航空發動機用TC11鈦合金抗點燃性能及機理研究

弭光寶， 曹春曉， 黃 旭， 曹京霞， 王 寶

(北京航空材料研究院 先進鈦合金航空科技重點實驗室，北京100095)

無論軍用或民用飛機，其性能在相當大程度上取決于發動機的水平［1］。近年來，航空發動機技術取得巨大的進步，軍用發動機推重比已從初期的2 ～3 提高至10 一級。發動機性能在較短的時間內能夠得到快速發展與鈦合金的大量應用密切相關。國外先進航空發動機中，鈦合金用量已占到發動機總質量的25% ～40%，如F100 發動機約為25%，F119 發動機達到40%左右。我國軍用發動機的鈦用量已從早期的“零”按不同機型分別提高至10%，13%，15%和25%，正在研制的民用發動機的鈦用量預期為23%左右。因而航空發動機使用材料的總趨勢從早期的鋼、鋁時代轉化成冷端以鈦為主，熱端以鎳為主的鎳、鈦、鋼“三足鼎立”的時代［2］。

隨著高推重比發動機中鈦合金用量的提高，壓氣機鈦合金構件的工作條件更為復雜和苛刻，鈦火發生的傾向性和嚴重性大大增加，致使鈦火事故頻發。美國和俄羅斯在軍用發動機和民用發動機中發生過100 余起鈦火事故，造成巨大危害和損失［3］，有效預防鈦火隱患成為研制先進發動機的關鍵技術。除美國、俄羅斯發生過多起鈦火事故，近年來我國先進發動機在試車時也發生過幾起鈦火，嚴重影響發動機的研制進度。導致的結果是，發動機設計部門對我國自主研制高溫鈦合金的選材信心不足，不僅阻礙了鈦合金在先進航空發動機上的應用研究和工程化進程，也制約了我國發動機用鈦合金材料體系的發展。由上可知，與國外相比，我國在預防鈦火的基礎與技術研究水平、鈦材使用的安全理念等方面還存在很大差距。造成這種差距的根本原因是，我國對發動機鈦火的理解和認識尚不深入，比如評價方法不科學、基礎實驗數據積累不完備和點火燃燒機理不明確等。

鈦合金的抗點燃性能即材料所具有的防止有焰燃燒的特性，是衡量發動機用鈦合金阻燃功能性的關鍵性能指標之一(通常采用點火特性來度量)，其測試與表征方法是預防發動機鈦火技術研究的重要基礎。俄羅斯利用摩擦點火方法測試BT20，ВТТ-1 和ВТТ-3 等鈦合金的抗點燃性能，得出在相同壓力下，點火溫度依次為BTT-3 ＞BTT-1＞BT15 ＞BT23 ＞BT20;美國采用激光點火法測試Ti-6Al-4V，Ti-13Cu 和Ti-35V-15Cr 等鈦合金，以及Cr-Mo，IVD 鋁等涂層的抗點燃性能，為鈦合金在發動機上安全服役提供可靠的數據支撐［4～6］。然而，我國在鈦合金抗點燃性能測試與研究方面尚處于起步階段。因此，本工作在前期研究［7～10］基礎上，以目前我國航空發動機關鍵構件中用量最大的500℃使用的TC11 鈦合金［11］為研究對象，通過進一步拓展摩擦點火技術，實驗研究TC11 鈦合金的抗點燃性能，進而揭示點燃與抗點燃的微觀機理。

1 實驗方法

實驗用TC11 鈦合金是一種綜合性能良好的αβ 型鈦合金，其名義成分(質量分數/%)為Ti-6.5 Al-3.5Mo-1.5Zr-0.3Si。通過真空自耗電弧熔煉法(VAR)獲得成分均勻的鑄錠，然后經開坯、鍛造和熱處理等工藝獲得鍛件。對比實驗用TC4(Ti-6Al-4V)鈦合金試樣取自模鍛件。采用線切割、鉆、銑和磨等加工方法，獲得帶有φ4mm 中心孔、尺寸為125mm×27mm×2mm 的抗點燃性能測試試樣，且表面清潔、光亮。

采用摩擦點燃實驗方法進行TC11 鈦合金的抗點燃性能測試，摩擦接觸壓力P 和預混氣流氧濃度c0為控制參數，點火原理如圖1 所示。實驗過程中，首先分別將旋轉楔形試樣A 和帶中心孔長條試樣B 固定于電機帶動的旋轉軸和夾具支座上，蓋上移動保護蓋，然后開啟設備的電氣系統和供氣系統，在一定摩擦接觸壓力和預混氣流條件下，高速旋轉試樣A 與固定試樣B 形成一對摩擦副，因劇烈高速摩擦，試樣局部溫度急劇升高，直至點燃。根據點燃過程實時記錄和實驗后試樣B的形貌判斷試樣是否點燃。試樣A 的旋轉角速度ω 為5000r/min，氣流壓力為0.1 ～0.2MPa，試樣A與B 的初始溫度恒定，通過調控參數P 和c0，得到不同條件下點燃與不燃的多個實驗點。將實驗點進行數據處理，以獲得的P-c0關系曲線作為表征鈦合金抗點燃的性能指標。采用換氣方法實現熄火實驗，當試樣點燃后，氣流環境立刻切換為高純氬氣。采用徠卡倒置式顯微鏡系統(OM)，JEOL JSM-6301F 型掃描電子顯微鏡(SEM)觀察合金微觀組織形貌，采用能譜(EDS)對熄火表面至反應-影響區的合金元素分布進行微觀分析。

2 實驗結果

2.1 TC11 鈦合金點燃過程的原位觀察

圖1 摩擦點燃實驗裝置原理圖Fig.1 Schematic diagram of frictional ignition apparatus

圖2 和圖3 為摩擦接觸壓力P =0.225MPa，預混氣流氧濃度c0=55.2%條件下TC11 鈦合金的摩擦點燃過程。從圖2 中可見，當高速旋轉的試樣A與試樣B 中心孔接觸后立刻產生明亮的摩擦火花(圖2a);隨著摩擦持續進行，摩擦火花變得更加強烈(圖2b)，試樣A 的摩擦碎片充滿整個空間，并伴隨著摩擦碎片產生、爆燃和散落(圖2c);摩擦3s后，試樣A 的楔形部分幾乎全部磨損，摩擦碎片大大減少，下落的碎片燃燒過程中熔化并形成球形小液滴繼續燃燒，在支撐座表面可見V 面中心孔(位置見圖1)熾熱狀態的鏡像(圖2d);摩擦4s 后，試樣B 的熾熱狀態進一步提高，此時又有新的燃燒碎片不斷散落(圖2e)，摩擦表面的溫度由中心向外側呈明顯的梯度分布(圖2f)。當實驗條件低于點火條件，則摩擦結束后3 ～4s，試樣熾熱狀態迅速消失，試樣B 不會出現著火現象;當實驗條件高于點火條件，則試樣B 點燃，如圖3 所示。從圖3 中可見，摩擦持續5s 后，試樣A 與B 開始分離(圖3a)，試樣B的熾熱狀態更加顯著，發出耀眼的白光(圖3b ～e)，此時試樣B 點燃(圖3f)，在燃燒碎片下落的瞬間立即可見試樣B 的點燃位置及火焰(圖3g ～i)，隨后試樣A 與B 完全分離(圖3j)，試樣B 伴隨著燃燒碎片下落開始持續燃燒(圖3k)，幾秒后試樣B 開始熄火，表面的熾熱狀態逐漸減弱(圖3l)。可見，本實驗條件下，當P，c0低于某一臨界值(出現著火跡象)時，試樣B 不會點燃;反之則試樣B 點燃并持續燃燒數秒。不燃與點燃的摩擦磨損產物與熄火產物的表面形貌如圖4 所示。

2.2 TC11 鈦合金的抗點燃性能

圖5 為不同條件下TC11 鈦合金的摩擦點燃實驗結果。通過實驗數據處理和非線性擬合可知，TC11 鈦合金的P-c0關系曲線符合拋物線規律，即:

式中:P 為試樣A 與B 的摩擦接觸壓力，MPa;c0為預混氣流氧濃度，%。

圖2 TC11 鈦合金摩擦過程的原位觀察Fig.2 In-situ observation of frictional process of TC11 alloy (Ⅰ:spherical droplets formed during fragments burning;Ⅱ:mirror image of centre hole in V-face in the hot state)(a)beginning of rubbing;(b)after rubbing for 1s;(c)2s;(d)3s;(e)4s;(f)5s

圖3 TC11 鈦合金摩擦點燃過程的原位觀察Fig.3 In-situ observation of frictional ignition of TC11 alloy(Ⅰand Ⅱ:generation and burning of fragments during separation)(a)beginning of separation between sample A and B;(b－i)separation process;(j)end of separation;(k)ignition of sample B;(l)extinction of sample B

圖4 不同條件下TC11 鈦合金摩擦磨損和熄火表面的形貌Fig.4 Frictional abrasion and extinction surface morphology of TC11 alloy under different conditions(a)P=0.10MPa，c0 =67.2%;(b)P=0.15MPa，c0 =50.5%;(c)P=0.225MPa，c0 =55.2%

式(1)確定了TC11 鈦合金點燃和不燃的邊界，P 和c0分別反映點燃臨界溫度和壓力指標的變化。隨著c0的增大，P 呈拋物線規律降低，即P -c0關系表征了TC11 鈦合金的抗點燃性能。當P 從0.05MPa增至0. 25MPa 時，點燃對應的c0降低約32.5%，說明TC11 鈦合金的抗點燃性能對P 和co的敏感程度有所不同。隨著c0增大，抗點燃性能對P 的敏感性增強，即在c0較低時，TC11 鈦合金的抗點燃性能主要由c0控制。

同理，根據不同條件下對比實驗TC4 鈦合金點燃和不燃的實驗點，通過數據處理，可以得到TC4鈦合金的抗點燃性能，即:

圖6 為上述TC11 和TC4 的抗點燃性能。通過比較可知，在本實驗條件下，TC11 鈦合金的抗點燃性能顯著高于TC4 鈦合金，點燃對應的c0至少比TC4 鈦合金高20%。

圖5 TC11 鈦合金摩擦點燃的P-c0 關系曲線Fig.5 Relationship between contact pressure (P)and oxygen concentration (c0)of TC11 alloy

圖6 TC11 和TC4 鈦合金的抗點燃性能Fig.6 Ignition resistance performance of TC11 and TC4 alloy

3 分析討論

3.1 TC11 鈦合金的點燃機理

著火是燃燒的基本過程之一，也是一個自加速的非等溫氧化過程。這個過程的主要特征是氧化膜作為擴散壁壘阻礙金屬與氧劇烈反應，甚至在氧化早期階段就已存在。因此，實際中塊體致密鈦的熱自燃發生比較困難［12］，而點燃容易滿足著火的必要條件，即氧化物薄膜停止保護作用，進而熱釋放迅速增加引起著火，該過程很大程度上依賴于原生金屬表面與氧的初始反應。高速摩擦條件下TC11 鈦合金的原生表面怎樣形成，首先需要確定TC11 鈦合金的著火源。

摩擦點燃實驗表明，TC11 鈦合金試樣A 與B的摩擦表面覆蓋著一層深色氧化物，沒有形成原生金屬表面(圖7a)，且沒有著火的跡象，即使工業純Ti 形成具有新鮮金屬光澤的原生金屬表面(圖7b)，也未見著火發生，說明TC11 鈦合金與氧發生初始反應的著火源不在宏觀的摩擦表面U 上(表面相對位置見圖1)。通過預設(P，c0)至某一臨界值，對TC11 鈦合金的摩擦點燃過程進行原位觀察(圖8)可知:摩擦結束后試樣A 與B 開始分離，由于摩擦表面的原生金屬與氧發生劇烈反應而出現強烈火花(圖8a)，隨后摩擦表面處于熾熱狀態(圖8b ～d)，經過約0.12s 在試樣B 的U 表面和V 表面觀察到微弱的火焰(圖8e)，再經約0.03s 出現較為明亮的火焰(圖8f)，隨后試樣A 與B 完全分離(圖8g)，試樣A 的熾熱狀態逐漸消失，同時產生放射狀火花(圖8h ～i)，之后3s 試樣B 中心孔的熾熱狀態很快消失(圖8j ～l)。說明著火很可能發生在試樣B 的U 表面或V 表面中心孔附近。結合臨界條件下摩擦磨損及熄火產物的表面形貌觀察(圖9)，可見U表面的中心孔被摩擦過程塑性變形的原生金屬或氧化物彌合，并在中心孔內發現著火的微小凸起(圖9a)，而V 表面的中心孔附近也觀察到著火的微小碎片，同時存在熔化現象(圖9b ～d)，進一步說明了著火最可能發生的位置。

圖7 TC11 和TA2 鈦合金的摩擦表面形貌Fig.7 Frictional surface morphologies of titanium alloys TC11 (a)and TA2 (b)

根據摩擦學基本原理［13］，摩擦過程大部分摩擦能量都消耗于塑性變形而被直接轉化為接觸面表層材料的熱能，試樣A 與B 的接觸為凸起點接觸，摩擦過程舊的凸起點不斷消失，新的凸起點不斷出現，這些凸起的點在相互作用時會成為出現瞬間閃溫微小區域(微米級)，溫度高達幾百甚至超過1000℃，持續幾納秒至幾微秒，這是因為熱量僅僅在凸起的微小區域內散失，所以瞬間溫度很高，若接觸物質的硬度有差別，摩擦升溫將受到影響。從該基本原理出發，這些出現閃溫的微小區域很可能成為摩擦著火最先發生之處。于是，可以確定TC11 鈦合金著火源所在的位置，即著火發生在試樣B 的U 面或V面中心孔附近形成的具有原生金屬表面的微小凸起或碎片上。

圖8 在臨界條件下TC11 鈦合金點燃過程的原位觀察Fig.8 In-situ observation of ignition process of TC11 alloy under critical condition(Ⅰ:mirror image of V-face of frictional process between sample A and B;Ⅱ:mirror image of sample A in B;Ⅲ:spark of micro-bump near the centre hole of sample B after friction) (a)0s after the rubbing ends;(b－d)0.09s;(e)0.12s;(f)0.15s;(g)0.18s;(h)0.24s;(i)0.30s;(j)0.50s;(k－l)2.5s

圖9 在臨界條件下TC11 鈦合金摩擦磨損及熄火表面的形貌Fig.9 Frictional abrasion and extinction surface morphology of TC11 alloy under the critical condition(a)U surface;(b－d)V surface

綜上所述，可以從兩個方面描述TC11 鈦合金點燃的微觀機理，即試樣A 與B 緊貼在一起且發生塑性變形，試樣A 前端在中心孔的擠壓和剪切作用下出現具有原生表面的島狀微凸起或微碎片;摩擦過程流動金屬的前沿會出現具有原生表面的微凸起或微碎片。換句話說，摩擦過程產生的微凸起或微碎片(統稱為微凸體)，雖然形成過程或形貌不完全相同，但是尺寸均比較小(幾十至幾百微米)，都具有與氧發生初始反應的原生金屬表面，如圖10 所示。

圖10 TC11 鈦合金摩擦過程原生金屬表面的形成過程Fig.10 Forming process of fresh metal surface of TC11 alloy during friction (1:oxide;2:island-like microbumps or fragments formed during friction;3:plastic deformed metal or oxide)

3.2 TC11 鈦合金的抗點燃機理

圖11 和圖12 分別為點燃5s 后TC11 鈦合金熄火表面至反應-影響區的微觀組織和元素分布。可見，從熄火表面至反應-影響區的微觀組織由4個連續區域組成，依次為A，B，C 和D 區域，而合金元素分布規律性變化進一步反映各區域的微觀特征。合金基體中元素的分布相對穩定，D 區中合金元素分布開始發生變化，Ti 元素逐漸下降、Al 和Mo 元素呈上升趨勢;C 區中Ti 元素大大提高、Al 和Mo 元素迅速下降;B 區中Ti、Al 和Mo 的分布具有強烈波動性，根據相圖可知［14］，該區由大量的富Ti 和富Al，Mo 的鈦基固溶體相組成，而O 大量固溶于富Ti 固溶體相中，Zr 和Si 大量固溶于富Al，Mo 固溶體相中，且富Al，Mo 固溶體相呈網狀分布，如表1 所示;A 區中O 元素大幅度增加，Al 和Mo 元素大大減少，如表2 所示。于是可將上述A，B，C 和D 四個區域分別描述為燃燒區、熔凝區、熱影響區和過渡區。

圖11 點燃5s 后TC11 鈦合金熄火表面至反應-影響區的微觀組織Fig.11 Microstructure of reaction zone and reaction-affected zone of TC11 alloy after ignition for 5s

圖12 點燃5s 后TC11 鈦合金熄火表面至反應-影響區的合金元素分布Fig.12 Element distribution of reaction zone and reactionaffected zone of TC11 alloy after ignition for 5s

圖13 和圖14 分別為點燃1s 后TC11 鈦合金熄火表面至反應-影響區的微觀組織及元素分布。可見，熄火表面至反應-影響區的尺寸大為減小(從大約300μm 減小至100μm)，微觀組織同樣由A(燃燒區)、B(熔凝區)、C(熱影響區)和D(過渡區)四個連續區域組成。合金元素分布的規律性在微區分析中得到進一步驗證，如熱影響區中Ti 元素含量較高、Al 和Mo 元素含量下降;熔凝區中含有大量富Al，Mo 元素的鈦基固溶體相且呈網狀分布，O 含量大大增加;燃燒區O 含量進一步提高。以此類推，點燃0.5s 后熄火表面至反應-影響區的微觀組織同樣具有分區特征，差別在于反應-影響區的尺寸進一步減小至幾十微米。因此，可以歸納得出，上述摩擦過程形成的微凸體點燃后微觀組織及合金元素分布具有相同的規律性。那么，通過分析熄火表面至反應-影響區合金元素的形成過程也就可以解釋TC11鈦合金抗點燃的原因。

表1 TC11 鈦合金熄火表面至反應-影響區中B 區的EDS 分析(質量分數/%)Table 1 EDS analysis of C zone inside the reaction-affected zone of TC11 alloy (mass fraction/%)

表2 TC11 鈦合金熄火表面至反應-影響區中A 區的EDS 分析(質量分數/%)Table 2 EDS analysis of A zone inside the reaction zone of TC11 alloy (mass fraction/%)

根據Ti-O 相圖［14］可知，鈦與氧的反應很復雜，不僅存在多種穩定的氧化物，而且O 在鈦中有較大的固溶度(在α-Ti 中達到30at%)。說明O 很容易通過鈦合金原生表面迅速進入微凸體，并會隨時間延長向內部不斷擴散，其氧化膜形成速率主要取決于氧化膜的生長及在合金基體中固溶程度［15］。該過程中氧化膜形成的能力可以用合金元素與O 的親和能來衡量。一個氧原子與鈦原子的親和能(－28.27eV)高于兩個氧與鈦之間的親和能(－54.99eV)，因而氧與鈦先形成TiO，隨后TiO 被氧化為高價的TiO2。Al 與O 的親和能與Ti 與O 的親和能接近，因而原生金屬表面不會發生Al 的優先氧化。由于Al 在鈦表面的原子埋置能(5. 63eV)高于在鈦基體中的原子埋置能(5.26eV)，所以Al 不會向鈦表面遷移并偏聚，而向合金基體內擴散，在鈦合金表面形成貧Al 的鈦表層［16］。根據Ti，Al 和Mo 的電負性可知，Mo 易固溶于富Al 的鈦基固溶體相中，會伴隨Al 向合金基體內遷移，所以熄火表面至燃燒區Ti 的氧化物占較大比例，而Al 和Mo 的氧化物較少。

圖13 點燃1s 后TC11 鈦合金熄火表面至反應-影響區的微觀組織Fig.13 Microstructure of reaction zone and reaction-affected zone of TC11 alloy after ignition for 1s

圖14 點燃1s 后TC11 鈦合金熄火表面至反應-影響區的合金元素分布Fig.14 Element distribution of reaction zone and reaction-affected zone of TC11 alloy after ignition for 1s(a)line scan;(b)micro-area scan

上述過程與緩慢的氧化過程不同，氧與微凸體的原生金屬表面在高溫下相互作用，具有溫度高、反應快的特點，還涉及反應-影響區內合金元素與氧的擴散行為。當燃燒區溫度急劇上升時，鈦合金發生熔化，氧穿過鈦的氧化物大量向合金基體固溶，此時鈦的氧化物在合金基體的固溶可能成為影響燃燒區反應速率的控制步驟。對于向內擴散的Al 和Mo，由于在鈦基體中Al 原子間相互作用能小于零［16］，所以Al 和Mo 原子迅速發生聚集，并成為隨后凝固的結晶核心，形成富Al 和Mo 的鈦基固溶體相。在這個過程中，一方面由于O 在鈦中的大量固溶，限制了O 繼續向合金基體內的擴散，另一方面由于富Al，Mo 的鈦基固溶體相呈網狀結構分布，阻礙了氧向合金基體內的擴散(見圖14b 熔凝區中氧含量變化)。因而熱影響區的形成主要受元素的擴散控制。反應過程強烈的溫度梯度作用對合金基體產生顯著的熱影響作用，使合金元素發生遷移與聚集，其中Ti 原子有向熔凝區擴散的趨勢，而Al，Mo 原子發生聚集并析出，阻礙了Ti 原子擴散的擴散速率，致使在熱影響區與熔凝區的界面附近鈦的濃度大大提高，從而形成較為致密的微觀組織(見圖11 和圖13)。過渡區Ti 原子向熱影響區的遷移，進一步說明受到反應區熱影響作用時Ti 原子可能出現優先向外擴散。可見，熄火表面至反應-影響區內Ti 與O，Al 與O 之間是否存在優先反應的問題比較復雜，今后仍需進一步探討。

綜上所述，TC11 鈦合金抗點燃的微觀機理可以描述為，從熄火表面至反應-影響區，富Al，Mo 的鈦基固溶體相大大降低了熱影響區中Ti 元素向外部和熔凝區中氧原子向內部的擴散速率，限制了Ti 與O 的優先劇烈反應，并與熔凝區O 的大量固溶共同阻止氧向熱影響區的繼續擴散，從而提高摩擦過程形成的微凸體的抗點燃作用，即提高合金的抗點燃性能。

4 結論

(1)建立定量描述TC11 鈦合金抗點燃性能的P-c0關系，P 隨c0的增大呈拋物線規律下降，P 從0.05MPa 增至0.25MPa 時，點燃對應的c0降低約32.5%;TC11 鈦合金的抗點燃性能顯著高于TC4 鈦合金，點燃對應的c0至少比TC4 鈦合金高20%。

(2)TC11 鈦合金摩擦過程產生強烈的火花，著火首先發生在具有原生金屬表面的微凸體上;點燃過程形成四個具有不同元素分布特征的區域，從熄火表面至反應-影響區依次為燃燒區、熔凝區、熱影響區和過渡區，其中熱影響區中Ti 元素含量較高、Al 和Mo 元素含量下降，熔凝區中含有大量富Al 和Mo 元素的鈦基固溶體相且呈網狀分布，O 含量大大增加。

(3)TC11 鈦合金抗點燃的微觀機理:富Al 和Mo 的鈦基固溶體相降低了熱影響區Ti 向熔凝區的擴散速率，限制了燃燒區Ti 與O 的優先反應，并與熔凝區O 的大量固溶共同阻止了O 向熱影響區的繼續擴散，從而提高了摩擦過程形成的微凸體的抗點燃性能。

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