新一代600℃高溫鈦合金材料的合金設(shè)計(jì)及應(yīng)用展望

蔡建明， 曹春曉

(北京航空材料研究院 先進(jìn)鈦合金航空科技重點(diǎn)實(shí)驗(yàn)室，北京100095)

現(xiàn)代軍用戰(zhàn)斗機(jī)和民用飛機(jī)的優(yōu)異性能在很大程度上依賴于先進(jìn)航空發(fā)動(dòng)機(jī)的應(yīng)用，而發(fā)動(dòng)機(jī)的快速發(fā)展與高溫鈦合金的大量應(yīng)用密切相關(guān)。高溫鈦合金材料是鈦合金研究的重要領(lǐng)域，是一個(gè)國(guó)家鈦合金研究水平和航空技術(shù)發(fā)展水平的重要標(biāo)志。新一代高推重比(10 以上)航空發(fā)動(dòng)機(jī)，其壓氣機(jī)系統(tǒng)的工作條件惡劣，在依靠整體葉盤(blisk)、整體葉環(huán)(bling)、焊接結(jié)構(gòu)等輕量化結(jié)構(gòu)的同時(shí)，對(duì)兼具輕質(zhì)、高強(qiáng)、耐熱、抗氧化等特性的鈦基合金，如600℃高溫鈦合金、Ti2AlNb、TiAl 合金、纖維增強(qiáng)鈦基復(fù)合材料等提出迫切需求及更高的性能要求［1］。與結(jié)構(gòu)鋼、鋁合金、鎳基高溫合金等相比，高溫鈦合金在600℃以下在比強(qiáng)度、比蠕變強(qiáng)度和比疲勞強(qiáng)度方面優(yōu)勢(shì)明顯［2］，以鈦代鎳，在保持相同強(qiáng)度和服役性能的情況下，可減重1.7 倍，這對(duì)提高發(fā)動(dòng)機(jī)的推重比和使用性能效果顯著［3］。超聲速飛行器的發(fā)展對(duì)高溫鈦合金的應(yīng)用也產(chǎn)生濃厚興趣，隨著飛行速度的提高，飛行器表面溫度越來越高，如馬赫數(shù)為6 的飛行器表面溫度已達(dá)650℃以上，因此急需高溫鈦合金用于制造蒙皮、骨架等構(gòu)件。另外，新一代的空天飛機(jī)、超高聲速導(dǎo)彈等，其發(fā)動(dòng)機(jī)及機(jī)體的高溫部件也急需高耐熱性的鈦合金。

高溫鈦合金研究的努力方向一直是致力于提高其使用溫度，即提高熱強(qiáng)性，同時(shí)合金須保持良好的熱動(dòng)力學(xué)穩(wěn)定性，即保證部件在設(shè)計(jì)壽命期內(nèi)保持持續(xù)的物理和力學(xué)性能。評(píng)價(jià)金屬材料使用溫度的性能指標(biāo)主要是高溫蠕變抗力、持久壽命和疲勞強(qiáng)度，即期望在高溫、長(zhǎng)時(shí)、大應(yīng)力的作用下，鈦合金及其部件產(chǎn)生的殘余蠕變變形盡量小，持久壽命盡量長(zhǎng)，疲勞強(qiáng)度盡量高。經(jīng)過60年的發(fā)展，通過對(duì)合金化、制造工藝、組織控制等的不斷優(yōu)化，鈦合金的長(zhǎng)時(shí)使用溫度從以Ti－6Al－4V 為代表的350℃提高到了目前的600℃，600℃被認(rèn)為是傳統(tǒng)鈦基合金的“熱障”溫度，進(jìn)一步提高其工作溫度受到蠕變、持久、組織穩(wěn)定性、表面抗氧化、熱鹽應(yīng)力腐蝕等性能的限制［4］。在550 ～600℃以上，與最為典型的IN718(GH4169)高溫合金相比，盡管600℃高溫鈦合金的低周疲勞強(qiáng)度與密度比值、抵抗裂紋擴(kuò)展性能方面優(yōu)越，但比強(qiáng)度和比蠕變強(qiáng)度方面已沒有明顯優(yōu)勢(shì)［5］。國(guó)外典型的600℃高溫鈦合金有英國(guó)的IMI834、美國(guó)Ti－1100、俄羅斯的BT36 和BT41，其中唯有IMI834 在航空發(fā)動(dòng)機(jī)上成功獲得批量應(yīng)用。上述600℃高溫鈦合金均以Ti－Al－Sn－Zr－Mo－Si 作為主成分系，差異之處在于合金化含量以及加入其他β 穩(wěn)定元素，如IMI834 加Nb，BT36 加W。十余年來，國(guó)內(nèi)幾家科研院所在600℃高溫鈦合金方面進(jìn)行了大量研究，經(jīng)歷從仿制到國(guó)際合作和自主研制的過程，研發(fā)各具特色成分和性能的600℃高溫鈦合金，并在航空發(fā)動(dòng)機(jī)、導(dǎo)彈等裝備上獲得試用。

本工作綜述世界各國(guó)600℃高溫鈦合金的發(fā)展歷程，指出600℃高溫鈦合金研制的技術(shù)瓶頸和難點(diǎn)，重點(diǎn)介紹基于當(dāng)量設(shè)計(jì)準(zhǔn)則及擴(kuò)散理論設(shè)計(jì)的新一代600℃高溫鈦合金TA29 合金的研究進(jìn)展，展望了該合金在未來先進(jìn)航空發(fā)動(dòng)機(jī)、超聲速飛行器等領(lǐng)域的應(yīng)用前景。

1 國(guó)內(nèi)外600℃高溫鈦合金的發(fā)展歷程及應(yīng)用概況

自20 世紀(jì)50年代始，高溫鈦合金研究快速發(fā)展，英國(guó)、美國(guó)、俄羅斯、中國(guó)等開發(fā)幾十余個(gè)在不同條件下使用的高溫鈦合金材料，其中較為典型的合金如表1 所示，表中還給出根據(jù)經(jīng)驗(yàn)性的Mo 當(dāng)量公式(1)和Al 當(dāng)量公式(2)計(jì)算得到的相應(yīng)的Mo當(dāng)量(［Mo］eq)和Al 當(dāng)量(［Al］eq)。

表1 各國(guó)典型的高溫鈦合金Table 1 Principle high temperature titanium alloys developed in the world

英國(guó)有自己獨(dú)立的高溫鈦合金體系，主要由帝國(guó)金屬工業(yè)公司(IMI)引進(jìn)和研制，擁有一系列不同溫度級(jí)別的高溫鈦合金，在英國(guó)Rolls－Royce 發(fā)動(dòng)機(jī)公司(以下簡(jiǎn)稱RR)和歐洲其他公司的航空發(fā)動(dòng)機(jī)上得到了廣泛應(yīng)用。先后主要開發(fā)和應(yīng)用的合金有IMI318，IMI550，IMI679，IMI685，IMI829，IMI834和Ti－6242S 等。其中，最為獨(dú)特的是IMI685 和IMI829 合金葉片和盤件摒棄了傳統(tǒng)的α +β 熱處理工藝，而采用β 熱處理工藝得到細(xì)小片層組織，最大限度地發(fā)掘了合金的高溫蠕變抗力和提高了損傷容限特性，實(shí)現(xiàn)了從α +β 加工向β 加工的重大工藝轉(zhuǎn)變，成功應(yīng)用于RB199，RB211 等發(fā)動(dòng)機(jī)。通過控制熱機(jī)械處理工藝參數(shù)，抑制β 晶粒過度長(zhǎng)大，將盤鍛件的β 晶粒尺寸控制在0.5 ～0.75mm 以下，最大不得超過1.5mm［6］。1984年，IMI 推出最高耐熱溫度為600℃的IMI834 合金，該合金是冶金、原材料質(zhì)量控制、熔煉以及熱機(jī)械處理工藝綜合發(fā)展及先進(jìn)技術(shù)集成的典范。與IMI829 相比，IMI834的抗拉強(qiáng)度提高了10%，耐熱溫度提高了50℃。值得指出的是，IMI834 鍛件最終使用狀態(tài)的組織為雙態(tài)組織，以實(shí)現(xiàn)在600℃下蠕變與疲勞的良好匹配［7］。與GH4169 相比，在550℃以下，IMI834 合金具有更高的比強(qiáng)度、更優(yōu)的低周疲勞性能和更低的疲勞裂紋擴(kuò)展速率，因此，IMI834 可以很好地滿足航空發(fā)動(dòng)機(jī)轉(zhuǎn)動(dòng)部件在550℃高溫環(huán)境下長(zhǎng)時(shí)使用的要 求［8］。目 前IMI834 在EJ200、Trent 系 列、PW305、PW150 等發(fā)動(dòng)機(jī)上得到應(yīng)用［9］，在Trent700發(fā)動(dòng)機(jī)中，高壓壓氣機(jī)的6 級(jí)軸流式轉(zhuǎn)子采用了IMI834 鈦合金整體焊接結(jié)構(gòu)，在Trent800 發(fā)動(dòng)機(jī)上，因高壓壓氣機(jī)運(yùn)行溫度更高，前3 級(jí)采用了IMI834，后3 級(jí)采用了Ni 基合金。

美國(guó)于20 世紀(jì)50年代初期開發(fā)了Ti－6Al－4V合金，到目前為止，該合金仍是在航空領(lǐng)域應(yīng)用最廣的鈦合金，各國(guó)均仿制了該合金，對(duì)應(yīng)牌號(hào)為:IMI318(英)、BT6(俄)、TC4(中)，在航空發(fā)動(dòng)機(jī)中主要應(yīng)用于風(fēng)扇和低壓壓氣機(jī)的葉片、盤、機(jī)匣等。隨后研制了不同型號(hào)發(fā)動(dòng)機(jī)使用的高溫鈦合金，如Ti－8Al－1Mo－1V，Ti－17，Ti－6242，Ti－6242S，Ti－6246 和Ti－1100 等。1988年，在Ti－6242S 合金成分的基礎(chǔ)上，TIMET 公司經(jīng)過成分優(yōu)化，推出能在593℃(1100 ℉)長(zhǎng)期使用的Ti－1100。合金嚴(yán)格控制雜質(zhì)含量，O 含量控制在0. 07%左右，F(xiàn)e 含量控制在0.015% ～0.02%，并采用β 鍛+直接時(shí)效的工藝，保證高的蠕變抗力及足夠的塑性［10］。其β 鍛時(shí)的加熱溫度略低于硅化物的溶解溫度，以防止晶粒的快速長(zhǎng)大，獲得細(xì)晶的片層組織，使強(qiáng)度、蠕變、疲勞、裂紋擴(kuò)展等性能良好匹配［11］。

俄羅斯高溫鈦合金材料體系比較完整，在不同溫度級(jí)別有2 到3個(gè)各具特色可供選擇的高溫鈦合金牌號(hào)，生產(chǎn)使用經(jīng)驗(yàn)豐富。在俄羅斯航空發(fā)動(dòng)機(jī)上已獲得廣泛應(yīng)用的典型合金有BT3－1，BT8，BT9，BT25，BT25y 和BT18y 等，其中BT18y 的長(zhǎng)時(shí)耐熱溫度可達(dá)550 ～600℃，已應(yīng)用于蘇27 戰(zhàn)斗機(jī)的АЛ－31Ф 發(fā)動(dòng)機(jī)高壓壓氣機(jī)的4 ～6 級(jí)盤、4、5 級(jí)轉(zhuǎn)子葉片［12］。另外，俄羅斯研制了新一代的600℃高溫鈦合金B(yǎng)T36 和BT41，其耐熱能力均優(yōu)于BT18y，但到目前為止，還未實(shí)際工程應(yīng)用。近年來，俄中合作開展了耐熱性更強(qiáng)的高溫鈦合金B(yǎng)TX 的聯(lián)合研制，試制了餅坯、葉片等典型件，熱強(qiáng)性能優(yōu)異，研究結(jié)果良好。

我國(guó)高溫鈦合金的發(fā)展前期以仿制為主。在尊重原設(shè)計(jì)原則的指導(dǎo)下，每引進(jìn)一個(gè)型號(hào)的航空產(chǎn)品，就仿制一大批相應(yīng)國(guó)家航空產(chǎn)品的鈦合金，致使不同牌號(hào)同等性能水平的鈦合金重復(fù)仿制和生產(chǎn)，但大多數(shù)合金存在性能數(shù)據(jù)不全、單一牌號(hào)生產(chǎn)量少、材質(zhì)一致性均勻性穩(wěn)定性不足等狀況。前述美國(guó)、俄羅斯鈦合金牌號(hào)中，大部分我國(guó)仿制過，并有相應(yīng)牌號(hào)，如Ti－8Al－1Mo－1V 對(duì)應(yīng)TA11，Ti－17 對(duì)應(yīng)TC17，Ti－6242S 對(duì)應(yīng)TA19，Ti－6246 對(duì)應(yīng)TC19，BT3－1 對(duì)應(yīng)TC6，BT9 對(duì)應(yīng)TC11，BT25 對(duì)應(yīng)TC25 等。目前也曾用國(guó)內(nèi)已有合金替代國(guó)外相近性能合金的例子，如引進(jìn)RR 公司斯貝MK202 發(fā)動(dòng)機(jī)時(shí)，用TC11成功替代IMI679。同時(shí)，我國(guó)也開始鈦合金的自主研制?！鞍宋濉逼陂g，金屬所、航材院等單位聯(lián)合開展550℃高溫鈦合金的研制，推出Ti55 合金(即TA12)，其主要成分特點(diǎn)是加入0.85%(質(zhì)量分?jǐn)?shù))稀土元素Nd，熔煉時(shí)在鈦液中Nd 與O 反應(yīng)，形成與基體非共格、彌散分布的富Nd，O 的稀土氧化物相，凈化鈦液。稀土氧化物會(huì)殘留在鈦液中，并在隨后凝固時(shí)滯留于鈦錠中?！熬盼濉逼陂g，航材院和金屬所沿著Ti55 合金的設(shè)計(jì)思路，進(jìn)一步調(diào)整和優(yōu)化成分，開展600℃高溫鈦合金的材料研究和應(yīng)用研究。隨著工業(yè)鑄錠制備、盤件制造、零件焊接等研究工作的不斷深入，稀土相的負(fù)面作用浮現(xiàn)并被逐漸認(rèn)可，主要表現(xiàn)為在有些條件下稀土相尺寸粗大、分布不均、容易聚集成團(tuán)，會(huì)降低可焊性和疲勞強(qiáng)度。為此，最終放棄在高溫鈦合金中添加稀土元素的思路，針對(duì)先進(jìn)航空發(fā)動(dòng)機(jī)對(duì)材料新的和更高的設(shè)計(jì)要求，通過微創(chuàng)新，開展新一代600℃高溫鈦合金的合金化設(shè)計(jì)、制造工藝優(yōu)化設(shè)計(jì)、錠型擴(kuò)大、大規(guī)格棒材制備、大尺寸整體葉盤鍛件制造、零部件機(jī)械加工工藝及檢測(cè)等研究。

2 600℃高溫鈦合金性能要求及技術(shù)難點(diǎn)

隨著航空航天先進(jìn)裝備的發(fā)展，對(duì)發(fā)動(dòng)機(jī)材料使用溫度及高溫力學(xué)性能的要求越來越高，開發(fā)具有更高使用溫度的高溫鈦合金材料勢(shì)在必行。目前，600℃高溫鈦合金在500 ～600℃區(qū)間具有優(yōu)異的熱強(qiáng)性和疲勞性能，具有替代GH4169 制造發(fā)動(dòng)機(jī)壓氣機(jī)的高壓段部件的實(shí)力，有利于提高發(fā)動(dòng)機(jī)的推重比。

航空發(fā)動(dòng)機(jī)壓氣機(jī)高溫段輪盤、葉片等轉(zhuǎn)動(dòng)件，要求材料在高溫服役環(huán)境下具有足夠的蠕變抗力、高低周疲勞強(qiáng)度、組織穩(wěn)定性及抗氧化能力。對(duì)于輪盤類部件，為了保證其長(zhǎng)時(shí)安全使用，應(yīng)滿足如下設(shè)計(jì)準(zhǔn)則:足夠的應(yīng)力儲(chǔ)備、防止輪盤破裂、防止有害變形、足夠的低循環(huán)疲勞壽命、有初始裂紋及內(nèi)部缺陷后仍有足夠的裂紋擴(kuò)展壽命、防止有害的盤－片耦合共振與振動(dòng)、防止輪盤屈曲，其中，防止過量的蠕變變形和足夠高的低循環(huán)疲勞壽命對(duì)于高溫部件最為關(guān)鍵［13］。在400℃以下，常規(guī)鈦合金具有足夠的蠕變抗力，在使用過程中一般表現(xiàn)為以疲勞破壞為主的失效模式;而在400℃以上，隨著使用溫度的提高，蠕變性能愈來愈成為制約鈦合金使用性能和使用壽命的關(guān)鍵因素，還應(yīng)考慮蠕變與疲勞、環(huán)境的交互作用。過量的蠕變變形會(huì)引起葉片與機(jī)匣間的摩擦，易引發(fā)“鈦火”。美國(guó)軍用航空發(fā)動(dòng)機(jī)通用規(guī)范JSGS－87231A，要求盤件設(shè)計(jì)應(yīng)力不應(yīng)超過金屬工作溫度及其工作時(shí)間下發(fā)生0.1%殘余蠕變變形對(duì)應(yīng)的強(qiáng)度，或者輪緣直徑伸長(zhǎng)率不超過0.127mm。英國(guó)RR 公司《斯貝MK202 發(fā)動(dòng)機(jī)應(yīng)力標(biāo)準(zhǔn)》(EGD－3)要求:發(fā)動(dòng)機(jī)部件在給定的工作溫度和工作應(yīng)力下蠕變變形不超過0.1%。這些要求充分表明蠕變性能控制對(duì)于高溫段部件的重要性。

600℃高溫鈦合金的發(fā)展是一個(gè)不斷認(rèn)識(shí)和設(shè)法解決其高溫蠕變性能與熱穩(wěn)定性本質(zhì)矛盾的過程。1970年，Rosenberg 提出著名的鋁當(dāng)量經(jīng)驗(yàn)公式，為高溫鈦合金的成分設(shè)計(jì)確定了實(shí)用的設(shè)計(jì)準(zhǔn)則，為協(xié)調(diào)蠕變性能和組織穩(wěn)定性的矛盾帶來很大方便［14］。為了最大限度地提高鈦合金的高溫蠕變性能，同時(shí)保證良好的熱穩(wěn)定性，目前一般采用多元復(fù)合強(qiáng)化的合金化方式，即在Ti 基體中加入較高含量的Al，Sn，Zr，即得到較高的［Al］eq，以抑制α 基體中α2相和硅化物的過量沉淀析出，防止惡化塑性和應(yīng)力腐蝕性能［15，16］，［Al］eq不宜超過9%;同時(shí)，盡量減少對(duì)蠕變有害的β 穩(wěn)定元素如Mo，Nb，F(xiàn)e，Cr和Ni 等的含量，即保持較低的［Mo］eq。鈦合金的α和β 相，因BCC 結(jié)構(gòu)的β 相晶體致密度較小，原子有較大活性，較HCP 結(jié)構(gòu)的α 相更易擴(kuò)散，因此，600℃高溫鈦合金設(shè)計(jì)以α 相為主，配以少量的β相，合金類型為近α 型。其優(yōu)點(diǎn)是:組織穩(wěn)定、在600℃以下具有良好的抗氧化能力、良好的焊接性能、高的熱強(qiáng)性以及高的比強(qiáng)度;但近α 型合金存在固有的缺點(diǎn)，如低的拉伸塑性和熱穩(wěn)定性、中等的抗拉強(qiáng)度、對(duì)氫脆的敏感性、鍛造變形更為困難的低工藝塑性、在特定使用條件下有燃燒的可能性等。盡管近α 型合金有這些不足，但目前還沒有更合適的材料替代它制造航空發(fā)動(dòng)機(jī)壓氣機(jī)零部件。對(duì)于承受大應(yīng)力的發(fā)動(dòng)機(jī)轉(zhuǎn)動(dòng)件，取決于其使用溫度、受力條件和使用壽命等，應(yīng)確保所用合金具有最優(yōu)的高溫蠕變性能，同時(shí)其他性能必要的下限，如足夠的抗拉強(qiáng)度、持久強(qiáng)度、疲勞強(qiáng)度、斷裂韌度、可接受的工藝塑性等?；谏鲜龇治隹芍?00℃高溫鈦合金從合金化、熱工藝等角度來大幅提高熱強(qiáng)性的潛力很小，研究工作重心應(yīng)放在合金成分的精細(xì)控制、熱加工工藝優(yōu)化等方面。設(shè)計(jì)選材方面，不再是一味追求高的抗拉強(qiáng)度、塑性指標(biāo)等，更應(yīng)重視在實(shí)際使用條件下使用性能的研究以及材料、鍛件、零件的冶金質(zhì)量控制、組織均勻性控制、殘余應(yīng)力控制等。

為優(yōu)化600℃高溫鈦合金的熱強(qiáng)性，往往采用高Al 含量和多元復(fù)雜合金化的方式來實(shí)現(xiàn)。600℃高溫鈦合金多元復(fù)雜的合金化，給大型工業(yè)鑄錠成分均勻化及雜質(zhì)含量的控制帶來難度。近α 型合金的鍛造工藝性能相對(duì)較差，表現(xiàn)為變形抗力大、工藝塑性低、坯料表面容易開裂，而且在α +β 區(qū)的變形溫度范圍窄小，且隨著變形溫度的下降，變形抗力急劇增大。為此，根據(jù)600℃高溫鈦合金的鍛造工藝性能特點(diǎn)，應(yīng)綜合優(yōu)化變形工藝，盡量采用超高溫開坯鑄錠，坯料反復(fù)鐓拔時(shí)應(yīng)嚴(yán)格控制變形溫度、變形量、變形速率及終鍛溫度等，模鍛采用α +β 區(qū)等溫鍛或熱模鍛工藝，通過降低變形速率，有效促進(jìn)鍛件外形尺寸的精益控制及鍛件內(nèi)部組織均勻性的改善和組織細(xì)化，另外，可減小普通模鍛時(shí)高的流變應(yīng)力，避免絕熱溫升及錘面對(duì)鍛坯表面因激冷作用而產(chǎn)生變形死區(qū)和不均勻變形的缺點(diǎn)。模鍛時(shí)使用合適的玻璃潤(rùn)滑劑，以避免鍛坯加熱時(shí)表面的過度氧化，還可促進(jìn)模鍛時(shí)較均勻的金屬流動(dòng)。

3 新一代600℃高溫鈦合金的合金設(shè)計(jì)

合金設(shè)計(jì)的概念不局限于合金化成分設(shè)計(jì)，還包含加工工藝設(shè)計(jì)、組織設(shè)計(jì)與控制等［17］。需要通過結(jié)構(gòu)設(shè)計(jì)、強(qiáng)度設(shè)計(jì)、材料研究、應(yīng)用研究、工程化研究之間的有機(jī)結(jié)合和相互促進(jìn)，研制出符合設(shè)計(jì)所需性能的新合金。

大部分高溫鈦合金含有4 ～7 種合金化元素，再加上不可避免的雜質(zhì)元素，實(shí)際鈦合金是一個(gè)極為復(fù)雜的體系，采用理論與實(shí)驗(yàn)相結(jié)合的方法探討合金的相結(jié)構(gòu)、組織結(jié)構(gòu)、力學(xué)性能等是合金設(shè)計(jì)的有效途徑。基于已有高溫鈦合金成熟科學(xué)的理論知識(shí)、生產(chǎn)和使用實(shí)踐經(jīng)驗(yàn)，找出合金設(shè)計(jì)與發(fā)展的規(guī)律，綜合考慮合金設(shè)計(jì)、力學(xué)性能、制造工藝等的可實(shí)現(xiàn)性，遵循先進(jìn)科學(xué)的設(shè)計(jì)準(zhǔn)則，如損傷容限設(shè)計(jì)、可靠度設(shè)計(jì)、概率壽命設(shè)計(jì)等，逐步改進(jìn)和提高材料性能，設(shè)計(jì)并制造出符合要求的新合金。在提高鈦合金各項(xiàng)性能的過程中，合金化是最主要的手段之一，同時(shí)兼顧結(jié)構(gòu)設(shè)計(jì)選材、材料和部件制造工藝技術(shù)，促進(jìn)設(shè)計(jì)、材料、應(yīng)用三者的有機(jī)融合，實(shí)現(xiàn)成分創(chuàng)新與工藝創(chuàng)新，強(qiáng)調(diào)合金的力學(xué)性能、工藝性能等的綜合平衡。

從上述分析可知，600℃高溫鈦合金應(yīng)首先具有高的熱強(qiáng)性，兼顧其他力學(xué)性能。高溫鈦合金的熱強(qiáng)化途徑主要是固溶強(qiáng)化和沉淀強(qiáng)化，國(guó)外幾個(gè)主要的600℃高溫鈦合金盡管其成分有所差別，但采用相同的合金系，即Ti－Al－Sn－Zr－Mo－Si 系，以α 相的固溶強(qiáng)化作用為主，適當(dāng)利用彌散析出的α2相和硅化物的沉淀強(qiáng)化作用，并通過合金化來提高β 轉(zhuǎn)變溫度(Tβ)，從而提高熱強(qiáng)性和抗氧化能力，把α－Ti的固溶強(qiáng)化作用發(fā)揮到極致。對(duì)于高溫鈦合金，熱強(qiáng)性優(yōu)劣不決定于合金的熔化溫度，而與Tβ密切相關(guān)，提高Tβ有助于改善熱強(qiáng)性。但受［Al］eq的限制，而且Ti 的α 穩(wěn)定元素實(shí)際上只有Al，O 和N 這三個(gè)元素，因此合金化提高Tβ到一定數(shù)值時(shí)就到了極限。但是可以利用合金元素對(duì)Ti 的α 與β 相的穩(wěn)定作用特點(diǎn)，改變組織形貌，并利用微合金化、雜質(zhì)含量控制等手段提高熱強(qiáng)性。

圖1 給出表1 對(duì)應(yīng)的典型高溫鈦合金在［Mo］eq－［Al］eq坐標(biāo)圖中的位置。隨著鈦合金使用溫度的提高，［Mo］eq呈逐漸下降趨勢(shì)，而［Al］eq則保持在8% ～9%的范圍內(nèi)。對(duì)于在600℃下長(zhǎng)期使用的鈦合金，為了實(shí)現(xiàn)最佳的力學(xué)性能匹配，應(yīng)遵循當(dāng)量準(zhǔn)則是:［Al］eq控制在8.5% ～9%，［Mo］eq控制在0.5% ～1%。為了兼顧蠕變、疲勞、熱穩(wěn)定性等，600℃高溫鈦合金合金化的選擇余地相當(dāng)小，為了最大限度地改善合金的高溫蠕變抗力，在遵循上述當(dāng)量準(zhǔn)則的前提下，應(yīng)尋求新的合金化途徑。

圖1 典型高溫鈦合金在［Mo］eq－［Al］eq坐標(biāo)圖中的位置(編號(hào)與表1 的序號(hào)相同)Fig.1 Corresponding position of each high temperature titanium alloy in the［Mo］eq－［Al］eq Cartesian coordinate (in which the number of the alloy is same as that in Table 1)

為保證600℃高溫鈦合金良好的組織穩(wěn)定性，須抑制高溫長(zhǎng)時(shí)環(huán)境下α2相及硅化物顆粒的過量析出，α2相及硅化物的析出會(huì)嚴(yán)重降低合金的塑性。為此，應(yīng)將Al 含量控制在6%左右，中性元素Sn 和Zr 含量分別控制在3% ～5%，Si 含量控制在0.3% ～0.5%，最大限度地發(fā)揮α 相的固溶強(qiáng)化能力，適當(dāng)利用α2和硅化物相的沉淀強(qiáng)化作用。已有大量文獻(xiàn)介紹Al，Sn 和Zr 對(duì)Ti 的作用，其對(duì)高溫鈦合金各種性能的影響及其含量基本固定，在此不再贅述。要進(jìn)一步發(fā)展600℃高溫鈦合金，合金化應(yīng)從β 穩(wěn)定元素的選擇及含量控制、雜質(zhì)元素的含量控制著手進(jìn)行成分的優(yōu)化設(shè)計(jì)，選擇能降低α－Ti自擴(kuò)散速率以及在Ti 中擴(kuò)散速率小的元素。

在諸多Ti 常用的β 穩(wěn)定元素中，對(duì)β 相的穩(wěn)定化作用從強(qiáng)到弱的排列順序?yàn)?Fe ＞Cr ＞Mn ＞Ni ＞Co ＞Mo ＞V ＞W(wǎng) ＞Nb ＞Ta。其中:Fe，Ni 和Co 在Ti中具有超常的快擴(kuò)散特征，是α－Ti 自擴(kuò)散系數(shù)的103～105倍，而且平行于α－Ti 的c 軸方向的擴(kuò)散系數(shù)(D//)要大于垂直于c 軸方向的擴(kuò)散系數(shù)(D⊥)，兩者差2 ～5 倍［18］，這可能與Fe，Ni，Co 在Ti 中以間隙擴(kuò)散機(jī)制或離解擴(kuò)散機(jī)制為主有關(guān)，這對(duì)于以位錯(cuò)交滑移和攀移機(jī)制為主的蠕變變形來說是非常不利的［19，20］。Cr，Mn 在Ti 中擴(kuò)散也快，在α－Ti 中的擴(kuò)散速率比Fe，Co，Ni 慢2個(gè)數(shù)量級(jí)左右，但比α－Ti的自擴(kuò)散速率仍高102～103倍，也屬于快擴(kuò)散元素［21］，而且高溫時(shí)效時(shí)析出TiCr2，TiMn 化合物，引起塑性急劇下降。Mo 和V 是Ti 最為常用的β 穩(wěn)定元素，但是，V 的加入會(huì)降低Ti 的高溫抗氧化和高溫蠕變抗力。因此，對(duì)于600℃高溫鈦合金來說，綜合考慮β 穩(wěn)定元素在Ti 中的擴(kuò)散能力、固溶強(qiáng)化能力、對(duì)β 相的穩(wěn)定化作用和對(duì)抗氧化能力的影響等因素，可供選擇的β 穩(wěn)定元素只有Mo，W，Nb 和Ta這4個(gè)難熔金屬元素。

Mo，W，Nb 和Ta 具有很多相似之處，如均為體心立方結(jié)構(gòu)(BCC)，且這種結(jié)構(gòu)可以從室溫一直保持到熔點(diǎn)。Mo 是Ti 較強(qiáng)的β 穩(wěn)定元素，顯著降低Tβ，根據(jù)Ti－Mo 二元相圖［22］，Mo 在α－Ti 中的固溶度較小，在600℃時(shí)≤0.8%，當(dāng)Mo 含量超出其極限固溶度后，除少量固溶于α－Ti 中，主要形成β 相，且能保留到室溫。另外，在Ti 中加Mo 會(huì)惡化可焊性。W 是Ti 的共析型β 穩(wěn)定元素，在α－Ti 中具有很小的固溶度，而且在740℃時(shí)形成的含W 的β 相會(huì)發(fā)生偏析反應(yīng)，引起冶金穩(wěn)定性的下降。Nb 和Ta 是Ti 較弱的β 穩(wěn)定元素，與Ti 具有相近的原子半徑和負(fù)電性，在α－Ti 中具有較大的固溶度，如600℃時(shí)，Nb 在α－Ti 中的極限固溶度為4%，Ta 在α－Ti 中的極限固溶度為11%。當(dāng)加入較高含量的Nb 和Ta，大多固溶于α 相中，生成的β 相含量很少，起到很好的固溶強(qiáng)化作用，并使固溶體保持較高的塑性。另外，Ta 不會(huì)與Ti 中的其他合金元素發(fā)生反應(yīng)［23］。加入Nb 和Ta 可以改善Ti 的高溫抗氧化性［24］。Nb和Ta 在α－Ti 中的擴(kuò)散系數(shù)很小，如在600℃時(shí)，Ta在α－Ti 中的擴(kuò)散系數(shù)是α－Ti 自擴(kuò)散系數(shù)的1/10?；谏鲜鲈?，采用Nb 和Ta 作為新一代600℃高溫鈦合金的主合金化元素，代替已有其他600℃高溫鈦合金常加入的強(qiáng)β 穩(wěn)定元素Mo，不僅可以保證合金有最佳的高溫蠕變抗力，較高的疲勞強(qiáng)度、斷裂韌度，還能保持足夠的塑性、熱穩(wěn)定性。

Si 是高溫鈦合金一個(gè)主要合金化元素，幾乎所有高溫鈦合金中都含有0.1% ～0.5%的Si。當(dāng)Si完全固溶于α 基體，因Si 與Ti 原子的尺寸差異引起溶質(zhì)原子與位錯(cuò)之間的彈性交互作用，容易形成Cottrell 氣團(tuán)，當(dāng)Si 超出固溶度極限會(huì)以S1 或S2 型硅化物沉淀析出，這兩種硅化物均會(huì)強(qiáng)烈釘扎位錯(cuò)運(yùn)動(dòng)，阻滯位錯(cuò)的滑移和攀移，從而顯著改善高溫蠕變性能［25］。高溫下，沉淀相對(duì)位錯(cuò)運(yùn)動(dòng)阻滯作用更為顯著，IMI550 是利用這一作用成功研制的典范。加Si 的理念為英國(guó)和俄羅斯設(shè)計(jì)高溫鈦合金時(shí)所采用。美國(guó)起初不太看好加Si，認(rèn)為加Si 影響塑性，后經(jīng)大量研究，逐漸認(rèn)可Si 的有益作用，并將Ti－6242 改型為Ti－6242S，名義Si 含量為0.08%，在Ti－1100 合金設(shè)計(jì)時(shí)甚至加入0.45%的Si。Si 的加入可少許改善合金的抗氧化性。在鈦合金中加入Zr，當(dāng)Zr 與Si 的比值約為10 ∶1 時(shí)，由于Zr 降低HCP 結(jié)構(gòu)α 相和S2 型(TiZr)6Si3硅化物之間因晶體結(jié)構(gòu)不匹配引起的高應(yīng)變能，還能降低硅化物形核激活能，在時(shí)效和熱暴露過程中，有助于促進(jìn)硅化物的均勻細(xì)小彌散析出，對(duì)提高蠕變性能和強(qiáng)度有利［26］。

近α 型鈦合金一般存在α+β 區(qū)加工工藝窗口窄的缺點(diǎn)，不利于在α +β 區(qū)上部變形或熱處理時(shí)的溫度精確控制。通過加入固溶度范圍內(nèi)微量C元素，可以有效擴(kuò)大近α 型鈦合金α +β 區(qū)上部的工藝窗口，即降低初生α 體積分?jǐn)?shù)隨溫度的變化速率，擴(kuò)大α+β 區(qū)上部的溫度范圍［27］。IMI834 通過加入0.06%的C，在α+β 區(qū)上部進(jìn)行固溶處理，可以很好地將初生α 相含量控制在10% ～15%范圍內(nèi)，確保強(qiáng)度、韌性、疲勞和蠕變的合理匹配。

對(duì)于600℃高溫鈦合金這樣的極限合金化的材料，雜質(zhì)元素含量的控制至關(guān)重要，特別是Ti 中常伴隨的Fe，O 和N 等。為提高高溫蠕變抗力，應(yīng)控制Fe 含量在0.05%以下。盡管增加O 和N 可提高抗拉強(qiáng)度，但為提高塑性、蠕變、熱穩(wěn)定性和損傷容限性能，應(yīng)控制O 含量＜0.1%，N 含量＜0.01%。

基于當(dāng)量設(shè)計(jì)準(zhǔn)則和蠕變擴(kuò)散機(jī)制，通過評(píng)估常用β 穩(wěn)定元素在α－Ti 中的溶解特性及對(duì)β 相的穩(wěn)定作用，為了最大限度地提高鈦合金的高溫蠕變性能，并兼顧疲勞、損傷容限、塑性、熱穩(wěn)定性等，設(shè)計(jì)了新一代600℃高溫鈦合金的合金化體系，即:Ti－Al－Sn－Zr－Nb－Ta－Si－C 系，嚴(yán)格控制雜質(zhì)元素含量，F(xiàn)e控制在0.02%以下，O 控制在0.05% ～0.07%，實(shí)現(xiàn)合金鑄錠成分的高純化。在該合金的研制生產(chǎn)過程中，曾用過TG6，Ti60 等名稱［28］，2013年，經(jīng)全國(guó)有色金屬標(biāo)準(zhǔn)化技術(shù)委員會(huì)牌號(hào)注冊(cè)，正式命名為TA29 鈦合金。TA29 鈦合金成分最大特點(diǎn)是采用Nb 和Ta 兩個(gè)弱β 穩(wěn)定元素進(jìn)行合金化，它們?cè)讦粒璗i 中具有較大的固溶度，可增強(qiáng)α 相的固溶強(qiáng)化作用，有助于改善高溫抗氧化能力，提高熱穩(wěn)定性。低Fe、低O 的高純化，保證了合金良好的蠕變抗力和熱穩(wěn)定性。通過加入微量C，擴(kuò)大了α +β 區(qū)上部的工藝窗口，使合金具有更好的工藝適應(yīng)性，滿足工業(yè)批產(chǎn)的工藝控制要求。

表2 列出了TA29 與其他600℃高溫鈦合金的［Al］eq、［Mo］eq、電子濃度和Tβ，可以看出，TA29 具有適中的［Al］eq和較低的［Mo］eq，保證了合金優(yōu)良的綜合力學(xué)性能。另外，與其他合金相比，TA29 具有最高的Tβ，保證其優(yōu)異的熱強(qiáng)性。

表2 600℃高溫鈦合金的［Al］eq、［Mo］eq、電子濃度和TβTable 2 ［Al］eq，［Mo］eq，electron concentration and Tβ of 600℃high temperature titanium alloys

從2000年開始至今，歷經(jīng)成分探索、實(shí)驗(yàn)室小錠熔煉到工業(yè)化鑄錠熔煉的漸進(jìn)式研究，通過合金成分、熔煉、鍛造、熱機(jī)械處理、機(jī)加工等工藝參數(shù)的不斷優(yōu)化，在工業(yè)條件下，實(shí)現(xiàn)了從原材料選擇、3噸型工業(yè)鑄錠熔煉、φ300mm 大規(guī)格棒材制備、大尺寸整體葉盤鍛件制備到整體葉盤零件機(jī)加工、檢測(cè)檢驗(yàn)、表面處理等全程制造，突破諸多關(guān)鍵技術(shù)，工藝穩(wěn)定，性能優(yōu)越。采用五坐標(biāo)數(shù)控加工技術(shù)生產(chǎn)的整體葉盤零件，其外形尺寸、靜平衡、熒光、X 射線、表面殘余應(yīng)力等檢測(cè)結(jié)果均符合設(shè)計(jì)要求，葉盤零件通過某發(fā)動(dòng)機(jī)的超轉(zhuǎn)、低循環(huán)疲勞、葉片振動(dòng)疲勞的強(qiáng)度考核試驗(yàn)。形成TA29 鈦合金材料、鍛件標(biāo)準(zhǔn)及工藝規(guī)范，實(shí)現(xiàn)了從實(shí)驗(yàn)室研制向工業(yè)化小批生產(chǎn)的跨越，TA29 鈦合金大規(guī)格棒材、整體葉盤鍛件和零件已具備小批生產(chǎn)能力。應(yīng)某航天某導(dǎo)彈等型號(hào)的設(shè)計(jì)要求，研制了TA29 鈦合金寬幅薄板(1.5 ～2.5mm)、大型壓氣機(jī)鑄件、舵芯鍛件等，均取得了滿意的效果。

4 TA29 鈦合金的力學(xué)性能特點(diǎn)

TA29 鈦合金是針對(duì)先進(jìn)高推重比航空發(fā)動(dòng)機(jī)的設(shè)計(jì)要求而研發(fā)的，主要用于高壓壓氣機(jī)高溫段輪盤、葉片、整體葉盤、機(jī)匣等長(zhǎng)時(shí)使用溫度達(dá)600℃的部件，因TA29 在620℃仍具有良好的蠕變抗力，在其他性能滿足設(shè)計(jì)要求時(shí)，可延伸至620℃左右長(zhǎng)期使用。TA29 鈦合金在750 ～800℃仍能保持較高的抗拉強(qiáng)度，可在此溫度區(qū)間短時(shí)使用。TA29 鈦合金的密度為4.6g/cm3;其他物理性能參數(shù)，如熱擴(kuò)散率、比熱、熱導(dǎo)率、膨脹系數(shù)與其他鈦合金相當(dāng);室溫的彈性模量E 為121GPa，剪切模量G 為47.1GPa，泊松比μ為0.29，600℃時(shí)彈性模量E 為91.8GPa，剪切模量G為35.5GPa，泊松比μ 為0.29。

經(jīng)過十余年的科研攻關(guān)，采用自動(dòng)混布料工藝、低電流熔煉工藝技術(shù)等，成功制備3t 型的TA29 鈦合金工業(yè)鑄錠，錠型為φ620mm，突破高合金化復(fù)雜組元工業(yè)鑄錠均勻化熔煉技術(shù)。采用AHLT 交替鍛造工藝，嚴(yán)格控制變形溫度、變形量、變形速率及終鍛溫度，成功制備φ200 ～300mm 大規(guī)格棒材，棒材成分均勻性好、雜質(zhì)元素Fe，O 含量低、高低倍組織均勻一致，實(shí)現(xiàn)了高純細(xì)晶大規(guī)格棒材的工業(yè)生產(chǎn)。

因TA29 屬近α 型合金，與TC4，TC11 和TC17等相比，TA29 的鍛造變形抗力更大、工藝塑性更低，同時(shí)考慮到模具材料的成本和使用壽命，推薦采用α+β 近等溫模鍛工藝制備整體葉盤鍛件，尺寸更為精益，金屬流動(dòng)通暢，成形效果好，利用后續(xù)不同的熱處理工藝，可實(shí)現(xiàn)綜合力學(xué)性能的調(diào)節(jié)和優(yōu)化。圖2 為采用α+β 區(qū)近等溫模鍛工藝制備的某型發(fā)動(dòng)機(jī)高壓壓氣機(jī)整體葉盤鍛件，外徑尺寸φ630mm，重112kg，截面厚薄差異大，最大截面厚度達(dá)150mm，采用兩相區(qū)熱處理，低倍為完全的模糊晶組織，高倍為雙態(tài)組織，組織均勻。TA29 鈦合金整體葉盤鍛件的室溫拉伸、600℃拉伸、蠕變、持久等性能的典型值如表3 所示，經(jīng)600℃/100h 毛坯熱暴露或試樣熱暴露后的室溫及120℃拉伸性能見表4，不同溫度下的斷裂韌度見表5。從表3 ～表5 可知，TA29的拉伸性能與IMI834 合金相當(dāng)，但在高溫蠕變、斷裂韌度等方面有優(yōu)勢(shì)，在600℃/160MPa/100h 蠕變條件下，εp穩(wěn)定在≤0.1%，在620℃/160MPa/100h蠕變條件下，εp≤0.15%，而IMI834 鍛件(最大截面厚度≤80mm)的蠕變性能指標(biāo)為:在600℃/150MPa/100h 蠕變條件下，εp≤0.2%。TA29 鈦合金拉伸試樣經(jīng)過600℃長(zhǎng)時(shí)熱暴露后，室溫拉伸塑性顯著降低，即熱穩(wěn)定性下降，在120℃以上，毛坯熱暴露試樣的拉伸塑性與未暴露狀態(tài)試樣的拉伸塑性接近，而試樣熱暴露后拉伸塑性為未暴露狀態(tài)拉伸塑性的50%左右，且隨著拉伸測(cè)試溫度的升高，塑性差距逐步縮小。在300 ～600℃范圍內(nèi)，試樣熱暴露與毛坯熱暴露的拉伸塑性相當(dāng)，說明表面氧化層對(duì)熱穩(wěn)定性的降低作用隨著溫度的升高逐步減弱［29］。因此，對(duì)于在高溫環(huán)境下使用的TA29 鈦合金，在設(shè)計(jì)選材和熱穩(wěn)定性評(píng)估時(shí)，應(yīng)考慮熱穩(wěn)定性在高溫下會(huì)發(fā)生部分恢復(fù)的這一特征，而且在300～600℃范圍內(nèi)，試樣熱暴露后的拉伸塑性仍能保持較高的數(shù)值。TA29 鈦合金α +β 區(qū)熱處理的葉盤鍛件的室溫?cái)嗔秧g度K1C為45MPa·m1/2，400℃及以上溫度K1C≥70MPa·m1/2，采用β 模鍛的TA29鈦合金盤鍛件的室溫K1C值達(dá)65MPa·m1/2，說明TA29 具有良好的損傷容限性能，即具有良好的抵抗裂紋失穩(wěn)擴(kuò)展的能力，而IMI834 鍛件的室溫K1C值為40MPa·m1/2左右。之所以TA29 鈦合金具有如此優(yōu)異的高溫蠕變抗力和斷裂韌度，除與合理的主元素合金化有關(guān)外，還與采用低Fe、低O 的成分高純化控制密切相關(guān)。

圖2 某型發(fā)動(dòng)機(jī)用TA29 鈦合金整體葉盤鍛件Fig.2 TA29 titanium alloy blisk forging for an advanced aeroengine

表3 TA29 鈦合金整體葉盤鍛件拉伸、蠕變、持久性能典型值Table 3 The typical mechanical properties such as tensile，creep and stress rupture of TA29 titanium alloy blisk forging

表4 TA29 鈦合金整體葉盤鍛件的熱穩(wěn)定性①②Table 4 Thermal stability of TA29 titanium alloy blisk forging

表5 TA29 鈦合金整體葉盤鍛件的斷裂韌度①Table 5 Fracture toughness of TA29 titanium alloy blisk forging

應(yīng)某型發(fā)動(dòng)機(jī)的設(shè)計(jì)需求，探索研制雙性能TA29 鈦合金整體葉盤鍛件，葉片和輪盤為不同的顯微組織，進(jìn)一步發(fā)揮性能潛力，更適應(yīng)葉盤零件的真實(shí)服役條件要求，取得了很好的實(shí)驗(yàn)結(jié)果。

在航空發(fā)動(dòng)機(jī)和飛機(jī)結(jié)構(gòu)中大量使用焊接結(jié)構(gòu)件，比如發(fā)動(dòng)機(jī)盤與盤、盤與鼓筒之間采用電子束焊接連接。整體焊接結(jié)構(gòu)轉(zhuǎn)子，消除螺栓連接結(jié)構(gòu)，結(jié)構(gòu)剛性和完整性好，可實(shí)現(xiàn)零部件的一體化，明顯減重，有利于提高發(fā)動(dòng)機(jī)的推重比。鈦合金材料的可焊性也是影響其工程應(yīng)用的主要因素之一，TA29 為典型的近α 合金，具有良好的可焊性，采用電子束焊接方法可以獲得良好的焊接焊縫，已開展的葉盤模擬件間的電子束焊接實(shí)驗(yàn)，經(jīng)及時(shí)消除應(yīng)力退火處理，焊接零件變形小，未發(fā)現(xiàn)任何焊接裂紋，焊縫的強(qiáng)度系數(shù)達(dá)到0.9 以上，且具有良好的持久和疲勞強(qiáng)度。

5 TA29 鈦合金應(yīng)用展望及未來研究方向

除在航空發(fā)動(dòng)機(jī)具有很好的應(yīng)用潛力外，TA29鈦合金還可應(yīng)用到超高聲速導(dǎo)彈、火箭、飛行器、空天飛機(jī)等裝備的機(jī)體構(gòu)件、蒙皮等，以及所用發(fā)動(dòng)機(jī)的高溫部件。采用TA29 鈦合金制造的某型導(dǎo)彈舵芯已通過強(qiáng)度試驗(yàn)，并已實(shí)現(xiàn)小批生產(chǎn)。在民用領(lǐng)域，TA29 鈦合金有望用于賽車發(fā)動(dòng)機(jī)的排氣閥等零件，利用鈦材本身具有的優(yōu)異高溫蠕變、疲勞性能，并采用抗磨涂層等表面處理技術(shù)，表面獲得良好的耐磨和抗氧化能力。

TA29 鈦合金是一個(gè)新型的高性能高溫材料，針對(duì)新一代先進(jìn)航空航天裝備的服役特點(diǎn)和性能要求，特別是針對(duì)航空發(fā)動(dòng)機(jī)高溫轉(zhuǎn)動(dòng)件的使用要求，需開展在高溫環(huán)境下蠕變－疲勞－環(huán)境交互作用性能、微織構(gòu)及其對(duì)疲勞性能的影響、表面強(qiáng)化工藝技術(shù)、表面完整性、鍛件和零件內(nèi)部和表面的殘余應(yīng)力分析及其對(duì)使用性能影響等。

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