1 Розвиток двигунів авіаційного газового турбіни
Зі збільшенням вимог щодо ефективності літаків для транспортування, військових, виробничих та інших цілей, найдавніші поршневі двигуни вже не могли задовольнити потреби швидкісного польоту. Тому, починаючи з 1950 -х років, газові турбіни поступово стали основними.
У 1928 році сер Френк Віттл з Великобританії зазначив у своїй випускній тезі "Майбутній розвиток дизайну літаків" під час навчання у Військовій академії, що під технічними знаннями в той час майбутній розвиток двигунів гвинта не міг адаптуватися до потреб великої висоти або швидкості польоту, що перевищує 800 км/год. Він вперше запропонував концепцію того, що зараз називається реактивним двигуном (двигун двигуна): стиснене повітря надається в камеру згоряння (згоряння) через традиційний поршень, а високотемпературний газ, що утворюється, безпосередньо використовується для польоту, який можна вважати двигуном гвинта плюс конструкції камери спалювання. У подальших дослідженнях він відмовився від ідеї використання важкого та неефективного поршня та запропонований використання турбіни (турбіни) для забезпечення стисненого повітря до камери згоряння, а потужність турбіни була отримана з високотемпературного вихлопного газу. У 1930 році Віттл подав заявку на патент, і в 1937 році він розробив перший у світі центрифугальний турбореактивний двигун, який офіційно використовувався в Gloster E.28/39 у 1941 році. З тих пір газогазові двигуни мають доміну над авіаційною силою і є важливим символом наукового та технологічного промислового рівня країни та всебічної національної сили.
Двигуни літальних апаратів можна розділити на чотири основні типи відповідно до їх використання та структурних характеристик: двигуни турбоєдерів, двигуни турбофанів, двигуни турбо в валах та двигуни Turboprop:
Авіаційні газові турбінні двигуни називають турбоєтними двигунами, які є найдавнішими використовуваними газовими турбінами. З точки зору способу створення тяги, двигуни турбореаксу - це найпростіші та найбільш прямі двигуни. Обґрунтування спирається на силу реакції, породжена високошвидкісною введенням вихору. Однак швидкісний потік повітря забирає багато тепла та кінетичної енергії одночасно, що спричиняє великі втрати енергії.
Двигун Turbofan ділить повітря, що надходить на двигун на дві стежки: внутрішній канал і зовнішній канал, що збільшує загальний потік повітря і знижує температуру вихлопу та швидкість повітряного потоку внутрішнього протоки.
Двигуни турботаго валів та турбо-турборебування не генерують тягу шляхом впорскування повітряного потоку, тому температура та швидкість вихлопу значно знижуються, теплова ефективність є відносно високою, а швидкість споживання палива двигуна низька, що підходить для літаків на далекі відстані. Швидкість гвинта, як правило, не змінюється, а різні поштовхи отримують шляхом регулювання кута леза.
Двигун Propfan - це двигун між турбопроп -двигунами. Його можна розділити на двигуни Propfan з випадками пропелера та двигунами Propfan без випадків пропелера. Двигун Propfan є найбільш конкурентоспроможним новим енергозберігаючим двигуном, придатним для субсидного польоту.
Цивільні аерокосмічні двигуни пройшли більше півстоліття розвитку. Структура двигуна розвивалася від раннього центрифугального турбінного двигуна до одноразового осьового потоку, від двигуна Twin-Rotor Turbojet до двигуна з низьким обхідним коефіцієнтом, а потім до двигуна високого обхідного коефіцієнта коефіцієнта. Структура постійно оптимізована з досягненням ефективності та надійності. Температура на вході турбіни була лише 1200-1300 K у першому поколінні двигунів Turbojet у 40 -х та 1950 -х роках. Він збільшився приблизно на 200 тис. З кожним оновленням літаків. До 1980 -х років температура входу турбіни вдосконалених винищувачів четвертого покоління досягла 1800-2000 k [1].
Принцип відцентрового повітряного компресора полягає в тому, що крильчатка приводить газ до обертання з високою швидкістю, так що газ генерує відцентрову силу. Завдяки потоку тиску розширення газу в робочому колесі витрата та тиск газу після проходження через крильчатку збільшуються, а стиснене повітря постійно виробляється. Він має короткий осьовий розмір і високе одноетапне співвідношення тиску. Компресор Acialflow Air - це компресор, в якому потік повітря в основному тече паралельно осі обертового робочого колеса. Компресор осьового потоку складається з декількох етапів, кожен етап містить ряд лопатей ротора та наступного рядка лез статора. Ротор - це робочі леза та колесо, а статор - направляння. Повітря вперше прискорюється лопатками ротора, сповільнюється і стискається в каналі леза статора, і повторюється в багатоступеневих лопатках, поки загальний коефіцієнт тиску не досягне необхідного рівня. Компресор осьового потоку має невеликий діаметр, що зручно для використання багатоступеневого тандему для отримання більш високого коефіцієнта тиску.
Турбофанські двигуни зазвичай використовують коефіцієнт байпасу, коефіцієнт тиску двигуна, температуру введення турбіни та коефіцієнт тиску вентилятора як параметри проектування:
Коефіцієнт обходу (BPR): співвідношення маси газу, що протікає через вихідні протоки до маси газу, що протікає через внутрішні протоки в двигуні. Ротор на передній частині двигуна турбореаксу зазвичай називається компресором низького тиску, а ротор на передній частині двигуна турбофан зазвичай називається вентилятором. Газ під тиском, що проходить через компресор низького тиску, проходить через усі частини двигуна турбореаксу; Газ, що проходить через вентилятор, поділяється на внутрішні та зовнішні протоки. З моменту появи турбофанських двигунів BPR збільшується, і ця тенденція особливо очевидна в цивільних турбофанах.
Коефіцієнт тиску двигуна (EPR): співвідношення загального тиску на виході насадки до загального тиску на вході компресора.
Емпература входу турбіни: температура витяжної камери згоряння, коли вона потрапляє в турбіну.
Коефіцієнт стиснення вентиляторів: Також називають коефіцієнтом стиснення, співвідношенням тиску газу на торговій точці компресора до тиску газу на вході.
Дві ефективність:
Теплова ефективність: міра того, наскільки ефективно двигун перетворює теплову енергію, що утворюється шляхом згоряння в механічну енергію.
Ефективність приводу: міра пропорції механічної енергії, що утворюється двигуном, яка використовується для проведення літака.
第一篇结束
2 розвиток леза турбіни
Ітеративний розвиток
Входячи з турбофанського двигуна, як приклад, значення лопатей припадає на цілих 35%, і вони є критичною складовою у виробництві літальних двигунів. У двигуні є 3, 000 до 4, 000 Авіаційні лопатки, які можна розділити на три категорії: лопатки вентиляторів, лопатки компресора та лопатки турбін. Значення лопатей турбіни є найвищим, досягаючи 63%. У той же час, вони також є лопатками з найвищими виробничими труднощами та витратами на виробництво в двигунах турбофанів [2].
У 1970 -х роках Сполучені Штати вперше використовували лопатки затвердіння PWA1422 у військових та цивільних літальних двигунах.
Після 1980-х років співвідношення тяги до ваги двигуна третього покоління збільшилося до більш ніж 8, і лопатки турбіни почали використовувати SX, PWA1480, Renén4, CMSX -2 та DD3 Китаю. Його температура, що несе температура, на 80 тис. Вище, ніж у найкращого спрямованого затвердіння, що лиття високотемпературного сплаву PWA1422. Переваги. У поєднанні з одноканальною технологією порожнистої плівки, робоча температура лопатей турбіни досягає 1600-1750 k. .
Двигун Turbofan четвертого покоління використовує SXPWA1484, RENEN5, CMSX -4 та DD6. Додавши елементи повторних та багатоканальних технологій повітряного охолодження високого тиску, робоча температура лопатей турбіни досягає 1800k -2000 k. На 2000 к і 100 год тривала сила досягає 140 мпА.
SX третього покоління, розроблений після 1990-х років, включає RENEN6, CMRX -10 та DD9, які мають дуже очевидні переваги сили повзучості над SX другого покоління. Під захистом складних каналів охолодження та теплових бар'єрних покриттів температура входу турбіни, яку вона може протистояти, досягає 3000 к. Інтерметалічний сплав сполука, що використовується в лопатках, досягає 2200 к, а тривала міцність 100 год досягає 100 мпА.
В даний час розробляється SX четвертого покоління, представлене MC-NG [4], TMS -138 тощо, та п’ятою поколінням SX, представленим TMS -162, тощо. Його склад характеризується додаванням нових рідкісних елементів Землі, таких як RU та PT, що суттєво покращує високотемпературну продуктивність повзання SEX. Робоча температура високотемпературного сплаву п’ятого покоління досягла 1150 градусів, що близьке до теоретичної межі робочої температури 1226 градусів.
3 Розвиток монокристалів на основі нікелю Superalloys
3.1 Характеристики композиції та фазовий склад монокристалів на основі нікелю на основі нікелю Superalloys
Згідно з типом матричних елементів, високотемпературні сплави можна розділити на на основі заліза, на основі нікелю та кобальтову на основі кобальту, а також подальше підрозділити на макроструктури з кастингу, кування та порошкової металургії. Сплави на основі нікелю мають кращі високотемпературні показники, ніж інші два типи високотемпературних сплавів і можуть довго працювати в суворих високотемпературних умовах.
Високотемпературні сплави на основі нікелю містять щонайменше 50% NI. Їх структура FCC робить їх дуже сумісними з деякими легувальними елементами. Кількість легованих елементів, доданих під час процесу проектування, часто перевищує 10. Спільність доданих легуючих елементів класифікується наступним чином: (1) Ni, Co, Fe, ru, re, mo та w-елементи першокласного класу, які служать стабілізуючими елементами Austenite; (2) AL, TI, TA та NB мають більші атомні радіуси, які сприяють утворенню фаз зміцнення, таких як сполука NI3 (Al, Ti, TA, NB) і є елементами другого класу; (3) B, C і ZR-елементи третього класу. Їх атомний розмір значно менший, ніж у атомів Ni, і вони легко відокремлюються до меж зерна фази, відіграючи роль у зміцненні межі зерна [14].
Фази монокристалічних високотемпературних сплавів на основі нікелю-це головним чином: фаза, фаза, фаза карбіду та топологічна фаза, що закривається (фаза TCP).
Фаза: Фаза - це аустенітова фаза з кристалічною структурою FCC, яка є суцільним розчином, утвореним такими елементами, як Cr, Mo, Co, W і Re, розчинений у нікелі.
"Фаза:" Фаза - це інтерметалічна сполука FCC NI3 (Al, Ti), яка утворюється як фаза осадження і підтримує певну когерентність і невідповідність з матричною фазою, і багата на Al, Ti, TA та інші елементи.
Фаза карбіду: починаючи з другого покоління SX на основі нікелю, додається невелика кількість c, що призводить до появи карбідів. Невелика кількість карбідів диспергується в матриці, що певною мірою покращує високотемпературні показники сплаву. Зазвичай він поділяється на три типи: MC, M23C6 та M6C.
Фаза TCP: У випадку старіння служби, надмірні вогнетривкі елементи, такі як CR, MO, W та RE, сприяють осадженню фази TCP. TCP зазвичай утворюється у вигляді тарілки. Структура пластини негативно впливає на властивості пластичності, повзучості та втоми. Фаза TCP - одне з джерел тріщин розриву повзучості.
Механізм зміцнення
Сила суперпрофільдів на основі нікелю походить від з'єднання множинних механізмів затвердіння, включаючи зміцнення твердого розчину, зміцнення опадів та термічну обробку для збільшення щільності дислокації та розвитку підструктури дислокації для забезпечення зміцнення.
Суцільне твердіння розчину полягає в покращенні основної сили, додаючи різні розчинні елементи, включаючи CR, W, Co, Mo, Re та Ru.
Різні атомні радіуси призводять до певного ступеня спотворення атомної решітки, що гальмує рух дислокації. Збільшення твердого розчину збільшується зі збільшенням різниці розмірів атомів.
Збільшення твердого розчину також впливає на зменшення енергії розломів укладання (SFE), в основному гальмуючи перехресне ковзання дислокації, що є основним способом деформації неідеальних кристалів при високих температурах.
Атомні кластери або мікроструктури порядку короткого діапазону-це ще один механізм, який допомагає отримати зміцнення за допомогою твердого розчину. Атоми повторно в SX відокремлюються в області напруги на розрив ядра дислокації в / 'інтерфейсу, утворюючи "атмосферу Коттрелла", що ефективно запобігає переміщенням руху та розповсюдження тріщин. (Атоми розчинених речовин зосереджуються в області стресу на притягнення до областей вилучення, зменшуючи спотворення решітки, утворюючи структуру газової конструкції коріолісу та виробляють сильний ефект зміцнення твердого розчину. Ефект збільшується зі збільшенням концентрації атомів розчиненого речовини та збільшенням різниці розмірів)
Re, W, MO, RU, CR та CO ефективно зміцнюють фазу. Суцільне розчин, що зміцнює матрицю, відіграє надзвичайно важливу роль у силі повзучості високотемпературних сплавів на основі нікелю.
На ефект затвердіння опадів впливає об'ємна частка та розмір фази. Мета оптимізації складу високотемпературних сплавів-це головним чином для збільшення об'ємної частки фази та покращення механічних властивостей. SX високотемпературні сплави можуть містити 65% -75% фази ', що призводить до хорошої міцності на повзучість. Це являє собою корисне максимальне значення посилюючого ефекту інтерфейсу / ', а подальше збільшення призведе до значного зниження міцності. На силу повзучості високотемпературних сплавів з високою фазовою фракцією впливають розмір частинок фази. Коли "розмір фази невеликий, дислокації, як правило, піднімаються навколо нього, що призводить до зниження міцності повзучості. Коли дислокації змушені вирізати фазу, міцність повзучості досягає свого максимуму. У міру збільшення частинок фази дислокації мають тенденцію до нахилу між ними, що призводить до зниження міцності на повзучість [14].
Існує три основні механізми зміцнення опадів:
Посилення невідповідності решітки: «Фаза дисперсується та осаджується у фазовій матриці узгоджено. Обидва є структурами FCC. Невідповідність решітки відображає стабільність та стресовий стан когерентного інтерфейсу між двома фазами. Найкращий випадок полягає в тому, що матриця та осаджена фаза мають однакову кристалічну структуру та параметри решітки однієї геометрії, щоб у фазі можна було заповнити більш осаджені фази. Діапазон невідповідності високотемпературних сплавів на основі нікелю становить 01%. Re і Ru, очевидно, відокремлені з фазою. Збільшення RE і RU збільшує невідповідність решітки.
Посилення замовлення: Вирізання дислокації спричинить розлад між матрицею та осадженою фазою, що вимагає більше енергії
Механізм обходу дислокації: називається Ораанським механізмом (Ораанським поклоном), це механізм зміцнення, при якому осаджена фаза в металевій матриці перешкоджає дислокації в русі від продовження переміщення. Основний принцип: Коли переміщення дислокації стикається з частинкою, вона не може пройти, що призводить до обхідної поведінки, зростання лінії дислокації та необхідної рушійної сили, що призводить до зміцнення ефекту.
3.3 Розробка високотемпературних методів лиття сплаву
Найдавніший сплав, який використовується у високотемпературних середовищах, можна простежити до винаходу Ніхрому в 1906 році. Поява турбо компресорів та газової турбіни стимулювала істотний розвиток високотемпературних сплавів. Лопатки першого покоління газових турбінних двигунів вироблялися екструзією та куванням, які, очевидно, мали обмеження часу. В даний час високотемпературні лопатки сплаву турбіни здебільшого виготовляються в основному кастингом інвестицій, зокрема спрямованого затвердіння (DS). Метод DS вперше був винайдений командою Versnyder Pratt & Whitney у Сполучених Штатах у 1970 -х роках [3]. У десятиліттями розвитку кращий матеріал для лопатей турбіни змінився з еквіваледних кристалів до стовпчастих кристалів, а потім оптимізовано до монокристалічних високотемпературних матеріалів.
Технологія DS використовується для виробництва компонентів стовпчастого ядерного сплаву SX, що значно покращує пластичність та стійкість до теплового удару високотемпературних сплавів. Технологія DS гарантує, що вироблені стовпчасті кристали мають [001] орієнтацію, яка паралельна основній осі напруги частини, а не випадковою орієнтацією на кристалі. В принципі, DS повинен забезпечити, щоб затвердіння розплавленого металу в литі проводяться з рідким металевим металом, завжди у щойно облаженому стані.
Кастинг стовпчастих кристалів повинен відповідати двом умовам: (1) односторонній тепловий потік забезпечує, що інтерфейс твердого рідини в точці росту зерна рухається в одному напрямку; (2) Не повинно бути зародження перед рухомим напрямком інтерфейсу твердої рідини.
Оскільки перелом леза зазвичай відбувається у слабкій структурі зерна високотемпературної структури, щоб усунути межу зерна, під час процесу затвердіння застосовується форма із затвердінням із структурою "зерна". Розмір поперечного перерізу цієї структури близький до розміру зерна, так що лише одне оптимально вирощене зерно потрапляє в порожнину лиття лиття, а потім продовжує рости у вигляді одного кристала, поки все лезо не складеться лише з одного зерна.
Кристалічний селектор можна розділити на дві частини: стартовий блок та спіраль:
На початку процесу DS зерна починають нуклеїти внизу стартового блоку. На ранній стадії росту зерна кількість велику, розмір невеликий, а різниця орієнтації велика. Конкурентна поведінка росту між зернами домінує, а геометричний блокувальний ефект бічної стінки слабкий. У цей час ефект оптимізації орієнтації очевидний; Коли висота зерен у стартовому блоці збільшується, кількість зерен зменшується, розмір збільшується, а орієнтація близька. Конкурентна поведінка росту між зернами зменшується, а геометричний блокувальний ефект бічної стінки домінує, гарантуючи, що напрямок кристала може бути постійно оптимізований, але ефект оптимізації орієнтації ослаблений. Зменшуючи радіус стартового блоку та збільшуючи висоту стартового блоку, орієнтація зерен, що входить у спіральну секцію, може бути ефективно оптимізована. Однак збільшення тривалості стартового блоку скоротить ефективний простір росту кастингу та дасть вам виробничий цикл та вартість підготовки. Тому необхідно обґрунтовано розробити геометричну структуру підкладки.
Основна функція спіралі полягає в ефективному вибору монокристалів, а здатність оптимізувати орієнтацію зерна слабка. Коли процес DS проводиться у спіралі, вигнутий канал забезпечує простір для зростання гілки дендриту, а вторинні дендрити зерен просуваються у напрямку лінії ліквіда. Зерна мають сильну тенденцію бічного розвитку, а орієнтація зерен знаходиться в коливальному стані, зі слабким ефектом оптимізації. Тому відбір зерен у спіралі в основному залежить від геометричної переваги обмеження, переваги конкурентного зростання та просторової переваги зерна в спіральному сегменті [7], а не переваги зростання бажаної орієнтації зерен, яка має сильну випадковість [6]. Тому головна причина відмови від вибору кристалів полягає в тому, що спіраль не відіграє ролі монокристалічного відбору. Збільшуючи зовнішній діаметр спіралі, зменшуючи крок, діаметр спіральної поверхні та зменшуючи стартовий кут, ефект відбору кристалів може бути значно покращений.
Підготовка порожнистих лопатей монокристалічного турбіни вимагає більш ніж десятка кроків (виплавка головного сплаву, підготовка оболонки з монокристалічної мембрани, складна підготовка керамічного ядра, кастинг розплаву, спрямованість, обробка тепла, обробка поверхні, підготовка теплового бар'єру тощо). Складний процес схильний до різних дефектів, таких як бродячі зерна, веснянки, невеликі кутові межі зерна, кристали смуг, відхилення орієнтації, перекристалізація, межі великих кутових зернових та відмова від вибору кристалів.
第2篇结束
4 Формування дефектів у процесі DS
Оскільки структура передових лопатей турбіни стає більш складною і більшою за розміром, різноманітні дефекти затвердіння, такі як бродячі зерна, веснянки, низькокутні межі зерна, проміжні кристали, відхилення орієнтації, перекристалізація, висококутні межі зерна та відбір кристалів, швидше за все, виникають під час процесу росту одного кристала. Кастинг турбінних лопатей у вигляді монокристалів є значним викликом для ливарних.
Проблеми, що існують у монокристалічних лопатах турбіни, в основному зосереджені в процесі росту, що тісно пов'язане зі структурою та процесом росту монокристалічних лопатей. По-перше, тіло леза турбіни тонке, тенон товстий і великий, форма поперечного перерізу є змінною, кривизна значно змінюється, внутрішня структура охолодження є надзвичайно складною, і існує багато мікструктур, таких як отвори повітряної цвілі та стовпчики спойлерів, які призводять до розгорнутого шляху до росту дендриту та різноманітних змін, які можуть спричинити забуття дендриту, і індуковані стільниці, що індуковані стісності, індування індукції індукції, що не стісно. дефекти. Більш серйозно, збільшення розміру леза турбіни розширить шлях росту монокристала, особливо в дальньому кінці пластини водяної охолодження. На пізнішій стадії росту монокристалі температурний градієнт різко зменшується зі збільшенням відстані, внаслідок чого дендрити різко зростають і збільшуючи тенденцію до формування затвердінь [6].
Бродячі зерна
Захоплені кристали відносяться до аморфних областей між межами зерна або кристалами, утвореними двома або більше кристалами, що переплітаються, стикаються або вирощуючи разом у матеріалі. У краю пластини леза турбіни SX перетин лиття зазнає раптової зміни геометричного розміру, а розподіл температурного поля в цій області дуже складний; Під час процесу затвердіння леза сплав, що недооцінюється на краю кастингу, перевищує критичне занурення у сплав, що призводить до гетерогенного зародження домішок на краю кастингу, утворюючи кристали краю [9].
Попередні дослідження показали, що коли розмір краю пластини невеликий, дендрити вищого порядку оригінальних зерен виростають у крайову пластину, і не утворюються кристали бродяги. Зі збільшенням розміру крайової пластини в внутрішніх куточках крайової пластини вперше утворюються велика кількість тонких кристалів, і кілька кристалів бродяги виростають у крайню пластину у вигляді дендрити, пригнічуючи оригінальні зерна в центрі краю [6]. По мірі того, як розмір краю пластини продовжує збільшуватися, на краю крайової пластини є велике підопічне охолодження, сплава рідина швидко затверджується, і генерується велике напруження усадки затвердіння; Ефективність розсіювання теплової ділянки переходу пластини леза погана, недооцінка невелика, а генеровані дендрити порушуються напругою усадки, утворюючи кристали бродяги, що ростуть до центру краю пластини [9]. Згідно з експериментальними дослідженнями, зменшення висоти платформи, збільшення довжини платформи, зовнішньої сторони платформи та композиції сплаву з високим вмістом рефрактерних елементів (Re, W, Ta, HF) все збільшують тенденцію утворення кристалів домішок [10].
Формування кристалів домішок на крайовій пластині можна контролювати шляхом оптимізації процесу затвердіння спрямованості (зниження швидкості затвердіння), локальної обробки (покриття матеріалами термічного опору) та додаванням системи висіву.
Fзатьмарювати
На пізнішій стадії росту монокристалічних лез, особливо на відстані від водяної охолодження, легко утворювати деякі ланцюгові, тонкі зерна, паралельні напрямку росту кристала. Оскільки поверхня дефектів після макроскопічної корозії демонструє очевидні плями, її називають веснянками або веснянками. В даний час структура лопатей турбін, як правило, складна, і вміст елементів сплаву з високою картовою точкою в сплаві продовжує збільшуватися, що призводить до збільшення тенденції утворення веснянок.
Механізм формування веснянок в основному викликаний конвекцією сплавної рідини, спричиненою сегрегацією розчиненої речовини під час затвердіння, а також пов'язаний з переробкою вторинних дендритів та відхиленням первинних дендритів. У процесі DS W і RE збагачені в зоні дендриту, а Al і Ta збагачуються у сплаві рідини між дендритами. Існує різниця щільності між першою та останньою. У міру затвердіння кашистої зони різниця між щільністю сплавної рідини в кашкоподібній зоні та щільністю рідини на передній частині затвердіння збільшується. Розподіл щільності важкого верхнього і світлого дна призводить до того, що рідина сплави в мушій зоні підлягає вгору плавучості. Коли в'язка опір рідини сплави в мушовій зоні буде перевищена, сплавна рідина в кашкоподібній зоні буде конвекцією між дендритами і утворювати конвекційне канал певної ширини в мушочній зоні. Потік цієї сплавної рідини розтопить або порушить дендрити, утворюючи фрагменти дендриту. Якщо ці фрагменти дендриту не встигають витікати з каналу з сплавою рідиною і залишатися в каналі, вони утворюватимуть плями на поверхні лиття, коли канал твердне [11].
Збільшення вмісту компонентів TA та Al Alloy та зменшення вмісту W та Re може допомогти зменшити тенденцію утворення веснянок. У процесі DS збільшення швидкості витягування та збільшення градієнта температури може зменшити тенденцію утворення веснянок. Вібрація може значно послабити конвекцію рідкої фази під час спрямованого затвердіння, тим самим зменшуючи тенденцію утворення веснянок.
Межа зерна з низьким кутом
Формування низькокутних зернових меж пов'язане з відхиленням орієнтації дендритів, спричиненим деформацією дендриту: (1) термомеханічним стресом, що утворюється при осадженні фази під час стабільного росту; (2) обструкція та екструзія оболонки цвілі спричиняють напругу усадки в дендритах; (3) Конвекція розчиненого речовини, спричинена нерівномірним температурним полем у мушової зоні та асиметричною силою на дендритах, призводить до пластичної деформації дендритів, що запускає кумулятивну зміну орієнтації дендриту. Межа зерна з низьким кутом утворюється на перехресті відхиленого дендриту та початкового нехекерованого дендриту.
Коли великого розміру монокристалічне лезо твердне, інтерфейс S/L важко підтримувати планарний стан (увігнута, коли швидкість витягування висока і опукла, коли швидкість витягування низька). Напрямок градієнта температури інтерфейсу не прямих S/L не збігається з осьовим напрямком зразка. Будь-які коливання процесу затвердіння можуть спричинити зміни орієнтації, тим самим утворюючи низькокутні межі зерна. Ці коливання можуть призвести до зростання деяких дендритів у нестабільному стані під час процесу росту від зони розширення до тіла леза, внаслідок чого кут низькокутного зерна межі тіла леза в основному сконцентровано в діапазоні 2 градусів -6. Це визначається властивостями затвердіння сплаву, і важко знайти розумний спосіб уникнути цього [12].
Кількість дрібнокутних зернових меж у зоні розширення значно нижча, ніж у тілі леза, а кут дезорієнтації також значно менший, але кількість місць з кутами дезорієнтації менше 2 градусів у зоні розширення та тіла леза, що означає, що вони мають порівнянні здібності для отримання невеликих недоліків. Це пояснюється тим, що зона розширення знаходиться на ранніх стадіях росту монокристалів, і більшість дендритів демонструють стаціонарний ріст, тоді як кількість дендритів у стаціонарному росту в зоні розширення та тіла леза порівнянна.
Смугастий кристал
Стругливі кристали - це тип вузького лінійного дефекту на поверхні лиття, що в основному зустрічається на верхній частині леза лиття. Вони, як правило, шириною близько 1 мм і кілька до десятків мм, з ідентифікованим вихідним положенням. Вони, як правило, зникають після вирощування на кілька сантиметрів, але вони також можуть розширити бічно до всього леза, розвиваючись від лінійного дефекту до тривимірного масштабного дефекту і перетворюючись у різний кристалічний дефект. Напрямок кристала смуг завжди відповідає напрямку росту дендриту в цьому місці.
Поява кристалів смужок пояснюється тим, що основний багажник одного дендриту на поверхні лиття відривається в мушовій зоні, але зварений залишковою рідиною, що показує очевидну вихідну точку. Основна причина цього розриву полягає в тому, що усадка дендриту, спричинена адгезією оболонки, сильно перешкоджає або міцність на дендрит сильно пошкоджена через різання включення. Розірваний дендрит зазнає певного ступеня загального відхилення, утворюючи вузьке зерно, укладене за межею зерна з невеликим кутом на матричній структурі [12].
Перекристалізація
SX в основному складається з фази та 'фази у вигляді евтектичної комбінації. Коли локальна енергія висока через концентрацію напруги деформації в локальній ділянці поверхні, а потім, коли вона досягає певної температури в подальшому нагріванні, «фаза розрізняється в монокристалічному сплаві. Після розчинення дуже легко утворити клітинну структуру в області розчинення фаз. Поверхнева перекристалізація SX спочатку починається в області дендритового стрижня поверхні. Початкова організація є стільниковою. Тоді зерна поступово ростуть у фазі евтектичної фази / ", що містить грубу". Зростання перекристалізованих зерен супроводжується чітким інтерфейсом між «кристалічними зернами та матрицею [13]. Важлива умова утворення перекристалізованих зерен: розчинення фази лиття.
