低溫鈦合金材料應(yīng)用現(xiàn)狀及發(fā)展趨勢(shì)

許愛軍，萬(wàn)海峰，梁春祖，牛雨曈，陶強(qiáng)，湯澤軍

（1.北京衛(wèi)星制造廠有限公司，北京 100090；2.南京航空航天大學(xué) 機(jī)電學(xué)院，南京 210016）

隨著航天事業(yè)的進(jìn)一步發(fā)展及對(duì)深空領(lǐng)域的不斷探索，航天器結(jié)構(gòu)件對(duì)低溫材料的性能要求進(jìn)一步提高。一方面，航天器結(jié)構(gòu)材料在低溫下必須具備足夠的強(qiáng)度和韌性以及優(yōu)良的熱學(xué)性能；另一方面，考慮到航天器結(jié)構(gòu)件形狀的復(fù)雜性，材料必須具有良好的可加工性能[1—2]。與傳統(tǒng)低溫材料相比，鈦合金低溫下具有更高的屈服強(qiáng)度，為不銹鋼3 倍以上，同時(shí)其密度只有不銹鋼的1/4～1/2。此外，鈦合金還具有熱傳導(dǎo)率低、膨脹系數(shù)小、無(wú)磁性等一系列優(yōu)點(diǎn)，因此非常適合作為新型低溫材料應(yīng)用于航天領(lǐng)域[3]。

目前，低溫鈦合金已經(jīng)初步應(yīng)用于液體火箭發(fā)動(dòng)機(jī)領(lǐng)域，主要作為氫氧發(fā)動(dòng)機(jī)儲(chǔ)氫罐、氫泵葉輪等結(jié)構(gòu)材料，大幅度提高了液體火箭發(fā)動(dòng)機(jī)的推重比、工作壽命及可靠性。低溫鈦合金應(yīng)用的最大問(wèn)題在于低溫環(huán)境下鈦合金伸長(zhǎng)率及斷裂韌性大幅度下降[4]，表現(xiàn)出明顯的低溫脆性，因此，如何降低鈦合金的低溫脆性，提高鈦合金低溫條件下的韌塑性成為低溫鈦合金研究的重中之重。國(guó)內(nèi)外學(xué)者為解決這一問(wèn)題進(jìn)行了大量研究，發(fā)現(xiàn)通過(guò)降低C，H，O 等間隙元素含量、降低鋁元素含量?jī)煞N方法可有效提高鈦合金的低溫性能[5—8]。通過(guò)這兩種方法，國(guó)內(nèi)外開發(fā)了一系列性能優(yōu)異的新型低溫鈦合金[9—11]。

1 國(guó)內(nèi)外低溫鈦合金發(fā)展現(xiàn)狀

前蘇聯(lián)曾致力于低溫鈦合金的研發(fā)及應(yīng)用。通過(guò)降低鋁元素的含量，前蘇聯(lián)開發(fā)了一系列低鋁低溫鈦合金，其中應(yīng)用比較廣泛的有OT4 及BT5-1。OT4合金曾被用于航天器軌道對(duì)接件、液體火箭管道及燃燒室結(jié)構(gòu)件中；BT5-1 合金曾用于液氫容器的制造[9]。為了進(jìn)一步提高液體火箭發(fā)動(dòng)機(jī)脈沖推動(dòng)比，俄羅斯某研究所進(jìn)行了適用于?253 ℃極低溫環(huán)境的高強(qiáng)度高塑性低溫鈦合金的研發(fā)。前蘇聯(lián)及俄羅斯開發(fā)的鈦合金種類及性能如圖1 所示[10]。

圖1 前蘇聯(lián)及俄羅斯開發(fā)的鈦合金及性能Fig.1 Cryogenic titanium alloys developed by the former Soviet Union and Russia and corresponding properties

美國(guó)對(duì)于低溫鈦合金的研究重要集中于α型鈦合金TA7 ELI（Extra low interstitial，超低間隙）、以及α+β型鈦合金TC4 ELI。通過(guò)降低間隙元素含量，兩種鈦合金極低溫下強(qiáng)度及韌性獲得了顯著提升。TA7 ELI 作為一種近α型鈦合金，在20 K 低溫條件下仍具有良好的韌性、較低的熱導(dǎo)率以及缺口敏感性，目前已經(jīng)成功用于低溫容器、低溫管道以及液體火箭發(fā)動(dòng)機(jī)葉輪等結(jié)構(gòu)[2,11]。阿波羅計(jì)劃中，TC4 ELI作為液氫容器、液氫導(dǎo)管的主要材料被大量應(yīng)用并取得了較好的效果。除此之外，美國(guó)學(xué)者還對(duì)低溫鈦合金斷裂機(jī)理、氫脆等一系列問(wèn)題展開了基礎(chǔ)性研究，獲得了TA7 ELI，TC4 ELI 等多種低溫鈦合金的力學(xué)性能及斷裂機(jī)理數(shù)據(jù)，為低溫鈦合金的進(jìn)一步發(fā)展及應(yīng)用奠定了基礎(chǔ)。美國(guó)研發(fā)的低溫鈦合金性能如圖2所示。

圖2 美國(guó)研發(fā)的低溫鈦合金及性能Fig.2 Cryogenic titanium alloy developed by the USA and corresponding properties

在低溫鈦合金研發(fā)領(lǐng)域，相比于美俄等發(fā)達(dá)國(guó)家，中國(guó)起步晚、技術(shù)相對(duì)落后。近年來(lái)，隨著航天事業(yè)的發(fā)展，我國(guó)開始進(jìn)行低溫鈦合金的研究?！熬盼濉逼陂g，我國(guó)先后開展了Ti-2Al-2.5Zr，Ti-3Al-2.5Zr，CT20 等多種低溫鈦合金的研發(fā)工作[12]，我國(guó)研發(fā)的低溫鈦合金性能如圖3 所示。CT20 合金是我國(guó)第一種擁有全部自主產(chǎn)權(quán)的低溫鈦合金，可在20 K 極低溫條件下使用。該合金在低溫下具有良好的力學(xué)性能，20 K 低溫下強(qiáng)度大于1100 MPa，伸長(zhǎng)率大于10%，同時(shí)該合金還具有優(yōu)良的成形性能，可加工成棒材、板材、管材及絲材。目前為止，CT20 合金已成功應(yīng)用于某航天器低溫管路。與此同時(shí)，張忠、杜宇、范承亮等[6,13—15]學(xué)者探究了間隙元素對(duì)CT20 合金低溫力學(xué)性能的影響，為CT20 鈦合金性能的進(jìn)一步提高提供了參考。

圖3 國(guó)內(nèi)研發(fā)的低溫鈦合金種類及性能Fig.3 Types and properties of cryogenic titanium alloys developed in China

2 主要低溫鈦合金的變形機(jī)理研究

2.1 TA7 ELI 低溫鈦合金的變形機(jī)理研究

TA7 ELI 是在TA7 鈦合金的基礎(chǔ)上，通過(guò)減少C，H，O 等間隙元素含量，改善了普通TA7 合金極低溫條件下韌性及強(qiáng)度不足的缺點(diǎn)。相比于傳統(tǒng)低溫材料不銹鋼及鋁合金而言，TA7 ELI 具有熱導(dǎo)率低、比強(qiáng)度高（在超低溫下約為鋁合金和不銹鋼的2 倍）等優(yōu)點(diǎn)[9]，除此之外，TA7 ELI 還具有優(yōu)良的焊接性能?；谏鲜鰞?yōu)點(diǎn)，TA7 ELI 鈦合金廣泛應(yīng)用于航空航天領(lǐng)域，作為航天器或?qū)椀蜏馗邏喝萜骷皻溲醢l(fā)動(dòng)機(jī)葉輪等結(jié)構(gòu)材料。目前，TA7 ELI 的力學(xué)行為研究主要集中在變形機(jī)理方面。在低溫環(huán)境下TA7 孿晶變形更易發(fā)生，因此，低溫下TA7 ELI 的塑性變形是由滑移與孿晶共同作用的結(jié)果[16—18]。Sun 等[24]研究了293 K 及77 K 溫度下Ti-5AI-2.5Sn ELI 應(yīng)力應(yīng)變行為，發(fā)現(xiàn)在293 K 溫度條件下，Ti-5AI-2.5Sn ELI 應(yīng)力應(yīng)變曲線為連續(xù)光滑曲線，而在77 K 溫度條件下為鋸齒狀波動(dòng)，如圖4a 所示，同時(shí)在77 K 下微觀結(jié)構(gòu)中還觀察到大量孿晶。Skoczen 和Aldo Ghis 等[19—20]認(rèn)為鋸齒狀波動(dòng)與滑移剪切應(yīng)力有關(guān)。一方面，隨著溫度的降低，HCP 晶格臨界剪切應(yīng)力升高很快，阻礙了晶界滑移，增加了變形所需的應(yīng)力。另一方面，在變形過(guò)程中孿晶與滑移的發(fā)生將產(chǎn)生形變熱，由于鈦合金比熱容很低，局部溫升明顯，降低了滑移剪切應(yīng)力。熱軟化效應(yīng)與加工硬化效應(yīng)交替作用形成鋸齒狀波動(dòng)曲線。Moskalenko 和Conrad 等[21—22]認(rèn)為，應(yīng)力的上升是由于滑移受阻引起應(yīng)力集中導(dǎo)致，應(yīng)力的下降是由于變形過(guò)程中產(chǎn)生的絕熱增溫引起位錯(cuò)坍塌導(dǎo)致，而位錯(cuò)坍塌形核過(guò)程中必然伴隨孿晶，所以鋸齒波是滑移與孿晶共同作用導(dǎo)致的。張忠等[23]研究了20 K 極低溫條件下TA7 ELI 的單向拉伸力學(xué)行為，發(fā)現(xiàn)其拉伸塑性應(yīng)變區(qū)有明顯的鋸齒狀波動(dòng)，同時(shí)發(fā)現(xiàn)試樣在不同位置出現(xiàn)多處頸縮。對(duì)于這種現(xiàn)象，張忠等認(rèn)為極低溫條件下，頸縮區(qū)的應(yīng)力集中可能誘發(fā)金屬微結(jié)構(gòu)的變化，產(chǎn)生局部強(qiáng)化的效果。Sun 等[24]在77 K 條件下拉伸試樣中觀察到大量孿晶，如圖5所示，確定孿晶在低溫變形中起著重要作用。此外，Sun 等還確定77 K 條件下存在{10-11}，{10-11}，{11-22}這3 個(gè)方向的孿晶。鄭桂鈞等[25]對(duì)不同組織形態(tài)的TA7 ELI 進(jìn)行了研究，發(fā)現(xiàn)不同顯微組織在不同溫度下力學(xué)性能表現(xiàn)不同。在室溫下等軸組織的塑性最好，而在20 K 溫度下塑性卻最差。針狀組織和網(wǎng)籃組織在室溫與20 K 低溫環(huán)境下塑性都居中，而室溫下塑性最差的片狀組織在20 K 低溫下塑性卻最好。同時(shí)在液氮溫度（77 K）下，與室溫和液氫溫度相比，片狀組織與等軸組織性能差異縮小，說(shuō)明隨著溫度降低，Ti-5AI-2.5Sn 變形方式逐漸由滑移過(guò)渡為孿晶。Aldo Ghisi 等[26]探究了溫度對(duì)TA7 ELI 變形機(jī)制的影響，發(fā)現(xiàn)無(wú)論是在室溫環(huán)境還是低溫環(huán)境，Ti-5Al-2.5Sn 斷裂形式均為韌性斷裂，并未發(fā)生低溫下的韌脆轉(zhuǎn)變。Reytier 等[27]對(duì)比了光滑TA7 ELI 試樣與缺口TA7 ELI 試樣在液氦溫度下的斷裂機(jī)理，其結(jié)果如圖6 所示，與光滑試樣相比，缺口試樣斷口有大量長(zhǎng)條狀韌窩，而光滑試樣斷口以等軸狀韌窩為主。Reytier 等認(rèn)為這些韌窩的變化與孿晶變形有關(guān)。與Reytier 等不同，Stone 等[28]在研究TA7 合金在液氮溫度下斷裂機(jī)理過(guò)程中發(fā)現(xiàn)試樣韌窩以長(zhǎng)條狀為主，對(duì)于這種現(xiàn)象，陳廉等[29]認(rèn)為，TA7 鈦合金晶格滑移系與滑移方向不同，從而表現(xiàn)變形的各向異性，導(dǎo)致韌窩沿某一特定的方向生長(zhǎng)。

圖4 Ti-5Al-2.5Sn ELI 在不同溫度下的單向拉伸曲線Fig.4 Uniaxial tensile curves of Ti-5Al-2.5Sn ELI at different temperature

圖5 Ti-5Al-2.5Sn ELI 不同溫度下單向加載微觀組織Fig.5 Microstructure of Ti-5Al-2.5Sn ELI under uniaxial loading at different temperature

圖6 Ti-5Al-2.5Sn ELI 液氦溫度斷口形貌Fig.6 Fracture morphology of Ti-5Al-2.5Sn ELI at liquid nitrogen temperature

2.2 TC4 ELI 低溫鈦合金變形機(jī)理的研究

TC4作為典型的α+β型鈦合金，其組織由密排六方結(jié)構(gòu)的α相及體心立方結(jié)構(gòu)的β相組成，因此TC4合金變形機(jī)理受α相及β相的綜合影響?？紤]到α相與β相結(jié)構(gòu)的不同，滑移會(huì)從α相晶粒開始，受到β相的影響，逐漸向周圍的β轉(zhuǎn)變組織擴(kuò)展[30]。與α型鈦合金相同，Ti-6Al-4V在低溫下孿晶也是重要的變形機(jī)制[31—33]。Upadrasta等[34]研究了20 K溫度下Ti-6Al-4V的變形，發(fā)現(xiàn)其具有與Ti-5A1-2.5Sn相似的鋸齒狀波動(dòng)，Upadrasta等將其歸因于局部發(fā)熱軟化與加工硬化交替作用。Ambard等[35]研究了20 K溫度下α相形態(tài)對(duì)Ti-6Al-4V變形模式的影響，發(fā)現(xiàn)當(dāng)α相為球狀時(shí)，主要滑移系統(tǒng)是棱柱體系統(tǒng)，而當(dāng)α相為板條狀時(shí)，主要滑移系統(tǒng)為基底滑移，α相形態(tài)決定低溫變形模式。同時(shí)，Ambard等在變形過(guò)程中并未觀察到孿晶，因此認(rèn)為Ti-6Al-4V合金20 K下的主要變形機(jī)制為滑移。與Ambard等不同，Iorio等[36]研究Ti-6Al-4V在20 K條件下的變形時(shí)，發(fā)現(xiàn)了{(lán)10-12}，{5-61-3}<4153>，{10-11}<10-12>這3個(gè)方向的孿晶，如圖7所示，這種差異可能是由于材料內(nèi)部間隙元素含量不同導(dǎo)致。當(dāng)材料內(nèi)部無(wú)足夠的間隙元素抑制孿晶時(shí)，孿晶則為低溫條件下的主要變形機(jī)制。左景輝等[37]探究了不同組織Ti-6Al-4V低溫力學(xué)性能，與Ti-5A1-2.5Sn不同的是，雙態(tài)組織的試樣在低溫條件下性能最好。與此同時(shí)，劉志丹[38]研究了不同溫度下Ti-6Al-4V的斷裂特征，發(fā)現(xiàn)從室溫至77 K斷裂形式均為韌性斷裂，但是韌窩的形狀尺寸不同，溫度顯著影響韌窩尺寸均勻性。在77 K溫度下，韌窩均勻性較差，除少數(shù)較大尺寸的韌窩，大部分韌窩較淺，說(shuō)明在低溫條件下，鈦合金韌窩來(lái)不及生長(zhǎng)，導(dǎo)致伸長(zhǎng)率降低，塑性下降。

圖7 20 K 溫度20%下應(yīng)變量下Ti-6Al-4V 內(nèi)部孿晶Fig.7 Internal twinning of Ti-6Al-4V at 20% strain at 20 K

2.3 CT20 低溫鈦合金變形機(jī)理的研究

CT20 是我國(guó)第一種具有全部知識(shí)產(chǎn)權(quán)的低溫鈦合金，由西北有色金屬研究院設(shè)計(jì)，是一種新型Ti-Al-Zr-Mo 系低溫鈦合金。相比傳統(tǒng)低溫材料，CT20在低溫下具有比強(qiáng)度高、導(dǎo)熱率低、熱膨脹系數(shù)小、介質(zhì)相容性好、抗氫脆等一系列優(yōu)點(diǎn)，目前已經(jīng)成功應(yīng)用于航天低溫管路。杜宇等[39]探究了20 K 溫度下CT20 的應(yīng)變行為，發(fā)現(xiàn)孿晶是其低溫下變形的主要機(jī)制。范承亮等[40]探究了合金元素對(duì)CT20 低溫力學(xué)性能的影響規(guī)律，在20 K 條件下低氧當(dāng)量及低間隙元素的試樣中觀察到{10-11}，{10-11}，{11-12}這3個(gè)方向的孿晶，同時(shí)發(fā)現(xiàn)顯微組織顯著影響低溫變形機(jī)理，滑移在等軸組織變形過(guò)程中起主要作用，而雙態(tài)組織變形過(guò)程中除了滑移，還伴隨著少量的孿晶變形。在片狀組織中，孿晶變形逐漸增多，開始占據(jù)主導(dǎo)作用，這與張智等[41]觀察到的結(jié)果相一致。張智等還探究了20 K 條件下不同顯微組織CT20 的斷裂失效形式，如圖8 所示，可以看到，在斷裂過(guò)程中，4種組織都發(fā)生了頸縮現(xiàn)象，同時(shí)4 種組織斷口均可觀察到明顯韌窩，說(shuō)明斷裂形式均為韌性斷裂。同時(shí)，不同的組織斷口韌窩形態(tài)不同，片狀組織韌窩尺寸相比等軸組織明顯較大，說(shuō)明片狀組織試樣斷裂過(guò)程中韌窩生長(zhǎng)充分，進(jìn)一步證明片狀組織更適合低溫環(huán)境下變形。

圖8 不同組織的CT20 鈦合金在20 K 的拉伸斷口形貌Fig.8 Tensile fracture morphology of CT20 titanium alloy with different structures at 20 K

3 低溫鈦合金成形工藝研究現(xiàn)狀

3.1 鍛造工藝

鍛造作為傳統(tǒng)鈦合金成形方法，其工藝簡(jiǎn)單，應(yīng)用廣泛，能夠通過(guò)變形控制材料組織與性能。周立鵬等[42]探究了不同鍛造工藝（如表1所示）對(duì)TA7 ELI室溫性能及超低溫性能的影響，發(fā)現(xiàn)室溫下塑性最好的工藝低溫下表現(xiàn)較差，而室溫下表現(xiàn)最差的工藝低溫下卻表現(xiàn)最好，說(shuō)明不同工藝鍛造的TA7 ELI鈦合金鍛件室溫力學(xué)性能和超低溫力學(xué)性能各具優(yōu)缺點(diǎn)，如圖9所示，在實(shí)際應(yīng)用過(guò)程中，應(yīng)該根據(jù)產(chǎn)品的生產(chǎn)及服役環(huán)境選擇合適的鍛造工藝。王云等[43]研究了不同鍛造組織的TA7 ELI鈦合金力學(xué)性能，結(jié)果表明，使用始鍛溫度在950～980 ℃的試驗(yàn)工藝可得到等軸組織的材料，力學(xué)性能滿足標(biāo)準(zhǔn)要求，但材料的不同位置組織存在差異。始鍛溫度在1030～1040 ℃的試驗(yàn)工藝沒有能夠得到理想的網(wǎng)籃組織的材料，且伸長(zhǎng)率不合格。對(duì)此王云等認(rèn)為[43]，組織的不均勻性是由于鍛造過(guò)程中的變形不均勻造成的，TA7 ELI顯微組織形態(tài)其與鍛造過(guò)程中的溫度、變形量有很大關(guān)系。孫洪蘭等[44]探究了模具與毛坯溫差對(duì)TA7鍛造工藝的影響，發(fā)現(xiàn)隨著毛坯溫度與模具預(yù)熱溫度溫差的降低，TA7塑性顯著提高。郭凱等[45]探究了鍛造變形量對(duì)TA7棒材組織及性能的影響。結(jié)果表明，大變形量不適宜TA7鈦合金鍛造，原因在于大變形量導(dǎo)致TA7棒材宏觀組織出現(xiàn)微觀孔洞（如圖10所示），降低了TA7的力學(xué)性能。

表1 TA7 ELI 鍛造工序Tab.1 TA7 ELI forging process schedule

圖9 不同鍛造工藝下TA7 ELI 性能對(duì)比Fig.9 Comparison of TA7 ELI properties under different forging processes

圖10 TA7 不同變形量下鍛造微觀組織Fig.10 Microstructure of TA7 under different deformation

3.2 鑄造工藝

對(duì)于液氫渦輪泵等復(fù)雜低溫結(jié)構(gòu)件，鍛造工藝并不能滿足成形要求。相比于鍛造，鑄造成形可以獲得更加復(fù)雜的形狀，同時(shí)能夠有效降低成本。劉時(shí)兵等[46]對(duì)TA7 ELI鈦合金的鑄造組織和力學(xué)性能進(jìn)行了研究。結(jié)果表明，TA7 ELI鑄態(tài)組織由α相組成，并呈片狀分布，經(jīng)熱等靜壓處理后顯微組織未有明顯變化，缺陷彌合部位有再結(jié)晶現(xiàn)象，如圖11所示，熱等靜壓處理在提高塑性的同時(shí)，并未影響材料的強(qiáng)度及彈性模量。劉時(shí)兵等認(rèn)為，熱等靜壓工藝處理之后，能有效消除鑄造工藝過(guò)程中產(chǎn)生的微孔洞、微裂紋等缺陷，從而減少變形過(guò)程中的斷裂缺口，減小應(yīng)力集中；另一方面，熱等靜壓處理后材料的晶粒被充分壓合，裂紋不易擴(kuò)展，從而提高了材料的斷裂韌性。圖12顯示了鑄態(tài)試樣與鑄造后經(jīng)熱等靜壓工藝處理試樣室溫拉伸的顯微組織及斷口形貌?？梢钥闯觯T造試樣的組織為粗大的魏氏組織，內(nèi)部有大量微觀缺陷；經(jīng)熱等靜壓處理后試樣的微觀組織發(fā)生了很大變化，缺陷明顯減少，組織更為均勻。從斷口形貌可以看出，相比鑄態(tài)組織，熱等靜壓處理后的試樣韌窩較多，韌窩尺寸大而深，同時(shí)發(fā)現(xiàn)在大韌窩中包含著大量小韌窩，說(shuō)明經(jīng)熱等靜壓處理后的試樣，斷裂過(guò)程中韌窩充分生長(zhǎng)，材料塑性的到極大改善。史昆等[47]研究了真空退火對(duì)鑄造TA7 ELI 合金組織和性能的影響。結(jié)果表明，真空脫氫退火后，焊接試樣的顯微組織略顯等軸化，熔合線處的顯微組織趨于均勻，強(qiáng)度略有下降，但伸長(zhǎng)率有所增加。黃金昌等[48]比較了TA7 ELI和TC4 ELI 在鑄造和鍛造狀態(tài)下的力學(xué)性能，結(jié)果如表2 所示。經(jīng)熱等靜壓處理的鑄態(tài)TA7 ELI 具有與鍛造產(chǎn)品相同的優(yōu)良低溫塑性和斷裂韌性。前者的強(qiáng)度和斷裂韌性比后者低10%左右，而在4 K 時(shí)強(qiáng)度比鍛造低25%。

圖11 鑄造TA7 ELI 顯微組織Fig.11 Microstructure of cast TA7 ELI

圖12 TA7 ELI 單向拉伸斷口形貌Fig.12 Fracture morphology of TA7 Eli under uniaxial tension

表2 TA7 和TC4 不同成形工藝的力學(xué)性能比較Tab.2 Mechanical properties of TA7 and TC4 in different forming processes

3.3 粉末熱等靜壓成形

鑄造工藝成本低，生產(chǎn)效率高，但材料利用率低，產(chǎn)品性能差，需要進(jìn)一步處理才能使用。為提高產(chǎn)品質(zhì)量同時(shí)保證生產(chǎn)效率，粉末熱等靜壓成形（Hot isostatic pressing，HIP）工藝受到越來(lái)越多的關(guān)注。粉末熱等靜壓成形是將粉末直接置于模具中給予各向同等壓力，同時(shí)施加高溫?zé)Y(jié)，以獲得模具形狀相同的零件，其裝置原理如圖13 所示。相比于傳統(tǒng)鑄造工藝，粉末熱等靜壓成形組織均勻，致密度高，無(wú)微觀缺陷，性能可全面達(dá)到或超過(guò)鍛件的水平；同時(shí)生產(chǎn)效率高，后續(xù)加工少，能生產(chǎn)各種復(fù)雜形狀的零件，除此之外，熱等靜壓成形材料利用率高，約為鑄造成形的2 倍[49]?；谝陨蟽?yōu)點(diǎn)，熱等靜壓技術(shù)受到各國(guó)的廣泛關(guān)注。美國(guó)自20 世紀(jì)70 年代就開展了粉末熱壓工藝的研究，目前已經(jīng)能利用熱等靜壓技術(shù)快速、大規(guī)模生產(chǎn)火箭發(fā)動(dòng)機(jī)、飛機(jī)以及各種復(fù)雜系統(tǒng)結(jié)構(gòu)部件。圖14 為美國(guó)Synertech PM 公司設(shè)計(jì)和制造的鈦合金火箭發(fā)動(dòng)機(jī)葉輪過(guò)程簡(jiǎn)圖[50]。俄羅斯化工機(jī)械研究院研究了不同牌號(hào)鈦合金粉末的發(fā)動(dòng)機(jī)冠頂葉片及離心葉輪的熱等靜壓工藝，獲得了相對(duì)較好的成形質(zhì)量及結(jié)果。此外，他們還探究了包套全自動(dòng)計(jì)算機(jī)輔助近凈成形設(shè)計(jì)、內(nèi)孔型芯材料與合金粉末的擴(kuò)散、熱等靜壓工藝與成形性能關(guān)系等一系列問(wèn)題，為后續(xù)熱等靜壓的進(jìn)一步推廣奠定基礎(chǔ)[51]。

圖13 典型熱等靜壓系統(tǒng)示意圖Fig.13 Schematic diagram of typical HIP system

圖14 Synertech PM 公司設(shè)計(jì)和制造鈦合金火箭發(fā)動(dòng)機(jī)葉輪過(guò)程Fig.14 Process diagram of designing and manufacturing titanium alloy rocket engine impeller by Synergtech PM company

近些年來(lái)，國(guó)內(nèi)熱等靜壓技術(shù)研究也取得了一定的進(jìn)展。中國(guó)科學(xué)院金屬研究所通過(guò)提高粉末純度及優(yōu)化粉末顆粒尺寸，解決了TA7 ELI 葉輪粉末熱等靜壓成形過(guò)程中成形件性能不一致、可靠性低的技術(shù)難題，獲得了力學(xué)性能優(yōu)異的TA7 ELI 氫泵葉輪（見圖15）[52]。李圣剛等[53—54]采用熱等靜壓成形工藝，開展粉末冶金TA7 ELI 鈦合金構(gòu)件凈成形技術(shù)研究，實(shí)現(xiàn)了大尺寸、薄壁、半封閉式火箭發(fā)動(dòng)機(jī)低溫轉(zhuǎn)子高性能、高可靠性的整體凈成形，他們發(fā)現(xiàn)通過(guò)等離子旋轉(zhuǎn)電極方法制備的低溫鈦合金球形粉末，具有非常高的球形度和振實(shí)密度，同時(shí)可以根據(jù)實(shí)際需求將粒徑控制在一定范圍內(nèi)；粉末熱等靜壓成形零件性能達(dá)到鍛造件性能水平，微觀組織為等軸狀組織。目前，李圣剛等通過(guò)粉末熱等靜壓成形的低溫鈦合金氫泵葉輪已通過(guò)了某發(fā)動(dòng)機(jī)型號(hào)的低溫全程試車考核。在探索工藝的同時(shí)，國(guó)內(nèi)外學(xué)者也對(duì)粉末熱等靜壓成形機(jī)理展開了研究。徐磊等[55]研究了粉末在熱等靜壓過(guò)程中的致密化行為，發(fā)現(xiàn)采用熱等靜壓技術(shù)制備形狀復(fù)雜的鈦合金構(gòu)件，其晶粒細(xì)小、組織均勻、無(wú)明顯缺陷，后續(xù)生產(chǎn)過(guò)程中無(wú)需或僅需少量進(jìn)一步加工。李一平等[56]研究了熱等靜壓成形過(guò)程中TA7 ELI 合金的室溫彌散系數(shù)和低溫力學(xué)性能，如圖16 所示，TA7 ELI 合金的低溫伸長(zhǎng)率和低溫收縮率的彌散系數(shù)較高，李一平認(rèn)為，其主要原因在于低溫塑性對(duì)間隙元素含量比較敏感，而室溫強(qiáng)度和低溫強(qiáng)度的彌散系數(shù)較小，同時(shí)室溫沖擊能和斷裂韌性的彌散系數(shù)較高。這是因?yàn)闆_擊能和斷裂韌性屬于準(zhǔn)動(dòng)態(tài)性質(zhì)，對(duì)成分、晶粒尺寸、微氣孔率等因素更為敏感。彈性模量的離散系數(shù)很低，只有0.4%，這是因?yàn)閺椥阅Ａ恐饕c晶體結(jié)構(gòu)有關(guān)，對(duì)結(jié)構(gòu)和成分不敏感，所以非常穩(wěn)定。

盡管以粉末熱等靜壓成形為代表的粉末近凈成形技術(shù)擁有傳統(tǒng)成形無(wú)法比擬的優(yōu)勢(shì)，但考慮到航空航天領(lǐng)域高可靠性的特殊需求，粉末冶金零件目前并未獲得大規(guī)模使用，然而，航空航天領(lǐng)域?qū)τ诜勰┮苯鹆慵臐撛谛枨笫俏阌怪靡傻?。隨著金屬粉末制備技術(shù)及設(shè)備的發(fā)展，兩年前粉末成形技術(shù)的成本降低了65%；同時(shí)，隨著粉末熱等靜壓技術(shù)的進(jìn)一步發(fā)展，粉末熱等靜壓件的質(zhì)量也越來(lái)越穩(wěn)定，在未來(lái)，粉末冶金部件必將在航天領(lǐng)域占據(jù)越來(lái)越多的份額。

圖16 TA7 粉末熱等靜壓成形件力學(xué)性能離散系數(shù)Fig.16 Mechanical properties dispersion coefficient of TA7 powder hot isostatic pressing parts

3.4 真空擴(kuò)散焊接工藝

真空擴(kuò)散焊技術(shù)是將焊接件緊密結(jié)合，在一定的溫度和壓力下保持一段時(shí)間，使接觸面之間的原子擴(kuò)散形成連接的方法。與其他焊接工藝相比，真空擴(kuò)散焊接工藝能最大限度地保持材料的原始性能，保證焊接接頭具有高強(qiáng)度和高塑性。擴(kuò)散焊技術(shù)廣泛應(yīng)用于低溫鈦合金鍛件、鑄件和熱等靜壓零件的連接，以獲得高強(qiáng)度、高轉(zhuǎn)動(dòng)性能。王江波等[57]通過(guò)熱壓和熱等靜壓擴(kuò)散焊工藝的結(jié)合，通過(guò)內(nèi)置支撐模的設(shè)計(jì)和使用，控制焊接變形，提高焊接質(zhì)量的均勻性，最終可獲得焊接強(qiáng)度大于710 MPa、焊接變形小于1%的合格葉輪。王江波等[58]還探討了焊接參數(shù)對(duì)TA7 ELI擴(kuò)散焊葉輪的影響。結(jié)果表明，隨著焊接壓力的增加，材料強(qiáng)度逐漸提高，但是，當(dāng)溫度達(dá)到1000 ℃時(shí)，材料的強(qiáng)度和塑性達(dá)到最佳，然后材料的性能隨著溫度的升高而逐漸下降，如圖17 所示。

圖17 焊接溫度及焊接壓力對(duì)TA7 ELI 焊接質(zhì)量的影響Fig.17 Effect of welding temperature and welding pressure on TA7 ELI welding quality

4 結(jié)論

目前，國(guó)內(nèi)外通用的低溫鈦合金主要為近α型鈦合金及含有少量β相的兩相鈦合金。由于其不含或僅含有少量β相，其工藝塑性差，致使渦輪等復(fù)雜零件難以成形。由于α鈦合金不能通過(guò)熱處理強(qiáng)化，只能用于受力較低的部件，例如液氫管道、氫泵等，對(duì)于葉輪等高速轉(zhuǎn)動(dòng)部件不能很好滿足要求。同時(shí)隨著深空領(lǐng)域探索的進(jìn)一步開展，未來(lái)氫氧發(fā)動(dòng)機(jī)推力將進(jìn)一步提高，這就要求其低溫部件具有更高的強(qiáng)度，因此對(duì)于更高性能的低溫鈦合金開發(fā)迫在眉睫。相比α鈦合金，β鈦合金強(qiáng)度更高，且成形性能好，更適合復(fù)雜形狀零件，因此，低溫鈦合金發(fā)展趨勢(shì)如下。

1）開發(fā)具有更高低溫強(qiáng)度和塑性的鈦合金，以滿足更大推力氫氧發(fā)動(dòng)機(jī)要求。同時(shí)，提高β相鈦合金低溫變形機(jī)理的研究，弄清楚β相鈦合金韌脆轉(zhuǎn)變的臨界條件。

2）開發(fā)低成本民用低溫鈦合金。由于低溫鈦合金對(duì)間隙元素要求苛刻，導(dǎo)致成本高昂，目前民用較少，因此未來(lái)有必要進(jìn)行低成本低溫鈦合金的研發(fā)。

3）開發(fā)新的成形技術(shù)及加工方法以滿足航空航天零件要求。粉末冶金技術(shù)作為一種凈近成形技術(shù)，相比傳統(tǒng)鑄造、鍛造及熱成形具有顯著優(yōu)勢(shì)，除了此之外，其他粉末冶金技術(shù)，例如SPS 燒結(jié)，粉末注射成形等都應(yīng)收到重視和發(fā)展。