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推重比是衡量航空发动机性能的重要指标，而涡轮前燃气温度则是影响推重比的关键因素。随着航空发动机推动比和涡轮前温度不断提高，涡轮叶片需要在更为严苛的条件下长期服役，承受复杂的热应力和离心力的交互作用。单晶高温合金由于消除了晶界这一高温薄弱结构，具有较高的高温强度、优异的抗蠕变和疲劳性能以及良好的抗氧化、抗热腐蚀性能、高温组织稳定性和使用可靠性，已成为先进发动机涡轮叶片的首选材料。 现阶段，通常采用定向凝固技术制备单晶高温合金涡轮叶片。自20世纪中叶，VERSNYDER F L等首先提出了发热剂法(EP法)和功率降低法(PD法)，这两种定向凝固工艺的主要特点是在铸件上部添加发热剂或者调节加热器功率，下部采用水冷的方式实现热流的单向传递。但是，上述方法无法获得稳定的温度梯度，散热条件较差，无法获得结构较好的定向柱晶，没有得到广泛应用。70年代初，ERICKSON G L等在采用水冷的基础上，创造性地增加了传动系统，并利用隔热挡板将加热区和冷却室分离从而提高温度梯度的高速凝固法(见图1a 的HRS法)。由于HRS法采用了水冷铜盘进行冷却，并通过隔热挡板隔离加热区和冷却室，因而避免了加热区对已凝固合金的影响，可以获得相对较高和相对稳定的温度梯度。这一方法的出现和推广使定向凝固技术得以大规模应用。随后，到70年代中期，基于高速凝固法的思路，研究者采用液态金属作为冷却剂的液态金属冷却法 (见图1b的 LMC法)。现阶段，HRS法和LMC法是制备单晶高温合金涡轮叶片最为普遍的两种工艺。不过，相对于LMC法的液态金属(Sn液或者Al液)冷却，采用水冷铜盘冷却的HRS法操作更为简便，不会对合金产生污染，更适于工业化生产。   (a) 高速凝固法(HRS) (b)液态金属冷却法(LMC)示意图 图1高速凝固法(HRS) 和液态金属冷却法(LMC)示意图 但是，传统HRS工艺也存在一定局限性。首先，在定向凝固过程中，随着固液界面与水冷盘距离增加，HRS工艺的主导散热方式从热传导逐渐变为辐射散热，固液界面前沿的温度梯度迅速下降，从30~50 K/cm下降至10-20 K/cm。此外，常用的HRS法单晶炉，主要通过向内的径向辐射实现型壳及其内部的金属熔体的加热和冷却（图2），因而造成靠近炉体一侧加热和冷却速度快，具有较高的温度梯度，而远离炉体的一侧加热和冷却速度慢，温度梯度低，存在显著的阴影效应。此外，由于HRS法定向凝固过程中温度梯度的限制，国内HRS单晶炉的水冷结晶器尺寸只能达到Φ(100~300) mm，炉子加热区高度为400~500 mm，导致每炉制备的叶片数量有限，生产效率低，无法生产大尺寸燃机叶片，严重制约了单晶叶片的应用和推广，限制了我国新型航空发动机热端部件的研制。由于HRS法的局限性，国内单晶涡轮叶片制备过程中普遍存在选晶失败、取向偏离、小角晶界、杂晶等多种铸造缺陷，合格率尚不足50%，这一现状已成为困扰我国新型航空发动机热端部件发展的一大瓶颈。因此，迫切需要设计温度梯度更高，稳定性更好，尺寸更大，生产效率更高的单晶生产设备，解决单晶涡轮叶片生产的瓶颈问题。  （a）俯视 （b）侧视示意图 图2 定向凝固炉结构示意图 针对现有HRS定向凝固设备存在的薄弱环节，中科院金属所李金国研究员团队在2023年第43卷第01期《特种铸造及有色合金》期刊上发表了“定向凝固大模组螺旋选晶器温度场演化和晶粒生长”的文章，针对高速凝固法（HRS法）定向凝固设备的现有问题，集成了中心加热系统和底部水冷散热系统，在原有HRS单晶炉基础上改进了加热冷却方式，设计了一种新型高效的大模组单晶叶片生长设备。通过商业建模软件UG和有限元模拟软件ProCAST，对新型单晶炉在定向凝固过程中，螺旋选晶器的温度场演化过程和晶粒生长行为进行了研究。结果表明，新设备显著提高了固液界面前沿的温度梯度及其稳定性，有效解决了单晶铸件生长过程中的阴影效应问题，减少了单晶叶片的铸造缺陷，提高了单晶质量和叶片合格率。 【实验方法】 利用UG软件建立三维单晶炉和铸件的模型，采用ProCAST软件模拟定向凝固过程中螺旋选晶器温度场的演化，主要包括保温和抽拉两个过程。模拟过程中的边界条件和材料属性的选取则根据实际测温结果进行对比和修正。图3 为真空单晶炉和铸件及单晶棒网格划分示意图。可以看出，采用轴对称模型建模，铸件置于炉体加热区域。炉体被划分为上加热区(A)，下加热区(B)和真空室(C)。定向凝固过程中，上加热区和下加热区加热温度分别设置为1 500 oC和1 600 oC，真空室为20 oC。合金浇注温度为1 500 oC，浇注后保温10 min，铸件以5 mm/min的速度开始抽拉。   （a）真空单晶炉和铸件 （b）单晶棒网格划分 图3 真空单晶炉和铸件及单晶棒网格划分示意图 准确的物性参数和边界条件对温度场的模拟至关重要。初步研究中，所有接触界面之间的热导率被设置为500 W/(m2·K)，炉体和模壳表面之间的辐射率也选取为不随温度变化的固定值。经过初步计算，选晶器的冷却速率过快，在保温阶段起始段已全部凝固，这与实际情况不符合。因此，调整不同材料之间的界面热导率，模拟温度场，并与实测温度场结果对比，直到模拟结果与实测温度场一致。合金与模壳和水冷铜盘的热导率分别调整至300 W/(m2·K)和1000 W/(m2·K)。优化后的炉体和模壳表面之间的辐射率见表1。  获得与实测温度场相符的结果后，与元胞自动机方法进行耦合模拟定向凝固过程中选晶过程和晶粒的演化。 【结果与分析】 图4为F400 mm水冷盘的大模组的三维模型及网格划分图。可以看出，与生产现场原有的F130 mm(放置6个螺旋选晶器)和F160 mm(放置9个螺旋选晶器) 的水冷盘模组相比，F400 mm水冷盘可放置24个相同尺寸的螺旋选晶器。因此，与原有模组相比，在大模组放置选晶器获得单晶组织的效率可达原来的250%~400%。   (a)三维建模与 (b)网格划分 图4 F400 mm水冷盘大模组三维模型与网格划分 F400 mm水冷盘大模组在定向凝固过程中螺旋选晶器的温度场分布见图5。0、300、600 s分别为初始阶段、开始抽拉阶段和完全凝固阶段选晶器中温度场的演化过程。    (a) 0s, (b) 300s, (c) 600s. 图5 F400 mm水冷盘大模组选晶过程温度场的演化 选晶初期，大量细小、随机取向的晶粒在接触水冷盘的选晶器底部形核。随后，这些晶粒在起始段中沿着抽拉(热流)相反的方向迅速生长，逐渐形成<001>取向的定向柱晶，见图6b。最后在螺旋段中0.5~1圈处(图6c)获得单晶结构。 （a）选晶初期 （b）选晶中期 （c）选晶后期 （d）选晶末期 图6 F400 mm水冷盘大模组的选晶行为 使用UG软件针对中心圆柱形石墨发热体大模组进行建模，随后进行有限元网格划分，结果见图7。理论上讲，与普通F400 mm水冷盘大模组相比，增加了中心圆柱形石墨发热体的大模组可以更好的实现蓄热，解决单晶生长过程中远离炉体一侧的阴影效应。 图7 中心圆柱形石墨发热体大模组三维建模与网格划分 增加了中心圆柱形石墨发热体大模组凝固过程中螺旋选晶器的温度场分布见图8。0、300、600 s分别为初始阶段、开始抽拉阶段和最后完全凝固阶段选晶器中温度场的演化过程。 (a) 0 s, (b) 300 s, (c) 600 s. 图8 中心圆柱形石墨发热体大模组选晶过程温度场的演化 图9 固相线进入螺旋段时温度场分布 (a) F400 mm水冷盘大模组 (b) 中心圆柱形石墨发热体大模组 图9 为固相线进入螺旋段时的温度场分布。可以看出，增加了中心圆柱形石墨发热体大模组中螺旋选晶器从等温线向靠近炉体一侧倾斜转变为接近水平，即靠近炉体一侧加热和冷却速度快逐渐变为靠近炉体一侧和远离炉体的一侧加热和冷却速度接近，这就显著抑制了远离炉体一侧的阴影效应。不过，值得注意的是，由于增加了中心圆柱形石墨发热体，螺旋选晶器的凝固时间大幅度延后，从图9a的250 s延后至图9b的650 s。 定向凝固过程中，中心圆柱形石墨发热体大模组螺旋选晶器中晶粒生长行为见图10。可以看出，选晶初期，大量取向随机的细小晶粒在接触水冷盘的选晶器底部形核。随后，这些晶粒在起始段沿着热流相反的方向生长，逐渐形成<001>取向的柱状晶。最后在螺旋段中约1圈处获得单晶结构。值得注意的是，在增加了中心圆柱形石墨发热体后，不仅晶粒凝固时间大幅度延后，螺旋段选出单晶的位置也有所提升，这对更高效地获得单晶结构是不利的。 （a）选晶初期 （b）选晶中期 （c）选晶后期 （d）选晶末期 图10 中心圆柱形石墨发热体大模组的选晶行为 【引用格式】 张朝威,孟祥斌,李金国,等.定向凝固大模组螺旋选晶器温度场演化和晶粒生长[J].特种铸造及有色合金,2023,43(1):7-11. ZHANG C W,MENG X B,LI J G,et al.Temperature field evolution and grain growth of large module spiral crystal select or during directional solidification[J].Special Casting & Nonferrous Alloys,2023,43(1):7-11. |
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