航空发动机用TC11钛合金抗点燃性能及机理研究

弭光宝， 曹春晓， 黄 旭， 曹京霞， 王 宝

(北京航空材料研究院 先进钛合金航空科技重点实验室，北京100095)

无论军用或民用飞机，其性能在相当大程度上取决于发动机的水平［1］。近年来，航空发动机技术取得巨大的进步，军用发动机推重比已从初期的2 ～3 提高至10 一级。发动机性能在较短的时间内能够得到快速发展与钛合金的大量应用密切相关。国外先进航空发动机中，钛合金用量已占到发动机总质量的25% ～40%，如F100 发动机约为25%，F119 发动机达到40%左右。我国军用发动机的钛用量已从早期的“零”按不同机型分别提高至10%，13%，15%和25%，正在研制的民用发动机的钛用量预期为23%左右。因而航空发动机使用材料的总趋势从早期的钢、铝时代转化成冷端以钛为主，热端以镍为主的镍、钛、钢“三足鼎立”的时代［2］。

随着高推重比发动机中钛合金用量的提高，压气机钛合金构件的工作条件更为复杂和苛刻，钛火发生的倾向性和严重性大大增加，致使钛火事故频发。美国和俄罗斯在军用发动机和民用发动机中发生过100 余起钛火事故，造成巨大危害和损失［3］，有效预防钛火隐患成为研制先进发动机的关键技术。除美国、俄罗斯发生过多起钛火事故，近年来我国先进发动机在试车时也发生过几起钛火，严重影响发动机的研制进度。导致的结果是，发动机设计部门对我国自主研制高温钛合金的选材信心不足，不仅阻碍了钛合金在先进航空发动机上的应用研究和工程化进程，也制约了我国发动机用钛合金材料体系的发展。由上可知，与国外相比，我国在预防钛火的基础与技术研究水平、钛材使用的安全理念等方面还存在很大差距。造成这种差距的根本原因是，我国对发动机钛火的理解和认识尚不深入，比如评价方法不科学、基础实验数据积累不完备和点火燃烧机理不明确等。

钛合金的抗点燃性能即材料所具有的防止有焰燃烧的特性，是衡量发动机用钛合金阻燃功能性的关键性能指标之一(通常采用点火特性来度量)，其测试与表征方法是预防发动机钛火技术研究的重要基础。俄罗斯利用摩擦点火方法测试BT20，ВТТ-1 和ВТТ-3 等钛合金的抗点燃性能，得出在相同压力下，点火温度依次为BTT-3 ＞BTT-1＞BT15 ＞BT23 ＞BT20;美国采用激光点火法测试Ti-6Al-4V，Ti-13Cu 和Ti-35V-15Cr 等钛合金，以及Cr-Mo，IVD 铝等涂层的抗点燃性能，为钛合金在发动机上安全服役提供可靠的数据支撑［4～6］。然而，我国在钛合金抗点燃性能测试与研究方面尚处于起步阶段。因此，本工作在前期研究［7～10］基础上，以目前我国航空发动机关键构件中用量最大的500℃使用的TC11 钛合金［11］为研究对象，通过进一步拓展摩擦点火技术，实验研究TC11 钛合金的抗点燃性能，进而揭示点燃与抗点燃的微观机理。

1 实验方法

实验用TC11 钛合金是一种综合性能良好的αβ 型钛合金，其名义成分(质量分数/%)为Ti-6.5 Al-3.5Mo-1.5Zr-0.3Si。通过真空自耗电弧熔炼法(VAR)获得成分均匀的铸锭，然后经开坯、锻造和热处理等工艺获得锻件。对比实验用TC4(Ti-6Al-4V)钛合金试样取自模锻件。采用线切割、钻、铣和磨等加工方法，获得带有φ4mm 中心孔、尺寸为125mm×27mm×2mm 的抗点燃性能测试试样，且表面清洁、光亮。

采用摩擦点燃实验方法进行TC11 钛合金的抗点燃性能测试，摩擦接触压力P 和预混气流氧浓度c0为控制参数，点火原理如图1 所示。实验过程中，首先分别将旋转楔形试样A 和带中心孔长条试样B 固定于电机带动的旋转轴和夹具支座上，盖上移动保护盖，然后开启设备的电气系统和供气系统，在一定摩擦接触压力和预混气流条件下，高速旋转试样A 与固定试样B 形成一对摩擦副，因剧烈高速摩擦，试样局部温度急剧升高，直至点燃。根据点燃过程实时记录和实验后试样B的形貌判断试样是否点燃。试样A 的旋转角速度ω 为5000r/min，气流压力为0.1 ～0.2MPa，试样A与B 的初始温度恒定，通过调控参数P 和c0，得到不同条件下点燃与不燃的多个实验点。将实验点进行数据处理，以获得的P-c0关系曲线作为表征钛合金抗点燃的性能指标。采用换气方法实现熄火实验，当试样点燃后，气流环境立刻切换为高纯氩气。采用徕卡倒置式显微镜系统(OM)，JEOL JSM-6301F 型扫描电子显微镜(SEM)观察合金微观组织形貌，采用能谱(EDS)对熄火表面至反应-影响区的合金元素分布进行微观分析。

2 实验结果

2.1 TC11 钛合金点燃过程的原位观察

图1 摩擦点燃实验装置原理图Fig.1 Schematic diagram of frictional ignition apparatus

图2 和图3 为摩擦接触压力P =0.225MPa，预混气流氧浓度c0=55.2%条件下TC11 钛合金的摩擦点燃过程。从图2 中可见，当高速旋转的试样A与试样B 中心孔接触后立刻产生明亮的摩擦火花(图2a);随着摩擦持续进行，摩擦火花变得更加强烈(图2b)，试样A 的摩擦碎片充满整个空间，并伴随着摩擦碎片产生、爆燃和散落(图2c);摩擦3s后，试样A 的楔形部分几乎全部磨损，摩擦碎片大大减少，下落的碎片燃烧过程中熔化并形成球形小液滴继续燃烧，在支撑座表面可见V 面中心孔(位置见图1)炽热状态的镜像(图2d);摩擦4s 后，试样B 的炽热状态进一步提高，此时又有新的燃烧碎片不断散落(图2e)，摩擦表面的温度由中心向外侧呈明显的梯度分布(图2f)。当实验条件低于点火条件，则摩擦结束后3 ～4s，试样炽热状态迅速消失，试样B 不会出现着火现象;当实验条件高于点火条件，则试样B 点燃，如图3 所示。从图3 中可见，摩擦持续5s 后，试样A 与B 开始分离(图3a)，试样B的炽热状态更加显著，发出耀眼的白光(图3b ～e)，此时试样B 点燃(图3f)，在燃烧碎片下落的瞬间立即可见试样B 的点燃位置及火焰(图3g ～i)，随后试样A 与B 完全分离(图3j)，试样B 伴随着燃烧碎片下落开始持续燃烧(图3k)，几秒后试样B 开始熄火，表面的炽热状态逐渐减弱(图3l)。可见，本实验条件下，当P，c0低于某一临界值(出现着火迹象)时，试样B 不会点燃;反之则试样B 点燃并持续燃烧数秒。不燃与点燃的摩擦磨损产物与熄火产物的表面形貌如图4 所示。

2.2 TC11 钛合金的抗点燃性能

图5 为不同条件下TC11 钛合金的摩擦点燃实验结果。通过实验数据处理和非线性拟合可知，TC11 钛合金的P-c0关系曲线符合抛物线规律，即:

式中:P 为试样A 与B 的摩擦接触压力，MPa;c0为预混气流氧浓度，%。

图2 TC11 钛合金摩擦过程的原位观察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

图3 TC11 钛合金摩擦点燃过程的原位观察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

图4 不同条件下TC11 钛合金摩擦磨损和熄火表面的形貌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)确定了TC11 钛合金点燃和不燃的边界，P 和c0分别反映点燃临界温度和压力指标的变化。随着c0的增大，P 呈抛物线规律降低，即P -c0关系表征了TC11 钛合金的抗点燃性能。当P 从0.05MPa增至0. 25MPa 时，点燃对应的c0降低约32.5%，说明TC11 钛合金的抗点燃性能对P 和co的敏感程度有所不同。随着c0增大，抗点燃性能对P 的敏感性增强，即在c0较低时，TC11 钛合金的抗点燃性能主要由c0控制。

同理，根据不同条件下对比实验TC4 钛合金点燃和不燃的实验点，通过数据处理，可以得到TC4钛合金的抗点燃性能，即:

图6 为上述TC11 和TC4 的抗点燃性能。通过比较可知，在本实验条件下，TC11 钛合金的抗点燃性能显著高于TC4 钛合金，点燃对应的c0至少比TC4 钛合金高20%。

图5 TC11 钛合金摩擦点燃的P-c0 关系曲线Fig.5 Relationship between contact pressure (P)and oxygen concentration (c0)of TC11 alloy

图6 TC11 和TC4 钛合金的抗点燃性能Fig.6 Ignition resistance performance of TC11 and TC4 alloy

3 分析讨论

3.1 TC11 钛合金的点燃机理

着火是燃烧的基本过程之一，也是一个自加速的非等温氧化过程。这个过程的主要特征是氧化膜作为扩散壁垒阻碍金属与氧剧烈反应，甚至在氧化早期阶段就已存在。因此，实际中块体致密钛的热自燃发生比较困难［12］，而点燃容易满足着火的必要条件，即氧化物薄膜停止保护作用，进而热释放迅速增加引起着火，该过程很大程度上依赖于原生金属表面与氧的初始反应。高速摩擦条件下TC11 钛合金的原生表面怎样形成，首先需要确定TC11 钛合金的着火源。

摩擦点燃实验表明，TC11 钛合金试样A 与B的摩擦表面覆盖着一层深色氧化物，没有形成原生金属表面(图7a)，且没有着火的迹象，即使工业纯Ti 形成具有新鲜金属光泽的原生金属表面(图7b)，也未见着火发生，说明TC11 钛合金与氧发生初始反应的着火源不在宏观的摩擦表面U 上(表面相对位置见图1)。通过预设(P，c0)至某一临界值，对TC11 钛合金的摩擦点燃过程进行原位观察(图8)可知:摩擦结束后试样A 与B 开始分离，由于摩擦表面的原生金属与氧发生剧烈反应而出现强烈火花(图8a)，随后摩擦表面处于炽热状态(图8b ～d)，经过约0.12s 在试样B 的U 表面和V 表面观察到微弱的火焰(图8e)，再经约0.03s 出现较为明亮的火焰(图8f)，随后试样A 与B 完全分离(图8g)，试样A 的炽热状态逐渐消失，同时产生放射状火花(图8h ～i)，之后3s 试样B 中心孔的炽热状态很快消失(图8j ～l)。说明着火很可能发生在试样B 的U 表面或V 表面中心孔附近。结合临界条件下摩擦磨损及熄火产物的表面形貌观察(图9)，可见U表面的中心孔被摩擦过程塑性变形的原生金属或氧化物弥合，并在中心孔内发现着火的微小凸起(图9a)，而V 表面的中心孔附近也观察到着火的微小碎片，同时存在熔化现象(图9b ～d)，进一步说明了着火最可能发生的位置。

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

根据摩擦学基本原理［13］，摩擦过程大部分摩擦能量都消耗于塑性变形而被直接转化为接触面表层材料的热能，试样A 与B 的接触为凸起点接触，摩擦过程旧的凸起点不断消失，新的凸起点不断出现，这些凸起的点在相互作用时会成为出现瞬间闪温微小区域(微米级)，温度高达几百甚至超过1000℃，持续几纳秒至几微秒，这是因为热量仅仅在凸起的微小区域内散失，所以瞬间温度很高，若接触物质的硬度有差别，摩擦升温将受到影响。从该基本原理出发，这些出现闪温的微小区域很可能成为摩擦着火最先发生之处。于是，可以确定TC11 钛合金着火源所在的位置，即着火发生在试样B 的U 面或V面中心孔附近形成的具有原生金属表面的微小凸起或碎片上。

图8 在临界条件下TC11 钛合金点燃过程的原位观察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

图9 在临界条件下TC11 钛合金摩擦磨损及熄火表面的形貌Fig.9 Frictional abrasion and extinction surface morphology of TC11 alloy under the critical condition(a)U surface;(b－d)V surface

综上所述，可以从两个方面描述TC11 钛合金点燃的微观机理，即试样A 与B 紧贴在一起且发生塑性变形，试样A 前端在中心孔的挤压和剪切作用下出现具有原生表面的岛状微凸起或微碎片;摩擦过程流动金属的前沿会出现具有原生表面的微凸起或微碎片。换句话说，摩擦过程产生的微凸起或微碎片(统称为微凸体)，虽然形成过程或形貌不完全相同，但是尺寸均比较小(几十至几百微米)，都具有与氧发生初始反应的原生金属表面，如图10 所示。

图10 TC11 钛合金摩擦过程原生金属表面的形成过程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 钛合金的抗点燃机理

图11 和图12 分别为点燃5s 后TC11 钛合金熄火表面至反应-影响区的微观组织和元素分布。可见，从熄火表面至反应-影响区的微观组织由4个连续区域组成，依次为A，B，C 和D 区域，而合金元素分布规律性变化进一步反映各区域的微观特征。合金基体中元素的分布相对稳定，D 区中合金元素分布开始发生变化，Ti 元素逐渐下降、Al 和Mo 元素呈上升趋势;C 区中Ti 元素大大提高、Al 和Mo 元素迅速下降;B 区中Ti、Al 和Mo 的分布具有强烈波动性，根据相图可知［14］，该区由大量的富Ti 和富Al，Mo 的钛基固溶体相组成，而O 大量固溶于富Ti 固溶体相中，Zr 和Si 大量固溶于富Al，Mo 固溶体相中，且富Al，Mo 固溶体相呈网状分布，如表1 所示;A 区中O 元素大幅度增加，Al 和Mo 元素大大减少，如表2 所示。于是可将上述A，B，C 和D 四个区域分别描述为燃烧区、熔凝区、热影响区和过渡区。

图11 点燃5s 后TC11 钛合金熄火表面至反应-影响区的微观组织Fig.11 Microstructure of reaction zone and reaction-affected zone of TC11 alloy after ignition for 5s

图12 点燃5s 后TC11 钛合金熄火表面至反应-影响区的合金元素分布Fig.12 Element distribution of reaction zone and reactionaffected zone of TC11 alloy after ignition for 5s

图13 和图14 分别为点燃1s 后TC11 钛合金熄火表面至反应-影响区的微观组织及元素分布。可见，熄火表面至反应-影响区的尺寸大为减小(从大约300μm 减小至100μm)，微观组织同样由A(燃烧区)、B(熔凝区)、C(热影响区)和D(过渡区)四个连续区域组成。合金元素分布的规律性在微区分析中得到进一步验证，如热影响区中Ti 元素含量较高、Al 和Mo 元素含量下降;熔凝区中含有大量富Al，Mo 元素的钛基固溶体相且呈网状分布，O 含量大大增加;燃烧区O 含量进一步提高。以此类推，点燃0.5s 后熄火表面至反应-影响区的微观组织同样具有分区特征，差别在于反应-影响区的尺寸进一步减小至几十微米。因此，可以归纳得出，上述摩擦过程形成的微凸体点燃后微观组织及合金元素分布具有相同的规律性。那么，通过分析熄火表面至反应-影响区合金元素的形成过程也就可以解释TC11钛合金抗点燃的原因。

表1 TC11 钛合金熄火表面至反应-影响区中B 区的EDS 分析(质量分数/%)Table 1 EDS analysis of C zone inside the reaction-affected zone of TC11 alloy (mass fraction/%)

表2 TC11 钛合金熄火表面至反应-影响区中A 区的EDS 分析(质量分数/%)Table 2 EDS analysis of A zone inside the reaction zone of TC11 alloy (mass fraction/%)

根据Ti-O 相图［14］可知，钛与氧的反应很复杂，不仅存在多种稳定的氧化物，而且O 在钛中有较大的固溶度(在α-Ti 中达到30at%)。说明O 很容易通过钛合金原生表面迅速进入微凸体，并会随时间延长向内部不断扩散，其氧化膜形成速率主要取决于氧化膜的生长及在合金基体中固溶程度［15］。该过程中氧化膜形成的能力可以用合金元素与O 的亲和能来衡量。一个氧原子与钛原子的亲和能(－28.27eV)高于两个氧与钛之间的亲和能(－54.99eV)，因而氧与钛先形成TiO，随后TiO 被氧化为高价的TiO2。Al 与O 的亲和能与Ti 与O 的亲和能接近，因而原生金属表面不会发生Al 的优先氧化。由于Al 在钛表面的原子埋置能(5. 63eV)高于在钛基体中的原子埋置能(5.26eV)，所以Al 不会向钛表面迁移并偏聚，而向合金基体内扩散，在钛合金表面形成贫Al 的钛表层［16］。根据Ti，Al 和Mo 的电负性可知，Mo 易固溶于富Al 的钛基固溶体相中，会伴随Al 向合金基体内迁移，所以熄火表面至燃烧区Ti 的氧化物占较大比例，而Al 和Mo 的氧化物较少。

图13 点燃1s 后TC11 钛合金熄火表面至反应-影响区的微观组织Fig.13 Microstructure of reaction zone and reaction-affected zone of TC11 alloy after ignition for 1s

图14 点燃1s 后TC11 钛合金熄火表面至反应-影响区的合金元素分布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

上述过程与缓慢的氧化过程不同，氧与微凸体的原生金属表面在高温下相互作用，具有温度高、反应快的特点，还涉及反应-影响区内合金元素与氧的扩散行为。当燃烧区温度急剧上升时，钛合金发生熔化，氧穿过钛的氧化物大量向合金基体固溶，此时钛的氧化物在合金基体的固溶可能成为影响燃烧区反应速率的控制步骤。对于向内扩散的Al 和Mo，由于在钛基体中Al 原子间相互作用能小于零［16］，所以Al 和Mo 原子迅速发生聚集，并成为随后凝固的结晶核心，形成富Al 和Mo 的钛基固溶体相。在这个过程中，一方面由于O 在钛中的大量固溶，限制了O 继续向合金基体内的扩散，另一方面由于富Al，Mo 的钛基固溶体相呈网状结构分布，阻碍了氧向合金基体内的扩散(见图14b 熔凝区中氧含量变化)。因而热影响区的形成主要受元素的扩散控制。反应过程强烈的温度梯度作用对合金基体产生显著的热影响作用，使合金元素发生迁移与聚集，其中Ti 原子有向熔凝区扩散的趋势，而Al，Mo 原子发生聚集并析出，阻碍了Ti 原子扩散的扩散速率，致使在热影响区与熔凝区的界面附近钛的浓度大大提高，从而形成较为致密的微观组织(见图11 和图13)。过渡区Ti 原子向热影响区的迁移，进一步说明受到反应区热影响作用时Ti 原子可能出现优先向外扩散。可见，熄火表面至反应-影响区内Ti 与O，Al 与O 之间是否存在优先反应的问题比较复杂，今后仍需进一步探讨。

综上所述，TC11 钛合金抗点燃的微观机理可以描述为，从熄火表面至反应-影响区，富Al，Mo 的钛基固溶体相大大降低了热影响区中Ti 元素向外部和熔凝区中氧原子向内部的扩散速率，限制了Ti 与O 的优先剧烈反应，并与熔凝区O 的大量固溶共同阻止氧向热影响区的继续扩散，从而提高摩擦过程形成的微凸体的抗点燃作用，即提高合金的抗点燃性能。

4 结论

(1)建立定量描述TC11 钛合金抗点燃性能的P-c0关系，P 随c0的增大呈抛物线规律下降，P 从0.05MPa 增至0.25MPa 时，点燃对应的c0降低约32.5%;TC11 钛合金的抗点燃性能显著高于TC4 钛合金，点燃对应的c0至少比TC4 钛合金高20%。

(2)TC11 钛合金摩擦过程产生强烈的火花，着火首先发生在具有原生金属表面的微凸体上;点燃过程形成四个具有不同元素分布特征的区域，从熄火表面至反应-影响区依次为燃烧区、熔凝区、热影响区和过渡区，其中热影响区中Ti 元素含量较高、Al 和Mo 元素含量下降，熔凝区中含有大量富Al 和Mo 元素的钛基固溶体相且呈网状分布，O 含量大大增加。

(3)TC11 钛合金抗点燃的微观机理:富Al 和Mo 的钛基固溶体相降低了热影响区Ti 向熔凝区的扩散速率，限制了燃烧区Ti 与O 的优先反应，并与熔凝区O 的大量固溶共同阻止了O 向热影响区的继续扩散，从而提高了摩擦过程形成的微凸体的抗点燃性能。

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