航空发动机阻燃钛合金力学性能预测及成分优化

采用支持向量机算法,在实验数据的基础上,建立航空发动机阻燃钛合金的合金化元素与力学性能关系模型,分析合金化元素对力学性能的影响规律.模型的输入参数为V、Al、Si和C元素,输出参数为室温拉伸性能(抗拉强度、屈服强度、延伸率和断面收缩率).结果表明:各个力学性能支持向量机模型的线性相关系数均在0.975以上,具有较高的预测能力;各个力学性能测试样本实验值与模型预测值的绝对百分误差均在5%以内,具有良好的泛化能力,能够有效地反映出阻燃钛合金的合金化元素与力学性能之间的定量关系,进而实现对该合金的成分优化.对于Ti−35V−15Cr阻燃钛合金,可以通过加入质量分数为0~0.1%的Si元素和质量分数为0.05%~0.125%的C元素,并减少质量分数为2%~5%的V元素,来提高力学性能;对于Ti−25V−15Cr阻燃钛合金,可以通过加入质量分数为1.5%~1.8%的Al元素和质量分数为0.15%~0.2%的C元素,来提高力学性能.

航空发动机高温钛合金非等温氧化行为研究进展

阻燃性能是衡量航空发动机钛火安全的关键性能指标,通常采用钛合金材料/构件抵抗热自燃、点燃和扩展燃烧的能力进行综合评价。针对高性能航空发动机对先进高温钛合金的需求,在回顾近期抗点燃性能和抗燃烧性能试验技术研究基础上,重点从抗热自燃性能的层面介绍阻燃钛合金、高温钛合金及钛铝金属间化合物的非等温氧化行为及阻燃机理的研究进展,并对未来发展方向进行展望。

航空发动机钛合金在微尺度下摩擦着火特性数值计算分析

叶片与机匣的异常摩擦是航空发动机钛火发生的主要热源。将航空发动机钛合金摩擦着火过程的微凸起/微碎片作为研究对象,建立考虑摩擦热源的微尺度着火模型,计算分析了粒径、摩擦系数、氧浓度和流速等因素的影响规律,并与经典模型进行比较。结果表明:临界着火温度及延迟时间随着粒径的减小不断降低,随着摩擦系数下降不断增大,随着氧浓度增加不断降低,随着流速的提高而呈上升趋势;当粒径为82.5μm时,经典模型与摩擦模型的临界着火温度分别为825K和677K,着火延迟时间分别为0.035s和0.032s;当摩擦系数减小0.2时,其临界着火温度提高约20K,而着火延迟时间提高约10s;当氧浓度为50%时,经典模型与摩擦模型的着火温度分别为826K和782K;当流速为310m/s时,经典模型与摩擦模型的着火温度分别为966K和964K,着火延迟时间分别为0.54s和0.43s。

TC11钛合金表面阻燃涂层的抗点燃性能及机理研究

采用摩擦氧浓度点燃方法,研究YSZ+NiCrAl-B.e复合涂层对TC11钛合金抗点燃性能的影响,并结合摩擦磨损分析和非稳态热传导计算,探讨复合涂层的阻燃机理。结果表明:YSZ+NiCrAl-B.e复合涂层显著提高了钛合金的抗点燃性能,其临界着火氧浓度约为钛合金基体的2.3倍;钛与复合涂层构成摩擦副的摩擦性能高于钛与钛;NiCrAl-B.e层对提高钛合金抗点燃性能的影响不明显。摩擦点燃过程中,YSZ层能够大幅度降低钛合金基体的温度升高,阻隔了热量的快速传输,从而起到延迟点燃钛合金的作用,在这个意义上,该体系涂层中YSZ层是阻燃层,热量阻隔是主要的阻燃机理。

航空发动机钛火特性理论计算研究

钛火是现代航空发动机的典型灾难性事故,高压压气机机匣等钛合金部件的局部加热是主要的着火源。本研究通过对钛合金等温加热、非等温线性加热以及非等温摩擦加热的着火过程进行模型计算,研究初始加热温度、加热速率、氧浓度和流速等环境因素对着火参数的影响规律,进而给出钛火阻燃设计的建议。结果表明:在等温加热过程中,当加热面温度为1941 K时,临界着火温度约为958 K,着火延迟时间为0.2 s;在非等温线性加热过程中,加热速率为28 K/s、58 K/s及100 K/s的着火延迟时间分别为1.5 s、1.1 s和0.9 s,而临界着火温度基本维持在950K,微凸体直径为16.5μm时,临界着火温度约为765 K,与文献报道的实验结果一致;在非等温摩擦加热过程中,接触应力为26.5 kPa,加热速率为130 K/s时,着火延迟时间为1.4 s,流速为300 m/s时,临界着火温度为1040 K,着火延迟时间为2.8 s,当气流中氧浓度为50%,临界着火温度为920 K时,着火延迟时间为1.5 s;设计防钛火结构时应考虑低速环境下的阻燃性能。

钛合金高温摩擦着火理论研究

钛合金燃烧是现代航空发动机的典型灾难性事故,压气机转子与静子的异常摩擦是主要的着火源.本文基于非均相着火理论建立了考虑摩擦热源的钛合金着火模型,推导了着火温度和着火延迟时间的理论计算公式,进而分析摩擦系数、氧浓度、流速、接触半径以及阻燃层等因素对着火参数的影响规律.结果表明:当摩擦接触区的瞬时温度低于临界生热温度时,生热过程由摩擦热主导;当高于临界生热温度时,生热过程由化学反应热主导.降低摩擦系数可以显著提高着火温度,而摩擦系数的变化对着火延迟时间影响很小.着火温度随着氧浓度的增大和流速的减小均呈明显下降趋势.当氧浓度从21%增加至42%、流速从310 m/s下降至50 m/s时,着火温度分别降低约213 K和197 K.实验结果与理论计算值的相对误差为8.3%,验证了模型的可靠性.阻燃层可以明显提高钛合金的着火温度和着火延迟时间,带阻燃层的钛合金的着火温度提高约172 K,着火延迟时间提高约3 s.

等温锻造TB6钛合金药型罩的组织与力学性能分析

药型罩要求高度对称性的材料晶体结构。对近β型TB6钛合金在β单相区进行了等温锻造,研究了锻造温度、变形速率和变形量对其晶粒尺寸和晶体取向分布特征的影响规律,优选出TB6钛合金药型罩的等温锻造工艺,并相应地制备了TB6钛合金锻件,对TB6钛合金锻件不同部位的显微组织和织构特征进行了分析。结果表明,β单相区等温锻造温度和变形速率是影响晶粒尺寸的最主要因素,晶粒尺寸随锻造温度的提高而增加;在较高温度下,晶粒尺寸随变形速率的降低显著增加。采用优选工艺制备的等温锻造TB6钛合金药型罩,经805℃固溶处理后,各部位晶粒尺寸均匀,但织构类型存在差异。

Ti_2AlNb合金在不同温度下的热盐腐蚀行为

为提高Ti_2AlNb合金作为航空发动机部件在海洋环境下服役的可靠性,研究名义成分为Ti-22Al-23Nb-1Mo-1Zr(原子分数/%)的Ti_(2)AlNb合金在550,650,750℃时涂盐Na_(2)SO_(4)/NaCl(95/5,质量比)的热腐蚀行为,绘制不同温度下合金的腐蚀增重曲线,通过X射线衍射(XRD)、扫描电子显微镜(SEM)、能谱仪(EDS)对热盐腐蚀后合金的表面形貌、截面结构以及腐蚀产物进行观察分析。结果表明:550℃时合金腐蚀速率较低,表面氧化层平直、致密且完整,表现出优异的抗热盐腐蚀能力;650℃时合金腐蚀增重曲线符合抛物线规律,氧化层表面发生小范围的剥落,内部出现裂缝且有轻微的分层现象,合金整体上表现出良好的抗热盐腐蚀能力;750℃时合金腐蚀过程中出现明显减重,氧化层表面严重开裂剥落,内部出现明显的层状结构,由两种腐蚀产物层交替叠加:其中主要腐蚀产物层以TiO_(2)为主并含有NbAlO_4等多种腐蚀产物,另一层以NaNbO_(3)为主,合金的抗热盐腐蚀能力严重下降。

β/B2锻造Ti-22Al-23Nb-2(Mo,Zr)合金的组织演化与综合力学性能

针对在航空发动机领域具有广阔应用前景的Ti-22Al-23Nb-2(Mo,Zr)5元系合金,采用扫描电镜、透射电镜与多种力学性能实验设备,开展合金相区温度区间、β/B2锻造与热处理过程的组织演化及力学性能响应关系研究。结果表明:合金由高温至低温依次经历B2、B2+α2、B2+α2+O、B2+O四个相区,分别对应1060℃、950℃和930℃三个临界温度。β/B2锻造合金组织中B2晶界相的组成与形态受B2相的畸变强度与热处理共同作用,粗大断续的α2相易于在强畸变的原始B2相晶界形成,并在B2+O相区热处理过程中转变为α2+Orim结构;细小连续的O相易形成于弱畸变的动态再结晶B2相晶界,经B2+α2相区热处理可完全转变为α2相;静态再结晶晶界基本无晶界相。B2相晶内析出相主要受热处理影响,α2相和O相均可由B2相直接独立析出,O相也可依附α2相生成,形成α2/Orim核壳结构,表明α2相核具备良好的低温稳定性;固溶+时效处理后,基体B2相晶内均呈现由大、小两套析出相组成的混合组织,B2+α2相区固溶时为粗大α2/Orim+细小O相,B2+O相区固溶时为粗大OI+细小OII。B2晶内析出相的尺寸分布是影响力学性能的主要因素,尺寸大对合金塑、韧性有利,而对强度和蠕变抗力不利。

加热温度和保温时间对Ti1023钛合金再结晶行为的影响

通过对Ti1023钛合金在两相区进行70%的锻造变形,并将其进行785~885℃保温30~300 min的热处理,观察分析不同加热温度和不同保温时间下变形组织的回复和再结晶规律。结果表明,Ti1023钛合金在两相区变形后,在800℃以下保温时,变形组织以发生回复为主,再结晶为辅,保留了变形后的组织形态,再结晶晶粒未发生长大。在800~885℃保温时,变形组织以发生再结晶为主,回复为辅。当加热温度一定时,随着保温时间延长,再结晶晶粒会发生长大;当保温时间一定时,加热温度越高,完成再结晶所需要的时间越短,晶粒长大的趋势越明显,再结晶晶粒长大不利于变形组织的细化。

近β钛合金表面包覆渗氧强化

利用一种钛合金表面防护涂料对近β钛合金Ti-1023进行表面包覆后,在不同温度和气氛环境下进行高温渗氧强化处理。对渗氧处理后的合金表层显微组织和硬度梯度进行表征。结果表明,涂层包覆可以有效减缓Ti-1023合金的高温氧化行为,抑制表面疏松的脆性氧化物的形成,提高合金表面硬度。在空气气氛下,经850℃×24 h渗氧处理后Ti-1023合金表层显微硬度由321 HV0.2提高到544 HV0.2,硬化深度达500μm以上。在Tβ以下750℃氧气气氛中渗氧48 h后,合金表层显微硬度可达459 HV0.2,并且合金基体组织基本不受影响。

淬火转移时间对Ti-1023合金组织与力学性能的影响

通过室温拉伸性能测试、断口分析和显微组织分析,研究了淬火转移时间对Ti-1023合金组织演变和力学性能的影响规律和机理。结果表明,随淬火转移时间的增加,淬火转移过程中过饱和β相中析出α相,导致等轴α相含量增加,过饱和β相基体的相对含量降低,时效析出的次生αs相含量和弥散程度下降,致使合金强度降低、塑性提高。对于厚80 mm的Ti-1023合金板材或锻件,将淬火转移时间控制在120 s之内,合金组织性能不会受到明显的影响。

Ti6242合金组织演化的精细分析

以等轴组织Ti6242合金为研究对象,采用光学显微镜与扫描电镜2种组织观察手段,结合图像处理软件的自动处理与统计学方法,分析了不同热处理制度下合金组织的精细特征与演变规律。建立了采用体积分数Vα、尺寸Dα、分布密度ρα和聚集程度Eα4个参量来精确定量描述等轴初生α相特征及演化的方式,发现Vα、Dα、ρα和Eα均随固溶温度的升高而减小,Vα和ρα分别满足线性和抛物线规律;Vα的减小速度随温度升高而增加,随时间的延长而降低。随Vα减小,β相中Al元素含量增加,Sn、Zr和Mo三元素含量均降低;4种合金元素在α与β两相中的含量差异变小。850与800℃下,β相的[Mo]eq分别落入α+β型和亚稳β型钛合金对应的[Mo]eq区间,水淬后β相分别发生马氏体转变和保留亚稳态。

TiAl合金高温疲劳小裂纹与长裂纹扩展行为

采用原位观察疲劳试验方法研究了变形TiAl合金在650℃下的三维小裂纹扩展行为,利用传统疲劳裂纹扩展试验方法研究了该合金在650～800℃温度范围内的长裂纹扩展行为。结果显示,650℃下,变形TiAl合金的三维小裂纹在低于长裂纹扩展门槛值的区域依然能够扩展,并且扩展速率高于长裂纹;位于试样棱边的横向机械加工刻痕是合金三维小裂纹萌生的主要位置之一,小裂纹在扩展过程中发生偏折并在偏折处合并,合金的疲劳寿命对试样表面的不规则条状加工缺陷不敏感;在650～800℃温度范围内,合金的疲劳长裂纹稳态扩展速率对温度变化不敏感,裂纹扩展过程均显示为解理断裂,裂纹扩展门槛值受韧/脆转变温度影响,韧/脆转变温度以下温度的门槛值较低。