引言

航空发起机机能的提高与新型高温钛合金和先进结构设计的协同利用密不成分。我国从20世纪90年代加快了新型高温钛合金资料的钻研过程，发展了550℃高温钛合金、600℃高温钛合金、阻燃钛合金以及Ti-Al系金属间化合物合金等新资料的研造。在高温钛合金方面，国内自主研发的第一代含稀土Nd的550℃高温钛合金（TA12）和600℃高温钛合金（Ti60）拥有优异的热强机能，但由于焊接技术方面的钻研储蓄不及，以及稀土相易在焊缝区域晶界处偏聚易造成接头脆性断裂等问题没有得到有效解决，未在航空发起机上获得现实利用；诘缱优ǘ壤砺，在适当利用α2相强化和硅化物析出相强化的同时，以Ti-Al-Sn-Zr-Mo-Si合金系为基础参与Nb、Ta元素，进一步提高多元素复合固溶强化的成效，研发了第二代拥有优良热强机能、优良铸造加工和焊接机能的550℃高温钛合金（TA32）和600℃高温钛合金（TA29、TA33）。TA29和TA33钛合金在成分上差距较幼，而机能水平存在的差距重要取决于工艺节造成分。在第二代600℃高温钛合金的基础上，通过增长W元素、提高Ta元素含量，进一步开发了650℃高温钛合金（Ti65），使得固溶强化型高温钛合金的长时使用温杜仔望突破传统的600℃“热障”温度。在阻燃钛合金钻研方面，研发了2个耐温级此外Ti-V-Cr系阻燃钛合金，别离是500℃持久使用的TB12阻燃钛合金（Ti40）和550℃持久使用的TF550阻燃钛合金。对TB12和TF550钛合金的阻燃机能及综合力学机能的钻研批注，这两个合金拥有相近的阻燃机能，V元素含量差距重要影响资料的热强机能。在Ti-Al系金属间化合物合金钻研方面，全面发展了（α2+O+B2）三相Ti3Al合金、O相为基的Ti2AlNb合金以及γ-TiAl合金的钻研，Ti-Al系金属间化合物合金长时使用温度达到650～800℃。

当前，我国新型600℃高温钛合金、阻燃钛合金和Ti-Al系金属间化合物合金等资料根基实现尝试室阶段的索求钻研，逐步进入工程化钻研与利用阶段。钛合金热加工设备的升级换代，大型设备的利用，海绵钛、中央合金质量的提高，均有力推进了新资料开发及造作技术钻研。因而，沉点介绍近十年来我国航空发起机用600℃高温钛合金、阻燃钛合金以及Ti-Al系金属间化合物合金在铸锭、锻件及典型零件等造作技术钻研方面获得的最新进展，并对进一步的钻研方向提出建议。

1、高温钛合金造作技术钻研

1.1新型高合金化合金铸锭造备。

真空自耗熔炼工艺是钛合金铸锭造备普遍选取的工艺，其重要工序蕴含电极块造备、焊接和真空自耗2～4次熔炼。除了真空自耗电弧熔炼炉，先进配套设备的利用在钛合金优质铸锭造备中也起到了关键作用，如自动称沉和混布料系统、真空等离子焊箱等。新型600℃高温钛合金、阻燃钛合金和Ti3Al合金都已实现3t级工业铸锭的造备，突破了高合金化铸锭成吩旖均性节造的关键技术。

高合金化是新型高温钛合金和Ti-Al系金属间化合物合金的显着特点，几种典型高温钛合金的名义成分如表1所示。从表1可见，TA29、TA33钛合金的合金化元素总量别离靠近17%和16%，TD3、Ti2AlNb合金的合金化元素总量别离靠近43%和54%，且合金化元素熔点、密度差距均较大，因而这些新资料铸锭造备难度显着高于通常的TC4、TC11等钛合金。高熔点元素（如Ta、Nb、Mo等）通常以Al-X、Ti-X或Al-X-Y三元中央合金的大局参与。对于高温钛合金，其原猜中海绵钛占比超过80%，海绵钛可能很好地将中央合金粘结，电极块强度根基有所保险。但对于Ti3Al合金，其原猜中海绵钛占比不到60%，Ti2AlNb合金原猜中海绵钛占比更低，电极块强度节造问题极度凸起，工艺不适当就会造成电极块开裂，或电极块强度偏低，在搬运、焊接和熔炼时产生掉块，影响铸锭成分节造。

目前的解决步骤重要是优选中央合金和优化混布料工艺。图1为北京航空资料钻研院选取真空自耗熔炼工艺造备的TD3钛合金3t铸锭（图片600mm）照片及铸锭头、钟注尾表圆周取样的成分分析了局，可见合金元素Al、Nb、Mo散布均比力均匀。

图1TD3钛合金铸锭(600mm)照片及化学成分

Fig.1Photoof600mmTD3titaniumalloyingot(a)andchemicalcomposition(b)

与上述高温钛合金分歧，Ti-V-Cr系阻燃钛合金不含Al元素，且合金元素的质量分数超过40%，同样存在原猜中海绵钛占比少的问题，V、Cr元素的参与方式极度关键。在意识阻燃合金化道理的基础上，通过在合金元素参与方式以及电极结构上的创新，实现了TB12和TF550钛合金3t级工业铸锭（图片620mm）的造备，从底子上解决了Ti-V-Cr系阻燃钛合金工业铸锭V、Cr元素偏析问题，对锻件质量提升起到了至关沉要的作用。

1.2低工艺塑性合金的挤压开坯。

挤压变形是在三向压应力作用下实现的，裂纹不易形成和扩大，极度适合低工艺塑性合金铸锭的开坯和棒材造作。持久以来，我国钛合金挤压技术重要利用于管材和筒体结构件的造备，近些年也发展了钛合金型材的挤压造备，但挤压技术没有在钛合金工业级铸锭开坯中利用。造成这种局面有2方面的原因：一方面，国内钛合金加工企业不足大型的挤压设备；另一方面，通常高温钛合金、高强钛合金通过液压机、快锻机进行铸锭开坯、棒材铸造可能满足研造与批量出产的需要。然而，新型高温钛合金及Ti-Al系金属间化合物合金都肯定水平上存在铸造组织状态下工艺塑性低的问题，其中，对挤压开坯技术依赖性较强的2类资料别离是阻燃钛合金和变形TiAl合金，而挤压技术的利用则为这2类合金棒材的造备提供了一条沉要的工艺蹊径，尤其是大型挤压设备的建造，能够解决阻燃钛合金工业铸锭开坯的难题。

Ti-V-Cr系阻燃钛合金的显着特点是铸造组织状态下工艺塑性极度低，根基不能实现无约束前提下自由铸造。2009—2010年，北京航空资料钻研院与北方沉工合作，在360MN挤压机上实现了TB12和TF550钛合金多个3t级铸锭的包套挤压开坯。图2为图片620mmTB12钛合金铸锭经包套挤压开坯后获得的带包套的挤压棒材（挤压比约为4）。挤压开坯不仅解决了阻燃钛合金工业铸锭拔长变形的难题，同时也提高了阻燃钛合金的工艺塑性。图3为TF550钛合金铸态和挤压态2种初始组织状态的热加工图。从图3能够看出，无论是铸态组织还是挤压态组织，热加工图中出现的失稳区域均散布于高应变速度区域，并且显著分为2个部门。结合显微组织和碳化物状态分析，能够判定1050℃以上的变形失稳重要缘于碳化物溶化带来的脆性，而1050℃以下的变形失稳重要缘于部门塑性流动引起的剧烈剪切变形所导致的开裂。与铸态组织相比，挤压态组织的部门塑性流动失稳区域显著缩幼，关键热加工区域窗口扩大，有利于挤压棒材的进一步铸造加工。现实铸造中也发现经过挤压开坯后，棒材的工艺塑性显著改善，不用包套即可直接在快锻机上实现镦粗和拔长变形。

图2TB12阻燃钛合金挤压棒材照片

Fig.2PhotoofextrudedTB12fireprooftitaniumalloybar

图3TF550阻燃钛合金的热加工图(ε=0.4)

Fig.3ProcessingmapsofTF550fireprooftitaniumalloy(ε=0.4):(a)as-cast;(b)as-extruded

变形TiAl合金800℃拉伸强度可达600MPa以上，比强度显着高于镍基高温合金。作为压气机叶片利用可能极大地降低盘和轴的负荷，这对发起机设计有极大的吸引力。然而，铸造TiAl合金的钻研一向受困于资料自身极度低的工艺塑性，技术难度大，钻研进展缓慢。北京航空资料钻研院选取包套挤压工艺和复合隔热技术，实现了图片220mmTiAl合金铸锭的开坯，以及矩形截面和圆形截面棒材的二次挤压。同时，尝试发展了TiAl合金单次大挤压比棒材造备工艺的钻研，造备出60mm×2500mmTiAl合金挤压棒材，挤压比达到10以上，挤压棒材的组织得到充分细化，如图4所示。

图4TiAl合金铸锭和挤压棒材的显微组织

Fig.4MicrostructuresofTiAlalloyingotandextrudedbar:(a)as-cast;(b)as-extruded

1.3整体叶盘锻件研造与组织机能节造。

轻量化、整体化是航空发起机部件的沉要发展方向，先进航空发起机动弹部件普遍选取了整体叶盘结构。TC4、TC17、Ti6242和600℃高温钛合金的整体叶盘研造与利用钻研均获得了急剧发展。高温钛合金整体叶盘锻件大多选取热模锻或者近等温模锻成形，由于锻件的对称性比力好，若单纯从锻件成形角度思考，齐全充型难度不大，但是思考到整体叶盘服役前提下对分歧部位温度和载荷要求的差距，对于均质整体叶盘，实现关键机能的合理匹配是最重要的技术难点，涉及到锻件微观组织类型选择以及组织参数节造。600℃高温钛合金作为一种近α型钛合金，室温拉伸塑性，出格是试样热露出后的塑性（称为热不变性）与高温蠕变机能之间的矛盾一向是比力凸起的问题，单体盘和叶片能够通过选取分歧的组织类型别离节造，例如叶片选取双态组织以获得优良的热不变机能和高周委顿机能；盘选取β锻的网篮组织以获得高的蠕变机能和危险容限机能。目前，600℃高温钛合金重要选取α+β两相区近等温模锻工艺造作整体叶盘锻件，通过固溶和时效处置节造等轴初生α相的体积分数在10%～30%之间，节造β转变组织中次生α相的散布，以及更微观尺度的α2相、硅化物相的析出和散布，实现整体叶盘锻件热不变性和蠕变机能的优良匹配。图5为TA29钛合金图片660mm整体叶盘及径向截面的低倍组织。从图5可见，低倍组织为均匀吞吐晶状态，是α+β两相区铸造均匀变形的典型描摹。

图5TA29钛合金整体叶盘锻件径向低倍组织和显微组织

Fig.5Ｒadialsectionmacrostructure(b)andmicrostructures(a，c)ofTA29titaniumalloybliskdieforging

钛合金盘和叶片一体化造作在组织机能节造上做了一种工艺上的妥协，为了可能充分阐扬高温钛合金各类微观组织状态或合金最优势的机能，近些年尝试发展了双合金整体叶盘以及双机能整体叶盘的研造工作，重要蕴含：①线性摩擦焊工艺，理论上能够实现双合金或是统一合金双组织整体叶盘的衔接，国内表的钻研工作重要集中于线性摩擦焊工艺和接头组织机能的钻研；②真空电子束焊接+近等温铸造+热处置强化界面的复合工艺，西北工业大学选取这种工艺发展了Ti3Al/TC4、Ti3Al/TC11、Ti2AlNb/TC11、Ti2AlNb/Ti60双合金盘研造的基础钻研和组织机能评估；③分区控温铸造和分区控温热处置工艺，理论上可能将整体叶盘锻件中叶片与盘体节造为分歧的组织类型，以更好地满足整体叶盘分歧部位现实服役前提的要求。图6为TA29钛合金图片650mm整体叶盘锻件经分区控温热处置后的径向截面低倍组织及典型区域的显微组织。

图6TA29钛合金双机能整体叶盘锻件径向截面低倍组织和显微组织

Fig.6Ｒadialsectionmacrostructure(a)andmicrostructures(b～f)ofTA29titaniumalloydual-propertybliskdieforging

从图6可见，整体叶盘试验件盘体为β热处置组织，叶片部位为α+β两相区热处置组织。此表，通过工艺节造，也可将整体叶盘的叶片和盘体别离造备成分歧初生α相含量的双态组织。

1.4整环和半环锻件研造。

以机匣、内环、装置边等为代表的环形件结构也是航空发起机中比力沉要的结构大局，环锻件通常选取轧造工艺造作，重要工序为棒材坯料镦粗、冲孔、扩孔和最终的轧造成形。通常，坯料冲孔后得到的环坯进一步扩孔和最终的轧造成形都是在扩孔机上实现的。高温钛合金以及Ti3Al、Ti2AlNb合金环锻件造备都可能选取这种工艺路线，在环锻件造备的4个工序过程中，坯料的加热温度、扩孔和最终轧造成形的变形量节造决定了环锻件的组织类型，通过固溶、时效处置能够进一措施控环锻件的微观组织，获得所需的力学机能。图7和表2别离为TD3钛合金静子内环锻件及其力学机能？杉，TD3钛合金静子内环锻件的室和善650℃力学机能均比力好。

图7TD3钛合金静子内环锻件照片

Fig.7PhotoofTD3titaniumalloystatorringforgings

相近变形前提下，TB12和TF550阻燃钛合金的变形抗力显着高于通常钛合金，甚至也高于Ti-Al系金属间化合物合金，如表3所示？杉，阻燃钛合金环锻件造备难度极度大。在成形表径为730mm、高度为300mm的TB12钛合金大型机匣环锻件时，遇到的最大问题就是扩孔机吨位不及，坯料冲孔后得到的环坯径向截面厚度仍较大，不能在扩孔机上直接进行扩孔，只能选取变形前提比力差的马架扩孔工艺将环坯的径向截面尺寸先进行减薄，而后再在扩孔机上实现环锻件的轧造成形，图8a为TB12钛合金轧造成形的机匣环锻件。

TB12钛合金环锻件造备中，马架扩孔的变形火次、各火次的变形量分配、坯料的加热温度、后续在扩孔机上成形轧造的变形量分配都是极度关键的工艺参数。TF550钛合金的变形抗力更大，工艺塑性比TB12钛合金略差，马架扩孔和轧环成形难度更大，造备机匣锻件则选取了热模锻工艺，图8b为用TF550钛合金50mm厚板经热模铸造成的半环机匣锻件。表4为TB12钛合金环锻件及TF550钛合金半环模锻件的力学机能。

从表4可见，TF550钛合金锻件的高温悠久和蠕变机能显着优于TB12钛合金。

图8阻燃钛合金机匣锻件照片

Fig.8Photosoffireprooftitaniumalloycompressorcaseforgings:(a)TB12titaniumalloy;(b)TF550titaniumalloy

1.5典型零件加工技术。

由于高温钛合金拥有导热差、硬度高、粘刀等个性，造成了这种资料车削、铣削和钻削加工的难度比钢要大好多，整体叶盘、机匣等零件的结构复杂性与资料个性的耦合了局更增长了零件加工的难度。通过技术攻关，在阻燃钛合金机匣、600℃高温钛合金整体叶盘、Ti3Al合金静子内环及TiAl合金叶片等零件的加工技术方面获得了沉要进展。

图9TB12阻燃钛合金机匣零件照片

Fig.9PhotoofTB12fireprooftitaniumalloycompressorcase

以TB12阻燃钛合金机匣零件（图9）为例，该零件属于薄壁类环形件，机匣表型面有带孔的圆柱凸台，为异形结构，在粗车和粗铣时必要尽量多去余量，提高加工效能，同时还必须保障零件足够的刚性；TB12钛合金的机械加工机能较差，切削和铣削加工表表硬化景象比力严沉，必要大的切削加工力，大切削力加工与刚性保障需要也是一对矛盾，在造订机匣零件加工工艺使剽些方面都是沉点思考的。

2、未来必要沉点关注的几个问题

2.1含W元素的高温钛合金铸锭造备。

从合金化的角度，应器沉高熔点元素的参与方式和中央合金的质量。新型高温钛合金及Ti-Al系金属间化合物合金的合金化水平较高，且含有Nb、Ta、W等高熔点元素，高熔点同化是必要严格节造的冶金缺点，尤其对于熔点超过3400℃的W元素，更应引起器沉。目前国内针对航空发起机持久使用在发展钻研的含W高温钛合金重要有TC25G和Ti65钛合金，同使仉对航天产品高温短时利用的含W钛合金一些专利中也有所报路，解决好W元素的增长问题，对于进一步提升高温钛合金的热强机能，突破600℃“热障”温度拥有沉要意思。

2.2高温钛合金铸锭的纯净化造备造备。

高纯净钛合金铸锭也是沉要的发展方向。应器沉高温钛合金中Fe、O等杂质元素含量的节造问题，尤其针对整体叶盘、离心叶轮等动弹部件利用的高温钛合金资料应严格节造Fe元素含量。

2.3大规格棒材组织的精密化节造。

新型高温钛合金典型件造备用棒材的技术要求与锻件的技术要求根基相当，以保障大规格棒材能够直接用于锻件造坯，而不必要进一步改锻。目前对钛合金棒材的组织节造重要是对组织类型提出要求，没有详细到对宏观和微观织构的节造，往往大规格棒材中α晶团的显著取向会遗传到锻件中。近α型高温钛合金的保载委顿敏感性与微织构有较强的关联，因而对于整体叶盘锻件用高温钛合金大规格棒材在造备工艺节造上应体现出对宏观和微观织构的节造措施。

2.4大规格棒材挤压。

随着我国大型挤压设备配套工装的美满和利用技术的提升，阻燃钛合金工业铸锭包套挤压开坯工艺仍有优化的空间。前期钻研工作中，为共同大规格挤压筒所选取的厚壁包套结构能够优化成薄壁包套结构，也可尝试无包套挤压开坯技术，进一步提高挤压开坯的工艺可控性，提高挤压棒材质量并降低挤压成本。

2.5低残存应力的大型锻件造备技术。

锻件残存应力水平低，对保障大型复杂零件齐全性加工和变形节造极度有意思，对动弹件的长命命服役也很关键。在高温钛合金及Ti-Al系金属间化合物合金大型锻件造备技术钻研中，沉点发展了微观组织与力学机能的关系以及工艺节造钻研，而对锻件的低残存应力造坯和成形技术也必要赐与充分器沉，逐步成立和美满锻件残存应力监控伎俩和技术。

2.6双机能和双合金整体叶盘的过渡区节造。

选取分区控温热处置或分区控温铸造造备双机能整体叶盘在工艺上是可能实现的，但具体到双机能整体叶盘锻件综合机能的节造还有好多细节必要关注，例如2种组织类型的选择，过渡区设计在哪个部位，过渡区部位的精确按需节造，过渡区组织对机能的影响等。双合金整体叶盘造作过程同样也面对上述问题。

2.7Ti-Al系金属间化合物合金锻件强韧化。

Ti-Al系金属间化合物合金复杂的相变过程为锻件组织机能调控提供了空间，需加强Ti3Al、Ti2AlNb合金大型结构件强韧化热机械处置技术钻研。

3、结语

近十年来，先进高温钛合金和Ti-Al系金属间化合物合金资料与造备技术得到急剧发展。突破了高合金化600℃高温钛合金、Ti-V-Cr系阻燃钛合金和Ti3Al合金等3t级工业铸锭的均匀化造备，阻燃钛合金3t级铸锭包套挤压开坯，TiAl合金挤压棒材造备，600℃高温钛合金整体叶盘、阻燃钛合金机匣的锻件造备及其零件加工等造作技术。这些关键技术的突破，标志取我国航空发起机用高温钛合金及Ti-Al系金属间化合物合金等关键资料已经根基实现由尝试室钻研阶段向工程化利用钻研阶段的逾越。

未来针对航空发起机典型利用，必要进一步大力发展造作技术的创新优化钻研和工艺不变性节造技术钻研，提升我国新型高温钛合金及Ti-Al系金属间化合物合金的利用技术水平，满足和推动高机能航空发起机技术发展。