高溫鈦合金的現(xiàn)狀與前景

王清江， 劉建榮， 楊 銳

(中國(guó)科學(xué)院金屬研究所 鈦合金研究部，沈陽(yáng)110016)

為提高航空發(fā)動(dòng)機(jī)的推重比，需要采用比強(qiáng)度、比剛度高的材料。當(dāng)使用溫度不高于800℃時(shí)，鈦合金以及Ti－Al 系金屬間化合物的比強(qiáng)度較鐵基和鎳基高溫合金具有明顯優(yōu)勢(shì)，而且耐腐蝕、耐高溫性能優(yōu)異，因此是現(xiàn)代航空發(fā)動(dòng)機(jī)用關(guān)鍵結(jié)構(gòu)材料。

早期，高溫鈦合金是指在航空發(fā)動(dòng)機(jī)350℃以上使用的無(wú)序固溶強(qiáng)化型鈦合金。航空發(fā)動(dòng)機(jī)部件在高溫、復(fù)雜應(yīng)力、氣流沖刷、高速振動(dòng)、環(huán)境應(yīng)力腐蝕的苛刻環(huán)境下服役，對(duì)其材料的性能要求非常嚴(yán)格。為滿足使用需求，高溫鈦合金需具有強(qiáng)度、塑性、韌性、蠕變和疲勞性能之間的良好匹配，在服役溫度下具有高的抗氧化性和組織穩(wěn)定性。中高溫長(zhǎng)時(shí)蠕變和持久性能是高溫鈦合金的特征指標(biāo)。

以固溶強(qiáng)化為主要強(qiáng)化方式的高溫鈦合金一般稱為傳統(tǒng)高溫鈦合金，以區(qū)別于以有序強(qiáng)化為主的Ti－Al 系金屬間化合物。傳統(tǒng)高溫鈦合金可分為兩類:α+β 型和近α 型。α +β 型高溫鈦合金使用溫度最高可達(dá)500℃左右，是常用的一類高溫鈦合金。其特點(diǎn)是β 穩(wěn)定元素含量較高，室溫下β 相含量較多，絕大多數(shù)可采用熱處理強(qiáng)化，代表合金有Ti－6Al－4V，Ti－17，Ti6246，ВТ8М－1，ВТ8，ВТ8－1，ВТ9 和ВТ25у。而近α 型鈦合金中僅含少量β 相(體積分?jǐn)?shù)3% ～10%)，β 穩(wěn)定元素含量接近其在α 相中的固溶度［1］，是一類典型的高溫鈦合金，其兼顧了α型鈦合金的高蠕變強(qiáng)度和α +β 型鈦合金的高靜強(qiáng)度，當(dāng)前使用溫度最高可達(dá)到600℃，代表合金有Ti－8－1－1，Ti6242S，IMI829，ВТ18y，IMI834，ВТ36 和Ti－1100 等。

目前成熟高溫鈦合金的最高使用溫度是600℃，代表合金有英國(guó)的IMI834，美國(guó)的Ti－1100，俄羅斯的ВТ18у 和ВТ36，合金體系均為T(mén)i－Al－Sn－Zr－Mo－Si 系。其中研制最早、技術(shù)最成熟的是1984年由IMI 和羅羅公司聯(lián)合研制的IMI834 合金，已經(jīng)在Trent700，EJ200 和PW350 等發(fā)動(dòng)機(jī)上得到應(yīng)用，國(guó)外渦槳發(fā)動(dòng)機(jī)離心葉輪也選用了IMI834 合金;Timet 公司研制的Ti1100 合金主要用于汽車(chē)和摩托車(chē)發(fā)動(dòng)機(jī)閥門(mén)(在760℃下使用)，在萊康明公司T55－712 改型發(fā)動(dòng)機(jī)上也獲得應(yīng)用［2］;俄羅斯的ВТ18у 是一種比較成熟的高溫鈦合金，推薦使用溫度為550 ～600℃，已經(jīng)在俄羅斯AL－31 發(fā)動(dòng)機(jī)上大量應(yīng)用［3］;俄羅斯另一個(gè)600℃高溫鈦合金ВТ36 中含5.0%的W，密度在上述4 種合金中最大，且存在難熔元素W 偏析的風(fēng)險(xiǎn)，未見(jiàn)應(yīng)用報(bào)道。

20 世紀(jì)50年代普惠和羅羅公司開(kāi)始將高溫鈦合金應(yīng)用在航空發(fā)動(dòng)機(jī)上，之后高溫鈦合金在航空發(fā)動(dòng)機(jī)上的用量逐漸增加［4］。目前國(guó)外先進(jìn)航空發(fā)動(dòng)機(jī)上高溫鈦合金的用量通常占發(fā)動(dòng)機(jī)總重量的1/4 ～1/3。如第三代發(fā)動(dòng)機(jī)F100 的鈦合金用量為25%，發(fā)展到第四代發(fā)動(dòng)機(jī)F119 時(shí)，鈦合金的用量達(dá)到40%。航空發(fā)動(dòng)機(jī)的需求推動(dòng)了高溫鈦合金的發(fā)展，后者的發(fā)展又促進(jìn)了前者的升級(jí)換代，高溫鈦合金用量已成為現(xiàn)代航空發(fā)動(dòng)機(jī)先進(jìn)程度的重要標(biāo)志之一。

早期鈦未作為國(guó)內(nèi)的渦噴發(fā)動(dòng)機(jī)材料。1970年開(kāi)始研制、1988年定型的某型發(fā)動(dòng)機(jī)的鈦用量達(dá)到13%，2002年設(shè)計(jì)定型的某渦噴發(fā)動(dòng)機(jī)鈦用量提高到15%，新一代渦扇發(fā)動(dòng)機(jī)材料中用鈦量已提高到25%［5，6］，與國(guó)外存在一定差距。因此，國(guó)內(nèi)高溫鈦合金的材料及應(yīng)用研究仍任重道遠(yuǎn)。

本文中對(duì)國(guó)外高溫鈦合金材料及其合金體系的發(fā)展進(jìn)行簡(jiǎn)要介紹，從材料技術(shù)角度對(duì)國(guó)內(nèi)自主研發(fā)高溫鈦合金材料的發(fā)展歷史進(jìn)行回顧。重點(diǎn)介紹國(guó)內(nèi)針對(duì)550℃，600℃和650℃應(yīng)用的三種自主研制高溫鈦合金及其相關(guān)技術(shù)研究，并對(duì)其在航空航天領(lǐng)域的推廣應(yīng)用進(jìn)行簡(jiǎn)要介紹。試圖在對(duì)國(guó)內(nèi)高溫鈦合金材料進(jìn)行初步梳理的基礎(chǔ)上，對(duì)完善我國(guó)高溫鈦合金體系提出具體建議，針對(duì)尚未解決的問(wèn)題凝練出下一階段研究重點(diǎn)，供高溫鈦合金材料研究者和有關(guān)決策者參考。

1 國(guó)外高溫鈦合金發(fā)展簡(jiǎn)史

根據(jù)強(qiáng)化方式及相組成的變化，國(guó)外高溫鈦合金可分為三個(gè)發(fā)展階段:1)使用溫度從350℃提高到480℃，是高溫鈦合金發(fā)展的第一階段，大致對(duì)應(yīng)的年代是1950 ～1970年，合金以無(wú)序固溶強(qiáng)化為主，相組成為α 相和β 相;2)使用溫度從480℃提高到540℃，是高溫鈦合金發(fā)展的第二階段，對(duì)應(yīng)的年代是1970 ～1976年，主要標(biāo)志是Si 元素的普及應(yīng)用和Al－Sn－Zr－Mo－Si 合金體系的確立。20 世紀(jì)70年代初RMI 公司的研究發(fā)現(xiàn)，在Ti6242 合金中加入少量Si 元素可以顯著改善其蠕變性能，這一發(fā)現(xiàn)是高溫鈦合金使用溫度突破500℃限制進(jìn)而達(dá)到540℃的關(guān)鍵。此階段合金仍以無(wú)序固溶強(qiáng)化為主，但加入不高于0.5%的Si 元素，合金相組成為α，β和微量硅化物。硅化物存在于α 片層界面，呈球狀或橄欖狀，結(jié)構(gòu)為(Ti，Zr)5Si3或(Ti，Zr)6Si［7～17］;3)使用溫度從540℃到600℃是高溫鈦合金發(fā)展的第三階段，大致對(duì)應(yīng)于1977 ～1984年，標(biāo)志是IMI834合金的問(wèn)世。這一階段高溫鈦合金的主要特點(diǎn)是Ti3X 相(α2相)作為必需的強(qiáng)化相得到應(yīng)用，合金相組成為α、β、硅化物和α2相，高溫鈦合金傳統(tǒng)設(shè)計(jì)觀念被突破。α2相為D019型長(zhǎng)程有序相，Al 原子在(0001)α面上呈有序分布，形成a 軸為α－Ti 的a 軸晶格常數(shù)的2 倍、c 軸與α－Ti 的c 軸相同的大密排六方晶胞，在α 基體中彌散析出，其尺寸僅為3 ～5nm，與基體完全共格［18～20］。

從20 世紀(jì)50年代起到80年代的近40年，是國(guó)外高溫鈦合金的快速發(fā)展時(shí)期，使用溫度從最初的350℃提高到600℃。在此期間，美、俄、歐等航空發(fā)達(dá)國(guó)家均建立了各自相對(duì)獨(dú)立的高溫鈦合金材料體系［21，22］，見(jiàn)表1 和表2。從合金設(shè)計(jì)理念來(lái)看，歐美發(fā)動(dòng)機(jī)用高溫鈦合金注重蠕變性能，合金類型多為近α 型。在過(guò)去近30年中，歐美的高溫鈦合金材料 體 系 逐 漸 統(tǒng) 一，發(fā) 展 成 以Ti－6Al－4V，Ti－17，Ti6246，Ti6242S，IMI829 和IMI834 為主的材料體系。被淘汰的合金主要以500℃以下的α 型和近α型合金為主，這些合金力學(xué)性能相對(duì)于Ti6246 和Ti6242S 沒(méi)有明顯優(yōu)勢(shì)，而且存在保載疲勞和熱應(yīng)力腐 蝕 敏 感 性 問(wèn) 題(如IMI679，IMI685，Ti－8－1－1等)［4，23～26］;俄系高溫鈦合金更注重高溫強(qiáng)度、表面抗氧化和熱穩(wěn)定性，以α +β 型合金為主。俄羅斯長(zhǎng)期以來(lái)研制和應(yīng)用的高溫鈦合金牌號(hào)較多，推薦今后新型俄羅斯發(fā)動(dòng)機(jī)集中選用BT22，BT6，BT8M－1，BT8－1，BT20，BT25у 和BT18у 等高溫鈦合金。

表1 美、英、俄系高溫鈦合金Table 1 High temperature titanium alloys developed in USA，UK and Russia

表2 美、英、俄系高溫鈦合金的名義成分及合金類型Table 2 Nominal composition and alloy type of high temperature titanium alloys in Table 1

600℃是傳統(tǒng)高溫鈦合金發(fā)展過(guò)程中遇到的最大“熱障”，從國(guó)際上第一個(gè)600℃鈦合金IMI834 問(wèn)世到現(xiàn)在的30年時(shí)間里，國(guó)際上未有成熟600℃以上航空發(fā)動(dòng)機(jī)用高溫鈦合金的報(bào)道。主要原因如下:1)在600℃以上溫度，建立在Al－Sn－Zr－Mo－Si 體系基礎(chǔ)上的固溶強(qiáng)化、α2和硅化物析出相強(qiáng)化基本已達(dá)極限，若進(jìn)一步提高合金化程度難以保證最基本的熱穩(wěn)定性要求;2)600℃以上的使用溫度已經(jīng)超出傳統(tǒng)鈦合金的抗氧化極限(～540℃)，由于表面氧化導(dǎo)致的熱穩(wěn)定性和疲勞性能的降低會(huì)給材料應(yīng)用帶來(lái)極大風(fēng)險(xiǎn);3)航空發(fā)動(dòng)機(jī)高壓壓氣機(jī)部位存在的“鈦火”風(fēng)險(xiǎn)。理論上高溫氧化和“鈦火”問(wèn)題可以通過(guò)表面防護(hù)和發(fā)動(dòng)機(jī)設(shè)計(jì)改進(jìn)［27］等措施加以解決，因此真正阻礙600℃以上高溫鈦合金發(fā)展的技術(shù)難題是材料的有效強(qiáng)化及強(qiáng)韌性匹配［28］。20 世紀(jì)90年代以后，高溫鈦合金的研究熱點(diǎn)轉(zhuǎn)向Ti－Al 系金屬間化合物。其特點(diǎn)是α2相等有序相不再僅僅是增強(qiáng)相，而是作為基體存在，通過(guò)對(duì)有序相基體的進(jìn)一步合金化尋求強(qiáng)韌性匹配。

雖然600℃以上鈦合金研究面臨巨大挑戰(zhàn)，但相關(guān)研究工作并未停止［29～36］。1992年日本神戶制鋼公司在IMI834 鈦合金基礎(chǔ)上，添加1.0%的Ta 元素取代Nb，使合金的β 轉(zhuǎn)變溫度由1030℃提高到1054℃，提高了合金的高溫持久、蠕變強(qiáng)度和抗氧化性;在合金表面采用該公司新研制的TiAlN 抗氧化涂層后，使650℃條件下的抗氧化性能達(dá)到設(shè)計(jì)要求。該合金的設(shè)計(jì)用途是汽車(chē)發(fā)動(dòng)機(jī)閥［30，31］，但文獻(xiàn)中未提熱穩(wěn)定性。

GE 公司于20 世紀(jì)90年代研制了一種新型650℃高溫高強(qiáng)抗氧化鈦合金［29］，由Al，Sn，Zr，Hf，Nb，Ta，Mo，Si 和RE 等9 種合金化元素組成，當(dāng)稀土元素含量超過(guò)0.1at%時(shí)，推薦采用快速凝固粉末冶金方法成形，熱處理制度為β 熱處理，顯微組織為全片層組織。研究結(jié)果表明，Hf 和Ta 的加入明顯提高了材料的高溫抗拉強(qiáng)度、蠕變強(qiáng)度和抗氧化性。在700℃以內(nèi)，12#和13#兩種成分合金的抗氧化性優(yōu)于傳統(tǒng)鈦合金和Ti3Al，這兩種合金的力學(xué)性能見(jiàn)表3。

表3 文獻(xiàn)［29］和［33］中四種成分合金的拉伸和蠕變性能Table 3 Tensile and creep properties of four alloys in literature［29］and［33］

Gigliotti 等［33］在美國(guó)空軍實(shí)驗(yàn)室資助下，采用快速凝固粉末冶金的方法，開(kāi)展650℃鈦合金的探索性研究，采用的合金體系為T(mén)i－Al－Sn－Zr－Nb－Mo－Er－Si，兩種優(yōu)選成分棒材的650℃拉伸和蠕變性能見(jiàn)表3?？梢?jiàn)，與Ti6242S 合金相比，GE 公司［29］和Gigliotti 等［33］研制的四種代表性合金的650℃抗拉強(qiáng)度和蠕變性能均有明顯改善，但缺點(diǎn)是塑性偏低，也沒(méi)有熱穩(wěn)定性數(shù)據(jù)。從這些合金的Al 當(dāng)量、采用的成形方法及選擇β 熱處理制度的情況來(lái)看，其重點(diǎn)考慮的是材料的強(qiáng)化問(wèn)題，而對(duì)熱穩(wěn)定性考慮較少。

2 國(guó)內(nèi)高溫鈦合金研究概況

國(guó)內(nèi)TC4 合金研究起步于20 世紀(jì)60年代，其余高溫鈦合金研究起步較晚，從20 世紀(jì)80年代初到現(xiàn)在歷經(jīng)30年的發(fā)展歷史。早期以仿制為主，使用溫度在520℃以下，如TC4，TC17，TC6，TA11，TA7，TC8，TC11，TA19 和TC25，分別相當(dāng)于國(guó)外的Ti－6Al－4V，Ti17，ВТ3－1，Ti－8－1－1，Ti－5Al－2.5Sn，ВТ8，

ВТ9，Ti6242S 和ВТ25，這些合金在國(guó)外研制較早且已相當(dāng)成熟，對(duì)緩解我國(guó)航空發(fā)動(dòng)機(jī)用鈦合金的燃眉之急，促進(jìn)型號(hào)發(fā)展及建立早期高溫鈦合金材料體系具有重要意義。20 世紀(jì)80年代中后期，由于國(guó)外技術(shù)封鎖以及國(guó)內(nèi)對(duì)知識(shí)產(chǎn)權(quán)重視程度的提高等原因，開(kāi)始走自主研制的發(fā)展道路，研制的合金主要是近α 型，設(shè)計(jì)使用溫度在550 ～650℃之間。

至20 世紀(jì)90年代末，國(guó)內(nèi)存在Ti55(TA12)，Ti633G 和Ti53311S 三種牌號(hào)的550℃高溫鈦合金，Ti55(TA12)是中科院金屬所在電子濃度規(guī)律基礎(chǔ)上自主設(shè)計(jì)、寶鈦集團(tuán)和北京航空材料研究院參與研制的一種Ti－Al－Sn－Zr－Mo－Si－Nd 系近α 型高溫鈦合金(后改進(jìn)為T(mén)i－Al－Sn－Zr－Mo－Si－Nb－Ta 系)，該合金在國(guó)內(nèi)起步較早，經(jīng)過(guò)試車(chē)考核并接近成熟，在航空和航天領(lǐng)域均得到應(yīng)用。Ti633G 和Ti53311S 是20 世紀(jì)末西北有色金屬研究院在IMI829 基礎(chǔ)上研制的兩種550℃高溫鈦合金，名義成分分別為T(mén)i－5.5Al－3.5Sn－3Zr－1Nb－0.3Mo－0.3Si－0.2Gd 和Ti－5.5 Al－3.5Sn－3Zr－1Nb－1. 0Mo－0. 3Si。Ti633G 的特點(diǎn)是加入少量稀土元素Gd，而Ti53311S 合金在IMI829成分基礎(chǔ)上增加Mo 含量到1.0 %(質(zhì)量分?jǐn)?shù))左右，靜強(qiáng)度高于IMI829。這兩種合金因未進(jìn)行工程化應(yīng)用研究而未在航空發(fā)動(dòng)機(jī)上試車(chē)考核，但據(jù)報(bào)道，Ti53311S 已在國(guó)內(nèi)衛(wèi)星姿態(tài)控制發(fā)動(dòng)機(jī)噴注器及神舟飛船上應(yīng)用［37］。

國(guó)內(nèi)600℃鈦合金研制開(kāi)始于20 世紀(jì)80年代末，至2005年，國(guó)內(nèi)有三種600℃高溫鈦合金，分別為中科院金屬所設(shè)計(jì)的Ti60、西北有色金屬研究院研制的Ti600 和北京航空材料研究院研制的TG6。其中Ti60 合金具有自主知識(shí)產(chǎn)權(quán)，目前已接近成熟并通過(guò)試車(chē)考核，Ti600 是20 世紀(jì)90年代西北有色金屬研究院在Ti1100 成分基礎(chǔ)上研制的一種600℃鈦合金，特點(diǎn)是加入0.1%的Y 細(xì)化β 退火處理后的β 晶粒;TG6 是北京航空材料研究院于2000年研制的一種Ti－Al－Sn－Zr－Si－Nb－Ta－C 系合金，該合金的特點(diǎn)是不含Mo，但加入1.5%的弱β 穩(wěn)定元素Ta。

20 世紀(jì)90年代后，中科院金屬所、北京航空材料研究院和西北有色金屬研究院等單位均開(kāi)展了650℃鈦合金的探索性研究，中科院金屬所和北京航空材料研究院等單位研究以稀土相作為增強(qiáng)顆粒的650℃鈦合金，中科院金屬所采用快速凝固的辦法，將稀土相納米化后作為增強(qiáng)顆粒對(duì)合金進(jìn)行強(qiáng)化［38，39］;西北有色金屬研究院嘗試采用TiC作為增強(qiáng)顆粒使鈦合金滿足650℃條件下的強(qiáng)度要求［37］。但到目前為止，上述研究工作尚未取得突破。

2007年以后，中科院金屬所、北京航空材料研究院和寶鈦集團(tuán)聯(lián)合開(kāi)展了650℃鈦合金的研究，確定了Ti－Al－Sn－Zr－Mo－Si－Nb－Ta－W－C 合金體系，合金牌號(hào)暫定為T(mén)i65。該合金采用傳統(tǒng)的熔煉－熱加工－熱處理工藝路線，已完成實(shí)驗(yàn)室階段研究、工業(yè)生產(chǎn)試制及典型件試制等研究工作，取得了高于預(yù)期目標(biāo)的研究成果。該合金目前尚未定型。

3 國(guó)內(nèi)550 ～650℃高溫鈦合金的設(shè)計(jì)與研制

鈦合金在向更高使用溫度的發(fā)展過(guò)程中，隨著合金化程度提高，在設(shè)計(jì)使用溫度下長(zhǎng)時(shí)間熱暴露后，出現(xiàn)了室溫塑性和韌性降低的現(xiàn)象，即熱穩(wěn)定性問(wèn)題。其物理本質(zhì)是Ti 與Al，Ga，In，Sn 等元素在一定成分范圍內(nèi)可形成初級(jí)固溶體，當(dāng)合金元素的含量達(dá)到臨界固溶度時(shí)，無(wú)序固溶體的密集六角結(jié)構(gòu)的對(duì)稱性發(fā)生變化，開(kāi)始析出脆性Ti3X 有序相(即α2相)，導(dǎo)致材料塑性和韌性降低。

550℃是高溫鈦合金發(fā)展過(guò)程中的一個(gè)重要分水嶺。在550℃以下，高溫鈦合金主要采用無(wú)序固溶強(qiáng)化，合金元素一般不超過(guò)其在α 相和β 相中的固溶度，以保證服役溫度下合金的顯微組織及性能的穩(wěn)定性。使用溫度不高于550℃的高溫鈦合金，傳統(tǒng)上衡量其能否應(yīng)用的標(biāo)準(zhǔn)是在蠕變性能滿足要求的前提下，經(jīng)過(guò)長(zhǎng)時(shí)熱暴露后室溫拉伸塑性不低于其原始狀態(tài)的一半。而在550℃以上，傳統(tǒng)上需要嚴(yán)格控制的α2相被用作強(qiáng)化相，導(dǎo)致熱穩(wěn)定性顯著降低，衡量高溫鈦合金能否應(yīng)用的傳統(tǒng)熱穩(wěn)定性判據(jù)已不適用。

3.1 合金成分設(shè)計(jì)基礎(chǔ)研究

3.1.1 電子濃度規(guī)律基礎(chǔ)上的熱穩(wěn)定性判據(jù)

20 世紀(jì)80年代初，李東等［40～42］根據(jù)Hume－Rothery 規(guī)律和準(zhǔn)自由電子理論，對(duì)合金元素的原子特性進(jìn)行考察，發(fā)現(xiàn)Ti 與Al，Ga，In，Zr 的原子半徑和負(fù)電性相近，由此推斷電子濃度是控制α－Ti3X 相界的主要因素，并完成了相關(guān)實(shí)驗(yàn)驗(yàn)證。結(jié)果表明，Ti3X 相的形成遵守電子濃度規(guī)律，其特征電子濃度可表示為相的析出和生長(zhǎng)傾向可用電子濃度值來(lái)描述。同時(shí)根據(jù)合金脆化過(guò)程與暴露溫度和時(shí)間有關(guān)的事實(shí)，提出綜合電子濃度、使用溫度和時(shí)間因素的熱穩(wěn)定性判據(jù):即確定一個(gè)允許的電子濃度值Np，熱穩(wěn)定性判別式可表示為設(shè)計(jì)合金成分時(shí)，可根據(jù)Ti3X 相是否允許析出以及析出量的多少，確定相應(yīng)的允許電子濃度值，在此基礎(chǔ)上確定合金元素及加入量，因此該判據(jù)可用作合金生產(chǎn)的質(zhì)量控制標(biāo)準(zhǔn)和新合金設(shè)計(jì)依據(jù)。電子濃度規(guī)律基礎(chǔ)上的熱穩(wěn)定性判據(jù)能夠反映熱穩(wěn)定性的物理本質(zhì)及Rosenberg 鋁當(dāng)量公式中各元素Al 當(dāng)量因子的物理意義，在精確性和嚴(yán)密性上優(yōu)于延用已久的Al 當(dāng)量公式。

3.1.2 成分設(shè)計(jì)的第一原理計(jì)算

從國(guó)外高溫鈦合金發(fā)展歷程可以看到，隨著使用溫度升高，合金中添加的元素?cái)?shù)量呈增加趨勢(shì)，如20 世紀(jì)50年代初的Ti－6Al－4V，Ti－5Al－2.5Sn，Ti－8－1－1 等合金化元素為2 ～3 種;1984年研制成功的第一個(gè)600℃鈦合金IMI834 合金化元素增加到7 種?？梢?jiàn)如果缺乏必要的理論指導(dǎo)，采用傳統(tǒng)“炒菜”試錯(cuò)的方法，自主研制高溫鈦合金不可避免地具有盲目性、研制周期長(zhǎng)、風(fēng)險(xiǎn)高的缺陷。為此，HU 等［43］開(kāi)展了合金化對(duì)鈦合金力學(xué)性能影響的第一原理研究，采用LMTO－ASA 超原胞總能方法，通過(guò)計(jì)算合金原子－空位相互作用能，系統(tǒng)研究元素周期表中第3，4，5 周期中大部分元素對(duì)近α 型鈦合金蠕變性能的影響。由圖1 可以看到，除高溫鈦合金常用的合金化元素Al，Sn，Zr，Mo，Si 外，理論上所有簡(jiǎn)單金屬以及第5 周期的過(guò)渡族合金原子都有相似的作用效果;而元素周期表中第4 周期的過(guò)渡族合金原子與空位相互排斥，不能起到改善鈦合金高溫蠕變性能的作用。理論計(jì)算結(jié)果與實(shí)驗(yàn)研究結(jié)果高度吻合，如今已證實(shí)Fe，Ni 對(duì)高溫鈦合金持久和蠕變性能有非常不利的影響［28，44～49］。

圖1 α－Ti 合金中溶質(zhì)原子與空位的相互作用能［43］Fig.1 Interaction energy between alloying elements and vacancies［43］

通過(guò)計(jì)算鈦合金中合金原子之間的相互作用，研究合金原子在鈦合金中的有序化傾向［50］。根據(jù)Friedel 理論，若合金原子之間相互排斥，則該合金原子在基體中存在有序化傾向，反之，則具有團(tuán)簇化傾向。計(jì)算結(jié)果表明，簡(jiǎn)單金屬元素如Al，Ga，Sn等在鈦合金中相互排斥，有強(qiáng)烈的有序化傾向;而過(guò)渡族合金原子的相互作用較弱，見(jiàn)圖2。由計(jì)算得到的相互作用，進(jìn)一步計(jì)算了合金原子間的有效對(duì)相互作用(EPI)，并采用Flinn 模型計(jì)算了短程有序?qū)辖鹋R界剪切應(yīng)力的貢獻(xiàn)，見(jiàn)圖3。結(jié)果表明，簡(jiǎn)單金屬元素對(duì)鈦合金起到顯著的強(qiáng)化作用，其強(qiáng)化效果依次增強(qiáng)的次序?yàn)锳l，Ga，Ge，Si。

圖2 二元α－Ti 合金中的對(duì)相互作用能(有序能)［50］Fig.2 Pairwise interaction energy in binary α－Ti alloys［50］

上述理論研究建立起第一原理計(jì)算與高溫鈦合金力學(xué)性能間的橋梁，為高溫鈦合金合金化元素選擇以及其作用預(yù)測(cè)提供了依據(jù)。

3.2 550℃高溫鈦合金

3.2.1 TA12 合金

圖3 短程有序強(qiáng)化對(duì)鈦合金臨界剪切應(yīng)力的貢獻(xiàn)［50］Fig.3 Contribution of short－range order to shear stress in α－Ti－X alloys［50］

TA12(Ti55)是中科院金屬所在電子濃度規(guī)律基礎(chǔ)上設(shè)計(jì)、寶鈦集團(tuán)和北京航空材料研究院參與研制的一種近α 型高溫鈦合金，其名義成分為T(mén)i－5.5Al－4.5Sn－2.0Zr－1.0Mo－0.3Si－1.0Nd，相組成為α相、少量β 相、硅化物和稀土相。該合金為我國(guó)第一個(gè)自主研制的高溫鈦合金。其電子濃度設(shè)計(jì)值為2.12，即Ti3X 相形成的特征電子濃度。在保證充分合金化的前提下，確保α2相不析出以滿足熱穩(wěn)定性設(shè)計(jì)要求。TA12 合金含有約1%的稀土元素Nd，其作用為:1)合金凝固過(guò)程中Nd 元素與O 和Sn 形成稀土相，可使基體中O 和Sn 含量降低，抑制Ti3X 相析出，從而改善熱穩(wěn)定性;2)稀土Nd 可使合金表面氧化膜明顯細(xì)化，促進(jìn)ZrO2，SiO2和SnO2在氧化膜中選擇性析出，從而增強(qiáng)氧化膜與基體的結(jié)合力，基體/氧化膜界面不易被裸露，有利于改善抗氧化性;3)稀土相對(duì)合金顯微組織有細(xì)化作用，因此對(duì)合金有細(xì)晶及析出相強(qiáng)化作用?？梢?jiàn)，稀土相將影響熱穩(wěn)定性的不利因素轉(zhuǎn)化為對(duì)熱強(qiáng)性的有利因素，成為國(guó)內(nèi)高溫鈦合金研制初期改善蠕變和熱穩(wěn)定性匹配的有效手段［38］。

TA12 合金具有良好的工藝塑性，可以采用鍛造、軋制、沖壓等各種傳統(tǒng)熱方法加工制造，品種規(guī)格有棒材、鍛件、板材、軋環(huán)等。推薦采用兩相區(qū)或β 相區(qū)軋制或鍛造，推薦的熱處理制度見(jiàn)表4。

TA12 合金標(biāo)準(zhǔn)規(guī)定的力學(xué)性能、實(shí)測(cè)性能及其與國(guó)外同類合金典型數(shù)據(jù)的對(duì)比見(jiàn)表5 和表6?？梢?jiàn)TA12 合金室溫強(qiáng)度、塑性匹配良好;550℃試樣熱暴露100h 后室溫塑性降低不超過(guò)20%，熱穩(wěn)定性良好;缺口敏感指數(shù)σbH/σb在1.5 以上，高于通常設(shè)計(jì)中σbH/σb＞1.3 的判定原則。與TA12 使用溫度接近的鈦合金有英國(guó)的IMI829、俄羅斯的ВТ25和ВТ25у 合金。TA12 合金的技術(shù)指標(biāo)不低于IMI829，實(shí)測(cè)強(qiáng)度、塑性、持久和蠕變性能略高于IMI829，見(jiàn)表5;IMI829 采用的是β 組織熱處理，因此TA12 的斷裂韌度略低于IMI829TA12，見(jiàn)表6，總體性能水平TA12 不低于IMI829;而俄系高溫鈦合金的特點(diǎn)是高強(qiáng)度和高熱穩(wěn)定性，但持久和蠕變性能偏低。由表5 和表6 可見(jiàn)，TA12 合金靜強(qiáng)度低于ВТ25 和ВТ25у，蠕變和持久強(qiáng)度整體優(yōu)于ВТ25和ВТ25у。

表4 TA12 合金推薦的熱處理工藝Table 4 Recommended heat treatment processing route of TA12 alloy

表5 TA12 合金的力學(xué)性能及其與國(guó)外同類合金典型數(shù)據(jù)的對(duì)比―ⅠTable 5 Mechanical properties of TA12 alloy in comparison with IMI829 and BT25(y)―Ⅰ

表6 TA12 合金的力學(xué)性能及其與國(guó)外同類合金典型數(shù)據(jù)的對(duì)比―ⅡTable 6 Mechanical properties of TA12 alloy in comparison with IMI829 and BT25(y)―Ⅱ

TA12 合金制作的葉片、壓氣機(jī)盤(pán)和鼓筒等通過(guò)發(fā)動(dòng)機(jī)規(guī)范要求的試車(chē)考核試驗(yàn)。

3.2.2 TA12A(TA32)合金

研究發(fā)現(xiàn)TA12 合金的焊接開(kāi)裂傾向比TC4，TA15 等鈦合金明顯。利用掃描電鏡觀察焊縫顯微組織發(fā)現(xiàn)，在TA12 合金電子束焊縫的馬氏體組織中，存在細(xì)小且高度彌散分布的稀土相，見(jiàn)圖4，焊縫熔合區(qū)硬度和強(qiáng)度明顯高于母材，而塑性明顯低于母材，母材與焊縫性能不匹配不能通過(guò)低溫退火工藝有效改善。為適應(yīng)焊接零部件的要求，中科院金屬所對(duì)TA12 合金的成分進(jìn)行改進(jìn)，優(yōu)化后的TA12A 合金不再添加Nd 元素，通過(guò)選用低氧原材料來(lái)降低氧含量，通過(guò)加入適量的Nb 和Ta 來(lái)彌補(bǔ)合金表面抗氧化性，合金名義成分為T(mén)i－5. 5Al－3.5Sn－3.0Zr－0. 7Mo－0. 3Si－0. 4Nb－0. 4Ta，合金的電子濃度仍保持在2.12 附近，保證了材料的熱穩(wěn)定性。

圖4 TA12 合金電子束焊接接頭熔合區(qū)中的稀土相(a)金相顯微鏡下黑色顆粒;(b)SEM 下白色顆粒Fig.4 Rare earth phase particles in EBW fusion zone of TA12 alloy (a)optical micrograph，dark particles;(b)SEM，bright particles

TA12A 棒材和鍛件熱加工工藝、熱處理制度、力學(xué)性能與TA12 基本相同，但品種規(guī)格更多。除葉片用棒材、盤(pán)用餅/環(huán)材外，還有鍛件用大規(guī)格棒材、板材、鑄件等。TA12A 合金0.8 ～6mm 厚度板材已用于國(guó)內(nèi)先進(jìn)航空發(fā)動(dòng)機(jī)加力燃燒室筒體和巡航導(dǎo)彈彈體結(jié)構(gòu)研制，焊接接頭強(qiáng)韌性匹配較TA12有明顯改善。

TA12A 合金的密度為4. 516 ×103kg/m3，相變點(diǎn)為1000 ±10℃。該合金葉片用棒材、餅/環(huán)材和模鍛件可采用α +β 或β 熱加工，為獲得更好的蠕變性能，推薦采用β 熱加工+兩相區(qū)熱處理工藝。該合金典型顯微組織見(jiàn)圖5，典型力學(xué)性能見(jiàn)表7 ～表9。

圖5 TA12A 合金的典型組織 (a)β 單相區(qū)軋制葉片用棒材;(b)α+β 兩相區(qū)鍛制的餅材Fig.5 Typical microstructures of TA12A (a)β rolled bar for blades;(b)α+β forged pancake

表7 不同規(guī)格TA12A 合金的室溫拉伸性能Table 7 Room temperature tensile properties of TA12A

表8 TA12A 合金550℃/100h 試樣熱暴露后的室溫拉伸性能Table 8 Tensile properties after exposure at 550℃for 100h (oxidized surface retained)

表9 TA12A 合金550℃/300MPa/100h 條件下的蠕變性能Table 9 Creep properties at 550℃/300MPa/100h of TA12A alloy

3.3 Ti60(TA33)高溫鈦合金

3.3.1 Ti60 合金的材料特征

Ti60 是20 世紀(jì)80年代末開(kāi)始研制、其后又經(jīng)過(guò)優(yōu)化的近α 型高溫鈦合金，設(shè)計(jì)使用溫度為600℃，合金電子濃度設(shè)計(jì)值為2. 14 ～2. 15，超過(guò)Ti3X 相形成的特征電子濃度2.12，允許有少量α2相析出以滿足600℃蠕變和持久性能要求，同時(shí)保證熱穩(wěn)定性滿足設(shè)計(jì)要求。合金相組成為α 相、少量β 相、α2相和硅化物，主要設(shè)計(jì)用途是飛機(jī)發(fā)動(dòng)機(jī)葉片、盤(pán)、鼓筒等零部件。

Ti60 合金研制初期，擬用其制作的發(fā)動(dòng)機(jī)葉片和盤(pán)采用的是由榫槽－榫頭連接的分離設(shè)計(jì)。壓氣機(jī)盤(pán)承受載荷較大，主要強(qiáng)調(diào)蠕變和低周疲勞性能;而葉片受離心力和振動(dòng)載荷作用，主要強(qiáng)調(diào)熱穩(wěn)定性和高周疲勞性能。據(jù)此設(shè)計(jì)需求，早期的Ti60 合金采用盤(pán)件和葉片分別優(yōu)化的辦法，即盤(pán)鍛件采用β 鍛造，獲得蠕變、持久、斷裂韌度和疲勞裂紋抗力有優(yōu)勢(shì)的網(wǎng)籃狀組織，但這種組織的熱穩(wěn)定性較差;而葉片采用細(xì)小雙態(tài)組織，以獲得高熱穩(wěn)定性和高周疲勞性能。

為進(jìn)一步減重并根據(jù)國(guó)際上航空發(fā)動(dòng)機(jī)設(shè)計(jì)的最新發(fā)展趨勢(shì)［27］，發(fā)動(dòng)機(jī)盤(pán)和葉片的分離結(jié)構(gòu)改進(jìn)為整體葉盤(pán)結(jié)構(gòu)。由于高壓壓氣機(jī)葉片太小無(wú)法采用線性摩擦焊與盤(pán)連接，整體葉盤(pán)只能采用整體鍛造+整體機(jī)加工的辦法。這一結(jié)構(gòu)設(shè)計(jì)的改進(jìn)意味著葉片和盤(pán)需要采用相同的熱加工和熱處理工藝，獲得相同的組織。研究表明，為滿足熱穩(wěn)定性指標(biāo)，Ti60合金必須選擇兩相區(qū)熱加工+兩相區(qū)熱處理。需要指出的是，目前國(guó)內(nèi)也在嘗試采用分段鍛造和分區(qū)熱處理的辦法制造雙性能整體葉盤(pán)鍛件。但由于盤(pán)和葉片過(guò)渡區(qū)組織變化非常大且無(wú)法精確控制，雙性能整體葉盤(pán)的制造技術(shù)尚不成熟，能否工程應(yīng)用尚待評(píng)估。

針對(duì)整體葉盤(pán)結(jié)構(gòu)的設(shè)計(jì)需求，中科院金屬所對(duì)Ti60 合金的成分進(jìn)行了優(yōu)化，通過(guò)有效利用α2相和硅化物析出相強(qiáng)化、多元素復(fù)合固溶強(qiáng)化以及嚴(yán)格控制雜質(zhì)元素，使成分優(yōu)化后的Ti60 合金滿足整體葉盤(pán)鍛件的性能指標(biāo)需求。優(yōu)化后的合金名義成分為T(mén)i－5.7 Al－4.0 Sn－3.5 Zr－0.4 Mo－0.4 Si－0. 4Nb－1.0Ta－0.05C 加入0.02% ～0.06%(質(zhì)量分?jǐn)?shù))的C 以擴(kuò)大兩相區(qū)熱加工和熱處理窗口［55］，目前已經(jīng)基本定型。Ti60 合金有以下特點(diǎn)［56］:

(2)Si 元素含量實(shí)際控制在0.2% ～0.45%之間，Mo 元素含量控制在0.3% ～1.0%之間，確保有足夠數(shù)量的硅化物在α 片層界面以紡錘狀析出(見(jiàn)圖7)，對(duì)α 片層界面起釘扎作用;

(3)加入Nb 和Ta 兩種弱β 同晶型元素，且含量不高于其在α 相中的固溶度，從而起到對(duì)α 相復(fù)合固溶強(qiáng)化，對(duì)高溫下合金表面形成的氧化膜顆粒起細(xì)化作用，改善合金抗氧化性［57］;

(4)嚴(yán)格控制O，F(xiàn)e，Ni 等有害雜質(zhì)元素含量。O 含量增加會(huì)惡化熱穩(wěn)定性，而Fe，Ni 含量增加會(huì)顯著降低高溫鈦合金持久性能［44～49］。

Ti60 合金具有較好的工藝塑性，可采用鍛、軋、沖、鑄等傳統(tǒng)手段加工成形，品種規(guī)格有葉片用小規(guī)格棒材、φ200 ～350mm 大規(guī)格棒材、鍛件、板材、軋環(huán)等。采用兩相區(qū)軋制或鍛造，推薦的熱處理制度為固溶時(shí)效，顯微組織為雙態(tài)組織，等軸初生α 相(αp)均勻分布在β 轉(zhuǎn)變組織基體上，αp相的體積分?jǐn)?shù)應(yīng)嚴(yán)格控制在10% ～30%之間。用Ti60 合金制作的整體葉盤(pán)鍛件見(jiàn)圖8a，b，已完成發(fā)動(dòng)機(jī)規(guī)范的部件考核試驗(yàn)，目前正在進(jìn)行裝機(jī)考核試驗(yàn)。此外該合金還可用于制作離心葉輪，見(jiàn)圖8c，力學(xué)性能良好。

圖6 Si 元素與電子濃度N 對(duì)Ti60 合金蠕變和熱穩(wěn)定性的協(xié)同作用 (a)對(duì)蠕變性能的作用;(b)對(duì)熱穩(wěn)定性的作用Fig.6 Synergistic influence of Si and electron concentration on creep (a)and thermal stability (b)of Ti60

圖7 Ti60 中Ti6Si3型硅化物的形態(tài)、數(shù)量控制 (a)少量析出;(b)球狀析出;(c)數(shù)量較多，橄欖狀析出Fig.7 Control of morphology and amount of Ti6Si3 type silicide in Ti60 (a)inadequate amount;(b)improper amount and shape;(c)proper amount and shape

圖8 Ti60 合金不同規(guī)格模鍛件 (a，b)等溫模鍛件毛坯;(c)熱模鍛離心葉輪毛坯Fig.8 Ti60 semi－finished die forgings (a，b)isothermal die forged blisk;(c)impeller die－forging

3.3.2 Ti60 合金的力學(xué)性能

Ti60(TA33)合金的典型性能見(jiàn)表10 和表11?？梢?jiàn)，不同品種規(guī)格Ti60 合金的室溫拉伸和高溫拉伸性能差異較小，但熱穩(wěn)定性、蠕變和缺口敏感性隨材料品種、規(guī)格不同差異較大。表10 中小規(guī)格棒材具有最佳的熱穩(wěn)定性，其蠕變性能能夠滿足Ti60 合金盤(pán)件的技術(shù)指標(biāo)要求;尺寸較小的離心葉輪鍛件毛坯的蠕變和熱穩(wěn)定性匹配良好;大規(guī)格棒 材(φ300mm)和 大 尺 寸 等 溫 鍛 件(δ ≥100mm，質(zhì)量≥110kg)蠕變性能良好，但熱穩(wěn)定性稍差，缺口敏感性指數(shù)(σbH/σb)難以滿足傳統(tǒng)上不低于1.3 的要求?？梢?jiàn)，除合金成分外，Ti60 合金熱穩(wěn)定性和缺口敏感性對(duì)材料熱加工和熱處理工藝也非常敏感。

研究表明，Ti60 合金中允許析出α2相，固溶時(shí)效處理后，α2相主要存在于初生α 相(αp)內(nèi)，高溫長(zhǎng)時(shí)熱暴露后，初生α 相和α 片層中均會(huì)析出大量α2相［58］。α2相析出使合金中可動(dòng)滑移系減少，位錯(cuò)切過(guò)α2相會(huì)促進(jìn)平面滑移，使變形高度局域化［58］。局域化程度取決于滑移長(zhǎng)度［59］，滑移長(zhǎng)度取決于“有效晶?！背叽?。“有效晶?！背叽绱螅葡狄坏﹩?dòng)就會(huì)穿過(guò)整個(gè)晶粒，因此滑移長(zhǎng)度也大，滑移局域化也越明顯，這是600℃鈦合金粗晶組織熱穩(wěn)定性差，需要采用雙態(tài)組織的原因?！坝行ЬЯ！毕喈?dāng)于微織構(gòu)［60～63］造成的“有效結(jié)構(gòu)單元(effective structural units)”［64］，也稱為“宏區(qū)(macrozone)”［62］，由某一區(qū)域內(nèi)晶體位向接近的晶粒組成。在存在微織構(gòu)的情況下，已經(jīng)啟動(dòng)的平面滑移很容易從一個(gè)晶粒進(jìn)入取向相近的另一個(gè)晶粒而不必啟動(dòng)新的滑移系。因此從工藝控制上，獲得細(xì)小、晶粒間取向差大的顯微組織有利于縮短滑移長(zhǎng)度、增加滑移帶密度，改善變形均勻性，從而有利于提高熱穩(wěn)定性，降低缺口敏感性;而這樣的細(xì)晶組織由于界面密度大，對(duì)蠕變和持久性能不利。圖9 是Ti60合金等溫模鍛件和小規(guī)格棒材顯微組織的晶體學(xué)取向分布圖［65］，可以看出，棒材的晶粒細(xì)小且取向分布比較均勻，而大尺寸模鍛件的晶粒相對(duì)粗大且存在相同或相近取向晶粒聚集的區(qū)域，即存在明顯的微織構(gòu)造成的“宏區(qū)”，這是葉片用棒材熱穩(wěn)定性最佳而大棒材和大尺寸鍛件熱穩(wěn)定性較差的主要原因。微織構(gòu)不僅影響熱穩(wěn)定性和缺口敏感性，而且也被認(rèn)為是影響α 和近α 型鈦合金保載疲勞敏感性的主要原因［23，65～68］。因此，對(duì)微織構(gòu)形成機(jī)制、控制方法及其對(duì)材料性能的影響機(jī)制是高溫鈦合金當(dāng)前及未來(lái)需重點(diǎn)研究的課題之一。

表10 Ti60 合金不同條件下的典型拉伸性能Table 10 Typical tensile properties of Ti60 under different conditions

表11 Ti60 合金600℃下的典型拉伸及蠕變性能Table 11 Typical tensile and creep properties of Ti60 at 600℃

圖9 Ti60 合金大尺寸模鍛件和小規(guī)格棒材晶粒取向分布圖 (a，b)大尺寸模鍛件;(c)φ30mm 棒材Fig.9 Grain orientation maps of Ti60 die－forged disk and φ30mm bar determined by electron backscatter diffraction(a，b)die－forged disk;(c)φ30mm bar

影響高溫鈦合金熱穩(wěn)定性的另一個(gè)重要因素是高溫下的表面氧化。高溫氧化環(huán)境下鈦合金表面會(huì)形成富氧的α 殼層(α－case)，見(jiàn)圖10a。α 殼層的特點(diǎn)是硬度高、脆性大，見(jiàn)圖10b，拉伸過(guò)程中表面首先開(kāi)裂引起應(yīng)力集中，導(dǎo)致熱穩(wěn)定性進(jìn)一步降低，見(jiàn)圖11a。α 殼層的有害作用在室溫下最顯著，隨測(cè)試溫度升高，其有害作用逐漸減弱甚至消失，見(jiàn)圖11b。航空發(fā)動(dòng)機(jī)啟動(dòng)后幾秒鐘溫度即可以達(dá)到100℃以上，這可能也是600℃鈦合金能在發(fā)動(dòng)機(jī)環(huán)境下長(zhǎng)時(shí)服役的原因之一。

圖10 Ti60 合金600℃熱暴露500h 后表面氧化層(箭頭所示)及顯微硬度(a)表面形成的α－氧化層;(b)α－氧化層對(duì)表面硬度的影響Fig.10 α－case (denoted by arrow)formed on surface of Ti60 after exposure at 600℃for 500h(a)α－case formed;(b)micro－h(huán)ardness change caused by formation of α－case

圖11 表面氧化層對(duì)Ti60 合金熱穩(wěn)定性的影響 (a)600℃下熱暴露時(shí)間對(duì)拉伸塑性的影響;(b)測(cè)試溫度對(duì)熱暴露后Ti60 塑性的影響Fig.11 Effect of surface oxidation on thermal stability of Ti60 (a)effect of exposure time at 600℃;(b)effect of testing temperature

3.3.3 Ti60 與國(guó)外600℃鈦合金性能比較

國(guó)內(nèi)600℃高溫鈦合金與國(guó)外最主要不同是對(duì)蠕變、持久及熱穩(wěn)定性均提出明確技術(shù)指標(biāo)，而國(guó)外高溫鈦合金對(duì)熱穩(wěn)定性并無(wú)明確規(guī)定。根據(jù)文獻(xiàn)報(bào)道的有限數(shù)據(jù)，對(duì)五種成熟或比較成熟的國(guó)內(nèi)外高溫鈦合金力學(xué)性能進(jìn)行簡(jiǎn)要比較。表12 是5 種合金推薦的熱加工、熱處理工藝以及對(duì)應(yīng)的顯微組織，表13是室溫拉伸、斷裂韌度、600℃持久和蠕變性能數(shù)據(jù)?？梢钥吹剑? 種合金中ВТ36 密度最高，其余四種合金密度相當(dāng);ВТ18у 合金室溫強(qiáng)度和蠕變強(qiáng)度明顯偏低，嚴(yán)格意義上講使用溫度達(dá)不到600℃;其余4 種合金室溫抗拉強(qiáng)度相當(dāng)，但ВТ36 塑性稍差，600℃持久強(qiáng)度偏低;Ti－1100 合金為片層類組織，因此具有高斷裂韌度，其蠕變性能不低于IMI834 和Ti60，但其熱穩(wěn)定性未見(jiàn)報(bào)道，在航空發(fā)動(dòng)機(jī)上應(yīng)用較少;在不考慮熱穩(wěn)定性前提下，IMI834 和Ti60 總體性能水平相當(dāng)。

表12 國(guó)內(nèi)外5 種600℃高溫鈦合金的基本特點(diǎn)Table 12 Typical features of five 600℃titanium alloys

表13 國(guó)內(nèi)外5 種600℃高溫鈦合金的典型性能Table 13 Typical mechanical properties of five 600℃titanium alloys

3.4 Ti65 高溫鈦合金

Ti65 合金是在Ti60 合金基礎(chǔ)上研制的一種名義成 分 為T(mén)i－5. 9Al－4. 0Sn－3. 5Zr－0. 3Mo－0. 4Si－0.3 Nb－2.0Ta－1.0W－0.05C 的10 組元近α 型高溫鈦合金，設(shè)計(jì)使用溫度為600 ～650℃。為保證合金的熱穩(wěn)定性，Ti65 合金系的電子濃度控制在2.16 附近，主要用途為航空發(fā)動(dòng)機(jī)轉(zhuǎn)子、金屬基復(fù)合材料基體以及航天650 ～750℃高溫短時(shí)結(jié)構(gòu)件。該合金設(shè)計(jì)指標(biāo)見(jiàn)表14。品種規(guī)格有葉片用小規(guī)格棒材、盤(pán)用餅環(huán)材及大規(guī)格棒材。

表14 Ti65 合金的設(shè)計(jì)技術(shù)指標(biāo)Table 14 Specified properties of Ti65

Ti65 合金具有適中的工藝塑性，可采用鍛、軋、沖等傳統(tǒng)手段成形，推薦兩相區(qū)熱加工和兩相區(qū)熱處理目標(biāo)組織為雙態(tài)組織，為兼顧熱穩(wěn)定性，初生α相須控制在5% ～25%之間，見(jiàn)圖12。該合金已用于制備葉片和先進(jìn)發(fā)動(dòng)機(jī)整體葉盤(pán)鍛件等典型件，見(jiàn)圖13，已完成葉片的振動(dòng)疲勞試驗(yàn)。Ti65 合金目前仍處于工程化研究階段。

圖12 Ti65 合金的典型組織 (a)φ30mm 小棒材;(b)φ300mm 大棒材;(c)整體葉盤(pán)模鍛件Fig.12 Typical microstructure of Ti65 alloy (a)φ30mm bar;(b)φ300mm bar;(c)die forging for blisk

圖13 用Ti65 合金制作的典型件 (a)高壓壓氣機(jī)葉片;(b)整體葉盤(pán)模鍛件Fig.13 Typical parts made out of Ti65 alloy(a)blades;(b)die forging for blisk

Ti65 合金是在Ti60 合金基礎(chǔ)上提高了Ta 含量，加入約1.0%的W 元素，少量降低了Mo 和Nb 的加入量而開(kāi)發(fā)的新合金。Ta 含量增加提高了650℃蠕變性能，見(jiàn)圖14a;加入0.8%的W 取代部分Ta 后，C1 ～C5 五種不同測(cè)試條件下的蠕變性能均略有改善，且持久性能改善顯著，見(jiàn)圖14b 和c;W 的加入并未對(duì)合金650℃下的抗氧化性能產(chǎn)生不利影響，見(jiàn)圖14d。Ti65 合金的密度為4.59g/cm3，相變點(diǎn)為1040±10℃，典型力學(xué)性能見(jiàn)表15 ～表17?？梢钥闯?，Ti65 合金強(qiáng)度－塑性、蠕變－持久－熱穩(wěn)定性之間的匹配良好，具有較好的綜合性能。

圖14 合金元素Ta 和W 對(duì)Ti65 性能的影響 (a，b)蠕變性能;(c)持久性能;(d)氧化增重Fig.14 Effect of Ta and W on the properties of Ti65 alloy (a)creep at 650℃/100MPa/100h;(b)plastic strain;(c)creep rupture;(d)weight gain during oxidation at 650℃(C1:630℃/160MPa/100h;C2:630℃/140MPa/100h;C3:620℃/160MPa/100h;C4:620℃/140MPa/100h;C5:650℃/100MPa/100h;C11:630℃/310MPa;C12:620℃/310MPa;C13:630℃/280MPa)

表15 Ti65 合金的拉伸性能Table 15 Tensile properties of Ti65 alloy

表16 Ti65 合金的蠕變和持久性能Table 16 Creep and creep rupture properties of Ti65 alloy

表17 Ti65 合金的熱穩(wěn)定性Table 17 Thermal stability of Ti65 alloy

4 550 ～650℃高溫鈦合金焊接研究

焊接是實(shí)現(xiàn)結(jié)構(gòu)整體化、輕量化、低成本制造的關(guān)鍵技術(shù)手段之一，在國(guó)外航空航天領(lǐng)域得到廣泛應(yīng)用［72］。焊接性能是衡量高溫鈦合金材料綜合性能的重要考核指標(biāo)之一。

針對(duì)高推重比發(fā)動(dòng)機(jī)對(duì)焊接結(jié)構(gòu)的迫切需求，中科院金屬所與中航工業(yè)制造所、黎明和西航等單位合作，開(kāi)展了我國(guó)自主研制550 ～650℃高溫鈦合金的焊接工藝、焊后熱處理、焊接組織演化、焊縫性能調(diào)控、焊接殘余應(yīng)力以及異材焊接等研究工作。采用電子束和氬弧焊混合焊接方法成功完成了TA12 加力筒體復(fù)雜焊接結(jié)構(gòu)的焊接;完成Ti60 模擬件的電子束焊接研究并探索了解決殘余應(yīng)力集中分布的工藝技術(shù)措施;進(jìn)行了Ti60 合金線性摩擦焊探索研究，得出Ti55A，Ti60 和Ti65 高溫鈦合金可以采用氬弧焊、電子束、線性摩擦焊等方法焊接的結(jié)論。

4.1 電子束焊接研究

對(duì)TA12A，Ti60 和Ti65 合金的電子束焊接研究表明這三種高溫鈦合金電子束焊接接頭有以下共性特點(diǎn):1)焊態(tài)下接頭熔合區(qū)及熱影響區(qū)顯微組織為針狀馬氏體，見(jiàn)圖15;顯微硬度以焊縫中心為對(duì)稱軸呈上拋物線分布，在700℃以下焊后退火，馬氏體不能充分分解，焊接接頭顯微硬度降低不顯著［73］;2)焊接殘余應(yīng)力主要存在于距焊縫中心±20mm 范圍內(nèi)，以焊縫中心為對(duì)稱軸呈上拋物線分布，應(yīng)力以縱向拉應(yīng)力為主，縱向峰值應(yīng)力約為橫向峰值應(yīng)力的3.5 倍;焊后采用電子束斑對(duì)焊縫進(jìn)行局部掃描熱處理，可使殘余應(yīng)力分布“扁平”化，見(jiàn)圖16。焊后局部掃描可有效改善焊接殘余應(yīng)力集中分布的狀態(tài);3)焊縫熔合區(qū)的強(qiáng)度較母材偏高，塑性和持久性能較母材偏低，見(jiàn)表18;室溫和高溫拉伸試樣均在母材區(qū)斷裂;而在600℃下進(jìn)行持久試驗(yàn)，Ti60 合金存在臨界應(yīng)力σth:當(dāng)持久應(yīng)力≤σth時(shí)，持久時(shí)間在4h 以上，熔合區(qū)斷裂;持久應(yīng)力≥σth時(shí)，持久時(shí)間在4h 以下，母材區(qū)斷裂［73］;焊接接頭經(jīng)焊后電子束掃描處理，持久時(shí)間顯著提高。圖17 為經(jīng)焊后電子束掃描處理的Ti60 電子束焊接模擬件。

圖15 Ti60 合金電子束焊接接頭的顯微組織 (a)全貌;(b)母材區(qū);(c)熱影響區(qū);(d)熔合區(qū)Fig.15 Microstructure of Ti60 EBW weld (a)full view;(b)base metal zone;(c)heat affected zone;(d)fusion zone

圖16 Ti60 合金電子束焊接接頭的殘余應(yīng)力分布 (a)焊態(tài);(b)焊后電子束掃描Fig.16 Residual stress distribution in Ti60 EBW welds (a)as－welded;(b)electron beam scanned after welding

4.2 Ti60 線性摩擦焊初步研究

線性摩擦焊接作為航空發(fā)動(dòng)機(jī)盤(pán)－葉片整體結(jié)構(gòu)制造及修復(fù)的關(guān)鍵技術(shù)在國(guó)外已成熟，在航空發(fā)動(dòng)機(jī)整體葉盤(pán)中已有應(yīng)用的報(bào)道［27］，國(guó)內(nèi)還處于研究階段。針對(duì)國(guó)內(nèi)整體葉盤(pán)設(shè)計(jì)需求，中科院金屬所和中航工業(yè)制造所合作開(kāi)展Ti60 合金線性摩擦焊接接頭的顯微組織特征及力學(xué)性能研究［74］，結(jié)果表明線性摩擦焊接接頭的顯微組織可分為焊縫中心(W)、熱機(jī)械影響區(qū)(TMAZ)和母材區(qū)(BM)三部分，見(jiàn)圖18。顯微硬度以焊縫中心為對(duì)稱軸呈上拋物線分布;焊縫區(qū)強(qiáng)度高于基體，焊接接頭室溫和600℃拉伸試樣均在母材區(qū)斷裂，因此室溫和高溫拉伸性能均與母材相當(dāng)，見(jiàn)表19。因接頭部位發(fā)生劇烈絕熱剪切變形，晶粒沿剪切方向被拉長(zhǎng)成細(xì)纖維狀，顯微組織顯著細(xì)化且存在α'馬氏體相，導(dǎo)致接頭的持久壽命明顯低于母材?？梢?jiàn)Ti60 合金可以采用線性摩擦焊方法焊接，但需要采用高溫?zé)崽幚硖岣呓宇^的持久性能或通過(guò) 結(jié)構(gòu)設(shè)計(jì)規(guī)避接頭持久性能低的風(fēng)險(xiǎn)。

圖17 電子束局部掃描熱處理后的Ti60 環(huán)形模擬件 (a)模擬件及其焊接工裝;(b)焊縫宏觀形貌;(c)模擬件實(shí)物Fig.17 Ti60 ring simulator for EBW welding and post－weld electron－beam scanning experiment (a)simulator and its welding fixture;(b)macro profile of the EBW weld;(c)post－welding electron－beam scanned Ti60 simulator

圖18 線性摩擦焊Ti60 實(shí)驗(yàn)件(a)及接頭顯微組織(b)Fig.18 Linear friction welded Ti60 (a)and microstructure of the weld (b)

表19 線性摩擦焊Ti60 接頭的拉伸及持久性能Table 19 Tensile and creep rupture properties of linear friction welded Ti60

5 550 ～650℃高溫鈦合金在航天領(lǐng)域的推廣應(yīng)用

隨著航天工業(yè)發(fā)展和航天器飛行速率的提高，傳統(tǒng)的Al 基和Mg 基合金已不能滿足設(shè)計(jì)要求，比強(qiáng)度和比剛度高、耐高溫性能優(yōu)良的鈦合金已成為首選材料。飛行速率在Ma3.0 ～4.5 之間時(shí)，殼體溫度高達(dá)550 ～700℃，成熟的TC4 和TA15 合金已不能滿足設(shè)計(jì)需求，需要選用耐熱溫度更高的鈦合金。

與航空發(fā)動(dòng)機(jī)用高溫鈦合金的要求不同，航天用鈦合金服役時(shí)間短，但需高強(qiáng)度和大應(yīng)力持久性能、良好的熱工藝性能(熱成形、超塑成形、擴(kuò)散連接、鑄造性能和焊接性能)等，以滿足復(fù)雜構(gòu)件的成形及低成本需要。因此，航天耐短時(shí)高溫鈦合金的技術(shù)難點(diǎn)是材料強(qiáng)度與成形性的匹配。

先前航天用鈦合金主要從成熟的航空鈦合金中選取，根據(jù)經(jīng)驗(yàn)，在航天短時(shí)服役條件下，高溫鈦合金可在高于航空發(fā)動(dòng)機(jī)設(shè)計(jì)使用溫度50℃下使用，材料規(guī)格主要以板材為主，其次是鑄件和鍛件。

近年的研究表明，550℃是高溫鈦合金能否向航天領(lǐng)域順利推廣應(yīng)用的一個(gè)重要分水嶺。使用溫度在550℃以下的高溫鈦合金，如TC4，TA19 和TA15等合金熱工藝窗口較寬，可在航天應(yīng)用條件下直接使用;而550℃及以上溫度鈦合金則因α 穩(wěn)定元素含量更高、β 相含量更低，存在成形性與強(qiáng)度的匹配問(wèn)題，推廣應(yīng)用難度增大。例如，為滿足超塑成形、擴(kuò)散連接的工藝要求，需獲得細(xì)晶組織，而溫度在550℃以上時(shí)，細(xì)化晶粒明顯降低大應(yīng)力持久性能。

近年，中科院金屬所和寶鈦集團(tuán)針對(duì)600℃及以上溫度使用的航天短時(shí)用鈦合金開(kāi)展大量研究，在Ti55 基礎(chǔ)上研制的、可在航天600℃短時(shí)使用的超塑性板材和鑄件相關(guān)技術(shù)已接近成熟，基本具備應(yīng)用條件，正在進(jìn)行應(yīng)用試驗(yàn)考核;基于Ti60 合金的相關(guān)基礎(chǔ)研究工作正在進(jìn)行中。

5.1 Ti55 合金超塑性板材(SPTi55)

Ti55 超塑性板材(SPTi55)是在TA12A 基礎(chǔ)上改進(jìn)的一種適用于航天600℃短時(shí)使用的鈦合金板材，合金成分在TA12A 成分范圍內(nèi)，但適當(dāng)降低Al含量，提高M(jìn)o 含量，使板材的工藝塑性得到改善，滿足設(shè)計(jì)要求。SPTi55 材料及工藝已基本定型，可進(jìn)行工業(yè)化生產(chǎn)，是目前國(guó)內(nèi)TA15 板材之后使用溫度最高的成熟高溫鈦合金板材。

SPTi55 拉伸及持久性能隨溫度的變化見(jiàn)圖19。合金具有良好的超塑性和焊接性能，可以采用常規(guī)熱成形或超塑成形/擴(kuò)散焊成形。SPTi55 板材采用超塑成形方法制作的模擬件見(jiàn)圖20，在920℃附近超塑成形伸長(zhǎng)率可達(dá)到800%。

圖19 SPTi55 板材(δ2mm)強(qiáng)度、塑性和持久性能隨溫度的變化曲線 (a)拉伸溫度－強(qiáng)度變化曲線;(b)拉伸溫度－伸長(zhǎng)率曲線;(c)持久時(shí)間－應(yīng)力曲線Fig.19 Tensile and creep rupture properties of SPTi55 (a)temperature－strength curve;(b)temperature－EL curve;(c)creep rupture time－stress curve

5.2 550 ～650℃高溫鈦合金鑄造技術(shù)研究

鈦合金從材料制備到構(gòu)件制造，成本都比較高，為降低成本、縮短生產(chǎn)周期，對(duì)鈦合金結(jié)構(gòu)尤其是復(fù)雜結(jié)構(gòu)件，采用精密鑄造實(shí)現(xiàn)無(wú)余量或近無(wú)余量加工，無(wú)疑是理想的設(shè)計(jì)方案。然而由于熔點(diǎn)高、化學(xué)活性高等原因，鈦合金容易與模殼材料發(fā)生化學(xué)反應(yīng)，鑄造難度比鋼和高溫合金大。經(jīng)過(guò)幾十年的研究發(fā)展，國(guó)外鑄造鈦合金關(guān)鍵技術(shù)已取得突破，在宇航工業(yè)中得到廣泛應(yīng)用。鈦合金精密鑄件在熱等靜壓后進(jìn)行固溶時(shí)效處理，冶金質(zhì)量和力學(xué)性能均得到顯著改善。目前國(guó)際上應(yīng)用最多的鑄造鈦合金為T(mén)i－6Al－4V 和俄羅斯的BT20。

近年來(lái)國(guó)內(nèi)已開(kāi)展了高溫鈦合金精密鑄造成型的研究工作。從研究情況來(lái)看，550℃及以上溫度鈦合金在焊接缺陷、鑄件性能以及生產(chǎn)成本控制方面 存在一定難度，需要開(kāi)展進(jìn)一步的研究工作。

圖20 SPTi55 實(shí)物(a)、超塑成形典型件(b)及超塑成形拉伸試樣(c)Fig.20 SPTi55 plate (a)，super－plastically formed typical parts (b)and superplastic samples (c)

中科院金屬所在Ti55 合金鑄造工藝及鑄件性能調(diào)控方面進(jìn)行比較系統(tǒng)的研究，并對(duì)Ti60 和Ti65合金的鑄造工藝進(jìn)行了探索性研究，結(jié)果表明，Ti55和Ti60 合金的鑄態(tài)組織明顯較Ti－6Al－4V 細(xì)小，見(jiàn)圖21，鑄態(tài)β 晶粒尺寸與其母合金鍛造后β 熱處理組織的晶粒尺寸相當(dāng)。表20 是鑄造高溫鈦合金(ZTi55，ZTi60 和ZTi65)和ZTC4，ZTA15 合金的基本力學(xué)性能?？梢?jiàn)，ZTi55 合金的拉伸性能明顯優(yōu)于ZTC4 和ZTA15 合金，600℃/400MPa/30min 下蠕變殘余變形僅為0.2%;ZTi60 合金鑄態(tài)組織塑性較好，但強(qiáng)度偏低，固溶時(shí)效熱處理后強(qiáng)度顯著提高，塑性有所降低，但伸長(zhǎng)率仍保持在4%以上。ZTi60和ZTi65 合金的最大優(yōu)勢(shì)在于其高溫強(qiáng)度、大應(yīng)力持久和蠕變性能，見(jiàn)表20 和表21。ZTi60 合金室溫強(qiáng)度比ZTi55 合金高80MPa，ZTi65 合金的700℃抗拉強(qiáng)度高于ZTi55 合金600℃下的抗拉強(qiáng)度，700℃/450MPa 條件下持久時(shí)間在20min 左右，與導(dǎo)彈實(shí)際飛行時(shí)間接近，有望在航天器700℃溫度部位獲得應(yīng)用。ZTi60 和ZTi65 合金的塑性較差，但也可調(diào)控到可接受水平，熱等靜壓后綜合性能有望進(jìn)一步改善。未來(lái)需深入開(kāi)展的研究工作是鑄造冶金質(zhì)量尤其是鑄造缺陷的控制、檢測(cè)及表征評(píng)價(jià)。圖22 是ZTi55 鈦合金大尺寸鑄件。鑄造高溫鈦合金有其獨(dú)特性能及低成本優(yōu)勢(shì)，在航空航天領(lǐng)域有廣闊應(yīng)用前景，是高溫鈦合金當(dāng)前和未來(lái)的重要發(fā)展方向之一。

圖21 ZTC4，ZTi55 和ZTi60 的鑄態(tài)顯微組織(a，b)ZTC4;(c)ZTi55;(d)ZTi60Fig.21 Cast microstructure of ZTC4 (a，b)，ZTi55 (c)and ZTi60 (d)

表20 ZTi55，ZTi60，ZTi65，ZTC4 和ZTA15 合金的典型拉伸性能Table 20 Typical tensile properties of ZTi55，ZTi60，ZTi65，ZTC4 and ZTA15

表21 ZTi55，ZTi60，ZTi65 合金的蠕變和持久性能Table 21 Typical creep and creep rupture properties of ZTi55，ZTi60 and ZTi65

圖22 ZTi55 大尺寸鑄件Fig.22 Large－size ZTi55 casting

6 關(guān)于國(guó)內(nèi)高溫鈦合金發(fā)展的建議

6.1 進(jìn)一步完善我國(guó)的高溫鈦合金材料體系

因我國(guó)高溫鈦合金發(fā)展較晚、航空發(fā)動(dòng)機(jī)自主設(shè)計(jì)能力不足等原因，目前在航空發(fā)動(dòng)機(jī)上應(yīng)用的合金多以仿制為主，其中既有歐美系合金，又有俄系合金，牌號(hào)多而雜。目前成熟或比較成熟的高溫鈦合金材料有十幾種。根據(jù)國(guó)外經(jīng)驗(yàn)和國(guó)內(nèi)實(shí)際情況已大致形成了由近十種合金構(gòu)成的高溫鈦合金材料體系框架。這個(gè)初步體系基本符合發(fā)展趨勢(shì)，但尚需完善，以適應(yīng)我國(guó)航空發(fā)動(dòng)機(jī)發(fā)展的需要，實(shí)現(xiàn)知“材”善用。應(yīng)該組建由發(fā)動(dòng)機(jī)結(jié)構(gòu)設(shè)計(jì)、材料研究和焊接技術(shù)領(lǐng)域研究人員參加的跨領(lǐng)域研究團(tuán)隊(duì)，對(duì)當(dāng)前國(guó)內(nèi)高溫鈦合金材料進(jìn)行梳理，確定高溫鈦合金材料體系并加以完善，建立設(shè)計(jì)用材料性能數(shù)據(jù)庫(kù)及共享平臺(tái)，實(shí)現(xiàn)對(duì)材料的有效、高水平利用。

6.2 今后應(yīng)考慮的研究重點(diǎn)

“鈦火”、表面氧化和保載疲勞敏感性是影響固溶強(qiáng)化型高溫鈦合金應(yīng)用及發(fā)展的三大技術(shù)“罩門(mén)”，這三大國(guó)際性難題至今尚待進(jìn)一步破解。Ti－Al 系金屬間化合物尤其是γ－TiAl 因Al 含量接近50at%，可形成連續(xù)穩(wěn)定的Al2O3保護(hù)膜，高溫抗氧化性及抵抗“鈦火”能力與傳統(tǒng)鈦合金相比有飛躍性提高，而且650 ～800℃高溫下比強(qiáng)度高于鎳基高溫合金，因此從20 世紀(jì)90年代以后，國(guó)際上航空發(fā)動(dòng)機(jī)用耐高溫鈦基合金的研究重點(diǎn)已轉(zhuǎn)向Ti－Al 系金屬間化合物。然而未來(lái)相當(dāng)長(zhǎng)的一段時(shí)間，耐高溫鈦合金仍將以固溶強(qiáng)化型鈦合金為主。結(jié)合近年來(lái)國(guó)內(nèi)外的研究熱點(diǎn)，除目前眾所周知的防“鈦火”設(shè)計(jì)及技術(shù)［72］研究、表面防護(hù)涂層技術(shù)兩項(xiàng)國(guó)際性重大研究課題外，國(guó)內(nèi)高溫鈦合金材料尚需側(cè)重以下領(lǐng)域/方向的研究。

6.2.1 600 ～650℃高溫鈦合金的深化研究及材料應(yīng)用研究

目前國(guó)內(nèi)650℃鈦合金的研究結(jié)果超過(guò)預(yù)期，但以提高抗氧化能力同時(shí)兼顧高溫強(qiáng)度為目標(biāo)的合金成分優(yōu)化、高溫長(zhǎng)時(shí)表面氧化及防護(hù)技術(shù)、長(zhǎng)時(shí)組織性能穩(wěn)定性以及材料應(yīng)用研究尚需深化;為指導(dǎo)抗氧化性合金化元素的選擇，需要加強(qiáng)合金化元素對(duì)鈦合金的氧化熱力學(xué)及動(dòng)力學(xué)理論基礎(chǔ)研究，就合金元素對(duì)鈦合金抗氧化性能的影響進(jìn)行理論預(yù)測(cè)，指導(dǎo)合金化研究實(shí)踐。

6.2.2 保載疲勞研究

所謂保載疲勞是在常規(guī)疲勞峰值載荷處應(yīng)力保持一段時(shí)間的疲勞形式。不少鈦合金存在保載疲勞敏感性高的問(wèn)題［75～84］。20 世紀(jì)70年代初，裝配在Lockheed Tristar 飛機(jī)上的羅羅公司RB211 發(fā)動(dòng)機(jī)的2個(gè)IMI685 合金風(fēng)扇盤(pán)發(fā)生意外非包容性失效［23］，被認(rèn)為是由保載疲勞引起失效的典型案例，之后保載疲勞概念納入國(guó)外材料研究及發(fā)動(dòng)機(jī)設(shè)計(jì)范疇。1997年加拿大航空公司國(guó)際航班CP30 的空難事故也是因其高壓壓氣機(jī)3 ～9 級(jí)鼓筒發(fā)生保載疲勞導(dǎo)致非包容性失效所致［85］。

研究發(fā)現(xiàn)，保載疲勞是近α 和α +β 型鈦合金存在的普遍現(xiàn)象，在保載疲勞條件下，疲勞壽命與常規(guī)三角/正弦波疲勞相比一般會(huì)降低一個(gè)數(shù)量級(jí)甚至更多，因此是大多數(shù)高溫鈦合金的“罩門(mén)”之一。高溫鈦合金優(yōu)異的蠕變性能與高保載疲勞敏感性并存，成為困擾設(shè)計(jì)并限制鈦合金應(yīng)用的重大問(wèn)題之一。

國(guó)外針對(duì)保載疲勞進(jìn)行大量研究，目前是高溫鈦合金領(lǐng)域的研究熱點(diǎn)之一。已有研究表明:1)現(xiàn)有的近α 和α +β 鈦合金普遍存在保載疲勞現(xiàn)象;2)保載疲勞主要發(fā)生在200℃以下［86，87］;3)保載時(shí)間在2min 以內(nèi)壽命降低最明顯［67］;4)盤(pán)鍛件比小規(guī)格棒材保載疲勞敏感性高;保載疲勞現(xiàn)象在高應(yīng)力下明顯，隨疲勞峰值應(yīng)力降低，保載疲勞敏感性降低［23，67］;5)雙態(tài)組織中隨初生α 相體積分?jǐn)?shù)增加，保載疲勞敏感性提高［75，82］;對(duì)于片層狀組織，并列組織(α 片層呈平行排列)保載疲勞敏感性高于網(wǎng)籃組織(α 片層呈編織狀排列)［26］;6)多數(shù)研究結(jié)果表明，保載對(duì)疲勞長(zhǎng)裂紋擴(kuò)展速率影響較?。?5，85，88］;7)保載疲勞裂紋一般萌生于試樣內(nèi)部，疲勞源處存在密集的解理狀平面，其法向與疲勞加載方向接近平行［76］;8)保載疲勞效應(yīng)與微織構(gòu)、冷蠕變及氫脆等因素［23，67，79，89～91］有關(guān)，但主導(dǎo)影響機(jī)制尚不明確。國(guó)外羅羅公司等主要航空發(fā)動(dòng)機(jī)公司對(duì)IMI834，Ti6242，Ti6246，Ti－6Al－4V 等主要高溫鈦合金的保載疲勞敏感性已完成評(píng)估及數(shù)據(jù)累積。

國(guó)內(nèi)對(duì)高溫鈦合金保載疲勞的研究工作極少［65，75］，不能支撐高溫鈦合金結(jié)構(gòu)設(shè)計(jì)需要，目前及今后一段時(shí)間內(nèi)應(yīng)重點(diǎn)開(kāi)展以下研究:1)保載疲勞損傷變形機(jī)制研究，理解保載效應(yīng)的內(nèi)在機(jī)制;2)關(guān)鍵高溫鈦合金材料的保載疲勞敏感性評(píng)價(jià)及設(shè)計(jì)用數(shù)據(jù)累積，為設(shè)計(jì)選材及構(gòu)件壽命設(shè)計(jì)提供依據(jù);3)近α 型鈦合金中的微織構(gòu)研究。根據(jù)現(xiàn)有研究結(jié)果，保載疲勞敏感性跟晶粒晶體學(xué)取向的均勻程度關(guān)系較大，即與材料中存在的微織構(gòu)有較強(qiáng)關(guān)聯(lián)，需重點(diǎn)研究微織構(gòu)的形成機(jī)制和控制手段，提出晶粒尺寸及微織構(gòu)控制的技術(shù)措施，在此基礎(chǔ)上完善微織構(gòu)的檢測(cè)手段，建立相應(yīng)的評(píng)估方法。需要指出的是，前面曾提到的晶粒尺寸及微織構(gòu)對(duì)高溫鈦合金熱穩(wěn)定性和缺口敏感性均有顯著影響，此項(xiàng)研究對(duì)理解鈦合金熱穩(wěn)定性及缺口敏感性也具有重要價(jià)值。

6.2.3 高溫鈦合金焊接研究

輕量化、結(jié)構(gòu)整體化、高性能、低成本是高溫鈦合金結(jié)構(gòu)的發(fā)展趨勢(shì)，而焊接是實(shí)現(xiàn)結(jié)構(gòu)整體化和低成本制造的有效手段。高溫鈦合金焊接結(jié)構(gòu)在國(guó)外先進(jìn)發(fā)動(dòng)機(jī)上得到廣泛應(yīng)用。然而對(duì)于合金化程度較高、塑性儲(chǔ)備較小的合金，如果采用熔焊焊接，焊縫開(kāi)裂傾向比傳統(tǒng)TC4，TA15 等合金大，因此焊接過(guò)程控制難度較大。

國(guó)內(nèi)高溫鈦合金焊接研究基礎(chǔ)相對(duì)薄弱，需要在以下方面開(kāi)展深入研究:1)熔焊條件下焊接過(guò)程的模擬仿真及焊接工藝研究;2)固態(tài)焊接條件下接頭顯微組織、性能與焊接工藝的關(guān)聯(lián)性;接頭損傷變形機(jī)制以及接頭性能調(diào)控工藝研究;3)不同高溫鈦合金材料之間的異材焊接技術(shù);4)焊接接頭的局部熱處理技術(shù);5)焊接殘余應(yīng)力的預(yù)測(cè)、檢測(cè)手段、方法及焊后去應(yīng)力退火工藝研究。

6.2.4 鑄造高溫鈦合金材料及工藝研究

鑄造尤其是精密鑄造技術(shù)是實(shí)現(xiàn)結(jié)構(gòu)輕量化、整體化、低成本制造的另一關(guān)鍵技術(shù)，目前采用鑄造Ti－6Al－4V，Ti6242，BT20 等制作的中介機(jī)匣、風(fēng)扇、高壓壓氣機(jī)機(jī)匣、壓氣機(jī)轉(zhuǎn)子和定子等薄壁整體結(jié)構(gòu)件，已在國(guó)外先進(jìn)發(fā)動(dòng)機(jī)上獲得廣泛應(yīng)用［3，72，92，93］，精密鑄造也是下一代耐高溫鈦基合金γ－TiAl 的主導(dǎo)工藝之一。國(guó)內(nèi)鈦合金鑄造技術(shù)發(fā)展較快，并已應(yīng)用于航空發(fā)動(dòng)機(jī)機(jī)匣等零部件，但與先進(jìn)國(guó)家相比尚存在差距。高溫鈦合金鑄件也可用于航天、汽車(chē)、兵器等領(lǐng)域，因此高溫鈦合金精密鑄造技術(shù)是當(dāng)前及未來(lái)國(guó)內(nèi)需大力發(fā)展的研究領(lǐng)域之一。國(guó)外550℃以下高溫鈦合金的鑄造技術(shù)相對(duì)成熟，鑄造難度較高的是550℃及以上鈦合金。針對(duì)高溫鈦合金精密鑄造的研究現(xiàn)狀及需求，急需開(kāi)展以下研究:1)500℃及以上溫度鑄造鈦合金的性能調(diào)控研究;2)與材料特性關(guān)聯(lián)的鑄造過(guò)程模擬仿真研究;3)薄壁高溫鈦合金鑄件的填充性和變截面鑄件熱裂傾向研究;4)高溫鈦合金澆注工藝研究;5)鑄造缺陷的檢測(cè)、修復(fù)、表征及評(píng)價(jià)技術(shù)。

6.2.5 高溫鈦合金預(yù)合金粉末冶金技術(shù)研究

采用氣體霧化或旋轉(zhuǎn)電極等快速凝固方法制備的預(yù)合金粉，以粉末冶金方法制備坯料或構(gòu)件具有可提高低固溶度彌散相形成元素的過(guò)飽和度、容易引入第二相強(qiáng)化顆粒、β 熱處理組織晶粒尺寸可控、成分分布均勻、晶粒取向更接近隨機(jī)分布等優(yōu)勢(shì)，理論上是破解600℃及以上高溫鈦合金強(qiáng)化、消除保載疲勞敏感性、獲得更佳性能匹配等技術(shù)難題的有效手段。目前該技術(shù)尚未取得重大突破，國(guó)內(nèi)外的研究結(jié)果均表明［2～36，39］，由于存在缺陷、污染或顆粒間未實(shí)現(xiàn)理想的冶金結(jié)合等問(wèn)題，快速凝固粉末冶金高溫鈦合金的綜合性能尚達(dá)不到同成分熱機(jī)械加工合金的水平(塑性和疲勞性能偏低)。盡管如此，快速凝固+粉末冶金技術(shù)仍是未來(lái)高性能鈦合金研究的重要技術(shù)方向之一。

6.2.6 纖維/顆粒增強(qiáng)鈦基復(fù)合材料制備與構(gòu)件一體化制造技術(shù)研究

纖維增強(qiáng)整體葉環(huán)結(jié)構(gòu)應(yīng)用到航空發(fā)動(dòng)機(jī)高溫部位需要采用高溫鈦合金作為基體材料，而高溫鈦合金用于未來(lái)整體葉環(huán)結(jié)構(gòu)也需要纖維增強(qiáng)。因此以高溫鈦合金為基體的纖維/顆粒增強(qiáng)復(fù)合材料制造技術(shù)是高溫鈦合金未來(lái)發(fā)展的重要方向之一，為此需要開(kāi)展以下研究:1)高溫鈦合金的熱擴(kuò)散連接性能、工藝及技術(shù)評(píng)估;2)熱－力耦合作用下高溫鈦合金的顯微組織演變、對(duì)力學(xué)性能的影響及性能優(yōu)化;3)高溫鈦合金基體與纖維增強(qiáng)體的界面反應(yīng)及其對(duì)復(fù)合材料性能的影響;4)復(fù)合材料內(nèi)應(yīng)力的仿真模擬、設(shè)計(jì)及控制研究;5)針對(duì)纖維增強(qiáng)復(fù)合材料制造技術(shù)特點(diǎn)及要求的材料成分調(diào)控研究等。

7 結(jié)語(yǔ)

高溫鈦合金發(fā)展的大趨勢(shì)是由固溶強(qiáng)化為主向有序強(qiáng)化為主發(fā)展(如由正交O 相、α2相和β0相組成的Ti2AlNb 基合金可應(yīng)用于700℃;由γ 相、α2相和β0相組成的TiAl 基合金可用于800℃)，制造工藝由減量(如鍛造)向增量(如3D 打印)方向發(fā)展。這些新材料新工藝也有其固有的局限性，無(wú)法在550 ～650℃這個(gè)重要的工作溫度區(qū)間完全替代固溶強(qiáng)化型高溫鈦合金+鍛造/鑄造這種久經(jīng)考驗(yàn)的技術(shù)路線。在相當(dāng)長(zhǎng)時(shí)間內(nèi)，高溫鈦合金在航空航天領(lǐng)域仍將占據(jù)重要的地位。隨著研究工作的深入和各類技術(shù)問(wèn)題的解決以及應(yīng)用面的拓展，高溫鈦合金的應(yīng)用前景十分廣闊。

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