ZTA15是一种仿制俄罗斯BT20Л[1-2]的铸造钛合金，其成分为Ti-6Al-2Zr-1Mo-1V。该合金属于高Al当量的近α型钛合金[3]，具备α型钛合金的优良特性，如良好的铸造工艺性、焊接性能以及综合力学性能。BT20是前苏联在美制Ti-8Al-1Mo-1V合金基础上自主研发的合金。由于美制Ti-8Al-1Mo-1V合金(简称Ti811)对热应力腐蚀开裂具有较高敏感性，而高Al含量是导致该敏感性的主要因素，因此BT20合金在设计中降低了Al含量，并添加了2%的Zr。Al与Zr均能有效强化并稳定α相，从而提升合金在高温下的强度和抗蠕变能力，增强其热稳定性，使其可在500 ℃以下长期稳定使用。该类合金已在航空航天、船舶制造、生物医疗等领域得到广泛应用[4-12]。钛合金首次应用于航空领域是在20世纪60年代的波音707飞机上。其在航空航天领域迅速发展的主要原因在于其较高的比强度，密度仅为钢铁材料的1/2，却具备优异的强度与硬度，同时具有良好的断裂韧性。基于钛合金的优异性能，特别是在多种战斗机、液压系统紧固件及民用客机中应用比例的不断提升，钛合金的应用水平已成为衡量飞行器制造技术水平的重要指标之一。
在GJB2896A、HB 5448、GB/T 15073等钛及钛合金铸造相关标准中，对ZTA15铸造钛合金中合金元素的成分要求(质量分数，%)：Al(5.5%～6.8%)、Zr(1.5%～2.5%)、V(0.8%～2.5%)、Mo(0.5%～2.0%)。各元素含量的允许范围相对较宽。石峰等[13]测试了不同温度下ZTA15铸造钛合金拉伸性能，并对金相组织和拉伸断口形貌进行了观察；陈红等[14]对ZTA15铸造钛合金在不同热处理状态下的微观组织及室温力学性能进行了研究，并重点分析了热等静压和退火状态下的常温性能；韩云飞等[15]探讨了铸件壁厚及铸造缺陷对ZTA15钛合金组织与性能的影响；张健辉等[16]研究了该合金的高周疲劳性能及其疲劳断裂的微观机制。然而，关于ZTA15铸造钛合金高温力学性能的研究相对较少，相关文献主要由航空材料研究院等科研机构发表[17-26]。目前，国内在合金体系中各元素具体成分含量与材料最终力学性能参数之间的内在关联机制及影响规律方面的系统性研究仍显不足。尽管部分学者已针对特定合金体系开展了一些成分-性能关系的探索性研究，但这些研究大多局限于单一合金系统或特定性能指标，缺乏对不同合金体系中多种元素协同作用及其对材料综合力学性能(包括强度、硬度、韧性、疲劳性能等)影响的深入分析和理论阐释。尤其在多元复杂合金体系方面，关于各合金元素含量变化与材料宏观力学性能之间的定量关系研究更为稀少，这在一定程度上制约了高性能合金材料的成分设计与性能优化。在实际铸件生产过程中，常观察到力学性能存在波动现象，表明合金元素含量的微小变化可能显著影响材料的整体力学性能。造成元素含量波动的原因，包括母合金原材料批次间的成分差异，或合金元素在熔炼过程中存在一定程度的偏析等。
本文采用多轮试验与检测相结合的方法，从两个方面系统研究ZTA15铸造钛合金的高温性能特征。一方面对ZTA15铸造钛合金中的合金成分进行调控，调整Al、Zr、V、Mo含量，开展相关性能检测；另一方面，在合金成分完全一致的前提下，采用不同的铸造工艺制备试样，进行性能对比检测。通过对多轮试验综合分析，探讨影响ZTA15钛合金高温力学性能的主要因素及其变化规律。
1 实验材料与方法
1.1 合金元素成分调控
1.1.1 原材料选取
制备两批次母合金原材料，分别简称为P1和P2。同一批次的海绵钛配制，并经两次或以上熔炼所得的铸锭，或同一熔炼炉次熔炼并经锻造处理的锻棒，视为一个母合金批次。铸件材料牌号为ZTA15。用于浇注的合金锭须经不少于两次真空自耗电极电弧炉熔炼，不得含有对重熔过程产生不利影响的内部或外部杂质。原材料的化学成分应符合表1和2的规定要求。
表1 ZTA15合金P1化学成分范围
Tab.1 Chemical composition range of ZTA15 alloy P1
(mass fraction/%)Al Zr Mo V Fe Si C O N H Ti5.9～6.3 1.8～2.1 1.1～1.6 1.5～2.0≤0.3≤0.15≤0.13≤0.16≤0.05≤0.01 Matrix
表1中P1的化学成分和表2中P2的成分范围，是根据GJB2896A[27]标准中对ZTA15合金成分要求所制定的两个企业内部质量控制标准。以下试验将基于P1和P2两个批次的母合金原材料制备试样，开展相关研究与分析。
表2 ZTA15合金P2化学成分范围
Tab.2 Chemical composition range of ZTA15 alloy P2
(mass fraction/%)Al Zr Mo V Fe Si C O N H Ti6.5～6.8 2.2～2.5 1.7～2.0 2.1～2.5≤0.3≤0.15≤0.13≤0.16≤0.05≤0.01 Matrix
如图1所示，该信息是在GJB 2896A标准中对ZTA15合金成分要求的基础上进行的元素调控。根据GJB2896A的规定，本研究中，Al元素P1组调控为5.9～6.3，P2组调控为6.5～6.8；Zr元素P1组调控为1.8～2.1，P2组调控为2.2～2.5；Mo元素P1组调控为1.1～1.6，P2组调控为1.7～2.0；V元素P1组调控为1.5～2.0，P2组调控为2.1～2.5。将元素含量划分为[0-100]区间，其中P1组的成分含量位于[30-70]区间，P2组的成分含量位于[70-100]区间。
图1 合金元素调控示意图
Fig.1 Alloying element control diagram
图2 试样浇注系统示意图
Fig.2 Schematic diagram of the sample pouring system
1.2 试样制备
1.2.1 浇注系统的设计
以直径15 mm、长度130mm的圆柱形铸态试样为研究对象，系统开展材料性能与铸造工艺的关联性分析。基于合金的流动性、凝固收缩特性及铸件结构特征，设计了科学合理的浇注系统，旨在实现金属液的平稳充型，有效降低湍流程度并减少卷气现象，控制内部缺陷的形成。该浇注系统在设计中还特别考虑了金属液凝固过程中的补缩能力，以确保试样获得致密且均匀的组织结构。在此基础上，进一步优化模具结构，使凝固过程中的温度场分布更加均匀，从而为后续的微观组织分析和力学性能测试提供实验保障。
1.2.2 铸型制备
在陶瓷型壳工艺中，通常采用由面层和加固层组成的复合型制壳工艺。其中，面层选用具有优异化学惰性的特殊材料，旨在在高温浇注过程中有效抵御金属液的化学侵蚀，从而减少因材料与金属液发生反应而产生的夹杂物等缺陷。加固层则采用具有良好退让性和透气性的材料，以提升型壳的整体强度和铸造适应性，并在铸件冷却收缩过程中实现适度退让，防止铸件出现裂纹或变形。
该复合结构设计不仅增强了型壳在铸造过程中的稳定性，还显著优化了其综合性能，涵盖型壳的机械强度、退让性及溃散性。通过对上述性能参数的合理调控，可有效降低浇注过程中夹杂、气孔等冶金缺陷的发生率，从而提升铸件的冶金质量。
制壳参数如表3所示，陶瓷型壳采用了由面层2层、过渡层1层、加固背层7层以及封浆层1层构成的制壳工艺。该工艺选用了与钛铸件制壳工艺相同的结构配置，旨在确保型壳在强度、厚度、散热性能、溃散性及透气性等方面保持一致性，从而提升铸造过程的稳定性与铸件质量。
表3 制壳工艺参数
Tab.3 Parameters of the shell-making process
Serial Parameter Parameter Parameter number value number value 1 Top layer 2 3 7 ment layer Transition2 1 4 Sealing 1 layer paste layer Serial Parameter Reinforce-
在石墨铸型的制作过程中，通常采用机械加工的方式对石墨材料进行精密加工，以制备符合设计要求的石墨模具。该类模具在铸造工艺中具有关键作用，其几何精度与物理性能直接影响最终铸件的品质。为确保石墨模具在使用过程中具备良好的热稳定性和铸造适应性，必须在浇注前对其进行真空除气处理。该工艺步骤的主要目的是去除石墨模具内部可能吸附的气体及挥发性杂质，避免在铸造过程中因气体残留而引发气孔、夹杂等铸造缺陷。通过真空除气处理，可显著提升铸件的致密性与表面质量。
真空除气的具体工艺参数见表4，制备两种不同工艺的熔炼浇注铸型，图3a为陶瓷型壳，图3b为石墨铸型。经验证，严格执行该除气工艺不仅有助于提升模具的服役性能，还能有效保障铸造过程的稳定性，提高产品成品率。
图3 铸型：(a)陶瓷型壳；(b)石墨铸型
Fig.3 Casting mold:(a) ceramic shell;(b) graphite casting mold
表4 除气工艺参数
Tab.4 Degassing process parameters
Vacuum Working Insulation Remarksdegassing process temperature time≤6.0Pa 950±10 ℃≥2h Heating rate5～8 ℃/min Exit temperature＜300 ℃
1.2.3 熔炼浇注
本实验设计了三炉浇注试验，分别采用不同原材料与型壳组合进行熔炼浇注。具体方案如下：第一炉采用P1批次原材料与陶瓷型壳进行熔炼浇注，所得试样简称为F1；第二炉采用P2批次原材料与陶瓷型壳进行熔炼浇注，所得试样简称为F2；第三炉采用P2批次原材料与石墨铸型进行熔炼浇注，所得试样简称为F3。F1、F2、F3三炉试验均采用相同的熔炼浇注工艺。熔炼浇注工艺参数见表5。
表5 熔炼浇注工艺参数
Tab.5 Smelting and casting process parameters
Serial number Equipment Parameter Parameter values1 Trolley type resistance furnace Shell preheating temperature (350±25)℃2 Trolley type resistance furnace Shell holding time≥2h 3 Vacuum skull furnace Degree of melting vacuum≤1.0Pa 4 Vacuum skull furnace Melting current 18000～22000A 5 Vacuum skull furnace Melting voltage 35～45V 6 Vacuum skull furnace Cooling time≥40min 7 Vacuum skull furnace Metal cast 25kg
1.2.4 后处理
熔炼浇注后的试样依次进行清壳、切割、打磨和吹砂等预处理工序，去除表面残留的型壳物质、氧化层及微小杂质，提高表面清洁度与光洁度。完成预处理后，试样进入热等静压(hot isostatic pressing,HIP)处理阶段，该工艺利用高温高压下的惰性气体能有效消除内部缩松和气孔缺陷，显著提升材料的致密性与组织均匀性。热等静压的具体工艺参数见表6。
表6 热等静压工艺参数
Tab.6 Hot isostatic pressing process parameters
Temperature Holding Holding Cooling Exit/℃ time/h pressure/MPa mode temperature/℃Furnace 920±10 2～2.5 100～140≤300 cooling
热等静压处理后的试样需接受X射线无损检测，以评估其内部是否存在气孔、缩松等缺陷。经检测合格的试样可进入后续加工工序。随后，试样进入真空退火处理阶段，该工艺旨在消除材料内部因前期加工产生的残余应力，并优化微观组织结构，提升材料的综合力学性能。真空环境可有效防止氧化、氮化及其他形式的表面污染，保障试样在加热过程中的化学稳定性和表面质量。退火工艺参数见表7[27]。
表7 真空退火工艺参数
Tab.7 Vacuum annealing process parameters
Temperature/℃ Holding time/h Vacuum degree/Pa Cooling mode Heating rate/(℃·min-1) Exit temperature/℃725～735 2.5±0.3＜1 Furnace cooling 5＜300 ℃
1.3 实验分析与检测方法
制备完成的试样分别进行化学成分分析、400 ℃高温拉伸性能测试以及金相组织观察，以系统评估材料的化学成分、力学性能及微观组织特征，全面反映其综合性能表现。
(1)化学成分分析 为验证材料成分是否符合设计规范，试样依据国家标准GB/T4698进行化学成分检测，对试样中的主要合金元素及杂质元素含量进行测定，确保其处于标准允许范围内，为材料性能的稳定性与一致性提供可靠的数据支持。
(2)高温力学性能测试 高温力学性能测试在温度400 ℃下进行，试样按照GB/T 228.2：《金属材料拉伸试验第2部分：高温试验方法》的要求进行加工。在加工过程中，采用高精度数控设备进行车削、铣削等操作，严格控制表面粗糙度和几何公差，避免因加工误差引入额外应力或对检测结果造成干扰，通常选用R5规格。测试过程中，通过高温试验炉建立稳定的热环境，测定试样在高温条件下的抗拉强度、屈服强度和伸长率等关键力学参数，用于评估材料在高温服役状态下的承载能力与塑性变形特性[18-22]。
(3)金相组织观察 金相试样经切割、镶嵌、粗磨、细磨、抛光及腐蚀等标准制样流程后，使用K氏腐蚀剂(成分为5%氢氟酸+10%硝酸+85%水)进行表面腐蚀，以清晰显示其组织结构。随后，采用Olym pus金相显微镜对试样进行系统观察，重点分析晶粒尺寸、相组成、析出物分布及其形貌特征。同时，结合能谱仪(EDS)对断口局部元素组成定性定量分析，判断断裂诱因。综合比对力学性能测试数据及金相组织特征，以完整认知材料高温断裂行为。
2 实验结果及讨论
2.1 化学成分分析
对退火后的试样F1、F2和F3分别进行化学成分检测，每组样本数量为3个，检测结果详见表8。
表8 F1试样化学成分实测
Tab.8 Measured chemical composition of the F1 sample
(mass fraction/%)Element Al Zr Mo V Fe Si C O N H TiRequired 5.9～6.3 1.8～2.1 1.1～1.6 1.5～2.0≤0.3≤0.15≤0.13≤0.16≤0.05≤0.01 Matrix value6.19 2.04 1.22 2.02 0.15 0.027 0.0040 0.11 0.00300 0.0007 Measured 6.18 1.97 1.22 2.04 0.15 0.014 0.0040 0.12 0.00400 0.0008-value 6.17 2.06 1.16 2.03 0.15 0.01 0.0057 0.13 0.0043 0.004 1
表9 F2试样化学成分实测
Tab.9 Measured chemical composition of the F2 sample
(mass fraction/%)Element Al Zr Mo V Fe Si C O N H TiRequired 6.5～6.8 2.2～2.5 1.7～2.0 2.1～2.5≤0.3≤0.15≤0.13≤0.16≤0.05≤0.01 Matrix value6.60 2.26 1.82 2.22 0.152 0.030 0.006 0.13 0.005 0.0032 Measured 6.63 2.24 1.80 2.20 0.152 0.032 0.007 0.15 0.003 0.001 6-value 6.62 2.20 1.78 2.18 0.147 0.028 0.008 0.15 0.003 0.0022
表10 F3试样化学成分实测
Tab.10 Measured chemical composition of the F3 sample
(mass fraction/%)Element Al Zr Mo V Fe Si C O N H TiRequired 6.5～6.8 2.2～2.5 1.7～2.0 2.1～2.5≤0.3≤0.15≤0.13≤0.16≤0.05≤0.01 Matrix value6.66 2.29 1.81 2.24 0.15 0.023 0.006 0.13 0.009 0.001 9 Measured 6.62 2.26 1.86 2.25 0.15 0.029 0.006 0.14 0.016 0.001 9-value 6.61 2.28 1.83 2.24 0.15 0.028 0.008 0.14 0.007 0.001 7
如表8～10所示，F1试样采用P1批次的原材料，F2和F3试样则采用P2批次的原材料。根据图4可知，各试样的化学成分均处于规定范围之内，且整体波动较小，表现出良好的稳定性。
图4 F1、F2、F3的元素含量对比分析
Fig.4 Comparative analysis of the element contents of F1,F2and F3
2.2 高温400 ℃力学性能检测
从F1、F2、F3 3种试样中各随机抽取5件样品作为实验样本，进行400 ℃高温拉伸试验，试验方法依据GB/T228.2标准执行，检测项目包括抗拉强度Rm、屈服强度Rp0.2、断后伸长率A及断面收缩率Z等力学性能指标。表11列出了F1、F2、F3 3种试样的各项检测结果。
表11 400 ℃高温拉伸力学性能
Tab.11 High-temperature tensile mechanical properties at 400 ℃
Test Date type Rm/MPa Rp0.2/MPa A/% Z/%temperature/℃ Index≥622≥10605 470 16.0 31.0607 465 16.0 28.0400 F1 593 465 16.0 28.0602 467 16.0 30.0610 470 16.5 29.0640 510 12.0 25.5655 510 16.0 30.5400 F2 640 500 12.0 20.0640 505 17.0 28.0640 490 16.0 39.0695 520 16.0 31.5675 505 18.0 41.5400 F3 695 525 18.0 39.5715 545 19.5 42.0710 515 17.5 37.0
通过对表11及图5所示数据的分析可知，F1、F2和F3 3种试样在各项性能指标上均表现出较好的一致性与稳定性。根据航空、航天领域对铸件高温拉伸性能的一般要求，抗拉强度Rm应不低于622MPa，断后伸长率A应不低于10%；而对屈服强度Rp0.2和断面收缩率Z则无明确要求[27]。图5展示了抗拉强度Rm和断后伸长率A的柱状图分析，其中红线代表航空、航天标准限值。
图5 力学性能：(a)抗拉强度；(b)断后伸长率
Fig.5 Mechanical properties:(a) tensile strength;(b) elongation after fracture
由图可知，F1试样的抗拉强度Rm平均值为603.4MPa，5个样本均未达到航空、航天标准[27]；F2试样的抗拉强度Rm平均值为643 MPa，所有样本均满足标准要求；F3试样的抗拉强度Rm平均值为698MPa，5个样本也均符合航空、航天标准。在断后伸长率A方面，F1、F2、F3 3种试样的测试结果均满足A≥10%的要求。
F1与F2试样均为熔模精密铸造试样，其主要区别在于ZTA15合金中金属元素含量不同。F1试样采用P1成分配比，其中Al、Zr、Mo、V的含量处于30～70区间；而F2试样采用P2成分配比，上述金属元素含量处于70～100区间。实验结果表明，随着金属元素含量的提升，试样的高温(400 ℃)拉伸性能显著增强。
F2与F3试样均采用P2成分配比，主要区别在于铸造工艺不同。F2为熔模精密铸造，F3为石墨型铸造。试验结果显示，F3试样的高温拉伸性能进一步提升，抗拉强度Rm可达700MPa左右，断后伸长率A也有所提高(图6)。
图6 应力-应变曲线：(a) F2试样；(b) F3试样
Fig.6 Stress-strain curve:(a) F2sample;(b) F3 sample
两种材料在弹性、屈服、强化及破坏等力学行为阶段表现出不同程度的差异，这些差异有助于深入理解材料在不同应力条件下所展现出的力学响应特征。
分析表明，铸型材质的差异会对铸件的力学性能产生显著影响。石墨铸型的热导率通常在80～150 W/(m·K)之间(因石墨种类和纯度不同而有所差异)，远高于熔模铸型常用的硅溶胶和陶瓷材料(热导率通常低于1～2W/(m·K))。因此，石墨铸型能够更高效地将金属熔体的热量传导至外部，加快冷却速度，同时减小铸型内部的温度梯度，使热量更均匀地扩散至铸型表面，并通过对流和辐射散失至环境中。相比之下，熔模铸型由于热导率较低，热量易在型腔附近积聚，导致散热缓慢。石墨铸型的快速散热特性有助于细化金属晶粒、减少缩松缺陷，但也可能增加铸造应力；而熔模铸型因保温性能较好，适用于薄壁或结构复杂的铸件。因此，在实际应用中应根据冷却速度与铸件质量要求进行合理选择。
2.3 金相检测结果与分析
2.3.1 合金典型组织
对P2批次试样进行宏观和微观组织观察，试验试样经热等静压处理后的典型组织有所改善，为典型魏氏组织、片状层组织及等轴组织等混合组织特征。
由图7可知，F3石墨铸型制备的试样晶粒更加细小，表明石墨铸型的热导率高于熔模铸型，其快速散热特性有助于细化金属晶粒。
图7 宏观金相组织：(a) F2试样；(b) F3试样
Fig.7 Macroscopic metallographic structure:(a) F2sample;(b) F3 sample
F3试样的显微组织(图8)由等轴组织与片层状组织共同组成，呈现出典型的混合组织(图8f)特征。其中，等轴组织(图8e)分布相对均匀，晶界清晰，有利于提升材料的塑性与韧性；可观察到明显的片层状α相，片层状α组织平行或交叉分布。在晶界可以观察到明显的片层状α相，这些晶界α相有的呈连续状，有的呈断续状。这种相互交错得片层状组织在高温条件下能够有效阻碍位错的移动，从而增强材料的强度。该类组织在400 ℃高温环境下仍能保持较好的结构稳定性，展现出优异的热稳定性。上述微观组织的协同效应，使F3试样在高温条件下兼具较高的强度与良好的塑性变形能力，为高温结构材料的组织设计与性能优化提供了重要的理论依据。
图8 试样微观组织：(a,c) F2中心部位；(b,d) F2边缘部位；(e,g) F3中心部位；(f,h) F3边缘部位
Fig.8 Microstructures of the samples:(a,c) F2central part;(b,d) F2edge part;(e,g) F3 central part;(f,h) F3 edge part
2.3.2 断口组织
本研究采用SEM对在400 ℃高温条件下进行拉伸试验的试样F2和F3的断口形貌进行了系统表证。分析涵盖宏观与微观两个层面，分别考察断口的整体形貌特征及其细观断裂模式。通过对比F2与F3试样的断口特征，判断其在高温环境下的失效机理是否具有一致性，并进一步分析材料成分、加工工艺或初始组织状态的差异对断裂行为的影响。
从图9所示的宏观断口扫描电镜图像分析可知，F3试样在断裂区域周围呈现出明显的缩颈现象，这是材料在拉伸过程中发生显著塑性变形的典型表征。其断口表面可见清晰的滑移带与流变痕迹，表明在高温条件(400 ℃)下，材料内部位错运动较为活跃，晶粒间的相对滑移现象显著，从而促进了塑性变形能力的提升。该类微观变形机制的显现，进一步说明F3试样在高温拉伸过程中经历了较为充分的塑性变形阶段，其断裂模式更接近于韧性断裂。综合表面形貌特征与变形机制分析，可以推断该试样在高温服役环境下具备良好的延展性与变形稳定性。
图9 400 ℃拉伸宏观断口：(a,c) F2试样；(b,d) F3试样
Fig.9 Macroscopic tensile fracture at400 ℃:(a,c) F2sample;(b,d) F3 sample
图10为F2和F3试样断口在不同扫描倍数下的微观组织形貌。对比图10a和b可知，F3试样的断裂特征主要表现为微孔聚集型断裂机制。其断口表面分布着大量尺寸较为均匀、形态接近圆形的等轴韧窝，这是材料在断裂前经历显著塑性变形的典型微观特征，尤其在高温(400 ℃)条件下表现更为突出。韧窝的较大尺寸与深度表明材料在拉伸过程中发生了明显的塑性流动，体现出良好的延展性与断裂韧性。
图10 400 ℃拉伸断口微观组织：(a,c,e) F2试样；(b,d,f) F3试样
Fig.10 Microstructure of tensile fracture at400 ℃:(a,c,e) F2sample;(b,d,f) F3 sample
此外，在断口的局部区域，特别是在试样边缘区域，可观察到呈拉长状的抛物线形韧窝。此类韧窝通常与剪切应力作用密切相关，反映出材料在断裂过程中存在复杂的应力状态。剪切韧窝与等轴韧窝共存的现象进一步表明，F3试样在高温拉伸过程中不仅发生了均匀的塑性变形，还伴随有局部剪切滑移行为，断裂机制具有一定的多样性。该类微观特征为深入分析材料在高温环境下的断裂行为提供了重要的实验依据，同时也进一步支持了其在高温工况下具备良好力学性能与结构稳定性的结论。
3 结论
(1)ZTA15合金中Al、Zr、V、Mo等主要合金元素的含量对铸件的高温力学性能具有显著影响。试验结果表明，随着上述元素含量的适当增加，试样的高温抗拉强度和屈服强度均呈现明显提升趋势，表明其对高温性能具有积极的强化作用。4种合金元素含量范围的最优区间取值为：6.5%～6.8%Al；2.2%～2.5%Zr；1.7%～2.0%Mo；2.1%～2.5%V。此区间范围小于GJB2896A中表1所规定的元素含量范围，满足标准要求。
(2)石墨铸型相较于传统熔模精铸型壳具有更优良的导热性能，能够加快凝固过程中的热量散失，有效细化晶粒组织，从而改善铸件的力学性能与组织均匀性。
(3)针对航空、航天领域中对高温性能要求较高的关键部件，结合铸件结构特点，建议优先采用石墨型铸造工艺。实验数据显示，采用该工艺制备的试样在高温力学性能指标上显著优于相关航空、航天标准的技术要求，具备更高的工程应用价值。
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