航空发动机压气机钛火包容性评价及机理研究

Evaluation and mechanism investigations of titanium-fire inclusiveness in aeroengine compressor

摘要

航空发动机压气机钛火燃烧产生的大量熔滴及其产物会造成钛合金机匣烧穿，并致使其非包容失效，危害巨大。基于钛合金熔滴烧蚀机理和激光点火技术探索压气机钛火包容性定量评价方法，建立以TC4钛合金机匣水平扩展、垂直滴落两种构型抗熔滴烧穿能力为特征参数的测试与评价方法，实现了模拟气流环境下钛火扩散传播行为以及失效临界条件的实验验证。结果表明：在垂直滴落构型下，钛合金熔滴烧穿机匣的机理在于滴落接触界面处形成的局部高度热量集中；受传热机制影响，钛合金机匣基底原子动能急速升高，形成贯穿性液相区，最终造成烧穿，即钛火非包容失效；而在水平扩展构型下，熔滴在水平移动时会受到一定的反向气流作用等机制影响，削弱扩展效应。当熔滴在重力或离心力等作用下长期黏附于机匣模拟件表面时，释放的热量足以烧穿钛合金机匣，其临界厚度在1.5~2 mm之间。

Abstract

A large number of droplets and their products produced by titanium fire combustion in aeroengine compressor will cause burn through and non-inclusiveness failure of titanium alloy casing. This has shown great harm. In this study， a quantitative evaluation method for titanium fire inclusiveness of compressor was explored based on the mechanism of titanium alloy melt drop ablation and laser ignition technology. A test and evaluation method was established with the characteristic parameters of the melt drop penetration resistance of two configurations of TC4 titanium alloy casing， namely horizontal expansion and vertical drip. Meanwhile， the diffusion behavior of titanium fire and the critical failure conditions under simulated airflow environment were varified by experiments as well. Those results show that the mechanism of titanium alloy droplet burning through the casing lies in the local high heat concentration formed at the droplet contact interface. Under the action of heat transfer， the kinetic energy of the atoms in the base of the titanium alloy cartridge increases rapidly， forming a penetrating liquid phase， and finally causing burn-through， that is， titanium non-inclusiveness failure. When the droplet moves horizontally in the process of extended combustion， it will be affected by some mechanism such as reverse airflow， which will weaken the expansion effect. When the droplet is adhered to the surface of the casing simulation for a long time under the action of gravity or centrifugal force， the heat released is enough to burn through the titanium alloy casing. Its critical thickness is between 1.5-2 mm.

Graphical abstract

关键词

钛合金机匣 / 钛火包容性 / 熔滴烧穿 / 分子动力学 / 航空发动机

Key words

titanium alloy casing / titanium fire inclusiveness / droplet burn-through / molecular dynamics / aeroengine

航空发动机压气机结构设计与选材中，一项关键参考指标为机匣包容性，即机匣应具备将大量高能碎片包容在机匣内部的能力，从而防止高能碎片对机舱、油箱、液压管路以及控制线路等关键部位造成二次损伤^［1］。在飞行状态下，这些高能碎片的来源较为复杂，受不同载荷与气流工况的影响，当机匣受到冲击、疲劳或自身缺陷作用时，部分轮盘、轮毂、叶片等运动部件便会失效产生高能碎片^［2］。

钛合金具有比强度高、使用温度宽等优异特性，当应用于压气机机匣时，则需要同时评价钛火包容性问题^［3］。这是因为一旦机匣与叶片发生异常摩擦，产生大量热量并高于临界生热温度时，摩擦界面生热由燃烧反应热主导，释放大量的热能^［4］，其间形成的熔体将对钛合金机匣产生烧蚀作用，从而造成机匣结构失效。在整个钛火燃烧过程中，熔体及产物主要来源于起燃与扩展燃烧两个阶段，并沿一定路径扩散传播。在钛火起燃阶段，钛合金明显伴随有少量的熔化现象，同时出现熔滴飞溅的现象^［5］，并且熔体在力的作用下向机匣运动^［6］。在扩展燃烧过程中，随着钛火不断蔓延，更多的熔体产生并在气流作用下移动^［7］，直至大量黏附于机匣表面。

尽管目前有关压气机钛火技术如摩擦^［8］与激光^［9］点火实验技术已得到开发应用，并取得大量研究成果，但是表征钛合金机匣抵抗熔滴烧蚀机理及其钛火包容性的研究鲜见报道。特别是分子动力学（molecular dynamics， MD）、机器学习（machine learning， ML）等计算技术^［10-11］已经应用到现代航空发动机钛合金应用研究中，开展实物实验与模拟计算相结合的典型钛合金机匣钛火包容性研究，更显得尤为重要。因此，本工作在通过MD模拟熔滴滴落机匣瞬间的烧蚀机理分析基础上，结合对高温高速气流因素以及氧浓度等工况的调控，测定不同构型下钛合金机匣抗熔滴烧穿的临界参数，探索压气机机匣钛火包容性分析评价方法，明确不同钛合金配对结构钛火包容性临界参数的影响，从而进一步完善发动机钛火防控技术体系。

1 研究方法

1.1 实验方法

在激光法钛火实验^［7，9］装置及点火燃烧机理^［4-6］研究基础上，采用70 mm×30 mm×2 mm的TC4（Ti-6Al-4V）钛合金实验件。通过线切割、铣、磨等方法制备的TC4钛合金实验件，表面光洁、成分均匀、形貌平整。如图1所示，对于TC4钛合金的抗熔滴烧穿性能实验采用两种实验构型，即水平扩展构型与垂直滴落构型。首先，在水平扩展构型下，作为熔滴来源的TC4叶片模拟件（试件A）在400 W激光下，连续烧蚀5 s，所产生的熔体在气流温度为450 ℃、气流压力为101 kPa、气流速度为66~127 m/s和氧浓度为21%的空气气流条件下，迅速向TC4机匣模拟件（试件B）扩展，机匣模拟件的厚度分别为2，1.5 mm和1 mm；其次，在垂直滴落构型下，机匣模拟件置于叶片模拟件的正下方，完全平行，使其处于熔滴的滴落范围之内，而在气流环境方面，采用在相同的气流温度、压力和速度条件下，精确调节气流氧浓度参数的实验思路，具体设定氧浓度范围为30%~90%，每个梯度差为10%。

1.2 模拟计算方法

首先在钛合金熔滴的形成机制中，采用模拟实际激光点火试样的平板模型，以及模拟微凸体或碎屑的球形颗粒模型。图2为MD计算模型的三视图，其中平板模型的尺寸为70 nm×30 nm×2 nm，球形模型的半径为5 nm。按照同样的规格尺寸，分别构建了Ti-6Al （质量分数）、Ti-48Al （原子分数）两个Ti-Al元素配比的二元合金模型。表1统计了相同尺寸下Ti-6Al以及Ti-48Al合金的Ti， Al原子数。根据Ti-Al二元合金相图^［12］，由于Ti-6Al属于固溶型钛合金，而Ti-48Al为金属间化合物，因此Ti-6Al采用质量分数，而Ti-48Al采用原子分数。然后将三个Ti-Al合金模型分别放置于100 nm×100 nm×100 nm的立方体计算盒子内，计算盒子采用了三维度周期性边界条件，不设置界面反射墙，不设定边界扩展或收缩，恒定环境压强。

其次，在滴落过程的MD模拟中，粒径5 nm的Ti-6Al合金颗粒正下方20 nm处设置了一个30 nm×30 nm×3 nm的长方体Ti-6Al平板模型，首先将Ti-6Al合金颗粒从300 K匀速加热至2300 K形成熔滴，然后给予熔滴0.35 nm/ps的向下初速度，在零阻力下匀速下降直至滴落至Ti-6Al平板模型表面。期间，Ti-6Al平板与颗粒模型都同时采用NVE系综，维持系统总能量恒定，关闭控温算法。

此外，在运行参数方面，在熔滴形成机制的模拟中，采用了全原子匀速升温的加热模式，即针对模型（平板、球体）内的所有原子，采用统一的控温模式，每经过一个温度阻尼系数（时间）区间，修正一次升温速率，保持升温速率恒定。在初始化阶段，平板模型与球形模型的所有原子初始温度为300 K，原子初始振动方向随机。采用了共轭梯度算法进行模型的能量最小化，设定能量的容差为0.001，原子受力的容差为0.01 eV/nm。然后在升温阶段，平板与球形模型的时间步长为1 fs，模型迭代1000000步，即共计1000 ps。同时设定目标温度为2000 K，恒定升温速率为1.7 K/ps。在控温过程中采用了NVT系综下的Nose^［13］/Hoover^［14］控温算法，设定温度阻尼系数为100 fs。而熔滴滴落的参数设置与熔滴形成阶段基本相近，其区别在于熔滴温度进一步升高至2300 K，并且达到峰值温度后立刻给予熔滴0.35 nm/ps的向下初速度，模型迭代80000步，即共计80 ps。以上所有MD计算均基于LAMMPS程序^［15-16］；模型可视化及结构分析由OVITO程序^［17］完成；Ti-Al二元原子间势由Fereidonnejad等^［18］开发。

2 结果与分析

2.1 钛合金熔滴形成及滴落烧蚀的微观机理

钛合金在接近室温（300 K）环境下，经激光烧蚀可以在极短的时间（<1 s）内，熔化形成液相的熔体或者熔滴。图3显示了Ti-6Al合金平板与球形模型从300 K加热至2000 K的结构演化过程。首先在模拟片状平面试样的平板模型方面，随着模型温度的升高，模型内原子的动能增加，早期的原子原位振动加剧，导致晶格出现变形。这也进一步导致了晶格间的约束作用减弱。因此从470 K开始，温度越高，平板模型的结构稳定性越低，模型出现一定的波纹状弯曲。特别是模型边缘处的结构变化最为明显，因为在假设两两原子间配对势能相等的情况下，内部原子受到360°周围原子的势能稳定作用，而边缘的原子仅受到1/2或1/4方向的原子势能作用，因此在相等温度差的情况下，边缘原子会最先脱离晶格束缚。由于在LAMMPS MD模拟中，未设置重力场（G），因此模型总体呈现出，水平面：向中心收缩；垂直面：向外扩展等变化趋势。相较之下，球形Ti-6Al模型从固态到液态的形貌变化较小，基本保持了原始形态，因此球形（微粒）形成熔滴的过程相对较为迅速。

虽然球形Ti-6Al合金模型在形成熔滴过程中，总体形貌变化不明显，但从颗粒表层到内核，存在逐渐演变的液化过程。图4显示了Ti-6Al合金模型从300 K加热至2000 K的截面晶体类型分布，其中晶体类型识别采用了Ackland-Jones晶体识别算法^［19］。如图4所示，由于Ti-6Al合金中Al为α稳定元素，所以在300~640 K的温度区间内，合金内部为密排六方（HCP）晶格。在模型内部由于缺乏β稳定元素（如V元素），因此在980~1320 K的高温区间内，未发生α相到β相的转变，而是直接完成了从固相到液相的熔化过程。在980~1660 K的熔化过程中，熔滴形成过程为：首先在合金颗粒的表层形成逐渐加厚的液相区，然后随着温度的增加，液相区逐渐向内核扩散，直至完全熔化形成熔滴。同时在此过程中，原有晶体内部缺陷附近，也会先于其他内核区域形成液相区。

上述熔滴的形成机理，部分原因表现在原子间势能的驱动作用。图5为熔滴的形成过程，如图所示，由于表层Ti， Al原子的总体势能作用较弱，破坏原有原子间相互作用所需的能量较颗粒内部原子更低。因此，即使内部、表层原子同步升温，表层原子也会首先脱离晶格，成为液相组织的原子。与此同时，在弛豫过程中形成的晶体内部缺陷区附近，由于室温下原子动能较低，无法恢复到完美晶格状态实现能量最小化，因此缺陷区的原子间势能要低于非缺陷区，缺陷区也会率先液化。最终在液相区扩散的过程中，完成了熔滴的形成过程。

除合金模型的初始形貌（片状平板、球形颗粒）等，Ti-Al合金中Ti-Al元素配比，也是影响熔滴形成过程的潜在因素。图6显示了在相同尺寸条件下，Ti-6Al与Ti-48Al合金模型升温时的均方位移（mean square displacement，MSD）变化趋势。由于MSD计算的是每个Ti/Al原子随时间移动后的位置相对于参考（初始）位置的偏差的量度，并在t时刻统计得到系综平均值^［20］。因此当Ti-6Al与Ti-48Al合金模型未发生相变时，即在固态下的MSD值基本呈线性增长趋势。而在熔化形成熔滴过程中，Ti， Al原子运动状态由原位的热振动，转变为一定范围内的热运动，并且随着动能的增加，原子热运动速度加快，位移变化率增加。如图6所示，Ti-48Al合金的熔点约为1400 K左右，而Ti-6Al约为1500 K左右。由于Al元素含量升高导致熔点降低，势能阶跃提前，最终导致Ti-48Al合金的熔滴更容易形成。

当对Ti-6Al合金熔滴施加一个下坠初速度，并设置一个平面时，如图7所示，熔滴在滴落的同时，发生了对平面的烧蚀作用。首先在滴落的瞬间，熔滴底部接触平面，并进行热量传递，使平面产生局部热量集中，并快速升温。随后熔滴在表面张力及熔体黏聚性的作用下，呈椭球状黏附于Ti-6Al合金表面。在此过程中，熔体的温度降低，平面局部温度陡升。而在接触界面形成了新的金属键，该过程是在原子热运动下形成的，从而赋予了原子间达到弛豫结构的动能。

熔滴烧穿钛合金机匣的机理为：由于熔滴为钛合金燃烧下的产物，本身保持着2000 ℃左右的高温状态。当其滴落于钛合金表面时，首先在界面处形成快速的热量传递，从而使界面附近形成高度的热量集中，如图8所示。在热量集中区内的原子具有较高的动能，当动能达到临界状态时，即脱离晶格位，形成液态的新的熔体。如果熔体达到机匣的底面，形成贯穿性液相区时，即钛合金机匣失效，并判定为烧穿。因此影响熔滴烧穿钛合金的关键性因素包括：

（1）热量来源：一般由熔体的温度、质量、接触面积决定，温度越高、质量越大、接触面越窄，越容易形成局部更高的热量集中。

（2）机匣导热性：导热性越高，越不利于热量集中，在快速散热的同时，也可避免烧穿作用的产生。

（3）机匣厚度：厚度为关键因素，钛合金机匣厚度越大，越不利于形成贯穿性液相区。

2.2 熔滴水平扩展构型下抗烧穿特性分析

当钛合金叶片在局部高温热源作用下形成熔体或者熔滴时，在高温高速气流的共同作用下，熔体/熔滴会沿气流方向快速移动，从而将钛合金叶片烧穿。在钛-钛结构中，扩展移动的熔体，同样也会冲击与之相近的钛合金机匣表面，从而造成机匣二次烧蚀，进而引起包容性失效。基于该背景，本节采用了水平扩展构型（图9），并且通过控制气流的出口压强，实现了叶片模拟件扩展燃烧特性的调控。

由两个TC4钛合金构成钛-钛结构在高温高速气流及激光烧蚀下的扩展燃烧过程如图10所示，其中气流条件为：温度450 ℃，出口压强0.4 MPa。在叶片模拟件的完整起燃及扩展燃烧过程中，对机匣模拟件造成的熔滴烧蚀作用可分为2个阶段。

（1）起燃阶段（0~1 s）：在此阶段中，虽然光斑距离机匣模拟件较远，但是起燃所迸发出的大量火花及液态熔滴在高温高速气流作用下，大量飞溅到机匣模拟件表面。

（2）扩展燃烧阶段（2~7 s）：在熔体的扩展移动过程中，虽然燃烧界面未直接接触到机匣模拟件表面，但熔体所释放的大量热量，会对机匣模拟件造成一定的烧蚀作用。同时在3 s及7 s等时间点，熔体迸发出的大量火花及熔滴也会随高温高速气流冲击到机匣模拟件。

另外，通过观察叶片模拟件的扩展燃烧结果发现，采用图9所示构型的TC4钛-钛结构在同等气流与热源条件下的扩展燃烧特性，较单一TC4钛合金试样存在较大差异，从而造成燃烧界面的熔体未直接接触到机匣模拟件。单一的TC4钛合金实验件在气流温度为450 ℃，出口压强为0.4 MPa，激光功率为350 W，烧蚀时间5 s的条件下可以实现烧穿，表现出明显的扩展特性，且扩展路径相对较直。但图10中钛-钛结构的TC4叶片模拟件，不仅未烧穿，其燃烧路径发生了偏转。

造成上述差异的主要原因，在于气流方向的改变。如图10所示，高温高速气流在平顺流过叶片模拟件表面之后，受到机匣模拟件的阻挡，因而产生一定的反向气流。由于气流是推动熔体移动的主要因素，所以在反向气流的作用下，熔体越靠近机匣模拟件表面，就越容易偏转，造成扩展路径改变，中断烧穿进程。在这种反向气流作用机制下，如图11所示，冲击到机匣模拟件表面的熔体主要由气流带动的火花以及大量细小熔滴组成，而非燃烧界面的熔体。虽然在反向气流作用机制下，叶片模拟件燃烧时熔体的扩展移动受到限制，但是根据图12所示的不同出口压强下的叶片模拟件扩展路径显示，增加出口压强（或气流流速）仍然有助于叶片模拟件的扩展燃烧和熔体移动。

除了反向气流作用机制之外，另一个制约熔滴烧穿机匣模拟件的条件因素在于熔体与机匣模拟件表面的接触时间较短。如图12所示，当叶片模拟件未烧穿时，熔体的移动大部分都止步于叶片模拟件表面，而未接触到机匣模拟件；当通过预留缝隙的方式，使叶片模拟件烧穿时（图12最右侧一组试样），熔体又会在叶片模拟件烧穿的瞬间，随叶片模拟件共同掉落，从而脱离与机匣模拟件的接触。熔体与机匣模拟件接触的时间较为有限，难以造成有效的烧蚀效应。即使将机匣模拟件的厚度削薄至1.5 mm和1 mm，也无法实现起燃或烧穿。如图13所示，在有限的烧蚀效应下，机匣模拟件的背面仅造成有限的氧化区，随着机匣模拟件厚度的降低，氧化区的面积及氧化程度增大。

综上所述，采用水平扩展构型的机匣模拟件（厚度分别为2，1.5 mm和1 mm），在气流温度450 ℃、出口压强0.2~0.4 MPa均未起燃或烧穿。造成这一结果的原因主要有两方面，包括反向气流作用机制：由于叶片模拟件与机匣模拟件为垂直接触构型，气流冲击机匣模拟件表面时会受到反作用，造成气流方向发生反转，从而延缓了熔体的扩散和移动；熔体接触时间限制机制：受反向气流作用，熔体移动减缓，冲击到机匣模拟件表面的熔体主要为飞溅的方式，尺寸细小，质量有限，无法长时间且大量黏附于机匣模拟件表面。

2.3 熔滴垂直滴落构型下抗烧穿特性分析

在钛-钛结构的钛火包容性测试中，除了考虑沿高温高速气流方向移动的熔体之外，还有一个很重要的因素就是在重力及旋转离心力作用下，沿垂直方向滴落的大量熔滴长时间黏附于其他钛合金叶片或机匣表面，同样会造成一定的烧穿效应。基于该工程背景，本节采用了如图14所示的垂直滴落构型，并且通过控制环境氧浓度，实现了滴落熔滴质量和持续性高温状态的调控。

叶片模拟件在高氧浓度环境下的起燃及熔滴产生过程如图15所示，在氧浓度为30%（质量分数，下同）的条件下，处于上层的TC4钛合金实现起燃并扩展，由于氧浓度仅高于空气（9%），因此扩展的面积有限，而且12~16 s时产生的熔滴在滴落前即冷却，导致未能滴落至TC4钛合金机匣模拟件（16 s的亮斑区）。当氧浓度增加至50%时，燃烧扩展速率大幅度增加，4 s时即实现横向（气流方向）烧穿，同时燃烧界面沿纵向（垂直气流方向）继续扩展，并持续产生熔滴，在8~16 s的图像中，均能看到大量的熔滴滴落于机匣模拟件表面。当氧浓度进一步增加至80%时，首先叶片模拟件的扩展燃烧速率和燃烧面积增加，导致熔滴滴落的时间间隔缩短，滴落数量增多。如图15所示，在80%氧浓度下，4~16 s时均能看到大面积的亮斑区，这部分就是滴落于机匣模拟件的熔体。另外，熔滴在机匣模拟件表面持续高温的时间也进一步增加。这是因为氧浓度的升高，增加了熔滴发生高温氧化反应的剧烈程度，释放了更多的热量，从而维持熔体处于高温状态。在持续的高温下，熔滴的烧穿作用效应加剧。

外部热源（激光功率：400 W，照射时间5 s）与0.2 MPa气流条件的TC4-TC4结构抗熔滴烧穿性能实验结果显示：2 mm厚度的TC4钛合金机匣模拟件，在氧浓度30%~90%的条件下，虽然产生了大面积烧蚀氧化区，但均未实现烧穿，结构的包容性完整。图16显示了该部分实验的结果（叶片模拟件与机匣模拟件）。如图所示，随着氧浓度的增加作为熔滴来源的叶片模拟件燃烧面积逐渐增加，导致滴落的熔滴增多。如图17所示，氧浓度越高，则机匣模拟件的增重越大。除了熔滴滴落增多导致的增重外，还有一部分原因在于氧化面积和氧化程度的增加。在图16所示的机匣模拟件表面中，以熔滴为中心，在周围形成了大面积的高温氧化及热影响区。这表明熔滴的烧蚀作用并不局限于熔滴覆盖范围内，在周围一定区域，同样会受到高温氧化烧蚀作用的影响。并且氧浓度越高，高温氧化及热影响区的扩展面积越大。

如果将TC4钛合金试样的厚度削薄至1.5 mm，则外部热源（激光功率：400 W，照射时间5 s）与0.2 MPa气流条件的TC4-TC4结构抗熔滴烧穿性能实验结果显示：1.5 mm厚度的TC4钛合金机匣模拟件，在氧浓度≤50%的条件下，未实现烧穿，结构的包容性完整；当氧浓度≥60%时，机匣模拟件被熔滴烧穿，结构包容性失效。如图18所示，由于机匣模拟件厚度的减小，同等工况（热源、气流）下机匣模拟件表面熔滴附近高温氧化及热影响区的面积也在扩大，具体表现在氧浓度60%，80%下的1.5 mm厚机匣模拟件区域面积明显大于2.0 mm厚机匣模拟件区域面积。当氧浓度进一步升高至90%时，1.5 mm厚的机匣模拟件从区域性的烧穿，演变为完全熔化。

这种机匣模拟件从烧穿到完全熔化的过程如图19所示，总体可分为3个阶段。（1）区域性烧穿阶段：在5~9 s时，叶片模拟件沿气流方向扩展燃烧产生的熔滴滴落于机匣模拟件表面，使机匣模拟件的边缘区域烧穿；（2）大面积烧穿阶段：在14~17 s，随着叶片模拟件在扩展烧穿之后，继续扩大燃烧面积，更多的熔滴滴落于机匣模拟件，使得烧穿面积进一步扩大；（3）完全熔化阶段：在17~26 s区间，虽然叶片模拟件的扩展燃烧结束，熔滴不再继续产生，但由于机匣模拟件表面高温氧化反应产热的持续，大面积的熔滴持续保持高温状态，最终使得1.5 mm厚的机匣模拟件在热效应下被完全熔化。

综上所述，在垂直滴落构型下，TC4钛合金机匣模拟件的烧穿机理如图20所示：首先处于上层的叶片模拟件在激光连续烧蚀作用下，达到临界起燃温度，并且在扩展燃烧过程中，产生大量的熔滴，随后在重力作用下，熔滴滴落于机匣模拟件表面，并产生一定面积的高温氧化及热影响区。影响熔滴烧穿效果的因素主要有3方面。

（1）熔滴滴落数量：在有限的熔滴烧蚀效应下，机匣模拟件能够产生大面积的高温氧化区，甚至在滴落面的背面产生氧化区（图21），但如果熔滴的数量有限，则无法实现烧穿，机匣模拟件的背面依然完整。

（2）熔滴高温态的持续性：在熔滴烧穿过程中，熔滴的热量持续传导给机匣模拟件表面，增加其温度的同时，降低了稳定性。而增加熔滴持续处于高温状态的时间，则可以增加其对机匣模拟件的烧穿效应，因此增加氧浓度，提高燃烧及氧化持续性，则有助于烧穿。

（3）机匣模拟件的结构厚度：机匣模拟件的厚度越大，则其抗熔滴烧穿特性越强。如图21所示，2 mm厚的机匣模拟件在90%氧浓度下仅在背面产生大面积高温氧化区，而1.5 mm厚的机匣模拟件在80%下即被熔滴烧穿，造成包容性失效。

3 结论

（1）钛合金的熔滴形成过程始于原子间势能作用较弱的表面或缺陷区，随着原子动能的增加，从初始的热振动逐渐转化为热运动并形成液相，随着液相的扩展形成熔滴；当熔滴滴落时，迅速产生局部热量集中，原子动能剧增，导致相变并烧穿机匣。

（2）建立了以TC4钛合金机匣水平扩展、垂直滴落两种构型抗熔滴烧穿能力为特征参数的钛火包容性测试与评价方法，当熔体以水平扩展的方式向机匣模拟件移动时，受到反向气流作用等机制影响，扩展效应减弱，使熔滴无法直接移动至机匣模拟件表面，熔体主要以细小、分散的熔滴的方式迸射至机匣模拟件表面，因而以水平扩展方式受到熔体烧蚀作用较为有限；当熔体在重力或离心力作用下，长时间黏附于机匣模拟件表面时，熔体对于机匣模拟件的热传导使得机匣模拟件产生大面积的氧化区，随着熔体质量与烧蚀时间的增加，能够将机匣模拟件局部烧穿，甚至大面积熔化，机匣模拟件的厚度越低，抗熔滴烧穿特性越弱。

参考文献

[1] 刘闯， 陈国栋， 黄福增， 航空发动机机匣包容性试验研究［J］. 航空发动机， 2020， 46（3）： 71-76.

[2] LIU C， CHEN G D， HUANG F Z， et al. Study on aeroengine casing containment test［J］. Aeroengines， 2020， 46（3）： 71-76.

[3] 谭毅， 杨书仪， 左建华， 等， 面向包容性的航空发动机机匣研究综述 ［J］. 航空工程进展， 2022， 13（6）： 17-28.

[4] TAN Y， YANG S Y， ZUO J H， et al. Review of aero-engine casings containment research［J］. Advances in Aeronautical Science and Engineering， 2022， 13（6）： 17-28.

[5] 弭光宝，黄旭，曹京霞，航空发动机钛火试验技术研究分析进展［J］.航空材料学报，2016，36（3）：20-26.

[6] MI G B， HUANG X， CAO J X，et al.Experimental technique of titanium fire in aero-enging［J］.Journal of Aeronautical Materials，2016，36（3）：20-26.

[7] 梁贤烨， 弭光宝， 李培杰， 钛合金高温摩擦着火理论研究［J］.物理学报， 2020， 69（21）： 343-355.

[8] LIANG X Y， MI G B， LI P J， et al. Theoretical study on ignition of titanium alloy under high temperature friction condition［J］. Acta Physica Sinica， 2020，69（21）：343-355.

[9] 吴明宇， 弭光宝， 李培杰， 600℃高温钛合金燃烧组织演变及机理［J］.物理学报， 2023，72（16）：204-222.

[10] WU M Y， MI G B， LI P J， et al. Evolution and mechanism of combustion microstructure of 600℃ high temperature titanium alloy［J］. Acta Physica Sinica， 2023， 72（16）：204-222.

[11] 邱越海， 弭光宝， 李培杰， 气流速度对Ti₃Al基合金摩擦起燃行为的影响［J］.材料工程， 2024， 52（5）：17-25.

[12] QIU Y H， MI G B， LI P J，et al. Influence of airflow velocity on friction ignition behavior of Ti₃Al-based alloy［J］.Journal of Materials Engineering， 2024， 52（5）：17-25.

[13] 吴明宇， 弭光宝， 李培杰， 钛铝金属间化合物激光点火燃烧行为及机理［J］.材料工程， 2024， 52（5）：1-16.

[14] WU M Y， MI G B， LI P J， et al. Laser ignited burning behavior and mechanism of TiAl alloy［J］. Journal of Materials Engineering， 2024， 52（5）：1-16.

[15] 弭光宝， 隋楠. 一种航空发动机钛合金机匣结构防钛火验证试验方法： ZL202111420955.9［P］. 2024-06-21.

[16] MI G B， SUI N. A titanium fire proof verification test method for titanium alloy casing structure of aircraft engine： ZL202111420955.9［P］. 2024-06-21.

[17] 弭光宝， 陈航. 一种钛火试验用激光点火燃烧室： ZL201711188505.5［P］. 2017-11-23.

[18] MI G B， CHEN H. A laser ignition combustion chamber for titanium fire test： ZL201711188505.5［P］. 2017-11-23.

[19] 弭光宝， 孙圆治， 吴明宇， 机器学习在航空发动机钛合金研究中的应用进展［J］.航空制造技术， 2024， 67（1/2）： 66-78.

[20] MI G B， SUN Y Z， WU M Y， et al. Applications of machine learning on aero-engine titanium alloys［J］. Aeronautical Manufacturing Technology， 2024， 67（1/2）： 66-78.

[21] 弭光宝，孙若晨，吴明宇，航空发动机钛合金分子动力学计算技术研究进展［J］.航空材料学报， 2024， 44（2）：87-103.

[22] MI G B， SUN R C， WU M Y， et al. Research progress of molecular dynamic calculation on titanium alloys for aero-engine［J］. Journal of Aeronautical Materials， 2024， 44（2）：87-103.

[23] OHNUMA I， FUJITA Y， MITSUI H， et al. Phase equilibria in the Ti-Al binary system［J］. Acta Materialia， 2000，48（12）： 3113-3123.

[24] NOSÉ S.A unified formulation of the constant temperature molecular dynamics methods［J］. Journal of Chemical Physics， 1984， 81： 511-519.

[25] WILLIAM G H. Canonical dynamics： equilibrium phase-space distributions［J］. Physical Review A， 1985，31（3）： 1695.

[26] THOMPSON A P， METIN AKTULGA H， RICHARD B， et al. LAMMPS-a flexible simulation tool for particle-based materials modeling at the atomic， meso， and continuum scales［J］. Computer Physics Communications， 2022， 271： 108171.

[27] STEVE P. Fast parallel algorithms for short-range molecular dynamics［J］. Journal of Computational Physics， 1995，117（1）： 1-19.

[28] ALEXANDER S.Visualization and analysis of atomistic simulation data with OVITO-the Open Visualization Tool［J］. Modelling and Simulation in Materials Science and Engineering， 2010， 18： 015012.

[29] FEREIDONNEJAD R， MOGHADDAM A O， MOADDELI M. Modified embedded-atom method interatomic potentials for Al-Ti， Al-Ta， Al-Zr， Al-Nb and Al-Hf binary intermetallic systems［J］. Computational Materials Science， 2022，213： 111685.

[30] ACKLAND G J， JONES A P. Applications of local crystal structure measures in experiment and simulation［J］. Physical Review B， 2006， 73： 054104.

[31] TRAN T H， DUONG D P， PHAM T M H， et al. Investigation of mean-square displacement and elastic moduli of solid argon up to 85 GPa［J］. Chemical Physics， 2020，539： 110928.

基金资助

国家自然科学基金“叶企孙”科学基金(U2141222)

国家科技重大专项（J2019-Ⅷ-0003-0165）

中国航发自主创新专项(CXPT-2022-034)