陳 光， 陳奉銳， 祁志祥， 馮辰銘，曹月德， 許 昊， 鄭 功

(1.南京理工大學(xué)先進金屬與金屬間化合物材料技術(shù)工業(yè)和信息化部重點實驗室 南京，210094) (2.南京理工大學(xué)材料評價與設(shè)計教育部工程研究中心 南京，210094)

引 言

推重比/功重比是航空發(fā)動機的核心關(guān)鍵性能指標，與質(zhì)量成反比，可以通過減重予以直接提高[1-3]。航空發(fā)動機葉片高速旋轉(zhuǎn)(通常大中型渦扇發(fā)動機葉片轉(zhuǎn)速為10～30kr/min，小型渦軸發(fā)動機葉片轉(zhuǎn)速高達50～60kr/min)[4-5]，每個葉片要承受十幾噸的離心載荷(F=mω2r)。每臺航空發(fā)動機通常有400多個葉片，離心載荷超過4kt。葉片質(zhì)量如果減小1/2，則離心力相應(yīng)地減小1/2，對渦輪盤、軸等的承力以及機匣的包容性要求都減少1/2，將顛覆航空發(fā)動機結(jié)構(gòu)設(shè)計。

TiAl金屬間化合物理論密度為3.9 g/cm3，不到鎳基高溫合金的1/2，是目前唯一能夠在600 ℃以上氧化環(huán)境長期使用的輕質(zhì)金屬材料[3,6-8]。使用TiAl-4822(Ti-48Al-2Cr-2Nb)合金替代鎳基高溫合金用作波音787飛機GEnxTM-1B發(fā)動機最后兩級低壓渦輪葉片，使發(fā)動機減重約181kg[9]?！癎EnxTM發(fā)動機是第1個使用TiAl(4822合金)葉片的商用飛機發(fā)動機，與以前同級別發(fā)動機相比，重大進步在推進效率，實現(xiàn)節(jié)油20%，降噪50%，減少NOx排放80%。GEnxTM使用最新的材料和設(shè)計流程實現(xiàn)了減重、效能提升和維護成本降低”[7]。

筆者在簡要回顧TiAl金屬間化合物研究歷程的基礎(chǔ)上，展望了新型高溫高性能聚片孿生TiAl單晶及其在航空發(fā)動機葉片上的應(yīng)用前景。

1 TiAl金屬間化合物研究歷程簡要回顧

20世紀90年代開始，TiAl合金逐步進入發(fā)動機測試與商業(yè)應(yīng)用階段[19-20]。2006年6月，GE公司宣布將在GEnxTM航空發(fā)動機上使用TiAl合金低壓渦輪葉片[21]。2011年，4822合金正式應(yīng)用在波音747-8飛機GEnxTM-2B發(fā)動機最后一級低壓渦輪葉片上[3,7]。2012年，波音787又正式商用4822合金，每架飛機裝有2臺GEnxTM-1B發(fā)動機，最后兩級低壓渦輪葉片使用4822合金[3,7-8,12-13]。斯奈克瑪(SNECMA)也計劃使用4822合金作為LEAPTM發(fā)動機低壓渦輪葉片，代替CFM56發(fā)動機裝配在波音737、部分空客A320neo和中國C919飛機[3,7,12-13]。2014年9月，空客A320neo飛機的PW1100G發(fā)動機最后一級低壓渦輪葉片采用了等溫鍛造TNM(Ti-43Al-4Nb-1Mo-0.1B)合金，并成功實現(xiàn)首次試飛，2016年1月開始正式飛行[12-13,22]。

TiAl合金存在兩大致命缺點：a.室溫拉伸塑性低(<2%)，必須開發(fā)相應(yīng)的半脆性材料加工、制造以及發(fā)動機裝配工藝路徑，增加了設(shè)計與制造成本，且不敢用于前部的壓氣機[7]；b.承溫能力有限，強度從約650 ℃開始下降[8]，700 ℃/3 000 h組織失穩(wěn)[23]，限制了其長時服役溫度不能超過700 ℃(GEnxTM-1B發(fā)動機第6，7兩級低壓渦輪葉片的服役溫度分別約為650 ℃和600 ℃，第5級超過700 ℃[3,7])。

2 PST TiAl單晶

如圖1所示[24]，鎳基高溫合金由傳統(tǒng)多晶到定向凝固柱晶、再到定向凝固單晶，承溫能力不斷提高。因此，去除晶界、將多晶變?yōu)閱尉翘岣逿iAl金屬間化合物承溫能力的有效途徑[25-26]。

圖1 Ni基高溫合金發(fā)展歷史[24]Fig.1 Development history of Ni-based superalloys[24]

2.1 PST TiAl晶體

1990年，F(xiàn)ujiwara等[27]發(fā)現(xiàn)TiAl合金中片層狀組織類似于礦物晶體中的層片結(jié)構(gòu)，首次借用礦物晶體學(xué)名詞PST命名了TiAl合金全片層晶體，并沿用至今，如圖2所示。

圖2 片層結(jié)構(gòu)顯微組織Fig.2 Lamellar microstructure

1992年，Inui等[31-34]系統(tǒng)研究了PST TiAl單晶片層取向與力學(xué)性能之間的關(guān)系，如圖3所示。發(fā)現(xiàn)PST TiAl單晶的力學(xué)性能具有明顯的各向異性：90°片層取向單晶強度較高，塑性極低；30°～60°片層取向單晶塑性好，但強度很低；0°片層取向單晶具有一定的強度和塑性，居于兩者之間，但是屈服強度只有300 MPa左右，不能滿足使用要求。這種力學(xué)性能各向異性特征一直保持到1 000 ℃[35-38]。Inui等還發(fā)現(xiàn)PST TiAl單晶的強度在約800 ℃時會出現(xiàn)急劇下降的現(xiàn)象[32,39]。研究人員不斷嘗試著向PST TiAl單晶中添加強化元素，但效果不佳[40-41]。

圖3 Ti-49.3Al PST單晶片層取向與拉伸性能之間的關(guān)系[31]Fig.3 Relationship between tensile properties and lamellar orientation of Ti-49.3Al PST single crystals[31]

1996年，Yokoshima等研究PST TiAl單晶室溫和750 ℃斷裂韌性，發(fā)現(xiàn)0°片層取向單晶的斷裂韌性最高，表現(xiàn)出穿片層斷裂特征[42-44]。Matsuo等[45-46]研究表明，0°片層取向的PST TiAl單晶850 ℃時最小蠕變速率比45°片層取向單晶低3個數(shù)量級。小于30°或大于80°片層取向單晶的最小蠕變速率也小于多晶TiAl合金，當片層取向為0°或90°時，PST TiAl單晶的最小蠕變速率顯著降低。需要說明的是，上述PST TiAl單晶片層取向與力學(xué)性能關(guān)系研究所用試樣是從TiAl合金多晶切取出來的小試樣，并非直接制備出的單晶試棒。

2.2 TiAl單晶制備研究回顧

Burgers[47]和Blackburn等[10]晶體學(xué)位向關(guān)系分別是體心立方(body-centered cubic，簡稱BCC)相發(fā)生固態(tài)相變生成密排六方(hexagonal close-packed,簡稱HCP)相，以及HCP相發(fā)生固態(tài)相變生成面心立方(face-centered cubic，簡稱FCC)相，新相與母相之間遵循的位向關(guān)系，即{110}BCC∥{0001}HCP和{0001}HCP∥{111}FCC，如圖4所示[48]。TiAl合金中的β相、α相和γ相分別為BCC，HCP和FCC結(jié)構(gòu)，不同初生相TiAl合金在定向凝固及其隨后的固態(tài)相變規(guī)律[49-51]如下，如圖5所示。

1) 初生α相TiAl合金，定向凝固擇優(yōu)生長方向為[0001]，{0001}晶面族與生長方向呈90°，根據(jù)Blackburn晶體學(xué)位向關(guān)系{0001}α∥{111}γ，即α(HCP)→γ(FCC)固態(tài)相變過程中，新相γ的(111)面與母相α的(0001)面平行，最終形成與定向凝固生長方向垂直的PST片層(圖5a)。TiAl單晶片層取向與α相的基面{0001}一致。

2) 初生β相TiAl合金，定向凝固擇優(yōu)生長方向為<100>，{110}β晶面族有6種取向，其中2個與生長方向成0°(圖5b)，4個與生長方向成45°。根據(jù)Burgers晶體學(xué)位向關(guān)系{110}β∥{0001}α，β(BCC)→α(HCP)固態(tài)相變過程中，密排面{110}與生長方向平行的兩個β變體(variants)前后會各生成2個α變體，因此得到4個α變體，其{0001}基面與生長方向平行，二次固態(tài)相變后形成的PST片層與生長方向呈0°；同理，得到8個α變體，其{0001}基面與生長方向呈45°，二次固態(tài)相變后形成的PST片層與生長方向呈45°。因此，初生β相TiAl合金定向凝固片層取向不可控，為隨機事件，形成0°片層和45°片層的概率分別為1/3和2/3。

圖4 Burgers和Blackburn晶體學(xué)位向關(guān)系Fig.4 Illustration of Burgers and Blackburn orientation relationship

圖5 TiAl合金定向凝固和定向固態(tài)相變過程[51]Fig.5 Directional solidification and directional solid-phase transformation procedure of TiAl alloys[51]

為了獲得0°片層取向TiAl單晶，開展了添加β相穩(wěn)定元素的研究，主要有Nb，Mo，Cr和Mn等[52-56]，以期使β相區(qū)移向富Al一側(cè)，在較大的Al含量范圍內(nèi)獲得穩(wěn)定的全β相生長。除合金元素外，定向凝固生長速率對相圖也有較大影響。速率過大，會造成相圖左移(包晶反應(yīng)L+β→α向低溫和低Al方向偏移)，變成初生α相凝固，則只能獲得90°片層取向TiAl單晶[57-60]。

2002年，Jung等[50]對初生β相TiAl-X(X=Mo,Re,W)進行定向凝固研究發(fā)現(xiàn)，盡管初期同時產(chǎn)生了具有0°和45°片層取向晶粒，但隨著定向凝固的進行，45°片層取向晶粒會逐漸淘汰0°片層取向晶粒(如圖6所示)，最終只能得到45°片層取向TiAl晶體，不能得到0°片層取向TiAl晶體。

圖6 初生β相TiAl合金定向凝固過程中片層取向演化示意圖[50]Fig.6 Lamellar orientation evolution of primary β phase TiAl alloys under directional solidification[50]

鑒于初生α相TiAl合金固態(tài)相變位向關(guān)系一一對應(yīng)[10]，Yamaguchi等[61]采用籽晶定向凝固法成功制備了0°片層取向TiAl單晶。

圖7 籽晶法控制初生α相TiAl合金片層取向[42]Fig.7 Seeding method used to control the lamellar orientation of primary α phase TiAl alloys[42]

圖8 籽晶法定向凝固Ti-47Al合金顯微組織[67]Fig.8 Microstructure of Ti-47Al alloy growth from Ti-43Al-3Si seeding alloy by directional solidification[67]

針對Ti-43Al-3Si籽晶制備TiAl單晶所遇到的問題，研究人員采用與母合金相同成分的籽晶，雖然避免了成分過渡區(qū)，但籽晶在熱穩(wěn)定化處理過程中片層取向難以保存[74-79]。為解決籽晶片層取向熱穩(wěn)定性問題，杜玉俊[80]通過控制動力學(xué)條件使籽晶(Ti-48Al-2Nb-2Cr、Ti-48Al-6Nb-1Cr)快速加熱，但加熱速率與熔區(qū)穩(wěn)定性難以調(diào)控。Ding等[81-82]通過二次定向凝固自籽晶法獲得了0°片層取向Ti-46Al-5Nb單晶。但上述籽晶法定向凝固TiAl單晶的力學(xué)性能均不理想。

2.3 高溫高性能聚片孿生TiAl單晶

圖9 BCC-β和HCP-α相定向凝固等溫面的原子排布及相界面[51]Fig.9 Atomic arrangement and phase interface of the BCC-β and HCP-α phase in the isotherm surface during directional solidification process[51]

圖10 聚片孿生TiAl單晶片層取向[51]Fig.10 Lamellar orientation of PST TiAl single crystals[51]

發(fā)明的聚片孿生TiAl單晶實現(xiàn)了強度、塑性和蠕變抗力的優(yōu)異結(jié)合與整體跨越式提升，攻克了TiAl合金室溫脆性大和服役溫度低兩大國際性難題。圖11為新型高溫高性能聚片孿生TiAl單晶[51]與文獻報道的TiAl單晶[31,61-62,64-68,79-80]和4822合金[8,12,51]室溫拉伸強度與伸長率對比。與美國TiAl-4822相比，聚片孿生TiAl單晶室溫拉伸塑性由小于2%提高到6%以上，屈服強度由小于450 MPa提高到700 MPa以上，且強度和塑性均顯著優(yōu)于二元、三元和四元成分的其他TiAl單晶；聚片孿生TiAl單晶強度開始下降溫度由TiAl-4822合金低于700 ℃提高到950 ℃以上[51,85-89]，如圖12所示。900 ℃抗蠕變性能優(yōu)于美國TiAl-4822合金1～2個數(shù)量級[51]，如圖13所示。上述工作被認為對TiAl合金在更高溫度的廣泛應(yīng)用做出了重大貢獻[8]，澳大利亞技術(shù)科學(xué)與工程院院士、莫納什大學(xué)Polmear教授等[90]主編的《Light Alloys》教科書將其作為“新的突破性進展”寫入第5版。

圖11 聚片孿生TiAl單晶與文獻TiAl合金室溫拉伸性能[31,51,61-62,64-68,79-80]Fig.11 Room-temperature tensile properties of PST TiAl single crystal and reported TiAl alloys[31,51,61-62,64-68,79-80]

圖12 聚片孿生TiAl單晶與TiAl-4822合金不同溫度拉伸性能[51]Fig.12 Tensile properties of PST TiAl single crystal and TiAl-4822 alloy at different temperatures[51]

圖13 聚片孿生TiAl單晶與TiAl-4822合金900 ℃抗蠕變性能[51]Fig.13 Creep properties of PST TiAl single crystal and TiAl-4822 alloy at 900 ℃[51]

2.4 聚片孿生TiAl單晶尚待開展的工作

每一種原創(chuàng)性新材料從實驗室到實際應(yīng)用都需經(jīng)歷漫長過程。TiAl金屬間化合物從開始研究到進入航空發(fā)動機葉片的商業(yè)應(yīng)用經(jīng)歷了約60年時間[9,12-13]。TiAl-4822合金從實驗室研究到實際應(yīng)用經(jīng)歷了約30年[3,7,12-13]。第1代Ni基單晶高溫合金從1969年首次報道到1980年正式應(yīng)用，經(jīng)歷了11年[23,91]；之后，每一代Ni基單晶高溫合金從實驗研究到正式應(yīng)用都經(jīng)歷了6～10年[24]。

新型高溫高性能聚片孿生TiAl單晶在理論、技術(shù)與關(guān)鍵力學(xué)性能的實驗室研究已經(jīng)取得了突破性進展，但距實際應(yīng)用還有很多工作尚待開展，具體包括：

1) 疲勞行為研究。如圖14[92]所示，根據(jù)中航工業(yè)集團對葉片失效分析的統(tǒng)計結(jié)果，故障葉片約80%的失效模式為各種形式的疲勞裂紋或疲勞斷裂。需要指出的是，由于葉片工作環(huán)境復(fù)雜，疲勞斷裂多數(shù)情況下并非某種單一模式，而是兩種或多種模式疊加，即“復(fù)合”疲勞斷裂失效。聚片孿生TiAl單晶疲勞行為研究尚屬空白。

2) 抗氧化與抗腐蝕性能研究。由于航空發(fā)動機葉片被高溫腐蝕性氣體所包圍，熱氧化、腐蝕不可避免，造成葉片失效(渦輪葉片因氧化腐蝕失效故障占比約7%[92])。聚片孿生TiAl單晶抗氧化性能與抗腐蝕性能還沒有相關(guān)研究[93]。

3) 蠕變行為及組織穩(wěn)定性研究。航空發(fā)動機葉片長時在高溫、高壓、高轉(zhuǎn)速下工作，蠕變抗力及組織穩(wěn)定性是重要指標[94]。已有的聚片孿生TiAl單晶蠕變性能研究還遠遠不夠。

4) 成形與加工技術(shù)研究。航空發(fā)動機葉片形狀不規(guī)則、尺寸精度要求高，難以加工成形，亟待開展聚片孿生TiAl單晶成形加工技術(shù)研究。TiAl合金熔體化學(xué)活性大，與坩堝、型殼材料反應(yīng)劇烈，熔模精鑄定向凝固TiAl單晶幾乎無法實現(xiàn)。

圖14 2000～2012年處理的葉片失效模式統(tǒng)計[92]Fig.14 Statistical analysis of the failure modes of blades during 2000～2012[92]

3 新型高溫高性能聚片孿生TiAl單晶在航空發(fā)動機葉片上的應(yīng)用展望

航空發(fā)動機葉片從前往后依次可分為風(fēng)扇葉片、低壓壓氣機葉片、高壓壓氣機葉片、高壓渦輪葉片以及低壓渦輪葉片等[95-96]。圖15為PW1100G和GEnx兩種典型航空發(fā)動機結(jié)構(gòu)示意圖。

圖15 兩種典型發(fā)動機結(jié)構(gòu)示意圖Fig.15 Schematic of two typical engines

低壓壓氣機葉片工作溫度小于500 ℃，目前使用鈦合金[95]。高壓壓氣機前幾級葉片工作溫度小于550 ℃，目前使用高溫鈦合金，后幾級葉片的工作溫度達到550～650 ℃。由于鈦合金的長時工作溫度不超過550 ℃，因此采用鎳基變形高溫合金，比如Inconel 718、GH 4169等，密度約為8.2 g/cm3[24,95]?，F(xiàn)有TiAl(4822)合金因室溫拉伸塑性低(<2%)，不敢用于前部的壓氣機[3]。新型高溫高性能聚片孿生TiAl單晶室溫拉伸塑性大于6%，可望替代鎳基高溫合金，應(yīng)用于鈦合金承溫能力不能勝任的高壓壓氣機葉片。

低壓渦輪葉片工作溫度約600～1 050 ℃[95]。GEnxTM-1B航空發(fā)動機最后兩級低壓渦輪葉片工作溫度分別約為600 ℃和650 ℃[3,7,97]，4822合金已經(jīng)成功替代鎳基高溫合金應(yīng)用于最后兩級低壓渦輪葉片。聚片孿生TiAl單晶由于承溫能力大幅度提高到950 ℃以上，有望應(yīng)用于現(xiàn)有TiAl合金不能勝任的700 ℃以上溫度范圍服役的渦輪葉片，替代鎳基高溫合金。

合理的空心氣冷結(jié)構(gòu)設(shè)計與耐高溫隔熱層相結(jié)合，是鎳基單晶高溫合金用于超過其熔點的高壓渦輪葉片的成功經(jīng)驗[95-96]。文獻[98-99]報道陶瓷隔熱層能使渦輪葉片表面溫度降低100～300 ℃，結(jié)合空心氣冷和熱障涂層，使用溫度至少提高500 ℃。若研發(fā)出聚片孿生TiAl單晶空心氣冷和陶瓷隔熱層技術(shù)，聚片孿生TiAl單晶空心葉片將用于950 ℃以上溫度范圍，實現(xiàn)大幅度減重、降低離心載荷，顛覆發(fā)動機結(jié)構(gòu)設(shè)計。