull D.I. Formation of Crystal Nuclei in Liquid Metals // Journal of

Applied Physics. – 1950. – V.21. – p. 1022.

5. Паунд Г.М. Зарождение кристаллов при затвердевании // Жидкие

металлы и их затвердевание. ГНТИ черной и цветной металлургии. Сб. трудов.,

М. – 1962. – c.108 -112.

6. Вайнгард У. Введение в физику кристаллизации металлов // М.: Мир,

1967 – 170 с.

7. Tiller W.A., Jackson K.A., Rutter J.V., Chalmers B. The Redistribution of

Solute Atoms During the Solidification of Metals // Acta Metallurgica. – 1957. – №4.

– V.1. – p. 428.

8. Панкратов В.А., Кустова А.А. Управление формированием структур

при направленной кристаллизации лопаток турбин. // Повышение качества и

эффективности литья по выплавляемым моделям. Материалы семинара

общества «Знание». М. – 1989. – c.103-108.

9. Иванцов Г.П. Диффузионное переохлаждение при кристаллизации

бинарного сплава // Докл. АН СССР. – 1951.– 81. – №2. –179 c.

10. Иванцов Г.П. Температурное поле вокруг шарообразного

цилиндрического и иглообразного кристалла, растущего в переохлажденном

расплаве // Докл. АН СССР – 1947. – 58. – №4. – 567 c.

11. Борисов В.Т. Кристаллизация бинарного сплава при сохранении

устойчивости // Докл. АН СССР. – 1961.– 136. – №3. – 583 c.

122

12. Шалин Р.Е., Светлов И.Л., Качанов Е.Б. и др. Монокристаллы

никелевых жаропрочных сплавов // М.: Машиностроение. – 1997. – 333 с.

13. Weinberg F., Chalmers B. Dendritic Crown in Lead // Canadian Journal

of Physics. – 1951. – V. 29 – p. 382.

14. Weinberg F., Chalmers B. Further Observation on Dendritic Crown in

Metals // Canadian Journal of Physics. – 1952. – V.30. – p.488.

15. Rosenberg A., Winegard W.C. The Rate of Growth of Dendritic in

Supercooled Tin // Acta Metallurgica. – 1954. – V.2. – p. 342.

16. Коул Г.С., Кремисио Р.С. Кристаллизация и методы получения литой

структуры в жаропрочных сплавах // Жаропрочные сплавы М.: Металлургия. –

1976. – c.445-447.

17. McLean M. Directionally Solidified Materials for High Temperature

Service // Metal Society. – 1983. – p. 335.

18. Джеймс Л. Уокер. Структура слитков и отливок. // Сб. трудов

Жидкие металлы и их затвердевание. ГНТИ черной и цветной металлургии. М. –

1962. – c.355-369.

19. Walton D., Chalmers B. The Origin of the Preferred Orientation in the

Columnar Zone of Ingots. //Transactions. American Institute of Mining and

Metallurgical Engineers.

20. Физическое металловедение // Под ред. Р. Кана. М.: Мир. – 1968. –

490 с.

21. Неуструев А. А., Матвеева О.В. Температурно-скоростные

параметры высокоскоростной направленной кристаллизации // Литейное

производство. – 2001. №8. – c. 29-31.

22. Петров Д.А., Толорайя В.Н. Способ изготовления отливок из

жаропрочных сплавов с монокристаллической структурой 839153 – 1981.

23. Эллиот Р. Управление эвтектическим затвердеванием (перевод с

английского) // М.: Металлургия. – 1987. – c. 352.

24. W.Kurz, D.J.Fisher. Fundamentals of solidification // 4-th edition –Trans

Tech Publications Ltd – Switzerland – Germany– Uk – USA – 1998– 305 p.

123

25. Борисов В.Т. Двухфазная зона при кристаллизации сплава в

нестационарном режиме // Докл. АН СССР. – 1962. – 142. – №3. – 581c.

26. Журавлев В.А. О макроскопической теории кристаллизации сплавов

// Известия АН СССР. – Металлы. – 5. –1975. – c. 93-99.

27. W.A.Tiller, K.A.Jackson, J.W.Rutter, B.Chalmers Acta Metallurgica 1 –

1953 – 428.

28. Cline H.E., Walter I.L. The effect of alloy additions on the rod-plate

transitions in eutectic Ni-Al-Cr // Met.Trans. – 1970. – v.1– N 10– p.2907-2917.

29. В.Курц, П.Р.Зам. Направленная кристаллизация эвтектических

материалов// Пер. с нем.-М.: Металлургия. – 1980 – с.128.

30. Сомов А.И., Тихановский М.А. Эвтектические композиции //М.:

Металлургия. –1975. –304 с.

31. J.D. Hunt. Steady state columnar and equiaxed growth of dendrites and

eutectic.// Mater. Sci. Eng. – 1984. – vol. 65. – p. 75-83.

32. В.Н.Толорайя, Е.Н.Каблов, И.Л.Светлов. Ростовая текстура при

направленной кристаллизации никелевых жаропрочных сплавов //

Металловедение и термическая обработка. – 2006. – №8. – с.25-32.

33. P. Carter, D.C. Cox, C.A. Gandin, R.C. Reed. Process modelling of grain

selection during the solidification of single crystal superalloy castings // Materials

Science and Engineering. – 2000. – v.A280. – p. 233–246.

34. N.D’Souza, M.G.Ardakani, A.Wagner, B.A.Shollock, M.McLean.

Morphological aspects of competitive grain growth during directional solidification of

a nickel-base superalloy CMSX4 // Journal of Materials Science. – 2002. – 37. –

p.481– 487.

35. Y.Z. Zhou a, A. Volek b, N.R. Green. Mechanism of competitive grain

growth in directional solidification of a nickel-base superalloy // Acta Materialia. –

2008. – v.56. – p.2631–2637.

36. Zhao Xinbao, Liu Lin, Zhang Weiguo, Qu Min, Zhang Jun, Fu Hengzhi

Analysis of Competitive Growth Mechanism of Stray Grains of Single Crystal

124

Superalloys during Directional Solidification Process // Rare Metal Materials and

Engineering. – 2011. – 40(1). – p.9-13.

37. Каблов Е.Н. Производство турбинных лопаток ГТД методом

направленной кристаллизации // Газотурбинные технологии. – 2000. – №3 – c.10-

13.

38. Курц В., Зам П.Р. направленная кристаллизация эвтектических

материалов (перевод с немецкого). // М.: Металлургия. – 1980. – 272 с.

39. Горелик С.С., Расторгуев Л.Н., Скаков Ю.А. Рентгенографический и

электроннооптический анализ.// М.: Металлургия. – 1970.- 354 c.

40. Рощина И.Н., Кривко А.И., Самойлов А.И., Игнатова И.А.

Ускоренный рентгенографический способ определения кристаллографической

ориентировки монокристаллического литья с обработкой результатов на ЭВМ //

Вопросы авиационной науки и техники. – Авиационные материалы. Методы

исследования конструкционных материалов. – М.: ВИАМ. – 1987 – c. 141-146.

41. Каблов Е.Н., Герасимов В.В., Шалимов А.С. и др. Вакуумное

литейное оборудование для высокоскоростной направленной кристаллизации //

Литейное производство. – 1995. - №10. – c.30-32.

42. Толораия В.Н., Орехов Н.Г., Каблов Е.Н. Усовершенствованный

метод монокристаллического литья турбинных лопаток ГТД и ГТУ //

Металловедение и термическая обработка металлов. – №7.– 2002.– c. 11-15.

43. Apparatus for casting a directionally solidified article: Patent EP 0749790

A 1, E. Kats, M. Konter, J. Rősler, V. Loubenets . – 20 .06.1995.

44. Process for producing a directionally solidified casting and apparatus for

carrying out this process: Patent US 5921310,E. Kats, M. Konter, J. Rősler, V.

Loubenets – 13.07.1999.

45. Каблов Д. Е., Сидоров В. В. Азот в монокристаллических

жаропрочных сплавах // Наука и образование .– № 2. – 2012. – с. 1-10.

46. Кузнецов В.П., Лесников В.П., Конакова И.П., Петрушин Н.В.,

Мубояджян С.А. Структура и фазовый состав монокристаллического сплава

125

ВЖМ-4 с газоциркуляционным защитным покрытием – июль 2010 -

http://viam.ru/public.

47. Толораия В.Н., Орехов Н.Г., Ломберг Б.С. Коррозионностойкие

жаропрочные сплавы для крупногабаритных монокристальных турбинных

лопаток – август 2002 - http://viam.ru/public.

48. Морозова Г.И. Компенсация дисбаланса легирования жаропрочных

никелевых сплавов - июнь 2012 - http://viam.ru/public.

49. Толорайя В.Н., Демонис И.М., Остроухова Г.А. Корректировки

состава жаропрочного коррозионностойкого сплава ЖСКС2 для литя

крупногабаритных турбинных лопаток ГТД и ГТУ с полностью

монокристаллической структурой в установках высокоградиентной

направленной кристаллизации – октябрь 2009- http://viam.ru/public.

50. Петрушин Н.В., Светлов И.Л., Оспенникова О.Г. Литейные

жаропрочные никелевые сплавы – январь 2012 - http://viam.ru/public.

51. Каблов Е.Н. , Петрушин Н.В., Светлов И.Л., Демонис И.М.

Литейные жаропрочные никелевые сплавы для перспективных авиационных

ГТД – октябрь 2006 - http://viam.ru/public.

52. Каблов Е.Н., Петрушин Н.В., Елютин Е.С. Монокристаллические

жаропрочные сплавы для газотурбинных двигателей – июнь 2011 -

http://viam.ru/public.

53. Каблов Е.Н., Толораия В.Н., Орехов Н.Г. Монокристаллические

никелевые ренийсодержащие сплавы для турбинных лопаток ГТД – февраль

2002 - http://viam.ru/public.

54. Каблов Е.Н. , Петрушин Н.В., Светлов И.Л., Демонис И.М.

Никелевые литейные жаропрочные сплавы нового поколения – июнь 2012 -

http://viam.ru/public.

55. Морозова Г.И., Тимофеева О.Б., Петрушин Н.В. Особенности

структуры и фазового состава высорениевого никелевого жаропрочного сплава –

сентябрь 2008 - http://viam.ru/public.

126

56. Каблов Е.Н. Физико-химические и технологические особенности

создания жаропрочных сплавов, содержащих рений – март 2005

http://viam.ru/public.

57. Симс Ч., Хагель В. Жаропрочные сплавы М.: Металлургия, 1976. -

568 с.

58. Вайнгард У. Введение в физику кристаллизации металлов. М.: Мир -

1967. – 170 с.

59. Лодиз Р. Паркер Р. Рост монокристаллов (перевод с английского).

М.: Мир – 1974. – 540 с.

60. Цацулина И.Е. Супер и гиперскоростная направленная

кристаллизация жаропрочных сплавов. Научные концепции и гипотезы, Под

редакцией лаборатории перспективных методов литья лопаток газовых турбин,

На правах рукописи.– ГНЦ «ЦНИИТМАШ». – М. – 2000. – 59 с.

61. Erickson J.S., Owczarski W.A., Curran P.M. Process speeds up

directional solidification // Metal Progress, –1971 – v.93 – N3 – p.58-60.

62. Apparatus for Casting of Directionaly solidified articles: US Patent

3763926 Ic B22d 27.04., Day B.– 1973. Oct. 9.

63. Casting a metal single crystal articles: US Patent 4111252, Day B. – 1981.

United Technologies Corp.

64. Кутателадзе С. С., Боришанский В. М. Справочник по

теплопередаче. – Москва. – ГЭИ. – 1959. – 418 с.

65. Фок В.А. Освещенность от поверхностей произвольной формы.

Труды Гос. Оптич. Института , т. III - в.28 - 1924 г.

66. Кац Э.Л. Технологические основы управления затвердеванием при

литье лопаток газовых турбин. Дис. докт. техн. наук. – М.: ЦНИИТМАШ. –

1986. – 555 с.

67. Bouse G.K., Schaeffer J.C., Henry M.F. Optimizing SC Rene № 4 Alloy

for DS AFT- stage Bucket Applications for industrial Gas Turbine // Supperalloys

2008. – TMS (The Minerals, metals and materials Society). – 2008. – p. p. 99-108.

127

68. Kats E., Koriakin S., Ameljantchik A., Spiridonov E. Thermal processes

during the formation of single-crystal structure in nickel-base alloys // Heat-resistant

Materials Conference Proceeding of the First International Conference. – 23-26

September. – 1991. – Fontana , Wisconsin, USA. – р.р. 137-140.

69. Apparatus for casting of directionally solidified articles: Patent USA №

3763926, Giamei A., Kearn B., Tschinkel J. – 09.10.1973.

70. Unidirectionally solidified alloy articles: Patent USA № 3915761,

Anthony F Giamei, Bernard H Kear, Johann G Tschinkel – 28.10.1975.

71. Чумаков В.А., Степанов В.М. Технология литья лопаток

газотурбинных двигателей по методу направленной кристаллизации // Литейное

производство. – 1978. №1. – c. 23-24.

72. Боришанский В.М., Кутателадзе С. С., Новиков И. И., Федынский О.

С. Жидкометаллические теплоносители // М.: Атомиздат. – издание 3. – 1976. –

328 с.

73. Кац Э.Л., Герасимов В.В. Высокоскоростная направленная

кристаллизация жаропрочных сплавов // сб. «Новые технологические процессы и

надежность ГТД» – ЦИАМ. – 2(18). – 1979. – с. 73-78.

74. Elliott A.J. et al. Issues in Processing by the Liquid-Sn Assisted DS

Techique // Superalloys 2004, TMS (The Minerals, metals and materials Society). –

2004. – p. 421-430.

75. Elliott A.J. et al. DS of Large Superalloy Castings with Radiation and

Luquid-Metal Cooling: A Comparative Assessment // Met. Trans. A. – 35A1. – oct.,

2004. – p. 3221-323.

76. Кац Э.Л. Разработка сплавов и технологических процессов литья

лопаток стационарных газовых турбин // Сб. трудов Повышение качества и

эффективности литья по выплавляемым моделям. Материалы семинара

общества «Знание». М. – 1989 – c. – 20-22.

77. Строганов Г.Б., Логунов А.В., Герасимов В.В. и др.

Высокоскоростная направленная кристаллизация жаропрочных сплавов //

Литейное производство. – 1983. – №12 – c. – 20-22.

128

78. Панкратов В.А., Каблов Е.Н. Инкубатор для турбинных лопаток //

Наука и жизнь. – 1991. – №8. – c. 62-64.

79. Светлов И.Л., Кулешова Е.А., Панкратов В.А. и др. Влияние

направленной кристаллизации на фазовый состав и дисперсность структуры

никелевых сплавов. // Известия АН СССР. М.: Металлы. – 1990. №1. – c.86 -93.

80. Неуструев А.А., Панкратов В.А. и др. Математическое обеспечение

АСУ высокоскоростной направленной кристаллизации лопаток ГТД // Сб.

трудов Повышение качества отливок и эффективности специальных методов

литья – Уфа – 1986. – с.5-7.

81. Piearcey B.I. Single Crystal Metallic Part: US Patent 3494709 1970. Feb.

10. United Technologies Corp.

82. Torkelson B. Method and apparatus for epitaxial solidification. US Patent

4714101, 1987. Dec. 22. United Technologies Corp.

83. Петров Д.А., Туманов А.Т. Патент № 587090, Швейцария 1977.

84. Petrov D.A. Method for Manufacturing Single Crystal articles. US Patent

3857438.

85. Михеев М.А., Михеева И.М. Краткий курс теплопередачи, М-Л.:

Госэнергоиздат. – 1960. – 208 с.

86. Герасимов В.В., Висик Е.М., Колядов Е.В. Об освоении технологии

получения крупногабаритных литых лопаток с монокристаллической структурой

// Литейное производство. – выпуск №4. – 2014. – с. 29–32.

87. Яковлев Е.И., Кац Э.Л., Лубенец В.П. О новом процессе

направленной кристаллизации со струйным газовым охлаждением форм //

Металлургия машиностроения. – выпуск №3. – 2014. – с. 35-38.

88. Кац Э.Л., Скоробогатых В.Н., Лубенец В.П., Яковлев Е.И. Процессы

направленной кристаллизации для крупногабаритных лопаток газовых турбин //

Технология металлов. – выпуск № 3. – 2015 – с. 22-28.

89. Абрамович Г.Н. Прикладная газовая динамика // М.: Наука. – 1991. –

600 с.

129

90. Toennes C., Konter M., Baeliel M., Fernigough J., Ernst P., Holmes P.

Technical note ABB. Т № 97-026. – 26.06.1997.

91. Скоробогатых В.Н., Кац Э.Л., Лубенец В.П., Яковлев Е.И.

Направленная кристаллизация с газовым охлаждением форм крупногабаритных

лопаток наземных турбин / Тезисы докладов, научно-техническая конференция

«Материалы и технологии нового поколения для перспективных изделий

авиационной и космической техники», ВИАМ. – Москва, 2013. – 1 электрон.

опт. диск (CD-ROM).

92. Авдуевский В.С. Основы теплопередачи в авиационной и ракетно-

космической технике // Машиностроение. – Москва. – 1992. – 528 с.

93. Лыков А.В. Теория теплопроводности. // Высшая школа. – Москва. –

1967. – 599 с.

94. Способ получения отливки лопатки газовой турбины с

направленной и монокристаллической структурой: патент № 2536853, соавторы:

Кац Э.Л., Лубенец В.П., Скоробогатых В.Н., Кузнецов К.Ю., Виноградов А.И.,

Яковлев Е.И. и др.; опубл. 20.10.2014г.

95. Малков М. П., Данилов И. Б., Зельдович А. Г., Фрадков А. Б.

Справочник по физико-техническим основам глубокого охлаждения. – Москва.

– Ленинград. – ГЭИ. – 1963. – 416 с.

96. Скоробогатых В. Н., Кац Э. Л., Лубенец В. П., Яковлев Е. И.,

Берестевич А. И., Жабрев С. Б. Новая технология направленной кристаллизации

с струйным охлаждением форм аргоном для литья крупногабаритных лопаток

мощных газовых турбин // Тяжелое машиностроение. – выпуск №6. – 2014. – с.

13-16.

97. Скоробогатых В.Н., Тыкочинская Т.В., Жарикова О.Н., Нахабина

М.С., Чернавина А.А., Яковлев Е.И. Влияние технологии производства на

служебные свойства труб, предназначенных для изготовления трубопроводов

ТЭС и АЭС / Тезисы докладов, научно - технической конференции «Ресурс,

надёжность и безопасность теплосилового оборудования электростанций»,

ВТИ.– Москва, 2011. – 1 электрон. опт. диск (CD-ROM).

130

98. Скоробогатых В.Н., Кац Э.Л., Лубенец В.П., Яковлев Е.И. Метод

газового охлаждения форм в вакууме для направленной кристаллизации

крупногабаритных лопаток турбин / Труды VII Международной научно-

практической конференция «Прогрессивные литейные технологии» – МИСиС. –

Москва. – 2013. – с. 345-348.

99. Li J.R., Zhao J.Q., Liu S.Z., Han M. Effects of low angle boundaries on

the mechanical properties of single crystal superalloy DD6 // Superalloys 2008, TMS

(The Minerals, metals and materials Society). – 2008. – p. 443-451.

100. VerSnyder F.L., Shank M.E. Review Paper Develpment of columnar

grain and single crystal high temperature materials through directional solidification //

Materials Science and Eng. – 1970. – V. 6, №4. – p. 213-247.

101. Е.В. Монастырская, Г.И. Морозова, Ю.Б. Власов. Структура,

фазовый состав и свойства коррозионно-стойкого жаропрочного сплава ЧС88У //

Металловедение и термическая обработка металлов, №8, 2006, с.39-44.

102. Monastyrskaia E. V., Petrov E. V., Beljaev V. E., Dushkin A. M. AN

INFLUENCE OF MICROSTRUCTURE ON THE MECHANICAL PROPERTIES OF

THE CORROSION RESISTANT SUPERALLOY CHS88U// Supperalloys 2004. –

TMS (The Minerals, metals and materials Society). – 2004. – p. 779-786.

103. Tresa M. Pollock Nickel-Based Superalloys for Advanced Turbine

Engines: Chemistry, Microstructure, and Properties // JOURNAL OF PROPULSION

AND POWER. –Vol. 22.– No. 2.–March–April 2006.– p. 361-373.

104. Ken Harris, Jacqueline B. Wahl IMPROVED SINGLE CRYSTAL

SUPERALLOYS, CMSX-4(SLS)[La+Y] and CMSX-486 // Supperalloys 2004. –

TMS (The Minerals, metals and materials Society). – 2004. – p. 45-52.

105. Decker, R. F. Strengthening Mechanisms in Nickel-Base Superalloys //

Steel Strengthening Symposium. –Zurich. –1969.

106. Morinaga M. New phacomp and its applications to alloy design //.

Superalloys. – 1984.– p. 523-531.

107. Отчет ОАО «НПО «ЦНИИТМАШ» № 27.01.23.19.140-2014

«Оптимизация химического состава и термообработки сплава ЧС88У» - 2014.

131

108. ЭВМ, Расчетная система суперсплавов, Свидетельство Федеральной

службы по интеллектуальной собственности, патентам и товарным знакам №

20076122023– 2007.

109. Отчет ОАО «НПО «ЦНИИТМАШ» «Разработка программы и

методики приемочных испытаний в составе ГТУ большой мощности деталей и

узлов, изготовленных в соответствии с РТД» – 2014.

110. Жаропрочный сплав на основе никеля для литья деталей горячего

тракта газотурбинных установок: патент № 2519075, соавторы: Лубенец В.П.,

Кац Э.Л., Скоробогатых В.Н., Кузнецов К.Ю., Дуб В.А. , Яковлев Е.И. и др.;

опубл. 20.10.2014г.

111. Скоробогатых В.Н., Кац Э.Л., Лубенец В.П., Яковлев Е.И.

Перспективные материалы и технологические процессы в газотурбинных и

парогазовых установках // тезисы докладов Научно-технической сессии РАН по

проблемам газовых турбин на тему: «Научно технические проблемы

проектирования и эксплуатации наземных объектов с газотурбинными и

парогазовыми установками» – Казань. – 2013. – с.16-19.

112. Jian Zhang HOT TEARING IN DIRECTIONALLY SOLIDIFIED NI-

BASED SUPERALLOYS, Supperalloys 2004. – TMS (The Minerals, metals and

materials Society). – 2004. – p. 727-733.

113. Каблов Е.Н., Голубовский Е.Р. Жаропрочность никелевых сплавов //

М.: Машиностроение. –1998. – 464 с.

114. Паспорт на сплав ЦНК-8МП – ЦНИИТМАШ. – 2004 г.

115. Временный паспорт на коррозионностойкий жаропрочный сплав

НКМ-1. – ЦНИИТМАШ. – 2013г.

116. Жаропрочный сплав на основе никеля для литья рабочих лопаток

газотурбинных установок: патент № 2524515, соавторы: Лубенец В.П., Кац Э.Л.,

Дуб А.В., Скоробогатых В.Н., Кульмизев А.Е., Яковлев Е.И., Квасницкая Ю.Г.;

опубл. 20.10.2014г. 27.07.2014г.

132

117. Жаропрочный сплав на основе никеля для литья рабочих лопаток

газотурбинных установок: патент № 2525883, соавторы: Лубенец В.П., Кац Э.Л.,

Дуб А.В., Скоробогатых В.Н., Кульмизев А.Е., Яковлев Е.И. опубл. 20.08.2014г.

118. Литая рабочая лопатка с монокристаллической структурой,

жаропрочный сплав на основе никеля для изготовления замковой части рабочей

лопатки и способ термообработки литой лопатки: заявка на изобретение №

2014135083, соавторы: Лубенец В.П., Дуб А.В., Гасуль М.Р., Кац Э.Л.,

Скоробогатых В.Н., Кульмизев А.Е., Яковлев Е.И., Скирта С.М.; опубл.

28.08.2014г.

133

Приложение №1

134

135

136

137

138

139

140

Приложение №2

141

Приложение №3

142

143

Приложение №4

144

145

146

147

148

149

150

151

152

Приложение №5

153

154

155

156

157

158