先进航空发动机朝着高涡轮前温度、高推重比、长寿命和低油耗方向发展，除了先进的设计技术，发动机性能的提高强烈依赖于先进材料及制造技术的发展，发动机的关键件和重要件亟需耐高温、高比强度、高比模量、抗氧化和阻燃的新材料。随着使用温度的升高，材料的高温性能尤其是蠕变性能显得越来越重要。先进材料及制造技术保障了新材料制件及新型结构的实现，使发动机的质量不断减轻，发动机的工作效率、使用寿命、稳定性和可靠性不断提高。钛合金材料在发动机400℃以下低温段的应用受到密度更小的树脂基复合材料的竞争，而普通钛合金材料600℃以上的蠕变、持久、组织稳定性、抗氧化等性能已无法胜任发动机的使用要求^[1]。与镍基高温合金相比，600℃高温钛合金、Ti-Al系金属间化合物、SiC纤维增强钛基复合材料(SiC_f/Ti)在500～850℃温度区间的比强度、比蠕变强度和比疲劳强度方面有明显优势，在保持相同服役使用性能的情况下，以钛代镍可减重40%以上，这对提高发动机的推重比和使用性能效果显著，这些新材料与整体叶盘、整体叶环等轻量化结构相结合，有望应用于新一代发动机高压压气机和低压涡轮部件^[2]。在Ti-Al系金属间化合物家族中，与Ti₃Al和Ti₂AlNb合金相比，TiAl合金以其显著的低密度、高比模量、高蠕变抗力、阻燃等优势，成为发动机高温结构应用最有潜力的材料之一。钛火一直是影响发动机安全可靠使用的重大隐患，其发生往往是无征兆的，且在短时间内发生，来不及采取有效控制措施。发动机钛火问题直接推动了阻燃钛合金的研究与发展^[3]。

随着600℃高温钛合金、阻燃钛合金、TiAl合金、SiC_f/Ti复合材料这类新材料研究工作的不断深入，技术成熟度得以提升，逐步积累工程化生产和应用经验，研制的典型件在新型发动机上进行了强度考核和装机试用，成为发动机新材料应用领域的新力军。600℃高温钛合金适用于工作温度为500～600℃的高压压气机整体叶盘、机匣等；阻燃钛合金适用于高压压气机机匣、叶片等；TiAl合金适用于工作温度在700~850℃的高压压气机叶片、涡轮叶片等；SiC_f/Ti钛基复合材料适用于高压压气机整体叶环。

虽然600℃高温钛合金、阻燃钛合金、TiAl合金、SiC_f/Ti复合材料在某一项性能方面具有独特优势，但并非十全十美，在某些方面还存在明显不足，如TiAl合金低的室温塑性和韧性、较差的制造加工工艺性能以及高昂的成本等。因此，在进行选材和制定工艺时，应针对具体零部件的使用性能要求，综合协调力学性能、工艺性能、生产成本等因素，遵循先进科学的设计准则如损伤容限设计、可靠度设计、概率寿命设计等，改进和提高材料性能，避免出现严重影响使用的短板，兼顾结构强度设计、材料研究和部件制造工艺技术，相互推动，促进设计、材料、应用三者的有机融合^[4]。本文综述近年来我国在先进高温钛合金材料及应用技术等方面的研究进展及取得的成果，并提出材料及构件设计、加工和使用亟待突破的关键技术及其工程应用需要开展的研究工作。

1 先进高温钛合金材料及构件制造技术研究进展

根据在发动机上的设计使用特点，先进高温钛合金系列材料研究的目标始终是致力于提高长时使用温度，即提高热强性，同时须具有良好的热动力学稳定性，即保证部件在设计使用寿命期内保持持续的物理和力学性能。发动机高温段工作的盘、叶片、整体叶盘、整体叶环等转动件，要求材料在高温服役环境下具有足够的蠕变抗力、高低周疲劳强度、组织稳定性及抗氧化能力，防止过量的蠕变变形和足够高的疲劳强度是设计关键。此外，对于整体叶盘和整体叶环零件，控制气动力诱发的叶片振动很重要。在400℃以下，普通钛合金具有足够的蠕变抗力，使用过程中一般为疲劳破坏为主的失效模式；而在400℃以上，随着使用温度的提高，蠕变性能愈来愈成为制约钛合金使用性能和使用寿命的关键因素。同时，应考虑高温环境下材料的蠕变与疲劳、环境的交互作用，以及过量的蠕变变形会造成叶片与机匣间的非正常摩擦引起的钛火问题。

我国航空发动机在役和在研的主要高温钛合金如表 1所示。随年代的推进，高温钛合金的使用温度呈不断提高的发展趋势，现役发动机上使用的钛合金主要有TC4，TC11，TC17和TA11等，用于发动机风扇和压气机低温段工作的叶片、盘、机匣等零件。20世纪90年代研制的550℃高温钛合金TA12，工程化时遇到较大的技术问题，后经成分优化，去除了稀土元素Nd，重新命名为TA32。Ti₃Al基金属间化合物合金TD2和TD3，其机匣典型件通过了强度考核试验，尚未获得实际工程应用。近年来，随着先进发动机对高温钛合金的迫切需求，600℃高温钛合金、阻燃钛合金、TiAl合金和SiC_f/Ti复合材料成为新型高温钛合金的发展重点。

1.1 600℃高温钛合金

600℃被认为是普通钛合金的“热障”温度，进一步提高工作温度受到蠕变、持久、组织稳定性、表面抗氧化等性能的限制^[1]。在500～600℃范围内，与GH4169高温合金相比，600℃高温钛合金在比强度、低周疲劳性能、抵抗疲劳裂纹扩展性能等方面有明显优势^{[5, 6]}，因此，基于减重和提高推重比的目的，新型先进发动机对600℃高温钛合金有迫切需求。

国外典型的600℃高温钛合金有英国的IMI834、美国的Ti-1100、俄罗斯的BT36和BT41，其中IMI834在EJ200、TRENT系列、PW305、PW150等发动机上成功获得批量应用^[7]。这些合金均以Ti-Al-Sn-Zr-Mo-Si作为主成分系，差异之处在于合金化含量以及加入其他β稳定化元素，如IMI834加Nb，BT36加W。十几年来，国内几家科研院所在600℃高温钛合金方面开展了大量研究^[8-11]，如北京航空材料研究院研制的新一代600℃高温钛合金TA29^[8]、中科院金属所研制的TA33^[9]。

TA29钛合金名义成分为Ti-5.8Al-4Sn-4Zr-0.7Nb-1.5Ta-0.4Si-0.06C，成分主要特点是采用Nb和Ta两个弱β稳定化元素进行合金化，它们在α-Ti中具有较大的固溶度，可增强α相的固溶强化作用，有助于改善高温抗氧化能力，提高热稳定性。采用低Fe、低O的高纯化控制方式，保证了合金优异的高温蠕变性能。通过加入微量C，扩大了α+β区上部的工艺窗口，使合金具有更好的工艺适应性，满足工业批产的工艺控制要求。从2000年开始至今，历经成分探索、实验室小锭熔炼到工业化铸锭熔炼的渐进式研究，通过合金成分、熔炼、锻造、热机械处理、机加工等工艺参数的不断优化，在工业条件下，实现了从3t型工业铸锭熔炼、φ300mm大规格棒材制备、大尺寸整体叶盘锻件制备到整体叶盘零件机加工、检测检验、表面处理等全程制造，工艺稳定、性能优越。TA29钛合金典型整体叶盘锻件如图 1所示。其中，第Ⅰ类整体叶盘锻件的外径尺寸为φ630mm，质量为112kg，截面厚薄差异大，轴向截面最大厚度为150mm。TA29钛合金的拉伸性能与IMI834合金相当，但在高温蠕变、断裂韧度等方面有优势，在600℃/160MPa/100h测试条件下，蠕变应变ε_p稳定在≤0.1%，在620℃/160MPa/100h测试条件下，ε_p≤0.15%，而IMI834锻件(最大截面厚度≤80mm)的蠕变性能指标为：在600℃/150MPa/100h测试条件下，ε_p≤0.2%。TA29钛合金拉伸试样经过600℃长时热暴露后，室温拉伸塑性显著降低，即热稳定性下降，在120℃以上，毛坯热暴露试样的拉伸塑性与未暴露状态试样的拉伸塑性相当，而试样热暴露后拉伸塑性是未暴露状态拉伸塑性的50%左右，且随着温度的升高，拉伸塑性差距逐步缩小。在300～600℃范围内，试样热暴露与毛坯热暴露的拉伸塑性相当，说明表面氧化层对热稳定性的降低作用随着温度的升高逐步减弱^[12]。因此，对于在高温环境下使用的TA29钛合金，在设计选材和热稳定性评估时，应考虑热稳定性在高温下会发生部分恢复的这一特性，而且在300～600℃范围内，试样热暴露后的拉伸塑性仍能保持较高的数值。TA29钛合金α+β区热处理的整体叶盘锻件的室温断裂韧度K_IC为45MPa·m^1/2，400℃及以上温度K_IC≥70MPa·m^1/2，采用β模锻的TA29钛合金盘锻件的室温K_IC值达65MPa·m^1/2，可见TA29钛合金具有良好的损伤容限性能。

图 2为TA29钛合金典型整体叶盘零件。整体叶盘结构消除了盘、片分离结构存在的零件连接、装配而引起的零件之间的应力、变形和漏气损失，使发动机的工作效率、质量可靠性有所提高。采用五坐标数控加工技术生产的TA29钛合金整体叶盘零件，其外形尺寸、静平衡、荧光检测、表面残余应力等均符合设计要求，TA29钛合金整体叶盘零件通过了高温超转破裂、低循环疲劳、叶片振动疲劳强度考核。TA29钛合金大规格棒材、整体叶盘锻件和零件已具备小批生产能力。

TA29钛合金因在620℃仍具有良好的蠕变抗力，在其他性能满足设计要求时，可延伸至620℃左右长期使用。除在发动机领域具有很好的应用潜力外，TA29钛合金在750～800℃仍能保持较高的抗拉强度，可在此温度区间短时使用，应用于超高声速导弹、火箭、飞行器、空天飞机等装备的机体构件、蒙皮，以及所用发动机的高温部件。

1.2 阻燃钛合金

发动机压气机钛合金零部件承受着高温、高压和高载荷的作用，当叶片与机匣发生摩擦，在较短的时间内引发钛的燃烧，即产生钛火。一旦发生钛火，钛的燃烧是以裂变方式发展的，在短时间内造成叶片烧损、机匣烧穿，甚至整个发动机烧毁。从1962年鹞式飞机所装的飞马发动机压气机工作叶片与机匣摩擦引起钛着火起，国内外军民用发动机发生过一百余起钛火故障，涉及的发动机主要有F100，F404，CF6，PW4000等，严重影响了钛合金在发动机上的安全可靠使用^[3]。据观测，在高压压气机中，钛合金着火后约5～10s即能将机匣烧穿^[13]。从减轻发动机质量考虑，只要工作温度允许，转子叶片都采用钛合金，为了防止钛火，应避免钛合金转子叶片与机匣、转子叶片与静子叶片等的成对使用，在少数采用钛合金机匣的发动机上，在机匣内径与转子叶片相对应的位置上嵌有防火隔层及易磨层，后来改用了合金钢机匣，但增加了结构质量。使用阻燃钛合金是最主要的钛火防控技术途径，为此专门研制了阻燃钛合金用于压气机叶片、机匣等零件。考虑到钛火的巨大危害性，研制新的钛基材料时，要充分重视和评估新合金的阻燃性能。

俄罗斯阻燃钛合金采用Ti-Cu-Al系，美国采用Ti-V-Cr系。由于Ti-Cu-Al系阻燃钛合金的高温力学性能没有达到设计要求而未进入工程化生产阶段。我国在阻燃钛合金领域的研究开展了二十余载，Ti-V-Cr系阻燃钛合金是我国新型钛合金的研究重点和发展方向之一^[14]。以Alloy C(Ti-35V-15Cr)合金的成分为基础，研制了能在500℃长期使用的TB12(Ti-25V-15Cr-0.2Si)和在550℃长期使用的TF550(Ti-35V-15Cr-0.3Si-0.1C)合金^{[13, 15]}。目前已突破铸锭成分均匀性控制、棒材挤压开坯、环锻件轧制和阻燃性能评价等关键技术，并在阻燃机理研究方面取得重要进展^[16-18]。

TB12及TF550合金是典型的高合金化β型钛合金，V，Cr元素含量总和高达40%和50%。制备阻燃钛合金工业铸锭要解决成分的精确控制和均匀性，以及微区V，Cr元素偏析问题。通过改进合金元素添加方式、电极结构、布料方式以及优化真空自耗熔炼工艺参数，成功制备了锭型为φ620mm的TB12合金和TF550合金工业铸锭。

TB12和TF550合金变形抗力大、工艺塑性低，传统的锻造设备和工艺方法不适于阻燃钛合金的变形。我国大型挤压设备的建设与投产为阻燃钛合金工业铸锭的开坯提供了可行的技术途径。利用北方重工360MN挤压机，尝试了阻燃钛合金工业铸锭的包套热挤压开坯，由φ620mm的铸锭一次挤压成φ300mm棒材，如图 3所示，变形量大，晶粒显著细化，工艺塑性得到明显提高，后续坯料的改锻可直接在快锻机上进行，为机匣用TB12合金环锻件及TF550合金厚板的制备提供坯料。通过轧制和等温模锻，分别获得了尺寸为φ742mm×φ604mm×320mm的环锻件及半环锻件，如图 4所示。

阻燃性能即材料所具有的预防、终止或减慢燃烧的特性，是衡量发动机用钛合金使用安全性的关键性能指标之一。合金元素对Ti-V-Cr阻燃钛合金阻燃性能的影响、机理与评价方法等一直是困扰发动机设计选材和用材的技术难题^[17]。基于摩擦生热原理和着火热理论，提出通过局部摩擦升温与氧分压精确控制来实现块体金属材料点火燃烧的思路，将摩擦接触压力P_fric 与预混气流氧浓度c₀作为控制参数，发明了摩擦氧浓度法(Friction Oxygen Concentration, FOC)钛合金燃烧试验技术与装置，首次实现了阻燃钛合金的阻燃性能定量表征^[19]。通过设备改造、调试及几百次试验，规范了试验参数、初始试验条件及试样等，使表征参数的控制精度优于0.9%。采用FOC方法测试与评价了TB12及TF550合金的阻燃性能，如图 5所示^[17]。结果表明，TF550合金的阻燃性能略优于TB12，二者差异小于5%。

1.3 TiAl合金

Ti-Al二元系中有三个金属间化合物得到了研究人员的重视，即Ti₃Al，TiAl和TiAl₃，其中TiAl合金因其熔点高、比强度高、高温蠕变性能好及抗高温氧化能力好等优点，成为最具应用潜力的高温结构材料之一^{[20, 21]}。在700～850℃温度范围内，TiAl合金的比强度显著高于普通钛合金和镍基高温合金等材料^[22]。TiAl合金在航空领域应用的优势主要体现在：(1)TiAl合金比发动机用其他常用结构材料的比刚度高约50%，高刚度对要求低间隙的部件有利，可延长叶片等部件的使用寿命；(2)TiAl合金在700～850℃的比强度显著高于镍基高温合金，设计上可以实现结构减重和减少对相关支撑件的负荷；(3)TiAl合金具有良好的阻燃性能，可用于一些易发生钛火的部件。基于上述优势，TiAl合金被认为是应用于高推重比发动机极具潜力的高温结构材料，新一代发动机革命性的设计理念推动了TiAl合金的发展。

TiAl合金铸件首先在发动机上获得应用，如美国GE公司率先在GEnx发动机低压涡轮上应用了TiAl合金，每级低压涡轮减轻结构质量45.5kg。每架波音787用两台GEnx发动机，每台发动机选用两级TiAl合金涡轮叶片；每架波音747-8用四台GEnx发动机，每台发动机选用一级TiAl合金涡轮叶片，因此，每架波音787或波音747-8均减轻结构质量182kg。TRENT XWB和LEAP发动机最后一级或两级低压涡轮叶片也均选用了TiAl合金。美国PCC公司制造的TiAl铸造涡轮叶片，年产量已达近4万片，用于GEnx发动机。CFM公司生产的TiAl涡轮叶片，用于LEAP发动机，可显著提高发动机性能和节省15%的燃油消耗。

我国在TiAl合金铸造方面开展了大量的研究工作，如北京航空材料研究院采用精铸工艺制备了扩压器、涡流器等零件，其中，扩压器的外径尺寸达到φ566mm，铸件成型完好，无开裂，为TiAl合金铸件在我国先进发动机上的应用迈出了重要的一步^[23]。中科院金属所也成功研制出了TiAl合金低压涡轮叶片精铸件。

除铸件外，我国在TiAl合金锻件制造方面开展了大量的研究工作^[24-28]。推进TiAl合金锻件的工程化生产和应用必须首先突破TiAl合金工业型铸锭的熔炼及成分均匀化控制技术。因TiAl合金铝含量高，对O，N和H杂质元素含量的控制要求高，加之TiAl合金低的塑性，给铸锭的制备增加了难度。目前，直径小于φ90mm的小尺寸TiAl合金铸锭制备一般采用真空感应悬浮熔炼方法，而大于φ90mm的大尺寸TiAl合金铸锭制备一般采用真空自耗电极电弧炉熔炼或等离子体冷炉床熔炼方法。真空自耗电极电弧炉熔炼由于熔炼时熔池较浅，有利于除气、脱氧，且熔池温度较低，可减少Al元素的挥发，有利于Al含量的精确控制。但是，由于熔体的温度梯度较大，铸锭内应力也大，铸锭易产生裂纹。经过多年的研究，采用真空自耗电极电弧炉熔炼方法成功制备了φ220mm的TiAl合金铸锭，其内部致密、无裂纹。

TiAl合金铸态组织塑性较低，通过锻造、挤压和轧制等热加工，可以有效细化组织并降低成分偏析程度，提升合金的综合力学性能。采用普通的镦拔工艺无法进行坯料大变形量的改锻，为此北京航空材料研究院尝试采用包套热挤压工艺进行TiAl合金的高温变形，当挤压温度为1200～1300℃时，包套材料可选用304不锈钢；挤压温度大于1300℃时，包套材料可选用Ti-6Al-4V或工业纯钛。采用包套热挤压工艺成功地将φ220mm锭坯一次挤压成φ60mm圆棒，挤压比约为10，棒材长度达2.5m，组织均匀细小，如图 6(a)所示。为了适应TiAl合金叶片模锻需求，研究了TiAl合金矩形截面棒材的挤压工艺，成功地制备了TiAl合金方棒，如图 6(b)所示。

由于TiAl合金热塑性有限，采用普通模锻工艺无法实现TiAl合金叶片的成形，为此研究了TiAl合金叶片锻件的等温模锻工艺。通过数值模拟和物理模拟的综合应用，对TiAl合金叶片锻件等温模锻过程进行多工步仿真模拟，掌握材料流变规律, 分析各种工艺参数的影响, 预先实现工艺及模具设计的优化。采用等温模锻工艺成功制备了TiAl合金高压压气机转子叶片锻件，如图 7所示。采用电化学方法加工了相应的TiAl合金转子叶片零件，尺寸精度、表面质量等均达到设计要求，如图 8所示。

1.4 SiC纤维增强钛基复合材料

连续SiC纤维增强钛基复合材料是由连续钨芯(或碳芯)SiC纤维作为增强体，钛合金或TiAl合金作为基体的复合材料，具有高比强度、低密度、高比刚度、耐高温、抗蠕变以及优异的疲劳性能，适于在600～800℃长时使用，并可在1000℃短时使用，是航空航天领域应用的理想材料。与传统的叶片、盘分离结构相比，在发动机压气机上使用整体叶环，可减重约70%，整体叶环是未来高推重比发动机的标志性部件。SiC_f/Ti复合材料具有各向异性，纵向性能远远优于横向性能，比如抗拉强度，纵向高于基体一倍以上，横向只有基体的一半，利用此特点，SiC_f/Ti复合材料适于制备受力特征鲜明的构件，如整体叶环、涡轮轴、拉伸杆、活塞杆、蒙皮和弹翼等。

连续SiC纤维作为增强体，其性能和稳定性是影响SiC_f/Ti复合材料最终性能的关键因素之一。国际上SiC纤维主要有美国Textron公司的SCS系列和英国DERA公司的Sigma系列，这两家公司分别采用碳芯和钨芯通过直流电阻加热CVD方法制备SiC纤维，抗拉强度大于3600MPa。国内北京航空材料研究院及中科院金属所均制备出抗拉强度大于3800MPa的钨芯SiC纤维，性能稳定。

界面反应涂层是保证复合材料高性能的关键^[29]，合适的涂层可以保护纤维，阻止界面反应，实现载荷传递，使复合材料断口呈现纤维拉拔形态。国内已成熟制备C涂层及TiC涂层，分别适用于增强钛基复合材料和Ti-Al系金属间化合物基复合材料。其中，采用TiC涂层的Ti-Al系金属间化合物基复合材料经1100℃/5h热处理后，TiC涂层依然可以有效保持。先驱丝法制备的钛基复合材料综合力学性能最高，国内针对连续SiC纤维增强钛基复合材料，通过调整合金涂层组织、应力状态等，制备了厚度为20～50μm涂层的先驱丝，用于后续复合材料及构件的制备。

钛基复合材料通过热等静压或者真空热压成型，成型过程需要考虑界面反应、先驱丝钛合金致密化以及复合材料与包套扩散连接三大关键技术。复合材料的力学性能与纤维性能、涂层结构、先驱丝质量、纤维排布、成型工艺、加工质量均密切相关，需要精细控制。

国外在SiC_f/Ti复合材料研发及应用方面取得了较大进展，如美国Textron公司采用Ti-1100钛合金作为基材制造SiC_f/Ti复合材料整体叶环，使用温度可以达到700～800℃，结构质量减轻50%。国内开展了钛基复合材料环形件、板材、转动轴部件的研制。针对复合材料板材，成型后会发生变形，应力调控成为难点。整体叶环回转体结构成型过程容易发生整体断裂，需要综合考虑结构、缠绕、成型等多方面因素。通过多年的技术攻关，解决了整体叶环制备过程中复合材料断裂的问题，制备了整体叶环试验件，如图 9所示。复合材料构件使用还需要开展如下研究工作：(1)材料的稳定性仍需提高；(2)复合材料力学性能数据测试；(3)整体叶环性能表征；(4)失效机理及寿命预测；(5)无损探伤微观尺度的检测；(6)加工过程复合材料与整体叶环同心精确控制；(7)制定设计准则及考核验证。需要在纤维材料、基体材料以及高温抗氧化涂层，批次稳定性，生产效率，工艺标准、材料制件规范等方面加强研究，逐步解决和完善钛基复合材料制备、使用过程中出现的问题。

2 先进高温钛合金材料设计、加工、使用关键技术

600℃高温钛合金、阻燃钛合金、TiAl合金、SiC_f/Ti复合材料是新型的高性能高温钛合金，与普通钛合金材料相比，其技术成熟度较低。针对先进发动机的服役特点和设计要求，特别是用于高温环境的转动部件，需开展大量的工程化应用研究，如高温环境下蠕变-疲劳-环境交互作用、阻燃性能，微织构对疲劳性能的影响，表面完整性技术，锻件和零件内部和表面残余应力分析及其对使用性能影响，使用寿命预测及失效分析等，解决工程化应用相关的材料设计、制造加工工艺等关键技术。

2.1 工业铸锭成分高纯化和均匀化控制技术

TA29，TB12以及TiAl合金的合金化复杂、合金元素含量高，且塑性低，这类合金铸锭的制备难度大，主要表现在：锭型扩大时因凝固热应力易出现开裂，成分均匀性控制难度大，容易产生偏析。采用传统的真空自耗电极电弧炉熔炼工艺，应适当增加熔炼次数，并控制熔炼电流、提缩电流、锭型尺寸、坩埚冷却方式等。对于TiAl合金，可以采用等离子体冷炉床熔炼工艺生产铸锭。采用冷炉床熔炼工艺可以有效去除夹杂和改善成分偏析，这对于发动机关键转动件用的钛合金材料显得尤为重要。我国已拥有多台等离子体冷炉床熔炼设备，具备了实验室研究、工业化生产的能力和条件。

2.2 大规格棒材和特殊锻件制备技术

航空锻件用的钛合金原材料一般采用棒材，轮盘、机匣、整体叶盘、风扇叶片等大型锻件一般采用大规格棒材，对于小型的压气机叶片、涡轮叶片锻件，采用小规格棒材。随着先进发动机趋向于采用整体叶盘、整体叶环的结构形式，相应锻件和棒材的规格尺寸加大，控制大规格棒材的组织均匀性对于保证锻件的质量至关重要，需要选择合适的锻压设备，优化设计锻造工艺。对于TB12和TiAl合金的铸锭，因铸态金属的锻造变形抗力大、工艺塑性低、对变形温度敏感、容易出现锻造开裂，铸锭宜采用高温挤压开坯工艺制备大规格棒材，不仅可以提高变形的均匀性、保证有足够的变形量，还可以提高棒材的生产效率和批次稳定性。

钛合金的显微组织和晶体学织构是影响力学性能的主要因素，原因在于α相的各向异性。控制锻件显微组织的形态以及显微组织和织构的均匀性，不仅可以改善平均的性能水平，还可以提高零部件的蠕变-疲劳交互作用性能，即保载疲劳性能，减小不同批次部件的性能数据分散性。对于这些新型高温钛合金，特别是TiAl合金，因有序结构的引入，使得织构问题更为复杂和重要，对高低周疲劳性能和保载疲劳性能的影响也更为复杂。在棒材和锻件制备时要严格控制组织和织构。

2.3 整体叶盘和整体叶环零件机械加工技术

由于先进发动机性能水平的不断提高，整体叶盘、整体叶环等已成为发展趋势。整体叶盘叶片的结构复杂、通道开敞性差、叶片薄、弯扭大、刚性差、易变形，设计时对其几何精度水平、综合质量水平要求越来越高，机械加工和表面完整性的保证变得越来越困难^[30]。对于叶片尺寸较小的压气机整体叶盘和整体叶环，叶型一般采用高速数控铣削方法加工，控制零件加工变形，采用振动光饰去应力技术以改善零件表面残余应力分布，之后对叶片部分型面进行修磨和磨粒流抛光，叶型尺寸精度高，叶型误差小于0.1mm，叶片表面粗糙度R_a达到0.2μm的水平，提高零件的表面质量和表面完整性。应采用电化学方法来加工TiAl合金叶片的型面。

2.4 材料性能评价及应用设计技术

上述4类材料还处于工程化研究和试用阶段，积累的性能数据不充分，影响了材料和部件的设计选材和强度计算。与普通钛合金相比，这4类高温钛合金材料的塑性、断裂韧度、冲击韧度均更低，缺口敏感性大，裂纹尖端的应力通过局部塑性变形而下降的能力较差。特别是TiAl合金，具有相当低的室温拉伸塑性和抗疲劳裂纹扩展性能，但在接近700℃时会显著改善^[31]，而且初始蠕变变形速率大。根据这类材料的特点，设计并制定科学合理的技术指标，发挥热强性的同时，应保证有足够的塑性，充分重视制件的断裂性能。发动机设计选材和强度计算时，需要建立完整的材料设计性能数据库。对于低塑性的TiAl合金，应根据材料的特性，确定合理的部件设计和定寿方法，以及成本合算的供应链^[32]。合理控制TiAl合金制件结构的设计应力水平，避免出现明显的应力集中，提高表面完整性^[31]。科学评价这些钛合金的阻燃性能也至关重要。此外，无论整体叶盘还是整体叶环，在高温下使用时，同一个零件上存在温度梯度，一部分材料会约束另一部分材料的变形，在温度梯度的作用下会引起热应力，影响部件的疲劳性能和使用可靠性。

2.5 超高周疲劳性能研究

实际上钛合金材料不存在高周疲劳极限。美国的发动机结构完整性项目(Engine Structural Integrity Program，ENSIP)1999版和2004版均要求钛合金发动机零部件的高周疲劳寿命最低应达到10⁹周次^[33]。随着作用应力的下降，疲劳裂纹萌生位置由表面倾向于在内部发生^[34]。对于600℃高温钛合金整体叶盘、钛基复合材料整体叶环以及TiAl合金叶片，因叶片的疲劳性能对振动应力非常敏感，应充分研究其超高周疲劳行为及性能。合理选用适当的表面强化手段，如激光冲击强化和低塑性抛光等，以提高叶片的超高周疲劳性能，防止叶片失效引起内物损伤和灾难性失效。

3 结束语

一个新材料并不是十全十美的材料，而只是能满足某种特殊用途的材料，材料某些性能的提高常常是牺牲了其他性能获得的。将一种新材料得以实现工程化应用，特别是在发动机上应用是一项巨大的挑战，需要从实验室规模或小试规模逐渐过渡到工业化生产，而且需要关注研究结果的重复再现，以证明材料的性能和工艺的稳定性和可靠性，并考虑成本等经济性因素。

新型高温钛合金材料的特性不同于普通钛合金材料，其制造加工技术难度可能比材料技术本身的难度要大得多，如熔炼、锻造、热处理、机械加工和表面处理等。一个新材料构件的质量、可靠性及成功应用取决于设计、材料、工艺与使用四者之间的有机配合和相互适应。需加强材料和构件主要性能的波动性、平均性能的代表性和标准性的分析。在使用这类新材料时，应谨慎控制零件的应力水平，避免引起局部的高应力集中和结构的不连续性，并采取抗断裂设计措施，在生产和使用维修中采用可靠的检查方法。

钛合金对表面损伤和缺陷具有较强的敏感性，而塑性更低的600℃高温钛合金、阻燃钛合金、TiAl合金、SiC_f/Ti复合材料对缺陷的敏感性更突出，基于恶劣环境使用对发动机构件疲劳性能和损伤容限性能的极高要求，应严格控制和检测这类材料及制件内部的冶金缺陷及表面完整性，包括表面的粗糙度、波纹度、表面层的微观组织变化、塑性变形、残余应力等。对于低塑性的TiAl合金及SiC_f/Ti复合材料，残余应力是一个不可忽视的因素，对制件加工过程和使用过程产生的变形、尺寸超差、疲劳性能、应力腐蚀开裂等均会产生有害影响。对于叶片类和盘类零件，考虑到低塑性对应力集中敏感的特点，在零部件设计时，应尽量避免设计不当引起的高应力集中，特别是转接圆角R的大小和加工精度。TiAl叶片与镍基高温合金盘之间存在的接触疲劳和微动磨损，以及存在因其低延展性和低屈服强度导致的相对差的抗冲击损坏性能。

随着我国航空强国战略的实施，钛合金行业处于强劲的发展时期。在高性能先进发动机减重、安全服役和节能降耗需求的驱动下，普通钛合金、新型钛基合金材料及应用技术均不断得到发展。随着600℃高温钛合金、阻燃钛合金、TiAl合金和SiC_f/Ti复合材料的深入研究，技术成熟度不断提高，将逐渐应用于先进发动机的关键部件，有力推动我国航空发动机技术发展。