摘要： 簡要回顧國內外固溶強化型高溫鈦合金材料的發展歷史，分析英、美、俄等國的高溫鈦合金研究與應用情況及發展趨勢。介紹國內自主研制、使用溫度在550 ～ 650℃范圍內的三種鈦合金新材料及其相關技術發展，對國內高溫鈦合金材料進行初步梳理。參考國外高溫鈦合金研究、應用經驗及發展趨勢，結合國內實際情況，對國內高溫鈦合金材料體系的建立及完善提出具體建議，并展望國內高溫鈦合金近期研究重點和未來發展方向。

為提高航空發動機的推重比，需要采用比強度、比剛度高的材料。當使用溫度不高于800℃ 時，鈦合金以及Ti-Al 系金屬間化合物的比強度較鐵基和鎳基高溫合金具有明顯優勢，而且耐腐蝕、耐高溫性能優異，因此是現代航空發動機用關鍵結構材料。

早期，高溫鈦合金是指在航空發動機350℃ 以上使用的無序固溶強化型鈦合金。航空發動機部件在高溫、復雜應力、氣流沖刷、高速振動、環境應力腐蝕的苛刻環境下服役，對其材料的性能要求非常嚴格。為滿足使用需求，高溫鈦合金需具有強度、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定性。中高溫長時蠕變和持久性能是高溫鈦合金的特征指標。

以固溶強化為主要強化方式的高溫鈦合金一般稱為傳統高溫鈦合金，以區別于以有序強化為主的Ti-Al 系金屬間化合物。傳統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500℃左右，是常用的一類高溫鈦合金。其特點是β 穩定元素含量較高，室溫下β 相含量較多，絕大多數可采用熱處理強化，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（體積分數3% ～ 10%），β 穩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度和α + β 型鈦合金的高靜強度，當前使用溫度最高可達到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℃，代表合金有英國的IMI834，美國的Ti-1100，俄羅斯的ВТ18у 和ВТ36，合金體系均為Ti-Al-Sn-Zr-Mo-Si 系。其中研制最早、技術最成熟的是1984年由IMI 和羅羅公司聯合研制的IMI834 合金，已經在Trent700，EJ200 和PW350 等發動機上得到應用，國外渦槳發動機離心葉輪也選用了IMI834 合金；Timet 公司研制的Ti1100 合金主要用于汽車和摩托車發動機閥門（ 在760℃ 下使用），在萊康明公司T55-712 改型發動機上也獲得應用［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℃，已經在俄羅斯AL-31 發動機上大量應用［3］；俄羅斯另一個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 偏析的風險，未見應用報道。

20 世紀50 年代普惠和羅羅公司開始將高溫鈦合金應用在航空發動機上，之后高溫鈦合金在航空發動機上的用量逐漸增加［4］。目前國外先進航空發動機上高溫鈦合金的用量通常占發動機總重量的1 /4 ～ 1 /3。如第三代發動機F100 的鈦合金用量為25%，發展到第四代發動機F119 時，鈦合金的用量達到40%。航空發動機的需求推動了高溫鈦合金的發展，后者的發展又促進了前者的升級換代，高溫鈦合金用量已成為現代航空發動機先進程度的重要標志之一。

早期鈦未作為國內的渦噴發動機材料。1970年開始研制、1988 年定型的某型發動機的鈦用量達到13%，2002 年設計定型的某渦噴發動機鈦用量提高到15%，新一代渦扇發動機材料中用鈦量已提高到25%［5，6］，與國外存在一定差距。因此，國內高溫鈦合金的材料及應用研究仍任重道遠。

本文中對國外高溫鈦合金材料及其合金體系的發展進行簡要介紹，從材料技術角度對國內自主研發高溫鈦合金材料的發展歷史進行回顧。重點介紹國內針對550℃，600℃和650℃應用的三種自主研制高溫鈦合金及其相關技術研究，并對其在航空航天領域的推廣應用進行簡要介紹。試圖在對國內高溫鈦合金材料進行初步梳理的基礎上，對完善我國高溫鈦合金體系提出具體建議，針對尚未解決的問題凝練出下一階段研究重點，供高溫鈦合金材料研究者和有關決策者參考。

1、 國外高溫鈦合金發展簡史

根據強化方式及相組成的變化，國外高溫鈦合金可分為三個發展階段：1） 使用溫度從350℃提高到480℃，是高溫鈦合金發展的第一階段，大致對應的年代是1950 ～ 1970 年，合金以無序固溶強化為主，相組成為α 相和β 相；2）使用溫度從480℃提高到540℃，是高溫鈦合金發展的第二階段，對應的年代是1970 ～ 1976 年，主要標志是Si 元素的普及應用和Al-Sn-Zr-Mo-Si 合金體系的確立。20 世紀70年代初ＲMI 公司的研究發現，在Ti6242 合金中加入少量Si 元素可以顯著改善其蠕變性能，這一發現是高溫鈦合金使用溫度突破500℃ 限制進而達到540℃的關鍵。此階段合金仍以無序固溶強化為主，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，結構為（Ti，Zr）5 Si3或（Ti，Zr）6 Si［7 ～ 17］；3）使用溫度從540℃到600℃是高溫鈦合金發展的第三階段，大致對應于1977 ～ 1984 年，標志是IMI834合金的問世。這一階段高溫鈦合金的主要特點是Ti3X 相（α2相）作為必需的強化相得到應用，合金相組成為α、β、硅化物和α2相，高溫鈦合金傳統設計觀念被突破。α2相為D019型長程有序相，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50 年代起到80 年代的近40 年，是國外高溫鈦合金的快速發展時期，使用溫度從最初的350℃提高到600℃。在此期間，美、俄、歐等航空發達國家均建立了各自相對獨立的高溫鈦合金材料體系［21，22］，見表1 和表2。從合金設計理念來看，歐美發動機用高溫鈦合金注重蠕變性能，合金類型多為近α 型。在過去近30 年中，歐美的高溫鈦合金材料體系逐漸統一，發展成以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，這些合金力學性能相對于Ti6246 和Ti6242S 沒有明顯優勢，而且存在保載疲勞和熱應力腐蝕敏感性問題（ 如IMI679，IMI685，Ti-8-1-1等）［4，23 ～ 26］；俄系高溫鈦合金更注重高溫強度、表面抗氧化和熱穩定性，以α + β 型合金為主。俄羅斯長期以來研制和應用的高溫鈦合金牌號較多，推薦今后新型俄羅斯發動機集中選用BT22，BT6，BT8M-1，BT8-1，BT20，BT25у 和BT18у 等高溫鈦合金。

600℃是傳統高溫鈦合金發展過程中遇到的最大“熱障”，從國際上第一個600℃鈦合金IMI834 問世到現在的30 年時間里，國際上未有成熟600℃以上航空發動機用高溫鈦合金的報道。主要原因如下：1） 在600℃以上溫度，建立在Al-Sn-Zr-Mo-Si 體系基礎上的固溶強化、α2和硅化物析出相強化基本已達極限，若進一步提高合金化程度難以保證最基本的熱穩定性要求；2）600℃以上的使用溫度已經超出傳統鈦合金的抗氧化極限（ ～ 540℃），由于表面氧化導致的熱穩定性和疲勞性能的降低會給材料應用帶來極大風險；3） 航空發動機高壓壓氣機部位存在的“鈦火”風險。理論上高溫氧化和“鈦火”問題可以通過表面防護和發動機設計改進［27］等措施加以解決，因此真正阻礙600℃以上高溫鈦合金發展的技術難題是材料的有效強化及強韌性匹配［28］。

20 世紀90 年代以后，高溫鈦合金的研究熱點轉向Ti-Al 系金屬間化合物。其特點是α2相等有序相不再僅僅是增強相，而是作為基體存在，通過對有序相基體的進一步合金化尋求強韌性匹配。

雖然600℃以上鈦合金研究面臨巨大挑戰，但相關研究工作并未停止［29 ～ 36］。1992 年日本神戶制鋼公司在IMI834 鈦合金基礎上，添加1. 0%的Ta 元素取代Nb，使合金的β 轉變溫度由1030℃提高到1054℃，提高了合金的高溫持久、蠕變強度和抗氧化性；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到設計要求。該合金的設計用途是汽車發動機閥［30，31］，但文獻中未提熱穩定性。

GE 公司于20 世紀90 年代研制了一種新型650℃高溫高強抗氧化鈦合金［29］，由Al，Sn，Zr，Hf，Nb，Ta，Mo，Si 和ＲE 等9 種合金化元素組成，當稀土元素含量超過0. 1at%時，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。研究結果表明，Hf 和Ta 的加入明顯提高了材料的高溫抗拉強度、蠕變強度和抗氧化性。在700℃以內，12#和13#兩種成分合金的抗氧化性優于傳統鈦合金和Ti3Al，這兩種合金的力學性能見表3。

Gigliotti 等［33］在美國空軍實驗室資助下，采用快速凝固粉末冶金的方法，開展650℃鈦合金的探索性研究，采用的合金體系為Ti-Al-Sn-Zr-Nb-Mo-Er-Si，兩種優選成分棒材的650℃拉伸和蠕變性能見表3。可見，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℃抗拉強度和蠕變性能均有明顯改善，但缺點是塑性偏低，也沒有熱穩定性數據。從這些合金的Al 當量、采用的成形方法及選擇β 熱處理制度的情況來看，其重點考慮的是材料的強化問題，而對熱穩定性考慮較少。

2、 國內高溫鈦合金研究概況

國內TC4 合金研究起步于20 世紀60 年代，其余高溫鈦合金研究起步較晚，從20 世紀80 年代初到現在歷經30 年的發展歷史。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，分別相當于國外的Ti-6Al-4V，Ti17，ВТ3-1，Ti-8-1-1，Ti-5Al-2. 5Sn，ВТ8，ВТ9，Ti6242S 和ВТ25，這些合金在國外研制較早且已相當成熟，對緩解我國航空發動機用鈦合金的燃眉之急，促進型號發展及建立早期高溫鈦合金材料體系具有重要意義。20 世紀80 年代中后期，由于國外技術封鎖以及國內對知識產權重視程度的提高等原因，開始走自主研制的發展道路，研制的合金主要是近α 型，設計使用溫度在550 ～ 650℃之間。

至20 世紀90 年代末，國內存在Ti55（ TA12），Ti633G 和Ti53311S 三種牌號的550℃高溫鈦合金，Ti55（TA12）是中科院金屬所在電子濃度規律基礎上自主設計、寶鈦集團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（ 后改進為Ti-Al-Sn-Zr-Mo-Si-Nb-Ta 系），該合金在國內起步較早，經過試車考核并接近成熟，在航空和航天領域均得到應用。Ti633G 和Ti53311S 是20 世紀末西北有色金屬研究院在IMI829 基礎上研制的兩種550℃ 高溫鈦合金，名義成分分別為Ti-5. 5Al-3. 5Sn-3Zr-1Nb-0. 3Mo-0. 3Si-0. 2Gd 和Ti-5. 5Al-3. 5Sn-3Zr-1Nb-1. 0Mo-0. 3Si。Ti633G 的特點是加入少量稀土元素Gd，而Ti53311S 合金在IMI829成分基礎上增加Mo 含量到1. 0 % （ 質量分數） 左右，靜強度高于IMI829。這兩種合金因未進行工程化應用研究而未在航空發動機上試車考核，但據報道，Ti53311S 已在國內衛星姿態控制發動機噴注器及神舟飛船上應用［37］。

國內600℃鈦合金研制開始于20 世紀80 年代末，至2005 年，國內有三種600℃高溫鈦合金，分別為中科院金屬所設計的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 合金具有自主知識產權，目前已接近成熟并通過試車考核，Ti600 是20 世紀90 年代西北有色金屬研究院在Ti1100 成分基礎上研制的一種600℃鈦合金，特點是加入0. 1% 的Y 細化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，該合金的特點是不含Mo，但加入1. 5%的弱β 穩定元素Ta。

20 世紀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顆粒對合金進行強化［38，39］；西北有色金屬研究院嘗試采用TiC作為增強顆粒使鈦合金滿足650℃條件下的強度要求［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聯合開展了650℃鈦合金的研究，確定了Ti-Al-Sn-Zr-Mo-Si-Nb-Ta-W-C 合金體系，合金牌號暫定為Ti65。該合金采用傳統的熔煉-熱加工-熱處理工藝路線，已完成實驗室階段研究、工業生產試制及典型件試制等研究工作，取得了高于預期目標的研究成果。該合金目前尚未定型。

3 、國內550 ～ 650℃ 高溫鈦合金的設計與研制

鈦合金在向更高使用溫度的發展過程中，隨著合金化程度提高，在設計使用溫度下長時間熱暴露后，出現了室溫塑性和韌性降低的現象，即熱穩定性問題。其物理本質是Ti 與Al，Ga，In，Sn 等元素在一定成分范圍內可形成初級固溶體，當合金元素的含量達到臨界固溶度時，無序固溶體的密集六角結構的對稱性發生變化，開始析出脆性Ti3 X 有序相（即α2相），導致材料塑性和韌性降低。

550℃是高溫鈦合金發展過程中的一個重要分水嶺。在550℃以下，高溫鈦合金主要采用無序固溶強化，合金元素一般不超過其在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定性。使用溫度不高于550℃ 的高溫鈦合金，傳統上衡量其能否應用的標準是在蠕變性能滿足要求的前提下，經過長時熱暴露后室溫拉伸塑性不低于其原始狀態的一半。而在550℃ 以上，傳統上需要嚴格控制的α2相被用作強化相，導致熱穩定性顯著降低，衡量高溫鈦合金能否應用的傳統熱穩定性判據已不適用。

3. 1 合金成分設計基礎研究

3. 1. 1 電子濃度規律基礎上的熱穩定性判

 據20 世紀80 年代初，李東等［40 ～ 42］ 根據Hume-Ｒothery 規律和準自由電子理論，對合金元素的原子特性進行考察，發現Ti 與Al，Ga，In，Zr 的原子半徑和負電性相近，由此推斷電子濃度是控制α-Ti3X 相界的主要因素，并完成了相關實驗驗證。結果表明，Ti3X 相的形成遵守電子濃度規律，其特征電子濃度可表示為N = ΣNi fi = 2. 12，Ti3 X 相的析出和生長傾向可用電子濃度值來描述。同時根據合金脆化過程與暴露溫度和時間有關的事實，提出綜合電子濃度、使用溫度和時間因素的熱穩定性判據：即確定一個允許的電子濃度值Np，熱穩定性判別式可表示為ΣNi f ai≤Np。設計合金成分時，可根據Ti3X 相是否允許析出以及析出量的多少，確定相應的允許電子濃度值Np，在此基礎上確定合金元素及加入量，因此該判據可用作合金生產的質量控制標準和新合金設計依據。電子濃度規律基礎上的熱穩定性判據能夠反映熱穩定性的物理本質及Ｒosenberg 鋁當量公式中各元素Al 當量因子的物理意義，在精確性和嚴密性上優于延用已久的Al 當量公式。

3. 1. 2 成分設計的第一原理計算

從國外高溫鈦合金發展歷程可以看到，隨著使用溫度升高，合金中添加的元素數量呈增加趨勢，如20 世紀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600℃鈦合金IMI834 合金化元素增加到7 種。

可見如果缺乏必要的理論指導，采用傳統“炒菜”試錯的方法，自主研制高溫鈦合金不可避免地具有盲目性、研制周期長、風險高的缺陷。為此，HU 等［43］開展了合金化對鈦合金力學性能影響的第一原理研究，采用LMTO-ASA 超原胞總能方法，通過計算合金原子-空位相互作用能，系統研究元素周期表中第3，4，5 周期中大部分元素對近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，理論上所有簡單金屬以及第5 周期的過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。理論計算結果與實驗研究結果高度吻合，如今已證實Fe，Ni 對高溫鈦合金持久和蠕變性能有非常不利的影響［28，44 ～ 49］。

通過計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，則具有團簇化傾向。計算結果表明，簡單金屬元素如Al，Ga，Sn等在鈦合金中相互排斥，有強烈的有序化傾向；而過渡族合金原子的相互作用較弱，見圖2。由計算得到的相互作用，進一步計算了合金原子間的有效對相互作用（EPI），并采用Flinn 模型計算了短程有序對合金臨界剪切應力的貢獻，見圖3。結果表明，簡單金屬元素對鈦合金起到顯著的強化作用，其強化效果依次增強的次序為Al，Ga，Ge，Si。

上述理論研究建立起第一原理計算與高溫鈦合金力學性能間的橋梁，為高溫鈦合金合金化元素選擇以及其作用預測提供了依據。

3. 2 550℃高溫鈦合金

3. 2. 1 TA12 合金

TA12（Ti55） 是中科院金屬所在電子濃度規律基礎上設計、寶鈦集團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Ti-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。該合金為我國第一個自主研制的高溫鈦合金。其電子濃度設計值為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定性設計要求。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，從而改善熱穩定性；2）稀土Nd 可使合金表面氧化膜明顯細化，促進ZrO2，SiO2和SnO2在氧化膜中選擇性析出，從而增強氧化膜與基體的結合力，基體/氧化膜界面不易被裸露，有利于改善抗氧化性；3）稀土相對合金顯微組織有細化作用，因此對合金有細晶及析出相強化作用。可見，稀土相將影響熱穩定性的不利因素轉化為對熱強性的有利因素，成為國內高溫鈦合金研制初期改善蠕變和熱穩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、沖壓等各種傳統熱方法加工制造，品種規格有棒材、鍛件、板材、軋環等。推薦采用兩相區或β 相區軋制或鍛造，推薦的熱處理制度見表4。

TA12 合金標準規定的力學性能、實測性能及其與國外同類合金典型數據的對比見表5 和表6。可見TA12 合金室溫強度、塑性匹配良好；550℃ 試樣熱暴露100h 后室溫塑性降低不超過20%，熱穩定性良好；缺口敏感指數σbH /σb在1. 5 以上，高于通常設計中σbH /σb ＞ 1. 3 的判定原則。與TA12 使用溫度接近的鈦合金有英國的IMI829、俄羅斯的ВТ25和ВТ25у 合金。TA12 合金的技術指標不低于IMI829，實測強度、塑性、持久和蠕變性能略高于IMI829，見表5;IMI829 采用的是β 組織熱處理，因此TA12 的斷裂韌度略低于IMI829TA12，見表6，總體性能水平TA12 不低于IMI829;而俄系高溫鈦合金的特點是高強度和高熱穩定性，但持久和蠕變性能偏低。由表5 和表6 可見，TA12 合金靜強度低于ВТ25 和ВТ25у，蠕變和持久強度整體優于ВТ25和ВТ25у。TA12 合金制作的葉片、壓氣機盤和鼓筒等通過發動機規范要求的試車考核試驗。

3. 2. 2 TA12A（TA32）合金

研究發現TA12 合金的焊接開裂傾向比TC4，TA15 等鈦合金明顯。利用掃描電鏡觀察焊縫顯微組織發現，在TA12 合金電子束焊縫的馬氏體組織中，存在細小且高度彌散分布的稀土相，見圖4，焊縫熔合區硬度和強度明顯高于母材，而塑性明顯低于母材，母材與焊縫性能不匹配不能通過低溫退火工藝有效改善。為適應焊接零部件的要求，中科院金屬所對TA12 合金的成分進行改進，優化后的TA12A 合金不再添加Nd 元素，通過選用低氧原材料來降低氧含量，通過加入適量的Nb 和Ta 來彌補合金表面抗氧化性，合金名義成分為Ti-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，保證了材料的熱穩定性。

TA12A 棒材和鍛件熱加工工藝、熱處理制度、力學性能與TA12 基本相同，但品種規格更多。除葉片用棒材、盤用餅/環材外，還有鍛件用大規格棒材、板材、鑄件等。TA12A 合金0. 8 ～ 6mm 厚度板材已用于國內先進航空發動機加力燃燒室筒體和巡航導彈彈體結構研制，焊接接頭強韌性匹配較TA12有明顯改善。

TA12A 合金的密度為4. 516 !103 kg /m3，相變點為1000 ± 10℃。該合金葉片用棒材、餅/環材和模鍛件可采用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+ 兩相區熱處理工藝。該合金典型顯微組織見圖5，典型力學性能見表7 ～表9。

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80 年代末開始研制、其后又經過優化的近α 型高溫鈦合金，設計使用溫度為600℃，合金電子濃度設計值為2. 14 ～ 2. 15，超過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，同時保證熱穩定性滿足設計要求。合金相組成為α 相、少量β 相、α2相和硅化物，主要設計用途是飛機發動機葉片、盤、鼓筒等零部件。

Ti60 合金研制初期，擬用其制作的發動機葉片和盤采用的是由榫槽-榫頭連接的分離設計。壓氣機盤承受載荷較大，主要強調蠕變和低周疲勞性能；而葉片受離心力和振動載荷作用，主要強調熱穩定性和高周疲勞性能。據此設計需求，早期的Ti60 合金采用盤件和葉片分別優化的辦法，即盤鍛件采用β 鍛造，獲得蠕變、持久、斷裂韌度和疲勞裂紋抗力有優勢的網籃狀組織，但這種組織的熱穩定性較差；而葉片采用細小雙態組織，以獲得高熱穩定性和高周疲勞性能。

為進一步減重并根據國際上航空發動機設計的最新發展趨勢［27］，發動機盤和葉片的分離結構改進為整體葉盤結構。由于高壓壓氣機葉片太小無法采用線性摩擦焊與盤連接，整體葉盤只能采用整體鍛造+ 整體機加工的辦法。這一結構設計的改進意味著葉片和盤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，為滿足熱穩定性指標，Ti60合金必須選擇兩相區熱加工+ 兩相區熱處理。需要指出的是，目前國內也在嘗試采用分段鍛造和分區熱處理的辦法制造雙性能整體葉盤鍛件。但由于盤和葉片過渡區組織變化非常大且無法精確控制，雙性能整體葉盤的制造技術尚不成熟，能否工程應用尚待評估。

針對整體葉盤結構的設計需求，中科院金屬所對Ti60 合金的成分進行了優化，通過有效利用α2相和硅化物析出相強化、多元素復合固溶強化以及嚴格控制雜質元素，使成分優化后的Ti60 合金滿足整體葉盤鍛件的性能指標需求。優化后的合金名義成分為Ti-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%（質量分數）的C 以擴大兩相區熱加工和熱處理窗口［55］，目前已經基本定型。Ti60 合金有以下特點［56］：

（1）電子濃度N 嚴格控制在2. 146 ～ 2. 153 之間，有效利用α2相和硅化物的強化作用，最大限度避免其對熱穩定性的負面作用。圖6 顯示電子濃度與Si 元素對合金蠕變性能和熱穩定性的影響。可見，當N 控制在2. 146 ～ 2. 153 之間時，Si 元素少量增加即可有效改善蠕變性能，同時使熱穩定性保持在較高水平；（2）Si 元素含量實際控制在0. 2% ～ 0. 45% 之間，Mo 元素含量控制在0. 3% ～ 1. 0% 之間，確保有足夠數量的硅化物在α 片層界面以紡錘狀析出（見圖7），對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α 相復合固溶強化，對高溫下合金表面形成的氧化膜顆粒起細化作用，改善合金抗氧化性［57］；（4）嚴格控制O，Fe，Ni 等有害雜質元素含量。 O 含量增加會惡化熱穩定性，而Fe，Ni 含量增加會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、鑄等傳統手段加工成形，品種規格有葉片用小規格棒材、圖片200 ～ 350mm 大規格棒材、鍛件、板材、軋環等。采用兩相區軋制或鍛造，推薦的熱處理制度為固溶時效，顯微組織為雙態組織，等軸初生α 相（αp） 均勻分布在β 轉變組織基體上，αp相的體積分數應嚴格控制在10% ～ 30% 之間。用Ti60 合金制作的整體葉盤鍛件見圖8a，b，已完成發動機規范的部件考核試驗，目前正在進行裝機考核試驗。此外該合金還可用于制作離心葉輪，見圖8c，力學性能良好。

3. 3. 2 Ti60 合金的力學性能Ti60（TA33） 合金的典型性能見表10 和表11。 可見，不同品種規格Ti60 合金的室溫拉伸和高溫拉伸性能差異較小，但熱穩定性、蠕變和缺口敏感性隨材料品種、規格不同差異較大。表10 中小規格棒材具有最佳的熱穩定性，其蠕變性能能夠滿足Ti60 合金盤件的技術指標要求；尺寸較小的離心葉輪鍛件毛坯的蠕變和熱穩定性匹配良好；大規格棒材（ 300mm） 和大尺寸等溫鍛件（ δ≥100mm，質量≥110kg） 蠕變性能良好，但熱穩定性稍差，缺口敏感性指數（σbH /σb） 難以滿足傳統上不低于1. 3 的要求。可見，除合金成分外，Ti60 合金熱穩定性和缺口敏感性對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，固溶時效處理后，α2相主要存在于初生α 相（αp） 內，高溫長時熱暴露后，初生α 相和α 片層中均會析出大量α2相［58］。α2相析出使合金中可動滑移系減少，位錯切過α2相會促進平面滑移，使變形高度局域化［58］。局域化程度取決于滑移長度［59］，滑移長度取決于“有效晶粒”尺寸。“有效晶粒”尺寸大，滑移系一旦啟動就會穿過整個晶粒，因此滑移長度10也大，滑移局域化也越明顯，這是600℃鈦合金粗晶組織熱穩定性差，需要采用雙態組織的原因。“有效晶粒”相當于微織構［60 ～ 63］造成的“有效結構單元（effective structural units）”［64］，也稱為“宏區（macrozone）”［62］，由某一區域內晶體位向接近的晶粒組成。在存在微織構的情況下，已經啟動的平面滑移很容易從一個晶粒進入取向相近的另一個晶粒而不必啟動新的滑移系。因此從工藝控制上，獲得細小、晶粒間取向差大的顯微組織有利于縮短滑移長度、增加滑移帶密度，改善變形均勻性，從而有利于提高熱穩定性，降低缺口敏感性；而這樣的細晶組織由于界面密度大，對蠕變和持久性能不利。圖9 是Ti60合金等溫模鍛件和小規格棒材顯微組織的晶體學取向分布圖［65］，可以看出，棒材的晶粒細小且取向分布比較均勻，而大尺寸模鍛件的晶粒相對粗大且存在相同或相近取向晶粒聚集的區域，即存在明顯的微織構造成的“宏區”，這是葉片用棒材熱穩定性最佳而大棒材和大尺寸鍛件熱穩定性較差的主要原因。微織構不僅影響熱穩定性和缺口敏感性，而且也被認為是影響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，對微織構形成機制、控制方法及其對材料性能的影響機制是高溫鈦合金當前及未來需重點研究的課題之一。

影響高溫鈦合金熱穩定性的另一個重要因素是高溫下的表面氧化。高溫氧化環境下鈦合金表面會形成富氧的α 殼層（α-case），見圖10a。α 殼層的特點是硬度高、脆性大，見圖10b，拉伸過程中表面首先開裂引起應力集中，導致熱穩定性進一步降低，見圖11a。α 殼層的有害作用在室溫下最顯著，隨測試溫度升高，其有害作用逐漸減弱甚至消失，見圖11b。航空發動機啟動后幾秒鐘溫度即可以達到100℃以上，這可能也是600℃鈦合金能在發動機環境下長時服役的原因之一。

3. 3. 3 Ti60 與國外600℃鈦合金性能比較

國內600℃高溫鈦合金與國外最主要不同是對蠕變、持久及熱穩定性均提出明確技術指標，而國外高溫鈦合金對熱穩定性并無明確規定。根據文獻報道的有限數據，對五種成熟或比較成熟的國內外高溫鈦合金力學性能進行簡要比較。表12 是5 種合金推薦的熱加工、熱處理工藝以及對應的顯微組織，表13是室溫拉伸、斷裂韌度、600℃持久和蠕變性能數據。可以看到，5 種合金中ВТ36 密度最高，其余四種合金密度相當；ВТ18у 合金室溫強度和蠕變強度明顯偏低，嚴格意義上講使用溫度達不到600℃；其余4 種合金室溫抗拉強度相當，但ВТ36 塑性稍差，600℃持久強度偏低；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，但其熱穩定性未見報道，在航空發動機上應用較少；在不考慮熱穩定性前提下，IMI834 和Ti60 總體性能水平相當。

3. 4 Ti65 高溫鈦合金Ti65 合金是在Ti60 合金基礎上研制的一種名義成分為Ti-5. 9Al-4. 0Sn-3. 5Zr-0. 3Mo-0. 4Si-0. 3Nb-2. 0Ta-1. 0W-0. 05C 的10 組元近α 型高溫鈦合金，設計使用溫度為600 ～ 650℃。為保證合金的熱穩定性，Ti65 合金系的電子濃度控制在2. 16 附近，主要用途為航空發動機轉子、金屬基復合材料基體以及航天650 ～ 750℃高溫短時結構件。該合金設計指標見表14。品種規格有葉片用小規格棒材、盤用餅環材及大規格棒材。

圖片Ti65 合金具有適中的工藝塑性，可采用鍛、軋、沖等傳統手段成形，推薦兩相區熱加工和兩相區熱處理目標組織為雙態組織，為兼顧熱穩定性，初生α相須控制在5% ～ 25% 之間，見圖12。該合金已用于制備葉片和先進發動機整體葉盤鍛件等典型件，見圖13，已完成葉片的振動疲勞試驗。Ti65 合金目前仍處于工程化研究階段。

Ti65 合金是在Ti60 合金基礎上提高了Ta 含量，加入約1. 0%的W 元素，少量降低了Mo 和Nb 的加入量而開發的新合金。Ta 含量增加提高了650℃蠕變性能，見圖14a;加入0. 8% 的W 取代部分Ta 后，C1 ～ C5 五種不同測試條件下的蠕變性能均略有改善，且持久性能改善顯著，見圖14b 和c;W 的加入并未對合金650℃下的抗氧化性能產生不利影響，見圖14d。Ti65 合金的密度為4. 59g /cm3，相變點為1040±10℃，典型力學性能見表15 ～ 表17。可以看出，Ti65 合金強度-塑性、蠕變-持久-熱穩定性之間的匹配良好，具有較好的綜合性能。

4、 550 ～ 650℃高溫鈦合金焊接研究

焊接是實現結構整體化、輕量化、低成本制造的關鍵技術手段之一，在國外航空航天領域得到廣泛應用［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之一。

針對高推重比發動機對焊接結構的迫切需求，中科院金屬所與中航工業制造所、黎明和西航等單位合作，開展了我國自主研制550 ～ 650℃高溫鈦合金的焊接工藝、焊后熱處理、焊接組織演化、焊縫性能調控、焊接殘余應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 加力筒體復雜焊接結構的焊接；完成Ti60 模擬件的電子束焊接研究并探索了解決殘余應力集中分布的工藝技術措施；進行了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論。

4. 1 電子束焊接研究

對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：1）焊態下接頭熔合區及熱影響區顯微組織為針狀馬氏體，見圖15;顯微硬度以焊縫中心為對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）焊接殘余應力主要存在于距焊縫中心± 20mm 范圍內，以焊縫中心為對稱軸呈上拋物線分布，應力以縱向拉應力為主，縱向峰值應力約為橫向峰值應力的3. 5 倍；焊后采用電子束斑對焊縫進行局部掃描熱處理，可使殘余應力分布“扁平”化，見圖16。焊后局部掃描可有效改善焊接殘余應力集中分布的狀態；3）焊縫熔合區的強度較母材偏高，塑性和持久性能較母材偏低，見表18;室溫和高溫拉伸試樣均在母材區斷裂；而在600℃下進行持久試驗，Ti60 合金存在臨界應力σth:當持久應力≤σth時，持久時間在4h 以上，熔合區斷裂；持久應力≥σth時，持久時間在4h 以下，母材區斷裂［73］；焊接接頭經焊后電子束掃描處理，持久時間顯著提高。圖17 為經焊后電子束掃描處理的Ti60 電子束焊接模擬件。

4. 2 Ti60 線性摩擦焊初步研究

線性摩擦焊接作為航空發動機盤-葉片整體結構制造及修復的關鍵技術在國外已成熟，在航空發動機整體葉盤中已有應用的報道［27］，國內還處于研究階段。針對國內整體葉盤設計需求，中科院金屬所和中航工業制造所合作開展Ti60 合金線性摩擦焊接接頭的顯微組織特征及力學性能研究［74］，結果表明線性摩擦焊接接頭的顯微組織可分為焊縫中心（W）、熱機械影響區（TMAZ） 和母材區（BM） 三部分，見圖18。顯微硬度以焊縫中心為對稱軸呈上拋物線分布；焊縫區強度高于基體，焊接接頭室溫和600℃拉伸試樣均在母材區斷裂，因此室溫和高溫拉伸性能均與母材相當，見表19。因接頭部位發生劇烈絕熱剪切變形，晶粒沿剪切方向被拉長成細纖維狀，顯微組織顯著細化且存在α‘馬氏體相，導致接頭的持久壽命明顯低于母材。可見Ti60 合金可以采用線性摩擦焊方法焊接，但需要采用高溫熱處理提高接頭的持久性能或通過結構設計規避接頭持久性能低的風險。

5、 550 ～ 650℃高溫鈦合金在航天領域的推廣應用

用隨著航天工業發展和航天器飛行速率的提高，傳統的Al 基和Mg 基合金已不能滿足設計要求，比強度和比剛度高、耐高溫性能優良的鈦合金已成為首選材料。飛行速率在Ma3. 0 ～ 4. 5 之間時，殼體溫度高達550 ～ 700℃，成熟的TC4 和TA15 合金已不能滿足設計需求，需要選用耐熱溫度更高的鈦合金。

與航空發動機用高溫鈦合金的要求不同，航天用鈦合金服役時間短，但需高強度和大應力持久性能、良好的熱工藝性能（ 熱成形、超塑成形、擴散連接、鑄造性能和焊接性能） 等，以滿足復雜構件的成形及低成本需要。因此，航天耐短時高溫鈦合金的技術難點是材料強度與成形性的匹配。

先前航天用鈦合金主要從成熟的航空鈦合金中選取，根據經驗，在航天短時服役條件下，高溫鈦合金可在高于航空發動機設計使用溫度50℃下使用，材料規格主要以板材為主，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域順利推廣應用的一個重要分水嶺。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，可在航天應用條件下直接使用；而550℃及以上溫度鈦合金則因α 穩定元素含量更高、β 相含量更低，存在成形性與強度的匹配問題，推廣應用難度增大。例如，為滿足超塑成形、擴散連接的工藝要求，需獲得細晶組織，而溫度在550℃以上時，細化晶粒明顯降低大應力持久性能。

近年，中科院金屬所和寶鈦集團針對600℃ 及以上溫度使用的航天短時用鈦合金開展大量研究，在Ti55 基礎上研制的、可在航天600℃短時使用的超塑性板材和鑄件相關技術已接近成熟，基本具備應用條件，正在進行應用試驗考核；基于Ti60 合金的相關基礎研究工作正在進行中。

5. 1 Ti55 合金超塑性板材（SPTi55）

Ti55 超塑性板材（ SPTi55） 是在TA12A 基礎上改進的一種適用于航天600℃短時使用的鈦合金板材，合金成分在TA12A 成分范圍內，但適當降低Al含量，提高Mo 含量，使板材的工藝塑性得到改善，滿足設計要求。SPTi55 材料及工藝已基本定型，可進行工業化生產，是目前國內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圖19。 合金具有良好的超塑性和焊接性能，可以采用常規熱成形或超塑成形/擴散焊成形。SPTi55 板材采用超塑成形方法制作的模擬件見圖20，在920℃附近超塑成形伸長率可達到800%。

5. 2 550 ～ 650℃高溫鈦合金鑄造技術研究

鈦合金從材料制備到構件制造，成本都比較高，為降低成本、縮短生產周期，對鈦合金結構尤其是復雜結構件，采用精密鑄造實現無余量或近無余量加工，無疑是理想的設計方案。然而由于熔點高、化學活性高等原因，鈦合金容易與模殼材料發生化學反應，鑄造難度比鋼和高溫合金大。經過幾十年的研究發展，國外鑄造鈦合金關鍵技術已取得突破，在宇航工業中得到廣泛應用。鈦合金精密鑄件在熱等靜壓后進行固溶時效處理，冶金質量和力學性能均得到顯著改善。目前國際上應用最多的鑄造鈦合金為Ti-6Al-4V 和俄羅斯的BT20。

近年來國內已開展了高溫鈦合金精密鑄造成型的研究工作。從研究情況來看，550℃及以上溫度鈦合金在焊接缺陷、鑄件性能以及生產成本控制方面存在一定難度，需要開展進一步的研究工作。

中科院金屬所在Ti55 合金鑄造工藝及鑄件性能調控方面進行比較系統的研究，并對Ti60 和Ti65合金的鑄造工藝進行了探索性研究，結果表明，Ti55和Ti60 合金的鑄態組織明顯較Ti-6Al-4V 細小，見圖21，鑄態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。表20 是鑄造高溫鈦合金（ZTi55，ZTi60 和ZTi65） 和ZTC4，ZTA15 合金的基本力學性能。可見，ZTi55 合金的拉伸性能明顯優于ZTC4 和ZTA15 合金，600℃ /400MPa /30min 下蠕變殘余變形僅為0. 2%;ZTi60 合金鑄態組織塑性較好，但強度偏低，固溶時效熱處理后強度顯著提高，塑性有所降低，但伸長率仍保持在4% 以上。ZTi60和ZTi65 合金的最大優勢在于其高溫強度、大應力持久和蠕變性能，見表20 和表21。ZTi60 合金室溫強度比ZTi55 合金高80MPa，ZTi65 合金的700℃抗拉強度高于ZTi55 合金600℃下的抗拉強度，700℃ /450MPa 條件下持久時間在20min 左右，與導彈實際飛行時間接近，有望在航天器700℃溫度部位獲得應用。ZTi60 和ZTi65 合金的塑性較差，但也可調控到可接受水平，熱等靜壓后綜合性能有望進一步改善。未來需深入開展的研究工作是鑄造冶金質量尤其是鑄造缺陷的控制、檢測及表征評價。圖22 是ZTi55 鈦合金大尺寸鑄件。鑄造高溫鈦合金有其獨特性能及低成本優勢，在航空航天領域有廣闊應用前景，是高溫鈦合金當前和未來的重要發展方向之一。

6、關于國內高溫鈦合金發展的建議

6. 1 進一步完善我國的高溫鈦合金材料體系

因我國高溫鈦合金發展較晚、航空發動機自主設計能力不足等原因，目前在航空發動機上應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。根據國外經驗和國內實際情況已大致形成了由近十種合金構成的高溫鈦合金材料體系框架。這個初步體系基本符合發展趨勢，但尚需完善，以適應我國航空發動機發展的需要，實現知“材”善用。應該組建由發動機結構設計、材料研究和焊接技術領域研究人員參加的跨領域研究團隊，對當前國內高溫鈦合金材料進行梳理，確定高溫鈦合金材料體系并加以完善，建立設計用材料性能數據庫及共享平臺，實現對材料的有效、高水平利用。

6. 2 今后應考慮的研究重點

“鈦火”、表面氧化和保載疲勞敏感性是影響固溶強化型高溫鈦合金應用及發展的三大技術“罩門”，這三大國際性難題至今尚待進一步破解。Ti-Al 系金屬間化合物尤其是γ-TiAl 因Al 含量接近50at%，可形成連續穩定的Al2O3保護膜，高溫抗氧化性及抵抗“鈦火”能力與傳統鈦合金相比有飛躍性提高，而且650 ～ 800℃高溫下比強度高于鎳基高溫合金，因此從20 世紀90 年代以后，國際上航空發動機用耐高溫鈦基合金的研究重點已轉向Ti-Al 系金屬間化合物。然而未來相當長的一段時間，耐高溫鈦合金仍將以固溶強化型鈦合金為主。結合近年來國內外的研究熱點，除目前眾所周知的防“鈦火”設計及技術［72］研究、表面防護涂層技術兩項國際性重大研究課題外，國內高溫鈦合金材料尚需側重以下領域/方向的研究。

6. 2. 1 600 ～ 650℃高溫鈦合金的深化研究及材料應用研究

目前國內650℃鈦合金的研究結果超過預期，但以提高抗氧化能力同時兼顧高溫強度為目標的合金成分優化、高溫長時表面氧化及防護技術、長時組織性能穩定性以及材料應用研究尚需深化；為指導抗氧化性合金化元素的選擇，需要加強合金化元素對鈦合金的氧化熱力學及動力學理論基礎研究，就合金元素對鈦合金抗氧化性能的影響進行理論預測，指導合金化研究實踐。

6. 2. 2 保載疲勞研究

所謂保載疲勞是在常規疲勞峰值載荷處應力保持一段時間的疲勞形式。不少鈦合金存在保載疲勞敏感性高的問題［75 ～ 84］。20 世紀70 年代初，裝配在Lockheed Tristar 飛機上的羅羅公司ＲB211 發動機的2 個IMI685 合金風扇盤發生意外非包容性失效［23］，被認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外材料研究及發動機設計范疇。1997 年加拿大航空公司國際航班CP30 的空難事故也是因其高壓壓氣機3 ～ 9 級鼓筒發生保載疲勞導致非包容性失效所致［85］。

研究發現，保載疲勞是近α 和α + β 型鈦合金存在的普遍現象，在保載疲勞條件下，疲勞壽命與常規三角/正弦波疲勞相比一般會降低一個數量級甚至更多，因此是大多數高溫鈦合金的“罩門”之一。

高溫鈦合金優異的蠕變性能與高保載疲勞敏感性并存，成為困擾設計并限制鈦合金應用的重大問題之一。

國外針對保載疲勞進行大量研究，目前是高溫鈦合金領域的研究熱點之一。已有研究表明：1） 現有的近α 和α + β 鈦合金普遍存在保載疲勞現象；2）保載疲勞主要發生在200℃以下［86，87］；3） 保載時間在2min 以內壽命降低最明顯［67］；4） 盤鍛件比小規格棒材保載疲勞敏感性高；保載疲勞現象在高應力下明顯，隨疲勞峰值應力降低，保載疲勞敏感性降低［23，67］；5）雙態組織中隨初生α 相體積分數增加，保載疲勞敏感性提高［75，82］；對于片層狀組織，并列組織（α 片層呈平行排列） 保載疲勞敏感性高于網籃組織（α 片層呈編織狀排列）［26］；6）多數研究結果表明，保載對疲勞長裂紋擴展速率影響較小［25，85，88］；7）保載疲勞裂紋一般萌生于試樣內部，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） 保載疲勞效應與微織構、冷蠕變及氫脆等因素［23，67，79，89 ～ 91］有關，但主導影響機制尚不明確。國外羅羅公司等主要航空發動機公司對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估及數據累積。

國內對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構設計需要，目前及今后一段時間內應重點開展以下研究：1） 保載疲勞損傷變形機制研究，理解保載效應的內在機制；2）關鍵高溫鈦合金材料的保載疲勞敏感性評價及設計用數據累積，為設計選材及構件壽命設計提供依據；3）近α 型鈦合金中的微織構研究。根據現有研究結果，保載疲勞敏感性跟晶粒晶體學取向的均勻程度關系較大，即與材料中存在的微織構有較強關聯，需重點研究微織構的形成機制和控制手段，提出晶粒尺寸及微織構控制的技術措施，在此基礎上完善微織構的檢測手段，建立相應的評估方法。需要指出的是，前面曾提到的晶粒尺寸及微織構對高溫鈦合金熱穩定性和缺口敏感性均有顯著影響，此項研究對理解鈦合金熱穩定性及缺口敏感性也具有重要價值。

6. 2. 3 高溫鈦合金焊接研究

輕量化、結構整體化、高性能、低成本是高溫鈦合金結構的發展趨勢，而焊接是實現結構整體化和低成本制造的有效手段。高溫鈦合金焊接結構在國外先進發動機上得到廣泛應用。然而對于合金化程度較高、塑性儲備較小的合金，如果采用熔焊焊接，焊縫開裂傾向比傳統TC4，TA15 等合金大，因此焊接過程控制難度較大。

國內高溫鈦合金焊接研究基礎相對薄弱，需要在以下方面開展深入研究：1） 熔焊條件下焊接過程的模擬仿真及焊接工藝研究；2） 固態焊接條件下接頭顯微組織、性能與焊接工藝的關聯性；接頭損傷變形機制以及接頭性能調控工藝研究；3） 不同高溫鈦合金材料之間的異材焊接技術；4） 焊接接頭的局部熱處理技術；5）焊接殘余應力的預測、檢測手段、方法及焊后去應力退火工藝研究。

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是實現結構輕量化、整體化、低成本制造的另一關鍵技術，目前采用鑄造Ti-6Al-4V，Ti6242，BT20 等制作的中介機匣、風扇、高壓壓氣機機匣、壓氣機轉子和定子等薄壁整體結構件，已在國外先進發動機上獲得廣泛應用［3，72，92，93］，精密鑄造也是下一代耐高溫鈦基合金γ-TiAl 的主導工藝之一。國內鈦合金鑄造技術發展較快，并已應用于航空發動機機匣等零部件，但與先進國家相比尚存在差距。高溫鈦合金鑄件也可用于航天、汽車、兵器等領域，因此高溫鈦合金精密鑄造技術是當前及未來國內需大力發展的研究領域之一。國外550℃以下高溫鈦合金的鑄造技術相對成熟，鑄造難度較高的是550℃ 及以上鈦合金。針對高溫鈦合金精密鑄造的研究現狀及需求，急需開展以下研究：1）500℃及以上溫度鑄造鈦合金的性能調控研究；2）與材料特性關聯的鑄造過程模擬仿真研究；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、修復、表征及評價技術。

6. 2. 5 高溫鈦合金預合金粉末冶金技術研究

采用氣體霧化或旋轉電極等快速凝固方法制備的預合金粉，以粉末冶金方法制備坯料或構件具有可提高低固溶度彌散相形成元素的過飽和度、容易引入第二相強化顆粒、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分布等優勢，理論上是破解600℃及以上高溫鈦合金強化、消除保載疲勞敏感性、獲得更佳性能匹配等技術難題的有效手段。目前該技術尚未取得重大突破，國內外的研究結果均表明［2 ～ 36，39］，由于存在缺陷、污染或顆粒間未實現理想的冶金結合等問題，快速凝固粉末冶金高溫鈦合金的綜合性能尚達不到同成分熱機械加工合金的水平（ 塑性和疲勞性能偏低）。盡管如此，快速凝固+ 粉末冶金技術仍是未來高性能鈦合金研究的重要技術方向之一。

6. 2. 6 纖維/顆粒增強鈦基復合材料制備與構件一體化制造技術研究

纖維增強整體葉環結構應用到航空發動機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整體葉環結構也需要纖維增強。因此以高溫鈦合金為基體的纖維/顆粒增強復合材料制造技術是高溫鈦合金未來發展的重要方向之一，為此需要開展以下研究：1） 高溫鈦合金的熱擴散連接性能、工藝及技術評估；2） 熱-力耦合作用下高溫鈦合金的顯微組織演變、對力學性能的影響及性能優化；3）高溫鈦合金基體與纖維增強體的界面反應及其對復合材料性能的影響；4） 復合材料內應力的仿真模擬、設計及控制研究；5） 針對纖維增強復合材料制造技術特點及要求的材料成分調控研究等。

7、結語

高溫鈦合金發展的大趨勢是由固溶強化為主向有序強化為主發展（如由正交O 相、α2相和β0相組成的Ti2AlNb 基合金可應用于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） 方向發展。

這些新材料新工藝也有其固有的局限性，無法在550 ～ 650℃這個重要的工作溫度區間完全替代固溶強化型高溫鈦合金+ 鍛造/鑄造這種久經考驗的技術路線。在相當長時間內，高溫鈦合金在航空航天領域仍將占據重要的地位。隨著研究工作的深入和各類技術問題的解決以及應用面的拓展，高溫鈦合金的應用前景十分廣闊。

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