钛合金中介机匣的制造方法有哪些

⑴ 钛合金可以蚀刻吗可以铸造吗可以锻造吗可以冲压制作吗

钛是20世纪50年代发展起来的一种重要的结构金属，钛合金因具有强度高、耐蚀性好、耐热性高等特点而被广泛用于各个领域。世界上许多国家都认识到钛合金材料的重要性，相继对其进行研究开发，并得到了实际应用。20世纪50～60年代，主要是发展航空发动机用的高温钛合金和机体用的结构钛合金，70年代开发出一批耐蚀钛合金，80年代以来，耐蚀钛合金和高强钛合金得到进一步发展。钛合金主要用于制作飞机发动机压气机部件，其次为火箭、导弹和高速飞机的结构件
钛合金是以钛为基加入其他元素组成的合金。钛有两种同质异晶体：882℃以下为密排六方结构α钛，882℃以上为体心立方的β钛。 合金元素根据它们对相变温度的影响可分为三类： ①稳定α相、提高相转变温度的元素为α稳定元素,有铝、碳、氧和氮等。其中铝是钛合金主要合金元素，它对提高合金的常温和高温强度、降低比重、增加弹性模量有明显效果。 ②稳定β相、降低相变温度的元素为β稳定元素，又可分同晶型和共析型二种。 应用了钛合金的产品
前者有钼、铌、钒等；后者有铬、锰、铜、铁、硅等。 ③对相变温度影响不大的元素为中性元素，有锆、锡等。 氧、氮、碳和氢是钛合金的主要杂质。氧和氮在α相中有较大的溶解度,对钛合金有显著强化效果,但却使塑性下降。通常规定钛中氧和氮的含量分别在0.15～0.2％和0.04～0.05％以下。氢在α相中溶解度很小,钛合金中溶解过多的氢会产生氢化物，使合金变脆。通常钛合金中氢含量控制在 0.015％以下。氢在钛中的溶解是可逆的，可以用真空退火除去。
编辑本段分类
钛合金制品
钛是同素异构体，熔点为1720℃，在低于882℃时呈密排六方晶格结构，称为α钛；在882℃以上呈体心立方晶格结构，称为β钛。利用钛的上述两种结构的不同特点，添加适当的合金元素，使其相变温度及相分含量逐渐改变而得到不同组织的钛合金（titanium alloys）。室温下，钛合金有三种基体组织，钛合金也就分为以下三类：α合金,(α+β)合金和β合金。中国分别以TA、TC、TB表示。
编辑本段α钛合金
它是α相固溶体组成的单相合金，不论是在一般温度下还是在较高的实际应用温度下，均是α相，组织稳定，耐磨性高于纯钛，抗氧化能力强。在500℃～600℃的温度下，仍保持其强度和抗蠕变性能，但不能进行热处理强化，室温强度不高。
编辑本段β钛合金
它是β相固溶体组成的单相合金，未热处理即具有较高的强度，淬火、时效后合金得到进 钛合金制匕首
一步强化，室温强度可达1372～1666 MPa；但热稳定性较差，不宜在高温下使用。
编辑本段α+β钛合金
它是双相合金，具有良好的综合性能，组织稳定性好，有良好的韧性、塑性和高温变形性能，能较好地进行热压力加工，能进行淬火、时效使合金强 钛合金制武器
化。热处理后的强度约比退火状态提高50％～100％；高温强度高，可在400℃～500℃的温度下长期工作，其热稳定性次于α钛合金。 三种钛合金中最常用的是α钛合金和α+β钛合金；α钛合金的切削加工性最好，α+β钛合金次之，β钛合金最差。α钛合金代号为TA，β钛合金代号为TB，α+β钛合金代号为TC。 钛合金按用途可分为耐热合金、高强合金、耐蚀合金（钛-钼，钛-钯合金等）、低温合金以及特殊功能合金（钛-铁贮氢材料和钛-镍记忆合金）等。典型合金的成分和性能见表。 热处理 钛合金通过调整热处理工艺可以获得不同的相组成和组织。一般认为细小等轴组织具有较好的塑性、热稳定性和疲劳强度；针状组织具有较高的持久强度、蠕变强度和断裂韧性；等轴和针状混合组织具有较好的综合性能。
编辑本段性能
钛是一种新型金属，钛的性能与所含碳、氮、氢、氧等杂质含量有关，最纯的碘化钛杂质含量不超过0.1％，但其强度低、塑性高。99.5％工业纯钛的性能为：密度ρ=4.5g/cm3，熔点为172 矽钛合金耐磨地坪
5℃，导热系数λ=15.24W/(m.K)，抗拉强度σb=539MPa，伸长率δ=25％，断面收缩率ψ=25％，弹性模量E=1.078×105MPa，硬度HB195。
强度高
钛合金的密度一般在4.5g/cm3左右，仅为钢的60％，纯钛的强度才接近普通钢的强度，一些高强度钛合金超过了许多合金结构钢的强度。因此钛合金的比强度(强度/密度)远大于其他金属结构材料，见表7-1，可制出单位强度高、刚性好、质轻的零、部件。目前飞机的发动机构件、骨架、蒙皮、紧固件及起落架等都使用钛合金。
热强度高
使用温度比铝合金高几网络，在中等温度下仍能保持所要求的强度,可在450～500℃的温度下长期工作这两类钛合金在150℃～500℃范围内仍有很高的比强度，而铝合金在150℃时比强度明显下降。钛合金的工作温度可达500℃，铝合金则在200℃以下。
抗蚀性好
钛合金在潮湿的大气和海水介质中工作，其抗蚀性远优于不锈钢；对点蚀、酸蚀、应力腐蚀的抵抗力特别强；对碱、氯化物、氯的有机物品、硝酸、硫酸等有优良的抗腐蚀能力。但钛对具有还原性氧及铬盐介质的抗蚀性差。
低温性能好
钛合金在低温和超低温下，仍能保持其力学性能。低温性能好,间隙元素极低的钛合金,如TA7,在-253℃下还能保持一定的塑性。因此，钛合金也是一种重要的低温结构材料。
化学活性大
钛的化学活性大，与大气中O、N、H、CO、CO2、水蒸气、氨气等产生强烈的化学反应。含碳量大于0.2％时，会在钛合金中形成硬质TiC；温度较高时，与N作用也会形成TiN 钛合金制品
硬质表层；在600℃以上时，钛吸收氧形成硬度很高的硬化层；氢含量上升，也会形成脆化层。吸收气体而产生的硬脆表层深度可达0.1～0.15 mm，硬化程度为20％～30％。钛的化学亲和性也大，易与摩擦表面产生粘附现象。
导热系数小、弹性模量小
钛的导热系数λ=15.24W/（m.K）约为镍的1/4，铁的1/5，铝的1/14，而各种钛合金的导热系数比钛的导热系数约下降50％。钛合金的弹性模量约为钢的1/2，故其刚性差、易变形，不宜制作细长杆和薄壁件，切削时加工表面的回弹量很大，约为不锈钢的2～3倍，造成刀具后刀面的剧烈摩擦、粘附、粘结磨损。
用途
钛合金具有强度高而密度又小，机械性能好，韧性和抗蚀性能很好。另外，钛合金的工艺性能差，切削加工困难，在热加工中，非常容易吸收氢氧氮碳等杂质。还有抗磨性差，生产工艺复杂。钛的工业化生产是1948年开始的。航空工业发展的需要，使钛工业以平均每年约 8％的增长速度发展。目前世界钛合金加工材年产量已达4万余吨,钛合金牌号近30种。使用最广泛的钛合金是Ti-6Al-4V(TC4),Ti-5Al-2.5Sn(TA7)和工业纯钛（TA1、TA2和TA3）。 钛合金主要用于制作飞机发动机压气机部件，其次为火箭、导弹和高速飞机的结构件。60年代中期，钛及其合金已在一般工业中应用，用于制作电解工业的电极，发电站的冷凝器，石油精炼和海水淡化的加热器以及环境污染控制装置等。钛及其合金已成为一种耐蚀结构材料。此外还用于生产贮氢材料和形状记忆合金等。 中国于1956年开始钛和钛合金研究；60年代中期开始钛材的工业化生产并研制成TB2合金。 钛合金是航空航天工业中使用的一种新的重要结构材料，比重、强度和使用温度介于铝和钢之间，但比强度高并具有优异的抗海水腐蚀性能和超低温性能。1950年美国首次在F-84战斗轰炸机上用作后机身隔热板、导风罩、机尾罩等非承力构件。60年代开始钛合金的使用部位从后机身移向中机身、部分地代替结构钢制造隔框、梁、襟翼滑轨等重要承力构件。钛合金在军用飞机中的用量迅速增加，达到飞机结构重量的20％～25％。70年代起，民用机开始大量使用钛合金，如波音747客机用钛量达3640公斤以上。马赫数小于 2.5的飞机用钛主要是为了代替钢，以减轻结构重量。又如，美国SR-71 高空高速侦察机(飞行马赫数为3，飞行高度26212米)，钛占飞机结构重量的93％，号称“全钛”飞机。当航空发动机的推重比从4～6提高到8～10，压气机出口温度相应地从200～300°C增加到500～600°C时，原来用铝制造的低压压气机盘和叶片就必须改用钛合金，或用钛合金代替不锈钢制造高压压气机盘和叶片，以减轻结构重量。70年代，钛合金在航空发动机中的用量一般占结构总重量的20％～30％，主要用于制造压气机部件，如锻造钛风扇、压气机盘和叶片、铸钛压气机机匣、中介机匣、轴承壳体等。航天器主要利用钛合金的高比强度，耐腐蚀和耐低温性能来制造各种压力容器、燃料贮箱、紧固件、仪器绑带、构架和火箭壳体。人造地球卫星、登月舱、载人飞船和航天飞机 也都使用钛合金板材焊接件。
编辑本段热处理
常用的热处理方法有退火、固溶和时效处理。退火是为了消除内应力、提高塑性和组织稳定性，以获得较好的综合性能。通常α合金和（α＋β）合金退火温度选在（α＋β）─→β相转变点以下120～200℃；固溶和时效处理是从高温区快冷,以得到马氏体α′相和亚稳定的β相,然后在中温区保温使这些亚稳定相分解，得到α相或化合物等细小弥散的第二相质点，达到使合金强化的目的。通常(α＋β)合金的淬火在(α＋β)─→β相转变点以下40～100℃进行，亚稳定β合金淬火在(α＋β)─→β相转变点以上40～80℃进行。时效处理温度一般为450～550℃。 总结，钛合金的热处理工艺可以归纳为： （1）消除应力退火：目的是为消除或减少加工过程中产生的残余应力。防止在一些腐蚀环境中的化学侵蚀和减少变形。 （2）完全退火：目的是为了获得好的韧性，改善加工性能，有利于再加工以及提高尺寸和组织的稳定性。 （3）固溶处理和时效：目的是为了提高其强度，α钛合金和稳定的β钛合金不能进行强化热处理，在生产中只进行退火。α+β钛合金和含有少量α相的亚稳β钛合金可以通过固溶处理和时效使合金进一步强化。 此外，为了满足工件的特殊要求，工业上还采用双重退火、等温退火、β热处理、形变热处理等金属热处理工艺。
编辑本段切削
切削特点
钛合金的硬度大于HB350时切削加工特别困难，小于HB300时则容易出现粘刀现象，也难于切削。但钛合金的硬度只是难于切削加工的一个方面，关键在于钛合金本身化学、物理、力学性能间的综合对其切削加工性的影响。钛合金有如下切削特点： (1)变形系数小：这是钛合金切削加工的显著特点，变形系数小于或接近于1。切屑在前刀面上滑动摩擦的路程大大增大，加速刀具磨损。 (2)切削温度高：由于钛合金的导热系数很小(只相当于45号钢的1/5～1/7)，切屑与前刀面的接触长度极短，切削时产生的热不易传出，集中在切削区和切削刃附近的较小范围内，切削温度很高。在相同的切削条件下，切削温度可比切削45号钢时高出一倍以上。 (3)单位面积上的切削力大：主切削力比切钢时约小20％，由于切屑与前刀面的接触长度极短，单位接触面积上的切削力大大增加，容易造成崩刃。同时，由于钛合金的弹性模量小，加工时在径向力作用下容易产生弯曲变形，引起振动，加大刀具磨损并影响零件的精度。因此，要求工艺系统应具有较好的刚性。 (4)冷硬现象严重：由于钛的化学活性大，在高的切削温度下，很容易吸收空气中的氧和氮形成硬而脆的外皮；同时切削过程中的塑性变形也会造成表面硬化。冷硬现象不仅会降低零件的疲劳强度，而且能加剧刀具磨损，是切削钛合金时的一个很重要特点。 (5)刀具易磨损：毛坯经过冲压、锻造、热轧等方法加工后，形成硬而脆的不均匀外皮，极易造成崩刃现象，使得切除硬皮成为钛合金加工中最困难的工序。另外，由于钛合金对刀具材料的化学亲和性强，在切削温度高和单位面积上切削力大的条件下，刀具很容易产生粘结磨损。车削钛合金时，有时前刀面的磨损甚至比后刀面更为严重；进给量f<0.1 mm/r时，磨损主要发生在后刀面上；当f>0.2 mm/r时，前刀面将出现磨损；用硬质合金刀具精车和半精车时，后刀面的磨损以VBmax<0.4 mm较合适。
刀具材料
切削加工钛合金应从降低切削温度和减少粘结两方面出发，选用红硬性好、抗弯强度高、导热性能好、与钛合金亲和性差的刀具材料，YG类硬质合金比较合适。由于高速钢的耐热性差，因此应尽量采用硬质合金制作的刀具。常用的硬质合金刀具材料有YG8、YG3、YG6X、YG6A、813、643、YS2T和YD15等。 涂层刀片和YT类硬质合金会与钛合金产生剧烈的亲和作用，加剧刀具的粘结磨损，不宜用来切削钛合金；对于复杂、多刃刀具，可选用高钒高速钢(如W12Cr4V4Mo)、高钴高速钢(如W2Mo9Cr4VCo8)或铝高速钢(如W6Mo5Cr4V2Al、M10Mo4Cr4V3Al)等刀具材料，适于制作切削钛合金的钻头、铰刀、立铣刀、拉刀、丝锥等刀具。 采用金刚石和立方氮化硼作刀具切削钛合金，可取得显著效果。如用天然金刚石刀具在乳化液冷却的条件下，切削速度可达200 m/min；若不用切削液，在同等磨损量时，允许的切削速度仅为100m/min。

⑵ 钛合金的优缺点是什么

一、优点

1、强度高，钛合金的密度一般在4.51g/立方厘米左右，仅为钢的60%，纯钛的密度才接近普通钢的密度，一些高强度钛合金超过了许多合金结构钢的强度。

2、热强度高，使用温度比铝合金高几网络，在中等温度下仍能保持所要求的强度,可在450～500℃的温度下长期工作这两类钛合金在150℃～500℃范围内仍有很高的比强度，而铝合金在150℃时比强度明显下降。钛合金的工作温度可达500℃，铝合金则在200℃以下。

3、抗蚀性好，钛合金在潮湿的大气和海水介质中工作，其抗蚀性远优于不锈钢；对点蚀、酸蚀、应力腐蚀的抵抗力特别强；对碱、氯化物、氯的有机物品、硝酸、硫酸等有优良的抗腐蚀能力。但钛对具有还原性氧及铬盐介质的抗蚀性差。

4、低温性能好，钛合金在低温和超低温下，仍能保持其力学性能。低温性能好，间隙元素极低的钛合金，如TA7，在-253℃下还能保持一定的塑性。因此，钛合金也是一种重要的低温结构材料。

5、化学活性大，钛的化学活性大，与大气中O、N、H、CO、CO2、水蒸气、氨气等产生强烈的化学反应。

6、导热弹性小，钛的导热系数λ=15.24W/（m.K）约为镍的1/4，铁的1/5，铝的1/14，而各种钛合金的导热系数比钛的导热系数约下降50%。

二、缺点

1、钛及钛合金主要限制是在高温与其它材料的化学反应性差。此性质迫使钛合金与一般传统的精炼、熔融和铸造技术不同，甚至经常造成模具的损坏。

2、钛合金的价格变的十分昂贵。因此它们刚开始大多用在飞机结构、航空器，以及用在石油和化学工业等高科技工业。

⑶ 钛合金为什么难加工

原因如下：

1. 气体杂质（氧、氮和氢等）对钛合金的可切削性有很大影响，因为钛的化学活泼性高，很容易与气体杂质化合。当温度超过600度，钛被氧化，形成脆化层，即所谓“组织α化层”；与氢产生氢脆性；与氮在高温下形成硬而脆的TiN。

2. 钛合金塑性小，明显影响其切削时的塑性变形。钛合金的变形系数仅为1甚至小于1，而普通碳钢的变形系数为3左右。切削时切屑与前刀面有极小的接触面，使接触区压力和局部温度高，刀具磨损快

3. 钛合金加工时会产生严重的加工硬化。

4. 当C>0.2%，钛合金会形成硬的碳化物，使刀具产生磨粒磨损，使切削性下降。
   

拓展资料：

钛是20世纪50年代发展起来的一种重要的结构金属，钛合金强度高、耐蚀性好、耐热性高。20世纪50～60年代，主要是发展航空发动机用的高温钛合金和机体用的结构钛合金。

70年代开发出一批耐蚀钛合金，80年代以来，耐蚀钛合金和高强钛合金得到进一步发展。钛合金主要用于制作飞机发动机压气机部件，其次为火箭、导弹和高速飞机的结构件。

⑷ 钛合金生产制造新方法——增材制造

增材制造技术的快速发展，为钛合金的生产制造提供了新的方法，激光/电子束、熔焊和固态焊三种增材制造方法在钛合金生产中得到了国内学者的广泛研究。研究表明，钛合金采用增材技术可得到高质量零件，但不同增材技术具有不同技术特征，实际应用及未来发展中需要根据实际需求采用不同的增材方法。

1.序言

钛及钛合金因具有密度小、耐高温、耐腐蚀等优异的物理性能及化学性能，在各工业领域都具有广阔的应用前景，包括船舶制造、航天航空、汽车制造等，同时它也是国防工业的重要材料之一。钛合金的应用对工业发展起到巨大的推动作用，优于传统材料的性能使其产品质量有了很大提升，满足了工业发展对新材料、新工艺的发展要求，加速了现代工业的发展。随着钛生产力的不断改善，钛合金已经成为工业生产中的第三金属。

增材制造（Additive Manufacturing，AM）又称“3D打印”，是一种可以实现构件的无模成形的数字化制造技术，具有设计和制造一体化、加工精度高、周期短，产品物理化学性能优异等特点。增材制造技术从20世纪70年代以来发展迅速，因其与传统制造技术具有巨大差异，已然成为工业领域的研究热点，在现代工业的多领域都得到了快速发展。

增材制造技术的迅速发展，理论上可以实现任何单一或多金属复合结构，为复杂结构件的制造提供了新方法。钛合金的增材制造技术，解决了精密结构件的加工难题，进一步加大了钛合金的应用范围。伴随着工业社会的迅速发展，钛合金增材制造技术日新月异，按照增材制造技术的热源不同，可将钛合金增材制造技术分为激光/电子束增材制造、熔焊增材制造和固态焊增材制造三种方式。国内外的专家学者通过不同的增材制造技术手段，优化工艺方法，稳定增材制造过程，减少或避免增材制造结构缺陷产生，使钛合金增材制造技术朝着绿色、高效、稳定的方向继续发展。

2. 激光/电子束增材制造

激光束和电子束作为高密度束源，能量密度高并可调控，被誉为21世纪最先进的制造技术。目前激光/电子束增材制造主要分为激光金属沉积（Laser Mental Deposition，LMD）技术、激光选区熔化（Selective Laser Melting，SLM）技术、电子束熔丝沉积（Electron Beam Free Form Fabrication，EBF3）技术、电子束选区熔化（Electron BeamMelting，EBM）技术，在钛合金增材制造领域皆有广泛研究。

2.1 激光金属沉积（LMD）

Mahamood等人采用LMD技术进行了Ti6Al4V/TiC 的功能梯度材料（Functionally gradedmaterials，FGM）研究，根据早期经验模型进行工艺优化，获得优化后的功能梯度材料，对其组织、显微硬度、耐磨性进行表征。研究结果表明，采用优化后工艺参数制造的功能梯度材料拥有更高的性能，硬度是基体硬度的4倍，高达1200HV。Silze等人利用新型半导体激光器采用LMD技术进行Ti6Al4V的增材制造试验研究，LMD装置是由6个200W半导体激光头圆形环绕在进给枪上（见图1），激光束直径0.9mm，可以实现方向独立的焊接工艺过程，显微结构无缺陷。研究结果表明，随着层间停留时间的延长，冷却时间增加，晶粒厚度降低，有助于提高材料的力学性能，采用LMD技术增材制造均能满足锻造Ti6Al4V所规定的最低屈服强度和抗拉强度要求。

Heigel等人采用原位温度、应力实时测量与热机模型结合有限元热-应力顺序耦合模型的方式，研究了Ti6Al4V激光沉积增材制造过程中的热、力演化过程，结果发现残余应力最大力出现在增材层的中心下方，向两侧方向应力减小，随着停留时间增加，层间温度差变大，残余应力增大。左士刚利用TA15钛合金球形粉末采用激光沉积技术进行了TC17钛合金增材修复制造过程研究，研究了修复件组织特性与力学性能影响规律。结果表明，采用激光沉积技术增材修复后的TA15/TC17修复件无焊接缺陷，修复件抗拉强度为1029MPa，采用退火处理后，力学性能明显增强，抗拉强度基本可达TC17锻件标准，伸长率优于标准。

综上所述，对于钛合金的LMD技术增材制造相对较为稳定，增材件力学性能基本满足锻件最低标准，对于某些特定需求钛合金则要进行增材制造后热处理的方式达到使用要求。

2.2 激光选区熔化（SLM）

唐思熠等人采用SLM技术制备Ti6Al4V钛合金试样（见图2），并对微观组织、力学性能和致密化行为进行了分析研究。结果发现，激光功率从360W增加到400W时，致密度提高明显；在400W后继续增加功率，致密度受激光扫描速度的影响较大，最优工艺参数下的试样质量远高于锻件标准。

Polozov等人采用SLM技术进行增材制造Ti-5Al、Ti-6Al-7Nb和Ti-22Al-25Nb块状合金，对Ti-Al-Nb系统进行退火处理，对试样进行系统表征研究。结果发现，Ti-5Al可以采用SLM增材制造成钛合金，Ti-6Al-7Nb和Ti-22Al-25Nb则需要在1350℃下热处理才能完全溶解Nb颗粒，但是此时样品氧含量较高，力学性能降低。

Fan等人研究了SLM技术增材制造Ti-6Al-2Sn-4Zr-2Mo（Ti-6242）钛合金在标准时效（595℃/8h）下的显微组织稳定性。研究结果发现，随着激光扫描速度的提高，相对密度增加到99.5%后急剧下降到大约95.7%，时效老化处理的Ti-6242相对刚制成的Ti-6242抗拉强度从1437MPa提升至1510MPa，延展性从5%降低到1.4%，同时硬度也从410HV增加到450HV，β相颗粒的沉淀硬化作用是产生这种变化的重要原因。

Ren等人采用SLM技术增材制造进行了Ti-Ni形状记忆合金组织性能的研究工作，制备等原子Ti50Ni50（质量分数）样品，结果发现，在激光功率为40J/mm3，扫描速度为1000mm/s下可制造几乎完全致密试样，不同扫描速度对相组成、相变温度和维氏硬度的影响作用有限，与传统铸件相比，SLM技术增材制造件拥有较高的真空压缩和断裂强度。

综上所述，对于Ti6Al4V的SLM技术增材制造相对较容易实现，对于钛与其他元素合金的SLM技术增材制造还需要做进一步地研究，需要进行预热或者其他热处理手段和进行氧含量的控制手段来增强其他钛合金SLM技术增材制造的力学性能，获得高质量的研究试样。

2.3 电子束熔丝沉积（EBF3）

靳文颖研究了TC4钛合金的电子束熔丝沉积增材修复技术，进行了普通TC4焊丝和自制TC4EH焊丝的增材修复性能对比。研究发现，采用自制TC4EH焊丝的抗拉强度（905.23MPa）明显高于TC4普通焊丝（809.04MPa），硬度和冲击韧度同样较高，伸长率可达原材料的90%以上，具有优良的力学性能。

Chen等人进行了电子束熔丝沉积Ti6Al4V变形控制研究（见图3），电子束以100~150mA之间的扫描电流和低于100mm/s的速度工作，则可以形成薄壁件，扫描形式对残余应力分布影响不大，单向扫描变形更大，收缩变形在往返扫描情况下较为明显，并且与电流变化成正比关系，同时，发现基板底部恒定温度约束下，变形得到改善。

Yan等人研究了电子束熔丝沉积Ti6Al4V加强筋的残余应力与变形，研究发现，两个加强筋都对板产生不利的变形，纵向轨道比横向轨道引起板更大的变形，加强筋的沉积轨迹对变形有很大影响，最大位移发生在与纵向轨道相关的加强筋的内底边缘，高残余应力区域主要集中在加强筋的根部。

综上所述，对于钛合金的电子束熔丝沉积增材制造的研究相对较少，主要偏向借助有限元分析软件的变形控制等领域。分析认为，电子束熔丝沉积增材制造可以克服传统的钛合金加工方式的弊端，借助有限元分析软件更为实际应用过程中提供了基础理论的指导。

2.4 电子束选区熔化（EBM）

Murr等人采用EBM增材制造的方法制备多孔泡沫Ti6Al4V，研究了刚度与密度之间的关系。结果发现泡沫具有实心孔和中空孔结构，与实心、紧密的EBM制造件相比，中空孔结构的强度与硬度成正比，强度高出40%，并且刚度与孔隙率成反比，采用EBM增材制造的泡沫材料在生物医学、航空航天等领域的应用具有巨大潜力。

许飞等人采用电子束选区熔化技术对制备的TC4钛合金开展了大功率高速光纤激光焊接试验研究。结果表明，受EBM技术增材制造TC4的晶粒尺寸差异的影响，激光焊接试验熔合区靠近上下表面的β柱状晶组织相对细小。焊缝区显微硬度高于增材区硬度，且顶部硬度较高。

Seifi等人研究利用EBM增材制造Ti-48Al-2Cr-2Nb的组织性能研究，结果发现，所沉积的材料强度和硬度值超过了常规铸造Ti-Al所获得的强度和硬度值，这与目前测试的增材材料中存在更精细的微观结构相一致。

Surmeneva等人研究了采用EBM技术增材Ti–10%Nb（质量分数，下同）的组织性能研究。结果发现，通过EBM技术元素Nb和Ti的粉末混合物中原位生产Ti-10%Nb合金，最大的Nb颗粒保留在EBM制造的样品中，并且Nb仅部分扩散到Ti中，如图4所示，应该对EBM工艺的参数优化进行更多的研究，以实现更均匀的合金显微组织。

综上所述，对于Ti6Al4V的EBM研究相对较为广泛，发现对于Ti-Nb合金的EBM技术增材制造仍难很好地解决Nb颗粒的扩散问题，会导致显微组织不均匀，因此对于Ti-xNb合金的增材制造还需要更多的工艺优化试验进行材料性能的提升。

3.熔焊增材制造

与其他增材制造方式相比，熔焊增材制造操作性更强，成本更低，但结构可靠性相对较低。熔焊增材制造一般采用焊丝增材制造，但是由于基材和初始沉积层之间的热梯度大，以及辐射和对流热损失，会在制造的部件底部观察到细晶粒结构。由于较低的热梯度，传热速率较低，这阻碍了在增材过程的中间层形成细晶粒结构，而只在制造部件的中间形成长的柱状晶粒。

3.1 CMT电弧增材制造

李雷等人采用CMT电弧增材TC4薄壁结构，研究其增材层组织性能。结果发现，由于增材过程热循环的反复作用，原始β柱状晶晶界、水平层带条纹、马氏体组织和网篮组织等形态出现在增材层中，由于时效作用，对中下部区域产生强化作用，造成上部增材层显微硬度略低于中下部显微硬度（见图5）。

陈伟进行了CMT电弧增材TC4的微观组织及力学性能研究。结果发现，在设定送丝速度为3.0m/min、焊接速度为0.48m/min的参数下，原始β晶粒剖面面积最小，CMT电弧增材制造TC4钛合金在870℃，1h/固溶炉冷（FC）+600℃、2h/固溶空冷（AC）下热处理，获得的各区域微观组织较均匀，固溶处理后的材料塑性较高。

3.2 等离子弧增材制造

Lin等人采用PAW增材制造Ti6Al4V，在微观结构和显微硬度方面进行了研究。结果发现，先前的β柱状晶粒的外延生长受到脉冲扰动的抑制，这导致形成了具有接近等轴晶粒的柱状晶粒，在沉积早期，由于热循环不足，显微硬度较低，在后续沉积中，硬度升高，在沉积层的顶部，不受连续热循环的影响，导致第二相的体积减小，硬度值降低。

马照伟进行了旁路热丝等离子弧增材制造钛合金的组织性能研究（见图6）。结果发现，钛合金增材构件的横向抗拉强度为977MPa，强度与TC4母材的抗拉强度相当，断裂位置在增材直壁结构尾部区域，这是由于横向焊缝为连续熔化-凝固而来，焊缝中的缺陷和杂质较少，使得横向焊缝具有良好强度性能的钛合金增材构件的竖向抗拉强度为

936MPa，断裂位置在增材直壁结构上部区域，性能较横向焊缝稍差。靠近母材的热影响区硬度相对较低，出现了小范围的软化区，整体的竖向硬度差别并不明显。

3.3 复合电弧增材制造

Pardal等人进行了激光和CMT复合焊接增材制造Ti6Al4V的结构件稳定性研究。结果发现，激光可用于稳定焊接过程，减少焊接飞溅，改善电弧漂移的情况，改善单层和多层沉积的焊缝形状，并将Ti6Al4V增材制造的沉积速率从1.7kg/h提高到2.0kg/h。

综上所述，对于熔焊增材制造钛合金主要集中在TC4的研究中，多采用CMT、等离子等高效熔丝工艺方式，同时采用其他热源辅助焊接的方式稳定焊接过程，进行钛合金的增材制造。分析认为，对于熔焊钛合金增材制造的发展方向应开拓研究制备钛合金功能性材料，便于多领域全方位的应用推广，复合热源的增材方式或其他可控热输入的稳定

增材方式会成为熔焊增材的热门研究方向。

4.固态焊增材制造

4.1 搅拌摩擦增材制造（FSAM）

搅拌摩擦增材制造是一种从搅拌摩擦焊接技术发展而来的固相增材技术，原理如图7所示。增材效率高、成本低；在增材过程中没有金属的熔化和凝固，可以避免熔池带来的冶金缺陷问题，同时搅拌摩擦过程中塑性变形还可以起到晶粒细化的作用，获得低成本、高质量增材产品。

张昭等人基于Abaqus生死单元法和移动热源法建立两种搅拌摩擦增材制造Ti6Al4V有限元模型，研究搅拌摩擦增材的温度分布和晶粒生长情况。研究结果发现，横向增材峰值温度大于纵向增材峰值温度，在搅拌区冷却及增材累积过程晶粒粗化，并且由β相转变为α相，由于不同热循环次数的影响，低层搅拌区晶粒尺寸较大，高层搅拌区晶粒尺寸较小。

4.2 超声波增材制造（UAM）

超声波增材制造（UAM）是一种新的快速成形工艺，用于在室温或接近室温的条件下制造金属基复合材料。较低的加工温度使复合材料能够通过利用嵌入在基体中的高度预应变的形状记忆合金（SMA）纤维产生的回复应力。

Hahnlen等人利用UAM技术制造NiTi-Al复合结构界面强度研究，纤维-基体界面的强度是UAM复合材料的限制因素。结果发现，平均界面剪切强度为7.28MPa，纤维与界面结合方式是机械键合，未发生化学键合或冶金键合方式。

为提高碳纤维增强材料（CFRP）的承重能力，使其能在航空航天和汽车工业上进一步推广应用，James等人进行了CFRP/Ti的超声波增材制造中剪切破坏强度的研究，研究结果发现，采用UAM技术可以实现CFRP/Ti的结构制造，超声波能量和表面粗糙度都对UAM制成结构的剪切强度产生积极影响，在焊接前增加界面的表面粗糙度有助于增加最终焊缝的剪切破坏负荷。

综上所述，关于超声波增材制造钛合金的研究较少，主要进行的是金属基复合材料的研究，以增强复合材料的特定性能满足实际生产应用，分析认为，在未来研究中，应侧重于提升复合材料的力学性能研究方向。

5 结束语

随着现代工业的迅速发展，轻量化的设计成为结构件的发展方向，对结构件的性能和质量要求变的越来越严格，钛合金增材制造技术的迅速发展，可以进一步扩大钛合金结构件的应用范围，提高钛合金增材件的性能，增强结构稳定性。综合国内外所研究的钛合金增材制造技术和现代工业的发展方向，未来钛合金增材制造技术注定将朝着绿色、经济、稳定、快速的方向发展。

1）从绿色发展方向来看，搅拌摩擦增材制造起步阶段较晚，还处于试验研究阶段，未来进行多金属材料的复合结构增材制造，实现特定结构的特种性能，将是该技术的一个研究方向。

2）对于经济、稳定的发展方向，则需要进行电弧增材的稳定性过程探索，尤其是新型复合电弧增材制造的稳定性研究。

3）对于快速性的发展方向，目前阶段激光/电子束增材制造工艺相对较为成熟，应继续探究激光增材制造的经济适用性，从实际生产中的装配精度到生产制造中的工艺优化过程，进而降低生产成本，为钛合金增材制造结构件大面积的生产应用打下基础。

⑸ 紧急医学救援核心技术有哪些，简要阐述技术要点

一、国外大涵道比涡扇发动机发展概况大涵道比涡扇发动机是指涵道比大于4的涡扇发动机，它具有推力大、耗油率低和噪声小等优点，广泛用于军民用运输机和其他大型亚声速飞机。经过30多年的发展，大涵道比涡扇发动机的性能、可靠性、耐久性、经济性、和环保水平等乎灶方面都有很大进步。与早期的涡喷发动机相比，发动机的噪声降低了20dB，推力增加了100倍，耗油率减少了50%。目前，大涵道比涡扇发动机的最大推力已超过50000daN，发动机的空中停车率从每1000飞行小时1次下降到0.002～0.005次左右，返修率达到每1000飞行小时0.06～0.01次，航班准点率达到99.95%～99.98%。发动机在飞机上不拆换的工作时间达到16000小时，最长超过40000小时。发动机的噪声强度和污染物排放分别降低了75%和80%。在民用大涵道比涡扇发动机市场上，150座级干线客机的发动机是主流产品。据预测，未来20年，世界150座级干线客机至少需要25000台发动机，大约占民用发动机市场的73%。目前典型的150座级干线客机用大涵道比涡扇发动机是CFM国际公司的CFM56发动机和IAE公司的V2500发动机。其中，CFM56系列发动机占据150座级干线客机发动机市场的78%，该发动机不仅是B737飞机的唯一动力，而且赢得新型A320飞机一半以上的发动机订货，目前已经交付使用的CFM56发动机超过15600台。V2500发动机占据150座级干线客机20%左右的市场份额，主要用于A320、A321和MD-90客机。关于此类发动机今后的发展，CFM国际公司在1998～2004年实施了Tech56计划，目标是燃油消耗率降低4%～8%，拥有成本和维护成本降低15～20%，NOx排放比目前ICAO标准低40%～50%，噪声比FAR36第三阶段低20dB。该计划发展的技术包括：金属材料空心风扇叶片、压比15的6级高压压气机、双环腔预旋流燃烧室（TAPS）、锯齿型喷管（降噪3dB）、低成本控制系统等。2007年，这些技术将用于生产型的CFM56-5B/7B发动机。2004年底，CFM国际公司又开始实施LEAP56（前沿航空推进）计划，专门研究下一代150座级干线客机所需的发动机技术。该计划的目标是在目前CFM56-5B/-7B的基础上，燃油消耗率降低10%～15%，维护成本降低15%～25%，机上寿命延长25%，污染物（特别是NOx）排放降低50%，噪声比FAR36第四阶段的标准低15dB。从1990年开始，普??惠公司与MTU、菲亚特、Avio和Volvo等联合发展下一代150座级干线客机所需的齿轮传动涡扇发动机PW8000，2007年第一台GTF验证机将投入试验，目标是使发动机的耗油率比目前的水平低11%～12%，噪声比第三阶段的要求低30dB，维修费和使用费分别降低30%和10%。发动机推力为111～156千牛，压气机总增压比40，风扇直径1.93米。另外，英国罗罗公司和俄罗斯的一些机构也都在积极发展下一代150座级干线客机的发动机技术。军民用大涵道比涡扇发动机技术的通用性很强（达70%），但是在安全可靠性、环保要求、舒适性、经济性和适航取证方面，民用干线客机发动机比军用运输机发动机要求更高、更岁察扮严格，研制难度更大。因此，军民结合、互相支持是世界通行的发展途径。由于军用大涵道比涡扇发动机数量不大，很多大型军用运输机发动机就直接是民用发动机的改型，典型的机种包括CFM56-5C发动机和俄罗斯的D-30KP发动机等。二、我国大涵道比涡扇发动机的需求与现状1.需求分析研制大型飞机及其发动机是党中央、国务院在新世纪作出的具有重大战略意义的决策。在《国家中长期科学和技术发展规划纲要》和“十一五”规划纲要中，国家已经把大型飞机列为重大专项工程，而且要求最终配装具有自主知识产权的大涵道比涡扇发动机，包括军民没桐用两型大型飞机发动机，这是必须实现的国家战略目标。发动机是飞机的心脏，大涵道比涡扇发动机是自主研制大型飞机的关键，发动机技术不突破，就无法掌握大型飞机研制的主动权。而民用航空发动机又是航空动力产业的重要支柱（国外民用发动机产值已达总产值的80%），不发展民用大涵道比涡扇发动机，就没有独立、完整、强大的航空动力产业和航空工业。据有关部门预测，我国未来20年，仅150座级干线客机就需要800架左右，加上其他用途的大型飞机，共需军民用大涵道比涡扇发动机约2750台，总价值达412亿美元，折合人民币3300亿元左右。大涵道比涡扇发动机用途广泛、市场巨大，经济、军事、社会效益显著，对国民经济发展、国防建设和科技进步具有重大推动作用和战略意义。2.发展现状与差距经过多年发展，我国在航空动力技术领域取得了一些成绩，在军用涡喷和小涵道比涡扇发动机方面已具有一定的研制生产能力，研制生产了数十个型号、6万多台各类航空发动机，装备了几十种军民用飞机，为空军装备建设和民用航空事业的发展作出了自己的贡献。在大型飞机使用的大涵道比涡扇发动机方面，对风扇/增压级、高压压气机等关键技术开展了初步研究，并在航空推进技术验证计划支持下，建立了以设计定型的太行发动机核心机为基础的大涵道比涡扇发动机整机验证平台。但与国际先进水平相比差距仍然较大，技术基础相对薄弱，大量关键技术尚未突破和掌握，部分试验设备还存在缺门，工程设计和使用经验缺乏，自行独立研发还有较大困难。三、我国大涵道比涡扇发动机关键技术分析1.军用大涵道比涡扇发动机总体方案根据大型军用运输机及特种大型飞机的使用要求，在已设计定型的太行发动机核心机的基础上，利用航空推进技术验证计划构建的大涵道比涡扇发动机验证平台，对高压压气机叶片进行全三维改进设计，改善核心机性能；同时改进设计风扇/增压级，匹配设计低压涡轮，采用全权限数字电子控制系统，发展12000kgf推力级的涡扇发动机。该发动机主要技术指标与正在服役的CFM56发动机相当，与现役俄制D-30KP发动机相比明显提高，在同等条件下，将使大型军用运输机航程增加10％以上，具有一定的先进性，可满足我国大型军用运输机对动力装置的需求。2.民用大涵道比涡扇发动机总体方案突破关键技术，提高自主研发能力。以14吨推力级的下一代先进民用大涵道比涡扇发动机为背景，通过预先研究和国际合作，完成部件、系统、核心机和验证机的设计、加工和试验，突破民用大涵道比涡扇发动机关键技术，基本具备自主研发能力。在验证机的基础上，根据市场和飞机需求，研制出具有自主知识产权和市场竞争力的大涵道比民用涡扇发动机，满足我国干线客机发展对动力的需求，进入市场，逐步形成产业。主要技术指标：起飞推力14000kgf；巡航耗油率：不大于0.56kg/（kgf.h）（H=11km、M=0.8）；噪声、有害物排放水平满足当时的适航标准；寿命、可靠性、可维护性等综合性能水平优于现役CFM56发动机，与其后继机的水平相当。3.大涵道比涡扇发动机关键技术3.1主要设计关键技术对于军民用大涵道比涡扇发动机而言，除环保、寿命和经济性等指标外，其他的主要设计技术是相同的，包括总体、部件、系统、整机、仿真等，因此将其关键技术合并研究，主要有：（1）大涵道比发动机总体方案设计技术（含飞发一体化和经济性分析）；（2）民用发动机适航技术；（3）大涵道比风扇/增压级设计技术；（4）高效高级压比压气机设计技术；（5）低排放、长寿命燃烧室设计技术；（6）高性能长寿命高、低压涡轮设计技术；（7）发动机短舱及反推力装置设计技术；（8）核心机设计技术；（9）验证机设计技术；（10）整机/部件综合数值仿真技术；（11）大涵道比涡扇发动机数控系统设计技术；（12）低噪声设计技术；（13）长寿命、高可靠性和可维护性设计技术；（14）轴承和传动润滑系统设计技术；（15）故障诊断和监控技术；（16）涡轮主动间隙控制技术；（17）辅助动力装置（APU）设计技术。3.2材料、工艺技术军用大涵道比涡扇发动机主要采用现有成熟材料和工艺，但在部分关键零部件（如大型风扇叶片、机匣等）的制造上仍有其特殊要求，需要进行攻关。民用大涵道比涡扇发动机由于技术指标要求更高，满足适航取证的要求也，需要采用的新材料和新工艺，才能达到设计要求。军民用大涵道比涡扇发动机研制中需要攻关的主要材料工艺项目包括：（1）大型宽弦风扇空心叶片（钛合金或复合材料）制造技术；（2）大型钛合金中介机匣铸造、焊接和制造技术；（3）钛合金整体叶盘/叶环制造及修复技术；（4）复合材料包容环制造技术；（5）风扇盘圆弧型榫槽加工技术；（6）三维弯扭多联组合涡轮导向叶片精铸技术；（7）定向凝固带冠大展弦比低压涡轮叶片精铸技术；（8）风扇转子和发动机本机平衡技术；（9）风扇机匣涂层本机加工技术；（10）耐600℃高温钛合金材料工程化与制造工艺；（11）镍基高温合金整体叶盘低成本制造技术；（12）低成本燃烧室机匣整体铸造技术；（13）火焰筒浮动壁材料与制造技术；（14）高压涡轮动叶及导叶用涂层及其涂覆工艺；（15）耐1100℃单晶涡轮叶片低成本材料、铸造以及打孔工艺；（16）耐1100℃涡轮导叶低成本材料、铸造以及打孔工艺；（17）粉末轮盘制粉、锻造工艺以及缺陷检测。3.3试验、测试技术大涵道比涡扇发动机与军用小涵道比涡扇发动机相比，除了因为尺寸、流量、推力的增加，而需要对现有试验设备和技术进行完善改进外，由于大涵道比涡扇发动机、尤其是民用大涵道比涡扇发动机，为了满足适航条例的要求，需要进行大量的特殊的适航试验，如吞咽试验、包容试验、环境试验等。因此，在加紧建设相关的缺门试验设备的同时，还需大涵道比涡扇发动机所需的特殊试验技术进行研究，并发展相应的试验方法和规范。主要包括：（1）整机试验与调试技术；（2）发动机反推力试车技术；（3）发动机投鸟试验技术；（4）发动机吞水、吞冰、吞砂试验技术；（5）发动机侧风、逆风试验技术；（6）发动机噪声场测量技术；（7）风扇叶片包容试验技术；（8）部件和整机寿命和可靠性试验技术。4.关键技术解决途径与措施建议4.1军用大涵道比涡扇发动机通过型号验证机研制、原型机研制和科研试飞、定型批研制和设计定型、生产定型及批量使用等几个发展阶段，充分继承了定型发动机的核心机、滑油系统和控制系统的部分附件，继承性较高，研制风险小，可降低研制成本、缩短研制周期。4.2民用大涵道比涡扇发动机尽快组织实施先进民用大涵道比涡扇发动机关键技术研究计划，利用10年左右时间，结合国际合作，通过部件/系统/核心机/验证机研制，突破和掌握关键技术，夯实技术基础，提高自主创新能力。然后，在验证机的基础上进一步研发出具有自主知识产权和当代水平的、取得适航证进入市场的民用大涵道比涡扇发动机。4.2.1关键技术攻关和验证机研制（1）发动机总体方案设计和部件设计、加工和试验。完成发动机总体方案设计和性能分析计算、整机/部件气动热力性能数值仿真分析、发动机方案草图设计和选材方案、各部件和系统的设计技术指标和参数要求；完成总体/部件/系统试验件设计和试验、部件强度寿命设计分析、选材和关键加工工艺设计、部件/系统综合数值仿真分析、辅助动力装置设计和试验等。（2）核心机和验证机的工程设计、加工和试验验证。完成核心机和验证机的工程设计和加工、核心机的地面模拟试验、验证机地面台架性能调整试验、300小时地面台架持久试验、高空台巡航状态性能模拟试验（H=11km，M=0.8）以及部分适航性标准试验（如噪声、低污染排放等）。4.2.2原型机研制和适航取证在第一阶段验证机高空台性能达标的基础上，针对我国干线客机发动机的具体要求，完成原型机的研制，取得型号合格证、生产许可证和适航证。4.3积极开展国际合作我国航空动力行业与世界先进水平相比，差距仍然较大，尤其在大涵道比涡扇发动机技术方面，基础十分薄弱，缺乏技术储备，大量关键技术尚未突破和掌握，没有工程经验，材料、工艺差距更大，试验设备不配套，缺乏高水平的人才，短期内完全自行研发出先进大涵道比涡扇发动机有很大困难。为此，必须强化基础、自主创新，又要改革开放、借助外力，积极开展国际合作。同时，也应看到，国际合作发展民用航空发动机已成为当今世界的一大潮流。为了筹措资金、技术互补、减少风险、扩大市场，即使实力超群的大国公司也在奉行合作开发的道路，表示了与我开展合作的意向。尽管仍然存在着多种矛盾和风险，但和平开放的国际环境毕竟为开展大涵道比涡扇发动机的国际合作提供了比较有利的条件。多年的实践证明，与俄罗斯开展技术合作，能够学到大部分关键设计技术，这是与西方国家合作所做不到的，而且俄罗斯也已经表现出与我合作的强烈意愿，所以在开展关键技术研究和验证机研制中，重点要抓紧对俄合作的工作。同时，也通过各种方式加强与西方的已有合作，并不断探索新的合作途径，通过与西方的商业合作加快型号产品的开发，尽快进入国际市场。4.4加强材料、工艺、试验等基础条件建设有关材料、工艺是大涵道比涡扇发动机的关键技术之一，必须尽早安排计划，攻关研究，加以突破。大涵道比涡扇发动机的研制需要特殊的加工和试验手段，必须在现有基础上，根据军民结合的原则，尽快进行补充和完善。如：野外试车台、环境试车台、2号高空舱、快速反应科研试制力量等。

⑹ 为什么用钛合金制作“人造骨骼”

因为钛可以和人骨密切结合，新的骨头可以贴合在钛上，所以钛是最好的人造骨的材料。

钛是一种纯性金属，正因为钛金属的“纯”，故物质和它接触的时候，不会产生化学反应。也就是说，因为钛的耐腐蚀性、稳定性高，使它在和人长期接触以后也不影响其本质，所以不会造成人的过敏，它是唯一对人类植物神经和味觉没有任何影响的金属。

钛又被人们称为“亲生物金属”。钛在医学上有着独特的用途。在骨头损伤处，用钛片和钛螺丝钉固定好，过几个月，骨头就会长在钛片上和螺丝钉的螺纹里。新的肌肉就包在钛片上，这种“钛骨”就如真的骨头一样，甚至可以用钛制人造骨头来代替人骨治疗骨折。

(6)钛合金中介机匣的制造方法有哪些扩展阅读：

钛合金其他用途：

钛合金具有强度高而密度又小，机械性能好，韧性和抗蚀性能很好。另外，钛合金的工艺性能差，切削加工困难，在热加工中，非常容易吸收氢氧氮碳等杂质。还有抗磨性差，生产工艺复杂。钛的工业化生产是1948年开始的。

航空工业发展的需要，使钛工业以平均每年约 8%的增长速度发展。世界钛合金加工材年产量已达4万余吨,钛合金牌号近30种。使用最广泛的钛合金是Ti-6Al-4V(TC4),Ti-5Al-2.5Sn(TA7)和工业纯钛（TA1、TA2和TA3）。

钛合金主要用于制作飞机发动机压气机部件，其次为火箭、导弹和高速飞机的结构件。60年代中期，钛及其合金已在一般工业中应用，用于制作电解工业的电极，发电站的冷凝器，石油精炼改慧和海水淡化的加热器以及环境污染控制装置等。

钛及其合金已成为一种耐蚀结构材料。此外还用于生产贮氢材料和形状记忆合金等。钛合金是航空航天工业中使用的一种新的重要结构材料，比重、强度和使用温度余携介于铝和钢之间，但比铝、钢强度高并具有优异的抗海水腐蚀性能和超低温性能。

美国首次在F-84战斗轰炸机上用作后机身隔热板、导风罩、机尾罩等非承力构件。60年代开始钛合金的使用部位从后机身移向中机身、部分地代替结构钢制造隔框、梁、襟翼滑轨等重要承力构件。钛合金在军用飞机中的用量迅速增加，达到飞机结构重量的20%～25%。

钛合金在航空发动机中的用量一般占结构总重量的20%～30%，主要用于制造压气机部件，如锻造钛风扇、压气机盘和叶片、中介机匣、轴承壳体等。航天器主要利用钛合金的高比强度，耐腐蚀和耐低温性能来制造各种压力容器、燃料贮箱、紧固件、仪器绑带、构架和火箭壳。

⑺ 目前航空发动机的国产化要攻克哪些核心技术

材料达不到要求，高精度加工也没掌握，这是最大的难点

⑻ 钛合金都有哪些分类类型

钛是同素异构体，熔点为1668℃，在低于882℃时呈密排六方晶格结构，称为α钛；在882℃以上呈体心立方晶格结构，称为β钛。利用钛的上述两种结构的不同特点，添加适当的合金元素，使其相变温度及相分含量逐渐改变而得到不同组织的钛合金（titaniumalloys）。室温下，钛合金有三种基体组织，钛合金也就分为以下三类：α合金,(α+β)合金和β合金。中国分别以TA、TC、TB表示。
α钛合金
它是α相固溶体组成的单相合金，不论是在一般温度下还是在较高的实际应用温度下，均是α相，组织稳定，耐磨性高于纯钛，抗氧化能力强。在500℃～600℃的温度下，仍保持其强度和抗蠕变性能，但不能进行热处理强化，室温强度不高。
β钛合金
它是β相固溶体组成的单相合金，未热处理即具有较高的强度，淬火、时效后合金得到进一步强化，室温强度可达1372～1666MPa；但热稳定性较差，不宜在高温下使用。
α+β钛合金
它是双相合金，具有良好的综合性能，组织稳定性好，有良好的韧性、塑性和高温变形性能，能较好地进行热压力加工，能进行淬火、时效使合金强化。热处理后的强度约比退火状态提高50%～100%；高温强度高，可在400℃～500℃的温度下长期工作，其热稳定性次于α钛合金。
三种钛合金中最常用的是α钛合金和α+β钛合金；α钛合金的切削加工性最好，α+β钛合金次之，β钛合金最差。α钛合金代号为TA，β钛合金代号为TB，α+β钛合金代号为TC。
钛合金按用途可分为耐热合金、高强合金、耐蚀合金（钛-钼，钛-钯合金等）、低温合金以及特殊功能合金（钛-铁贮氢材料和钛-镍记忆合金）等。典型合金的成分和性能见表。
热处理钛合金通过调整热处理工艺可以获得不同的相组成和组织。一般认为细小等轴组织具有较好的塑性、热稳定性和疲劳强度；针状组织具有较高的持久强度、蠕变强度和断裂韧性；等轴和针状混合组织具有较好的综合性能。

⑼ 第四代战斗机中国没有最核心的发动机技术怎么能说掌握了

因为掌握不代表可以运用 但中国没有好的发动机不代表就没有这种技术

技术是从理论上升华的 而从理论到技术掌握 中间的过程就是实践 而中国就在这个过程中

楼上说WS-10不如同类三代机涡扇是不科学的 而且要指出的是现在新歼-10装备的大都是国产发动机不是WS-10 而是WS-10A 更重要的是这两种发动机其实有本质的区别

首先也扫一下盲 看航空发动机好坏 看三样

旁通比（BPR）其实就是涵道比

总压缩比（TPR）

前涡轮进气温度（TIT）

当然推重比也要看 但其实他算是一个结果 由前面的好坏来决定

顺便普及一下四代发动机基本指标

推重比（T/W），TIT，TPR，BPR

第一代涡轮喷射引擎的特征（用于Mig-17，Mig-19）：TIT~1150K，TPR=4~6。

第二代涡轮喷射引擎的特征（用于Mig-21）：TIT=1200~1250K，TPR=8~10。

第三代涡轮喷射引擎的特征（用于Mig-23）：TIT=1400~1450K，TPR=13~15，T/W=5.5~6.5。

第四代涡扇喷射引擎的特征（用于F-16或Su-27）：TIT=1600~1700K，TPR=20~25，BPR~0.6，T/W~8。

涡扇10/10A是一种采用三级风扇，九级整流，一级高压，一级低压共十二级,单级高效高功高低压涡轮，即所谓的3+9+1+1结构结构的大推力高推重比低涵道比先进发动机。黎明在研制该发动机机时成功地采用了跨音速风扇;气冷高温叶片，电子束焊整体风扇转子，钛合金精铸中介机匣;，挤压油膜轴承，刷式密封，高能点火电嘴，气芯式加力燃油泵，带可变弯度的整流叶片，收敛扩散随口，高压机匣处理以及整机单元体设计等先进技术。涡扇10A的制造工艺与F100、AL-31F相似，十分先进，外涵机匣利用中推部分先进技术采用高性能的聚酰亚树脂复合材料，刷式密封，机匣所用材料与美制F414相似世宏，电子束焊接整体涡轮叶盘，超塑成形/扩散连接四层风扇导流叶片，钛合金宽弦风扇空心叶片，第三代镍基单晶高温合金，短环燃烧室，收扩式喷口，全权限电子控制技术，结构完整性设计，发动机制造和设计十分先进，不亚于世界同时期先进水平。其中涡轮叶片采用定向凝固高温合金先进材料，无余且精铸和数控激光打孔等先进工艺，以及对流、前缘撞击加气膜"三合一"?的多孔回流复合冷却先进技术，使涡轮叶片的冷却效果提高了二倍，而且耐5000次热冲击试验无裂纹发生。涡扇10的涡轮叶片虽然是定向结晶的DZ125，但采用了我国独创的低偏析技术，其综合性能可以和第一代的单晶高温合金媲美。涡扇10的性能为：空气进量100kg/sec，涡轮前温度为1700-1750k，涡扇10加力风扇的性能的一些主要数据为如下：高、低转子的转速分转别是13kr/min，16.2kr/min，涵道比0.5，总增压比30，323m/s和334m/s，空气流量M=100kg/s，主燃烧室及加力燃烧室供油量分别为2.6kg/s,2.85kg/s。最大推力73.5kn，加力最大推力110kn。涡扇10装有无锡航空发动机研究所亏返敬研制的FADEC。

涡扇10涡轮装置DD3镍基单晶高温合金涡轮叶片是确定的事，7.5末期的DZ-4是定向凝固高温合金。定向凝固高温合金藉由柱状晶的同方向凝固，将细长的柱状晶朝凝固方向平行涡轮叶片运转产生的离心力。但其最大缺点是，涡轮叶片有中空部分，某些部位壁薄，在凝固时柱状界面之间容易产生裂缝，使得制造上受到限制。至于镍基单晶合金，在镍的Gamma固溶态中，有大量分散结晶构造稍为不同的Gamma基本态，只要将这种结晶单晶化，在定向凝固合金中，增加Gamma基本态，提高高温强度。镍基单晶合金基本上消除定向凝固高温合金的限制。F119的涡轮叶片是用第三代单晶作的，DD3可能是第一代。

涡扇10A的三级低压压比甚至比AL—31F的四级低压部分还要高，九级高压，压比12，效率85%，总压比、效率、喘震余度高于AL—31F，总压比与F110相似，达30以上,涡轮前温度为销慎1747K，推质比为7.5（国际标准，非俄式标准），全加力推力为13200千克，重量比AL—31F要轻。相比之下，AL—31F涡轮前温度只有1665K，推质比7.1（国际标准，俄式标准为8.17），全加力推力12500千克；F110的涡轮前温度为1750K，推质比为7.57（国际标准），全加力推力为13227千克。总体比较，涡扇10A性能要远高于AL—31F，与F110（装备于F16C/D、N，F-15E）相似。（顺便说一下F/A-18系列装备的F404-GE-400 推重比为7.24）从上面看我国的发动机技术基本达到了四代发动机技术标准 可以满足第三代战机的动力需求 不过离第四代战机还很远。

涡扇10性能如何？对其设计可说一无所知。但燃气涡轮研究院有几篇研究报告，提到三级压气机，应指LPC。至于级压缩比未知，608所研制的WJ9用来取代Y-12上P&W的PT-6A-27涡桨发动机，其单级轴流压缩比是1.51。以此水准计算，三级LPC可获得3.44的压缩比，AL-31F四级LPC获得3.6（级压缩比1.377），印度GTX-35VS三级LPC为3.2（级压缩比1.474）。各位认为合理吗？叶片的三维黏流体设计，631所与西北工业大学研究水准不差。GTX-35VS（3LPC+5HPC）的TPR~21，AL-31F的TPR~24（4LPC+9HPC），F100-PW-100的TPR~25（3LPC+10HPC）。最合理的推论是涡扇10的TPR约为在25。至于级数。

涡扇10装有无锡航空发动机研究所研制的FADEC，AL-31F为机械液压系统，F100-PW-129装有FADEC。

燃烧器确定是短环喷雾式，与WP-13比，其长度可减少1/2。

单晶涡轮叶片的意义是能忍受更高的前涡轮进气温度。也就是说，单级高压涡轮与单级低压涡轮就足以产生足够的效率，推动压气机的运转。而不需要像F100-PW-100一般，用二级高低涡轮。F100的后续系列因受限于基本设计，无法更动，只能不断完善部件效率，提高性能。印度GTX-35VS也是采单级高低涡轮，其叶片是用定向凝固高温合金，后续发展型才用单晶涡轮叶片。

涡扇10的旁通比，如果TPR为25，那么旁通比约在0.5与0.6之间。更低的旁通比，表示要压缩更多的空气，难度越大，除非增加级数。换言之涡扇10的高空高速性能比AL-31F有提高。

涡扇10的推重比高于8应该没问题，与AL-31F比，因为涡扇10有比AL-31F更有效的压缩机，单晶涡轮叶片比AL-31F的涡轮叶片更能忍受高温，引擎控制系统也比较先进。总之，涡扇10的压缩机用多少级来产生多少的总压比是判断性能的关键

接着说涡扇10涡扇10A混淆的问题，其实两者之间有本质的区别，最大区别就是核心机的不同，当然空气流入量、涡轮温度、推比、推力都不尽相同。其中涡扇10的全加力推力比涡扇10A的要小，涡扇10早在九十年代中期，就在歼十与SU—27上试验，该机已于2000年定型。

涡扇10A于98年装在歼十上首飞，并进行过长达四十分锺的超音速试验，在2000年第一次装在SU—27上试验，在与AL—31F混装试飞当中，曾发生空中熄火险情。涡扇10A随歼十的预生产型进行边试飞边定型试验，并且后来随歼十正式生产定型，2005年随机大批量入役。

歼十定型后的发动机乃是涡扇10A ，不是什么AL—31F，所谓进口AL—31FN之说，是为沈飞歼11生产之用。歼十装备涡扇10A后，无论空战推重比、载弹量还是飞机的机动性、灵活性方面，其综合飞行性能要大大高于装备AL—31F的歼十。今后，国产歼11也要装备涡扇10A，涡扇10A将成为我国歼十、歼11的标准发动机。涡扇10A经过严酷苛刻的国军标试验，其性能、寿命、可靠性要远远高于俄制标准的AL—31F，606所再彷制AL—31F已没什么意义。606所对涡扇10A的评价，涡扇10A的研制成功将使中国航空动力事业达到发达国家的八十年代中期水平，当然差距还是存在的 。

而四代机使用将是研制中的WS-15 其的具体设计我们无法得知 但从而其的部分目标可以小窥

1.结构改进的特点是以WS-9为基础改进设计了带气动雾化喷嘴的环形燃烧室

2.优化设计了高压涡轮叶片，改为不带冠设计，采用气膜加对流复合冷却技术

3.对重新设计了风扇，扇由原来的5级改为4级，提高了压缩比

4.对加力燃烧室和尾喷管进行优化设计，采用新的耐高温合金材料，改进冷却设计，减轻重量

5.取消附面层控制系统

6.对其它部件、系统、成件等作了适应性改进。为减轻重量进一步扩大了钛合金的应用

其的设计目标推重比达到10 （正在研制为第三代改装准备的F-110X的推重比为9.5）

不过这也只是勉强达到F-119的初期性能指标 但推重比10的发动机还是有很高的技术领先性的

所以说不能一味的说中国发动机的不足 中国发动机还是有长远进步的 不过差距还是存在 所谓没有掌握四代机发动机核心技术 这就是所谓仁者见仁智者见智 看怎么理解了

望采纳！！

⑽ 钛合金分类有哪些

我国工业纯钛按GB／T3260－1994《钛及钛合金牌号和化学成份》的规定共分为TAO、TA1、TA2、TA3四级。美国ASTM定为Gr1、Gr2、Gr3、Gr4四级，日本JIS标准分为1种、2种、3种、4种四级。