弭光寶， 曹春曉， 黃 旭， 曹京霞， 王 寶

(北京航空材料研究院 先進(jìn)鈦合金航空科技重點(diǎn)實(shí)驗(yàn)室，北京100095)

無論軍用或民用飛機(jī)，其性能在相當(dāng)大程度上取決于發(fā)動(dòng)機(jī)的水平［1］。近年來，航空發(fā)動(dòng)機(jī)技術(shù)取得巨大的進(jìn)步，軍用發(fā)動(dòng)機(jī)推重比已從初期的2 ～3 提高至10 一級(jí)。發(fā)動(dòng)機(jī)性能在較短的時(shí)間內(nèi)能夠得到快速發(fā)展與鈦合金的大量應(yīng)用密切相關(guān)。國外先進(jìn)航空發(fā)動(dòng)機(jī)中，鈦合金用量已占到發(fā)動(dòng)機(jī)總質(zhì)量的25% ～40%，如F100 發(fā)動(dòng)機(jī)約為25%，F(xiàn)119 發(fā)動(dòng)機(jī)達(dá)到40%左右。我國軍用發(fā)動(dòng)機(jī)的鈦用量已從早期的“零”按不同機(jī)型分別提高至10%，13%，15%和25%，正在研制的民用發(fā)動(dòng)機(jī)的鈦用量預(yù)期為23%左右。因而航空發(fā)動(dòng)機(jī)使用材料的總趨勢從早期的鋼、鋁時(shí)代轉(zhuǎn)化成冷端以鈦為主，熱端以鎳為主的鎳、鈦、鋼“三足鼎立”的時(shí)代［2］。

隨著高推重比發(fā)動(dòng)機(jī)中鈦合金用量的提高，壓氣機(jī)鈦合金構(gòu)件的工作條件更為復(fù)雜和苛刻，鈦火發(fā)生的傾向性和嚴(yán)重性大大增加，致使鈦火事故頻發(fā)。美國和俄羅斯在軍用發(fā)動(dòng)機(jī)和民用發(fā)動(dòng)機(jī)中發(fā)生過100 余起鈦火事故，造成巨大危害和損失［3］，有效預(yù)防鈦火隱患成為研制先進(jìn)發(fā)動(dòng)機(jī)的關(guān)鍵技術(shù)。除美國、俄羅斯發(fā)生過多起鈦火事故，近年來我國先進(jìn)發(fā)動(dòng)機(jī)在試車時(shí)也發(fā)生過幾起鈦火，嚴(yán)重影響發(fā)動(dòng)機(jī)的研制進(jìn)度。導(dǎo)致的結(jié)果是，發(fā)動(dòng)機(jī)設(shè)計(jì)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(jìn)航空發(fā)動(dòng)機(jī)上的應(yīng)用研究和工程化進(jìn)程，也制約了我國發(fā)動(dòng)機(jī)用鈦合金材料體系的發(fā)展。由上可知，與國外相比，我國在預(yù)防鈦火的基礎(chǔ)與技術(shù)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(fā)動(dòng)機(jī)鈦火的理解和認(rèn)識(shí)尚不深入，比如評價(jià)方法不科學(xué)、基礎(chǔ)實(shí)驗(yàn)數(shù)據(jù)積累不完備和點(diǎn)火燃燒機(jī)理不明確等。

鈦合金的抗點(diǎn)燃性能即材料所具有的防止有焰燃燒的特性，是衡量發(fā)動(dòng)機(jī)用鈦合金阻燃功能性的關(guān)鍵性能指標(biāo)之一(通常采用點(diǎn)火特性來度量)，其測試與表征方法是預(yù)防發(fā)動(dòng)機(jī)鈦火技術(shù)研究的重要基礎(chǔ)。俄羅斯利用摩擦點(diǎn)火方法測試BT20，ВТТ-1 和ВТТ-3 等鈦合金的抗點(diǎn)燃性能，得出在相同壓力下，點(diǎn)火溫度依次為BTT-3 ＞BTT-1＞BT15 ＞BT23 ＞BT20;美國采用激光點(diǎn)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(diǎn)燃性能，為鈦合金在發(fā)動(dòng)機(jī)上安全服役提供可靠的數(shù)據(jù)支撐［4～6］。然而，我國在鈦合金抗點(diǎn)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(chǔ)上，以目前我國航空發(fā)動(dòng)機(jī)關(guān)鍵構(gòu)件中用量最大的500℃使用的TC11 鈦合金［11］為研究對象，通過進(jìn)一步拓展摩擦點(diǎn)火技術(shù)，實(shí)驗(yàn)研究TC11 鈦合金的抗點(diǎn)燃性能，進(jìn)而揭示點(diǎn)燃與抗點(diǎn)燃的微觀機(jī)理。

1 實(shí)驗(yàn)方法

實(shí)驗(yàn)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(zhì)量分?jǐn)?shù)/%)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(jīng)開坯、鍛造和熱處理等工藝獲得鍛件。對比實(shí)驗(yàn)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(diǎn)燃性能測試試樣，且表面清潔、光亮。

采用摩擦點(diǎn)燃實(shí)驗(yàn)方法進(jìn)行TC11 鈦合金的抗點(diǎn)燃性能測試，摩擦接觸壓力P 和預(yù)混氣流氧濃度c0為控制參數(shù)，點(diǎn)火原理如圖1 所示。實(shí)驗(yàn)過程中，首先分別將旋轉(zhuǎn)楔形試樣A 和帶中心孔長條試樣B 固定于電機(jī)帶動(dòng)的旋轉(zhuǎn)軸和夾具支座上，蓋上移動(dòng)保護(hù)蓋，然后開啟設(shè)備的電氣系統(tǒng)和供氣系統(tǒng)，在一定摩擦接觸壓力和預(yù)混氣流條件下，高速旋轉(zhuǎn)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(diǎn)燃。根據(jù)點(diǎn)燃過程實(shí)時(shí)記錄和實(shí)驗(yàn)后試樣B的形貌判斷試樣是否點(diǎn)燃。試樣A 的旋轉(zhuǎn)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(diào)控參數(shù)P 和c0，得到不同條件下點(diǎn)燃與不燃的多個(gè)實(shí)驗(yàn)點(diǎn)。將實(shí)驗(yàn)點(diǎn)進(jìn)行數(shù)據(jù)處理，以獲得的P-c0關(guān)系曲線作為表征鈦合金抗點(diǎn)燃的性能指標(biāo)。采用換氣方法實(shí)現(xiàn)熄火實(shí)驗(yàn)，當(dāng)試樣點(diǎn)燃后，氣流環(huán)境立刻切換為高純氬氣。采用徠卡倒置式顯微鏡系統(tǒng)(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(yīng)-影響區(qū)的合金元素分布進(jìn)行微觀分析。

2 實(shí)驗(yàn)結(jié)果

2.1 TC11 鈦合金點(diǎn)燃過程的原位觀察

圖1 摩擦點(diǎn)燃實(shí)驗(yàn)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(yù)混氣流氧濃度c0=55.2%條件下TC11 鈦合金的摩擦點(diǎn)燃過程。從圖2 中可見，當(dāng)高速旋轉(zhuǎn)的試樣A與試樣B 中心孔接觸后立刻產(chǎn)生明亮的摩擦火花(圖2a);隨著摩擦持續(xù)進(jìn)行，摩擦火花變得更加強(qiáng)烈(圖2b)，試樣A 的摩擦碎片充滿整個(gè)空間，并伴隨著摩擦碎片產(chǎn)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(xù)燃燒，在支撐座表面可見V 面中心孔(位置見圖1)熾熱狀態(tài)的鏡像(圖2d);摩擦4s 后，試樣B 的熾熱狀態(tài)進(jìn)一步提高，此時(shí)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(cè)呈明顯的梯度分布(圖2f)。當(dāng)實(shí)驗(yàn)條件低于點(diǎn)火條件，則摩擦結(jié)束后3 ～4s，試樣熾熱狀態(tài)迅速消失，試樣B 不會(huì)出現(xiàn)著火現(xiàn)象;當(dāng)實(shí)驗(yàn)條件高于點(diǎn)火條件，則試樣B 點(diǎn)燃，如圖3 所示。從圖3 中可見，摩擦持續(xù)5s 后，試樣A 與B 開始分離(圖3a)，試樣B的熾熱狀態(tài)更加顯著，發(fā)出耀眼的白光(圖3b ～e)，此時(shí)試樣B 點(diǎn)燃(圖3f)，在燃燒碎片下落的瞬間立即可見試樣B 的點(diǎn)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(xù)燃燒(圖3k)，幾秒后試樣B 開始熄火，表面的熾熱狀態(tài)逐漸減弱(圖3l)?？梢?，本實(shí)驗(yàn)條件下，當(dāng)P，c0低于某一臨界值(出現(xiàn)著火跡象)時(shí)，試樣B 不會(huì)點(diǎn)燃;反之則試樣B 點(diǎn)燃并持續(xù)燃燒數(shù)秒。不燃與點(diǎn)燃的摩擦磨損產(chǎn)物與熄火產(chǎn)物的表面形貌如圖4 所示。

2.2 TC11 鈦合金的抗點(diǎn)燃性能

圖5 為不同條件下TC11 鈦合金的摩擦點(diǎn)燃實(shí)驗(yàn)結(jié)果。通過實(shí)驗(yàn)數(shù)據(jù)處理和非線性擬合可知，TC11 鈦合金的P-c0關(guān)系曲線符合拋物線規(guī)律，即:

式中:P 為試樣A 與B 的摩擦接觸壓力，MPa;c0為預(yù)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(diǎn)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(diǎn)燃和不燃的邊界，P 和c0分別反映點(diǎn)燃臨界溫度和壓力指標(biāo)的變化。隨著c0的增大，P 呈拋物線規(guī)律降低，即P -c0關(guān)系表征了TC11 鈦合金的抗點(diǎn)燃性能。當(dāng)P 從0.05MPa增至0. 25MPa 時(shí)，點(diǎn)燃對應(yīng)的c0降低約32.5%，說明TC11 鈦合金的抗點(diǎn)燃性能對P 和co的敏感程度有所不同。隨著c0增大，抗點(diǎn)燃性能對P 的敏感性增強(qiáng)，即在c0較低時(shí)，TC11 鈦合金的抗點(diǎn)燃性能主要由c0控制。

同理，根據(jù)不同條件下對比實(shí)驗(yàn)TC4 鈦合金點(diǎn)燃和不燃的實(shí)驗(yàn)點(diǎn)，通過數(shù)據(jù)處理，可以得到TC4鈦合金的抗點(diǎn)燃性能，即:

圖6 為上述TC11 和TC4 的抗點(diǎn)燃性能。通過比較可知，在本實(shí)驗(yàn)條件下，TC11 鈦合金的抗點(diǎn)燃性能顯著高于TC4 鈦合金，點(diǎn)燃對應(yīng)的c0至少比TC4 鈦合金高20%。

圖5 TC11 鈦合金摩擦點(diǎn)燃的P-c0 關(guān)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(diǎn)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(diǎn)燃機(jī)理

著火是燃燒的基本過程之一，也是一個(gè)自加速的非等溫氧化過程。這個(gè)過程的主要特征是氧化膜作為擴(kuò)散壁壘阻礙金屬與氧劇烈反應(yīng)，甚至在氧化早期階段就已存在。因此，實(shí)際中塊體致密鈦的熱自燃發(fā)生比較困難［12］，而點(diǎn)燃容易滿足著火的必要條件，即氧化物薄膜停止保護(hù)作用，進(jìn)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(yīng)。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(diǎn)燃實(shí)驗(yàn)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(yè)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(fā)生，說明TC11 鈦合金與氧發(fā)生初始反應(yīng)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(yù)設(shè)(P，c0)至某一臨界值，對TC11 鈦合金的摩擦點(diǎn)燃過程進(jìn)行原位觀察(圖8)可知:摩擦結(jié)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(fā)生劇烈反應(yīng)而出現(xiàn)強(qiáng)烈火花(圖8a)，隨后摩擦表面處于熾熱狀態(tài)(圖8b ～d)，經(jīng)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(jīng)約0.03s 出現(xiàn)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(tài)逐漸消失，同時(shí)產(chǎn)生放射狀火花(圖8h ～i)，之后3s 試樣B 中心孔的熾熱狀態(tài)很快消失(圖8j ～l)。說明著火很可能發(fā)生在試樣B 的U 表面或V 表面中心孔附近。結(jié)合臨界條件下摩擦磨損及熄火產(chǎn)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(nèi)發(fā)現(xiàn)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(shí)存在熔化現(xiàn)象(圖9b ～d)，進(jìn)一步說明了著火最可能發(fā)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(jù)摩擦學(xué)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(zhuǎn)化為接觸面表層材料的熱能，試樣A 與B 的接觸為凸起點(diǎn)接觸，摩擦過程舊的凸起點(diǎn)不斷消失，新的凸起點(diǎn)不斷出現(xiàn)，這些凸起的點(diǎn)在相互作用時(shí)會(huì)成為出現(xiàn)瞬間閃溫微小區(qū)域(微米級(jí))，溫度高達(dá)幾百甚至超過1000℃，持續(xù)幾納秒至幾微秒，這是因?yàn)闊崃績H僅在凸起的微小區(qū)域內(nèi)散失，所以瞬間溫度很高，若接觸物質(zhì)的硬度有差別，摩擦升溫將受到影響。從該基本原理出發(fā)，這些出現(xiàn)閃溫的微小區(qū)域很可能成為摩擦著火最先發(fā)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(fā)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(diǎn)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(gè)方面描述TC11 鈦合金點(diǎn)燃的微觀機(jī)理，即試樣A 與B 緊貼在一起且發(fā)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(xiàn)具有原生表面的島狀微凸起或微碎片;摩擦過程流動(dòng)金屬的前沿會(huì)出現(xiàn)具有原生表面的微凸起或微碎片。換句話說，摩擦過程產(chǎn)生的微凸起或微碎片(統(tǒng)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(fā)生初始反應(yīng)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(diǎn)燃機(jī)理

圖11 和圖12 分別為點(diǎn)燃5s 后TC11 鈦合金熄火表面至反應(yīng)-影響區(qū)的微觀組織和元素分布?？梢?，從熄火表面至反應(yīng)-影響區(qū)的微觀組織由4個(gè)連續(xù)區(qū)域組成，依次為A，B，C 和D 區(qū)域，而合金元素分布規(guī)律性變化進(jìn)一步反映各區(qū)域的微觀特征。合金基體中元素的分布相對穩(wěn)定，D 區(qū)中合金元素分布開始發(fā)生變化，Ti 元素逐漸下降、Al 和Mo 元素呈上升趨勢;C 區(qū)中Ti 元素大大提高、Al 和Mo 元素迅速下降;B 區(qū)中Ti、Al 和Mo 的分布具有強(qiáng)烈波動(dòng)性，根據(jù)相圖可知［14］，該區(qū)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(wǎng)狀分布，如表1 所示;A 區(qū)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(gè)區(qū)域分別描述為燃燒區(qū)、熔凝區(qū)、熱影響區(qū)和過渡區(qū)。

圖11 點(diǎn)燃5s 后TC11 鈦合金熄火表面至反應(yīng)-影響區(qū)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(diǎn)燃5s 后TC11 鈦合金熄火表面至反應(yīng)-影響區(qū)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(diǎn)燃1s 后TC11 鈦合金熄火表面至反應(yīng)-影響區(qū)的微觀組織及元素分布?？梢?，熄火表面至反應(yīng)-影響區(qū)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(qū))、B(熔凝區(qū))、C(熱影響區(qū))和D(過渡區(qū))四個(gè)連續(xù)區(qū)域組成。合金元素分布的規(guī)律性在微區(qū)分析中得到進(jìn)一步驗(yàn)證，如熱影響區(qū)中Ti 元素含量較高、Al 和Mo 元素含量下降;熔凝區(qū)中含有大量富Al，Mo 元素的鈦基固溶體相且呈網(wǎng)狀分布，O 含量大大增加;燃燒區(qū)O 含量進(jìn)一步提高。以此類推，點(diǎn)燃0.5s 后熄火表面至反應(yīng)-影響區(qū)的微觀組織同樣具有分區(qū)特征，差別在于反應(yīng)-影響區(qū)的尺寸進(jìn)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(diǎn)燃后微觀組織及合金元素分布具有相同的規(guī)律性。那么，通過分析熄火表面至反應(yīng)-影響區(qū)合金元素的形成過程也就可以解釋TC11鈦合金抗點(diǎn)燃的原因。

表1 TC11 鈦合金熄火表面至反應(yīng)-影響區(qū)中B 區(qū)的EDS 分析(質(zhì)量分?jǐn)?shù)/%)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(yīng)-影響區(qū)中A 區(qū)的EDS 分析(質(zhì)量分?jǐn)?shù)/%)Table 2 EDS analysis of A zone inside the reaction zone of TC11 alloy (mass fraction/%)

根據(jù)Ti-O 相圖［14］可知，鈦與氧的反應(yīng)很復(fù)雜，不僅存在多種穩(wěn)定的氧化物，而且O 在鈦中有較大的固溶度(在α-Ti 中達(dá)到30at%)。說明O 很容易通過鈦合金原生表面迅速進(jìn)入微凸體，并會(huì)隨時(shí)間延長向內(nèi)部不斷擴(kuò)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(gè)氧原子與鈦原子的親和能(－28.27eV)高于兩個(gè)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(jià)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(huì)發(fā)生Al 的優(yōu)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(huì)向鈦表面遷移并偏聚，而向合金基體內(nèi)擴(kuò)散，在鈦合金表面形成貧Al 的鈦表層［16］。根據(jù)Ti，Al 和Mo 的電負(fù)性可知，Mo 易固溶于富Al 的鈦基固溶體相中，會(huì)伴隨Al 向合金基體內(nèi)遷移，所以熄火表面至燃燒區(qū)Ti 的氧化物占較大比例，而Al 和Mo 的氧化物較少。

圖13 點(diǎn)燃1s 后TC11 鈦合金熄火表面至反應(yīng)-影響區(qū)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(diǎn)燃1s 后TC11 鈦合金熄火表面至反應(yīng)-影響區(qū)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(yīng)快的特點(diǎn)，還涉及反應(yīng)-影響區(qū)內(nèi)合金元素與氧的擴(kuò)散行為。當(dāng)燃燒區(qū)溫度急劇上升時(shí)，鈦合金發(fā)生熔化，氧穿過鈦的氧化物大量向合金基體固溶，此時(shí)鈦的氧化物在合金基體的固溶可能成為影響燃燒區(qū)反應(yīng)速率的控制步驟。對于向內(nèi)擴(kuò)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(fā)生聚集，并成為隨后凝固的結(jié)晶核心，形成富Al 和Mo 的鈦基固溶體相。在這個(gè)過程中，一方面由于O 在鈦中的大量固溶，限制了O 繼續(xù)向合金基體內(nèi)的擴(kuò)散，另一方面由于富Al，Mo 的鈦基固溶體相呈網(wǎng)狀結(jié)構(gòu)分布，阻礙了氧向合金基體內(nèi)的擴(kuò)散(見圖14b 熔凝區(qū)中氧含量變化)。因而熱影響區(qū)的形成主要受元素的擴(kuò)散控制。反應(yīng)過程強(qiáng)烈的溫度梯度作用對合金基體產(chǎn)生顯著的熱影響作用，使合金元素發(fā)生遷移與聚集，其中Ti 原子有向熔凝區(qū)擴(kuò)散的趨勢，而Al，Mo 原子發(fā)生聚集并析出，阻礙了Ti 原子擴(kuò)散的擴(kuò)散速率，致使在熱影響區(qū)與熔凝區(qū)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(qū)Ti 原子向熱影響區(qū)的遷移，進(jìn)一步說明受到反應(yīng)區(qū)熱影響作用時(shí)Ti 原子可能出現(xiàn)優(yōu)先向外擴(kuò)散?？梢?，熄火表面至反應(yīng)-影響區(qū)內(nèi)Ti 與O，Al 與O 之間是否存在優(yōu)先反應(yīng)的問題比較復(fù)雜，今后仍需進(jìn)一步探討。

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

4 結(jié)論

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

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

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

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